銅合金板材およびその製造方法
【課題】高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金板材において、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有する。
【解決手段】１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金板材において、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、特に、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用される材料には、電気電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐えることができる高い強度が要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般に曲げ加工により成形されることから、その材料には、優れた曲げ加工性も要求される。さらに、コネクタなどの電気電子部品間の接触信頼性を確保するために、その材料には、接触圧力が時間とともに低下する現象（応力緩和）に対する耐久性、すなわち耐応力緩和性に優れていることも要求される。
【０００３】
近年、コネクタなどの電気電子部品は、高集積化、小型化および軽量化が進む傾向にあり、それに伴って、素材である銅や銅合金の板材には、薄肉化の要求が高まっている。そのため、素材に要求される強度のレベルは、一層厳しくなっており、具体的には、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９５０ＭＰａ以上の強度レベルが望まれている。
【０００４】
また、コネクタなどの電気電子部品の小型化や形状の複雑化に伴い、銅合金板材の曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させることが求められている。また、銅合金板材の曲げ加工性に対する要求は、曲げ部に割れが生じないだけではなく、曲げ加工品の形状や寸法精度を確保できることも重要である。さらに、銅合金板材の曲げ加工においてスプリングバックの問題がある。なお、スプリングバックとは、材料を加工後に金型から取り出したときに弾性的な変形の回復が起こり、金型の中で加工されていたときの形状とは一致しなくなる現象である。
【０００５】
特に、素材に要求される強度レベルが一層厳しくなるに伴い、スプリングバックの問題が顕在化し易くなる。例えば、箱形曲げ加工部を有するコネクタ端子では、スプリングバックによって端子の形状と寸法が狂って使用できなくなる場合もある。そのため、最近では、素材の曲げ加工を施す部位にノッチを付ける加工（ノッチング）を施し、その後、そのノッチに沿って曲げ加工を行う所謂ノッチング後曲げ加工法を適用することが多くなっている。しかし、このノッチング後曲げ加工法は、ノッチングによってノッチ部の近傍が加工硬化されるため、その後の曲げ加工において割れが生じ易くなる。そのため、ノッチング後曲げ加工法は、材料にとって非常に厳しい曲げ加工である。
【０００６】
さらに、コネクタなどの電気電子部品が過酷な環境で使用される場合が多くなるに従って、耐応力緩和性に対する要求も厳しくなっている。例えば、自動車用コネクタのように高温に曝される環境下で使用される場合には、耐応力緩和性が特に重要になる。なお、応力緩和とは、コネクタなどの電気電子部品を構成する素材のばね部の接触圧力が、常温では一定の状態に維持されても、比較的高温（例えば１００〜２００℃）の環境下では時間とともに低下するという、一種のクリープ現象である。すなわち、金属材料に応力が付与されている状態において、マトリックスを構成する原子の自己拡散や固溶原子の拡散によって転位が移動して、塑性変形が生じることにより、付与されている応力が緩和される現象である。
【０００７】
しかし、強度と曲げ加工性の間や、曲げ加工性と耐応力緩和性の間には、それぞれトレードオフの関係があるので、従来、このようなコネクタなどの通電部品に使用される材料として、用途に応じて強度、曲げ加工性または耐応力緩和性が良好な板材が適宜選択されて使用されている。
【０００８】
銅合金板材中でＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材に次いで高い強度を有し、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材より優れた耐応力緩和性を有し、コストと環境負荷の観点からＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材より有利な銅合金板材である。そのため、一部のＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材の代替材として、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金（例えば、Ｃ１９９（Ｃｕ−３．２質量％Ｔｉ））板材がコネクタ材などに使用されている。しかし、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、高強度Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金（例えば、Ｃ１７２００）板材と比べて、同等な曲げ加工性を有する場合には強度が及ばず、同等な強度を有する場合には曲げ加工性が及ばないことが知られている。
【０００９】
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度を向上させる方法として、Ｔｉの添加量を増加する方法や、高質別材を選択する方法がある。しかし、Ｔｉの添加量を増加する方法では、Ｔｉ濃度が高過ぎる（例えば、Ｔｉ含有量が５質量％以上）と、熱間圧延や冷間圧延において割れが生じ易く、生産性が著しく低下してしまう。また、粗大な析出物が発生し易く、最終製品の板材は、強度が高いものの、曲げ加工性の低下によって、一般的な電気電子部品用材料として利用できなくなってしまう。一方、高質別材を選択する方法では、時効処理前後の圧延率を増大して強度を向上させるため、最終製品の板材は、強度が高いものの、異方性が生じてしまう。すわなち、圧延方向に平行な方向の曲げ加工性（曲げ軸が圧延面内において圧延方向に垂直な所謂ＧｏｏｄＷａｙの曲げ加工性）は比較的良好であるものの、圧延方向に垂直な方向の曲げ加工性（曲げ軸が圧延方向に平行な所謂ＢａｄＷａｙの曲げ加工性）が著しく悪くなることが知られている。
【００１０】
一般に、銅合金板材の曲げ加工性を改善するためには、結晶粒を微細化する方法が有効であり、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の場合も同様である。しかし、結晶粒径が小さくなるに従って単位体積当たりに存在する結晶粒界の面積が大きくなるため、結晶粒を微細化すると、クリープ現象の一種である応力緩和を助長する要因となってしまう。また、比較的高温環境で使用される板材では、原子の粒界に沿った拡散速度が粒内の拡散速度より著しく速いので、結晶粒を過度に微細化（例えば、５μｍ以下に微細化）すると、板材の本来の耐応力緩和性が低下するという問題がある。
【００１１】
特に、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材では、主に結晶粒内の変調構造（スピノーダル構造）の形態で析出物が存在し、再結晶粒の成長をピンニングする作用の第２相粒子の析出物が比較的少なく、溶体化処理過程中で再結晶粒の生成時間のずれにより、混粒組織を生じ易いという特徴があり、均一で微細な結晶粒を生成させるのが容易ではない。
【００１２】
近年、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の特性を改善する方法として、結晶粒の微細化や結晶方位（集合組織）を制御する方法が提案されている（例えば、特許文献１〜４参照）。
【００１３】
【特許文献１】特開２００２−３５６７２６号公報（段落番号００１４−００１６）
【特許文献２】特開２００４−２３１９８５号公報（段落番号０００７−００１５）
【特許文献３】特開２００６−２４１５７３号公報（段落番号０００６−００１０）
【特許文献４】特開２００６−２７４２８９号公報（段落番号０００７）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、Ｔｉは、母相内に周期的な濃度変動を有する変調構造（スピノーダル構造）と、第２相粒子であるＴｉとＣｕの金属間化合物（β相）の２種類の形態で存在する。変調構造は、Ｔｉ溶質原子濃度の連続的なゆらぎによって生成し、且つ母相と完全な整合性を保ちながら生成する構造である。このような変調構造のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、著しく硬化し、且つ延性（曲げ加工性）の損失が少ない。一方、β相は、通常の結晶粒内と粒界に点在する析出物であり、粗大化し易く、また、変調構造より硬化作用が極めて小さいにもかかわらず、板材の延性の損失が著しく大きい。
【００１５】
すなわち、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度と曲げ加工性を両立するために、変調構造を発達させ、β相の生成を抑制することが有効である。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の曲げ加工性のもう一つ重要な影響因子は結晶粒径であり、結晶粒径を小さくする程、曲げ変形歪を分散させ、曲げ加工性を向上させることができる。
【００１６】
しかし、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の結晶粒径は、最終溶体化工程の再結晶で決定され、再結晶粒の成長をピンニングする作用を有するβ相の生成を抑制すると、結晶粒が粗大化し易くなるという問題がある。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材には、溶体化処理中に再結晶粒の生成時間のずれによって混粒組織が生じ易いという特徴があり、均一で微細な結晶粒を生成させるのが容易ではないため、曲げ変形中に粒径が異なる組織の境界付近に割れが生じ易い。さらに、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度を向上させるために、時効処理前後の圧延率を増大すると、曲げ加工性の異方性が生じ易くなるという問題がある。
【００１７】
また、銅合金板材の結晶粒を微細化するための一般的な方法として、溶体化処理を合金組成の固溶線以下の温度域で行う方法がある。この方法によってＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材の結晶粒を微細化すると、Ｔｉの全量を固溶させるのではなく、ピンニングする作用を有するβ相としてＴｉの一部を残留させるので、結晶粒を微細化することができるものの、β相の残留によって、結晶粒の微細化による曲げ加工性の向上の効果が相殺されてしまう。
【００１８】
例えば、特許文献１の方法では、溶体化処理を合金組成の固溶線より１０〜６０℃低い温度域で行って、０．２％耐力が９００ＭＰａ程度のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を得ることができるが、そのＢａｄＷａｙ曲げの最小曲げ半径Ｒ／ｔが５程度に止まっている。
【００１９】
特許文献２の方法では、Ｃｕ−Ｔｉ合金にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどを添加することにより、ＴｉとＦｅなどの添加元素の金属間化合物を生成させ、β相の代わりに、これらの金属間化合物が再結晶粒界をピンニングして結晶粒を微細化しているが、Ｆｅなどの第３元素とＴｉとの金属間化合物の形成によって、Ｔｉの変調組織の発達が阻害されるという欠点があり、十分に特性を改善することができない。
【００２０】
特許文献３の方法では、強度と導電率を向上させるために｛２２０｝面と｛１１１｝面のＸ線回折強度比をＩ｛２２０｝／Ｉ｛１１１｝＞４にしている。このように｛２２０｝面を主方位成分とする圧延集合組織に調整することは、強度と導電率を向上させるのに有効であるが、｛２２０｝面が圧延集合組織であり、ＢａｄＷａｙの曲げ加工性が著しく低下することがわかった。
【００２１】
特許文献４の方法では、曲げ加工性を改善するために、｛１１１｝正極点図上において｛１１０｝＜１１５＞、｛１１０｝＜１１４＞、｛１１０｝＜１１３＞を含む４つの領域内でＸ線回折強度の極大値が５．０〜１５．０（但し、ランダム方位に対する強度比）になるように集合組織を制御し、また、このような集合組織を得るために、溶体化処理前の冷間圧延率を８５〜９７％にしている。このような集合組織は、典型的な合金型の圧延集合組織（｛１１０｝＜１１２＞〜｛１１０｝＜１００＞）であり、その｛１１１｝正極点図が７０／３０黄銅の｛１１１｝正極点図に類似している（例えば、丸善株式会社、日本金属学会編「金属データブック」改訂３版、３６１頁参照）。このように、従来の一般的な集合組織をベースに結晶方位分布を調整する方法では、曲げ加工性の大幅な改善は困難であり、特許文献４の方法では、０．２％耐力が８７０ＭＰａ程度のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を得ることができるが、その曲げ加工性Ｒ／ｔは１．６に止まっている。
【００２２】
また、銅合金板材にノッチング後曲げ加工法を採用することは、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるためには効果的である。しかし、特許文献１〜４の方法のように、結晶粒および集合組織を制御したＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材では、ノッチング後曲げ加工法によって割れが生じるのを防止することまでは考慮されておらず、ノッチング後の曲げ加工性が十分に改善されないことがわかった。
【００２３】
また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、スプリングバックにより曲げ加工品の形状や寸法精度を確保し難いという問題がある。スプリングバックを低減するためには、ノッチング後曲げ加工法が有効であるが、このノッチング後曲げ加工法は、ノッチングによってノッチ部の近傍を加工硬化させることから、その後の曲げ加工において割れが生じ易い。そのため、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材では、ノッチング後曲げ加工法を工業的に採用するには至っていないのが現状である。
【００２４】
さらに、上述したように結晶粒を微細化すると、曲げ加工性の向上にはある程度有効である反面、クリープ現象の一種である応力緩和の克服にはマイナス要因になる。このように、曲げ加工性を十分に向上させるのが難しい状況下で、さらに耐応力緩和性を向上させるのは困難であった。
【００２５】
したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２６】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金板材において、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径を５〜２５μｍにし、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径を０．２０以下にするとともに、その板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有するようにすることにより、高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を製造することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００２７】
すなわち、本発明による銅合金板材は、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有し、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、その板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする。
【００２８】
この銅合金板材は、その板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有するのが好ましい。
【００２９】
また、上記の銅合金板材が、１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有するのが好ましく、１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有するのが好ましい。
【００３０】
また、上記の銅合金板材の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であり、銅合金板材から長手方向が圧延方向ＬＤになるように切り出した試験片を曲げ軸を圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向ＴＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．０以下であるのが好ましい。
【００３１】
また、本発明による銅合金板材の製造方法は、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、必要に応じて１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じて１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造した後、９５０℃〜５００℃における熱間圧延として９５０℃〜７００℃で最初の圧延パスを行った後に７００℃未満〜５００℃で圧延率３０％以上の熱間圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行った後、７５０〜１０００℃の温度域で５秒〜５分間保持する溶体化処理を行い、次いで、圧延率０〜５０％で冷間圧延を行った後、３００〜５５０℃で時効処理を行い、その後、圧延率０〜３０％で仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することを特徴とする。
【００３２】
この銅合金板材の製造方法において、９５０℃〜７００℃の温度域における熱間圧延の圧延率を６０％以上にするのが好ましく、熱間圧延と溶体化処理の間の冷間圧延の圧延率９０％以上にするのが好ましい。
【００３３】
また、上記の銅合金板材の製造方法において、溶体化処理を、７５０〜１０００℃の温度域において上記の組成を有する銅合金の固溶線より３０℃以上高い温度で保持して熱処理することによって行い、この保持時間を、溶体化処理後の銅合金板材の平均結晶粒径が５〜２５μｍになるように調整するのが好ましい。また、上記の銅合金板材の製造方法において、上記の銅合金の組成で最大硬度が得られる時効温度をＴＭ（℃）、その最大硬度をＨＭ（ＨＶ）とすると、時効処理の時効温度を３００〜５５０℃においてＴＭ±１０℃の温度に設定し、時効処理の時効時間を時効処理後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間に調整するのが好ましい。さらに、仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行ってもよい。
【００３４】
さらに、本発明によるコネクタ端子は、上記の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする。
【００３５】
なお、本明細書中において、「最大結晶粒径」とは、銅合金板材の板面（圧延面）上で同一の形状および大きさの複数の領域を無作為に選び、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値をいい、例えば、銅合金板材の板面（圧延面）の光学顕微鏡写真上で２辺が圧延方向（ＬＤ）に平行で他の２辺が圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に平行な１００μｍ×１００μｍの正方形の１０個の視野を無作為に選び、それぞれの視野において、結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０をそれぞれＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって測定し、これらの平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０のうちの最大値をいう。また、「最小結晶粒径」とは、上記のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値をいい、例えば、上記のそれぞれの視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０のうちの最小値をいう。さらに、「平均結晶粒径」とは、上記のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値をいい、例えば、上記のそれぞれの視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０の平均値ｄＡＶＥ＝（ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０）／１０をいう。なお、上記のそれぞれの視野における結晶粒径は、それぞれの視野において、圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に延びる長さ１００μｍの線分によって完全に切られる結晶粒の切断長さをＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって測定することによって求めることができる。
【発明の効果】
【００３６】
本発明によれば、高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３７】
本発明による銅合金板材の実施の形態は、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、必要に応じて１．５質量％以下のＮｉと１．０質量％以下のＣｏと０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じて１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金板材において、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍであり、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たし、さらに、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有する。
【００３８】
この銅合金板材において、特に、ＬＤ（圧延方向）の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験において割れが生じない最小曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔの値がＬＤおよびＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）のいずれも１．０以下になる曲げ加工性を備えるのが好ましい。
【００３９】
［合金組成］
本発明による銅合金板材は、ＣｕとＴｉを含むＣｕ−Ｔｉ系銅合金からなる板材、好ましくは、Ｃｕ−Ｔｉの２元素銅合金からなる板材であり、必要に応じて、少量のＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、その他の元素を含有してもよい。
【００４０】
Ｔｉは、Ｃｕマトリックスにおいて時効硬化作用が高い元素であり、銅合金板材の強度および耐応力緩和性の向上に寄与する。Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、溶体化処理によって過飽和固溶体を生成させ、より低温で時効を行うと、準安定相である変調構造（スピノーダル構造）が発達し、さらに時効を続けると、安定相（β相）が生成する。変調構造とは、通常の核生成および成長による析出物とは異なり、核生成を必要とせず、溶質原子濃度の連続的なゆらぎによって生成し且つ母相と完全な整合性を保ちながら生成する構造である。この変調構造の発達階段では、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材が著しく硬化し、且つ板材の延性の損失が少ない。一方、安定相（β相）は、通常の結晶粒内と粒界に点在する析出物であり、粗大化し易く、準安定相である変調構造より硬化作用が小さいにもかかわらず、板材の延性の損失が大きい。
【００４１】
したがって、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度を高めるためには、できるだけ準安定相によって高強度化を図り、安定相（β相）の生成を抑制するのが好ましい。Ｔｉ含有量が１．２質量％未満では、準安定相による強化作用を十分に引き出すことが難しい。一方、Ｔｉ含有量が５．０質量％を超えて過剰になると、安定相（β相）が生成し易く、熱間加工および冷間加工において割れが生じ易く、生産性の低下を招き易い。また、溶体化処理が可能な温度域が狭くなり、良好な特性を引き出すことが困難になる。したがって、Ｔｉ含有量は、１．２〜５．０質量％であるのが好ましく、２．０〜４．０質量％であるのがさらに好ましく、２．５〜３．５質量％であるのが最も好ましい。
【００４２】
Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅは、Ｔｉとの金属間化合物を形成して銅合金板材の強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じてこれらの１種以上を添加してもよい。特に、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の溶体化処理では、これらの金属間化合物が結晶粒の粗大化を抑制するので、より高温域における溶体化処理が可能になり、Ｔｉを十分に固溶させる上で有利になる。但し、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの含有量が過剰になると、金属間化合物の生成によって消費されるＴｉの量が多くなるので、固溶するＴｉの量が必然的に少なくなり、強度の低下を招き易くなる。したがって、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅを添加する場合は、Ｎｉ含有量を１．５質量％以下、Ｃｏ含有量を１．０質量％以下、Ｆｅ含有量を０．５質量％以下にするのが好ましく、Ｎｉ含有量を０．０５〜１．５質量％、Ｃｏ含有量を０．０５〜１．０質量％、Ｆｅ含有量を０．０５〜０．５０質量％にするのがさらに好ましく、Ｎｉ含有量を０．１〜１．０質量％、Ｃｏ含有量を０．１〜０．５質量％、Ｆｅ含有量を０．１〜０．３質量％にするのが最も好ましい。
【００４３】
Ｓｎは、銅合金板材の固溶強化作用と耐応力緩和性の向上作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｓｎ含有量が０．１質量％以上であるのが好ましい。但し、Ｓｎ含有量が１．０質量％を超えると、鋳造性と導電率が著しく低下してしまうので、銅合金板材がＳｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は、０．１〜１．０質量％であるのが好ましく、０．１〜０．５質量％であるのがさらに好ましい。
【００４４】
Ｚｎは、銅合金板材のはんだ付け性および強度を向上させる作用の他、鋳造性を改善させる作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｚｎ含有量が０．１質量％以上であるのが好ましい。また、銅合金板材がＺｎを含有する場合には、安価な黄銅スクラップを使用することができる。但し、Ｚｎ含有量が２．０質量％を超えると、導電性や耐応力腐食割れ性が低下し易いので、銅合金板材がＺｎを含有する場合には、０．１〜２．０質量％であるのが好ましく、０．３〜１．０質量％であるのがさらに好ましい。
【００４５】
Ｍｇは、銅合金板材の耐応力緩和性の向上作用と脱Ｓ作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｍｇ含有量が０．０１質量％以上であるのが好ましい。但し、Ｍｇは酸化され易い元素であり、Ｍｇ含有量が１．０質量％を超えると、鋳造性が著しく低下してしまうので、銅合金板材がＭｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は、０．０１〜１．０質量％であるのが好ましく、０．１〜０．５質量％であるのがさらに好ましい。
【００４６】
銅合金板材は、必要に応じて、その他の元素として、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅ、１．０質量％以下のミッシュメタルの１種以上を含有してもよい。例えば、ＺｒとＡｌは、Ｔｉとの金属間化合物を形成することができ、Ｓｉは、Ｔｉとの析出物を生成することができる。また、Ｃｒ、Ｚｒ、ＭｎおよびＶは、不可避的不純物として存在するＳやＰｂなどと高融点化合物を形成し易く、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒおよびミッシュメタル（Ｃｅ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｎｄ、Ｙなどを含む希土類元素の混合物）は、鋳造組織の微細化効果を有し、熱間加工性の改善に寄与し得る。さらに、ＡｇおよびＢｅは、導電率の大きな低下がなく強度を向上させる効果を有する。
【００４７】
銅合金板材がＺｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルの１種以上を含有する場合には、各元素の作用を十分に得るために、これらの元素の総量を０．０１質量％以上にするのが好ましい。但し、これらの元素を多量に含有すると、熱間加工性または冷間加工性に悪影響を与え、コスト的にも不利になる。したがって、Ｓｎ、ＺｎおよびＭｇと、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルの合計の含有量は、３質量％以下であるのが好ましく、２質量％以下であるのがさらに好ましく、１質量％以下であるのがさらに好ましく、０．５質量％以下であるのが最も好ましい。
【００４８】
［平均結晶粒径］
平均結晶粒径が小さい程、曲げ加工性の向上に有利であるが、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、結晶粒の微細化に伴って、β相が残留し易くなるという問題がある。また、平均結晶粒径が小さ過ぎると、耐応力緩和性が悪くなり易い。平均結晶粒径は、５μｍ以上、好ましくは８μｍ以上であれば、銅合金板材を車載用コネクタに使用する場合でも満足できるレベルの耐応力緩和性を確保し易く、１０μｍ以上であるのがさらに好ましい。但し、平均結晶粒径が大きくなり過ぎると曲げ部の表面が肌荒に（粗く）なり易く、曲げ加工性を低下させる場合がある。したがって、平均結晶粒径は、２５μｍ以下であるのが好ましく、２０μｍ以下であるのがさらに好ましく、１５μｍ以下であるのが最も好ましい。最終的な平均結晶粒径は、溶体化処理後の段階における結晶粒径によってほぼ決定される。したがって、平均結晶粒径の制御は、溶体化処理条件の調整によって行うことができる。
【００４９】
［結晶粒径分布］
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金は、溶体化処理中の再結晶粒の生成時間のずれにより、混粒組織を生じ易いという特徴があり、曲げ変形中に粒径が異なる組織の境界付近に割れが生じ易い。そのため、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、結晶粒径の均一性を示す（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は、０．２０以下であるのが好ましく、０．１５以下であるのがさらに好ましい。
【００５０】
［集合組織］
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の板面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成されており、他の結晶面からのＸ線回折強度は、これらの結晶面からのＸ線回折強度に比べて非常に小さい。また、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｔｉ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を製造することができる。また、この集合組織が強く発達している程、以下のように曲げ加工性の向上に有利になることがわかった。
【００５１】
結晶のある方向に外力が加えられたときの塑性変形（すべり）の生じ易さを示す指標としてシュミット因子がある。結晶に加えられる外力の方向とすべり面の法線とのなす角度をφ、結晶に加えられる外力の方向とすべり方向とのなす角度をλとすると、シュミット因子はｃｏｓφ・ｃｏｓλで表され、その値は０．５以下の範囲をとる。シュミット因子が大きい程（すなわち０．５に近い程）、すべり方向へのせん断応力が大きいことを意味する。したがって、ある結晶にある方向から外力を付与したとき、シュミット因子が大きい程（すなわち０．５に近い程）、その結晶は変形し易いことになる。Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の結晶構造は面心立方（ｆｃｃ）であるが、面心立方晶のすべり系は、すべり面｛１１１｝、すべり方向＜１１０＞であり、実際の結晶においても、シュミット因子が大きい程、変形し易く加工硬化も小さくなることが知られている。
【００５２】
面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図を図１に示す。図１に示すように、＜１２０＞方向のシュミット因子は０．４９０であり、０．５に近い。すなわち、＜１２０＞方向に外力が付与されると、面心立方晶は非常に変形し易い。その他の方向のシュミット因子は、＜１００＞方向が０．４０８、＜１１３＞方向が０．４４５、＜１１０＞方向が０．４０８、＜１１２＞方向が０．４０８、＜１１１＞方向が０．２７２である。
【００５３】
また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、｛４２０｝面、すなわち｛２１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い集合組織を意味する。主方位面が｛２１０｝面である結晶では、板面に垂直な方向（ＮＤ）が＜１２０＞方向であり、そのシュミット因子は０．５に近いので、ＮＤへの変形は非常に容易であり、加工硬化の程度も小さい。一方、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な圧延集合組織は、｛２２０｝を主方位成分とし、この場合、｛２２０｝面、すなわち｛１１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い。主方位面が｛１１０｝面である結晶は、ＮＤが＜１１０＞方向であり、そのシュミット因子は０．４程度であるから、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比べて、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な再結晶集合組織は、｛３１１｝を主方位成分とする。主方位面が｛３１１｝面である結晶は、ＮＤが＜１１３＞方向であり、そのシュミット因子は０．４５程度であるので、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比べると、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。
【００５４】
ノッチング後曲げ加工法においては、ＮＤへの変形における加工硬化の程度が極めて重要である。ノッチングはＮＤへの変形であり、ノッチングによって板厚が減少した部分の加工硬化の程度が、その後、ノッチに沿って曲げた場合の曲げ加工性を大きく支配するからである。銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｔｉ系銅合金の圧延集合組織または再結晶集合組織と比べて、ノッチングによる加工硬化の程度が小さくなり、これによってノッチング後の曲げ加工性を顕著に向上させる。
【００５５】
また、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、主方位面が｛２１０｝面である結晶では、板面内、すなわち｛２１０｝面内に、別の＜１２０＞方向と＜１００＞方向があり、これらは互いに直交する。実際には、ＬＤが＜１００＞方向、ＴＤが＜１２０＞方向である。具体的な結晶方向で例示すると、例えば、主方位面が（１２０）面である結晶では、ＬＤが［００１］方向、ＴＤが［−２、１、０］方向である。このような結晶のシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．４９０である。これに対し、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な圧延集合組織では、主方位面が｛１１０｝面、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１１＞方向であり、板面内のシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．２７２になる。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な再結晶集合組織では主方位面が｛１１３｝面、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１０＞方向であり、板面内のシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．４０８になる。このように、ＬＤおよびＴＤのシュミット因子を見ると、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｔｉ系銅合金の圧延集合組織あるいは再結晶集合組織と比べて、板面内における変形が容易であるといえる。この点も、ノッチング後の曲げ加工における割れを防止する上で有利に作用していると考えられる。
【００５６】
また、金属板の曲げ加工では、各結晶粒の結晶方位が異なるので、一様に変形するのではなく、曲げ加工時に変形し易い結晶粒と変形し難い結晶粒が存在する。曲げ加工の程度が増大するに伴って、変形し易い結晶粒が優先的に変形し、金属板の曲げ部の表面には、結晶粒間における不均一な変形に起因して微小の凹凸が生じ、これがしわに発展して、場合によっては割れ（破壊）に至る。上述したようにＩ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような集合組織を有する金属板は、従来の集合組織の金属板と比べて、各結晶粒がＮＤに変形し易く、板面内にも変形し易くなっている。これにより、特に結晶粒を微細化しなくても、ノッチング後の曲げ加工性および通常の曲げ加工性を顕著に向上させることができると考えられる。
【００５７】
このような結晶配向は、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす。面心立方晶のＸ線回折パターンでは、｛４２０｝面の反射は生じるが、｛２１０｝面の反射は生じないので、｛２１０｝面の結晶配向は、｛４２０｝面の反射によって評価される。
【００５８】
また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、溶体化処理による再結晶集合組織として形成される。しかし、銅合金板材を高強度化するためには、溶体化処理後に冷間圧延するのが好ましい。この冷間圧延率が増加するに伴って、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。｛２２０｝方位密度の増大に伴って、｛４２０｝方位密度は減少するが、｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を維持するように、冷間圧延率を調整すればよい。しかし、｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達し過ぎると、加工性が低下する場合があるので、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たすことが好ましい。また、強度と曲げ加工性の両方をさらに向上させるためには、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦３．０を満たすのが好ましい。
【００５９】
このような特異な結晶配向を有する銅合金板材では、この銅合金板材に特有な高強度が維持されるとともに、曲げ加工性を向上させるために結晶粒を極度に微細化する必要がなくなり、Ｔｉの添加による耐応力緩和性を向上させる作用を十分に発揮させることができる。
【００６０】
［特性］
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材を用いたコネクタなどの電気電子部品をさらに小型化および薄肉化するためには、０．２％耐力は、好ましくは８５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上、最も好ましくは９５０ＭＰａ以上の強度レベルである。上述した化学組成を満たす銅合金原料から後述する製造方法によって、この強度特性を有する銅合金板材を製造することができる。
【００６１】
また、銅合金板材の通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが、１．０以下であるのが好ましく、０．５以下であるのがさらに好ましい。また、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるために、ＬＤのノッチング後の曲げ加工性の評価として、Ｒ／ｔが０であること、すなわち、割れが認められないのが好ましい。なお、ＬＤの曲げ加工性は、ＬＤが長手方向になるように切り出した試験片で評価される曲げ加工性（ノッチング後の曲げ加工性の場合も同じ）であり、その試験における曲げ軸はＴＤになる。同様に、ＴＤの曲げ加工性は、ＴＤが長手方向になるように切り出した験片で評価される曲げ加工性であり、その試験における曲げ軸はＬＤになる。
【００６２】
また、耐応力緩和性については、銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合は、ＴＤの耐応力緩和性が特に重要であるため、長手方向がＴＤである試験片を用いた応力緩和率によって応力緩和性を評価するのが好ましい。応力緩和性の評価方法として、２００℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率が５％以下であるのが好ましく、３％以下であるのがさらに好ましい。
【００６３】
［製造方法］
上述したような銅合金板材は、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によって製造することができる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態は、上述した組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９５０℃〜７００℃で最初の圧延パスを行い、７００℃未満〜５００℃で圧延率３０％以上の圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率８５％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に、７５０〜１０００℃で５秒〜５分間保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に、圧縮率０〜５０％で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に、３００〜５５０℃で時効処理を行う時効処理工程と、この時効処理工程の後に、圧延率０〜３０％の仕上げ冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程と、この仕上げ冷間圧延工程の後に、必要に応じて１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行う低温焼鈍工程とを備えている。以下、これらの工程について詳細に説明する。なお、熱間圧延後には、必要に応じて面削、酸洗などを行い、各熱処理後には、必要に応じて酸洗、研磨、脱脂を行ってもよい。
【００６４】
（溶解・鋳造工程）
銅合金の原料を溶解した後、連続鋳造や半連続鋳造などにより鋳片を製造する。なお、Ｔｉの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気中または真空溶解炉で原料を溶解するのがよい。また、鋳造後には、必要に応じて均熱処理（または熱間鍛造）を行ってもよい。
【００６５】
（熱間圧延工程）
通常、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の熱間圧延は、圧延途中で析出物が生成しないようにするため、７００℃以上、好ましくは７５０℃以上の高温域で行い、この圧延終了後に急冷する。しかし、このような一般的な熱間圧延条件では、本発明による銅合金板材のように均一な結晶粒組織および特異な集合組織を有する銅合金板材を製造することは困難である。すなわち、このような一般的な熱間圧延条件では、後工程の条件を広範囲に変化させても、変動係数ＣＶ＜０．４５の均一な結晶粒を有し、｛４２０｝を主方位方向に有する銅合金板材を製造することは困難である。そのため、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスを行い、７００℃未満〜５００℃の温度域で圧延率３０％以上の圧延を行う。
【００６６】
鋳片を熱間圧延する際に、再結晶が生じ易い７００℃以上の高温域で最初の圧延パスを行うことによって、鋳造組織を破壊し、成分と組織の均一化を図ることができる。しかし、９５０℃を超えると、合金成分の偏析箇所など、融点が低下している部分で割れが生じない温度域にする必要がある。したがって、熱間圧延工程中における完全な再結晶が確実に生じるようにするためには、９５０℃〜７００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行うのが好ましく、これによって組織の均一化が一層促進される。なお、１パスで圧延率６０％を得るためには大きな圧延荷重が必要であるので、多パスに分けてトータル６０％以上の圧延率を確保してもよい。また、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、熱間圧延工程において、圧延歪が生じ易い７００℃未満〜５００℃の温度域で３０％以上の圧延率を確保する。このようにして、一部の析出物を生成させ、後工程の冷間圧延と溶体化処理の組み合わせによって、均一な粒径を有する結晶粒組織および｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が形成され易くなる。なお、この際も７００℃未満〜５００℃の温度域で複数パスの圧延を行うことができる。また、この温度域で４０％以上の圧延率にするのが好ましい。熱間圧延の最終パス温度は、６００℃以下にするのが好ましい。熱間圧延におけるトータルの圧延率は８０〜９７％程度にすればよい。
【００６７】
なお、ある温度域における圧延率ε（％）は、その温度域で連続して行われる圧延パスのうち、最初の圧延パスの前の鋳片の板厚をｔ０（ｍｍ）、最後の圧延パス終了後の鋳片の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、ε＝（ｔ０−ｔ１）×１００／ｔ０によって算出される。例えば、最初の圧延パスに供する鋳片の板厚が１２０ｍｍであり、７００℃以上の温度域で圧延を行って、７００℃以上の温度で行われた最後の圧延パス終了時に板厚が３０ｍｍになり、引き続いて圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを７００℃未満〜４００℃の範囲で行い、最終的に板厚１０ｍｍの熱間圧延材を得たとする。この場合、７００℃以上の温度域で行われた圧延の圧延率は、（１２０−３０）×１００／１２０＝７５（％）、７００℃未満〜４００℃の温度域における圧延率は、（３０−１０）×１００／３０＝６６．７（％）になり、熱間圧延におけるトータルの圧延率は、（１２０−１０）×１００／１２０＝９１．７（％）になる。
【００６８】
（第１の冷間圧延工程）
溶体化処理前に行う冷間圧延工程では、圧延率を８５％以上にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。このような高い圧延率で加工された材料に対し、次工程で溶体化処理を行うことにより、高い圧延率で導入される歪が再結晶の核として機能し、均一な結晶粒径を有する結晶粒組織を得ることができるとともに、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成することができる。特に、再結晶集合組織は、再結晶前の冷間圧延率に大きく依存する。具体的には、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向は、冷間圧延率が６０％以下では殆ど生成せず、冷間圧延率が約６０〜８０％の領域では冷間圧延率の増加に伴って漸増し、冷間圧延率が約８５％を超えると急激な増加に転じる。｛４２０｝方位が十分に優勢な結晶配向を得るためには、８５％以上の冷間圧延率にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。なお、冷間圧延率の上限は、ミルパワーなどにより必然的に制約を受けるので、特に規定する必要はないが、エッジ割れなどを防止する観点から、９９％程度以下で良好な結果を得ることができる。
【００６９】
なお、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、通常の銅合金板材の製造方法で行われているように、熱間圧延後で溶体化処理前に中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで１回ないし複数回の冷間圧延が行われると、溶体化処理直前の冷間圧延の圧延率が低くなって、溶体化処理によって形成される結晶粒組織の粒径の変動係数が大きくなってしまい、また、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が著しく弱化してしまうので、そのような冷間圧延を行わない。
【００７０】
（溶体化処理工程）
通常の銅合金板材の製造方法では、溶体化処理は、溶質元素のマトリックス中への再固溶と再結晶化のために行われるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、さらに｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成するためにも行われる。この溶体化処理は、銅合金組成の固溶線（平衡状態図から確定される固溶線）より３０℃以上高い温度で行うことが必要であり、温度が低過ぎるとβ相の固溶も不十分になる。一方、温度が高過ぎると結晶粒が粗大化してしまう。いずれの場合も、最終的に曲げ加工性の優れた高強度の銅合金板材を得ることが困難になる。そのため、溶体化処理の温度が固溶線より５０〜１００℃高い温度範囲であるのが好ましい。
