銅合金材料
【課題】曲げ加工性に優れ、強度が高く、電気・電子機器用の部品、例えばリードフレーム、コネクタ、端子材等、特に自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金材料を提供する。
【解決手段】ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上である、高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【解決手段】ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上である、高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気電子部品用途の銅合金材料に関し、特に、自動車用端子・コネクタなどの接続部品用として好適な、強度が高く曲げ加工性に優れた銅合金材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電子機器の小型化及び軽量化の要求が高まり、より一層の小型化及び軽量化が進んでいる。例えば、電子機器の部品であるコネクタ端子は低背・狭ピッチ化が進み、その結果、これらのコネクタ端子に使用される銅合金材料には、より一層高い強度と優れた曲げ加工性が求められるようになっている。高強度かつ優れた曲げ加工性が必要な銅合金には、これまでベリリウム銅が広く用いられてきたが、ベリリウム銅は非常に高価で且つ金属ベリリウムには強い毒性がある。そこで、これらの材料に変わる合金としてコルソン系合金（Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金）の使用量が増加している。
【０００３】
コルソン系合金はケイ化ニッケル化合物（Ｎｉ２Ｓｉ）の銅に対する固溶限が温度によって変化する合金で、時効析出処理によって硬化する析出硬化型合金であり、耐熱性、導電性、強度が良好である。
【０００４】
しかし、このコルソン系合金においても、銅合金材料の強度を向上させると、導電性や曲げ加工性は低下する。即ち、高強度のコルソン系合金において、良好な導電性及び曲げ加工性とすることは非常に困難な課題である。
【０００５】
このような課題に対して、曲げ加工性が優れた高強度銅合金として、特許文献１では、コルソン系合金中の析出物のサイズと分布密度を規定することで曲げ加工性を改善している。また、特許文献２では、コルソン系合金の結晶粒径を規定することにより、強度、曲げ加工性を改善している。しかしながら、コネクタ材料では、特に圧延方向に平行の曲げ線で行われるＢＷ曲げ加工が行われるが、これらの材料は市場の要求する強度、曲げ加工性を満たすまでには至らない場合があり、更なる改善が求められている。
【０００６】
一方、近年、集合組織を制御することで、曲げ加工性を改善する試みが行われている。特許文献３では、Ｃｕｂｅ方位を有する結晶粒の面積率を制御することで曲げ加工性を改善している。特許文献４では、Ｘ線の（２００）回折強度を高めることで、曲げ加工性を改善している。特許文献５では、Ｘ線の（４２０）方位の回折強度、つまり（４２０）方位を有する結晶粒の面積率を高めることで、曲げ加工性を改善している。しかし、我々の知見によれば、Ｃｕｂｅ方位を有する結晶粒の面積率や、Ｘ線の（２００）方位の回折強度や（４２０）方位の回折強度を高めることは確かに曲げ加工性の改善には有効だが、これらを高くすると材料が変形する際の加工硬化係数が小さく、また結晶粒径が粗大化するため強度が低下する場合があり、さらなる改良が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平６−１８４６８０号公報
【特許文献２】特開２００６−１６１１４８号公報
【特許文献３】特開２００６−１５２３９２号公報
【特許文献４】特開２００９−００７６６６号公報
【特許文献５】特開２００８−２２３１３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記のような問題点に鑑み、本発明の目的は、曲げ加工性に優れ、強度が高く、電気・電子機器用の部品、例えばリードフレーム、コネクタ、端子材等、特に自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
我々は鋭意研究の結果、コルソン系などの析出型銅合金材料（特に板材・条材）の組織を、Ｃｕｂｅ方位とＲＤＷ（ＲＤ−Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｃｕｂｅ方位）方位の結晶粒の面積率がそれぞれ特定の値を満たすように同時に高めた集合組織とすることによって、端子やコネクタなどの要求特性である優れた曲げ加工性と高強度を高いレベルで両立できることを見出した。本発明は、この知見に基づき成されたものである。
【００１０】
すなわち、本発明によれば、以下の手段が提供される。
（１）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【００１１】
（２）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
（３）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
（４）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の銅合金材料は、曲げ加工性に優れ、高い強度を有し、電気・電子機器用の部品、例えばリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の銅合金材料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、（加工前であって所定の合金組成を有する）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。なお、実施形態として板材、条材について以下に説明する。
本発明の銅合金材料が奏する高強度とは、引張強度が５００ＭＰａ以上であることを意味し、好ましくは６５０ＭＰａ以上、更に好ましくは８００ＭＰａ以上である。
本発明の銅合金材料が奏する優れた曲げ加工性とは、次の意味である。すなわち、曲げ加工試験として、曲げ試験片の幅ｗを１０ｍｍで、曲げＲ＝０〜０．４ｍｍの０．０２５ｍｍ単位として、ＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ：圧延垂直方向）の９０°曲げを行う。曲げ加工性は、割れの生じない最小の曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比をＲ／ｔとして、銅合金材料が有する引張強度のレベルに応じた以下の合格基準を満たすかどうかにより評価する。引張強度が８００ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ＝０．５以下を合格とし、引張強度が８００ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満はＲ／ｔ＝１．５以下を合格とし、引張強度が９００ＭＰａ以上の場合はＲ／ｔ＝２．０以下を合格とする。
本発明の銅合金材料は、導電性が高く、好ましくは導電率が３５％ＩＡＣＳ以上であり、更に好ましくは４０％ＩＡＣＳ以上であり、より好ましくは４５％ＩＡＣＳ以上である。
上記、高強度で、良好な曲げ加工性を有し、さらには高導電率である本発明の銅合金材料について、まず、その組織を説明する。
【００１４】
本発明者らは、コルソン系などの銅合金の曲げ加工におけるメカニズムを検討した結果、曲げ加工の際板表面で生じるせん断帯がわれの原因であることを確認した。また、このせん断帯はＣｕｂｅ方位やＲＤＷ方位を増加させることによって、せん断帯を軽減しクラックの発生を抑制できることを見出した。しかし、Ｃｕｂｅ方位またはＲＤＷ方位を単独で増加させると、優先的にＣｕｂｅ方位またはＲＤＷ方位の結晶粒が成長し、結晶粒が粗大化してしまい、引張強度や０．２％耐力が低下するという問題点も見出した。また、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位は、変形時の加工硬化係数が小さいため、比較的低い強度で変形が生じ、これらの方位を単独で高めた場合には、強度が低下することも問題である。
【００１５】
我々は強度を低下させず、曲げ性が良好であるコルソン系合金を鋭意研究した結果、Ｃｕｂｅ方位とＲＤＷ方位を同時に所定の範囲まで増加させることによって、強度と曲げ加工性を両立できることを見出し、本発明を完成させるに至った。これによって、従来のコルソン系合金よりも高強度と優れた曲げ加工性を併せ持つことが可能となる。
