銅合金板材およびその製造方法
【課題】強度、導電率、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた銅合金板材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有する。
【解決手段】０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０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、コネクタなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材およびその製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品として電気電子部品に使用される材料には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために良好な導電性を有することが要求されるとともに、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得る高い強度を有することが要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般にプレス打ち抜き後に曲げ加工により成形されることから、優れた曲げ加工性を有することも要求される。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、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、耐応力緩和特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、その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、その素材に要求される強度レベルは一層厳しいものとなっている。特に、自動車用コネクタなどは、激しい振動が繰り返し負荷される環境で使用されるため、その素材には、疲労破壊を生じ難い性質、すなわち高い疲れ強さを有することが求められる。
【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対応するには、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。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を生じ易くなる。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が、コネクタなどの電気電子部品の素材では、一般に圧延方向（ＬＤ）および板厚方向に垂直な方向（ＴＤ）を曲げ軸とする曲げ加工が行われている。
【０００５】
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、その素材である銅合金板材には、耐応力緩和特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は、耐応力緩和特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、金属材料に応力が加えら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。
【０００６】
しかし、一般に銅合金板材では、強度と導電性の間、強度と曲げ加工性の間、曲げ加工性と耐応力緩和特性の間には、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、用途に応じて導電性、強度、曲げ加工性または耐応力緩和特性が良好な板材を適宜選択して使用している。
【０００７】
銅合金板材の中で、導電性、強度、曲げ加工性および耐応力緩和特性のバランスが良く且つ製造し易い板材として、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材がある。このＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板材では、ＳｎとＮｉによる銅合金板材の固溶強化作用に加えて、Ｎｉ−Ｐ系析出物を微細に分散させることによって上記の各特性の向上が図られており、コネクタなどの電気電子部品に使用される材料として、様々なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅金板材が提案されている（例えば、特許文献１〜８参照）。
【０００８】
また、｛４２０｝面を主方位成分とする集合組織を発達させてノッチング後曲げ加工法に最適化したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材（例えば、特許文献９参照）、Ｂｒａｓｓ方位の発達を抑制して耐応力緩和特性や曲げ加工性などを向上させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材（例えば、特許文献１０参照）、高強度銅合金であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（所謂コルソン合金）の板材において｛１００｝面を主方位成分とする集合組織を発達させて曲げ加工性やプレス打抜き性を向上させた銅合金板材（例えば、特許文献１１、１２参照）などが提案されている。これらの銅合金板材は、圧延面における特性の異方性を避け、強度と曲げ加工性のバランスを保つように設計されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平４−１５４９４２号公報（第１頁）
【特許文献２】特開４−２３６７３６号公報（段落番号０００６−０００７）
【特許文献３】特開平１０−２２６８３５号公報（段落番号０００７−０００８）
【特許文献４】特開２０００−１２９３７７号公報（段落番号０００９−００１０）
【特許文献５】特開２０００−２５６８１４号公報（段落番号０００８−０００９）
【特許文献６】特開２００１−２６２２５５号公報（段落番号０００８−０００９）
【特許文献７】特開２００１−２６２２９７号公報（段落番号００１０−００１１）
【特許文献８】特開２００２−２９４３６８号公報（段落番号０００７）
【特許文献９】特開２００８−２３１４９２号公報（段落番号００２４−００３４）
【特許文献１０】特開２００９−６２５９２号公報（段落番号００１１−００１２）
【特許文献１１】特開２０００−８０４２８号公報（段落番号０００４）
【特許文献１２】特開２０００−７３１３０号公報（段落番号０００４）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材は、比較的高い強度（５００〜６００ＭＰａの引張強さ）と導電率（３０〜５５％ＩＡＣＳ）を有し、強度と導電性のバランスに優れている。また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の耐応力緩和特性は、黄銅やりん青銅などの一般的な固溶強化型銅合金の板材の耐応力緩和特性と比べて格段に優れ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（所謂コルソン合金）やＣｕ−Ｔｉ系銅合金などの析出強化型銅合金の板材の耐応力緩和特性と比べても同等以上である。さらに、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材は、曲げ加工性にも優れており、自動車用コネクタなどの材料に適している。
【００１１】
また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材は、基本的に固溶強化型合金の板材であり、析出強化や鋳造組織の微細化などのために、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒなどの易酸化性元素を添加する場合でもその添加量を少なくすることができるので、一般に良好な鋳造性を有する。さらに、析出強化型銅合金の板材を製造する場合に必要な溶体化処理や時効処理などの複雑な熱処理工程を省略することもできるので、比較低コストで製造することができる。
【００１２】
しかし、近年のコネクタなどの電気電子部品の薄肉化や小型化に対する厳しい要求に応えるためには、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の強度レベルを一段と高める必要がある。例えば、引張強さ６００ＭＰａ以上、さらに６５０ＭＰａ以上といった高強度の板材が要求される場合には、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金では、優れた耐応力緩和特性と曲げ加工性を維持しながら、製造コストを増大させないで高強度化するのは非常に困難である。
【００１３】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材を高強度化する一般的な方法として、ＮｉやＳｎなどの溶質元素を多量に添加する方法や、仕上げ圧延（調質処理）率を増大する方法などがある。しかし、溶質元素を多量に添加する方法では、導電率を著しく低下させるとともに、比較的高価なＮｉやＳｎなどの添加量が増加して経済的に不利になる。また、仕上げ圧延率を増大する方法では、加工硬化が高くなるにつれて曲げ加工性が低下する。そのため、強度レベルと導電性レベルが高くても、箱曲げが必要になる雌端子などの電気電子部品に使用できなくなる場合がある。一方、ＮｉやＰなどの析出物の量に寄与する元素を多量に添加する方法もあるが、これらの元素を多量に添加することによって、粗大な析出物が形成されてクラック発生の起点になり、曲げ加工性や疲れ強さの低下を招くことがある。また、これらの元素を多量に添加しても微細な析出物が形成されるように制御しようとすると、熱処理の回数を多くしたり、製造条件が限定されて、製造コストが増大する。