【００７１】
また、この溶体化処理は、再結晶粒の平均粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が５〜２５μｍになるように、好ましくは８〜２０μｍになるように、７５０〜１０００℃の温度域の加熱炉で保持時間を設定して熱処理を行うのが好ましい。再結晶粒の粒径が微細になり過ぎると、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が弱くなり、また、耐応力緩和性を向上させる上でも不利になる。一方、再結晶粒の粒径が粗大になり過ぎると、曲げ加工部の表面が肌荒に（粗く）なり易い。なお、再結晶粒の粒径は、溶体化処理前の冷間圧延率や化学組成によって変動するが、それぞれの合金について予め実験により溶体化処理ヒートパターンと平均結晶粒径との関係を求めておくことにより、７５０〜１０００℃の温度域の保持時間を設定することができる。具体的には、本発明による銅合金板材の化学組成では、７５０〜１０００℃の温度で５秒〜５分間保持する加熱条件において適正な条件を設定することができる。
【００７２】
（第２の冷間圧延工程）
続いて、０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行う。この段階における冷間圧延は、その後の時効処理中の析出を促進する効果があり、これによって導電率や硬さなどの必要な特性を引き出すための時効温度を低下させ、あるいは、時効時間を短くすることができる。
【００７３】
この冷間圧延によって｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達していくが、５０％以下の冷間圧延率の範囲では、｛４２０｝面が板面に平行な結晶粒も未だ十分に残存している。この段階の冷間圧延は、圧延率５０％以下で行う必要があり、圧延率０〜４０％で行うのが好ましい。圧延率が高過ぎると、｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような理想的な結晶配向が得られ難くなる。なお、圧延率が０％である場合は、溶体化処理後に第２の冷間圧延を行わず、直接時効処理を行うことを意味する。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、生産性を向上させるために、この第２の冷間圧延工程を省略してもよい。
【００７４】
（時効処理工程）
時効処理工程では、銅合金板材の導電性と強度を向上させるために有効な条件の中で、あまり温度を上げ過ぎないようにする。時効処理温度が高くなり過ぎると、溶体化処理によって発達させた｛４２０｝を優先方位とする結晶配向が弱められ、結果的に十分な曲げ加工性の改善効果が得られない場合がある。具体的には材温が３００〜５５０℃になる温度で行うのが好ましく、３５０〜５００℃になる温度がさらに好ましい。時効処理時間は、６０〜６００分間程度の範囲で設定することができる。時効処理中に表面酸化膜を極力抑制するために、時効処理を水素、窒素またはアルゴン雰囲気中で行ってもよい。
【００７５】
また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、安定相（β相）の生成を極力回避するのが好ましい。そのため、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の組成で最大硬度が得られる時効温度をＴＭ（℃）、その最大硬さをＨＭ（ＨＶ）とすると、時効処理工程において時効温度を３００〜５５０℃の範囲内で且つＴＭ±１０℃の温度とし、時効時間を時効後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間にするのが好ましい。最大硬度が得られる時効温度ＴＭ（℃）、およびその最大硬さＨＭ（ＨＶ）は、予備実験により把握しておくことができる。本発明による銅合金板材の組成範囲であれば、通常、２４時間以内の時効時間で最大硬度に到達する。
【００７６】
なお、強度レベルの要求があまり高くない場合（例えば、０．２％耐力が９００ＭＰａ程度）には、以下の仕上げ冷間圧延工程と低温焼鈍工程を省略することができる。
【００７７】
（仕上げ冷間圧延工程）
仕上げ冷間圧延は、強度レベル（特に０．２％耐力）を向上させる効果が極めて高い。仕上げ冷間圧延の圧延率が低過ぎると、十分な強度が得られない可能性があるが、圧延率の増大に伴って、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。一方、仕上げ冷間圧延の圧延率が高過ぎると、｛２２０｝方位の圧延集合組織が相対的に優勢になり過ぎて、強度とＢａｄＷａｙの曲げ加工性を高レベルで両立した結晶配向を実現することができない。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、仕上げ冷間圧延の圧延率を０〜３０％にするのが好ましく、１０〜２０％にするのがさらに好ましい。この仕上げ冷間圧延によって、｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を維持することができる。なお、圧延率が０％である場合は、この冷間圧延が行われないことを意味する。
【００７８】
最終的な板厚は、０．０５〜１．０ｍｍ程度にするのが好ましく、０．０８〜０．５ｍｍにするのがさらに好ましい。
【００７９】
（低温焼鈍工程）
仕上げ冷間圧延後には、銅合金板材の残留応力の低減や曲げ加工性の向上、空孔やすべり面上の転位の低減による耐応力緩和性の向上のために、低温焼鈍を行ってもよい。特に、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の場合、適正な温度範囲内における低温焼鈍により、低温焼鈍硬化の効果がある。この低温焼鈍の加熱温度は、材温が１５０〜４５０℃になるように設定するのが好ましい。この低温焼鈍により、強度、導電率、曲げ加工性および耐応力緩和性を同時に向上させることができる。この加熱温度が高過ぎると、短時間で軟化し、バッチ式でも連続式でも特性のバラツキが生じ易くなる。一方、加熱温度が低過ぎると、上記の特性の改善効果が十分に得られない。上記の温度における保持時間は、５秒以上にするのが好ましく、通常１時間以内で良好な結果が得られる。
【実施例】
【００８０】
以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。
【００８１】
［実施例１〜１２］
３．１８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、４．０８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、３．５８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、４．６４質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、２．８６質量％のＴｉと０．１２質量％のＣｏと０．２２質量％のＮｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、２．３２質量％のＴｉと０．１４質量％のＦｅと０．１１質量％のＳｎと０．３６質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、１．９３質量％のＴｉと０．５４質量％のＮｉと０．０８質量％のＳｎと０．１０質量％のＭｇと０．１１質量％のＺｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、１．５５質量％のＴｉと０．１２質量％のＮｉと０．２１質量％のＣｒと０．０３質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）、３．２０質量％のＴｉと０．１４質量％のＡｌと０．０３質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例９）、３．０６質量％のＴｉと０．１２質量％のＶと０．０６質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１０）、３．１４質量％のＴｉと０．１２質量％のＡｇと０．０６質量％のＢｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１１）、３．３５質量％のＴｉと０．２４質量％のミッシュメタルを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１２）、をそれぞれ溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造して、それぞれ厚さ６０ｍｍの鋳片を得た。
【００８２】
それぞれの鋳片を９５０℃に加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、７５０℃以上の温度域における圧延率が６０％以上になり且つ７００℃未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。なお、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率をそれぞれ４２％（実施例１）、３５％（実施例２）、３２％（実施例３）、３０％（実施例４）、５０％（実施例５）、５７％（実施例６）、５０％（実施例７）、５５％（実施例８）、４５％（実施例９）、４０％（実施例１０）、４０％（実施例１１）、４０％（実施例１２）とし、熱間圧延の最終パス温度は６００℃〜５００℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９５％であった。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。
【００８３】
次いで、それぞれ圧延率９８％（実施例１）、９２％（実施例２）、９５％（実施例３）、９０％（実施例４）、９０％（実施例５）、９６％（実施例６）、９８％（実施例７）、９６％（実施例８）、９６％（実施例９）、９５％（実施例１０）、８６％（実施例１１）、９２％（実施例１２）で冷間圧延を行った後、溶体化処理を行った。この溶体化処理では、各実施例の溶体化処理後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が５〜２５μｍになるように、各々の合金組成に応じて７５０〜１０００℃の温度域で各々の合金組成の固溶線より３０℃以上高い温度に設定し、保持時間を５秒〜５分間の範囲で調整して熱処理を行った。具体的には、９００℃で１５秒間（実施例１）、９５０℃で１５秒間（実施例２）、９００℃で２５秒間（実施例３）、１０００℃で１５秒間（実施例４）、８５０℃で２０秒間（実施例５）、８５０℃で１５秒間（実施例６）、８３０℃で１５秒間（実施例７）、８５０℃で８秒間（実施例８）、９００℃で１８秒間（実施例９）、９００℃で２０秒間（実施例１０）、９００℃で２５秒間（実施例１１）、９００℃で２０秒間（実施例１２）の熱処理を行った。
【００８４】
次いで、溶体化処理後の板材に対して、それぞれ圧延率１５％（実施例１）、２０％（実施例２）、０％（実施例３）、２５％（実施例４）、１５％（実施例５）、４５％（実施例６）、２０％（実施例７）、２０％（実施例８）、１５％（実施例９）、０％（実施例１０）、０％（実施例１１）、０％（実施例１２）で冷間圧延を行った
【００８５】
このようにして得られた板材について、予備実験として３００〜５５０℃の温度範囲で最大２４時間までの時効処理実験を行って、合金組成に応じて最大硬さになる時効処理条件（時効温度ＴＭ（℃）、時効時間ｔＭ（分）、最大硬さＨＭ（ＨＶ））を把握した。そして、時効温度をＴＭ±１０℃の範囲内の温度に設定するとともに、時効時間をｔＭより短い時間であり且つ時効後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間に設定した。
【００８６】
次に、時効処理後の板材に対して、それぞれ圧延率１０％（実施例１）、０％（実施例２）、１２％（実施例３）、０％（実施例４）、１５％（実施例５）、０％（実施例６）、２５％（実施例７）、３０％（実施例８）、１５％（実施例９）、２５％（実施例１０）、１０％（実施例１１）、１５％（実施例１２）で仕上げ冷間圧延を行った後、４５０℃の焼鈍炉内で１分間保持する低温焼鈍を行った。
【００８７】
このようにして実施例１〜１２の銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を０．１５ｍｍに揃えた。
【００８８】
次に、これらの実施例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率を以下のように調べた。
【００８９】
結晶粒組織の平均結晶粒径は、銅合金板材の板面（圧延面）を研磨した後にエッチングし、その面の光学顕微鏡写真上で２辺が圧延方向（ＬＤ）に平行で他の２辺が圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に平行な１００μｍ×１００μｍの正方形の１０個の視野を無作為に選び、それぞれの視野において、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって結晶粒径を測定し、各々の視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０を算出し、これらの結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０の平均値ｄＡＶＥ＝（ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０）／１０として算出した。なお、結晶粒は、溶体化処理後の圧延によって圧延方向に延びるが、溶体化処理後に圧延した後の結晶粒の圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）の長さは、溶体化処理後の結晶粒のＴＤの長さとほぼ同じであるため、結晶粒径の測定は、圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）の結晶粒の長さを測定することによって行った。その結果、平均結晶粒径は、それぞれ８μｍ（実施例１）、１２μｍ（実施例２）、１６μｍ（実施例３）、６μｍ（実施例４）、１８μｍ（実施例５）、１５μｍ（実施例６）、１０μｍ（実施例７）、１４μｍ（実施例８）、１１μｍ（実施例９）、１２μｍ（実施例１０）、１６μｍ（実施例１１）、１２μｍ（実施例１２）であった。
【００９０】
また、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は、各々の視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０の最大値を最大結晶粒径ｄｍａｘ、最小値を最小結晶粒径ｄｍｉｎとし、（ｄｍａｘ−ｄｍｉｎ）／ｄＡＶＥとして算出した。その結果、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は、それぞれ０．０６（実施例１）、０．０８（実施例２）、０．０９（実施例３）、０．１２（実施例４）、０．０８（実施例５）、０．０５（実施例６）、０．０７（実施例７）、０．１０（実施例８）、０．１４（実施例９）、０．１１（実施例１０）、０．０９（実施例１１）、０．０６（実施例１２）であった。
【００９１】
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、銅合金板材の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を用意し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧４０ｋＶ、管電流３０ｍＡの条件で、試料の研磨仕上げ面について｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛２２０｝を測定することによって行った。一方、同じＸ線回折装置を用いて、同じ測定条件で、純銅標準粉末の｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ０｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ０｛２２０｝も測定した。これらの測定値を用いて、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝と、Ｘ線回折強度比Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝を求めた。その結果、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝は、それぞれ１．３と２．８（実施例１）、１．６と２．６（実施例２）、１．５と２．７（実施例３）、２．０と２．６（実施例４）、１．４と３．２（実施例５）、２．０と２．６（実施例６）、１．５と２．８（実施例７）、１．４と２．６（実施例８）、１．２と３．２（実施例９）、１．１と３．６（実施例１０）、１．６と２．５（実施例１１）、１．４と２．７（実施例１２）であった。
【００９２】
銅合金板材の導電率は、ＪＩＳ Ｈ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。その結果、導電率は、それぞれ１３．２％ＩＡＣＳ（実施例１）、１２．２％ＩＡＣＳ（実施例２）、１２．４％ＩＡＣＳ（実施例３）、１３．０％ＩＡＣＳ（実施例４）、１３．６％ＩＡＣＳ（実施例５）、１４．５％ＩＡＣＳ（実施例６）、１５．１％ＩＡＣＳ（実施例７）、１６．２％ＩＡＣＳ（実施例８）、１２．４％ＩＡＣＳ（実施例９）、１２．６％ＩＡＣＳ（実施例１０）、１３．１％ＩＡＣＳ（実施例１１）、１２．８％ＩＡＣＳ（実施例１２）であった。
【００９３】
銅合金板材の機械的特性としての引張強さとして、銅合金板材のＬＤ（圧延方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によってＬＤの引張強さと０．２％耐力を求めた。その結果、ＬＤの引張強さと０．２％耐力は、それぞれ１００５ＭＰａと９３５ＭＰａ（実施例１）、１０１６ＭＰａと９１５ＭＰａ（実施例２）、９７６ＭＰａと９０５ＭＰａ（実施例３）、１０２５ＭＰａと９４６ＭＰａ（実施例４）、９８０ＭＰａと９１２ＭＰａ(実施例５)、９８６ＭＰａと８８８ＭＰａ（実施例６）、９６８ＭＰａと８９２ＭＰａ（実施例７）、９７６ＭＰａと９６５ＭＰａ（実施例８）、１０２５ＭＰａと９５５ＭＰａ（実施例９）、１０３６ＭＰａと９７０ＭＰａ（実施例１０）、１０２５ＭＰａと９５５ＭＰａ（実施例１１）、１０３４ＭＰａと９６７ＭＰａ（実施例１２）であった。
【００９４】
銅合金板材の応力緩和性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、試験片の長手方向中央部の表面応力が０．２％耐力の８０％の大きさになるようにアーチ曲げした状態で固定した。なお、表面応力は、表面応力（ＭＰａ）＝６Ｅｔδ／Ｌ０２（但し、Ｅは弾性係数（ＭＰａ）、ｔは試料の厚さ（ｍｍ）、δは試料のたわみ高さ（ｍｍ））により定められる。この状態の試験片を大気中において２００℃で１０００時間保持した後の曲げ癖から、応力緩和率（％）＝（Ｌ１−Ｌ２）×１００／（Ｌ１−Ｌ０）（但し、Ｌ０は治具の長さ、すなわち、試験中に固定されている試料端間の水平距離（ｍｍ）、Ｌ１は試験開始時の試料長さ（ｍｍ）、Ｌ２は試験後の試料端間の水平距離（ｍｍ））を用いて、応力緩和率を算出した。その結果、応力緩和率は、それぞれ２．４％（実施例１）、２．２％（実施例２）、２．８％（実施例３）、３．１％（実施例４）、２．２％（実施例５）、３．４％（実施例６）、３．３％（実施例７）、３．４％（実施例８）、３．６％（実施例９）、３．３％（実施例１０）、２．２％（実施例１１）、２．３％（実施例１２）であった。なお、応力緩和率が５％以下であれば、車載用コネクタとして使用しても高い耐久性を有すると評価され、合格と判定した。
【００９５】
銅合金板材の通常の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の曲げ試験片と長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（いずれも幅１０ｍｍ）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この試験後の試験片について、曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れが生じない最小曲げ半径Ｒを求め、この最小曲げ半径Ｒを銅合金板材の板厚ｔで除することによって、ＬＤとＴＤのそれぞれのＲ／ｔ値を求めた。ＬＤおよびＴＤのそれぞれ３個の試験片のうち、それぞれ最も悪い結果の試験片の結果を採用してＲ／ｔ値とした。その結果、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と０．５（実施例１、４、１１）、０．０と０．０(実施例２、３、６、７、８)、０．０と０．３（実施例５）、０．０と０．７（実施例９、１２）、０．０と０．８（実施例１０）であった。
【００９６】
銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤの短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図２および図３に示すように略台形の断面形状の凸部が上面に形成されたノッチ形成治具（凸部先端のフラット面の幅０．１ｍｍ、両側面角度４５°）１０を用いて、図３に示すように矢印Ａ方向に２０ｋＮの荷重を付与することにより、試料１２の全幅にわたって延びるノッチを形成した。なお、ノッチの方向（すなわち溝に対して平行な方向）は、試料の長手方向（矢印Ｂ方向）に対して垂直な方向であった。このようにして用意した３個のノッチ付き曲げ試験片１２’のそれぞれのノッチ１２’ａの深さを実測したところ、図４に模式的に示すノッチ１２’ａの深さδは、板厚ｔの１／４〜１／６程度であった。これらの３個のノッチ付き曲げ試験片１２’について、それぞれＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この９０°Ｗ曲げ試験は、下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用いて、ノッチ付き曲げ試験片１２’を、ノッチ形成面が下向きになり、下型の中央突起部先端がノッチ部分に合致するようにセットして行った。この試験後の３個の試験片について、それぞれ曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れの有無を判断することによって、最も悪い試験片の結果を採用して、銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価した。その結果、いずれの実施例でも、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められず、ノッチング後の曲げ加工性は良好であった。
【００９７】
［比較例１］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を２０％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、８００℃で１５０秒間の熱処理を行った。
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【００９８】
その結果、平均結晶粒径は５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．４２であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．６と４．４であった。また、導電率は１３．３％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１００１ＭＰａと９２８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は４．２％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と３．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【００９９】
［比較例２］
実施例２と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を２５％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例２と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、９５０℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１００】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１０１】
その結果、平均結晶粒径は１２μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３６であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．４と３．２であった。また、導電率は１２．６％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９９６ＭＰａと９０６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は３．９％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．０と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１０２】