【００１６】
（集合組織）
本発明の銅合金材料の集合組織は、特に、強度と曲げ加工性を両立するために、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法によるＮＤ方向からの測定結果で、Ｃｕｂｅ方位からのずれ角度が１０°以下の面積率が１０％以上かつＲＤＷ方位からのずれ角度が１０°以下の結晶粒の面積率が１０％以上である集合組織を有するものとする。
Ｃｕｂｅ方位からのずれ角度が１０°以下の領域の面積率の好ましい範囲は１２〜４５％、更に好ましい範囲は１５〜３０％である。ＲＤＷ方位からのずれ角度が１０°以下の領域の面積率の好ましい範囲は１２〜４５％、更に好ましい範囲は１５〜３０％である。
【００１７】
銅合金板の場合、主に、以下に示す如き、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｓ方位等と呼ばれる集合組織を形成し、それらに応じた結晶面が存在する。
【００１８】
これらの集合組織の形成は同じ結晶系の場合でも加工、熱処理方法によって異なる。圧延による板材の集合組織の場合は、面と方向で表されており、面は｛ＡＢＣ｝で表現され、方向は＜ＤＥＦ＞で表現される。本明細書における結晶方位の表示方法は、材料の圧延方向（ＲＤ）をＸ軸、板幅方向（ＴＤ）をＹ軸、圧延面法線方向を（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］の形で示す。また、（１ ３ ２）[６ −４ ３]と（２ ３ １）[３ −４ ６]などのように、銅合金の立方晶の対称性のもとで等価な方位については、ファミリーを表すカッコ記号を使用し、{ｈ ｋ ｌ}＜ｕ ｖ ｗ＞と示す。上述の表記に伴い、各方位は下記の如く表現される。
【００１９】
Ｃｕｂｅ方位 ｛００１｝＜１００＞
ＲＤＷ方位 ｛２１０｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位 ｛０１１｝＜１００＞
Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｇｏｓｓ方位 ｛０１１｝＜０１１＞
Ｂｒａｓｓ方位 ｛０１１｝＜２１１＞
Ｃｏｐｐｅｒ方位 ｛１１２｝＜１１１＞
Ｓ方位 ｛１２３｝＜６３４＞
Ｐ方位 ｛０１１｝＜１１１＞
【００２０】
通常の銅合金板の集合組織は、これらの結晶面の構成割合が変化すると板材の弾性挙動が変化し、曲げなどの加工性が変化する。
【００２１】
従来のコルソン系高強度銅合金板の集合組織は、通常の方法によって製造した場合、Ｓ方位｛１２３｝＜６３４＞や、Ｂｒａｓｓ方位｛０１１｝＜２１１＞が主体となり、Ｃｕｂｅ方位の割合は減少することを本発明者らは確認した。このため、特に、ＢＷ曲げ加工において、せん断帯が生成し易く曲げ加工性が悪化する。一方、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位を単独で集積を高めて曲げ性を改善した場合、強度が低下するという問題が生じることも、本発明者らは確認した。
【００２２】
したがって、本発明の銅合金材料の集合組織は、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞とＲＤＷ方位｛４２０｝＜１００＞の結晶粒の面積率を、それぞれ１０％以上併せ持つ強度と曲げ性に優れる集合組織を有するものとする。ただし、本発明において、Ｃｕｂｅ方位とＲＤＷ方位の結晶粒の面積率がともに１０％以上であれば、他の方位が副方位として存在することを許容する。
【００２３】
銅合金板の集合組織のＣｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞やＲＤＷ方位｛４２０｝＜１００＞方位粒の集積度測定は、ＳＥＭによる電子顕微鏡組織を、ＥＢＳＤを用いて測定したデータを基に、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて方位解析することによって得られる。ここでは、結晶粒を４００個以上含む、６００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍのステップでスキャンし、方位を解析した。なお、これらの方位分布は板厚方向に変化しているため、板厚方向に何点か任意にとって平均をとることによって求める方が好ましい。
【００２４】
このＳＥＭ−ＥＢＳＤ法は、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ法の略称である。即ち、ＳＥＭ画面上にあらわれる個々の結晶粒に電子ビ−ムを照射し、その回折電子から個々の結晶方位を同定するものである。
【００２５】
本発明においては、前記ＲＤ−Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｃｕｂｅ（ＲＤＷ）方位およびＣｕｂｅ（Ｗ）方位の各集合組織方位成分をもつ結晶粒とその原子面の面積を、以下に述べる所定のずれ角度の範囲内にあるかどうかで規定する。
上記指数で示される理想方位からのずれ角度については、（ｉ）各測定点の結晶方位と、（ｉｉ）対象となる理想方位としてのＲＤＷまたはＣｕｂｅ方位とについて、（ｉ）と（ｉｉ）に共通の回転軸を中心に回転角を計算し、そのずれ角度とした。例えば、Ｓ方位（２ ３ １）[６ −４ ３]に対して、（１ ２ １）[１ −１ １]は（２０ １０ １７）方向を回転軸にして、１９．４°回転した関係になっており、この角度をずれ角度とする。前記共通の回転軸は４０以下の３つの整数であるが、その内で最も小さいずれ角度で表現できるものを採用した。全ての測定点に対してこのずれ角度を計算して小数第一位までを有効数字とし、ＲＤＷ方位の前記ずれ角から１０°以下またはＣｕｂｅ方位の前記ずれ角から１０°以下の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、それぞれの方位の原子面の面積率とした。
【００２６】
ＥＢＳＤによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、本明細書中では面積率として記載した。
ＥＢＳＤ測定にあたっては、鮮明な菊地線回折像を得るために、機械研磨の後に、コロイダルシリカの砥粒を使用して、基体表面を鏡面研磨した後に、測定を行うことが好ましい。また、測定は板表面から行った。
【００２７】
（銅合金材料の成分組成）
つぎに高強度化、かつ、曲げ加工においても良好な曲げ加工性を有するための前提となる、本発明の銅合金材料における化学成分組成の限定理由を説明する（記載の含有量％は全て質量％である）。
【００２８】
（Ｎｉ：０．５〜５．０％）
Ｎｉは後述するＳｉと共に含有されて、時効処理で析出したＮｉ２Ｓｉ相を形成して、銅合金材料の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉの含有量が少なすぎる場合は、前記Ｎｉ２Ｓｉ相が不足し、銅合金材料の引張強さを高めることができない。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると、導電率が低下する。また、熱間圧延加工性が悪化する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５〜５．０％の範囲とし、好ましくは１．５〜４．０％である。
【００２９】
（Ｃｏ：０．５〜５．０％）
ＣｏはＳｉと共に含有されて、時効処理で析出したＣｏ２Ｓｉ相を形成して、銅合金材料の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｏの含有量が少なすぎる場合は、前記Ｃｏ２Ｓｉ相が不足し、銅合金材料の引張強さを高めることができない。一方、Ｃｏの含有量が多すぎると、導電率が低下する。また、熱間圧延加工性が悪化する。したがって、Ｃｏ含有量は０．５〜５．０％の範囲とし、好ましくは０．８〜３．０％である。
【００３０】
これらＮｉとＣｏは両方を含有してもよいが、これらの含有量を合計で０．５〜５．０％とする。ＮｉとＣｏの両方を含有すると、時効処理の際にＮｉ２ＳｉとＣｏ２Ｓｉの両方が析出し、時効強度を高めることができる。これらの含有量の合計が少なすぎる場合は、引張強さを高めることができず、多すぎると導電率や熱間圧延加工性が低下する。したがって、ＮｉとＣｏの含有量の合計は０．５〜５．０％の範囲とし、好ましくは０．８〜４．０％の範囲とする。
【００３１】
（Ｓｉ）
