プレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法
【課題】コネクタ、リードフレーム、スイッチ、リレー用等のプレス打ち抜き性に優れた銅基合金とその製造方法を提供する。
【解決手段】Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alから選ばれる少なくとも１種の元素を0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊を均質化焼鈍した後、冷間圧延と焼鈍を繰り返し、さらに、次式を満たす加工率Ｚ％で冷間圧延し
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ
[Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは上記元素のうちのSnの含有量（wt%）、ＹはSn以外の上記元素の含有量（wt%）]、次いで再結晶温度未満の温度で低温焼鈍を行うことによって、次式で示される表面のX線回折強度比SNDがSND≧10であって
SND＝Ｉ｛220｝÷Ｉ{200}
[Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度]、導電率、強度、ばね性、硬度、曲げ性等がバランスし、プレス打ち抜き性に優れた銅基合金を得る。
【解決手段】Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alから選ばれる少なくとも１種の元素を0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊を均質化焼鈍した後、冷間圧延と焼鈍を繰り返し、さらに、次式を満たす加工率Ｚ％で冷間圧延し
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ
[Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは上記元素のうちのSnの含有量（wt%）、ＹはSn以外の上記元素の含有量（wt%）]、次いで再結晶温度未満の温度で低温焼鈍を行うことによって、次式で示される表面のX線回折強度比SNDがSND≧10であって
SND＝Ｉ｛220｝÷Ｉ{200}
[Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度]、導電率、強度、ばね性、硬度、曲げ性等がバランスし、プレス打ち抜き性に優れた銅基合金を得る。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はプレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法に関するものであって、詳しくは民生用製品、例えば情報・通信用の狭ピッチコネクタの原板、半導体用リードフレームの原板および小型スイッチ、リレーの原板等を構成するプレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
家電製品、情報通信機器や自動車部品の高密度実装化に伴い、コネクタ、スイッチ、リレー等の小型化が進み、これらを構成する銅基合金材料も薄肉化、細線化する傾向にある。
これらの部品は、金型を用いた高速のプレスにより打ち抜き加工されることが多く、プレス加工の際、材料は金型のパンチによりせん断変形を生じた後に、刃先からのクラック発生によって、破断変形を生じて所定の形状に打ち抜かれる。
しかし、プレスのショット数が増すにつれて、金型パンチの刃先摩耗が進み、その結果として、刃先からのクラック発生が不均一になり、破断形状が乱れて、具体的にはせん断帯と破断帯の差が大きくなったり、大きなバリが発生したり、破断により生じた材料の大きなカスが発生して、所定の製品形状を保てなくなる。
従来、金型寿命を向上させる対策として、パンチの材質の向上、プレス潤滑油による潤滑性の改善や、各々の銅基合金に適したクリアランスの設定等により対応してきたが、画期的な改善は実現できなかった。
【特許文献１】特開平５−２７９８２５号公報
【特許文献２】特開昭６３−２６６０４９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
上記のような従来の技術の問題点を解決すべく鋭意検討を行ったところ、金型を用いた高速プレス成形加工によって、所定の形状に打ち抜かれる狭ピッチコネクタ、半導体用リードフレームの材料では、ピン端子の薄板化・細幅化、具体的には、ピン自体の板厚0.10〜0.25mm、ピン幅0.10〜0.30mmの傾向にあり、従って、ピン端子の強度と曲げ性のバランスを維持した上で、プレス打ち抜き性に優れていることが、解決すべき特性上の重要な課題として浮上している。
本発明は、材料の結晶方位を制御することで、プレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法を提供するものである。
なお、ピン端子の強度は材料の0.2％耐力で代用でき、ピン端子の曲げ性はピン自体の板厚をｔmm、ピン幅をＷmmとしたときにＷ/t≦4の場合は一軸変形をすることから、引張試験で得られる伸びで代用できる。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明は、銅基合金材料について、特にND面（板材表面。以下ND面という）に着目してX線回折を行い、得られる結晶方位のうち、特定の方向の強度制御をすることで、プレス打ち抜き性を向上した銅基合金が得られるという知見の基でなされたものであり、具体的にはSn、Ni等の元素を所定量含有する銅基合金の鋳塊に対して、冷間圧延し次いで焼鈍する工程を経た後、銅以外の合金成分元素の含有量から計算される所定値以上の加工率で冷間圧延を行うことにより実現したものである。なお、X線回折強度とは、例えばX線回折法で測定される材料の結晶方位の積分強度を示すものである。
【０００５】
すなわち本発明は、第１に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝Ｉ｛220｝÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第２に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝［Ｉ｛220｝+Ｉ｛311｝］÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{311}は{311}のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第３に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝［Ｉ｛220｝+Ｉ｛111｝］÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{111}は{111}のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第４に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝［Ｉ｛220｝+Ｉ｛111｝+Ｉ｛311｝］÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ｛111｝は｛111｝のＸ線回折強度、Ｉ{311}は{311}のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第５に、前記元素のうちSnの含有量が0.3〜3.0wt%である、第１〜４のいずれかに記載の銅基合金；第６に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、該元素の含有量に基づいて得られる所定値以上の加工率で冷間圧延を行うことを特徴とする、第１〜５のいずれかに記載の銅基合金を製造する方法；第７に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延する