【００１４】
銅合金板材の曲げ加工性を向上させるためには、一般に結晶粒を微細化する方法が採用されている。銅合金板材の結晶粒径が小さい程、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。結晶粒界は、曲げ加工の際に粒界すべりや粒界の両側の結晶粒の回転を可能にする界面として機能するので、その界面の面積が大きい程、局部的な応力集中が回避され、曲げ加工性が向上する傾向になる。しかし、結晶粒微細化による結晶粒界の面積の増大は、クリープ現象の一種である応力緩和を助長する要因になる。特に、車載用コネクタなどのように高温環境で使用される場合では、原子の粒界に沿った拡散速度が粒内より著しく速いので、結晶粒微細化による耐応力緩和特性の低下は重大な問題になる。さらに、結晶粒界は、繰り返し曲げ変形時に転位の蓄積場所として働き、加工硬化を引き起こすため、疲労破壊の起点になることがある。このような温度環境下では、結晶粒微細化は、必ずしも疲れ強さの向上に適しているとはいえない。また、車載用コネクタは、その接続箇所や接続の方法などにより、エンジンの振動の影響を受け、電線かしめ部やその周辺で疲労破壊を起こすことがある。このような疲労破壊は、電線のかしめを強固にしたり、電線とコネクタの密着性を良好にするためにセレーションを打つとともに、電線をつぶしながらかしめる工法により、加工硬化と部分的な応力集中箇所が発生することによって起こる。また、雌端子のバネ部は、１８０°曲げによって加工硬化が激しい上に、細幅であるが故に、振動による疲労や熱による応力緩和によって接触圧力が低下するため、致命的な問題に発展しかねない。これらの問題を解決するために、コネクタの構造やハウジングなどによる支持構造を改良したり、電線の振動防止などの対策を講じているが、コネクタの素材の特性を向上させることは、コスト面や設計の自由度から大きく期待されている。従って、セレーションやかしめ部における過度の加工硬化を防止するために、コネクタの素材が適切な集合組織を有するようにする方法は、加工硬化を適度に抑えるため、有効であると考えられる。
【００１５】
近年、強度と曲げ加工性を同時に解決する方法として、所定の集合組織を発達させる方法や所定の集合組織の発達を抑制する方法が提案されている。例えば、特許文献９に開示された｛４２０｝面を主方位成分とする集合組織を発達させる方法や、特許文献１０に開示されたＢｒａｓｓ方位の発達を抑制する方法などが提案されている。しかし、｛４２０｝面を主方位成分とする集合組織を発達させる方法では、最終製品としての板材を得るまでに熱処理の回数が極端に制限されるため、圧延工程における製造負荷が高くなるという問題があり、また、Ｂｒａｓｓ方位の発達を抑制する方法では、仕上げ圧延における圧下率を高くすることができず、加工硬化を利用して強度を十分に向上させることが困難になる。
【００１６】
このように、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材において、強度と疲れ強さをさらに向上させながら曲げ加工性と耐応力緩和特性を同時に向上させることは困難であった。特に、近年の自動車用コネクタなどの電気電子部品の厳しい使用環境に対応するためには、強度、導電率、曲げ加工性および耐応力緩和特性に優れ、さらに疲労破壊を起こし難い銅合金板材を製造することが望まれている。
【００１７】
したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、強度、導電率、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた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】
【００１８】
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、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有するようにすることによって、強度、導電性、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた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。
【００１９】
すなわち、本発明による銅合金板材は、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする。
【００２０】
この銅合金板材は、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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してもよい。また、銅合金板材が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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してもよい。
【００２１】
また、本発明による銅合金板材の製造方法は、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避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する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程後に９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程後に圧延率６０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に到達温度４００〜７５０℃で再結晶化を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程後に圧延率４０〜９５％で冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程とを備え、熱間圧延工程において、熱間圧延後の銅合金板材の比抵抗をρＨ（μΩ・ｃｍ）、同一の熱間圧延後の銅合金板材を９００℃で３０分間保持した後に急冷したときの比抵抗をρＳＴ（μΩ・ｃｍ）、銅合金板材が鋳造時に含有するＰの濃度をχＰ（質量％）として、３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすように熱間圧延を行い、再結晶焼鈍工程において、最終再結晶焼鈍後の銅合金板材の圧延面において粉末Ｘ線回折法によって測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝として、２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たす結晶配向を有するように、４００〜７５０℃の温度域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を行うことを特徴とする。
【００２２】
この銅合金板材の製造方法において、銅合金の原料が、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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してもよい。また、銅合金の原料が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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してもよい。
【００２３】
上記の銅合金板材の製造方法において、再結晶焼鈍前の冷間圧延率を６０〜９５％とするのが好ましい。また、仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃の低温焼鈍を行うのが好ましい。さらに、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間において、冷間圧延と熱処理をこの順で繰り返してもよい。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、強度、導電率、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた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形態】
【００２５】
本発明による銅合金板材の実施の形態は、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、必要に応じて３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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および不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有する。以下、この銅合金板材およびその製造方法の実施の形態について詳細に説明する。
【００２６】
［合金組成］
本発明による銅合金板材の実施の形態は、ＣｕとＮｉとＳｎとＰを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金からなる板材、好ましくは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐの４元系銅合金からなる板材であり、必要に応じてＺｎ、Ｆｅ、その他の元素を含有してもよい。