［比較例３］
実施例３と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を０％、すなわち、熱間圧延終了温度を７００℃以上とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例３と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、８５０℃で１２０秒間の熱処理を行った。
【０１０３】
それぞれの比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１０４】
その結果、平均結晶粒径は１８μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３５であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と４．１であった。また、導電率は１２．７％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９６３ＭＰａと８９８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は４．２％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．５と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１０５】
［比較例４］
実施例４と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率をそれぞれ０％、すなわち、熱間圧延終了温度を７００℃以上とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例４と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、９５０℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１０６】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１０７】
その結果、平均結晶粒径は５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３３であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ００．７と３．８であった。また、導電率は１３．１％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１０１１ＭＰａと９５２ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は５．４％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と３．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１０８】
［比較例５］
実施例５と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を１５％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行い、時効後の最大硬さに対する時効後の硬さが１．００になるように時効時間を設定した以外は、実施例５と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、８５０℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１０９】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１１０】
その結果、平均結晶粒径は３μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．２８であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と４．３であった。また、導電率は１４．１％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９８６ＭＰａと９０８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は７．６％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と５．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１１１】
［比較例６］
溶製した銅合金を１．０８質量％のＴｉと０．１７質量％のＭｇと０．２０質量％のＺｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を４５％、溶体化処理前の冷間圧延率を９６％、溶体化処理後の冷間圧延率を５０％、仕上げ冷間圧延率を２０％とした以外は、実施例１〜１２と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、７５０℃で２０秒間の熱処理を行った。
【０１１２】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１１３】
その結果、平均結晶粒径は８μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３５であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と４．３であった。また、導電率は２２．５％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ８４２ＭＰａと７６８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は６．４％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．０と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１１４】
［比較例７］
溶製した銅合金を５．２２質量％のＴｉと０．１５質量％のＮｉと０．１５質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例では、Ｔｉ含有量が多過ぎたので、適正な溶体化条件を取れず、製造途中に割れが生じ、評価できる板材を製造することができなかった。
【０１１５】
［比較例８］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、溶体化処理時間を１０分間と長くした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、溶体化処理温度を９００℃とした。
【０１１６】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１１７】
その結果、平均結晶粒径は６２μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．０６であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ１．８と２．４であった。また、導電率は１２．７％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力は、それぞれ９２８ＭＰａと８５６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は２．０％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１１８】
［比較例９］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、溶体化処理温度を７００℃と低くして溶体化処理時間を１０分間と長くした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。
【０１１９】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２０】
その結果、平均結晶粒径は３μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．４８であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．２と６．１であった。また、導電率は１５．６％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１０２６ＭＰａと９４５ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は１１．６％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤのＲ／ｔは３．０であり、ＴＤのＲ／ｔは５．０でも割れた。また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１２１】
［比較例１０］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、仕上げ冷間圧延率を５５％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、９００℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１２２】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２３】
その結果、平均結晶粒径は８μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．０６であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．２と５．６であった。また、導電率は１２．４％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１１１４ＭＰａと１０５６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は６．４％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはいずれも５．０でも割れた。また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１２４】
［比較例１１］
市販の代表的なＣｕ−Ｔｉ系銅合金（Ｃ１９９−１／２Ｈ、板厚０．１５ｍｍ）の板材を用意し、これらの銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２５】
その結果、平均結晶粒径は７μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．２５であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．５と３．３であった。また、導電率は１３．１％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ８５４ＭＰａと７６６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は５．８％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．５と２．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１２６】
［比較例１２］
市販の代表的なＣｕ−Ｔｉ系銅合金（Ｃ１９９−ＥＨ、板厚０．１５ｍｍ）の板材を用意し、これらの銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２７】
その結果、平均結晶粒径は７μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．２８であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と３．９であった。また、導電率は１２．４％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９６２ＭＰａと９０２ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は６．２％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と４．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１２８】
これらの実施例および比較例の組成および製造条件をそれぞれ表１および表２に示し、組織および特性についての結果をそれぞれ表３および表４に示す。
【０１２９】
【表１】
【０１３０】
【表２】
【０１３１】
【表３】
【０１３２】
【表４】
【０１３３】
なお、表４の銅合金板材の通常の曲げ加工性の評価の欄では、Ｒ／ｔ＝５．０でも割れた場合に、それ以上の評価を行わないで、「破」と表示した。また、表４の銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価の欄では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」、曲げ加工部で破断したものを「破」と表示し、それぞれ３個の試験片のうち、最も悪い試験片の結果を採用して、「○」、「×」、「破」の評価を行い、○評価のものを合格と判定した。
【０１３４】
なお、実施例１において、溶体化処理前、８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織の光学顕微鏡写真をそれぞれ図５Ａ〜図５Ｄに示す。また、実施例１と同じ組成の銅合金を使用して、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を実施例１より低い２０％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例１と同様の処理を行った比較例１において、溶体化処理前、８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織の光学顕微鏡写真をそれぞれ図６Ａ〜図６Ｄに示す。図５Ａ〜図５Ｄに示すように、実施例１では、溶体化処理前の強圧延により、圧延後の結晶粒間の違い（結晶粒界）が認められず、溶体化処理における保持時間の変化によって平均結晶粒径が変化しながら均一な再結晶粒組織が得られた。一方、比較例１では、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行ったので、溶体化処理直前の冷間圧延の圧延率が低くなっており、溶体化処理中に圧延された結晶粒毎に再結晶粒の形成と生成の時間的なずれがあり、保持時間を調整しても均一な再結晶粒組織が得られなかった。
【０１３５】
また、表３および表４からわかるように、実施例１〜１２の銅合金板材はいずれも、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０およびＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有し、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であり、ＬＤおよびＴＤのいずれもＲ／ｔ値が１．０以下という優れた曲げ加工性を有する。また、実用的に重要なＬＤのノッチング後の曲げ加工性は、９０°Ｗ曲げ試験においてＲ／ｔ＝０の厳しい曲げを行ったにもかかわらず、割れが生じなかった。さらに、銅合金板材を車載用コネクタなどの使用する場合に重要になるＴＤの応力緩和率が５％以下という優れた耐応力緩和性も有する。
【０１３６】
一方、比較例１〜５では、実施例１〜５と同じ組成の銅合金を使用しているが、いずれも（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２８以上と高く、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、また、｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度が高くなっており、強度と曲げ加工性の間や、曲げ加工性と耐応力緩和性の間にトレードオフの関係が見られた。特に、ノッチング後の曲げ加工が不可能であった。
【０１３７】
また、比較例６では、使用した銅合金中のＴｉ含有量が低過ぎたことにより、析出物の生成が少なかったので、最大硬さになる条件で時効処理したにもかかわらず強度レベルが低くなっており、また、溶体化処理前の冷間圧延率を９５％以上に高くしたにもかかわらず｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度レベルが低かったにもかかわらず、ノッチング後の曲げ加工性が改善されなかった。また、比較例７では、Ｔｉ含有量が高過ぎたので、適正な溶体化条件を取れず、製造途中に割れが生じ、評価できる板材を作れなかった。
【０１３８】
また、比較例８では、溶体化処理時間が長過ぎたため、結晶粒が粗大化し、良好な曲げ加工性が得られなかった。また、比較例９では、溶体化処理温度が７００℃と低過ぎたため、再結晶自体が十分進行せずに混粒組織となり、引張強さ、曲げ加工性、耐応力緩和性の全てが悪くなった。
【０１３９】
比較例１０では、仕上げ圧延率が高過ぎて、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、逆に｛２２０｝を主方位成分とする結晶配向が強くなり過ぎて、強度は高いものの、ＢａｄＷａｙの曲げ加工性が著しく悪くなった。
【０１４０】
比較例１１および１２では、いずれも（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が高く、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度が高く、ほぼ同様の組成を有する実施例１の銅合金板材と比べて、強度、曲げ加工性、耐応力緩和性がいずれも劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【０１４１】
【図１】面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図である。
【図２】ノッチ形成治具の断面形状を模式的に示す図である。
【図３】ノッチングの方法を説明する図である。
【図４】ノッチ付き曲げ試験片のノッチ形成部付近の断面形状を模式的に示す図である。
【図５Ａ】実施例１において溶体化処理前の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図５Ｂ】実施例１において８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図５Ｃ】実施例１において８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図５Ｄ】実施例１において８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ａ】比較例１において溶体化処理前の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ｂ】比較例１において８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ｃ】比較例１において８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ｄ】比較例１において８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【符号の説明】
【０１４２】
１０ ノッチ形成治具
１２ 試料
１２’ ノッチ付き曲げ試験片
１２’ａ ノッチ
１００ コネクタ端子
１１０ パイロット部
１２０ 箱部
１２２ 圧着部
１２４ 箱曲げ部
１２６ バネ部
【技術分野】
【０００１】
本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、特に、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用される材料には、電気電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐えることができる高い強度が要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般に曲げ加工により成形されることから、その材料には、優れた曲げ加工性も要求される。さらに、コネクタなどの電気電子部品間の接触信頼性を確保するために、その材料には、接触圧力が時間とともに低下する現象（応力緩和）に対する耐久性、すなわち耐応力緩和性に優れていることも要求される。
【０００３】
近年、コネクタなどの電気電子部品は、高集積化、小型化および軽量化が進む傾向にあり、それに伴って、素材である銅や銅合金の板材には、薄肉化の要求が高まっている。そのため、素材に要求される強度のレベルは、一層厳しくなっており、具体的には、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９５０ＭＰａ以上の強度レベルが望まれている。
【０００４】
また、コネクタなどの電気電子部品の小型化や形状の複雑化に伴い、銅合金板材の曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させることが求められている。また、銅合金板材の曲げ加工性に対する要求は、曲げ部に割れが生じないだけではなく、曲げ加工品の形状や寸法精度を確保できることも重要である。さらに、銅合金板材の曲げ加工においてスプリングバックの問題がある。なお、スプリングバックとは、材料を加工後に金型から取り出したときに弾性的な変形の回復が起こり、金型の中で加工されていたときの形状とは一致しなくなる現象である。
【０００５】
特に、素材に要求される強度レベルが一層厳しくなるに伴い、スプリングバックの問題が顕在化し易くなる。例えば、箱形曲げ加工部を有するコネクタ端子では、スプリングバックによって端子の形状と寸法が狂って使用できなくなる場合もある。そのため、最近では、素材の曲げ加工を施す部位にノッチを付ける加工（ノッチング）を施し、その後、そのノッチに沿って曲げ加工を行う所謂ノッチング後曲げ加工法を適用することが多くなっている。しかし、このノッチング後曲げ加工法は、ノッチングによってノッチ部の近傍が加工硬化されるため、その後の曲げ加工において割れが生じ易くなる。そのため、ノッチング後曲げ加工法は、材料にとって非常に厳しい曲げ加工である。
【０００６】
さらに、コネクタなどの電気電子部品が過酷な環境で使用される場合が多くなるに従って、耐応力緩和性に対する要求も厳しくなっている。例えば、自動車用コネクタのように高温に曝される環境下で使用される場合には、耐応力緩和性が特に重要になる。なお、応力緩和とは、コネクタなどの電気電子部品を構成する素材のばね部の接触圧力が、常温では一定の状態に維持されても、比較的高温（例えば１００〜２００℃）の環境下では時間とともに低下するという、一種のクリープ現象である。すなわち、金属材料に応力が付与されている状態において、マトリックスを構成する原子の自己拡散や固溶原子の拡散によって転位が移動して、塑性変形が生じることにより、付与されている応力が緩和される現象である。
【０００７】
しかし、強度と曲げ加工性の間や、曲げ加工性と耐応力緩和性の間には、それぞれトレードオフの関係があるので、従来、このようなコネクタなどの通電部品に使用される材料として、用途に応じて強度、曲げ加工性または耐応力緩和性が良好な板材が適宜選択されて使用されている。
【０００８】
銅合金板材中でＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材に次いで高い強度を有し、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金板材より優れた耐応力緩和性を有し、コストと環境負荷の観点からＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材より有利な銅合金板材である。そのため、一部のＣｕ−Ｂｅ系銅合金板材の代替材として、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金（例えば、Ｃ１９９（Ｃｕ−３．２質量％Ｔｉ））板材がコネクタ材などに使用されている。しかし、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、高強度Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金（例えば、Ｃ１７２００）板材と比べて、同等な曲げ加工性を有する場合には強度が及ばず、同等な強度を有する場合には曲げ加工性が及ばないことが知られている。
【０００９】
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度を向上させる方法として、Ｔｉの添加量を増加する方法や、高質別材を選択する方法がある。しかし、Ｔｉの添加量を増加する方法では、Ｔｉ濃度が高過ぎる（例えば、Ｔｉ含有量が５質量％以上）と、熱間圧延や冷間圧延において割れが生じ易く、生産性が著しく低下してしまう。また、粗大な析出物が発生し易く、最終製品の板材は、強度が高いものの、曲げ加工性の低下によって、一般的な電気電子部品用材料として利用できなくなってしまう。一方、高質別材を選択する方法では、時効処理前後の圧延率を増大して強度を向上させるため、最終製品の板材は、強度が高いものの、異方性が生じてしまう。すわなち、圧延方向に平行な方向の曲げ加工性（曲げ軸が圧延面内において圧延方向に垂直な所謂ＧｏｏｄＷａｙの曲げ加工性）は比較的良好であるものの、圧延方向に垂直な方向の曲げ加工性（曲げ軸が圧延方向に平行な所謂ＢａｄＷａｙの曲げ加工性）が著しく悪くなることが知られている。