Ｓｉは前記Ｎｉ、Ｃｏと共に含有されて、時効処理で析出したＮｉ２ＳｉまたはＣｏ２Ｓｉ相を形成して、銅合金材料の強度の向上に寄与する。Ｓｉの含有量は、０．２〜１．５％とし、好ましくは０．２〜１．０％である。Ｓｉの含有量は化学量論比でＮｉ／Ｓｉ＝４．２、Ｃｏ／Ｓｉ＝４．２とするのが最も導電率と強度のバランスがよい。そのためＳｉの含有量は、Ｎｉ／Ｓｉ、Ｃｏ／Ｓｉ、（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３．２〜５．２の範囲となるようにするのが好ましく、より好ましくは３．５〜４．８である。
【００３２】
この範囲から外れ、Ｓｉが過剰に含まれた場合、銅合金材料の引張強さを高くすることができるが、過剰な分のＳｉが銅のマトリックス中に固溶し、銅合金材料の導電率が低下する。また、Ｓｉが過剰に含まれた場合、鋳造での鋳造性や、熱間および冷間での圧延加工も低下し、鋳造割れや圧延割れが生じやすくなる。一方、この範囲から外れ、Ｓｉの含有量が少な過ぎる場合は、Ｎｉ２ＳｉやＣｏ２Ｓｉの析出相が不足し材料の引張強さを高くすることができない。
【００３３】
（Ｃｒ）
上記組成に加えて、Ｃｒを０．０１〜０．５ｍａｓｓ％含有してもよい。Ｃｒは合金中の結晶粒を微細化する効果があり、銅合金材料の強度や曲げ加工性の向上に寄与する。少なすぎるとその効果が小さく、多すぎると鋳造時に晶出物を形成し時効強度が低下する。
【００３４】
（その他の合金元素）
本発明の銅合金材料は、上記基本組成の他に添加元素として、質量％で、Ｓｎ：０．０５〜１．０％、Ｚｎ：０．０１〜１．０％、Ａｇ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｚｒ：０．１〜１．０％、Ｍｇ：０．０１〜１．０％の一種または二種以上を合計で０．０１〜１．０％の量で、必要に応じて含有してもよい。これらの元素は、いずれも本発明の銅合金材料が奏しようとする高い強度や導電率あるいは良好な曲げ加工性のいずれかを向上させる共通の効果があるか、これに加えてあるいはこれに代えて、さらに他の性質（耐応力緩和特性など）を向上させる元素である。以下に、各元素の特徴的な作用効果と含有範囲の意義を記載する。
【００３５】
（Ｓｎ）
Ｓｎは主に銅合金材料の強度を向上させる元素であり、これらの特性を重視する用途に使用する場合には、選択的に含有させる。Ｓｎの含有量が少なすぎるとその強度向上効果が小さい。一方、Ｓｎを含有させると銅合金材料の導電率が低下する。特に、Ｓｎが多すぎると、銅合金材料の導電率を２０％ＩＡＣＳ以上とすることが難しくなる。したがって、含有させる場合には、Ｓｎの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３６】
（Ｚｎ）
Ｚｎ添加により、半田の耐熱剥離性や耐マイグレーション性を向上させることができる。Ｚｎの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ｚｎを含有させると銅合金材料の導電率が低下し、Ｚｎが多すぎると、銅合金材料の導電率を２０％ＩＡＣＳ以上とすることが難しくなる。したがって、Ｚｎの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３７】
（Ａｇ）
Ａｇは強度の上昇に寄与する。Ａｇの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ａｇを１．０％を超えて含有させても、その効果が飽和するだけである。したがって、含有させる場合には、Ａｇの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３８】
（Ｍｎ）
Ｍｎは主に熱間圧延での加工性を向上させる。Ｍｎの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ｍｎが多すぎると、銅合金の造塊時の湯流れ性が悪化して造塊歩留まりが低下する。したがって、含有させる場合には、Ｍｎの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３９】
（Ｚｒ）
Ｚｒは主に結晶粒を微細化させて、銅合金材料の強度や曲げ加工性を向上させる。Ｚｒの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ｚｒが多すぎると、化合物を形成し、銅合金材料の圧延などの加工性が低下する。したがって、含有させる場合には、Ｚｒの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００４０】
（Ｍｇ）
Ｍｇは耐応力緩和特性を向上させる。したがって、耐応力緩和特性が必要な場合には、０．０１〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。少なすぎると、添加した効果が小さく、多すぎる場合は導電率が低下する。
なお、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金に添加することで、いずれも耐応力緩和特性が向上する。それぞれを単独で添加した場合よりも併せて添加した場合に相乗効果によってさらに耐応力緩和特性が向上する。また、半田脆化を著しく改善する効果がある。
【００４１】
（製造条件）
次に、本発明の銅合金材料の好ましい製造条件について以下に説明する。本発明の銅合金材料は、例えば、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、中間焼鈍、冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍、の各工程を経て製造される。本発明の銅合金材料は、従来のコルソン系合金とほぼ同様の設備で製造できる。所定の集合組織を得るには、各工程の製造条件を適宜調整する必要がある。この点、本発明の銅合金材料は、熱間圧延後の処理か、溶体化処理前の冷間圧延と中間焼鈍かの、少なくともいずれかの処理もしくは加工を所定の条件で行なうことで製造することができる。
【００４２】
鋳造は、上記組成範囲に成分調整した銅合金溶湯を鋳造する。そして、鋳塊を面削後、８００〜１０００℃で加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延する。ここで、通常のコルソン系合金の製造方法では熱間圧延後ただちに水冷などの方法で急冷する。一方、本発明の銅合金材料を製造する方法の好ましい第１の実施態様では、熱間圧延後のＲＤ方向に（１００）方位をもつ結晶粒を増加させるために急冷を実施せず、徐冷する。徐冷する際の冷却速度は５Ｋ／秒以下が好ましい。ＲＤ方向に（１００）方位をもつ結晶粒は他の方位に比べて、低温で回復現象を生じ、ＮＤ方向から解析したときの熱間圧延組織中に｛ｈ ｋ ｌ｝＜１００＞方位の面積率を高めることができる。この熱間圧延組織に｛ｈ ｋ ｌ｝＜１００＞をもつ方位粒を高めると、後の工程である溶体化工程において、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞やＲＤＷ｛４２０｝＜１００＞の方位をもつ結晶粒の面積率を高めることができる。冷却の際の温度が３５０℃未満では組織の変化は生じないため、温度が３５０℃未満まで冷却された後には、製造時間を短縮するために水冷などの方法で急冷してもよい。
【００４３】
次に、前記熱間圧延と冷却とが完了後、表面を面削し、冷間圧延１を行う。この冷間圧延１の圧延率が低すぎると、その後最終製品まで製造してもＢｒａｓｓ方位やＳ方位などが発達し、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位の面積率を高めることが難しくなる。そのため、冷間圧延１の圧延率は７０％以上とすることが好ましい。
【００４４】
冷間圧延１の後、３００〜８００℃で５秒〜２時間、中間焼鈍を施す。中間焼鈍の後、圧延率５〜５０％の冷間圧延２を行う。この中間焼鈍と冷間圧延２を繰り返し行うと、さらにＣｕｂｅ方位やＲＤＷの面積率を高めることができる。そこで、本発明の銅合金材料を製造する方法の好ましい第２の実施態様では、前記中間焼鈍と冷間圧延２とを２回以上繰り返して行なう。ここで、結晶粒が過度に粗大化すると強度が低下するので、結晶粒が２０μｍ以上に粗大化しないようにすることが好ましい。中間焼鈍後の冷間圧延率が低すぎると結晶粒が粗大化するため５〜５０％以上の圧延率で冷間圧延を施すことが好ましい。
【００４５】
溶体化処理は、６００〜１０００℃で５秒〜３００秒の条件で行う。ＮｉやＣｏの濃度によって必要な温度条件が変わるため、Ｎｉ、Ｃｏ濃度に応じて適切な温度条件を選択する必要がある。溶体化温度が低すぎると、時効処理工程において強度が不足し、溶体化温度が高すぎると材料が必要以上に軟化して形状制御が難しくなるため好ましくない。
【００４６】
