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技術 銅合金板材、コネクタ、及び銅合金板材の製造方法

出願人 古河電気工業株式会社
発明者 金子洋
出願日 2014年12月25日 (6年0ヶ月経過) 出願番号 2015-523322
公開日 2017年3月23日 (3年9ヶ月経過) 公開番号 WO2015-099098
状態 特許登録済
技術分野 非絶縁導体 電線ケーブルの製造(1) 非鉄金属または合金の熱処理 導電材料
主要キーワード 材料割れ 層状境界 材料表 鏡面対 変形機構 銅マトリクス バネ長 転位運動
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図面 (6)

課題・解決手段

コネクタ等に好適な、高い降伏強度、良好な曲げ加工性、良好な導電率両立した銅合金板材とするために、NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、Siを0.40〜2.00質量%、並びにSn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.000〜2.000質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有し、{121}<111>方位方位密度が6以下、{110}<001>方位の方位密度が4以上であり、{110}<001>方位を有する結晶粒密度が0.40個/μm2以上である銅合金板材、それを用いたコネクタおよびその銅合金板材の製造方法を提供した。

概要

背景

近年の電気電子機器の小型化とともに、端子接点部品の小型化が進行している。例えば電気接点において、バネを構成している部材のサイズが小さくなると、バネ長が短くなることによって、バネ用銅合金への負荷応力が高くなる。その応力が、銅合金材料降伏点よりも高くなってしまうと、材料が永久変形してしまい、バネとして所望の接圧が得られなくなる。その場合に、接触抵抗が上昇し、電気的な接続が不十分となり、重大な問題となる。従って、銅合金には高強度が求められている。

また、一般的に曲げ加工性は強度とトレードオフの関係にある。さらに、電気・電子機器の小型化に伴って、材料に施される曲げ加工における曲げ半径は、小さくする必要がある。このよう電子機器の技術動向から、高強度でかつ、曲げ加工性も優れる材料が必要となる。

さらに、端子の一本一本が小型になることで、通電する断面積が減少し、所望の電流を流せないことが問題となっている。例えば、端子材として一般的な銅合金として、リン青銅が挙げられるが、高強度の成分組成となると導電率が10%IACS前後であり、小型の端子には不十分である。また、電子機器が小型化すると熱容量が小さくなるため、導体ジュール発熱が大きければ機器全体温度上昇直結し、問題となる。従って、銅合金には良好な導電性が求められている。 しかし、上記の高強度(例えば、高い降伏強度)と良好な導電性は、銅合金にとっては相反する特性である。これに対して、従来、種々の銅合金で高強度と良好な導電性を達成しようとする試みが行われてきた。

特許文献1では、Cu−Ni−Sn系合金の含有成分を含む合金組成選定し、特定の工程で時効析出硬化させることで、高強度で疲労特性の良好な銅合金とすることが提案されている。 特許文献2では、Cu−Sn系合金の結晶粒径仕上げ圧延条件を調整して、高強度の銅合金とすることが提案されている。 特許文献3では、Cu−Ni−Si系合金の中でもNi濃度が高い場合に、特定の工程で調製することで高強度とすることが提案されている。 特許文献4では、Cu−Ti系合金の含有成分を含む合金組成を選定し、特定の工程で時効析出硬化させることで高強度とすることが提案されている。

特許文献5では、Cu−(Ni、Co)−Si系合金板材を特定の製造工程で得ることで、RDに向く(100)面の面積率を高め、RDに向く(111)面の面積率を低めて、圧延方向(RD)で110GPa以下の低ヤング率とすることが提案されている。 特許文献6では、Cu−Ni−Si系合金条を特定の製造工程で得ることで、所定の{110}<001>方位密度とKAM(Karnel Average Misorientation)値とを有し、深絞り加工性耐疲労特性を向上させることが提案されている。 特許文献7では、Cu−Ni−Si系合金条を特定の製造工程で得ることで、(220)面への集積を高めて、I(220)が高い所定のX線回折強度と、板幅方向及び板厚方向に所定の関係を有する粒径とを有し、曲げ軸を圧延方向と直角にとったGood Way曲げにおける曲げ加工性を向上させることが提案されている。 特許文献8では、Cu−Ni−Si系合金板を特定の製造工程で得ることで、{001}<100>方位の割合が50%以上の集合組織であって、かつ、層状境界を有さず、高強度であって曲げ加工性を向上させることが提案されている。

概要

コネクタ等に好適な、高い降伏強度、良好な曲げ加工性、良好な導電率を両立した銅合金板材とするために、NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、Siを0.40〜2.00質量%、並びにSn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.000〜2.000質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有し、{121}<111>方位の方位密度が6以下、{110}<001>方位の方位密度が4以上であり、{110}<001>方位を有する結晶粒密度が0.40個/μm2以上である銅合金板材、それを用いたコネクタおよびその銅合金板材の製造方法を提供した。

目的

本発明の課題は、高い降伏強度、良好な曲げ加工性、良好な導電率を両立した銅合金板材とそれを用いたコネクタ、及びその銅合金板材の製造方法を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
1件
牽制数
0件

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請求項1

NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、並びにSiを0.40〜2.00質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有し、{121}<111>方位方位密度が6以下、{110}<001>方位の方位密度が4以上であり、{110}<001>方位を有する結晶粒密度が0.40個/μm2以上であることを特徴とする銅合金板材

請求項2

NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、Siを0.40〜2.00質量%、並びにSn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.000〜2.000質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有し、{121}<111>方位の方位密度が6以下、{110}<001>方位の方位密度が4以上であり、{110}<001>方位を有する結晶粒の密度が0.40個/μm2以上であることを特徴とする銅合金板材。

請求項3

Sn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.005〜2.000質量%含有する請求項2に記載の銅合金板材。

請求項4

ビッカース硬さが280以上である請求項1〜3のいずれか1項に記載の銅合金板材。

請求項5

請求項1〜4のいずれか1項に記載の銅合金板材を含んでなるコネクタ

請求項6

NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、並びにSiを0.40〜2.00質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有する原料を溶解し鋳造する溶解・鋳造工程と、加工率が20〜70%の中間冷間圧延工程と、300〜440℃で5分間から10時間の熱処理を行う時効処理工程と、加工率が90%以上の最終冷間圧延工程と、をこの順で行うことを特徴とする銅合金板材の製造方法。