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
[ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（wt%）、ＹはSn以外の該元素の含有量（wt%）の総量である。]ことを特徴とする、第１〜５のいずれかに記載の銅基合金を製造する方法；第８に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延し
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
[ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（wt%）、ＹはSn以外の該元素の含有量（wt%）の総量である。]、次いで再結晶温度未満の低温焼鈍を行うことを特徴とする、第１〜５のいずれかに記載の銅基合金を製造する方法；第９に、前記組み合わせ工程を行うに先立って、前記鋳塊に対し、予め、均質化焼鈍、熱間圧延のうちから選ばれる少なくとも一方を行う、第６〜８のいずれかに記載の方法、を提供するものである。
【発明の効果】
【０００６】
本発明はプレス打ち抜きに伴うパンチ刃先の摩耗が軽減され、プレス打ち抜き性が向上し、また、導電率、0.2％耐力、ばね性、硬度、曲げ性のバランスにも優れたコネクタ、スイッチ、リレー用等の銅基合金を得たものであり、近年の家電製品、情報通信機器や自動車用部品の高密度実装化に伴った材料の薄肉化、細線化と、プレスの金型寿命向上により、コストダウンを大幅に実現できる銅基合金を提供するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
以下に本発明の内容を具体的に説明する。
本発明は、銅基合金について、特に材料表面に着目してX線回折を行い、得られる結晶方位のうち、特定の方位の強度を制御することでプレス打ち抜き加工性を向上させるものである。
【０００８】
まず、プレス加工に際して、材料のせん断変形と、せん断変形の後にパンチ刃先からのクラック発生を均一にして破断変形を良好に成し得るためには、結晶方位をある一定の方位にそろえることが重要である。ＦＣＣ（面心立方格子）の結晶構造を有するCu系の多結晶材料は、すべり面｛111｝とすべり方向＜110＞（ここで、｛ ｝は等価な面を一括して表したもの、＜ ＞は等価な方向（方位）を一括して表したものである）の組み合わせ、即ち、１２個のすべり系｛111｝＜110＞を有し、変形に際し１個以上のすべり系が活動する。プレスせん断変形の場合、パンチの抜き方向とのなす角が最も小さいすべり系が活動することになる。
今、板材表面をND面として、主な４種類の面、｛110｝面，｛111｝面，｛311｝面，｛100｝面に注目すると、プレスせん断変形に際してパンチの打ち抜き方向と一致する2個のすべり系を有する｛110｝面がプレス打ち抜き性の向上に最も効果があり、次いでパンチの打ち抜き方向とのなす角が比較的小さいすべり系を有する｛111｝面，｛311｝面、逆にパンチの打ち抜き方向に対して12個のすべり系のうち8個のすべり系のなす角が45°の｛100｝面が最もプレス打ち抜き性を劣化する。具体的には、パンチの刃先にかかる応力が大きく、刃先の摩耗が促進されること、破断変形時に発生する金属粉が多くなり、金型の間（パンチとダイの間）に付着することで刃先の摩耗を促進すること、この結果破断後の材料のバリ高さが大きくなる。
ここで、銅基合金のようにＦＣＣ（面心立方格子）の結晶構造を有する金属の場合、Ｘ線回折では｛110｝面、｛111｝面、｛311｝面、｛100｝面のＸ線回折強度（以下、回折強度という）は各々Ｉ｛220｝、Ｉ｛111｝、Ｉ｛311｝、Ｉ｛200｝として生じる。
【０００９】
以上を考慮した上で、従来の問題を解決すべく鋭意研究した結果、｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝、｛111｝面の回折強度Ｉ｛111｝、｛311｝面の回折強度Ｉ｛311｝、｛200｝面の回折強度Ｉ｛200｝を測定し、
SND＝I｛220｝÷I{200}
なるパラメーターSNDを導入し、これを指標に組織制御することでプレス打ち抜き性の向上を成し得た。すなわちSND≧10のときは、プレスで打ち抜いた端子の形状は良好であった。
一方、SND＜10のときは、プレスのショット数が増すと、刃先の摩耗が進み、打ち抜いた端子の形状が悪くなった。
【００１０】
なお、銅基合金の種類によって｛311｝面の回折強度Ｉ｛311｝が｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝の1/10を超えるとき、または｛111｝面の回折強度Ｉ｛111｝が｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝の1/10を超えるとき、または｛111｝面の回折強度Ｉ｛111｝と｛311｝面の回折強度Ｉ｛311｝が｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝の1/10を超えるときは、
SND＝I｛220｝÷I{200}
を、それぞれ
SND＝［I｛220｝+I｛311｝］÷I{200}
または、
SND＝［I｛220｝+I｛111｝］÷I{200}
または、
SND＝［I｛220｝+I｛111｝+I｛311｝］÷I{200}
で対応することが望ましい。
【００１１】
次に、本発明に係る銅基合金の成分組成範囲をSn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなると規定したのは、材料の導電率、引張強さ、0.2%耐力、伸び及び曲げ性のバランスを維持し、さらにまたプレス打ち抜き性を向上させるためである。
【００１２】
Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量の総量が0.01wt%未満のときは、導電率が高くなるが、引張強さ、0.2%耐力、プレス打ち抜き性等の特性が得られにくい。また、圧延加工率を98%まで上げて引張強さと0.2%耐力を向上できるが、プレス打ち抜き性を大幅に向上できず、曲げ加工性が劣化する。一方、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量の総量が30wt%を超えた時は、引張強さと0.2%耐力を向上できるが、導電率が低くなり、さらにまた曲げ加工性が劣化する。
従って、本発明に係る銅基合金の成分組成範囲をSn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金と規定した。なお、本発明で規定した上記の元素以外にも、例えば、Ag、Au、Bi、In、Mn、La、Pb、Pd、Sb、Se、Te、Yの元素のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で2wt%以下であれば、本発明で規定した上記元素にさらに含有させるとプレス打ち抜き性を向上する役割を果たし、得られる効果を阻害しない。
次に、本発明で規定した主要添加元素について説明する。
【００１３】
（１）Sn
Snはプレス打ち抜き性と強度、弾性を両立するために必須の元素である。
SnはCuマトリックス中に固溶することでプレス打ち抜き性を劣化する｛200｝面の集積度を大幅に低減でき、さらに加工熱処理との組み合わせで｛220｝面、｛111｝面、I｛311｝面の集積度を大幅に増やすことができ、その結果としてプレス打ち抜き性を向上できる。また同時に、強度、弾性をも向上できる。しかし、Sn含有量が0.0１wt%未満ではその効果が充分に得られず、一方、Sn含有量が10wt%を超えると電気伝導性の低下が著しくなり、鋳造性や熱間加工性にも悪影響を及ぼす。また、Snは高価なために経済的にも不利になる。従って、Snの含有量は0.01〜10wt%とし、好ましくは0.3〜3.0wt%とする。
【００１４】
（２）Ni