【００１０】
一般に、銅合金板材の曲げ加工性を改善するためには、結晶粒を微細化する方法が有効であり、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の場合も同様である。しかし、結晶粒径が小さくなるに従って単位体積当たりに存在する結晶粒界の面積が大きくなるため、結晶粒を微細化すると、クリープ現象の一種である応力緩和を助長する要因となってしまう。また、比較的高温環境で使用される板材では、原子の粒界に沿った拡散速度が粒内の拡散速度より著しく速いので、結晶粒を過度に微細化（例えば、５μｍ以下に微細化）すると、板材の本来の耐応力緩和性が低下するという問題がある。
【００１１】
特に、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材では、主に結晶粒内の変調構造（スピノーダル構造）の形態で析出物が存在し、再結晶粒の成長をピンニングする作用の第２相粒子の析出物が比較的少なく、溶体化処理過程中で再結晶粒の生成時間のずれにより、混粒組織を生じ易いという特徴があり、均一で微細な結晶粒を生成させるのが容易ではない。
【００１２】
近年、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の特性を改善する方法として、結晶粒の微細化や結晶方位（集合組織）を制御する方法が提案されている（例えば、特許文献１〜４参照）。
【００１３】
【特許文献１】特開２００２−３５６７２６号公報（段落番号００１４−００１６）
【特許文献２】特開２００４−２３１９８５号公報（段落番号０００７−００１５）
【特許文献３】特開２００６−２４１５７３号公報（段落番号０００６−００１０）
【特許文献４】特開２００６−２７４２８９号公報（段落番号０００７）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、Ｔｉは、母相内に周期的な濃度変動を有する変調構造（スピノーダル構造）と、第２相粒子であるＴｉとＣｕの金属間化合物（β相）の２種類の形態で存在する。変調構造は、Ｔｉ溶質原子濃度の連続的なゆらぎによって生成し、且つ母相と完全な整合性を保ちながら生成する構造である。このような変調構造のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、著しく硬化し、且つ延性（曲げ加工性）の損失が少ない。一方、β相は、通常の結晶粒内と粒界に点在する析出物であり、粗大化し易く、また、変調構造より硬化作用が極めて小さいにもかかわらず、板材の延性の損失が著しく大きい。
【００１５】
すなわち、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度と曲げ加工性を両立するために、変調構造を発達させ、β相の生成を抑制することが有効である。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の曲げ加工性のもう一つ重要な影響因子は結晶粒径であり、結晶粒径を小さくする程、曲げ変形歪を分散させ、曲げ加工性を向上させることができる。
【００１６】
しかし、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の結晶粒径は、最終溶体化工程の再結晶で決定され、再結晶粒の成長をピンニングする作用を有するβ相の生成を抑制すると、結晶粒が粗大化し易くなるという問題がある。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材には、溶体化処理中に再結晶粒の生成時間のずれによって混粒組織が生じ易いという特徴があり、均一で微細な結晶粒を生成させるのが容易ではないため、曲げ変形中に粒径が異なる組織の境界付近に割れが生じ易い。さらに、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度を向上させるために、時効処理前後の圧延率を増大すると、曲げ加工性の異方性が生じ易くなるという問題がある。
【００１７】
また、銅合金板材の結晶粒を微細化するための一般的な方法として、溶体化処理を合金組成の固溶線以下の温度域で行う方法がある。この方法によってＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材の結晶粒を微細化すると、Ｔｉの全量を固溶させるのではなく、ピンニングする作用を有するβ相としてＴｉの一部を残留させるので、結晶粒を微細化することができるものの、β相の残留によって、結晶粒の微細化による曲げ加工性の向上の効果が相殺されてしまう。
【００１８】
例えば、特許文献１の方法では、溶体化処理を合金組成の固溶線より１０〜６０℃低い温度域で行って、０．２％耐力が９００ＭＰａ程度のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を得ることができるが、そのＢａｄＷａｙ曲げの最小曲げ半径Ｒ／ｔが５程度に止まっている。
【００１９】
特許文献２の方法では、Ｃｕ−Ｔｉ合金にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどを添加することにより、ＴｉとＦｅなどの添加元素の金属間化合物を生成させ、β相の代わりに、これらの金属間化合物が再結晶粒界をピンニングして結晶粒を微細化しているが、Ｆｅなどの第３元素とＴｉとの金属間化合物の形成によって、Ｔｉの変調組織の発達が阻害されるという欠点があり、十分に特性を改善することができない。
【００２０】
特許文献３の方法では、強度と導電率を向上させるために｛２２０｝面と｛１１１｝面のＸ線回折強度比をＩ｛２２０｝／Ｉ｛１１１｝＞４にしている。このように｛２２０｝面を主方位成分とする圧延集合組織に調整することは、強度と導電率を向上させるのに有効であるが、｛２２０｝面が圧延集合組織であり、ＢａｄＷａｙの曲げ加工性が著しく低下することがわかった。
【００２１】
特許文献４の方法では、曲げ加工性を改善するために、｛１１１｝正極点図上において｛１１０｝＜１１５＞、｛１１０｝＜１１４＞、｛１１０｝＜１１３＞を含む４つの領域内でＸ線回折強度の極大値が５．０〜１５．０（但し、ランダム方位に対する強度比）になるように集合組織を制御し、また、このような集合組織を得るために、溶体化処理前の冷間圧延率を８５〜９７％にしている。このような集合組織は、典型的な合金型の圧延集合組織（｛１１０｝＜１１２＞〜｛１１０｝＜１００＞）であり、その｛１１１｝正極点図が７０／３０黄銅の｛１１１｝正極点図に類似している（例えば、丸善株式会社、日本金属学会編「金属データブック」改訂３版、３６１頁参照）。このように、従来の一般的な集合組織をベースに結晶方位分布を調整する方法では、曲げ加工性の大幅な改善は困難であり、特許文献４の方法では、０．２％耐力が８７０ＭＰａ程度のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を得ることができるが、その曲げ加工性Ｒ／ｔは１．６に止まっている。
【００２２】
また、銅合金板材にノッチング後曲げ加工法を採用することは、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるためには効果的である。しかし、特許文献１〜４の方法のように、結晶粒および集合組織を制御したＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材では、ノッチング後曲げ加工法によって割れが生じるのを防止することまでは考慮されておらず、ノッチング後の曲げ加工性が十分に改善されないことがわかった。
【００２３】
また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、スプリングバックにより曲げ加工品の形状や寸法精度を確保し難いという問題がある。スプリングバックを低減するためには、ノッチング後曲げ加工法が有効であるが、このノッチング後曲げ加工法は、ノッチングによってノッチ部の近傍を加工硬化させることから、その後の曲げ加工において割れが生じ易い。そのため、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材では、ノッチング後曲げ加工法を工業的に採用するには至っていないのが現状である。
【００２４】
さらに、上述したように結晶粒を微細化すると、曲げ加工性の向上にはある程度有効である反面、クリープ現象の一種である応力緩和の克服にはマイナス要因になる。このように、曲げ加工性を十分に向上させるのが難しい状況下で、さらに耐応力緩和性を向上させるのは困難であった。
【００２５】
したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２６】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金板材において、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径を５〜２５μｍにし、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径を０．２０以下にするとともに、その板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有するようにすることにより、高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を製造することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００２７】
すなわち、本発明による銅合金板材は、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有し、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、その板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする。
【００２８】
この銅合金板材は、その板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有するのが好ましい。
【００２９】
また、上記の銅合金板材が、１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有するのが好ましく、１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有するのが好ましい。
【００３０】
また、上記の銅合金板材の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であり、銅合金板材から長手方向が圧延方向ＬＤになるように切り出した試験片を曲げ軸を圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向ＴＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．０以下であるのが好ましい。
【００３１】
また、本発明による銅合金板材の製造方法は、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、必要に応じて１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じて１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造した後、９５０℃〜５００℃における熱間圧延として９５０℃〜７００℃で最初の圧延パスを行った後に７００℃未満〜５００℃で圧延率３０％以上の熱間圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行った後、７５０〜１０００℃の温度域で５秒〜５分間保持する溶体化処理を行い、次いで、圧延率０〜５０％で冷間圧延を行った後、３００〜５５０℃で時効処理を行い、その後、圧延率０〜３０％で仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することを特徴とする。
【００３２】
この銅合金板材の製造方法において、９５０℃〜７００℃の温度域における熱間圧延の圧延率を６０％以上にするのが好ましく、熱間圧延と溶体化処理の間の冷間圧延の圧延率９０％以上にするのが好ましい。
【００３３】
また、上記の銅合金板材の製造方法において、溶体化処理を、７５０〜１０００℃の温度域において上記の組成を有する銅合金の固溶線より３０℃以上高い温度で保持して熱処理することによって行い、この保持時間を、溶体化処理後の銅合金板材の平均結晶粒径が５〜２５μｍになるように調整するのが好ましい。また、上記の銅合金板材の製造方法において、上記の銅合金の組成で最大硬度が得られる時効温度をＴＭ（℃）、その最大硬度をＨＭ（ＨＶ）とすると、時効処理の時効温度を３００〜５５０℃においてＴＭ±１０℃の温度に設定し、時効処理の時効時間を時効処理後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間に調整するのが好ましい。さらに、仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行ってもよい。
【００３４】
さらに、本発明によるコネクタ端子は、上記の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする。
【００３５】
なお、本明細書中において、「最大結晶粒径」とは、銅合金板材の板面（圧延面）上で同一の形状および大きさの複数の領域を無作為に選び、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値をいい、例えば、銅合金板材の板面（圧延面）の光学顕微鏡写真上で２辺が圧延方向（ＬＤ）に平行で他の２辺が圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に平行な１００μｍ×１００μｍの正方形の１０個の視野を無作為に選び、それぞれの視野において、結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０をそれぞれＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって測定し、これらの平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０のうちの最大値をいう。また、「最小結晶粒径」とは、上記のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値をいい、例えば、上記のそれぞれの視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０のうちの最小値をいう。さらに、「平均結晶粒径」とは、上記のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値をいい、例えば、上記のそれぞれの視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０の平均値ｄＡＶＥ＝（ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０）／１０をいう。なお、上記のそれぞれの視野における結晶粒径は、それぞれの視野において、圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に延びる長さ１００μｍの線分によって完全に切られる結晶粒の切断長さをＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって測定することによって求めることができる。
【発明の効果】
【００３６】
本発明によれば、高強度を維持しながら、ノッチング後の曲げ加工性などの曲げ加工性に優れ且つ耐応力緩和性にも優れたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３７】
本発明による銅合金板材の実施の形態は、１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、必要に応じて１．５質量％以下のＮｉと１．０質量％以下のＣｏと０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じて１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金板材において、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍであり、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たし、さらに、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有する。
【００３８】
この銅合金板材において、特に、ＬＤ（圧延方向）の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験において割れが生じない最小曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔの値がＬＤおよびＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）のいずれも１．０以下になる曲げ加工性を備えるのが好ましい。
【００３９】
［合金組成］
本発明による銅合金板材は、ＣｕとＴｉを含むＣｕ−Ｔｉ系銅合金からなる板材、好ましくは、Ｃｕ−Ｔｉの２元素銅合金からなる板材であり、必要に応じて、少量のＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、その他の元素を含有してもよい。
【００４０】
Ｔｉは、Ｃｕマトリックスにおいて時効硬化作用が高い元素であり、銅合金板材の強度および耐応力緩和性の向上に寄与する。Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、溶体化処理によって過飽和固溶体を生成させ、より低温で時効を行うと、準安定相である変調構造（スピノーダル構造）が発達し、さらに時効を続けると、安定相（β相）が生成する。変調構造とは、通常の核生成および成長による析出物とは異なり、核生成を必要とせず、溶質原子濃度の連続的なゆらぎによって生成し且つ母相と完全な整合性を保ちながら生成する構造である。この変調構造の発達階段では、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材が著しく硬化し、且つ板材の延性の損失が少ない。一方、安定相（β相）は、通常の結晶粒内と粒界に点在する析出物であり、粗大化し易く、準安定相である変調構造より硬化作用が小さいにもかかわらず、板材の延性の損失が大きい。
【００４１】
したがって、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の強度を高めるためには、できるだけ準安定相によって高強度化を図り、安定相（β相）の生成を抑制するのが好ましい。Ｔｉ含有量が１．２質量％未満では、準安定相による強化作用を十分に引き出すことが難しい。一方、Ｔｉ含有量が５．０質量％を超えて過剰になると、安定相（β相）が生成し易く、熱間加工および冷間加工において割れが生じ易く、生産性の低下を招き易い。また、溶体化処理が可能な温度域が狭くなり、良好な特性を引き出すことが困難になる。したがって、Ｔｉ含有量は、１．２〜５．０質量％であるのが好ましく、２．０〜４．０質量％であるのがさらに好ましく、２．５〜３．５質量％であるのが最も好ましい。
【００４２】
Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅは、Ｔｉとの金属間化合物を形成して銅合金板材の強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じてこれらの１種以上を添加してもよい。特に、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の溶体化処理では、これらの金属間化合物が結晶粒の粗大化を抑制するので、より高温域における溶体化処理が可能になり、Ｔｉを十分に固溶させる上で有利になる。但し、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの含有量が過剰になると、金属間化合物の生成によって消費されるＴｉの量が多くなるので、固溶するＴｉの量が必然的に少なくなり、強度の低下を招き易くなる。したがって、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅを添加する場合は、Ｎｉ含有量を１．５質量％以下、Ｃｏ含有量を１．０質量％以下、Ｆｅ含有量を０．５質量％以下にするのが好ましく、Ｎｉ含有量を０．０５〜１．５質量％、Ｃｏ含有量を０．０５〜１．０質量％、Ｆｅ含有量を０．０５〜０．５０質量％にするのがさらに好ましく、Ｎｉ含有量を０．１〜１．０質量％、Ｃｏ含有量を０．１〜０．５質量％、Ｆｅ含有量を０．１〜０．３質量％にするのが最も好ましい。
【００４３】
Ｓｎは、銅合金板材の固溶強化作用と耐応力緩和性の向上作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｓｎ含有量が０．１質量％以上であるのが好ましい。但し、Ｓｎ含有量が１．０質量％を超えると、鋳造性と導電率が著しく低下してしまうので、銅合金板材がＳｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は、０．１〜１．０質量％であるのが好ましく、０．１〜０．５質量％であるのがさらに好ましい。
【００４４】
Ｚｎは、銅合金板材のはんだ付け性および強度を向上させる作用の他、鋳造性を改善させる作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｚｎ含有量が０．１質量％以上であるのが好ましい。また、銅合金板材がＺｎを含有する場合には、安価な黄銅スクラップを使用することができる。但し、Ｚｎ含有量が２．０質量％を超えると、導電性や耐応力腐食割れ性が低下し易いので、銅合金板材がＺｎを含有する場合には、０．１〜２．０質量％であるのが好ましく、０．３〜１．０質量％であるのがさらに好ましい。
【００４５】
Ｍｇは、銅合金板材の耐応力緩和性の向上作用と脱Ｓ作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには、Ｍｇ含有量が０．０１質量％以上であるのが好ましい。但し、Ｍｇは酸化され易い元素であり、Ｍｇ含有量が１．０質量％を超えると、鋳造性が著しく低下してしまうので、銅合金板材がＭｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は、０．０１〜１．０質量％であるのが好ましく、０．１〜０．５質量％であるのがさらに好ましい。
【００４６】
銅合金板材は、必要に応じて、その他の元素として、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅ、１．０質量％以下のミッシュメタルの１種以上を含有してもよい。例えば、ＺｒとＡｌは、Ｔｉとの金属間化合物を形成することができ、Ｓｉは、Ｔｉとの析出物を生成することができる。また、Ｃｒ、Ｚｒ、ＭｎおよびＶは、不可避的不純物として存在するＳやＰｂなどと高融点化合物を形成し易く、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒおよびミッシュメタル（Ｃｅ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｎｄ、Ｙなどを含む希土類元素の混合物）は、鋳造組織の微細化効果を有し、熱間加工性の改善に寄与し得る。さらに、ＡｇおよびＢｅは、導電率の大きな低下がなく強度を向上させる効果を有する。
【００４７】
銅合金板材がＺｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルの１種以上を含有する場合には、各元素の作用を十分に得るために、これらの元素の総量を０．０１質量％以上にするのが好ましい。但し、これらの元素を多量に含有すると、熱間加工性または冷間加工性に悪影響を与え、コスト的にも不利になる。したがって、Ｓｎ、ＺｎおよびＭｇと、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ａｇ、Ｂｅおよびミッシュメタルの合計の含有量は、３質量％以下であるのが好ましく、２質量％以下であるのがさらに好ましく、１質量％以下であるのがさらに好ましく、０．５質量％以下であるのが最も好ましい。
【００４８】
［平均結晶粒径］
平均結晶粒径が小さい程、曲げ加工性の向上に有利であるが、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、結晶粒の微細化に伴って、β相が残留し易くなるという問題がある。また、平均結晶粒径が小さ過ぎると、耐応力緩和性が悪くなり易い。平均結晶粒径は、５μｍ以上、好ましくは８μｍ以上であれば、銅合金板材を車載用コネクタに使用する場合でも満足できるレベルの耐応力緩和性を確保し易く、１０μｍ以上であるのがさらに好ましい。但し、平均結晶粒径が大きくなり過ぎると曲げ部の表面が肌荒に（粗く）なり易く、曲げ加工性を低下させる場合がある。したがって、平均結晶粒径は、２５μｍ以下であるのが好ましく、２０μｍ以下であるのがさらに好ましく、１５μｍ以下であるのが最も好ましい。最終的な平均結晶粒径は、溶体化処理後の段階における結晶粒径によってほぼ決定される。したがって、平均結晶粒径の制御は、溶体化処理条件の調整によって行うことができる。
【００４９】
［結晶粒径分布］