請求項7

NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、Siを0.40〜2.00質量%、並びにSn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.000〜2.000質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有する原料を溶解し鋳造する溶解・鋳造工程と、加工率が20〜70%の中間冷間圧延工程と、300〜440℃で5分間から10時間の熱処理を行う時効処理工程と、加工率が90%以上の最終冷間圧延工程と、をこの順で行うことを特徴とする銅合金板材の製造方法。

請求項8

Sn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.005〜2.000質量%含有する請求項7に記載の銅合金板材の製造方法。

請求項9

前記溶解・鋳造工程と前記中間冷間圧延工程との間に、960〜1040℃で1時間以上の熱処理を行う均質化熱処理工程と、熱間加工開始から終了までの温度範囲が500〜1040℃であり、加工率が10〜90%である熱間加工工程と、をこの順で行い、前記熱間加工以降の工程で、480℃以上の熱処理を行わない請求項6〜8のいずれか1項に記載の銅合金板材の製造方法。

請求項10

前記最終冷間圧延工程の後に、200〜430℃で5秒〜2時間保持する歪取り焼鈍を行う請求項6〜9のいずれか1項に記載の銅合金板材の製造方法。

技術分野

0001

本発明は、銅合金板材とそれを用いたコネクタ、及びその銅合金板材の製造方法に関する。

背景技術

0002

近年の電気電子機器の小型化とともに、端子接点部品の小型化が進行している。例えば電気接点において、バネを構成している部材のサイズが小さくなると、バネ長が短くなることによって、バネ用銅合金への負荷応力が高くなる。その応力が、銅合金材料降伏点よりも高くなってしまうと、材料が永久変形してしまい、バネとして所望の接圧が得られなくなる。その場合に、接触抵抗が上昇し、電気的な接続が不十分となり、重大な問題となる。従って、銅合金には高強度が求められている。

0003

また、一般的に曲げ加工性は強度とトレードオフの関係にある。さらに、電気・電子機器の小型化に伴って、材料に施される曲げ加工における曲げ半径は、小さくする必要がある。このよう電子機器の技術動向から、高強度でかつ、曲げ加工性も優れる材料が必要となる。

0004

さらに、端子の一本一本が小型になることで、通電する断面積が減少し、所望の電流を流せないことが問題となっている。例えば、端子材として一般的な銅合金として、リン青銅が挙げられるが、高強度の成分組成となると導電率が10%IACS前後であり、小型の端子には不十分である。また、電子機器が小型化すると熱容量が小さくなるため、導体ジュール発熱が大きければ機器全体温度上昇直結し、問題となる。従って、銅合金には良好な導電性が求められている。 しかし、上記の高強度(例えば、高い降伏強度)と良好な導電性は、銅合金にとっては相反する特性である。これに対して、従来、種々の銅合金で高強度と良好な導電性を達成しようとする試みが行われてきた。

0005

特許文献1では、Cu−Ni−Sn系合金の含有成分を含む合金組成選定し、特定の工程で時効析出硬化させることで、高強度で疲労特性の良好な銅合金とすることが提案されている。 特許文献2では、Cu−Sn系合金の結晶粒径仕上げ圧延条件を調整して、高強度の銅合金とすることが提案されている。 特許文献3では、Cu−Ni−Si系合金の中でもNi濃度が高い場合に、特定の工程で調製することで高強度とすることが提案されている。 特許文献4では、Cu−Ti系合金の含有成分を含む合金組成を選定し、特定の工程で時効析出硬化させることで高強度とすることが提案されている。

0006

特許文献5では、Cu−(Ni、Co)−Si系合金板材を特定の製造工程で得ることで、RDに向く(100)面の面積率を高め、RDに向く(111)面の面積率を低めて、圧延方向(RD)で110GPa以下の低ヤング率とすることが提案されている。 特許文献6では、Cu−Ni−Si系合金条を特定の製造工程で得ることで、所定の{110}<001>方位密度とKAM(Karnel Average Misorientation)値とを有し、深絞り加工性耐疲労特性を向上させることが提案されている。 特許文献7では、Cu−Ni−Si系合金条を特定の製造工程で得ることで、(220)面への集積を高めて、I(220)が高い所定のX線回折強度と、板幅方向及び板厚方向に所定の関係を有する粒径とを有し、曲げ軸を圧延方向と直角にとったGood Way曲げにおける曲げ加工性を向上させることが提案されている。 特許文献8では、Cu−Ni−Si系合金板を特定の製造工程で得ることで、{001}<100>方位の割合が50%以上の集合組織であって、かつ、層状境界を有さず、高強度であって曲げ加工性を向上させることが提案されている。

先行技術

0007

特開昭63−312937号公報
特開2002−294367号公報
特開2006−152392号公報
特開2011−132594号公報
国際公開WO2011/068134A1号
特開2012−122114号公報
特開2006−9108号公報
特開2006−152392号公報

発明が解決しようとする課題

0008

ところで、特許文献1〜4では、一般的な銅合金から比べると、高い強度は得られているものの、合金系と製造方法によっては導電率が依然低い場合があった。また、曲げ加工性も不十分な場合があった。また、特許文献5〜8では、高い導電率と良好な曲げ加工性は得られているものの、降伏強度の点ではなお向上の余地があった。 そこで、良好な導電性を有しながら高い降伏強度を有し、かつ、良好な曲げ加工性を有する銅合金板材が求められている。

0009

上記のような課題に鑑み、本発明の課題は、高い降伏強度、良好な曲げ加工性、良好な導電率を両立した銅合金板材とそれを用いたコネクタ、及びその銅合金板材の製造方法を提供することにある。特に、本発明は、電気・電子機器用リレー、スイッチ、ソケットなど、自動車車載用などのコネクタや端子材などに適した銅合金板材、さらにはオートフォーカスカメラモジュール等の電子機器部品に使用される導電性ばね材FPC(Flexible PrintedCircuit)用のコネクタなどに適した銅合金板材と、それを用いたコネクタ、及びその銅合金板材の製造方法を提供することを課題とする。

課題を解決するための手段

0010

本発明者は、上記課題を解決する為に鋭意検討を重ねた結果、{121}<111>方位への集積を抑制し、かつ{110}<001>方位への集積を高めるとともに、{110}<001>方位の結晶粒を高密に分散させることによって、良好な導電性を有しながら、高い強度と良好な曲げ加工性を両立させることができることを見いだした。より詳しくは、良好な導電性を有しながら、従来と同等の曲げ加工性を維持しつつ、強度を向上させることができることを見出した。本発明は、この知見に基づき完成されるに至ったものである。