NiはCuマトリックス中に固溶して強度、弾性、はんだ付け性を向上させ、さらにP、または場合によってSiと化合物を形成して分散析出することにより電気伝導性を向上させ、強度と弾性を向上させる。また、耐熱性および耐応力緩和特性の向上にも寄与する元素である。しかし、Niの含有量が0.01wt%未満では上記のような効果が充分得られず、一方、4.0wt%を超えるとPまたは場合によってSiとの共存下でも電気伝導性の低下が著しく、また経済的にも不利になる。従って、Niの含有量は0.01〜4.0wt%、好ましくは0.40〜3.0wt%とする。
【００１５】
（３）P
Pは、溶解・鋳造時に溶湯の脱酸剤として作用するとともに、Niまたは場合によってFeまたはMgまたはCoと化合物を形成して分散析出することにより電気伝導性を向上させ、さらに強度と弾性を向上させる。しかし、P含有量が0.01wt%未満では上記のような効果が充分得られず、一方、0.20wt%を超えるとNiまたは場合によってFeまたはMgまたはCoの共存下でも電気伝導性の低下が著しく、はんだ耐候性が著しく劣化する。また、熱間加工性にも悪影響を及ぼす。従って、Pの含有量は0.01〜0.20wt%、好ましくは0.02〜0.10wt%とする。
【００１６】
（４）Zn
Znは、Cuマトリックス中に固溶して強度、弾性を向上させる効果があり、また、溶湯の脱酸効果を高めCuマトリックス中の溶質酸素元素を減少させる効果に加えてはんだ耐候性及び耐マイグレーション性を向上させる作用がある。しかし、0.01wt%未満では上記のような効果が得られず、一方、30wt%を超えると電気伝導性の低下するだけでなく、はんだ付け性が低下するとともに、他の元素と組み合わせても耐応力腐食割れ感受性が高くなり好ましくない。従って、Znの含有量は0.01〜30wt%、好ましくは0.01〜10wt%、さらに好ましくは0.03〜3.0wt%とする。
【００１７】
（５）Si
Siは、Niと共存した状態でCuマトリックス中に析出して化合物を形成して導電率を大幅に低下することなく強度、弾性を向上させる効果がある。Siが0.01wt%未満では上記のような効果が得られず、一方、1.0wt%を超えると熱間加工性が著しく低下する。従って、Siの含有量は0.01〜1.0wt%とする。
【００１８】
（６）Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Al
これらの元素は、Cuマトリックス中に固溶または析出して化合物を形成して強度、弾性、耐熱性を向上させ、さらにプレス打ち抜き性を向上させる効果がある。しかし0.01wt%未満では、上記のような効果が得られず、一方、3.0wt%を超えると電気伝導性の低下が著しく、また製造時の熱処理温度が高くなる等、経済的にも不利になる。従って、上記の少なくとも１種の元素の含有量を総量で0.01〜3.0wt%とする。
【００１９】
（７）酸素
酸素を多量に含有するとFe、Mg、P等が酸化物を形成し、めっき信頼性を始めとした本発明に係る銅基合金の諸特性を劣化させる恐れがあるので、好ましくは酸素含有量を20ppm以下とする。
【００２０】
次に、本発明に係る銅基合金の熱処理を含む加工工程を上記の通りに限定した理由について説明する。
本発明の材料は、次のような工程を経て製造することができる。即ち、上記成分組成の銅基合金の鋳塊を冷間圧延と焼鈍を繰り返すことで所定の板厚にした後に、該元素の含有量に基づいて得られる所定値以上の加工率で、具体的には、（１）式を満たす冷間圧延加工率Ｚ（％）の冷間圧延を行い、さらに再結晶温度未満の低温焼鈍を組み合わせて所望の板厚の材料とする。
【００２１】
なお、鋳塊を冷間圧延する前に予め均質化焼鈍または熱間圧延をすることで鋳造時に生じたミクロ的あるいはマクロ的な溶質元素の偏析を除去して溶質元素分布の均質化を図る効果があり、特に熱間圧延をすることで鋳塊の結晶方位をランダムにでき、かつ結晶粒を均一微細にでき、さらに圧延加工率を大きくとれるため経済的にも有利である。従って、鋳塊を冷間圧延する前に均質化焼鈍、熱間圧延の少なくとも一方の工程を入れると良い。これら均質化焼鈍、熱間圧延は７００℃〜９００℃で３０分〜２時間行うのが好ましい。
冷間圧延加工率 Ｚ（％）≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
Ｘ：Sn含有量（wt%）
Ｙ：Sn以外の該元素の含有量（wt%）
【００２２】
冷間圧延加工率Ｚ（％）を（１）式のように定めたのは、各添加元素に対して（１）式を満足する圧延加工率で冷間圧延することにより、ND面においてプレス打ち抜き性を劣化する｛200｝面の集積度が大幅に減少し、同時に｛220｝面、｛111｝面、｛311｝面、特にプレス打ち抜き性を向上する｛220｝面の集積度が大幅に増加し、プレス打ち抜き性が向上した。この時のSNDはSND≧１０を満足していた。さらに、引張強さ、0.2%耐力を向上でき、圧延加工率の増加とともに減少していた伸びを向上できた。また、冷間圧延後に再結晶温度未満の低温焼鈍を実施した場合、｛200｝面、｛220｝面、｛111｝面、｛311｝面の集積割合はほとんど変化せず、引張強さと0.2%耐力も維持できるため、圧延材と同様のプレス打ち抜き性を維持できる。さらに、低温焼鈍により伸び、即ち曲げ性が向上できる。
従って、（１）式を満たす冷間圧延加工率Ｚ（％）の冷間圧延と再結晶温度未満の低温焼鈍を組み合わせることが最も望ましい。この時の低温焼鈍条件は、銅基合金の再結晶温度より５０℃〜２５０℃低い温度で３０分〜２時間行うのが好ましく、例えば、温度２５０℃〜３５０℃、３０分〜1時間であり、この条件以外でも材料に同等の熱量を与えられる温度と時間の組み合わせであれば特性の発現が可能である。
【００２３】
一方、（１）式を満足しない圧延加工率では、｛200｝面の集積度がほとんど減少せず、｛220｝面の集積度があまり増加せず、プレス打ち抜き性も向上できなかった。この時のSNDはSND＜１０であった。さらに、（１）式を満足しない圧延加工率では、加工率の増加とともに引張強さ、0.2%耐力は向上したが、伸びが劣化し、その結果曲げ性が劣化した。また、冷間圧延後に再結晶温度未満の低温焼鈍を実施した場合、｛200｝面、｛220｝面、｛111｝面、｛311｝面の集積割合はほとんど変化せず、プレス打ち抜き性の向上は期待できない。さらに、曲げ加工性を向上しようとすると引張強さと0.2%耐力が劣化して両者のバランスを維持できなかった。
【００２４】
上記現象の代表例として、図１にCu-1.0wt%Ni-0.90wt%Sn-0.05wt%Pの圧延加工率とND面における各結晶方位の集積度との関係を、図２にCu-1.0wt%Ni-0.90wt%Sn-0.05wt%Pの圧延加工率と引張強さ、0.2%耐力、伸びとの関係を示す。この時（１）式を満足する冷間圧延加工率はＺ（％）≧89.95％である。図１より、Ｚ（％）≧89.95％ではプレス打ち抜き性を劣化する｛200｝面の集積度が大幅に減少し、同時にプレス打ち抜き性を向上する｛220｝面の集積度が大幅に増加していることが分かる。この時のSNDは圧延加工率90％でSND＝12、92.5％でSND＝22であった。また、図２より、引張強さ、0.2%耐力を向上でき、さらに伸びを向上できたことは注目に値する結果である。
【実施例】
【００２５】
以下に本発明の実施例を記載する。
【００２６】
［実施例１］
表１にその化学成分値（wt%）を示す銅基合金No.1〜4、No.6〜9、No.11〜16をAr雰囲気で溶解し、縦型の連続鋳造機を用いて20×80×1000（mm）の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊を900℃で1時間の均質化熱処理を実施した。しかる後にNo.1〜4、No.6〜9、No.11〜16の板材を板厚20mmから6.0mmまで熱間圧延し、圧延後水急冷および酸洗を行った。得られた板厚6.0mmの板材を冷間圧延によって、No.1、7、8は板厚2.5mmまで、No.2、3、16は板厚2.0mmまで、No.4、6、15は板厚1.0mmまで、No.9は板厚3.5mmまで、No.11は板厚0.6mmまで、No.12は板厚0.5mmまで、No.13は板厚0.3mmまで、No.14は板厚0.23mmまで、各々圧延した。