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金は、溶体化処理中の再結晶粒の生成時間のずれにより、混粒組織を生じ易いという特徴があり、曲げ変形中に粒径が異なる組織の境界付近に割れが生じ易い。そのため、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、結晶粒径の均一性を示す（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は、０．２０以下であるのが好ましく、０．１５以下であるのがさらに好ましい。
【００５０】
［集合組織］
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の板面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成されており、他の結晶面からのＸ線回折強度は、これらの結晶面からのＸ線回折強度に比べて非常に小さい。また、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｔｉ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を製造することができる。また、この集合組織が強く発達している程、以下のように曲げ加工性の向上に有利になることがわかった。
【００５１】
結晶のある方向に外力が加えられたときの塑性変形（すべり）の生じ易さを示す指標としてシュミット因子がある。結晶に加えられる外力の方向とすべり面の法線とのなす角度をφ、結晶に加えられる外力の方向とすべり方向とのなす角度をλとすると、シュミット因子はｃｏｓφ・ｃｏｓλで表され、その値は０．５以下の範囲をとる。シュミット因子が大きい程（すなわち０．５に近い程）、すべり方向へのせん断応力が大きいことを意味する。したがって、ある結晶にある方向から外力を付与したとき、シュミット因子が大きい程（すなわち０．５に近い程）、その結晶は変形し易いことになる。Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の結晶構造は面心立方（ｆｃｃ）であるが、面心立方晶のすべり系は、すべり面｛１１１｝、すべり方向＜１１０＞であり、実際の結晶においても、シュミット因子が大きい程、変形し易く加工硬化も小さくなることが知られている。
【００５２】
面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図を図１に示す。図１に示すように、＜１２０＞方向のシュミット因子は０．４９０であり、０．５に近い。すなわち、＜１２０＞方向に外力が付与されると、面心立方晶は非常に変形し易い。その他の方向のシュミット因子は、＜１００＞方向が０．４０８、＜１１３＞方向が０．４４５、＜１１０＞方向が０．４０８、＜１１２＞方向が０．４０８、＜１１１＞方向が０．２７２である。
【００５３】
また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、｛４２０｝面、すなわち｛２１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い集合組織を意味する。主方位面が｛２１０｝面である結晶では、板面に垂直な方向（ＮＤ）が＜１２０＞方向であり、そのシュミット因子は０．５に近いので、ＮＤへの変形は非常に容易であり、加工硬化の程度も小さい。一方、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な圧延集合組織は、｛２２０｝を主方位成分とし、この場合、｛２２０｝面、すなわち｛１１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い。主方位面が｛１１０｝面である結晶は、ＮＤが＜１１０＞方向であり、そのシュミット因子は０．４程度であるから、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比べて、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な再結晶集合組織は、｛３１１｝を主方位成分とする。主方位面が｛３１１｝面である結晶は、ＮＤが＜１１３＞方向であり、そのシュミット因子は０．４５程度であるので、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比べると、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。
【００５４】
ノッチング後曲げ加工法においては、ＮＤへの変形における加工硬化の程度が極めて重要である。ノッチングはＮＤへの変形であり、ノッチングによって板厚が減少した部分の加工硬化の程度が、その後、ノッチに沿って曲げた場合の曲げ加工性を大きく支配するからである。銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｔｉ系銅合金の圧延集合組織または再結晶集合組織と比べて、ノッチングによる加工硬化の程度が小さくなり、これによってノッチング後の曲げ加工性を顕著に向上させる。
【００５５】
また、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、主方位面が｛２１０｝面である結晶では、板面内、すなわち｛２１０｝面内に、別の＜１２０＞方向と＜１００＞方向があり、これらは互いに直交する。実際には、ＬＤが＜１００＞方向、ＴＤが＜１２０＞方向である。具体的な結晶方向で例示すると、例えば、主方位面が（１２０）面である結晶では、ＬＤが［００１］方向、ＴＤが［−２、１、０］方向である。このような結晶のシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．４９０である。これに対し、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な圧延集合組織では、主方位面が｛１１０｝面、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１１＞方向であり、板面内のシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．２７２になる。また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の一般的な再結晶集合組織では主方位面が｛１１３｝面、ＬＤが＜１１２＞方向、ＴＤが＜１１０＞方向であり、板面内のシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．４０８になる。このように、ＬＤおよびＴＤのシュミット因子を見ると、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｔｉ系銅合金の圧延集合組織あるいは再結晶集合組織と比べて、板面内における変形が容易であるといえる。この点も、ノッチング後の曲げ加工における割れを防止する上で有利に作用していると考えられる。
【００５６】
また、金属板の曲げ加工では、各結晶粒の結晶方位が異なるので、一様に変形するのではなく、曲げ加工時に変形し易い結晶粒と変形し難い結晶粒が存在する。曲げ加工の程度が増大するに伴って、変形し易い結晶粒が優先的に変形し、金属板の曲げ部の表面には、結晶粒間における不均一な変形に起因して微小の凹凸が生じ、これがしわに発展して、場合によっては割れ（破壊）に至る。上述したようにＩ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような集合組織を有する金属板は、従来の集合組織の金属板と比べて、各結晶粒がＮＤに変形し易く、板面内にも変形し易くなっている。これにより、特に結晶粒を微細化しなくても、ノッチング後の曲げ加工性および通常の曲げ加工性を顕著に向上させることができると考えられる。
【００５７】
このような結晶配向は、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす。面心立方晶のＸ線回折パターンでは、｛４２０｝面の反射は生じるが、｛２１０｝面の反射は生じないので、｛２１０｝面の結晶配向は、｛４２０｝面の反射によって評価される。
【００５８】
また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、溶体化処理による再結晶集合組織として形成される。しかし、銅合金板材を高強度化するためには、溶体化処理後に冷間圧延するのが好ましい。この冷間圧延率が増加するに伴って、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。｛２２０｝方位密度の増大に伴って、｛４２０｝方位密度は減少するが、｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を維持するように、冷間圧延率を調整すればよい。しかし、｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達し過ぎると、加工性が低下する場合があるので、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たすことが好ましい。また、強度と曲げ加工性の両方をさらに向上させるためには、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦３．０を満たすのが好ましい。
【００５９】
このような特異な結晶配向を有する銅合金板材では、この銅合金板材に特有な高強度が維持されるとともに、曲げ加工性を向上させるために結晶粒を極度に微細化する必要がなくなり、Ｔｉの添加による耐応力緩和性を向上させる作用を十分に発揮させることができる。
【００６０】
［特性］
Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材を用いたコネクタなどの電気電子部品をさらに小型化および薄肉化するためには、０．２％耐力は、好ましくは８５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上、最も好ましくは９５０ＭＰａ以上の強度レベルである。上述した化学組成を満たす銅合金原料から後述する製造方法によって、この強度特性を有する銅合金板材を製造することができる。
【００６１】
また、銅合金板材の通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが、１．０以下であるのが好ましく、０．５以下であるのがさらに好ましい。また、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるために、ＬＤのノッチング後の曲げ加工性の評価として、Ｒ／ｔが０であること、すなわち、割れが認められないのが好ましい。なお、ＬＤの曲げ加工性は、ＬＤが長手方向になるように切り出した試験片で評価される曲げ加工性（ノッチング後の曲げ加工性の場合も同じ）であり、その試験における曲げ軸はＴＤになる。同様に、ＴＤの曲げ加工性は、ＴＤが長手方向になるように切り出した験片で評価される曲げ加工性であり、その試験における曲げ軸はＬＤになる。
【００６２】
また、耐応力緩和性については、銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合は、ＴＤの耐応力緩和性が特に重要であるため、長手方向がＴＤである試験片を用いた応力緩和率によって応力緩和性を評価するのが好ましい。応力緩和性の評価方法として、２００℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率が５％以下であるのが好ましく、３％以下であるのがさらに好ましい。
【００６３】
［製造方法］
上述したような銅合金板材は、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によって製造することができる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態は、上述した組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９５０℃〜７００℃で最初の圧延パスを行い、７００℃未満〜５００℃で圧延率３０％以上の圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率８５％以上で冷間圧延を行う第１の冷間圧延工程と、この第１の冷間圧延工程の後に、７５０〜１０００℃で５秒〜５分間保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、この溶体化処理工程の後に、圧縮率０〜５０％で冷間圧延を行う第２の冷間圧延工程と、この第２の冷間圧延工程の後に、３００〜５５０℃で時効処理を行う時効処理工程と、この時効処理工程の後に、圧延率０〜３０％の仕上げ冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程と、この仕上げ冷間圧延工程の後に、必要に応じて１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行う低温焼鈍工程とを備えている。以下、これらの工程について詳細に説明する。なお、熱間圧延後には、必要に応じて面削、酸洗などを行い、各熱処理後には、必要に応じて酸洗、研磨、脱脂を行ってもよい。
【００６４】
（溶解・鋳造工程）
銅合金の原料を溶解した後、連続鋳造や半連続鋳造などにより鋳片を製造する。なお、Ｔｉの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気中または真空溶解炉で原料を溶解するのがよい。また、鋳造後には、必要に応じて均熱処理（または熱間鍛造）を行ってもよい。
【００６５】
（熱間圧延工程）
通常、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の熱間圧延は、圧延途中で析出物が生成しないようにするため、７００℃以上、好ましくは７５０℃以上の高温域で行い、この圧延終了後に急冷する。しかし、このような一般的な熱間圧延条件では、本発明による銅合金板材のように均一な結晶粒組織および特異な集合組織を有する銅合金板材を製造することは困難である。すなわち、このような一般的な熱間圧延条件では、後工程の条件を広範囲に変化させても、変動係数ＣＶ＜０．４５の均一な結晶粒を有し、｛４２０｝を主方位方向に有する銅合金板材を製造することは困難である。そのため、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスを行い、７００℃未満〜５００℃の温度域で圧延率３０％以上の圧延を行う。
【００６６】
鋳片を熱間圧延する際に、再結晶が生じ易い７００℃以上の高温域で最初の圧延パスを行うことによって、鋳造組織を破壊し、成分と組織の均一化を図ることができる。しかし、９５０℃を超えると、合金成分の偏析箇所など、融点が低下している部分で割れが生じない温度域にする必要がある。したがって、熱間圧延工程中における完全な再結晶が確実に生じるようにするためには、９５０℃〜７００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行うのが好ましく、これによって組織の均一化が一層促進される。なお、１パスで圧延率６０％を得るためには大きな圧延荷重が必要であるので、多パスに分けてトータル６０％以上の圧延率を確保してもよい。また、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、熱間圧延工程において、圧延歪が生じ易い７００℃未満〜５００℃の温度域で３０％以上の圧延率を確保する。このようにして、一部の析出物を生成させ、後工程の冷間圧延と溶体化処理の組み合わせによって、均一な粒径を有する結晶粒組織および｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が形成され易くなる。なお、この際も７００℃未満〜５００℃の温度域で複数パスの圧延を行うことができる。また、この温度域で４０％以上の圧延率にするのが好ましい。熱間圧延の最終パス温度は、６００℃以下にするのが好ましい。熱間圧延におけるトータルの圧延率は８０〜９７％程度にすればよい。
【００６７】
なお、ある温度域における圧延率ε（％）は、その温度域で連続して行われる圧延パスのうち、最初の圧延パスの前の鋳片の板厚をｔ０（ｍｍ）、最後の圧延パス終了後の鋳片の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、ε＝（ｔ０−ｔ１）×１００／ｔ０によって算出される。例えば、最初の圧延パスに供する鋳片の板厚が１２０ｍｍであり、７００℃以上の温度域で圧延を行って、７００℃以上の温度で行われた最後の圧延パス終了時に板厚が３０ｍｍになり、引き続いて圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを７００℃未満〜４００℃の範囲で行い、最終的に板厚１０ｍｍの熱間圧延材を得たとする。この場合、７００℃以上の温度域で行われた圧延の圧延率は、（１２０−３０）×１００／１２０＝７５（％）、７００℃未満〜４００℃の温度域における圧延率は、（３０−１０）×１００／３０＝６６．７（％）になり、熱間圧延におけるトータルの圧延率は、（１２０−１０）×１００／１２０＝９１．７（％）になる。
【００６８】
（第１の冷間圧延工程）
溶体化処理前に行う冷間圧延工程では、圧延率を８５％以上にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。このような高い圧延率で加工された材料に対し、次工程で溶体化処理を行うことにより、高い圧延率で導入される歪が再結晶の核として機能し、均一な結晶粒径を有する結晶粒組織を得ることができるとともに、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成することができる。特に、再結晶集合組織は、再結晶前の冷間圧延率に大きく依存する。具体的には、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向は、冷間圧延率が６０％以下では殆ど生成せず、冷間圧延率が約６０〜８０％の領域では冷間圧延率の増加に伴って漸増し、冷間圧延率が約８５％を超えると急激な増加に転じる。｛４２０｝方位が十分に優勢な結晶配向を得るためには、８５％以上の冷間圧延率にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。なお、冷間圧延率の上限は、ミルパワーなどにより必然的に制約を受けるので、特に規定する必要はないが、エッジ割れなどを防止する観点から、９９％程度以下で良好な結果を得ることができる。
【００６９】
なお、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、通常の銅合金板材の製造方法で行われているように、熱間圧延後で溶体化処理前に中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで１回ないし複数回の冷間圧延が行われると、溶体化処理直前の冷間圧延の圧延率が低くなって、溶体化処理によって形成される結晶粒組織の粒径の変動係数が大きくなってしまい、また、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が著しく弱化してしまうので、そのような冷間圧延を行わない。
【００７０】
（溶体化処理工程）
通常の銅合金板材の製造方法では、溶体化処理は、溶質元素のマトリックス中への再固溶と再結晶化のために行われるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、さらに｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成するためにも行われる。この溶体化処理は、銅合金組成の固溶線（平衡状態図から確定される固溶線）より３０℃以上高い温度で行うことが必要であり、温度が低過ぎるとβ相の固溶も不十分になる。一方、温度が高過ぎると結晶粒が粗大化してしまう。いずれの場合も、最終的に曲げ加工性の優れた高強度の銅合金板材を得ることが困難になる。そのため、溶体化処理の温度が固溶線より５０〜１００℃高い温度範囲であるのが好ましい。
【００７１】
また、この溶体化処理は、再結晶粒の平均粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が５〜２５μｍになるように、好ましくは８〜２０μｍになるように、７５０〜１０００℃の温度域の加熱炉で保持時間を設定して熱処理を行うのが好ましい。再結晶粒の粒径が微細になり過ぎると、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が弱くなり、また、耐応力緩和性を向上させる上でも不利になる。一方、再結晶粒の粒径が粗大になり過ぎると、曲げ加工部の表面が肌荒に（粗く）なり易い。なお、再結晶粒の粒径は、溶体化処理前の冷間圧延率や化学組成によって変動するが、それぞれの合金について予め実験により溶体化処理ヒートパターンと平均結晶粒径との関係を求めておくことにより、７５０〜１０００℃の温度域の保持時間を設定することができる。具体的には、本発明による銅合金板材の化学組成では、７５０〜１０００℃の温度で５秒〜５分間保持する加熱条件において適正な条件を設定することができる。
【００７２】
（第２の冷間圧延工程）
続いて、０〜５０％の圧延率で冷間圧延を行う。この段階における冷間圧延は、その後の時効処理中の析出を促進する効果があり、これによって導電率や硬さなどの必要な特性を引き出すための時効温度を低下させ、あるいは、時効時間を短くすることができる。
【００７３】
この冷間圧延によって｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達していくが、５０％以下の冷間圧延率の範囲では、｛４２０｝面が板面に平行な結晶粒も未だ十分に残存している。この段階の冷間圧延は、圧延率５０％以下で行う必要があり、圧延率０〜４０％で行うのが好ましい。圧延率が高過ぎると、｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たすような理想的な結晶配向が得られ難くなる。なお、圧延率が０％である場合は、溶体化処理後に第２の冷間圧延を行わず、直接時効処理を行うことを意味する。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、生産性を向上させるために、この第２の冷間圧延工程を省略してもよい。
【００７４】
（時効処理工程）
時効処理工程では、銅合金板材の導電性と強度を向上させるために有効な条件の中で、あまり温度を上げ過ぎないようにする。時効処理温度が高くなり過ぎると、溶体化処理によって発達させた｛４２０｝を優先方位とする結晶配向が弱められ、結果的に十分な曲げ加工性の改善効果が得られない場合がある。具体的には材温が３００〜５５０℃になる温度で行うのが好ましく、３５０〜５００℃になる温度がさらに好ましい。時効処理時間は、６０〜６００分間程度の範囲で設定することができる。時効処理中に表面酸化膜を極力抑制するために、時効処理を水素、窒素またはアルゴン雰囲気中で行ってもよい。
【００７５】
また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では、安定相（β相）の生成を極力回避するのが好ましい。そのため、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の組成で最大硬度が得られる時効温度をＴＭ（℃）、その最大硬さをＨＭ（ＨＶ）とすると、時効処理工程において時効温度を３００〜５５０℃の範囲内で且つＴＭ±１０℃の温度とし、時効時間を時効後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間にするのが好ましい。最大硬度が得られる時効温度ＴＭ（℃）、およびその最大硬さＨＭ（ＨＶ）は、予備実験により把握しておくことができる。本発明による銅合金板材の組成範囲であれば、通常、２４時間以内の時効時間で最大硬度に到達する。
【００７６】
なお、強度レベルの要求があまり高くない場合（例えば、０．２％耐力が９００ＭＰａ程度）には、以下の仕上げ冷間圧延工程と低温焼鈍工程を省略することができる。
【００７７】
（仕上げ冷間圧延工程）
仕上げ冷間圧延は、強度レベル（特に０．２％耐力）を向上させる効果が極めて高い。仕上げ冷間圧延の圧延率が低過ぎると、十分な強度が得られない可能性があるが、圧延率の増大に伴って、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。一方、仕上げ冷間圧延の圧延率が高過ぎると、｛２２０｝方位の圧延集合組織が相対的に優勢になり過ぎて、強度とＢａｄＷａｙの曲げ加工性を高レベルで両立した結晶配向を実現することができない。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、仕上げ冷間圧延の圧延率を０〜３０％にするのが好ましく、１０〜２０％にするのがさらに好ましい。この仕上げ冷間圧延によって、｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を維持することができる。なお、圧延率が０％である場合は、この冷間圧延が行われないことを意味する。
【００７８】
最終的な板厚は、０．０５〜１．０ｍｍ程度にするのが好ましく、０．０８〜０．５ｍｍにするのがさらに好ましい。
【００７９】
（低温焼鈍工程）
仕上げ冷間圧延後には、銅合金板材の残留応力の低減や曲げ加工性の向上、空孔やすべり面上の転位の低減による耐応力緩和性の向上のために、低温焼鈍を行ってもよい。特に、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の場合、適正な温度範囲内における低温焼鈍により、低温焼鈍硬化の効果がある。この低温焼鈍の加熱温度は、材温が１５０〜４５０℃になるように設定するのが好ましい。この低温焼鈍により、強度、導電率、曲げ加工性および耐応力緩和性を同時に向上させることができる。この加熱温度が高過ぎると、短時間で軟化し、バッチ式でも連続式でも特性のバラツキが生じ易くなる。一方、加熱温度が低過ぎると、上記の特性の改善効果が十分に得られない。上記の温度における保持時間は、５秒以上にするのが好ましく、通常１時間以内で良好な結果が得られる。