0011

すなわち、本発明によれば以下の手段が提供される。(1)NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、並びにSiを0.40〜2.00質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有し、 {121}<111>方位の方位密度が6以下、{110}<001>方位の方位密度が4以上であり、 {110}<001>方位を有する結晶粒の密度が0.40個/μm2以上であることを特徴とする銅合金板材。(2)NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、Siを0.40〜2.00質量%、並びにSn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.000〜2.000質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有し、{121}<111>方位の方位密度が6以下、{110}<001>方位の方位密度が4以上であり、{110}<001>方位を有する結晶粒の密度が0.40個/μm2以上であることを特徴とする銅合金板材。(3)Sn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.005〜2.000質量%含有する(2)項に記載の銅合金板材。(4)ビッカース硬さが280以上である(1)〜(3)のいずれか1項に記載の銅合金板材。(5)(1)〜(4)のいずれか1項に記載の銅合金板材を含んでなるコネクタ。(6)NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、並びにSiを0.40〜2.00質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有する原料を溶解し鋳造する溶解・鋳造工程と、加工率が20〜70%の中間冷間圧延工程と、300〜440℃で5分間から10時間の熱処理を行う時効処理工程と、加工率が90%以上の最終冷間圧延工程と、をこの順で行うことを特徴とする銅合金板材の製造方法。(7)NiとCoのいずれか1種又は2種を合計で1.80〜8.00質量%、Siを0.40〜2.00質量%、並びにSn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.000〜2.000質量%含有し、および残部が銅と不可避不純物からなる組成を有する原料を溶解し鋳造する溶解・鋳造工程と、加工率が20〜70%の中間冷間圧延工程と、300〜440℃で5分間から10時間の熱処理を行う時効処理工程と、加工率が90%以上の最終冷間圧延工程と、をこの順で行うことを特徴とする銅合金板材の製造方法。(8)Sn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を合計で0.005〜2.000質量%含有する(7)項に記載の銅合金板材の製造方法。(9)前記溶解・鋳造工程と前記中間冷間圧延工程との間に、960〜1040℃で1時間以上の熱処理を行う均質化熱処理工程と、熱間加工開始から終了までの温度範囲が500〜1040℃であり、加工率が10〜90%である熱間加工工程と、をこの順で行い、前記熱間加工以降の工程で、480℃以上の熱処理を行わない(6)〜(8)のいずれか1項に記載の銅合金板材の製造方法。(10)前記最終冷間圧延工程の後に、200〜430℃で5秒〜2時間保持する歪取り焼鈍を行う(6)〜(9)のいずれか1項に記載の銅合金板材の製造方法。

発明の効果

0012

本発明の銅合金板材は、高い降伏強度、良好な曲げ加工性、良好な導電率を両立した特性を有している。 したがって、電気・電子機器用のリレー、スイッチ、ソケットなど、自動車車載用などのコネクタや端子材など、さらにはオートフォーカスカメラモジュール等の電子機器部品に使用される導電性ばね材やFPC(Flexible PrintedCircuit)用のコネクタなど、に好適に用いることができる。 また、本発明の銅合金板材は、従来と同等の曲げ加工性を有しつつ高い降伏強度を有するため、へたりにくいバネ用材料として用いることができる。この為、例えば、コネクタ材として好適である。 また、本発明の銅合金板材の製造方法によれば、前記優れた特性を有する銅合金板材を好適に製造することができる。

図面の簡単な説明

0013

図1は、{121}<111>方位の2つのバリアントユニットセル及び銅合金結晶の向きを示す模式図である。
図2は、{110}<001>方位のユニットセル及び銅合金結晶の向きを示す模式図である。
図3は、{001}<100>方位のユニットセル及び銅合金結晶の向きを示す模式図である。
図4は、発明例204のFE−SEM/EBSD測定によって得られた結晶粒界マップ測定視野の一部を拡大したもの)である。マップ中で、{110}<001>方位粒のみを白色で示した。
図5は、比較例252のFE−SEM/EBSD測定によって得られた結晶粒界マップ(測定視野の一部を拡大したもの)である。図4と同様に、マップ中で、{110}<001>方位粒のみを白色で示した。

0014

本発明の銅合金板材の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。ここで、「銅合金材料」とは、銅合金素材が所定の形状(例えば、板、条、箔、棒、線など)に加工されたものを意味する。そのなかで板材とは、特定の厚みを有し形状的に安定しており面方向に広がりをもつものを指し、広義には条材箔材、板を管状とした管材を含む意味である。

0015

本発明の銅合金板材に用いるCu−(Ni、Co)−Si系は析出硬化型合金であり、Ni−Si系、Co−Si系、Ni−Co−Si系などの化合物第二相として銅マトリクス中に10nm前後のサイズで分散することで、高強度が得られることが知られている。しかし、この析出強化に頼った強化機構では、トレードオフの関係にある強度と曲げ加工性を必ずしも良好なバランスで両立できないことから、本発明者は異なる強化機構を研究した。その結果、結晶方位マクロ集積度ミクロレベルでの均一性の両者を適正に制御することで、これらのトレードオフの特性を満足することを確認し、本発明を完成するに至った。

0016

通常、銅などの面心立方晶金属では12個のすべり系があり、(111)面を<011>方向に結晶がすべり変形し、その微少なせん断歪みによってマクロな塑性歪みとなる。曲げ変形における材料の曲げ外側では、曲げ方向に伸張、板厚方向に収縮幅方向には歪みがほぼゼロ、という塑性拘束を受けるため、活動し易いすべり系が少なくなる。その結果、結晶すべりによる塑性変形が困難な場合に、二次的な変形機構として局所変形帯、もしくはせん断帯が形成され、塑性歪みの大半を担うようになる。そして、変形がこれらの局所に集中し、これらの領域に沿ってクラックが発生する。{121}<111>方位は、すべり系の幾何学的配置から、多くのすべり変形を必要とするため、せん断帯などの局所変形が起こり易く、結果、クラックが発生し易い。一方、{110}<001>方位は、すべり系の幾何学的配置から、少ないすべり変形で効率的にマクロな塑性歪みを形成する。従って、せん断帯などの局所変形が起こりがたく、クラックが抑制される。よって、{121}<111>方位を低減し、{110}<001>方位を増加させることが、曲げ変形におけるクラックの防止に有効である。

0017

OD解析による方位密度) 方位密度の解析は、(1)X線極点図に基づく方法と、(2)FE−SEM/EBSD法による方法の2つがある。なお、FE−SEM/EBSDとは、Field Emission Electron Gun−type Scanning Electron Microscope/Electron Backscatter Diffractionの略である。