【００２７】
Ｎｉは、Ｃｕマトリクス中に固溶して、銅合金板材の強度、弾性、耐熱性の向上に寄与する。特に、Ｎｉは、Ｐとの化合物を形成して、導電率の向上および耐応力緩和特性の向上に寄与する。Ｎｉ含有量が０．１質量％未満では、これらの効果を十分に発揮させるのが困難である。そのため、Ｎｉ含有量は、０．１質量％以上にする必要があり、０．３質量%以上であるのが好ましく、０．５%質量％以上であるのがさらに好ましく、０．７質量％以上であるのが最も好ましい。一方、Ｎｉ含有量が過剰であると、導電率が低下し易い。そのため、Ｎｉ含有量は、５質量％以下にする必要があり、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、１．５質量％以下であるのがさらに好ましく、１．２質量％未満であるのが最も好ましい。
【００２８】
Ｓｎは、銅合金板材の固溶強化効果が大きく、特に、Ｎｉとともに添加することにより、その効果がさらに大きくなる。また、Ｓｎは、銅合金板材の耐応力緩和特性を向上させる効果を有する。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｓｎ含有量は、０．１質量％以上にする必要があり、０．３質量%以上であるのが好ましく、０．５%質量％以上であるのがさらに好ましい。一方、Ｓｎ含有量が５質量％を超えると、銅合金板材の導電率が著しく低下してしまい、また、Ｓｎは偏析し易い元素であるため、熱間圧延の際に割れが発生し易くなる。そのため、Ｓｎ含有量は、５質量％以下にする必要があり、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い。
【００２９】
Ｐは、Ｎｉとの析出物を生成して、銅合金板材の強度と導電率と耐応力緩和特性を同時に向上させる効果を有する。また、Ｐは、銅合金の原料を溶解して鋳造する際の脱酸剤として作用して溶湯の酸素濃度を低下させる効果を有する。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｐ含有量は、０．０１質量％以上にする必要があり、０．０３質量％以上であるのが好ましく、０．０４質量％以上であるのがさらに好ましい。一方、Ｐ含有量が０．５質量％を超えると、粗大なＮｉ−Ｐ系析出物が生成したり、過剰脱酸によって水素濃度が増大することにより、銅合金板材の鋳造欠陥や熱間圧延時の割れが発生し易くなり、また、銅合金板材の導電率と曲げ加工性も低下してしまう。そのため、Ｐ含有量は、０．５質量％以下にする必要があり、０．２質量％以下であるのが好ましく、０．１５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３０】
Ｆｅは、Ｐとの析出物を生成し、Ｐの他にＮｉを含めた３元化合物を生成する場合もある。また、微量のＦｅを添加することによって、Ｆｅ−Ｐ化合物またはＮｉ−Ｆｅ−Ｐ化合物の核生成サイトが分散して、微細な析出物が生成し易くなる。しかし、Ｆｅ含有量が過剰であると析出物の凝集および粗大化を招く。そのため、銅合金板材がＦｅを含有する場合には、Ｆｅ含有量は、３質量％以下にする必要があり、１質量％以下であるのが好ましく、０．５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３１】
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とともに、鋳造性を向上させる効果を有する。また、Ｚｎを添加することができれば、安価な黄銅スクラップを使用することができるという利点がある。しかし、Ｚｎ含有量が５質量％を超えると、銅合金板材の導電性や耐応力腐食割れ性が低下する要因になり易い。そのため、銅合金板材がＺｎを含有する場合には、Ｚｎ含有量は、５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い。
【００３２】
Ｍｇは、銅中に固溶するが、一部がＰとの化合物を形成する。また、Ｍｇは、銅合金板材の耐応力緩和特性を向上させる効果と、脱Ｓ効果を有する。しかし、Ｍｇは酸化し易い元素であるため、Ｍｇ含有量が１質量％を超えると、銅合金板材の鋳造性が著しく低下してしまう。そのため、銅合金板材がＭｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は、１質量％以下であるのが好ましく、０．５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３３】
Ｃｏは、Ｐとの析出物を生成するとともに、単体で析出することができる元素であり、銅合金板材の強度と導電率を同時に向上させる効果を有する。しかし、Ｃｏは高価な元素であるため、Ｃｏ含有量が２質量％を超えると、コスト的に不利になる。そのため、銅合金板材がＣｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量は、２質量％以下であるのが好ましく、１．５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３４】
必要に応じて銅合金板材に添加するその他の元素として、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖなどがある。例えば、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、銅合金板材の強度をさらに高めるとともに、応力緩和を小さくする作用を有する。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、銅合金板材に存在するＳやＰｂなどの不可避的不純物と高融点化合物を生成し易く、また、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉは、銅合金板材の鋳造組織を微細化する効果を有し、熱間加工性の向上に寄与し得る。銅合金板材がＣｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上を含有する場合には、各元素を添加した効果を十分に得るために、これらの元素の総量が０．００１質量％以上であるのが好ましい。しかし、これらの元素の総量が３質量％を超えると、銅合金板材の熱間加工性または冷間加工性に悪い影響を与えるとともに、コスト的にも不利になる。そのため、これらの元素の総量は、３質量％以下にする必要があり、２質量％以下であるのが好ましく、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。
【００３５】
［集合組織］
一般に全ての板材において、強度が向上するに従って曲げ加工性が低下する。そのため、強度と曲げ加工性をバランス良く向上させるような製造工程を設計するのが理想とされている。しかし、コネクタの一つである「ばね一体箱型雌端子」では、最も強度が必要になるばね部は、使用される銅合金材料のコイル幅方向（ＴＤ）に延びるように形成されるのに対して、ノッチング後曲げ加工のような厳しい広幅曲げが必要になる部分は、使用される銅合金板材の圧延方向（ＬＤ）に延びるように形成される。すなわち、ＬＤに対するＴＤの相対強度を向上させることにより、ＬＤの曲げ加工性に優れ、ＴＤのばね性を最高に引き出すことを可能にするような結晶配向（集合組織）を見出すことが望まれる。この異方性の発現は、従来では弊害とされてきたＴＤの曲げ加工性を著しく悪化させるものではなく、ＬＤの曲げ程ではないものの、ばねの形成に必要になるＴＤの細幅曲げに十分に対応することができる曲げ加工性も有する必要がある。
【００３６】
本発明による銅合金板材の実施の形態では、銅合金圧延材の集合組織による面内異方性を１つの無次元量で取り扱うことを可能にする異方性指数（Ｉａ）を利用する。この指数は、ＬＤに対するＴＤの相対的な引張強さと一意的な関係を示し、高い値を有する程、ＬＤの曲げ加工性を損なうことなく、ＴＤの強度を向上させることができることを意味している。すなわち、この指数を高くすることによって、ＴＤの引張強さや耐力を選択的に向上させたばね一体箱型雌端子への利用に最適化された素材になる。後述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、このような特有の集合組織を有する結晶粒の割合を、銅合金の原料の組成と製造条件によって制御する。この特有の集合組織によって、強度と曲げ加工性を同時に向上させることができる。また、このような異方性を有する材料では、疲労破壊が極めて遅延することがわかった。
【００３７】
圧延面に対するＸ線回折プロファイル（２θ／θスキャン法）のうち、｛１１１｝面、｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛３３１｝面および｛４２０｝面の各々の回折ピークの積分強度Ｉ｛ｈｋｌ｝と、ランダム方位材料とみなすことができる歪のない純銅粉末（標準試料）の積分強度Ｉ０｛ｈｋｌ｝との比Ｐ｛ｈｋｌ｝＝Ｉ｛ｈｋｌ｝／Ｉ０｛ｈｋｌ｝をそれぞれの回折面について求め、６つの回折面に対するＰ｛ｈｋｌ｝の和が１になるように各分率f｛ｈｋｌ｝＝Ｐ｛ｈｋｌ｝／ΣＰ｛ｈｋｌ｝を定める。なお、｛ｈｋｌ｝＝｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝、｛３３１｝または｛４２０｝である。これらの分率は、測定面（圧延面）に平行な低指数面の配向度を意味している。例えば、｛１１１｝面の場合の分率f｛１１１｝は、f｛１１１｝＝Ｐ｛１１１｝／（Ｐ｛１１１｝＋Ｐ｛２００｝＋Ｐ｛２２０｝＋Ｐ｛３１１｝＋Ｐ｛３３１｝＋Ｐ｛４２０｝）から求められる。
【００３８】