【実施例】
【００８０】
以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。
【００８１】
［実施例１〜１２］
３．１８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、４．０８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、３．５８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、４．６４質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、２．８６質量％のＴｉと０．１２質量％のＣｏと０．２２質量％のＮｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、２．３２質量％のＴｉと０．１４質量％のＦｅと０．１１質量％のＳｎと０．３６質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、１．９３質量％のＴｉと０．５４質量％のＮｉと０．０８質量％のＳｎと０．１０質量％のＭｇと０．１１質量％のＺｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、１．５５質量％のＴｉと０．１２質量％のＮｉと０．２１質量％のＣｒと０．０３質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）、３．２０質量％のＴｉと０．１４質量％のＡｌと０．０３質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例９）、３．０６質量％のＴｉと０．１２質量％のＶと０．０６質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１０）、３．１４質量％のＴｉと０．１２質量％のＡｇと０．０６質量％のＢｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１１）、３．３５質量％のＴｉと０．２４質量％のミッシュメタルを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１２）、をそれぞれ溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造して、それぞれ厚さ６０ｍｍの鋳片を得た。
【００８２】
それぞれの鋳片を９５０℃に加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、７５０℃以上の温度域における圧延率が６０％以上になり且つ７００℃未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。なお、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率をそれぞれ４２％（実施例１）、３５％（実施例２）、３２％（実施例３）、３０％（実施例４）、５０％（実施例５）、５７％（実施例６）、５０％（実施例７）、５５％（実施例８）、４５％（実施例９）、４０％（実施例１０）、４０％（実施例１１）、４０％（実施例１２）とし、熱間圧延の最終パス温度は６００℃〜５００℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９５％であった。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。
【００８３】
次いで、それぞれ圧延率９８％（実施例１）、９２％（実施例２）、９５％（実施例３）、９０％（実施例４）、９０％（実施例５）、９６％（実施例６）、９８％（実施例７）、９６％（実施例８）、９６％（実施例９）、９５％（実施例１０）、８６％（実施例１１）、９２％（実施例１２）で冷間圧延を行った後、溶体化処理を行った。この溶体化処理では、各実施例の溶体化処理後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が５〜２５μｍになるように、各々の合金組成に応じて７５０〜１０００℃の温度域で各々の合金組成の固溶線より３０℃以上高い温度に設定し、保持時間を５秒〜５分間の範囲で調整して熱処理を行った。具体的には、９００℃で１５秒間（実施例１）、９５０℃で１５秒間（実施例２）、９００℃で２５秒間（実施例３）、１０００℃で１５秒間（実施例４）、８５０℃で２０秒間（実施例５）、８５０℃で１５秒間（実施例６）、８３０℃で１５秒間（実施例７）、８５０℃で８秒間（実施例８）、９００℃で１８秒間（実施例９）、９００℃で２０秒間（実施例１０）、９００℃で２５秒間（実施例１１）、９００℃で２０秒間（実施例１２）の熱処理を行った。
【００８４】
次いで、溶体化処理後の板材に対して、それぞれ圧延率１５％（実施例１）、２０％（実施例２）、０％（実施例３）、２５％（実施例４）、１５％（実施例５）、４５％（実施例６）、２０％（実施例７）、２０％（実施例８）、１５％（実施例９）、０％（実施例１０）、０％（実施例１１）、０％（実施例１２）で冷間圧延を行った
【００８５】
このようにして得られた板材について、予備実験として３００〜５５０℃の温度範囲で最大２４時間までの時効処理実験を行って、合金組成に応じて最大硬さになる時効処理条件（時効温度ＴＭ（℃）、時効時間ｔＭ（分）、最大硬さＨＭ（ＨＶ））を把握した。そして、時効温度をＴＭ±１０℃の範囲内の温度に設定するとともに、時効時間をｔＭより短い時間であり且つ時効後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間に設定した。
【００８６】
次に、時効処理後の板材に対して、それぞれ圧延率１０％（実施例１）、０％（実施例２）、１２％（実施例３）、０％（実施例４）、１５％（実施例５）、０％（実施例６）、２５％（実施例７）、３０％（実施例８）、１５％（実施例９）、２５％（実施例１０）、１０％（実施例１１）、１５％（実施例１２）で仕上げ冷間圧延を行った後、４５０℃の焼鈍炉内で１分間保持する低温焼鈍を行った。
【００８７】
このようにして実施例１〜１２の銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を０．１５ｍｍに揃えた。
【００８８】
次に、これらの実施例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率を以下のように調べた。
【００８９】
結晶粒組織の平均結晶粒径は、銅合金板材の板面（圧延面）を研磨した後にエッチングし、その面の光学顕微鏡写真上で２辺が圧延方向（ＬＤ）に平行で他の２辺が圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に平行な１００μｍ×１００μｍの正方形の１０個の視野を無作為に選び、それぞれの視野において、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法によって結晶粒径を測定し、各々の視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０を算出し、これらの結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０の平均値ｄＡＶＥ＝（ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０）／１０として算出した。なお、結晶粒は、溶体化処理後の圧延によって圧延方向に延びるが、溶体化処理後に圧延した後の結晶粒の圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）の長さは、溶体化処理後の結晶粒のＴＤの長さとほぼ同じであるため、結晶粒径の測定は、圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）の結晶粒の長さを測定することによって行った。その結果、平均結晶粒径は、それぞれ８μｍ（実施例１）、１２μｍ（実施例２）、１６μｍ（実施例３）、６μｍ（実施例４）、１８μｍ（実施例５）、１５μｍ（実施例６）、１０μｍ（実施例７）、１４μｍ（実施例８）、１１μｍ（実施例９）、１２μｍ（実施例１０）、１６μｍ（実施例１１）、１２μｍ（実施例１２）であった。
【００９０】
また、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は、各々の視野における結晶粒径の平均値ｄ１、ｄ２、…、ｄ１０の最大値を最大結晶粒径ｄｍａｘ、最小値を最小結晶粒径ｄｍｉｎとし、（ｄｍａｘ−ｄｍｉｎ）／ｄＡＶＥとして算出した。その結果、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は、それぞれ０．０６（実施例１）、０．０８（実施例２）、０．０９（実施例３）、０．１２（実施例４）、０．０８（実施例５）、０．０５（実施例６）、０．０７（実施例７）、０．１０（実施例８）、０．１４（実施例９）、０．１１（実施例１０）、０．０９（実施例１１）、０．０６（実施例１２）であった。
【００９１】
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、銅合金板材の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を用意し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧４０ｋＶ、管電流３０ｍＡの条件で、試料の研磨仕上げ面について｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛２２０｝を測定することによって行った。一方、同じＸ線回折装置を用いて、同じ測定条件で、純銅標準粉末の｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ０｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ０｛２２０｝も測定した。これらの測定値を用いて、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝と、Ｘ線回折強度比Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝を求めた。その結果、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝は、それぞれ１．３と２．８（実施例１）、１．６と２．６（実施例２）、１．５と２．７（実施例３）、２．０と２．６（実施例４）、１．４と３．２（実施例５）、２．０と２．６（実施例６）、１．５と２．８（実施例７）、１．４と２．６（実施例８）、１．２と３．２（実施例９）、１．１と３．６（実施例１０）、１．６と２．５（実施例１１）、１．４と２．７（実施例１２）であった。
【００９２】
銅合金板材の導電率は、ＪＩＳ Ｈ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。その結果、導電率は、それぞれ１３．２％ＩＡＣＳ（実施例１）、１２．２％ＩＡＣＳ（実施例２）、１２．４％ＩＡＣＳ（実施例３）、１３．０％ＩＡＣＳ（実施例４）、１３．６％ＩＡＣＳ（実施例５）、１４．５％ＩＡＣＳ（実施例６）、１５．１％ＩＡＣＳ（実施例７）、１６．２％ＩＡＣＳ（実施例８）、１２．４％ＩＡＣＳ（実施例９）、１２．６％ＩＡＣＳ（実施例１０）、１３．１％ＩＡＣＳ（実施例１１）、１２．８％ＩＡＣＳ（実施例１２）であった。
【００９３】
銅合金板材の機械的特性としての引張強さとして、銅合金板材のＬＤ（圧延方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によってＬＤの引張強さと０．２％耐力を求めた。その結果、ＬＤの引張強さと０．２％耐力は、それぞれ１００５ＭＰａと９３５ＭＰａ（実施例１）、１０１６ＭＰａと９１５ＭＰａ（実施例２）、９７６ＭＰａと９０５ＭＰａ（実施例３）、１０２５ＭＰａと９４６ＭＰａ（実施例４）、９８０ＭＰａと９１２ＭＰａ(実施例５)、９８６ＭＰａと８８８ＭＰａ（実施例６）、９６８ＭＰａと８９２ＭＰａ（実施例７）、９７６ＭＰａと９６５ＭＰａ（実施例８）、１０２５ＭＰａと９５５ＭＰａ（実施例９）、１０３６ＭＰａと９７０ＭＰａ（実施例１０）、１０２５ＭＰａと９５５ＭＰａ（実施例１１）、１０３４ＭＰａと９６７ＭＰａ（実施例１２）であった。
【００９４】
銅合金板材の応力緩和性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、試験片の長手方向中央部の表面応力が０．２％耐力の８０％の大きさになるようにアーチ曲げした状態で固定した。なお、表面応力は、表面応力（ＭＰａ）＝６Ｅｔδ／Ｌ０２（但し、Ｅは弾性係数（ＭＰａ）、ｔは試料の厚さ（ｍｍ）、δは試料のたわみ高さ（ｍｍ））により定められる。この状態の試験片を大気中において２００℃で１０００時間保持した後の曲げ癖から、応力緩和率（％）＝（Ｌ１−Ｌ２）×１００／（Ｌ１−Ｌ０）（但し、Ｌ０は治具の長さ、すなわち、試験中に固定されている試料端間の水平距離（ｍｍ）、Ｌ１は試験開始時の試料長さ（ｍｍ）、Ｌ２は試験後の試料端間の水平距離（ｍｍ））を用いて、応力緩和率を算出した。その結果、応力緩和率は、それぞれ２．４％（実施例１）、２．２％（実施例２）、２．８％（実施例３）、３．１％（実施例４）、２．２％（実施例５）、３．４％（実施例６）、３．３％（実施例７）、３．４％（実施例８）、３．６％（実施例９）、３．３％（実施例１０）、２．２％（実施例１１）、２．３％（実施例１２）であった。なお、応力緩和率が５％以下であれば、車載用コネクタとして使用しても高い耐久性を有すると評価され、合格と判定した。
【００９５】
銅合金板材の通常の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の曲げ試験片と長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（いずれも幅１０ｍｍ）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この試験後の試験片について、曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れが生じない最小曲げ半径Ｒを求め、この最小曲げ半径Ｒを銅合金板材の板厚ｔで除することによって、ＬＤとＴＤのそれぞれのＲ／ｔ値を求めた。ＬＤおよびＴＤのそれぞれ３個の試験片のうち、それぞれ最も悪い結果の試験片の結果を採用してＲ／ｔ値とした。その結果、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と０．５（実施例１、４、１１）、０．０と０．０(実施例２、３、６、７、８)、０．０と０．３（実施例５）、０．０と０．７（実施例９、１２）、０．０と０．８（実施例１０）であった。
【００９６】
銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤの短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図２および図３に示すように略台形の断面形状の凸部が上面に形成されたノッチ形成治具（凸部先端のフラット面の幅０．１ｍｍ、両側面角度４５°）１０を用いて、図３に示すように矢印Ａ方向に２０ｋＮの荷重を付与することにより、試料１２の全幅にわたって延びるノッチを形成した。なお、ノッチの方向（すなわち溝に対して平行な方向）は、試料の長手方向（矢印Ｂ方向）に対して垂直な方向であった。このようにして用意した３個のノッチ付き曲げ試験片１２’のそれぞれのノッチ１２’ａの深さを実測したところ、図４に模式的に示すノッチ１２’ａの深さδは、板厚ｔの１／４〜１／６程度であった。これらの３個のノッチ付き曲げ試験片１２’について、それぞれＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この９０°Ｗ曲げ試験は、下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用いて、ノッチ付き曲げ試験片１２’を、ノッチ形成面が下向きになり、下型の中央突起部先端がノッチ部分に合致するようにセットして行った。この試験後の３個の試験片について、それぞれ曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れの有無を判断することによって、最も悪い試験片の結果を採用して、銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価した。その結果、いずれの実施例でも、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められず、ノッチング後の曲げ加工性は良好であった。
【００９７】
［比較例１］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を２０％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、８００℃で１５０秒間の熱処理を行った。
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【００９８】
その結果、平均結晶粒径は５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．４２であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．６と４．４であった。また、導電率は１３．３％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１００１ＭＰａと９２８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は４．２％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と３．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【００９９】
［比較例２］
実施例２と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を２５％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例２と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、９５０℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１００】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１０１】
その結果、平均結晶粒径は１２μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３６であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．４と３．２であった。また、導電率は１２．６％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９９６ＭＰａと９０６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は３．９％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．０と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１０２】
［比較例３］
実施例３と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を０％、すなわち、熱間圧延終了温度を７００℃以上とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例３と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、８５０℃で１２０秒間の熱処理を行った。
【０１０３】
それぞれの比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１０４】
その結果、平均結晶粒径は１８μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３５であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と４．１であった。また、導電率は１２．７％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９６３ＭＰａと８９８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は４．２％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．５と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１０５】
［比較例４］
実施例４と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率をそれぞれ０％、すなわち、熱間圧延終了温度を７００℃以上とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例４と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、９５０℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１０６】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１０７】
その結果、平均結晶粒径は５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３３であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ００．７と３．８であった。また、導電率は１３．１％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１０１１ＭＰａと９５２ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は５．４％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と３．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１０８】
［比較例５］
実施例５と同じ組成の銅合金を使用し、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を１５％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行い、時効後の最大硬さに対する時効後の硬さが１．００になるように時効時間を設定した以外は、実施例５と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、８５０℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１０９】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１１０】
その結果、平均結晶粒径は３μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．２８であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と４．３であった。また、導電率は１４．１％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９８６ＭＰａと９０８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は７．６％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と５．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１１１】
［比較例６］
溶製した銅合金を１．０８質量％のＴｉと０．１７質量％のＭｇと０．２０質量％のＺｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を４５％、溶体化処理前の冷間圧延率を９６％、溶体化処理後の冷間圧延率を５０％、仕上げ冷間圧延率を２０％とした以外は、実施例１〜１２と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、７５０℃で２０秒間の熱処理を行った。
【０１１２】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１１３】
その結果、平均結晶粒径は８μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．３５であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と４．３であった。また、導電率は２２．５％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ８４２ＭＰａと７６８ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は６．４％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．０と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１１４】