0018

(1)X線極点図に基づく方法 板表面から{111}、{100}、{110}の不完全極点図を測定する。測定面の試料サイズは25mm×25mmで行う。試料サイズは、X線のビーム径を細くすれば小さくすることが可能である。測定した3つの極点図に基づいて、ODF(Orintatiaon Distribution Function:方位密度分布関数)解析を行う。方位密度とは、ランダム結晶方位分布の状態を1とし、それに対して何倍の集積となっているかを示すものであり、結晶方位分布を定量評価する方法として、一般的である。試料対称性はOrthotropic(RD及びTDに鏡面対象)とし、展開次数は22次とする。そして、{121}<111>方位、{110}<001>方位及び、{001}<100>方位の方位密度を求める。

0019

図1図2及び図3に示すように、結晶の対称性から、{121}<111>方位のバリアントは2つ、{110}<001>方位のバリアントは1つ、{001}<100>方位のバリアントは1つである。本発明における方位密度とは、バリアント1つ分の方位密度によって定義する。なお、方位の記載は、材料の圧延方向(RD)をX軸、板幅方向(TD)をY軸、圧延法線方向を(ND)をZ軸の直角座標系をとり、材料中の各領域がZ軸に垂直な(圧延面に平行な)結晶面の指数(hkl)とX軸に平行な(圧延面に垂直な)結晶方向の指数[uvw]とを用いて(hkl)[uvw]の形で示している。単独の結晶方位をあらわす場合は(hkl)[uvw]、対称性のもとで等価な方位全体をあらわす場合は{hkl}<uvw>と括弧の種類を変えて表示する。

0020

(2)FE−SEM/EBSD法による方法ODFはEBSD法による結晶方位分布測定からも得ることが出来る。特に、電子線の径が細く、位置分解能が高いFE−SEM/EBSD法を用いることが好ましい。EBSD法の場合は、菊池パターンによって結晶方位を求めるが、結晶格子の歪みが大きい場合に菊池パターンが不鮮明となり解析不能点が増える。この解析不能点が、全測定点の2割程度以下であれば、X線極点図による集合組織の解析結果と同等の測定結果となる。但し、EBSD法の測定で測定視野が狭い場合は、{121}<111>方位の2つのバリアントである(121)[1−11]方位と(121)[−11−1]方位の方位密度が異なる場合がある。その場合は、これらの等価な方位バリアントの方位密度が同等となるように視野の数を多くすることが必要である。

0021

本発明では、前記の方法で評価する{121}<111>方位の方位密度を6以下に抑制し、かつ{110}<001>方位の方位密度が4以上に高めた場合に、良好な特性が得られる。{121}<111>方位の方位密度はより好ましくは4以下であり、更に好ましくは2以下である。また、{110}<001>方位の方位密度はより好ましくは7以上であり、更に好ましくは9以上である。本発明において、より好ましくは、{121}<111>方位の方位密度が4以下、かつ{110}<001>方位の方位密度が7以上であり、更に好ましくは、{121}<111>方位の方位密度が2以下、かつ{110}<001>方位の方位密度が9以上である。{110}<001>方位の方位密度の上限値には特に制限はないが、通常100以下である。

0022

また、{001}<100>方位の方位密度は3以下であることが好ましい。{001}<100>方位の方位密度は、より好ましくは2以下であり、更に好ましくは1以下である。{001}<100>方位の方位密度は、特に好ましくは0であって、つまり{001}<100>方位粒が全く存在しないことが特に好ましい。これは、{001}<100>方位の方位密度が高すぎると降伏強度を低下させてしまう場合があるためである。

0023

なお、無潤滑圧延温間圧延非対称圧延などの特殊な圧延を行わない限りは、板厚方向に同様の組織が形成されているため、結晶方位分布を評価する板厚方向の位置は、表面に限定されるものではない。

0024

本発明では、X線極点図測定にはPANalytical社製の「X‘Pert PRO」を、またODF解析には株式会社ノルム工学解析ソフトウェア「Standard ODF」を用いる。 さらに、EBSD測定には、電子線源のFE−SEMには日本電子株式会社の「JSM−7001F」を、EBSD解析用の菊池パターンの解析カメラには株式会社TSLの「OIM5.0 HIKARI」を、それぞれ用いる。 さらに、EBSDデータの解析には、TSL社のソフトウェア「OIM Analysis5」を用いる。 本発明において、結晶方位分布関数(ODF)は、級数展開法で、奇数項も取り入れた計算により求められる。奇数項の計算方法は、例えば、軽金属、井上博史著、「集合組織の三次元方位解析」、358〜367頁(1992);日本金属学会誌、井上博史ら著、「反復級数展開法による不完全極点図からの結晶方位分布関数の決定」、892〜898頁、第58巻(1994);U. F. Kocks et al.、”Texture and Anisotropy”、102〜125頁、Cambridge University Press(1998)に記載されているとおりである。

0025

({110}<001>方位の結晶粒の密度) {110}<001>方位の結晶粒は、先述のようにせん断帯の発達を弱める作用があるので、緻密に分散していることが曲げ変形においてクラックを防止するために好ましい。また、{110}<001>方位の結晶粒は、他の方位である周囲の結晶粒と大角粒界を形成している。この結晶粒界は、転位運動抵抗となるので高強度化に作用する。ただし、{110}<001>方位の結晶粒があまりにも微細であると、クラック防止の効果が発揮されにくいため、この結晶粒は一定の大きさ(長径0.2μm以上)を有することが好ましい。{110}<001>方位の結晶粒の密度の求め方は、まず、前記したFE−SEM/EBSD法によって0.05μm間隔で電子線を走査して結晶方位マップを測定し、理想方位である{110}<001>方位からのずれ角が±20°以内の結晶粒データを抽出する。そして、その中から長径が0.2μm以上の結晶粒の個数を求める。そして、その個数を全測定面積で除して、1μm2あたりの{110}<001>方位を有する結晶粒の密度とする。本明細書においては、{110}<001>方位を有する結晶粒を、{110}<001>方位の結晶粒または{110}<001>方位粒ともいう。 本発明においては、このように、{110}<001>方位粒は、周囲の結晶粒と大角粒界を形成することで高強度化し、かつ、前述の耐クラックへの効果によって、従来と同等の曲げ加工性を有しつつ高い降伏強度を有するという両特性を両立させる。この両立のために必要な条件として、{110}<001>方位粒が、全体量として多いことと、まばらに存在するのではなくて、一定サイズ以上が均一に分散していることが考えられる。