Ｘ線回折により圧延面で測定された各々の面方位｛ｈｋｌ｝を有する結晶が一般的な銅合金の圧延または再結晶集合組織であると仮定した場合に、予測されるＬＤ（圧延方向）またはＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）と平行な方向＜ｕｖｗ＞と、各々の＜ｕｖｗ＞を引張軸としたときのＳｃｈｍｉｄ因子Ｓ＜ｕｖｗ＞を表１に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
表１から、｛１１１｝面や｛２００｝面の配向度の高い材料では異方性が小さく、｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛４２０｝面の配向度の高い材料では異方性が大きいことが予想される。したがって、本発明による銅合金板材の実施の形態では、圧延板材の異方性を取り扱う方法として、圧延面の方位｛ｈｋｌ｝を有する結晶のＬＤを＜ＬＤ｛ｈｋｌ｝＞、ＴＤを＜ＴＤ｛ｈｋｌ｝＞として、異方性指数Ｉａ（Ｉｎｄｅｘ ｏｆ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）＝Σ（Ｓ＜ＬＤ｛ｈｋｌ｝＞・ｆ｛ｈｋｌ｝）／Σ（Ｓ＜ＴＤ｛ｈｋｌ｝＞・ｆ｛ｈｋｌ｝）を利用する。
【００４１】
Ｓｃｈｍｉｄ因子が小さい程、大きな引張応力（外力）で臨界せん断応力に達するので、ＩａはＬＤに対するＴＤの相対強度に対応すると考えられる。特に、異方性の効果が強い｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛４２０｝面についてのみ考慮して、上記のＩａの式を書き換えると、Ｉａ≒（０．４１・ｆ{２２０}＋０．４１・ｆ｛３１１｝＋０．４１・ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）になる。
【００４２】
この式は、多結晶体のトータルの異方性が一配向面だけでは決定されないことや、各々の配向面毎にその寄与が異なることを示している。また、この式は、Ｘ線回折の各々のピークの強度の和には、相対的な意味や物理的意味はなく、配向度に変換するような規格化や重みづけを行って初めて意味のあるものになることを近似的に示している。
【００４３】
この異方性指数（Ｉａ）が大きい程、ばね一体箱型雌端子への利用に最適化された素材になることがわかった。但し、通常の製造工程で得られたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の配向性では、Ｉａを十分に高めることはできず、結果として曲げ加工性は良くてもＴＤの強度が不足したり、ＴＤの強度が高くても曲げ加工性に劣ることになり、個々の特性が最適点から低下した領域においてバランスのよい合金を製造せざるを得ない。しかし、後述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、Ｉａを高めた集合組織を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材を得ることができる。
さらに、このようにして製造された高いＩａを有する銅合金板材では、疲労破壊を遅延させる効果がみられることがわかった。一般に、銅合金板材では曲げ加工を繰り返すうちに結晶粒界に転位が蓄積されるが、Ｉａが高い銅合金板材では結晶配向性が高くなっており、交差すべりを起こし易く、転位の蓄積が緩和され、これにより局所的な加工硬化が抑制されて、疲労破壊が遅延すると考えられる。
【００４４】
このような結晶配向は、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）として、２．９≦Ｉａ’ｆｉｎ．≦４．０、好ましくは２．９≦Ｉａ’ｆｉｎ．≦３．８によって特定することができることがわかった。
【００４５】
この式を満足する集合組織は、最適な熱間圧延、冷間圧延および熱処理の条件や組み合わせが全て揃って初めて得ることができる。銅合金板材を高強度化するためには、再結晶焼鈍後に冷間圧延することが極めて有効であるが、仕上げ冷間圧延の条件を調整するだけでは、この式を満足するような優れたＬＤの曲げ加工性とＴＤの高強度化の両立はできないため、再結晶焼鈍後の仕上げ冷間圧延前に、Ｉａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）として、２．５≦Ｉａ’ａｎｎ．≦２．８を満たす結晶配向を有するようにしておくのが望ましい。
【００４６】
［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、平均結晶粒径が小さ過ぎると、耐応力緩和特性が悪くなり易く、また、疲れ強さが低下する場合がある。一方、平均結晶粒径が大きくなり過ぎると、銅合金板材の曲げ部の表面の肌荒が生じ易くなり、曲げ加工性が低下し、疲れ強さが低下する場合がある。
【００４７】
また、焼鈍工程における再結晶や粒成長の際にも結晶の配向性が変化するため、上述したように２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たすような集合組織を得るとともに、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特性を維持するためには、結晶粒径の管理が必要であるが、仕上げ圧延によって長手方向に伸ばされた結晶粒形状になるため、粒径の測定やその定義が困難である。そのため、仕上げ圧延前の再結晶焼鈍において結晶粒度を制限するのが好ましい。
【００４８】
最終工程後の平均結晶粒径は、最終再結晶焼鈍後の結晶粒径によってほぼ決まってくるため、上述したように再結晶焼鈍後に２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たすように焼鈍条件を設定するのが好ましい。なお、結晶粒径が１μｍより小さいと、耐応力緩和特性が低下し、一方、結晶粒径が２０μｍを超えると、曲げ加工性や疲れ強さが低下するので、上記の焼鈍条件で熱処理した後の結晶粒径が１〜２０μｍになるようにするのが好ましく、１〜１０μｍになるようにするのがさらに好ましく、１〜５μｍ未満にするのが最も好ましい。
【００４９】
［特性］
コネクタなどの電気電子部品を小型化および薄肉化するためには、素材である銅合金板材の引張強さを６００ＭＰａ以上にするのが好ましく、６５０ＭＰａ以上にするのがさらに好ましい。また、導電率は、３０％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましく、３２．５％ＩＡＣＳ以上であるのがさらに好ましい。
【００５０】
また、銅合金板材の曲げ加工性の評価として、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）になるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）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曲げ加工試験片を曲げ軸を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く、０．５以下であるのがさらに好ましい。
【００５１】
耐応力緩和特性については、銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合は、ＴＤの耐応力緩和特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り応力緩和特性を評価するのが好ましい。また、銅合金板材の表面の最大負荷応力が０．２％耐力の８０％の大きさになるようにして、１６０℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率が１０％以下になるのが好ましく、７％以下になるのがさらに好ましい。
【００５２】
疲労破壊を起こし難い銅合金板材であるか否かの指標として疲れ限度比がある。本明細書中において、「疲れ限度比」とは、両振り平面曲げを１０７回繰り返し行ったときに耐える応力の上限値（疲れ強さ）をばね限界値で除した値を示す。銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合には、ばね限界値と疲れ強さのいずれも大きいことが重要であるが、コネクタの小型化に対応するためには、信頼性を向上させるために、耐応力緩和特性と同様に、コネクタのばね部を形成するＴＤの疲れ限度比が特に重要であることがわかった。そのため、疲れ限度比は、長手方向がＴＤである試験片を用いた疲れ限度比により評価するのが好ましい。従来の銅合金板材では、疲れ限度比が０．４〜０．５程度であるが、コネクタの小型化に伴って、０．５５以上であるのが好ましく、０．６以上であるのがさらに好ましい。
【００５３】
近年のコネクタなどの電気電子部品に要求される特性を満足するためには、強度、導電率、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比の全てを高いレベルにすることが重量である。
【００５４】
［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・鋳造工程後に９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程後に圧延率６０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に４００〜７５０℃で再結晶化を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程後に圧延率４０〜９５％で冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程とを備えている。なお、仕上げ冷間圧延工程後に、さらに１５０〜４５０℃で加熱処理（低温焼鈍）を行うのが好ましい。また、熱間圧延工程後には、必要に応じて面削を行い、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。さらに、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間において、冷間圧延と熱処理をこの順で繰り返して最終的な板厚を調整してもよい。以下、これらの工程について詳細に説明する。