一方、銅基合金No.5、10、17、18をAr雰囲気で溶解し、横型の連続鋳造機を用いて10×80×1000（mm）の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊を800℃で1時間の均質化熱処理を実施した。しかる後に冷間圧延、焼鈍、冷間圧延を繰り返して、No.5は板厚0.6mmまで、No.10は板厚0.3mmまで、No.17は板厚0.25mmまで、No.18は板厚0.24mmまで各々圧延した。
上記のようにして得られたNo.1〜18までの板材について550℃×1時間の熱処理を実施した。なお、熱処理後の板材の結晶粒径は5〜20μmであり、板材表面（ND面）についてX線回折を行いSNDを測定した結果、0.5≦SND＜2.0であったことを付け加えておく。
ここで、Ｘ線回折強度の測定条件は以下の通りである。
管球：Cu、管電圧：40ｋＶ、管電流：30ｍＡ、サンプリング幅：0.020°、モノクロメーター使用、試料ホルダー：Al
なお、Ｘ線回折測定条件は、上記条件に限定されるものでなく、試料の種類によって適宜変更される。
【００２７】
このようにして得られたNo.1〜18について冷間圧延を実施して、0.20mmの板厚に仕上げ、最後に、再結晶温度未満である300℃×30分の熱処理を実施して、評価用のサンプルとした。
このようにして得られたNo.1〜18のサンプルについて、まずSNDを測定し評価した。ついで、導電率、0.2%耐力、180°曲げ性、プレス打ち抜き性を評価した。導電率、0.2%耐力は、それぞれ、JIS H 0505、JIS Z 2241に準拠して測定し評価した。また、曲げ性は、180°曲げ試験（JIS H3110に準拠）にて、ピン幅0.50mmの試験片を圧延方向に平行な方向で打ち抜き、得られた試験片について内曲げ半径Rと板厚tの比をR/tとして、曲げ部表面に割れが発生しない最小のR/tで評価した。プレス打ち抜き性は、ピン幅0.50ｍｍの端子形状の連続プレス加工を実施し、五万ショット打ち抜き後の材料の最大バリ高さをSEM観察にて測定し評価した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
表１の結果から、次のことが明らかである。
本発明に係るNo.1〜10の合金は、SND≧10を満足し冷間圧延加工率Ｚ（％）≧１００−１０Ｘ−Ｙを満足しており、プレス打ち抜き後のバリ高さは10μm以下であり、プレス打ち抜き性に優れた銅基合金材料である。さらに、導電率、0.2%耐力、曲げ性のバランスに優れていた。
一方、実施冷間圧延加工率が理想冷間圧延加工率（Ｚ（％）≧１００−１０Ｘ−Ｙ）より低い比較例No.11〜18は、SND＜10でありプレス打ち抜き後のバリ高さが10μmを超えていた。また、バリ高さが10μmに比較的近かったNo.15〜18のうち、No.15、16は導電率と0.2%耐力のバランスに優れていたものの、曲げ性が劣化しており、No.17、18は0.2%耐力と曲げ性のバランスに優れていたものの、導電率が15%IACS以下と低かった。
【００３０】
[実施例２]
実施例1の表1中に示す本発明合金No.１（板厚0.20mm）と市販のりん青銅合金（C5191 質別H、板厚0.20mm：6.5wt%Sn，0.2wt%P，残部Cu）及び銅基合金（C7025 質別H、板厚0.20mm：3.2wt%Ni，0.70wt%Si，0.15wt%Mg，残部Cu）について、導電率、0.2%耐力、ばね限界値、ビッカース硬さ、プレス加工性及び曲げ加工性を評価した。
導電率、0.2%耐力、ばね限界値、ビッカース硬さの測定は、各々、JIS H 0505，JIS Z 2241，JIS H 3130，JIS Z 2244に準拠して行った。プレス加工性は、実施例1と類似の方法でピン幅0.50ｍｍの端子を連続で打ち抜き、材料のバリ高さが25μｍを越えた段階でプレス加工を止めて、ここまでのショット数を最大ショット数として評価した。なお、このときのプレスのパンチ材質は超鋼、ダイの材質はダイス鋼であり、パンチとダイのクリアランスは8μｍ、プレスの回転数は250rpmであった。曲げ加工性は、180°曲げ試験（JIS H 3110に準拠）にて、ピン幅0.50mmの試験片を打ち抜き、得られた試験片について内曲げ半径Rと板厚tの比をR/tとして、曲げ部表面に割れが発生しない最小のR/tで評価した。結果を表２に示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】
表２に示す結果から、本発明の銅基合金は、従来の代表的なコネクタ、スイッチ、リレー用の銅基合金C5191，C7025と比較して、導電率、0.2%耐力、ばね限界値、ビッカース硬さ、プレス加工性及び曲げ加工性のバランスに優れ、特に挟ピッチコネクタ等に必要な90°方向の0.2%耐力、ばね限界値及び曲げ加工性を兼備していることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】冷間圧延加工率と方位密度及びSNDとの関係を示す図である。
【図２】冷間圧延加工率と引張強さ、0.2％耐力及び伸びの関係を示す図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明はプレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法に関するものであって、詳しくは民生用製品、例えば情報・通信用の狭ピッチコネクタの原板、半導体用リードフレームの原板および小型スイッチ、リレーの原板等を構成するプレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
家電製品、情報通信機器や自動車部品の高密度実装化に伴い、コネクタ、スイッチ、リレー等の小型化が進み、これらを構成する銅基合金材料も薄肉化、細線化する傾向にある。
これらの部品は、金型を用いた高速のプレスにより打ち抜き加工されることが多く、プレス加工の際、材料は金型のパンチによりせん断変形を生じた後に、刃先からのクラック発生によって、破断変形を生じて所定の形状に打ち抜かれる。
しかし、プレスのショット数が増すにつれて、金型パンチの刃先摩耗が進み、その結果として、刃先からのクラック発生が不均一になり、破断形状が乱れて、具体的にはせん断帯と破断帯の差が大きくなったり、大きなバリが発生したり、破断により生じた材料の大きなカスが発生して、所定の製品形状を保てなくなる。
従来、金型寿命を向上させる対策として、パンチの材質の向上、プレス潤滑油による潤滑性の改善や、各々の銅基合金に適したクリアランスの設定等により対応してきたが、画期的な改善は実現できなかった。
【特許文献１】特開平５−２７９８２５号公報
【特許文献２】特開昭６３−２６６０４９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
上記のような従来の技術の問題点を解決すべく鋭意検討を行ったところ、金型を用いた高速プレス成形加工によって、所定の形状に打ち抜かれる狭ピッチコネクタ、半導体用リードフレームの材料では、ピン端子の薄板化・細幅化、具体的には、ピン自体の板厚0.10〜0.25mm、ピン幅0.10〜0.30mmの傾向にあり、従って、ピン端子の強度と曲げ性のバランスを維持した上で、プレス打ち抜き性に優れていることが、解決すべき特性上の重要な課題として浮上している。
本発明は、材料の結晶方位を制御することで、プレス打ち抜き性に優れた銅基合金およびその製造方法を提供するものである。
なお、ピン端子の強度は材料の0.2％耐力で代用でき、ピン端子の曲げ性はピン自体の板厚をｔmm、ピン幅をＷmmとしたときにＷ/t≦4の場合は一軸変形をすることから、引張試験で得られる伸びで代用できる。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明は、銅基合金材料について、特にND面（板材表面。以下ND面という）に着目してX線回折を行い、得られる結晶方位のうち、特定の方向の強度制御をすることで、プレス打ち抜き性を向上した銅基合金が得られるという知見の基でなされたものであり、具体的にはSn、Ni等の元素を所定量含有する銅基合金の鋳塊に対して、冷間圧延し次いで焼鈍する工程を経た後、銅以外の合金成分元素の含有量から計算される所定値以上の加工率で冷間圧延を行うことにより実現したものである。なお、X線回折強度とは、例えばX線回折法で測定される材料の結晶方位の積分強度を示すものである。