時効処理は、４００〜６００℃で０．５時間〜８時間の範囲で行う。ＮｉやＣｏの濃度によって必要な温度条件が変わるため、Ｎｉ、Ｃｏ濃度に応じて適切な温度条件を選択する必要がある。時効処理の温度が低すぎると、時効析出量が低下し強度が不足する。また、時効処理の温度が高すぎると析出物が粗大化し、強度が低下する。
【００４７】
溶体化処理後の仕上げ冷間圧延の加工率を５０％以下とするのが好ましい。このように加工率を適正に規制することにより、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位がＢｒａｓｓ、Ｓ、Ｃｏｐｐｅｒ方位などへと方位回転することを抑制し、本発明で規定する集合組織の状態を達成することができる。
【００４８】
低温焼鈍は、３００〜７００℃で２秒間〜５時間の条件で行う。この焼鈍によって、転位の再配列が起き、より熱的に安定な原子配置に変化することによって、耐応力緩和特性が向上する。
【００４９】
本発明の銅合金材料を得るより好ましい製造方法においては、前記第１の実施態様と第２の実施態様の両方の工程を行い、つまり、熱間圧延後に少なくとも３５０℃未満の温度域となるまでは急冷ではなく徐冷（好ましくは冷却速度５Ｋ／秒以下）し、中間焼鈍と冷間圧延２とを２回以上繰り返して行なう。
【００５０】
上記方法により製造された本発明の銅合金材料が所定の特性を有することを保証するためには、銅合金材料の組織が規定範囲内であるかどうか、ＥＢＳＤ解析によって検証すればよい。
【実施例】
【００５１】
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。
【００５２】
下記表１、２に示す各組成の銅合金を鋳造して銅合金板を製造し、強度、導電率、曲げ加工性などの各特性を評価した。
【００５３】
まず、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）法により鋳造して、厚さ３０ｍｍ，幅１００ｍｍ，長さ１５０ｍｍの鋳塊を得た。次にこれら鋳塊を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／秒の冷却速度で徐冷し、３００℃以下になったら水冷した。次いで両面を２ｍｍ以上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１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２を行った。その後、７００〜９５０℃で５秒〜１０分の種々の条件で溶体化処理を行い、直ちに１５Ｋ／秒以上の冷却速度で冷却した。次に不活性ガス雰囲気中で、４００〜６００℃で２時間の時効処理を施し、その後圧延率２０％以下の仕上げ圧延を行い、最終的な板厚を０．２ｍｍに揃えた。仕上げ圧延後、４００℃で３０秒の低温焼鈍を施して、各合金組成の銅合金板材を得た。
なお、表２の中の比較例９〜１２に関しては、上記の熱間圧延において７００℃以上９５０℃以下の温度域で圧延率６０％以上、かつ４００℃以上７００℃未満の温度域で圧延率４０％以上とし、８５％以上の冷間圧延の後に中間焼鈍を行わずに、１００℃から７００℃の昇温時間が２０秒間以下で７００℃から８５０℃の温度に到達する溶体化熱処理を行い、圧延率０〜５０％の中間圧延と、その後に４００〜５００℃の時効析出熱処理、圧延率０〜４０％の仕上げ圧延、１５０〜５５０℃の低温焼鈍を行った。
【００５４】
このようにして製造した銅合金板に対して、各例とも、低温焼鈍処理を施した銅合金板から切り出した試料を使用し、以下に示す試験及び評価を実施した。
【００５５】
（１）各結晶方位粒の面積率
銅合金板試料の組織について、ＮＤ方向からＥＢＳＤ解析したときのＣｕｂｅ方位およびＲＤＷ方位の結晶粒の面積率を次のように求めた。ＥＢＳＤ法により、約６００μｍ四方の測定領域で、スキャンステップが０．５μｍの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を４００個以上含むことを基準として調整した。上記の通り、各理想方位から１０°以下のずれ角度を有する結晶粒の原子面について、各方位を有する原子面の面積を求めて、該面積を全測定面積で割ることで各方位の結晶粒の面積率を得た。ここで、Ｃｕｂｅ方位方位からのずれ角度が１０°以下かつＲＤＷ方位からのずれ角度が１０°以下の結晶粒については同一方位粒とした。
【００５６】
（２）引張強度
引張強さは、各供試材からＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片を切り出して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して求めた。引張強度は５ＭＰａの整数倍に丸めて示した。
（３）導電率
導電率はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して求めた。
（４）曲げ加工性
曲げ加工試験は、曲げ試験片の幅ｗを１０ｍｍで、曲げＲ＝０〜０．４ｍｍの０．０２５ｍｍ単位として、ＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ：圧延垂直方向）の９０°曲げを行った。曲げ加工性は、割れの生じない最小の曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比をＲ／ｔとして評価した。供試材が有した引張強度のレベルに応じて、合格基準は以下の通りとした。引張強度が８００ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ＝０．５以下を合格とし、引張強度が８００ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満はＲ／ｔ＝１．５以下を合格とし、引張強度が９００ＭＰａ以上の場合はＲ／ｔ＝２．０以下を合格とした。
これらの結果を表１、２に示す。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
表１に、本発明の実施例を示す。実施例１〜３１は集合組織が本発明の範囲内にあり、引張強度、導電率、曲げ加工性がいずれも優れるものであった。
【００６０】
表２に本発明に対する比較例を示す。比較例１、２、５は、Ｎｉおよび／またはＣｏの含有量とＳｉの含有量とが本発明の範囲より少なかったため、引張強度が劣った。比較例３、４、６、７は、Ｎｉおよび／またはＣｏの含有量が多く、熱間圧延時に割れが生じたため製造を中止した。比較例８は、Siの添加量が多すぎたため導電率が劣った。比較例２−２、２−３は実施例２と同一の鋳塊を用いた例である。比較例２−２は、熱間圧延後ただちに水冷し、中間焼鈍と冷間圧延２を省略し、その他については実施例２と同様に作製した例であるが、Ｃｕｂｅ方位の面積率とＲＤＷの面積率が低く、本発明例と比較して曲げ加工性が著しく劣った。比較例２−３は、熱間圧延後ただちに水冷すること以外は実施例２と同様に作製した例であるが、ＲＤＷの面積率が本発明の範囲内を満たしておらず、曲げ加工性が実施例に比べて大きく劣った。比較例９〜１２はｃｕｂｅ方位面積率が低く、曲げ加工性が劣った。
【００６１】
表３に他の実施例を示す。
【００６２】
【表３】
【００６３】
実施例１０−２、１８−２、２５−２は、表１の実施例１０、１８、２５とそれぞれ同一の鋳塊を用いて、熱間圧延後ただちに水冷し、中間焼鈍と冷間圧延２を２度繰り返し、その他については表１の各実施例と同様に作製し、同様に各特性を評価した例である。これらはＣｕｂｅ方位とＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が高く、本発明の範囲内にあり、強度、曲げ加工性、導電率に優れる。
実施例１０−３、１８−３、２５−３は、表１の実施例１０、１８、２５とそれぞれ同一の鋳塊を用いて、中間焼鈍と冷間圧延２を２度繰り返し、その他については表１の各実施例と同様に作製し、同様に各特性を評価した例である。これらはＣｕｂｅ方位とＲＤＷ方位の面積率が特に高く、強度、導電率に優れ、かつ、特に優れた曲げ加工性を示した。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気電子部品用途の銅合金材料に関し、特に、自動車用端子・コネクタなどの接続部品用として好適な、強度が高く曲げ加工性に優れた銅合金材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電子機器の小型化及び軽量化の要求が高まり、より一層の小型化及び軽量化が進んでいる。例えば、電子機器の部品であるコネクタ端子は低背・狭ピッチ化が進み、その結果、これらのコネクタ端子に使用される銅合金材料には、より一層高い強度と優れた曲げ加工性が求められるようになっている。高強度かつ優れた曲げ加工性が必要な銅合金には、これまでベリリウム銅が広く用いられてきたが、ベリリウム銅は非常に高価で且つ金属ベリリウムには強い毒性がある。そこで、これらの材料に変わる合金としてコルソン系合金（Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金）の使用量が増加している。