【００５５】
（溶解・鋳造工程）
一般的な銅合金の溶製方法と同様の方法により、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ればよい。
【００５６】
（熱間圧延工程）
通常、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金の熱間圧延では、圧延途中で析出物を生成させないようにするため、７００℃以上または７５０℃以上の高温域で圧延し、圧延終了後に急冷する。しかし、このような通常の熱間圧延条件では、本発明による銅合金板材の実施の形態のように特異な集合組織を有する銅合金板材を製造することはできない。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、熱間圧延工程において、９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに、７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う。但し、熱間圧延後の銅合金板材の比抵抗をρＨ（μΩ・ｃｍ）、同一の熱間圧延後の銅合金板材を９００℃で３０分間保持した後に急冷したときの比抵抗をρＳＴ（μΩ・ｃｍ）、銅合金板材が鋳造時に含有するＰの濃度をχＰ（質量％）とすると、熱間圧延後の銅合金板材が、３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすＮｉ−Ｐ化合物などの金属間化合物の析出状態を有する必要がある。
【００５７】
鋳片を熱間圧延する際に、再結晶が発生し易い７００℃より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℃を超える高温で圧延を行うと、合金成分の偏析部分など、融点が低下している部分で割れを生じるおそれがあるので好ましくない。したがって、熱間圧延工程中における完全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７０％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７０％以上の圧延率を得るためには大きな圧延荷重が必要になるので、多パスに分けてトータル７０％以上の圧延率を確保すればよい。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、圧延歪が生じ易い７００℃未満〜３５０℃の温度域で一定時間の圧延を確保する。この際も７００℃未満〜３５０℃の温度域で複数パスの圧延を行うことができる。また、熱間圧延の最終パス温度は、３５０℃以上にするのが好ましく、６００〜３５０℃にするのがさらに好ましい。なお、７００℃未満〜３５０℃の温度域における圧延率は、５５％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがさらに好ましい。また、熱間圧延におけるトータルの圧延率は、８５〜９５％程度にすればよい。
【００５８】
それぞれの温度域における圧延率ε（％）は、熱間圧延前の鋳片の板厚をｔ０、熱間圧延後の鋳片の板厚をｔ１とすると、ε＝（ｔ０−ｔ１）×１００／ｔ０によって算出される。例えば、９５０〜７００℃の間で行う最初の圧延パスに供する鋳片の板厚が１８０ｍｍ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、引き続き圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを７００℃未満〜３５０℃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、９５０℃〜７００℃の温度域で行われた圧延の圧延率は、（１８０−３０）×１００／１８０＝８３（％）になり、トータルの圧延率は、（１８０−１０）×１００／１８０＝９４（％）になる。
【００５９】
また、７００℃未満〜３５０℃の熱間圧延によってＮｉ−Ｐ化合物が析出する。この熱間圧延後の銅合金板材について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）―エネルギー分散型Ｘ線分光による測定を行うと、適切に熱間圧延された銅合金板材では、微細なＮｉ−Ｐ化合物が細かく分散しているのがわかる。この時点におけるＮｉ−Ｐ化合物の析出量が不足すると、後工程で熱処理を行っても所望の析出状態を得難く、再結晶焼鈍前の冷間圧延において導入される歪が不十分になり、最終的に目的とする集合組織を得難くなる。一方、Ｎｉ−Ｐ化合物の析出量が多過ぎると、析出物が粗大化して、再結晶焼鈍前の冷間圧延において導入される歪エネルギーに悪影響を及ぼすとともに、最終的な銅合金板材の曲げ加工性が低下する。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、目的とする特性を有する銅合金板材を得るために、適切に熱間圧延された銅合金板材は、上述した３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすことがわかった。
【００６０】
（冷間圧延工程）
再結晶焼鈍前に行う冷間圧延工程では、圧延率を６０％以上にする必要があり、７０％以上にするのが好ましい。圧延率が６０％未満であると、歪エネルギーの導入が不十分になり、次工程の再結晶焼鈍時に再結晶核が減少し、結晶粒が粗大化する原因になる。また、９５％より大きな圧延率で加工された銅合金板材に対して次工程で再結晶焼鈍を施すと、上述した２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たさなくなり、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ので、圧延率を９５％以下にするのが好ましい。
【００６１】
（再結晶焼鈍工程）
従来の銅合金板材の製造方法では、再結晶焼鈍は再結晶化のために行われる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、再結晶焼鈍後の配向性において再結晶集合組織が支配的にならない程度に圧延集合組織を残存させるのが好ましい。このような再結晶焼鈍は、４００〜７５０℃の炉温で行うのが好ましい。この温度が低過ぎると再結晶が不十分になり、高過ぎると結晶粒が粗大化してしまい、いずれの場合も、目的とする結晶配向の生成に不利になり、最終的に曲げ加工性の優れた高強度銅合金板材を得るのが困難になる。このような４００〜７５０℃の炉温で行う再結晶焼鈍の保持時間および到達温度は、再結晶焼鈍後の銅合金板材の圧延面において粉末Ｘ線回折法によって測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たす結晶配向を有するように設定するのが好ましい。具体的には、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態において使用する化学組成の銅合金の原料では、４００〜７５０℃、好ましくは５００〜７５０℃の温度で数秒〜数時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。なお、上記の（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）の値は、熱量を増大させると小さくなる傾向がある。
【００６２】
（仕上げ冷間圧延工程）
仕上げ冷間圧延は、銅合金板材の強度レベルを向上させるために行われる。仕上げ冷間圧延率が低過ぎると、加工硬化が不足して十分な強度を得難くなる。一方、仕上げ冷間圧延率が高過ぎると、加工硬化も限界に達して起こらなくなり、伸びのない板材になってしまうため、プレス成型素材として使用するには適さない。このように、仕上げ冷間圧延率が低過ぎても高過ぎても強度と曲げ加工性を高いレベルで両立する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、仕上げ冷間圧延率を４０〜９５％以下にするのが好ましい。上述した各工程の条件を満たし、さらにこのような仕上げ冷間圧延を行うことによって、上述した２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有する銅合金板材を得ることができる。なお、最終的な銅合金板材の板厚は、用途によって最適な板厚にされるが、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。
（低温焼鈍工程）
【００６３】
仕上げ冷間圧延後には、銅合金板材の残留応力の低減により曲げ加工性を向上させ、空孔やすべり面上の転位の低減により耐応力緩和特性を向上させるために、仕上げ冷間圧延後の結晶配向が変化しない範囲で低温焼鈍を行ってもよい。この低温焼鈍の加熱温度は、材料の温度が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、銅合金板材の強度の低下を殆ど伴わずに曲げ加工性と耐応力緩和特性を向上させることができ、銅合金板材の導電率を上昇させる効果もある。この低温焼鈍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、上記の特性を向上させる効果を十分に得ることができない。また、この加熱温度における保持時間は、連続式では安定面から５秒間以上であるのが好ましく、バッチ式ではコスト面から１０時間以内であるのが好ましい。