【０００５】
すなわち本発明は、第１に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝Ｉ｛220｝÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第２に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝［Ｉ｛220｝+Ｉ｛311｝］÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{311}は{311}のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第３に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝［Ｉ｛220｝+Ｉ｛111｝］÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ{111}は{111}のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第４に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比SNDがSND≧10である[ただし、SND＝［Ｉ｛220｝+Ｉ｛111｝+Ｉ｛311｝］÷Ｉ{200}。Ｉ｛220｝は｛220｝のＸ線回折強度、Ｉ｛111｝は｛111｝のＸ線回折強度、Ｉ{311}は{311}のＸ線回折強度、Ｉ{200}は{200}のＸ線回折強度である。]ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金；第５に、前記元素のうちSnの含有量が0.3〜3.0wt%である、第１〜４のいずれかに記載の銅基合金；第６に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、該元素の含有量に基づいて得られる所定値以上の加工率で冷間圧延を行うことを特徴とする、第１〜５のいずれかに記載の銅基合金を製造する方法；第７に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延する
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
[ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（wt%）、ＹはSn以外の該元素の含有量（wt%）の総量である。]ことを特徴とする、第１〜５のいずれかに記載の銅基合金を製造する方法；第８に、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延し
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
[ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（wt%）、ＹはSn以外の該元素の含有量（wt%）の総量である。]、次いで再結晶温度未満の低温焼鈍を行うことを特徴とする、第１〜５のいずれかに記載の銅基合金を製造する方法；第９に、前記組み合わせ工程を行うに先立って、前記鋳塊に対し、予め、均質化焼鈍、熱間圧延のうちから選ばれる少なくとも一方を行う、第６〜８のいずれかに記載の方法、を提供するものである。
【発明の効果】
【０００６】
本発明はプレス打ち抜きに伴うパンチ刃先の摩耗が軽減され、プレス打ち抜き性が向上し、また、導電率、0.2％耐力、ばね性、硬度、曲げ性のバランスにも優れたコネクタ、スイッチ、リレー用等の銅基合金を得たものであり、近年の家電製品、情報通信機器や自動車用部品の高密度実装化に伴った材料の薄肉化、細線化と、プレスの金型寿命向上により、コストダウンを大幅に実現できる銅基合金を提供するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
以下に本発明の内容を具体的に説明する。
本発明は、銅基合金について、特に材料表面に着目してX線回折を行い、得られる結晶方位のうち、特定の方位の強度を制御することでプレス打ち抜き加工性を向上させるものである。
【０００８】
まず、プレス加工に際して、材料のせん断変形と、せん断変形の後にパンチ刃先からのクラック発生を均一にして破断変形を良好に成し得るためには、結晶方位をある一定の方位にそろえることが重要である。ＦＣＣ（面心立方格子）の結晶構造を有するCu系の多結晶材料は、すべり面｛111｝とすべり方向＜110＞（ここで、｛ ｝は等価な面を一括して表したもの、＜ ＞は等価な方向（方位）を一括して表したものである）の組み合わせ、即ち、１２個のすべり系｛111｝＜110＞を有し、変形に際し１個以上のすべり系が活動する。プレスせん断変形の場合、パンチの抜き方向とのなす角が最も小さいすべり系が活動することになる。
今、板材表面をND面として、主な４種類の面、｛110｝面，｛111｝面，｛311｝面，｛100｝面に注目すると、プレスせん断変形に際してパンチの打ち抜き方向と一致する2個のすべり系を有する｛110｝面がプレス打ち抜き性の向上に最も効果があり、次いでパンチの打ち抜き方向とのなす角が比較的小さいすべり系を有する｛111｝面，｛311｝面、逆にパンチの打ち抜き方向に対して12個のすべり系のうち8個のすべり系のなす角が45°の｛100｝面が最もプレス打ち抜き性を劣化する。具体的には、パンチの刃先にかかる応力が大きく、刃先の摩耗が促進されること、破断変形時に発生する金属粉が多くなり、金型の間（パンチとダイの間）に付着することで刃先の摩耗を促進すること、この結果破断後の材料のバリ高さが大きくなる。
ここで、銅基合金のようにＦＣＣ（面心立方格子）の結晶構造を有する金属の場合、Ｘ線回折では｛110｝面、｛111｝面、｛311｝面、｛100｝面のＸ線回折強度（以下、回折強度という）は各々Ｉ｛220｝、Ｉ｛111｝、Ｉ｛311｝、Ｉ｛200｝として生じる。
【０００９】
以上を考慮した上で、従来の問題を解決すべく鋭意研究した結果、｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝、｛111｝面の回折強度Ｉ｛111｝、｛311｝面の回折強度Ｉ｛311｝、｛200｝面の回折強度Ｉ｛200｝を測定し、
SND＝I｛220｝÷I{200}
なるパラメーターSNDを導入し、これを指標に組織制御することでプレス打ち抜き性の向上を成し得た。すなわちSND≧10のときは、プレスで打ち抜いた端子の形状は良好であった。
一方、SND＜10のときは、プレスのショット数が増すと、刃先の摩耗が進み、打ち抜いた端子の形状が悪くなった。
【００１０】
なお、銅基合金の種類によって｛311｝面の回折強度Ｉ｛311｝が｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝の1/10を超えるとき、または｛111｝面の回折強度Ｉ｛111｝が｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝の1/10を超えるとき、または｛111｝面の回折強度Ｉ｛111｝と｛311｝面の回折強度Ｉ｛311｝が｛220｝面の回折強度Ｉ｛220｝の1/10を超えるときは、
SND＝I｛220｝÷I{200}
を、それぞれ
SND＝［I｛220｝+I｛311｝］÷I{200}
または、
SND＝［I｛220｝+I｛111｝］÷I{200}
または、
SND＝［I｛220｝+I｛111｝+I｛311｝］÷I{200}
で対応することが望ましい。
【００１１】
次に、本発明に係る銅基合金の成分組成範囲をSn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなると規定したのは、材料の導電率、引張強さ、0.2%耐力、伸び及び曲げ性のバランスを維持し、さらにまたプレス打ち抜き性を向上させるためである。
【００１２】
Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量の総量が0.01wt%未満のときは、導電率が高くなるが、引張強さ、0.2%耐力、プレス打ち抜き性等の特性が得られにくい。また、圧延加工率を98%まで上げて引張強さと0.2%耐力を向上できるが、プレス打ち抜き性を大幅に向上できず、曲げ加工性が劣化する。一方、Sn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量の総量が30wt%を超えた時は、引張強さと0.2%耐力を向上できるが、導電率が低くなり、さらにまた曲げ加工性が劣化する。
従って、本発明に係る銅基合金の成分組成範囲をSn、Ni、P、Zn、Si、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で0.01〜30wt%含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金と規定した。なお、本発明で規定した上記の元素以外にも、例えば、Ag、Au、Bi、In、Mn、La、Pb、Pd、Sb、Se、Te、Yの元素のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で2wt%以下であれば、本発明で規定した上記元素にさらに含有させるとプレス打ち抜き性を向上する役割を果たし、得られる効果を阻害しない。
次に、本発明で規定した主要添加元素について説明する。
【００１３】
（１）Sn
Snはプレス打ち抜き性と強度、弾性を両立するために必須の元素である。
SnはCuマトリックス中に固溶することでプレス打ち抜き性を劣化する｛200｝面の集積度を大幅に低減でき、さらに加工熱処理との組み合わせで｛220｝面、｛111｝面、I｛311｝面の集積度を大幅に増やすことができ、その結果としてプレス打ち抜き性を向上できる。また同時に、強度、弾性をも向上できる。しかし、Sn含有量が0.0１wt%未満ではその効果が充分に得られず、一方、Sn含有量が10wt%を超えると電気伝導性の低下が著しくなり、鋳造性や熱間加工性にも悪影響を及ぼす。また、Snは高価なために経済的にも不利になる。従って、Snの含有量は0.01〜10wt%とし、好ましくは0.3〜3.0wt%とする。
【００１４】
（２）Ni
NiはCuマトリックス中に固溶して強度、弾性、はんだ付け性を向上させ、さらにP、または場合によってSiと化合物を形成して分散析出することにより電気伝導性を向上させ、強度と弾性を向上させる。また、耐熱性および耐応力緩和特性の向上にも寄与する元素である。しかし、Niの含有量が0.01wt%未満では上記のような効果が充分得られず、一方、4.0wt%を超えるとPまたは場合によってSiとの共存下でも電気伝導性の低下が著しく、また経済的にも不利になる。従って、Niの含有量は0.01〜4.0wt%、好ましくは0.40〜3.0wt%とする。
【００１５】
（３）P
Pは、溶解・鋳造時に溶湯の脱酸剤として作用するとともに、Niまたは場合によってFeまたはMgまたはCoと化合物を形成して分散析出することにより電気伝導性を向上させ、さらに強度と弾性を向上させる。しかし、P含有量が0.01wt%未満では上記のような効果が充分得られず、一方、0.20wt%を超えるとNiまたは場合によってFeまたはMgまたはCoの共存下でも電気伝導性の低下が著しく、はんだ耐候性が著しく劣化する。また、熱間加工性にも悪影響を及ぼす。従って、Pの含有量は0.01〜0.20wt%、好ましくは0.02〜0.10wt%とする。
【００１６】
（４）Zn
Znは、Cuマトリックス中に固溶して強度、弾性を向上させる効果があり、また、溶湯の脱酸効果を高めCuマトリックス中の溶質酸素元素を減少させる効果に加えてはんだ耐候性及び耐マイグレーション性を向上させる作用がある。しかし、0.01wt%未満では上記のような効果が得られず、一方、30wt%を超えると電気伝導性の低下するだけでなく、はんだ付け性が低下するとともに、他の元素と組み合わせても耐応力腐食割れ感受性が高くなり好ましくない。従って、Znの含有量は0.01〜30wt%、好ましくは0.01〜10wt%、さらに好ましくは0.03〜3.0wt%とする。
【００１７】
（５）Si
Siは、Niと共存した状態でCuマトリックス中に析出して化合物を形成して導電率を大幅に低下することなく強度、弾性を向上させる効果がある。Siが0.01wt%未満では上記のような効果が得られず、一方、1.0wt%を超えると熱間加工性が著しく低下する。従って、Siの含有量は0.01〜1.0wt%とする。
【００１８】
（６）Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Al
これらの元素は、Cuマトリックス中に固溶または析出して化合物を形成して強度、弾性、耐熱性を向上させ、さらにプレス打ち抜き性を向上させる効果がある。しかし0.01wt%未満では、上記のような効果が得られず、一方、3.0wt%を超えると電気伝導性の低下が著しく、また製造時の熱処理温度が高くなる等、経済的にも不利になる。従って、上記の少なくとも１種の元素の含有量を総量で0.01〜3.0wt%とする。
【００１９】
（７）酸素
酸素を多量に含有するとFe、Mg、P等が酸化物を形成し、めっき信頼性を始めとした本発明に係る銅基合金の諸特性を劣化させる恐れがあるので、好ましくは酸素含有量を20ppm以下とする。
【００２０】
次に、本発明に係る銅基合金の熱処理を含む加工工程を上記の通りに限定した理由について説明する。
本発明の材料は、次のような工程を経て製造することができる。即ち、上記成分組成の銅基合金の鋳塊を冷間圧延と焼鈍を繰り返すことで所定の板厚にした後に、該元素の含有量に基づいて得られる所定値以上の加工率で、具体的には、（１）式を満たす冷間圧延加工率Ｚ（％）の冷間圧延を行い、さらに再結晶温度未満の低温焼鈍を組み合わせて所望の板厚の材料とする。
【００２１】
なお、鋳塊を冷間圧延する前に予め均質化焼鈍または熱間圧延をすることで鋳造時に生じたミクロ的あるいはマクロ的な溶質元素の偏析を除去して溶質元素分布の均質化を図る効果があり、特に熱間圧延をすることで鋳塊の結晶方位をランダムにでき、かつ結晶粒を均一微細にでき、さらに圧延加工率を大きくとれるため経済的にも有利である。従って、鋳塊を冷間圧延する前に均質化焼鈍、熱間圧延の少なくとも一方の工程を入れると良い。これら均質化焼鈍、熱間圧延は７００℃〜９００℃で３０分〜２時間行うのが好ましい。
冷間圧延加工率 Ｚ（％）≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
Ｘ：Sn含有量（wt%）
Ｙ：Sn以外の該元素の含有量（wt%）
【００２２】
冷間圧延加工率Ｚ（％）を（１）式のように定めたのは、各添加元素に対して（１）式を満足する圧延加工率で冷間圧延することにより、ND面においてプレス打ち抜き性を劣化する｛200｝面の集積度が大幅に減少し、同時に｛220｝面、｛111｝面、｛311｝面、特にプレス打ち抜き性を向上する｛220｝面の集積度が大幅に増加し、プレス打ち抜き性が向上した。この時のSNDはSND≧１０を満足していた。さらに、引張強さ、0.2%耐力を向上でき、圧延加工率の増加とともに減少していた伸びを向上できた。また、冷間圧延後に再結晶温度未満の低温焼鈍を実施した場合、｛200｝面、｛220｝面、｛111｝面、｛311｝面の集積割合はほとんど変化せず、引張強さと0.2%耐力も維持できるため、圧延材と同様のプレス打ち抜き性を維持できる。さらに、低温焼鈍により伸び、即ち曲げ性が向上できる。
従って、（１）式を満たす冷間圧延加工率Ｚ（％）の冷間圧延と再結晶温度未満の低温焼鈍を組み合わせることが最も望ましい。この時の低温焼鈍条件は、銅基合金の再結晶温度より５０℃〜２５０℃低い温度で３０分〜２時間行うのが好ましく、例えば、温度２５０℃〜３５０℃、３０分〜1時間であり、この条件以外でも材料に同等の熱量を与えられる温度と時間の組み合わせであれば特性の発現が可能である。
【００２３】