0026

本発明の銅合金板材には、{110}<001>方位を有する結晶粒が0.40個/μm2以上の高い密度で分散していることが必要である。{110}<001>方位を有する結晶粒の密度は、より好ましくは0.55個/μm2以上、更に好ましくは0.70個/μm2以上である。{110}<001>方位を有する結晶粒の密度の上限値は特に制限されないが、通常20個/μm2以下である。なお、上記の結晶粒の解析を、透過電子顕微鏡による観察結果に基づいて行うことも可能である。

0027

(合金組成)・Ni、Co、Si 上記の第二相を構成する元素である。これらは前記金属間化合物を形成する。これらは本発明の必須添加元素である。NiとCoのいずれか1種又は2種の含有量の総和は、1.8〜8.0質量%であり、好ましくは2.6〜6.5質量%、より好ましくは3.4〜5.0質量%である。また、Siの含有量は0.4〜2.0質量%、好ましくは0.5〜1.6質量%、より好ましくは0.7〜1.2質量%である。これらの必須添加元素の添加量が少なすぎる場合には、得られる効果が不十分となり、多すぎる場合は、圧延工程中に材料割れが発生する場合がある。なお、Coを添加した方が、導電性がやや良好であるが、Coを含んだ状態でこれらの必須添加元素の濃度が高い場合に、熱間圧延及び冷間圧延の条件によっては、圧延割れが生じやすくなる場合がある。よって、本発明におけるより好ましい形態としては、Coを含まない。

0028

・その他の元素本発明の銅合金板材は、前記必須添加元素の他に、Sn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を任意添加元素として含有してもよい。これらの元素は、{121}<111>方位の方位密度を低めに制御し、{110}<001>方位の方位密度を高めるとともに、{110}<001>方位を有する結晶粒の密度を高めて、ビッカース硬さ(Hv)を良化する作用が確認された。これらの元素を含有する場合、Sn、Zn、Ag、Mn、P、Mg、Cr、Zr、Fe及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素の含有量は、合計で0.005〜2.0質量%とすることが好ましい。但し、これらの任意添加元素の含有量が多すぎると、導電率を低下させる弊害を生じる場合や圧延工程中に材料割れが発生する場合がある。

0029

・不可避不純物銅合金中の不可避不純物は、銅合金に含まれる通常の元素である。不可避不純物としては、例えば、O、H、S、Pb、As、Cd、Sbなどが挙げられる。これらは、その合計の量として0.1質量%程度までの含有が許容される。

0030

(製造方法) 従来法として、通常の析出硬化型銅合金材の製造方法では、溶体化熱処理によって過飽和溶状態とした後に、時効処理によって析出させ、必要に応じて調質圧延(仕上げ圧延)及び調質焼鈍低温焼鈍歪み取り焼鈍)が行われる。後述する比較例の製造方法J、K、L、Mがこれに相当する。しかしながら、本発明においてはその発達を抑制したい{121}<111>方位は、通常の銅合金では圧延によって増加する圧延安定方位である。

0031

これに対して、本発明においては、結晶方位分布と{110}<001>方位粒の密度を制御するには、前記従来法とは異なるプロセスが有効となる。例えば、下記のようなプロセスが有効であるが、本発明で規定する結晶状態を満足すれば、製造方法は下記の方法に限定されるものではない。

0032

本発明の銅合金板材の製造方法の一例は、溶解・鋳造[工程1]して鋳塊を得て、この鋳塊に、均質化熱処理[工程2]、熱間圧延等の熱間加工[工程3]、水冷[工程4]、中間の冷間圧延[工程5]、時効析出のための熱処理[工程6]、最終冷間圧延[工程7]、歪取り焼鈍[工程8]をこの順に行う方法が挙げられる。歪取り焼鈍[工程8]は所定の結晶制御と物性が得られていれば省略してもよい。なお、本発明においては、溶体化熱処理は行わない。つまり、熱間圧延以降の工程で、480℃以上の熱処理を行わない。

0033

あるいは、本発明の銅合金板材の製造方法の別の一例として、溶解・鋳造[工程1]して鋳塊を得て、この鋳塊に、中間の冷間圧延[工程5]、時効析出のための熱処理[工程6]、最終冷間圧延[工程7]、歪取り焼鈍[工程8]をこの順に行う方法が挙げられる。この場合には、溶解・鋳造[工程1]の時点で成分の均質化や板厚の調整をしておくのが好ましい。この工程においても、歪取り焼鈍[工程8]は所定の結晶制御と物性が得られていれば省略してもよい。この場合も、本発明においては、溶体化熱処理は行わない。つまり、熱間圧延以降の工程で、480℃以上の熱処理を行わない。

0034

本発明で規定する結晶方位と{110}<001>方位粒の密度を制御するには、一連の上記プロセスの組み合わせと、前記中間冷間圧延[工程5]の条件を加工率20〜70%とし、前記時効処理[工程6]の条件を300〜440℃で5分間〜10時間とし、かつ、前記最終冷間圧延[工程7]の加工率を90%以上とする、という各工程における特定の条件の組み合わせによって達成される。この機構は次のように推定される。前記時効処理[工程6]において、数nm以下の微細な大きさで析出した(Ni、Co)−Si化合物の作用によって、その後の最終冷間圧延[工程7]における転位分布状態結晶回転が変化する。そして、最終冷間圧延[工程7]の圧延率を高くとることで、最終冷間圧延[工程7]中の結晶粒の分断が誘発されて、{110}<001>方位粒を微細な状態で増加させながら、{121}<111>方位への結晶回転と集積とが抑制される。 ここで析出物の作用について、従来のCu−(Ni,Co)−Si系では、析出物を10nm前後のサイズで析出させることで、析出物自体が転位の抵抗となって強度を高めていた。これに対し、本発明においては、冷間加工による結晶の方位とサイズの制御に活用している点が、大きく異なる。この新しい作用の発見とそれを活用した新しい組織制御によって、従来得られなかった、高い曲げ加工性と、高い降伏強度特性との両立が可能になった。

0035

各工程での好ましい熱処理、加工の条件としては、以下のとおりである。均質化熱処理[工程2]は、960〜1040℃で1時間以上、好ましくは5〜10時間保持する。熱間圧延等の熱間加工[工程3]は、熱間加工開始から終了までの温度範囲が500〜1040℃で、加工率は10〜90%とする。水冷[工程4]は、通常、冷却速度が1〜200℃/秒である。中間冷間圧延[工程5]は、加工率は20〜70%とする。時効処理[工程6]は時効析出処理ともいい、その条件は300〜440℃で5分から10時間の保持であり、好ましい温度範囲は、360〜410℃である。最終冷間圧延[工程7]の加工率は90%以上、好ましくは95%以上である。上限は特に制限されないが、通常、99.999%以下である。歪取り焼鈍[工程8]は、200〜430℃で5秒〜2時間保持する。保持時間が長すぎると、強度が低下してしまうため、5秒以上5分以下の短時間焼鈍とすることが好ましい。