【０００３】
コルソン系合金はケイ化ニッケル化合物（Ｎｉ２Ｓｉ）の銅に対する固溶限が温度によって変化する合金で、時効析出処理によって硬化する析出硬化型合金であり、耐熱性、導電性、強度が良好である。
【０００４】
しかし、このコルソン系合金においても、銅合金材料の強度を向上させると、導電性や曲げ加工性は低下する。即ち、高強度のコルソン系合金において、良好な導電性及び曲げ加工性とすることは非常に困難な課題である。
【０００５】
このような課題に対して、曲げ加工性が優れた高強度銅合金として、特許文献１では、コルソン系合金中の析出物のサイズと分布密度を規定することで曲げ加工性を改善している。また、特許文献２では、コルソン系合金の結晶粒径を規定することにより、強度、曲げ加工性を改善している。しかしながら、コネクタ材料では、特に圧延方向に平行の曲げ線で行われるＢＷ曲げ加工が行われるが、これらの材料は市場の要求する強度、曲げ加工性を満たすまでには至らない場合があり、更なる改善が求められている。
【０００６】
一方、近年、集合組織を制御することで、曲げ加工性を改善する試みが行われている。特許文献３では、Ｃｕｂｅ方位を有する結晶粒の面積率を制御することで曲げ加工性を改善している。特許文献４では、Ｘ線の（２００）回折強度を高めることで、曲げ加工性を改善している。特許文献５では、Ｘ線の（４２０）方位の回折強度、つまり（４２０）方位を有する結晶粒の面積率を高めることで、曲げ加工性を改善している。しかし、我々の知見によれば、Ｃｕｂｅ方位を有する結晶粒の面積率や、Ｘ線の（２００）方位の回折強度や（４２０）方位の回折強度を高めることは確かに曲げ加工性の改善には有効だが、これらを高くすると材料が変形する際の加工硬化係数が小さく、また結晶粒径が粗大化するため強度が低下する場合があり、さらなる改良が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平６−１８４６８０号公報
【特許文献２】特開２００６−１６１１４８号公報
【特許文献３】特開２００６−１５２３９２号公報
【特許文献４】特開２００９−００７６６６号公報
【特許文献５】特開２００８−２２３１３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記のような問題点に鑑み、本発明の目的は、曲げ加工性に優れ、強度が高く、電気・電子機器用の部品、例えばリードフレーム、コネクタ、端子材等、特に自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
我々は鋭意研究の結果、コルソン系などの析出型銅合金材料（特に板材・条材）の組織を、Ｃｕｂｅ方位とＲＤＷ（ＲＤ−Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｃｕｂｅ方位）方位の結晶粒の面積率がそれぞれ特定の値を満たすように同時に高めた集合組織とすることによって、端子やコネクタなどの要求特性である優れた曲げ加工性と高強度を高いレベルで両立できることを見出した。本発明は、この知見に基づき成されたものである。
【００１０】
すなわち、本発明によれば、以下の手段が提供される。
（１）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【００１１】
（２）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
（３）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
（４）ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の銅合金材料は、曲げ加工性に優れ、高い強度を有し、電気・電子機器用の部品、例えばリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の銅合金材料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、（加工前であって所定の合金組成を有する）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。なお、実施形態として板材、条材について以下に説明する。
本発明の銅合金材料が奏する高強度とは、引張強度が５００ＭＰａ以上であることを意味し、好ましくは６５０ＭＰａ以上、更に好ましくは８００ＭＰａ以上である。
本発明の銅合金材料が奏する優れた曲げ加工性とは、次の意味である。すなわち、曲げ加工試験として、曲げ試験片の幅ｗを１０ｍｍで、曲げＲ＝０〜０．４ｍｍの０．０２５ｍｍ単位として、ＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ：圧延垂直方向）の９０°曲げを行う。曲げ加工性は、割れの生じない最小の曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比をＲ／ｔとして、銅合金材料が有する引張強度のレベルに応じた以下の合格基準を満たすかどうかにより評価する。引張強度が８００ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ＝０．５以下を合格とし、引張強度が８００ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満はＲ／ｔ＝１．５以下を合格とし、引張強度が９００ＭＰａ以上の場合はＲ／ｔ＝２．０以下を合格とする。
本発明の銅合金材料は、導電性が高く、好ましくは導電率が３５％ＩＡＣＳ以上であり、更に好ましくは４０％ＩＡＣＳ以上であり、より好ましくは４５％ＩＡＣＳ以上である。
上記、高強度で、良好な曲げ加工性を有し、さらには高導電率である本発明の銅合金材料について、まず、その組織を説明する。
【００１４】
本発明者らは、コルソン系などの銅合金の曲げ加工におけるメカニズムを検討した結果、曲げ加工の際板表面で生じるせん断帯がわれの原因であることを確認した。また、このせん断帯はＣｕｂｅ方位やＲＤＷ方位を増加させることによって、せん断帯を軽減しクラックの発生を抑制できることを見出した。しかし、Ｃｕｂｅ方位またはＲＤＷ方位を単独で増加させると、優先的にＣｕｂｅ方位またはＲＤＷ方位の結晶粒が成長し、結晶粒が粗大化してしまい、引張強度や０．２％耐力が低下するという問題点も見出した。また、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位は、変形時の加工硬化係数が小さいため、比較的低い強度で変形が生じ、これらの方位を単独で高めた場合には、強度が低下することも問題である。
【００１５】
我々は強度を低下させず、曲げ性が良好であるコルソン系合金を鋭意研究した結果、Ｃｕｂｅ方位とＲＤＷ方位を同時に所定の範囲まで増加させることによって、強度と曲げ加工性を両立できることを見出し、本発明を完成させるに至った。これによって、従来のコルソン系合金よりも高強度と優れた曲げ加工性を併せ持つことが可能となる。
【００１６】
（集合組織）
本発明の銅合金材料の集合組織は、特に、強度と曲げ加工性を両立するために、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法によるＮＤ方向からの測定結果で、Ｃｕｂｅ方位からのずれ角度が１０°以下の面積率が１０％以上かつＲＤＷ方位からのずれ角度が１０°以下の結晶粒の面積率が１０％以上である集合組織を有するものとする。
Ｃｕｂｅ方位からのずれ角度が１０°以下の領域の面積率の好ましい範囲は１２〜４５％、更に好ましい範囲は１５〜３０％である。ＲＤＷ方位からのずれ角度が１０°以下の領域の面積率の好ましい範囲は１２〜４５％、更に好ましい範囲は１５〜３０％である。
【００１７】
銅合金板の場合、主に、以下に示す如き、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｓ方位等と呼ばれる集合組織を形成し、それらに応じた結晶面が存在する。
【００１８】