［比較例７］
溶製した銅合金を５．２２質量％のＴｉと０．１５質量％のＮｉと０．１５質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例では、Ｔｉ含有量が多過ぎたので、適正な溶体化条件を取れず、製造途中に割れが生じ、評価できる板材を製造することができなかった。
【０１１５】
［比較例８］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、溶体化処理時間を１０分間と長くした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、溶体化処理温度を９００℃とした。
【０１１６】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１１７】
その結果、平均結晶粒径は６２μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．０６であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ１．８と２．４であった。また、導電率は１２．７％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力は、それぞれ９２８ＭＰａと８５６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は２．０％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と２．５であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１１８】
［比較例９］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、溶体化処理温度を７００℃と低くして溶体化処理時間を１０分間と長くした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。
【０１１９】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２０】
その結果、平均結晶粒径は３μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．４８であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．２と６．１であった。また、導電率は１５．６％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１０２６ＭＰａと９４５ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は１１．６％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤのＲ／ｔは３．０であり、ＴＤのＲ／ｔは５．０でも割れた。また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１２１】
［比較例１０］
実施例１と同じ組成の銅合金を使用し、仕上げ冷間圧延率を５５％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、溶体化処理では、９００℃で１５秒間の熱処理を行った。
【０１２２】
得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２３】
その結果、平均結晶粒径は８μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．０６であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．２と５．６であった。また、導電率は１２．４％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ１１１４ＭＰａと１０５６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は６．４％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはいずれも５．０でも割れた。また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１２４】
［比較例１１］
市販の代表的なＣｕ−Ｔｉ系銅合金（Ｃ１９９−１／２Ｈ、板厚０．１５ｍｍ）の板材を用意し、これらの銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２５】
その結果、平均結晶粒径は７μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．２５であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．５と３．３であった。また、導電率は１３．１％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ８５４ＭＰａと７６６ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は５．８％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ１．５と２．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められた。
【０１２６】
［比較例１２］
市販の代表的なＣｕ−Ｔｉ系銅合金（Ｃ１９９−ＥＨ、板厚０．１５ｍｍ）の板材を用意し、これらの銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、０．２％耐力、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、応力緩和率について、実施例１〜１２と同様の方法により調べた。
【０１２７】
その結果、平均結晶粒径は７μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径は０．２８であり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝はそれぞれ０．３と３．９であった。また、導電率は１２．４％ＩＡＣＳであり、ＬＤの引張強さと０．２％耐力はそれぞれ９６２ＭＰａと９０２ＭＰａであった。さらに、応力緩和率は６．２％であり、通常の曲げ加工性の評価としてＬＤとＴＤのＲ／ｔはそれぞれ２．０と４．０であり、また、ノッチング後の曲げ加工部で破断した。
【０１２８】
これらの実施例および比較例の組成および製造条件をそれぞれ表１および表２に示し、組織および特性についての結果をそれぞれ表３および表４に示す。
【０１２９】
【表１】
【０１３０】
【表２】
【０１３１】
【表３】
【０１３２】
【表４】
【０１３３】
なお、表４の銅合金板材の通常の曲げ加工性の評価の欄では、Ｒ／ｔ＝５．０でも割れた場合に、それ以上の評価を行わないで、「破」と表示した。また、表４の銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価の欄では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」、曲げ加工部で破断したものを「破」と表示し、それぞれ３個の試験片のうち、最も悪い試験片の結果を採用して、「○」、「×」、「破」の評価を行い、○評価のものを合格と判定した。
【０１３４】
なお、実施例１において、溶体化処理前、８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織の光学顕微鏡写真をそれぞれ図５Ａ〜図５Ｄに示す。また、実施例１と同じ組成の銅合金を使用して、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を実施例１より低い２０％とし、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行った以外は、実施例１と同様の処理を行った比較例１において、溶体化処理前、８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後、８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織の光学顕微鏡写真をそれぞれ図６Ａ〜図６Ｄに示す。図５Ａ〜図５Ｄに示すように、実施例１では、溶体化処理前の強圧延により、圧延後の結晶粒間の違い（結晶粒界）が認められず、溶体化処理における保持時間の変化によって平均結晶粒径が変化しながら均一な再結晶粒組織が得られた。一方、比較例１では、溶体化処理前の冷間圧延工程中に８５０℃×１２０秒間の中間焼鈍（中間溶体化処理）を挟んで複数回の冷間圧延を行ったので、溶体化処理直前の冷間圧延の圧延率が低くなっており、溶体化処理中に圧延された結晶粒毎に再結晶粒の形成と生成の時間的なずれがあり、保持時間を調整しても均一な再結晶粒組織が得られなかった。
【０１３５】
また、表３および表４からわかるように、実施例１〜１２の銅合金板材はいずれも、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０およびＩ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有し、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であり、ＬＤおよびＴＤのいずれもＲ／ｔ値が１．０以下という優れた曲げ加工性を有する。また、実用的に重要なＬＤのノッチング後の曲げ加工性は、９０°Ｗ曲げ試験においてＲ／ｔ＝０の厳しい曲げを行ったにもかかわらず、割れが生じなかった。さらに、銅合金板材を車載用コネクタなどの使用する場合に重要になるＴＤの応力緩和率が５％以下という優れた耐応力緩和性も有する。
【０１３６】
一方、比較例１〜５では、実施例１〜５と同じ組成の銅合金を使用しているが、いずれも（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２８以上と高く、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、また、｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度が高くなっており、強度と曲げ加工性の間や、曲げ加工性と耐応力緩和性の間にトレードオフの関係が見られた。特に、ノッチング後の曲げ加工が不可能であった。
【０１３７】
また、比較例６では、使用した銅合金中のＴｉ含有量が低過ぎたことにより、析出物の生成が少なかったので、最大硬さになる条件で時効処理したにもかかわらず強度レベルが低くなっており、また、溶体化処理前の冷間圧延率を９５％以上に高くしたにもかかわらず｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度レベルが低かったにもかかわらず、ノッチング後の曲げ加工性が改善されなかった。また、比較例７では、Ｔｉ含有量が高過ぎたので、適正な溶体化条件を取れず、製造途中に割れが生じ、評価できる板材を作れなかった。
【０１３８】
また、比較例８では、溶体化処理時間が長過ぎたため、結晶粒が粗大化し、良好な曲げ加工性が得られなかった。また、比較例９では、溶体化処理温度が７００℃と低過ぎたため、再結晶自体が十分進行せずに混粒組織となり、引張強さ、曲げ加工性、耐応力緩和性の全てが悪くなった。
【０１３９】
比較例１０では、仕上げ圧延率が高過ぎて、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、逆に｛２２０｝を主方位成分とする結晶配向が強くなり過ぎて、強度は高いものの、ＢａｄＷａｙの曲げ加工性が著しく悪くなった。
【０１４０】
比較例１１および１２では、いずれも（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が高く、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度が高く、ほぼ同様の組成を有する実施例１の銅合金板材と比べて、強度、曲げ加工性、耐応力緩和性がいずれも劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【０１４１】
【図１】面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図である。
【図２】ノッチ形成治具の断面形状を模式的に示す図である。
【図３】ノッチングの方法を説明する図である。
【図４】ノッチ付き曲げ試験片のノッチ形成部付近の断面形状を模式的に示す図である。
【図５Ａ】実施例１において溶体化処理前の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図５Ｂ】実施例１において８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図５Ｃ】実施例１において８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図５Ｄ】実施例１において８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ａ】比較例１において溶体化処理前の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ｂ】比較例１において８５０℃で１０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ｃ】比較例１において８５０℃で３０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図６Ｄ】比較例１において８５０℃で６０秒間溶体化処理を行った後の銅合金板材の表面の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【符号の説明】
【０１４２】
１０ ノッチ形成治具
１２ 試料
１２’ ノッチ付き曲げ試験片
１２’ａ ノッチ
１００ コネクタ端子
１１０ パイロット部
１２０ 箱部
１２２ 圧着部
１２４ 箱曲げ部
１２６ バネ部
【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有し、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする、銅合金板材。
【請求項２】
銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項３】
前記銅合金板材が、１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
前記銅合金板材が、１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至３のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項５】
前記銅合金板材の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であり、前記銅合金板材から長手方向が圧延方向ＬＤになるように切り出した試験片を曲げ軸を圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向ＴＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．０以下であることを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項６】
１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、必要に応じて１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じて１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造した後、９５０℃〜５００℃における熱間圧延として９５０℃〜７００℃で最初の圧延パスを行った後に７００℃未満〜５００℃で圧延率３０％以上の熱間圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行った後、７５０〜１０００℃の温度域で５秒〜５分間保持する溶体化処理を行い、次いで、圧延率０〜５０％で冷間圧延を行った後、３００〜５５０℃で時効処理を行い、その後、圧延率０〜３０％で仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することを特徴とする、銅合金板材の製造方法。
【請求項７】
前記９５０℃〜７００℃の温度域における熱間圧延の圧延率を６０％以上にすることを特徴とする、請求項６に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延と溶体化処理の間の冷間圧延の圧延率９０％以上にすることを特徴とする、請求項６または７に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項９】
前記溶体化処理を、７５０〜１０００℃の温度域において前記組成を有する銅合金の固溶線より３０℃以上高い温度で保持して熱処理することによって行い、この保持時間を、前記溶体化処理後の銅合金板材の平均結晶粒径が５〜２５μｍになるように調整することを特徴とする、請求項６乃至８のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１０】
前記銅合金の組成で最大硬度が得られる時効温度をＴＭ（℃）、その最大硬度をＨＭ（ＨＶ）とすると、前記時効処理の時効温度を３００〜５５０℃においてＴＭ±１０℃の温度に設定し、前記時効処理の時効時間を時効処理後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間に調整することを特徴とする、請求項６乃至９のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１１】
前記仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行うことを特徴とする、請求項６乃至１０のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１２】
請求項１乃至５のいずれかに記載の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする、コネクタ端子。
【請求項１】
１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有し、板面上で無作為に選んだ同一の形状および大きさの複数の領域のそれぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最大値を最大結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値のうちの最小値を最小結晶粒径、それぞれの領域における結晶粒径の平均値の平均値を平均結晶粒径とすると、平均結晶粒径が５〜２５μｍ、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）／平均結晶粒径が０．２０以下であり、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする、銅合金板材。
【請求項２】
銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ０｛２２０｝とすると、Ｉ｛２２０｝／Ｉ０｛２２０｝≦４．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項３】
前記銅合金板材が、１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
前記銅合金板材が、１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至３のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項５】
前記銅合金板材の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であり、前記銅合金板材から長手方向が圧延方向ＬＤになるように切り出した試験片を曲げ軸を圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向ＴＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．０以下であることを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の銅合金板材。
【請求項６】
１．２〜５．０質量％のＴｉを含み、必要に応じて１．５質量％以下のＮｉ、１．０質量％以下のＣｏおよび０．５質量％以下のＦｅからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じて１．２質量％以下のＳｎ、２．０質量％以下のＺｎ、１．０質量％以下のＭｇ、１．０質量％以下のＺｒ、１．０質量％以下のＡｌ、１．０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以下のＰ、０．０５質量％以下のＢ、１．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以下のＭｎ、１．０質量％以下のＶ、１．０質量％以下のＡｇ、１．０質量％以下のＢｅおよび１．０質量％以下のミッシュメタルからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計３質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造した後、９５０℃〜５００℃における熱間圧延として９５０℃〜７００℃で最初の圧延パスを行った後に７００℃未満〜５００℃で圧延率３０％以上の熱間圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行った後、７５０〜１０００℃の温度域で５秒〜５分間保持する溶体化処理を行い、次いで、圧延率０〜５０％で冷間圧延を行った後、３００〜５５０℃で時効処理を行い、その後、圧延率０〜３０％で仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することを特徴とする、銅合金板材の製造方法。
【請求項７】
前記９５０℃〜７００℃の温度域における熱間圧延の圧延率を６０％以上にすることを特徴とする、請求項６に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延と溶体化処理の間の冷間圧延の圧延率９０％以上にすることを特徴とする、請求項６または７に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項９】
前記溶体化処理を、７５０〜１０００℃の温度域において前記組成を有する銅合金の固溶線より３０℃以上高い温度で保持して熱処理することによって行い、この保持時間を、前記溶体化処理後の銅合金板材の平均結晶粒径が５〜２５μｍになるように調整することを特徴とする、請求項６乃至８のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１０】
前記銅合金の組成で最大硬度が得られる時効温度をＴＭ（℃）、その最大硬度をＨＭ（ＨＶ）とすると、前記時効処理の時効温度を３００〜５５０℃においてＴＭ±１０℃の温度に設定し、前記時効処理の時効時間を時効処理後の硬さが０．９０ＨＭ〜０．９５ＨＭの範囲になる時間に調整することを特徴とする、請求項６乃至９のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１１】
前記仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行うことを特徴とする、請求項６乃至１０のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項１２】
請求項１乃至５のいずれかに記載の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする、コネクタ端子。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５Ａ】
【図５Ｂ】
【図５Ｃ】
【図５Ｄ】
【図６Ａ】
【図６Ｂ】
【図６Ｃ】
【図６Ｄ】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５Ａ】
【図５Ｂ】
【図５Ｃ】
【図５Ｄ】
【図６Ａ】
【図６Ｂ】
【図６Ｃ】
【図６Ｄ】
【公開番号】特開２０１０−１２６７７７（Ｐ２０１０−１２６７７７Ａ）
【公開日】平成２２年６月１０日（２０１０．６．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−３０３６８８（Ｐ２００８−３０３６８８）
【出願日】平成２０年１１月２８日（２００８．１１．２８）
【出願人】（５０６３６５１３１）ＤＯＷＡメタルテック株式会社 (109)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年６月１０日（２０１０．６．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年１１月２８日（２００８．１１．２８）
【出願人】（５０６３６５１３１）ＤＯＷＡメタルテック株式会社 (109)
【Ｆターム（参考）】
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