【００６４】
また、仕上げ冷間圧延と低温焼鈍の間または低温焼鈍後に、銅合金板材の形状の矯正を目的とするテンションレベラーの通板を行ってもよい。但し、低温焼鈍後にテンションレベラーの通板を行う場合には、ばね限界値などの特性が変化しないように行う必要がある。
【実施例】
【００６５】
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。
【００６６】
［実施例１〜８］
０．９０質量％のＮｉと１．４４質量％のＳｎと０．０７１質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、２．１５質量％のＮｉと１．３５質量％のＳｎと０．０９２質量％のＰと０．１０質量％のＣｒと０．０５質量％のＺｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、２．２７質量％のＮｉと１．８６質量％のＳｎと０．０７４質量％のＰと０．０５質量％のＣｏと０．００５質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、０．６６質量％のＮｉと１．７０質量％のＳｎと０．１２０質量％のＰと０．０８質量％のＭｇと０．０９質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、１．０６質量％のＮｉと０．７９質量％のＳｎと０．０３８質量％のＰと０．０３質量％のＳｉと０．１１質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、０．７４質量％のＮｉと１．４０質量％のＳｎと０．０９０質量％のＰと０．３２質量％のＺｎと０．１０質量％のＶを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、１．０４質量％のＮｉと０．９０質量％のＳｎと０．０５６質量％のＰと０．０３６質量％のＺｎと０．０６質量％のＦｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、０．９７質量％のＮｉと１．５１質量％のＳｎと０．０８０質量％のＰと０．０２６質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）をそれぞれ溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造して、それぞれ厚さ１８０ｍｍの鋳片を得た。
【００６７】
それぞれの鋳片を９２０℃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、９５０℃〜７００℃の温度域における圧延率が７０％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〜３５０℃における熱間圧延率をそれぞれ６７％（実施例１、４、５、７、８）、７３％（実施例２）、６２％（実施例３、６）とし、熱間圧延の最終パス温度を６００℃〜３５０℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９４％であった。熱間圧延後、表層の酸化層を機械的に除去（面削）した。なお、この熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰは、それぞれ９．３（実施例１）、１５．０（実施例２）、５．９（実施例３）、９．５（実施例４）、１０．０（実施例５）、４．３（実施例６）、６．７（実施例７）、９．０（実施例８）であり、いずれも３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たしていた。
【００６８】
次いで、それぞれ圧延率７２％（実施例１、２、４、６）、７３％（実施例３）、６１％（実施例５）、０％（実施例７）、７８％（実施例８）で板厚を調整するための冷間圧延を行った後、実施例７を除いて５５０℃で約３時間熱処理して再結晶を行った。
【００６９】
次いで、それぞれ圧延率８５％（実施例１、６、７）、８７％（実施例２、８）、８３％（実施例３、４）、７２％（実施例５）で冷間圧延を行った後、６５０〜７５０℃で１０〜６０秒間再結晶焼鈍を行った。各実施例における再結晶焼鈍の温度と時間については、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）が２．５〜２．８になるように、各実施例における合金組成に応じて到達温度を６５０〜７５０℃の範囲内で調整し、６５０〜７５０℃の温度域における保持時間を１０〜６０秒間の範囲で調整した。なお、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は、それぞれ２．６９（実施例１）、２．７３（実施例２）、２．７７（実施例３）、２．６４（実施例４）、２．５５（実施例５）、２．５２（実施例６）、２．６２（実施例７）、２．６３（実施例８）であり、いずれも２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たしていた。
【００７０】
次いで、最終再結晶焼鈍後の銅合金板材に対して、それぞれ圧延率６１％（実施例１、６）、５５％（実施例２）、６５％（実施例３、４）、８５％（実施例５）、９０％（実施例７）、４２％（実施例８）で仕上げ冷間圧延を行った後、４００℃の炉中に５分間装入する低温焼鈍を施した。
【００７１】
このようにして実施例１〜８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。
【００７２】
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、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比を以下のように調べた。
【００７３】
平均結晶粒径は、銅合金板材の表面（圧延面）を研磨した後、エッチングし、その表面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により求めた。その結果、平均結晶粒径は、それぞれ５μｍ未満（実施例１〜４、７、８）、５．１μｍ（実施例５）、８．７μｍ（実施例６）であった。
【００７４】
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）は、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、銅合金板材の表面（圧延面）について測定した。このように測定したＸ線回折プロファイル（２θ／θスキャン法）のうち、｛１１１｝面、｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛３３１｝面および｛４２０｝面の各々の回折ピークの積分強度Ｉ｛ｈｋｌ｝を求めた。また、同じＸ線回折装置を用いて、同じ測定条件で、ランダム方位材料とみなすことができる歪のない純銅粉末（標準試料）の積分強度Ｉ０｛ｈｋｌ｝を求めた。これらの積分強度の比Ｐ｛ｈｋｌ｝＝Ｉ｛ｈｋｌ｝／Ｉ０｛ｈｋｌ｝をそれぞれの回折面について求め、６つの回折面に対するＰ｛ｈｋｌ｝の和が１になるように各分率f｛ｈｋｌ｝＝Ｐ｛ｈｋｌ｝／ΣＰ｛ｈｋｌ｝を定めた。これらの分率を各々の結晶面の配向度とし、得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を求めた。その結果、得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は、それぞれ３．０７（実施例１）、３．０３（実施例２）、３．２１（実施例３）、３．１５（実施例４）、２．９９（実施例５）、２．９６（実施例６）、３．５２（実施例７）、２．９８（実施例８）であり、いずれも２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たしていた。
【００７５】
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ＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）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ＴＤの引張強さを求めた。その結果、ＴＤの引張強さは、それぞれ６４９ＭＰａ（実施例１）、６３１ＭＰａ（実施例２）、６６４ＭＰａ（実施例３）、６７７ＭＰａ（実施例４）、６２９ＭＰａ(実施例５)、６５２ＭＰａ（実施例６）、７０７ＭＰａ（実施例７）、６０５ＭＰａ（実施例８）であった。
【００７６】
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３４．２％ＩＡＣＳ（実施例１）、３２．１％ＩＡＣＳ（実施例２）、３０．５％ＩＡＣＳ（実施例３）、３８．８％ＩＡＣＳ（実施例４）、３９．１％ＩＡＣＳ（実施例５）、３７．３％ＩＡＣＳ（実施例６）、４１．０％ＩＡＣＳ（実施例７）、３４．３％ＩＡＣＳ（実施例８）であった。
【００７７】
銅合金板材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（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２４倍（必要に応じて１００倍）で観察して、割れが発生しない最小曲げ半径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のＲ／ｔ値を求めた。ＬＤ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のＲ／ｔは、それぞれ０．０（実施例１〜６、８）、０．３(実施例７)であった。このＲ／ｔ値が０．５以下であれば、曲げ加工性に優れた銅合金板材であると判定することができる。