一方、（１）式を満足しない圧延加工率では、｛200｝面の集積度がほとんど減少せず、｛220｝面の集積度があまり増加せず、プレス打ち抜き性も向上できなかった。この時のSNDはSND＜１０であった。さらに、（１）式を満足しない圧延加工率では、加工率の増加とともに引張強さ、0.2%耐力は向上したが、伸びが劣化し、その結果曲げ性が劣化した。また、冷間圧延後に再結晶温度未満の低温焼鈍を実施した場合、｛200｝面、｛220｝面、｛111｝面、｛311｝面の集積割合はほとんど変化せず、プレス打ち抜き性の向上は期待できない。さらに、曲げ加工性を向上しようとすると引張強さと0.2%耐力が劣化して両者のバランスを維持できなかった。
【００２４】
上記現象の代表例として、図１にCu-1.0wt%Ni-0.90wt%Sn-0.05wt%Pの圧延加工率とND面における各結晶方位の集積度との関係を、図２にCu-1.0wt%Ni-0.90wt%Sn-0.05wt%Pの圧延加工率と引張強さ、0.2%耐力、伸びとの関係を示す。この時（１）式を満足する冷間圧延加工率はＺ（％）≧89.95％である。図１より、Ｚ（％）≧89.95％ではプレス打ち抜き性を劣化する｛200｝面の集積度が大幅に減少し、同時にプレス打ち抜き性を向上する｛220｝面の集積度が大幅に増加していることが分かる。この時のSNDは圧延加工率90％でSND＝12、92.5％でSND＝22であった。また、図２より、引張強さ、0.2%耐力を向上でき、さらに伸びを向上できたことは注目に値する結果である。
【実施例】
【００２５】
以下に本発明の実施例を記載する。
【００２６】
［実施例１］
表１にその化学成分値（wt%）を示す銅基合金No.1〜4、No.6〜9、No.11〜16をAr雰囲気で溶解し、縦型の連続鋳造機を用いて20×80×1000（mm）の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊を900℃で1時間の均質化熱処理を実施した。しかる後にNo.1〜4、No.6〜9、No.11〜16の板材を板厚20mmから6.0mmまで熱間圧延し、圧延後水急冷および酸洗を行った。得られた板厚6.0mmの板材を冷間圧延によって、No.1、7、8は板厚2.5mmまで、No.2、3、16は板厚2.0mmまで、No.4、6、15は板厚1.0mmまで、No.9は板厚3.5mmまで、No.11は板厚0.6mmまで、No.12は板厚0.5mmまで、No.13は板厚0.3mmまで、No.14は板厚0.23mmまで、各々圧延した。
一方、銅基合金No.5、10、17、18をAr雰囲気で溶解し、横型の連続鋳造機を用いて10×80×1000（mm）の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊を800℃で1時間の均質化熱処理を実施した。しかる後に冷間圧延、焼鈍、冷間圧延を繰り返して、No.5は板厚0.6mmまで、No.10は板厚0.3mmまで、No.17は板厚0.25mmまで、No.18は板厚0.24mmまで各々圧延した。
上記のようにして得られたNo.1〜18までの板材について550℃×1時間の熱処理を実施した。なお、熱処理後の板材の結晶粒径は5〜20μmであり、板材表面（ND面）についてX線回折を行いSNDを測定した結果、0.5≦SND＜2.0であったことを付け加えておく。
ここで、Ｘ線回折強度の測定条件は以下の通りである。
管球：Cu、管電圧：40ｋＶ、管電流：30ｍＡ、サンプリング幅：0.020°、モノクロメーター使用、試料ホルダー：Al
なお、Ｘ線回折測定条件は、上記条件に限定されるものでなく、試料の種類によって適宜変更される。
【００２７】
このようにして得られたNo.1〜18について冷間圧延を実施して、0.20mmの板厚に仕上げ、最後に、再結晶温度未満である300℃×30分の熱処理を実施して、評価用のサンプルとした。
このようにして得られたNo.1〜18のサンプルについて、まずSNDを測定し評価した。ついで、導電率、0.2%耐力、180°曲げ性、プレス打ち抜き性を評価した。導電率、0.2%耐力は、それぞれ、JIS H 0505、JIS Z 2241に準拠して測定し評価した。また、曲げ性は、180°曲げ試験（JIS H3110に準拠）にて、ピン幅0.50mmの試験片を圧延方向に平行な方向で打ち抜き、得られた試験片について内曲げ半径Rと板厚tの比をR/tとして、曲げ部表面に割れが発生しない最小のR/tで評価した。プレス打ち抜き性は、ピン幅0.50ｍｍの端子形状の連続プレス加工を実施し、五万ショット打ち抜き後の材料の最大バリ高さをSEM観察にて測定し評価した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
表１の結果から、次のことが明らかである。
本発明に係るNo.1〜10の合金は、SND≧10を満足し冷間圧延加工率Ｚ（％）≧１００−１０Ｘ−Ｙを満足しており、プレス打ち抜き後のバリ高さは10μm以下であり、プレス打ち抜き性に優れた銅基合金材料である。さらに、導電率、0.2%耐力、曲げ性のバランスに優れていた。
一方、実施冷間圧延加工率が理想冷間圧延加工率（Ｚ（％）≧１００−１０Ｘ−Ｙ）より低い比較例No.11〜18は、SND＜10でありプレス打ち抜き後のバリ高さが10μmを超えていた。また、バリ高さが10μmに比較的近かったNo.15〜18のうち、No.15、16は導電率と0.2%耐力のバランスに優れていたものの、曲げ性が劣化しており、No.17、18は0.2%耐力と曲げ性のバランスに優れていたものの、導電率が15%IACS以下と低かった。
【００３０】
[実施例２]
実施例1の表1中に示す本発明合金No.１（板厚0.20mm）と市販のりん青銅合金（C5191 質別H、板厚0.20mm：6.5wt%Sn，0.2wt%P，残部Cu）及び銅基合金（C7025 質別H、板厚0.20mm：3.2wt%Ni，0.70wt%Si，0.15wt%Mg，残部Cu）について、導電率、0.2%耐力、ばね限界値、ビッカース硬さ、プレス加工性及び曲げ加工性を評価した。
導電率、0.2%耐力、ばね限界値、ビッカース硬さの測定は、各々、JIS H 0505，JIS Z 2241，JIS H 3130，JIS Z 2244に準拠して行った。プレス加工性は、実施例1と類似の方法でピン幅0.50ｍｍの端子を連続で打ち抜き、材料のバリ高さが25μｍを越えた段階でプレス加工を止めて、ここまでのショット数を最大ショット数として評価した。なお、このときのプレスのパンチ材質は超鋼、ダイの材質はダイス鋼であり、パンチとダイのクリアランスは8μｍ、プレスの回転数は250rpmであった。曲げ加工性は、180°曲げ試験（JIS H 3110に準拠）にて、ピン幅0.50mmの試験片を打ち抜き、得られた試験片について内曲げ半径Rと板厚tの比をR/tとして、曲げ部表面に割れが発生しない最小のR/tで評価した。結果を表２に示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】
表２に示す結果から、本発明の銅基合金は、従来の代表的なコネクタ、スイッチ、リレー用の銅基合金C5191，C7025と比較して、導電率、0.2%耐力、ばね限界値、ビッカース硬さ、プレス加工性及び曲げ加工性のバランスに優れ、特に挟ピッチコネクタ等に必要な90°方向の0.2%耐力、ばね限界値及び曲げ加工性を兼備していることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】冷間圧延加工率と方位密度及びSNDとの関係を示す図である。