これらの集合組織の形成は同じ結晶系の場合でも加工、熱処理方法によって異なる。圧延による板材の集合組織の場合は、面と方向で表されており、面は｛ＡＢＣ｝で表現され、方向は＜ＤＥＦ＞で表現される。本明細書における結晶方位の表示方法は、材料の圧延方向（ＲＤ）をＸ軸、板幅方向（ＴＤ）をＹ軸、圧延面法線方向を（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］の形で示す。また、（１ ３ ２）[６ −４ ３]と（２ ３ １）[３ −４ ６]などのように、銅合金の立方晶の対称性のもとで等価な方位については、ファミリーを表すカッコ記号を使用し、{ｈ ｋ ｌ}＜ｕ ｖ ｗ＞と示す。上述の表記に伴い、各方位は下記の如く表現される。
【００１９】
Ｃｕｂｅ方位 ｛００１｝＜１００＞
ＲＤＷ方位 ｛２１０｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位 ｛０１１｝＜１００＞
Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｇｏｓｓ方位 ｛０１１｝＜０１１＞
Ｂｒａｓｓ方位 ｛０１１｝＜２１１＞
Ｃｏｐｐｅｒ方位 ｛１１２｝＜１１１＞
Ｓ方位 ｛１２３｝＜６３４＞
Ｐ方位 ｛０１１｝＜１１１＞
【００２０】
通常の銅合金板の集合組織は、これらの結晶面の構成割合が変化すると板材の弾性挙動が変化し、曲げなどの加工性が変化する。
【００２１】
従来のコルソン系高強度銅合金板の集合組織は、通常の方法によって製造した場合、Ｓ方位｛１２３｝＜６３４＞や、Ｂｒａｓｓ方位｛０１１｝＜２１１＞が主体となり、Ｃｕｂｅ方位の割合は減少することを本発明者らは確認した。このため、特に、ＢＷ曲げ加工において、せん断帯が生成し易く曲げ加工性が悪化する。一方、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位を単独で集積を高めて曲げ性を改善した場合、強度が低下するという問題が生じることも、本発明者らは確認した。
【００２２】
したがって、本発明の銅合金材料の集合組織は、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞とＲＤＷ方位｛４２０｝＜１００＞の結晶粒の面積率を、それぞれ１０％以上併せ持つ強度と曲げ性に優れる集合組織を有するものとする。ただし、本発明において、Ｃｕｂｅ方位とＲＤＷ方位の結晶粒の面積率がともに１０％以上であれば、他の方位が副方位として存在することを許容する。
【００２３】
銅合金板の集合組織のＣｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞やＲＤＷ方位｛４２０｝＜１００＞方位粒の集積度測定は、ＳＥＭによる電子顕微鏡組織を、ＥＢＳＤを用いて測定したデータを基に、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて方位解析することによって得られる。ここでは、結晶粒を４００個以上含む、６００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍのステップでスキャンし、方位を解析した。なお、これらの方位分布は板厚方向に変化しているため、板厚方向に何点か任意にとって平均をとることによって求める方が好ましい。
【００２４】
このＳＥＭ−ＥＢＳＤ法は、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ法の略称である。即ち、ＳＥＭ画面上にあらわれる個々の結晶粒に電子ビ−ムを照射し、その回折電子から個々の結晶方位を同定するものである。
【００２５】
本発明においては、前記ＲＤ−Ｒｏｔａｔｅｄ−Ｃｕｂｅ（ＲＤＷ）方位およびＣｕｂｅ（Ｗ）方位の各集合組織方位成分をもつ結晶粒とその原子面の面積を、以下に述べる所定のずれ角度の範囲内にあるかどうかで規定する。
上記指数で示される理想方位からのずれ角度については、（ｉ）各測定点の結晶方位と、（ｉｉ）対象となる理想方位としてのＲＤＷまたはＣｕｂｅ方位とについて、（ｉ）と（ｉｉ）に共通の回転軸を中心に回転角を計算し、そのずれ角度とした。例えば、Ｓ方位（２ ３ １）[６ −４ ３]に対して、（１ ２ １）[１ −１ １]は（２０ １０ １７）方向を回転軸にして、１９．４°回転した関係になっており、この角度をずれ角度とする。前記共通の回転軸は４０以下の３つの整数であるが、その内で最も小さいずれ角度で表現できるものを採用した。全ての測定点に対してこのずれ角度を計算して小数第一位までを有効数字とし、ＲＤＷ方位の前記ずれ角から１０°以下またはＣｕｂｅ方位の前記ずれ角から１０°以下の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、それぞれの方位の原子面の面積率とした。
【００２６】
ＥＢＳＤによる方位解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、本明細書中では面積率として記載した。
ＥＢＳＤ測定にあたっては、鮮明な菊地線回折像を得るために、機械研磨の後に、コロイダルシリカの砥粒を使用して、基体表面を鏡面研磨した後に、測定を行うことが好ましい。また、測定は板表面から行った。
【００２７】
（銅合金材料の成分組成）
つぎに高強度化、かつ、曲げ加工においても良好な曲げ加工性を有するための前提となる、本発明の銅合金材料における化学成分組成の限定理由を説明する（記載の含有量％は全て質量％である）。
【００２８】
（Ｎｉ：０．５〜５．０％）
Ｎｉは後述するＳｉと共に含有されて、時効処理で析出したＮｉ２Ｓｉ相を形成して、銅合金材料の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉの含有量が少なすぎる場合は、前記Ｎｉ２Ｓｉ相が不足し、銅合金材料の引張強さを高めることができない。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると、導電率が低下する。また、熱間圧延加工性が悪化する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５〜５．０％の範囲とし、好ましくは１．５〜４．０％である。
【００２９】
（Ｃｏ：０．５〜５．０％）
ＣｏはＳｉと共に含有されて、時効処理で析出したＣｏ２Ｓｉ相を形成して、銅合金材料の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｏの含有量が少なすぎる場合は、前記Ｃｏ２Ｓｉ相が不足し、銅合金材料の引張強さを高めることができない。一方、Ｃｏの含有量が多すぎると、導電率が低下する。また、熱間圧延加工性が悪化する。したがって、Ｃｏ含有量は０．５〜５．０％の範囲とし、好ましくは０．８〜３．０％である。
【００３０】
これらＮｉとＣｏは両方を含有してもよいが、これらの含有量を合計で０．５〜５．０％とする。ＮｉとＣｏの両方を含有すると、時効処理の際にＮｉ２ＳｉとＣｏ２Ｓｉの両方が析出し、時効強度を高めることができる。これらの含有量の合計が少なすぎる場合は、引張強さを高めることができず、多すぎると導電率や熱間圧延加工性が低下する。したがって、ＮｉとＣｏの含有量の合計は０．５〜５．０％の範囲とし、好ましくは０．８〜４．０％の範囲とする。
【００３１】
（Ｓｉ）
Ｓｉは前記Ｎｉ、Ｃｏと共に含有されて、時効処理で析出したＮｉ２ＳｉまたはＣｏ２Ｓｉ相を形成して、銅合金材料の強度の向上に寄与する。Ｓｉの含有量は、０．２〜１．５％とし、好ましくは０．２〜１．０％である。Ｓｉの含有量は化学量論比でＮｉ／Ｓｉ＝４．２、Ｃｏ／Ｓｉ＝４．２とするのが最も導電率と強度のバランスがよい。そのためＳｉの含有量は、Ｎｉ／Ｓｉ、Ｃｏ／Ｓｉ、（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉが３．２〜５．２の範囲となるようにするのが好ましく、より好ましくは３．５〜４．８である。
【００３２】
この範囲から外れ、Ｓｉが過剰に含まれた場合、銅合金材料の引張強さを高くすることができるが、過剰な分のＳｉが銅のマトリックス中に固溶し、銅合金材料の導電率が低下する。また、Ｓｉが過剰に含まれた場合、鋳造での鋳造性や、熱間および冷間での圧延加工も低下し、鋳造割れや圧延割れが生じやすくなる。一方、この範囲から外れ、Ｓｉの含有量が少な過ぎる場合は、Ｎｉ２ＳｉやＣｏ２Ｓｉの析出相が不足し材料の引張強さを高くすることができない。
【００３３】
（Ｃｒ）
上記組成に加えて、Ｃｒを０．０１〜０．５ｍａｓｓ％含有してもよい。Ｃｒは合金中の結晶粒を微細化する効果があり、銅合金材料の強度や曲げ加工性の向上に寄与する。少なすぎるとその効果が小さく、多すぎると鋳造時に晶出物を形成し時効強度が低下する。
【００３４】
（その他の合金元素）