0036

ここで、加工率(又は圧延率)は次式によって定義される値である。 加工率(%)={(t1−t2)/t1}×100 式中、t1は圧延加工前の厚さを、t2は圧延加工後の厚さをそれぞれ表わす。

0037

(物性) 本発明の銅合金板材は、好ましくは以下の物性を有する。

0038

(ビッカース硬さ:Hv) 本発明における降伏強度特性は、降伏強度とほぼ比例関係にあり、かつ降伏強度よりも小さな試験片定量化することのできる、ビッカース硬さ試験によるビッカース硬さによって、定量化するものとする。 本発明の銅合金板材のビッカース硬さは、好ましくは280以上であり、より好ましくは295以上であり、さらに好ましくは310以上である。この板材のビッカース硬さの上限値には特に制限はないが、打ち抜きプレス加工性なども考慮すると、400以下が好ましい。本明細書におけるビッカース硬さとは、JIS Z 2244に準拠して測定された値をいう。ビッカース硬さがこの範囲内のものは、降伏強度も高い値となり、本発明の銅合金板材をコネクタなどに使用した場合の電気接点の接圧が十分確保できるという効果を奏する。

0039

(降伏強度:YS) 本発明の銅合金板材の一つの好ましい実施態様では、圧延平行方向と圧延垂直方向の降伏強度(降伏応力または0.2%耐力とも言う)の平均値は好ましくは1020MPa以上、より好ましくは1080MPa以上、更に好ましくは1140MPa以上である。この板材の降伏強度の上限値には特に制限はないが、たとえば、1400MPa以下である。

0040

(導電率:EC) 導電率は好ましくは13%IACS以上、より好ましくは15%IACS以上、更に好ましくは17%IACS以上、特に好ましくは19%IACS以上である。導電率の上限については、40%IACSを超えると強度が低下してしまう場合がある。好ましくは40%IACS以下、より好ましくは34%IACS以下、更に好ましくは31%IACS以下である。

0041

なお、本発明において、降伏強度はJIS Z 2241に基づく値である。また、上記の「%IACS」とは、万国標準軟銅(International Annealed Copper Standard)の抵抗率1.7241×10−8Ωmを100%IACSとした場合の導電率を表したものである。

0042

(曲げ加工性:MBR/t) 曲げ加工性は、曲げ加工時に割れが生じない最小の内側曲げ半径(MBR:Minimum Bendable Radius)の板厚(t)に対する比(MBR/t)をその尺度として表わされる。本発明の銅合金板材においては、降伏強度(YS)が1020MPa以上1160MPa未満の強度帯においては、MBR/tが好ましくは2以下であり、より好ましくは1以下であり、1160MPa以上1200MPa未満の強度帯においては、MBR/tが好ましくは3以下であり、より好ましくは2以下であり、1200MPa以上1280MPa未満の強度帯では、MBR/tが好ましくは4以下であり、より好ましくは3以下である。このMBR/tの下限値には特に制限はないが、通常、0である。

0043

製品板厚範囲) 本発明に係る銅合金板銅合金条)の一実施形態においては、厚さが0.6mm以下であり、典型的な実施形態においては厚さが0.03〜0.3mmである。

0044

以下に、実施例に基づき本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

0045

(実施例1) 表1に記載の合金成分元素を含有し、残部がCuと不可避不純物から成る合金の原料を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊を得た。以下の工程に記載する圧延率で各圧延工程を経ることによって、矛盾無く最終板厚(0.10mm)になるように鋳塊の大きさを調整した。そして、下記A、B、D及びEのいずれかの製法にて、本発明に従った発明例とこれとは別に比較例の銅合金板材の供試材を、それぞれ製造した。なお、表1にA、B、D及びEのいずれの製法を用いたのかを示した。最終的な銅合金板材の厚さは0.10mm(100μm)とした。この最終板厚は、以下に述べる製法J、K、L、Mの場合も特に断らない限り同様である。なお、表中に下線つきで表わした数字等は、本発明で規定する合金成分の含有量、方位密度、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]もしくは製法を満たさなかったか、または物性が本発明における好ましい範囲を満たさなかったものを意味する。

0046

(製法A) 前記鋳塊に対して、960〜1040℃で1時間以上保持する均質化熱処理を行い、この高温状態のまま板厚12mmまで熱間圧延を行い、直ちに水冷した。そして、面削の後、加工率が20〜70%の中間冷間圧延、300〜440℃に5分〜10時間保持する時効処理、加工率が90%以上の最終冷間圧延、歪取り焼鈍をこの順に行った。

0047

(製法B) 前記製法Aの均質化熱処理と熱間圧延を行わずに、前記鋳塊に対して、面削の後、加工率が20〜70%の中間冷間圧延、300〜440℃に5分〜10時間保持する時効処理、加工率が90%以上の最終冷間圧延、歪取り焼鈍をこの順に行った。

0048

(製法D) 前記鋳塊に対して、960〜1040℃で1時間以上保持する均質化熱処理を行い、この高温状態のまま板厚12mmまで熱間圧延を行い、直ちに水冷した。そして、面削の後、加工率が20〜70%の中間冷間圧延、500℃を超え700℃以下に5分〜10時間保持する時効処理、加工率が90%以上の最終冷間圧延、歪取り焼鈍をこの順に行った。

0049

(製法E) 前記鋳塊に対して、960〜1040℃で1時間以上保持する均質化熱処理を行い、この高温状態のまま板厚12mmまで熱間圧延を行い、直ちに水冷した。そして、面削の後、加工率が20〜70%の中間冷間圧延、300〜440℃に5分〜10時間保持する時効処理、加工率が80%以上90%未満の最終冷間圧延、歪取り焼鈍をこの順に行った。

0050

製法A、B、D及びEにおける歪取り焼鈍の条件は、200〜430℃で5秒〜2時間保持した。なお、各熱処理や圧延の後に、材料表面の酸化粗度の状態に応じて、必要により、面削や酸洗浄、又は表面研磨によって、表面の酸化層を除去した。また、形状に応じて、必要により、テンションレベラーによる矯正を行った。また、圧延ロール凹凸転写オイルピットによって、材料表面の粗さが大きい場合は、圧延速度圧延油、圧延ロールの径、圧延ロールの表面粗さ、圧延時の1パス圧下量などの圧延条件を調整した。