【図２】冷間圧延加工率と引張強さ、0.2％耐力及び伸びの関係を示す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝I{220}÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度である。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項２】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝［I{220}＋I{311}］÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{311}は{311}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度であって、I{311}はI{220}の１／１０を超えるとき。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項３】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝［I{220}＋I{111}］÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{111}は{111}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度であって、I{111}はI{220}の１／１０を超えるとき。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項４】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝［I{220}＋I{111}＋I{311}］÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{111}は{111}のX線回折強度、I{311}は{311}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度であって、I{111}とI{311}はI{220}の１／１０を超えるとき。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項５】
前記元素のうちSnの含有量が０.３〜３.０質量％である、請求項１〜４のいずれかに記載の銅基合金。
【請求項６】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延する
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
［ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（質量％）、ＹはSn以外の該元素の含有量（質量％）の総量である。］ことを特徴とする、銅基合金の製造方法。
【請求項７】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延し
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
［ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（質量％）、ＹはSn以外の該元素の含有量（質量％）の総量である。］、次いで再結晶温度未満の低温焼鈍を行うことを特徴とする、銅基合金の製造方法。
【請求項８】
前記組み合わせ工程を行うに先立って、前記鋳塊に対し、予め、均質化焼鈍、熱間圧延のうちから選ばれる少なくとも一方を行う、請求項６または７に記載の方法。
【請求項１】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝I{220}÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度である。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項２】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝［I{220}＋I{311}］÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{311}は{311}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度であって、I{311}はI{220}の１／１０を超えるとき。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項３】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝［I{220}＋I{111}］÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{111}は{111}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度であって、I{111}はI{220}の１／１０を超えるとき。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項４】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなり、表面のX線回折強度比ＳNDがＳND≧１０である［ただし、ＳND＝［I{220}＋I{111}＋I{311}］÷I{200}。I{220}は{220}のX線回折強度、I{111}は{111}のX線回折強度、I{311}は{311}のX線回折強度、I{200}は{200}のX線回折強度であって、I{111}とI{311}はI{220}の１／１０を超えるとき。］ことを特徴とするプレス打ち抜き性に優れた銅基合金。
【請求項５】
前記元素のうちSnの含有量が０.３〜３.０質量％である、請求項１〜４のいずれかに記載の銅基合金。
【請求項６】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延する
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
［ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（質量％）、ＹはSn以外の該元素の含有量（質量％）の総量である。］ことを特徴とする、銅基合金の製造方法。
【請求項７】
０.０１〜１.０質量％のSiと、Sn、Ni、P、Zn、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を総量で０.０１〜３０質量％含有し［ただし、Snは０.０１〜１０質量％、Niは０.０１〜４.０質量％、Pは０.０１〜０.２０質量％、Znは０.０１〜３０質量％、Fe、Co、Mg、Ti、Cr、Zr、Alの含有量は総量で０.０１〜３.０質量％である。］、残部がCuと不可避不純物からなる銅基合金の鋳塊に対し、冷間圧延し次いで焼鈍することからなる組み合わせ工程を少なくとも１回以上行った後、次式（１）を満たす加工率Ｚで冷間圧延し
Ｚ≧１００−１０Ｘ−Ｙ （１）
［ただし、Ｚは冷間圧延加工率（％）、Ｘは該元素のうちのSnの含有量（質量％）、ＹはSn以外の該元素の含有量（質量％）の総量である。］、次いで再結晶温度未満の低温焼鈍を行うことを特徴とする、銅基合金の製造方法。
【請求項８】
前記組み合わせ工程を行うに先立って、前記鋳塊に対し、予め、均質化焼鈍、熱間圧延のうちから選ばれる少なくとも一方を行う、請求項６または７に記載の方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００９−６８１１４（Ｐ２００９−６８１１４Ａ）
【公開日】平成２１年４月２日（２００９．４．２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−２８０５０８（Ｐ２００８−２８０５０８）
【出願日】平成２０年１０月３０日（２００８．１０．３０）
【分割の表示】特願２０００−３８３０８７（Ｐ２０００−３８３０８７）の分割
【原出願日】平成１２年１２月１８日（２０００．１２．１８）
【出願人】（０００２２４７９８）ＤＯＷＡホールディングス株式会社 (550)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２１年４月２日（２００９．４．２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年１０月３０日（２００８．１０．３０）
【分割の表示】特願２０００−３８３０８７（Ｐ２０００−３８３０８７）の分割
【原出願日】平成１２年１２月１８日（２０００．１２．１８）
【出願人】（０００２２４７９８）ＤＯＷＡホールディングス株式会社 (550)
【Ｆターム（参考）】
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