本発明の銅合金材料は、上記基本組成の他に添加元素として、質量％で、Ｓｎ：０．０５〜１．０％、Ｚｎ：０．０１〜１．０％、Ａｇ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｚｒ：０．１〜１．０％、Ｍｇ：０．０１〜１．０％の一種または二種以上を合計で０．０１〜１．０％の量で、必要に応じて含有してもよい。これらの元素は、いずれも本発明の銅合金材料が奏しようとする高い強度や導電率あるいは良好な曲げ加工性のいずれかを向上させる共通の効果があるか、これに加えてあるいはこれに代えて、さらに他の性質（耐応力緩和特性など）を向上させる元素である。以下に、各元素の特徴的な作用効果と含有範囲の意義を記載する。
【００３５】
（Ｓｎ）
Ｓｎは主に銅合金材料の強度を向上させる元素であり、これらの特性を重視する用途に使用する場合には、選択的に含有させる。Ｓｎの含有量が少なすぎるとその強度向上効果が小さい。一方、Ｓｎを含有させると銅合金材料の導電率が低下する。特に、Ｓｎが多すぎると、銅合金材料の導電率を２０％ＩＡＣＳ以上とすることが難しくなる。したがって、含有させる場合には、Ｓｎの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３６】
（Ｚｎ）
Ｚｎ添加により、半田の耐熱剥離性や耐マイグレーション性を向上させることができる。Ｚｎの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ｚｎを含有させると銅合金材料の導電率が低下し、Ｚｎが多すぎると、銅合金材料の導電率を２０％ＩＡＣＳ以上とすることが難しくなる。したがって、Ｚｎの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３７】
（Ａｇ）
Ａｇは強度の上昇に寄与する。Ａｇの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ａｇを１．０％を超えて含有させても、その効果が飽和するだけである。したがって、含有させる場合には、Ａｇの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３８】
（Ｍｎ）
Ｍｎは主に熱間圧延での加工性を向上させる。Ｍｎの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ｍｎが多すぎると、銅合金の造塊時の湯流れ性が悪化して造塊歩留まりが低下する。したがって、含有させる場合には、Ｍｎの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００３９】
（Ｚｒ）
Ｚｒは主に結晶粒を微細化させて、銅合金材料の強度や曲げ加工性を向上させる。Ｚｒの含有量が少なすぎるとその効果が小さい。一方、Ｚｒが多すぎると、化合物を形成し、銅合金材料の圧延などの加工性が低下する。したがって、含有させる場合には、Ｚｒの含有量を０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００４０】
（Ｍｇ）
Ｍｇは耐応力緩和特性を向上させる。したがって、耐応力緩和特性が必要な場合には、０．０１〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。少なすぎると、添加した効果が小さく、多すぎる場合は導電率が低下する。
なお、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金に添加することで、いずれも耐応力緩和特性が向上する。それぞれを単独で添加した場合よりも併せて添加した場合に相乗効果によってさらに耐応力緩和特性が向上する。また、半田脆化を著しく改善する効果がある。
【００４１】
（製造条件）
次に、本発明の銅合金材料の好ましい製造条件について以下に説明する。本発明の銅合金材料は、例えば、鋳造、熱間圧延、冷間圧延１、中間焼鈍、冷間圧延２、溶体化熱処理、時効熱処理、仕上げ冷間圧延、低温焼鈍、の各工程を経て製造される。本発明の銅合金材料は、従来のコルソン系合金とほぼ同様の設備で製造できる。所定の集合組織を得るには、各工程の製造条件を適宜調整する必要がある。この点、本発明の銅合金材料は、熱間圧延後の処理か、溶体化処理前の冷間圧延と中間焼鈍かの、少なくともいずれかの処理もしくは加工を所定の条件で行なうことで製造することができる。
【００４２】
鋳造は、上記組成範囲に成分調整した銅合金溶湯を鋳造する。そして、鋳塊を面削後、８００〜１０００℃で加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延する。ここで、通常のコルソン系合金の製造方法では熱間圧延後ただちに水冷などの方法で急冷する。一方、本発明の銅合金材料を製造する方法の好ましい第１の実施態様では、熱間圧延後のＲＤ方向に（１００）方位をもつ結晶粒を増加させるために急冷を実施せず、徐冷する。徐冷する際の冷却速度は５Ｋ／秒以下が好ましい。ＲＤ方向に（１００）方位をもつ結晶粒は他の方位に比べて、低温で回復現象を生じ、ＮＤ方向から解析したときの熱間圧延組織中に｛ｈ ｋ ｌ｝＜１００＞方位の面積率を高めることができる。この熱間圧延組織に｛ｈ ｋ ｌ｝＜１００＞をもつ方位粒を高めると、後の工程である溶体化工程において、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞やＲＤＷ｛４２０｝＜１００＞の方位をもつ結晶粒の面積率を高めることができる。冷却の際の温度が３５０℃未満では組織の変化は生じないため、温度が３５０℃未満まで冷却された後には、製造時間を短縮するために水冷などの方法で急冷してもよい。
【００４３】
次に、前記熱間圧延と冷却とが完了後、表面を面削し、冷間圧延１を行う。この冷間圧延１の圧延率が低すぎると、その後最終製品まで製造してもＢｒａｓｓ方位やＳ方位などが発達し、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位の面積率を高めることが難しくなる。そのため、冷間圧延１の圧延率は７０％以上とすることが好ましい。
【００４４】
冷間圧延１の後、３００〜８００℃で５秒〜２時間、中間焼鈍を施す。中間焼鈍の後、圧延率５〜５０％の冷間圧延２を行う。この中間焼鈍と冷間圧延２を繰り返し行うと、さらにＣｕｂｅ方位やＲＤＷの面積率を高めることができる。そこで、本発明の銅合金材料を製造する方法の好ましい第２の実施態様では、前記中間焼鈍と冷間圧延２とを２回以上繰り返して行なう。ここで、結晶粒が過度に粗大化すると強度が低下するので、結晶粒が２０μｍ以上に粗大化しないようにすることが好ましい。中間焼鈍後の冷間圧延率が低すぎると結晶粒が粗大化するため５〜５０％以上の圧延率で冷間圧延を施すことが好ましい。
【００４５】
溶体化処理は、６００〜１０００℃で５秒〜３００秒の条件で行う。ＮｉやＣｏの濃度によって必要な温度条件が変わるため、Ｎｉ、Ｃｏ濃度に応じて適切な温度条件を選択する必要がある。溶体化温度が低すぎると、時効処理工程において強度が不足し、溶体化温度が高すぎると材料が必要以上に軟化して形状制御が難しくなるため好ましくない。
【００４６】
時効処理は、４００〜６００℃で０．５時間〜８時間の範囲で行う。ＮｉやＣｏの濃度によって必要な温度条件が変わるため、Ｎｉ、Ｃｏ濃度に応じて適切な温度条件を選択する必要がある。時効処理の温度が低すぎると、時効析出量が低下し強度が不足する。また、時効処理の温度が高すぎると析出物が粗大化し、強度が低下する。
【００４７】
溶体化処理後の仕上げ冷間圧延の加工率を５０％以下とするのが好ましい。このように加工率を適正に規制することにより、Ｃｕｂｅ方位やＲＤＷ方位がＢｒａｓｓ、Ｓ、Ｃｏｐｐｅｒ方位などへと方位回転することを抑制し、本発明で規定する集合組織の状態を達成することができる。
【００４８】
低温焼鈍は、３００〜７００℃で２秒間〜５時間の条件で行う。この焼鈍によって、転位の再配列が起き、より熱的に安定な原子配置に変化することによって、耐応力緩和特性が向上する。
【００４９】
本発明の銅合金材料を得るより好ましい製造方法においては、前記第１の実施態様と第２の実施態様の両方の工程を行い、つまり、熱間圧延後に少なくとも３５０℃未満の温度域となるまでは急冷ではなく徐冷（好ましくは冷却速度５Ｋ／秒以下）し、中間焼鈍と冷間圧延２とを２回以上繰り返して行なう。
【００５０】
上記方法により製造された本発明の銅合金材料が所定の特性を有することを保証するためには、銅合金材料の組織が規定範囲内であるかどうか、ＥＢＳＤ解析によって検証すればよい。
【実施例】
【００５１】
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。
【００５２】
下記表１、２に示す各組成の銅合金を鋳造して銅合金板を製造し、強度、導電率、曲げ加工性などの各特性を評価した。
【００５３】