0051

また、他の比較例として下記の製法J、K、L、Mのいずれかにて試作して、銅合金板材の供試材を得た。製法J、K、L、Mの条件は、各特許文献に記載されている製造方法のものを踏襲したが、溶体化熱処理の条件は、合金中添加元素濃度によって異なるため、本実施例における発明例104等における各成分の濃度であるNi=3.81質量%及びSi=0.91質量%を十分に固溶せしめる条件として、溶体化熱処理の条件は900℃に1分間保持を採用した。

0052

(製法J)特許文献5:国際公開WO2011/068134A1号の実施例に記載の製法 下記表1に示した銅合金組成を与える原料をDC法により鋳造し、厚さ30mm、幅100mm、長さ150mmの鋳塊を得た。次にこの鋳塊を950℃に加熱し、この温度に1時間保持後、厚さ14mmに熱間圧延し、1K/秒の冷却速度で除冷し、300℃以下になったら水冷した。次いで両面を各2mmずつ面削して、酸化被膜を除去した後、圧延率90〜95%の冷間圧延を施した。この後、350〜700℃で30分の中間焼鈍と、10〜30%の冷間圧延率で冷間圧延を行った。その後、900℃で1分間の溶体化処理を行い、直ちに15℃/秒以上の冷却速度で冷却した。次に、不活性ガス雰囲気で400〜600℃で2時間の時効処理を施し、その後、圧延率50%以下の仕上げ圧延を行い、最終的な板厚を100μmとした。仕上げ圧延(最終冷間圧延)後、400℃で30秒の歪取り焼鈍を施した。

0053

(製法K)特許文献6:特開2012−122114号公報に記載の実施例3の製法 下記表1に示した銅合金組成を与える原料を還元性雰囲気低周波溶解炉を用いて溶解後に鋳造して厚さ80mm、幅200mm、長さ800mmの寸法の銅合金鋳塊を製造し、この銅合金鋳塊を900〜980℃に加熱した後、熱間圧延にて厚さ11mmの熱延板とし、この熱延板を水冷した後に両面を0.5mm面削した。次に、圧延率87%にて冷間圧延を施して厚さ1.3mmの冷延板を作製した後、710〜750℃にて7〜15秒間保持の条件で連続焼鈍を施し、加工率55%にて冷間圧延(溶体化処理直前の冷間圧延)を施して所定厚さの冷延板を作製した。この冷延板を900℃に1分間保持した後に急冷して溶体化処理を施した後、430〜470℃にて3時間保持して時効化処理を施した。次に、#600の粒度機械研磨、5質量%の硫酸と10質量%の過酸化水素処理液中に、50℃の液温で20秒間浸漬する酸洗処理を施した後に、加工率15%の最終冷間圧延を施し、引き続き、300〜400℃にて20〜60秒間保持の条件で連続低温焼鈍を施して、銅合金薄板を作製した。

0054

(製法L)特許文献7:特開2006−9108号公報に記載の実施例1発明例No.1の製法 下記表1に示した銅合金組成を与える原料を大気溶解炉を用いて溶製し、厚さ20mm×幅60mmのインゴットに鋳造した。このインゴットを1000℃で3時間の均質化焼鈍を施した後、この温度で熱間圧延を開始した。厚みが15、10及び5mmになった時点で、圧延途中の材料を1000℃にて30分、再加熱し、熱間圧延後に3mmの板厚とした。その後に、面削、板厚0.625mmまで冷間圧延(加工率79%)、900℃に1分保持する溶体化処理、水冷、板厚0.5mmまでの冷間圧延(加工率20%)、400〜600℃に3時間保持する時効処理を、この順に行った。

0055

(製法M)特許文献8:特開2006−152392号公報に記載の実施例、発明例10の製法 下記表1に示した銅合金組成を与える原料をクリプトル炉において大気中で木炭被覆下で溶解し、鋳鉄ブックモールドに鋳造し、厚さが50mm、幅が75mm、長さが180mmの鋳塊を得た。そして、鋳塊の表面を面削した後、950℃の温度で厚さが15mmになるまで熱間圧延し、750℃以上の温度から水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去した後、97%の加工率で冷間圧延を行い、塩浴炉を使用して825℃で20秒間加熱する溶体化処理を行なった後に、水中に急冷した後、加工率で15%の最終冷間圧延により、0.38mmの冷延板にした。そして、420℃に4時間保持する時効処理を行った。

0056

これらの本発明に従った発明例及び比較例の供試材について、以下のようにして各特性を測定、評価した。結果を表1に併せて示す。

0057

a.方位密度材料表面から{111}、{100}、{110}の不完全極点図を測定した。測定面の試料サイズは25mm×25mmで行った。測定した3つの極点図に基づいて、ODF解析を行った。試料の対称性はOrthotropic(RD及びTDに鏡面対象)とし、展開次数は22次とした。そして、{121}<111>方位、{110}<001>方位、及び{001}<100>方位の方位密度を求めた。

0058

b.{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ] FE−SEM/EBSD法によって0.05μm間隔で電子線を走査して結晶方位マップを測定、作成した。ここで、方位差が5°以上の境界を結晶粒界と定義した。50μm×50μmの大きさの観察視野を1試料につき3視野ずつ測定を行って結晶方位マップを得た。解析は、得られた結晶方位マップ上で、理想方位である{110}<001>方位からのずれ角が±20°以内の結晶粒データを抽出し、その中から長径が0.2μm以上の結晶粒の個数を求めた。そして、全測定面積でその個数を除して、1μm2あたりの{110}<001>方位を有する結晶粒の密度[ρ(個/μm2)]とした。

0059

c.ビッカース硬さ[Hv] JIS Z 2244に従って、材料表面もしくは鏡面研磨した断面から、ビッカース硬さを測定した。荷重は100gfとし、n=10の平均を求めた。

0060

d.降伏強度[YS]圧延平行方向(RD)または圧延垂直方向(TD)のいずれかを長手にして各供試材から別々に切り出したJIS Z2201−13B号の試験片をJIS Z2241に準じてそれぞれ3本測定した。接触式伸び計によって変位を測定し、応力−歪み曲線を得て0.2%耐力を読み取った。そして、圧延平行方向の降伏強度:YS(RD)と圧延垂直方向の降伏強度:YS(TD)の平均値を降伏強度として示した。