【００７８】
銅合金板材の応力緩和特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１５０℃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４．９％（実施例１）、６．８％（実施例２）、６．９％（実施例３）、３．３％（実施例４）、２．９％（実施例５）、２．８％（実施例６）、６．２％（実施例７）、４．８％（実施例８）であった。このように応力緩和率が７％以下の銅合金板材は、車載用コネクタに使用する銅合金板材として高い耐久性を有すると評価することができる。
【００７９】
銅合金板材の疲れ強さを評価するために、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）の試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２７３に準拠した疲労試験を行った。この疲労試験では、両振り平面曲げ疲れ限度を測定し、１０７回の繰り返し数に耐える応力値から疲れ限度比を求めた。なお、「疲れ限度比」とは、一般に疲れ限度を引張強さで除した値を示すが、本明細書中では、ＪＩＳ Ｈ
３１３０に準拠したモーメント式ばね限界値試験によって得られたばね限界値で除した値を示す。その結果、疲れ限度比は、それぞれ０．６２（実施例１）、０．５９（実施例２、７）、０．６０（実施例３）、０．６４（実施例４、６）、０．６５（実施例５）、０．６６（実施例８）であった。
【００８０】
［比較例１］
板厚を調整するための冷間圧延率を１８％とし、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を９６％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．２０とし、仕上げ冷間圧延率を５０％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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は１５μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．５６であった。また、ＴＤの引張強さは５６８ＭＰａ、導電率は３２．１％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は４．８％、疲れ限度比は０．５３であった。
【００８１】
［比較例２］
仕上げ冷間圧延率を３４％とし、板厚を調整するために面削量を変えた以外は、実施例８と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８２であった。また、ＴＤの引張強さは５８０ＭＰａ、導電率は３５．８％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は４．６％、疲れ限度比は０．５２であった。
【００８２】
［比較例３］
最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を５５％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．３８とし、仕上げ冷間圧延率を８１％とし、板厚を調整するために面削量を変えた以外は、実施例８と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は１０μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８４であった。また、ＴＤの引張強さは６１０ＭＰａ、導電率は３４．２％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．７、応力緩和率は３．０％、疲れ限度比は０．５１であった。
【００８３】
［比較例４］
７００℃未満〜３５０℃における熱間圧延率を５０％とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを１．３とし、板厚を調整するための冷間圧延率を７２％とし、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８５％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．４４とし、仕上げ冷間圧延率を６０％とした以外は、実施例５と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は１５μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８３であった。また、ＴＤの引張強さは６０７ＭＰａ、導電率は４０．１％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は５．４％、疲れ限度比は０．４９であった。
【００８４】
［比較例５］
７００℃未満〜３５０℃における熱間圧延率を８０％とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを１７．５とし、板厚を調整するための冷間圧延率を６８％とし、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８７％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．７８とし、仕上げ冷間圧延率を６０％とした以外は、実施例４と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８１であった。また、ＴＤの引張強さは６５０ＭＰａ、導電率は３５．３％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．７、応力緩和率は１０．２％、疲れ限度比は０．５０であった。
【００８５】
［比較例６］
板厚を調整するための冷間圧延率を０％とし、板厚を調整するための冷間圧延後の熱処理を省略し、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８３％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．５８とし、仕上げ冷間圧延率を９６％とし、最終的な板厚を０．０８ｍｍ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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は４．０５であった。また、ＴＤの引張強さは７１０ＭＰａ、導電率は３１．８％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは１．８、応力緩和率は８．３％、疲れ限度比は０．４９であった。
【００８６】
［比較例７］
板厚を調整するための冷間圧延率を６８％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．９１とし、仕上げ冷間圧延率を６０％とした以外は、実施例８と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は４．０７であった。また、ＴＤの引張強さは７３０ＭＰａ、導電率は３２．７％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは２．６、応力緩和率は１３．８％、疲れ限度比は０．４８であった。
【００８７】
［比較例８］
溶製した銅合金を０．０８質量％のＮｉと０．０９質量％のＳｎと０．１００質量％のＰと０．２１質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、７００℃未満〜３５０℃における熱間圧延率を６２％とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを１．５とし、板厚を調整するための冷間圧延率を０％とし、板厚を調整するための冷間圧延後の熱処理を省略し、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８９％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．６１とし、仕上げ冷間圧延率を８６％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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は９．８μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．９１であった。また、ＴＤの引張強さは４５８ＭＰａ、導電率は６７．４％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は１３．２％、疲れ限度比は０．５５であった。
【００８８】
［比較例９］
溶製した銅合金を１．０６質量％のＮｉと０．７８質量％のＳｎと０．７１０質量％のＰと０．０３質量％のＳｉと０．１１質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金として、実施例１と同様の方法により鋳造して得られた鋳片を熱間圧延したところ、熱間圧延の途中で割れが発生して最終に評価できるサンプルを作成することができなかった。なお、この比較例では、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰが１．８であった。