まず、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）法により鋳造して、厚さ３０ｍｍ，幅１００ｍｍ，長さ１５０ｍｍの鋳塊を得た。次にこれら鋳塊を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／秒の冷却速度で徐冷し、３００℃以下になったら水冷した。次いで両面を２ｍｍ以上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１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２を行った。その後、７００〜９５０℃で５秒〜１０分の種々の条件で溶体化処理を行い、直ちに１５Ｋ／秒以上の冷却速度で冷却した。次に不活性ガス雰囲気中で、４００〜６００℃で２時間の時効処理を施し、その後圧延率２０％以下の仕上げ圧延を行い、最終的な板厚を０．２ｍｍに揃えた。仕上げ圧延後、４００℃で３０秒の低温焼鈍を施して、各合金組成の銅合金板材を得た。
なお、表２の中の比較例９〜１２に関しては、上記の熱間圧延において７００℃以上９５０℃以下の温度域で圧延率６０％以上、かつ４００℃以上７００℃未満の温度域で圧延率４０％以上とし、８５％以上の冷間圧延の後に中間焼鈍を行わずに、１００℃から７００℃の昇温時間が２０秒間以下で７００℃から８５０℃の温度に到達する溶体化熱処理を行い、圧延率０〜５０％の中間圧延と、その後に４００〜５００℃の時効析出熱処理、圧延率０〜４０％の仕上げ圧延、１５０〜５５０℃の低温焼鈍を行った。
【００５４】
このようにして製造した銅合金板に対して、各例とも、低温焼鈍処理を施した銅合金板から切り出した試料を使用し、以下に示す試験及び評価を実施した。
【００５５】
（１）各結晶方位粒の面積率
銅合金板試料の組織について、ＮＤ方向からＥＢＳＤ解析したときのＣｕｂｅ方位およびＲＤＷ方位の結晶粒の面積率を次のように求めた。ＥＢＳＤ法により、約６００μｍ四方の測定領域で、スキャンステップが０．５μｍの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を４００個以上含むことを基準として調整した。上記の通り、各理想方位から１０°以下のずれ角度を有する結晶粒の原子面について、各方位を有する原子面の面積を求めて、該面積を全測定面積で割ることで各方位の結晶粒の面積率を得た。ここで、Ｃｕｂｅ方位方位からのずれ角度が１０°以下かつＲＤＷ方位からのずれ角度が１０°以下の結晶粒については同一方位粒とした。
【００５６】
（２）引張強度
引張強さは、各供試材からＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片を切り出して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して求めた。引張強度は５ＭＰａの整数倍に丸めて示した。
（３）導電率
導電率はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して求めた。
（４）曲げ加工性
曲げ加工試験は、曲げ試験片の幅ｗを１０ｍｍで、曲げＲ＝０〜０．４ｍｍの０．０２５ｍｍ単位として、ＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ：圧延垂直方向）の９０°曲げを行った。曲げ加工性は、割れの生じない最小の曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比をＲ／ｔとして評価した。供試材が有した引張強度のレベルに応じて、合格基準は以下の通りとした。引張強度が８００ＭＰａ未満の場合はＲ／ｔ＝０．５以下を合格とし、引張強度が８００ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満はＲ／ｔ＝１．５以下を合格とし、引張強度が９００ＭＰａ以上の場合はＲ／ｔ＝２．０以下を合格とした。
これらの結果を表１、２に示す。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
表１に、本発明の実施例を示す。実施例１〜３１は集合組織が本発明の範囲内にあり、引張強度、導電率、曲げ加工性がいずれも優れるものであった。
【００６０】
表２に本発明に対する比較例を示す。比較例１、２、５は、Ｎｉおよび／またはＣｏの含有量とＳｉの含有量とが本発明の範囲より少なかったため、引張強度が劣った。比較例３、４、６、７は、Ｎｉおよび／またはＣｏの含有量が多く、熱間圧延時に割れが生じたため製造を中止した。比較例８は、Siの添加量が多すぎたため導電率が劣った。比較例２−２、２−３は実施例２と同一の鋳塊を用いた例である。比較例２−２は、熱間圧延後ただちに水冷し、中間焼鈍と冷間圧延２を省略し、その他については実施例２と同様に作製した例であるが、Ｃｕｂｅ方位の面積率とＲＤＷの面積率が低く、本発明例と比較して曲げ加工性が著しく劣った。比較例２−３は、熱間圧延後ただちに水冷すること以外は実施例２と同様に作製した例であるが、ＲＤＷの面積率が本発明の範囲内を満たしておらず、曲げ加工性が実施例に比べて大きく劣った。比較例９〜１２はｃｕｂｅ方位面積率が低く、曲げ加工性が劣った。
【００６１】
表３に他の実施例を示す。
【００６２】
【表３】
【００６３】
実施例１０−２、１８−２、２５−２は、表１の実施例１０、１８、２５とそれぞれ同一の鋳塊を用いて、熱間圧延後ただちに水冷し、中間焼鈍と冷間圧延２を２度繰り返し、その他については表１の各実施例と同様に作製し、同様に各特性を評価した例である。これらはＣｕｂｅ方位とＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が高く、本発明の範囲内にあり、強度、曲げ加工性、導電率に優れる。
実施例１０−３、１８−３、２５−３は、表１の実施例１０、１８、２５とそれぞれ同一の鋳塊を用いて、中間焼鈍と冷間圧延２を２度繰り返し、その他については表１の各実施例と同様に作製し、同様に各特性を評価した例である。これらはＣｕｂｅ方位とＲＤＷ方位の面積率が特に高く、強度、導電率に優れ、かつ、特に優れた曲げ加工性を示した。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項２】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項３】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項４】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項１】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項２】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項３】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【請求項４】
ＮｉまたはＣｏのどちらか一方または両方の合計で０．５〜５．０質量％、Ｓｉを０．２〜１．５質量％、Ｃｒを０．０１〜０．５質量％、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．０質量％、それぞれ含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金材料であって、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の面積率が１０％以上、かつＲＤＷ方位の結晶粒の面積率が１０％以上であることを特徴とする高強度で、曲げ加工性に優れた電気電子部品用銅合金材料。
【公開番号】特開２０１１−１１７０３４（Ｐ２０１１−１１７０３４Ａ）
【公開日】平成２３年６月１６日（２０１１．６．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−２７４９９７（Ｐ２００９−２７４９９７）
【出願日】平成２１年１２月２日（２００９．１２．２）
【出願人】（０００００５２９０）古河電気工業株式会社 (4,457)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年６月１６日（２０１１．６．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年１２月２日（２００９．１２．２）
【出願人】（０００００５２９０）古河電気工業株式会社 (4,457)
【Ｆターム（参考）】
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