0061

e.曲げ加工性[MBR/t]曲げ方向を圧延平行方向に、曲げ軸を圧延垂直方向に、曲げ試験(Good Way曲げ)を行った。前記各供試材から、プレス打ち抜き加工によって幅1mmの短冊状の試験片を得た。前記Good Way曲げによって、JIS Z 2248に従って90°W曲げ加工を行い、曲げ加工部の頂点光学顕微鏡によって観察し、クラックの有無を調査した。内側曲げ半径は0.1〜0.6mmまで0.1mm間隔の6水準として試験を行い、クラックなく曲げ加工ができる最小曲げ半径(MBR)を求め、板厚(t)で規格化した値MBR/tで曲げ加工性を示した。

0062

f.導電率[EC]各供試材について20℃(±0.5℃)に保たれた恒温漕中で四端子法により比抵抗計測して導電率を算出した。なお、端子間距離は100mmとした。

0063

0064

表1に示すように、本発明の規定を満足する発明例101〜108は、いずれも全ての特性に優れた。Ni/Co、Siの濃度が所定範囲内で高い程、より高い降伏強度[YS]を示した。

0065

一方、各比較例では、合金組成が本発明で規定する条件を満たさなかったため、{110}<001>方位の方位密度、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]の内の少なくとも1つが本発明で規定する条件を満たさないため、ビッカース硬さ[Hv]、降伏強度[YS]の両方とも特性が劣った。 比較例151では、Ni/Co、Siが少なすぎたのでビッカース硬さ[Hv]が低く、さらには降伏強度[YS]が劣った。また、Ni/Co、Siが多すぎた比較例152では、圧延割れが発生し、製造性が劣った。製法Dによる比較例153は、{110}<001>方位の方位密度が低く、また{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低かった。この比較例153は、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。さらには、降伏強度[YS]が低いにもかかわらず、本発明例よりも曲げ加工性が劣った。製法Eによる比較例154は、{110}<001>方位の方位密度が低く、また{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低かった。この比較例154は、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。さらには、降伏強度[YS]が低いにもかかわらず、本発明例よりも曲げ加工性が劣った。

0066

他の比較例として、製法Jによる比較例155、製法Kによる比較例156、製法Lによる比較例157は、いずれも{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低かった。これらの比較例155、156、157は、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。この内、比較例155は、{110}<001>方位の方位密度も小さすぎ、{001}<100>方位の方位密度が大きかった。 製法Mによる比較例158は、特許文献8の記載によれば{001}<100>方位が強く集積するとのことであったが、本発明者による追試、試作では{001}<100>方位の方位密度で2であり、EBSD測定による面積率に関しても2%と低かった。また、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低くて、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。また、比較例158は、{110}<001>方位の方位密度も小さすぎる結果を示した。

0067

(実施例2) 実施例1と同様の製造方法及び試験・測定方法によって、表2に示す各種銅合金を用いて銅合金板材を製造し、その特性を評価した。結果を表2に示す。

0068

0069

表2に示すように、本発明の規定を満足する発明例201〜208は、いずれも全ての特性に優れた。副添加元素添加効果によって、全ての試験例においてではないものの、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が大きくなって、ビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が向上する傾向が認められた。

0070

図4に発明例204の組織写真を示す。これは、FE−SEM/EBSD測定によって得られた結晶粒界マップの一部拡大図であり、{110}<001>方位粒のみを白色で示した。

0071

一方、各比較例では、合金組成が本発明で規定する条件を満たさなかったため、{110}<001>方位の方位密度、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]の内の少なくとも1つが本発明で規定する条件を満たさなかったため、ビッカース硬さ[Hv]、降伏強度[YS]の両方とも特性が劣った。 比較例251では、副添加元素が多すぎ、製造性が劣った。製法Dによる比較例252は{110}<001>方位の方位密度が低く、また{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低かった。この比較例252は、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。さらには、降伏強度[YS]が低いにもかかわらず、本発明例よりも曲げ加工性が劣った。製法Eによる比較例253は、比較例252と同様の結果だった。

0072

他の比較例として、製法Jによる比較例254、製法Kによる比較例255、製法Lによる比較例256は、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低かった。これらの比較例254、255、256は、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。この内、比較例254は、{110}<001>方位の方位密度も小さすぎ、{001}<100>方位の方位密度が大きかった。 製法Mによる比較例257は、特許文献8の記載によれば{001}<100>方位が強く集積するとのことであったが、本発明者による追試、試作では{001}<100>方位の方位密度で2であり、EBSD測定による面積率に関しても2%と低かった。また、{110}<001>方位の結晶粒の密度[ρ]が低くて、導電率[EC]は高いもののビッカース硬さ[Hv]と降伏強度[YS]が劣った。また、比較例257は、{110}<001>方位の方位密度も小さすぎる結果を示した。

0073

図5に比較例252の組織写真を示す。これは、FE−SEM/EBSD測定によって得られた結晶粒界マップの一部拡大図であり、{110}<001>方位粒のみを白色で示した。

0074

また、さらに他の比較例として下記の製法Nにて試作して、銅合金板材の供試材を得た。

0075

(製法N)特開2009−074125に記載の実施例1 Cu−2.3Ni−0.45Si−0.13Mg(いずれも質量%)の組成に溶解・鋳造した銅基合金銅製鋳型半連続鋳造し、断面サイズ180mm×450mm、長さ4000mmの矩形断面鋳塊を鋳造した。次に、900℃に加熱し、1パス平均加工率22%で熱間圧延して厚さ12mmとし、650℃から冷却を開始して、約100℃/分の冷却速度で水冷した。両面を0.5mmずつ面削した後に、冷間圧延にて厚さ2.5mm(加工率=77.3%)とし、Ar雰囲気中で500℃の温度で3時間の時効処理を行った。更に冷間圧延して厚さ0.3mm(加工率=88.0%)とし、Ar雰囲気中で500℃で1分の焼鈍、仕上げ冷間圧延で厚さ0.15mm(加工率=50.0%)として、Ar雰囲気中で450℃で1分の歪除去焼鈍を行った。 この比較例の供試材について、前記と同様にして各特性を測定、評価した。結果を表3に併せて示す。

0076

0077

製法Nによる比較例258は、{121}<111>方位の方位密度、{110}<001>方位の方位密度、及び{110}<001>方位粒の密度に関して、本発明の範囲を満たさず、ビッカース硬度[Hv]、降伏強度[YS]が劣った。

実施例

0078

以上の実施例から、本発明の有効性が確認された。

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