【００８９】
［比較例１０］
溶製した銅合金を１．０６質量％のＮｉと５．３０質量％のＳｎと０．０３８質量％のＰと０．０３質量％のＳｉと０．１１質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを６．１とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．５６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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．９３であった。また、ＴＤの引張強さは７０２ＭＰａ、導電率は１７．５％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは１．０、応力緩和率は９．１％、疲れ限度比は０．５６であった。
【００９０】
これらの実施例および比較例の銅合金板材の組成、製造条件、組織および特性を表２〜表６に示す。
【００９１】
【表２】
【００９２】
【表３】
【００９３】
【表４】
【００９４】
【表５】
【００９５】
【表６】
【００９６】
表５および表６からわかるように、実施例１〜８の銅合金板材は、いずれも２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有し、導電率が３０％ＩＡＣＳ以上であり、ＴＤの引張強さが６００ＭＰａ以上という高強度を有し、ＬＤのＲ／ｔ値が０．５以下の優れた曲げ加工性を有するとともに、車載用コネクタなどに使用する場合に重要になるＴＤの応力緩和率が７％以下の優れた耐応力緩和特性を有し、疲れ限度比が０．５５以上の優れた疲れ強さを有している。
【００９７】
一方、比較例１〜７の銅合金板材は、実施例１、４、５、８と同じ組成の銅合金の原料から、実施例１〜８と異なる製造条件で製造した銅合金板材である。これらの銅合金板材はいずれもＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）が２．９〜４．０の範囲外になっており、疲れ限度比が０．５５未満であり、強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比の全ての特性を満足するものはなかった。比較例１の銅合金板材は、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率が高く、最終再結晶焼鈍条件が過焼鈍になる条件であり、Ｉａ’ａｎｎ．＝ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）が２．５よりも低くなり、良好な特性が得られず、強度が低下した。一方、比較例３の銅合金板材は、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率が不足しており、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．が２．５に到達せず、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）も２．９に到達しなかった。この比較例３では、強度を目標値の６００ＭＰａにするため、仕上げ圧延率を高めに設定したが、曲げ加工性が低下した。比較例２の銅合金板材は、仕上げ圧下率が低過ぎたことにより、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．が２．９に到達しなかっただけでなく、強度も不十分であった。比較例４の銅合金板材は、熱間圧延の際の７００℃未満から３５０℃の温度域における圧延量や圧延時間が少なかったために析出物の量が不足し、その後の冷間圧延と焼鈍によって最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．が２．５に到達せず、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．も２．９に到達しなかった。比較例５の銅合金板材は、熱間圧延の際に過剰に析出が起こるように７００℃未満から３５０℃の温度域における圧延を時間をかけて行ったため、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．が低くなっただけでなく、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比のいずれも良好でなかった。比較例６の銅合金板材は、仕上げ圧延率が高過ぎたために、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．が４．０を超えており、強度は十分であるものの、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比のいずれも良好でなかった。比較例７の銅合金板材は、最終再結晶焼鈍条件が不適切であり、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性示すＩａ’ａｎｎ．が２．８を超えており、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比のいずれも良好ではなかった。
【００９８】
比較例８〜１０の銅合金板材は、Ｎｉ、ＳｎまたはＰの含有量が所定の範囲外であることにより、良好な特性が得られなかった。比較例８の銅合金板材は、ＮｉとＳｎの含有量が低過ぎたことにより強度レベルが低く、Ｚｎを添加しても強度を向上させることができなかった。また、この比較例８では、熱間圧延後の析出物が少なく、結晶粒が粗大化し易い傾向があるものの、耐応力緩和特性の劣化もみられた。比較例９では、Ｐの含有量が高過ぎたので、熱間圧延の途中で割れが発生して最終に評価できるサンプルを作成することができなかった。比較例１０の銅合金板材は、Ｓｎの含有量が高過ぎたので、引張強さが高いものの導電率が低くなり、曲げ加工性と耐応力緩和特性も劣っていた。
【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、コネクタなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材およびその製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品として電気電子部品に使用される材料には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために良好な導電性を有することが要求されるとともに、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得る高い強度を有することが要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般にプレス打ち抜き後に曲げ加工により成形されることから、優れた曲げ加工性を有することも要求される。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、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、耐応力緩和特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、その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、その素材に要求される強度レベルは一層厳しいものとなっている。特に、自動車用コネクタなどは、激しい振動が繰り返し負荷される環境で使用されるため、その素材には、疲労破壊を生じ難い性質、すなわち高い疲れ強さを有することが求められる。
【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対応するには、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。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を生じ易くなる。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が、コネクタなどの電気電子部品の素材では、一般に圧延方向（ＬＤ）および板厚方向に垂直な方向（ＴＤ）を曲げ軸とする曲げ加工が行われている。
【０００５】
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、その素材である銅合金板材には、耐応力緩和特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は、耐応力緩和特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、金属材料に応力が加えら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。
【０００６】
しかし、一般に銅合金板材では、強度と導電性の間、強度と曲げ加工性の間、曲げ加工性と耐応力緩和特性の間には、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、用途に応じて導電性、強度、曲げ加工性または耐応力緩和特性が良好な板材を適宜選択して使用している。
【０００７】
銅合金板材の中で、導電性、強度、曲げ加工性および耐応力緩和特性のバランスが良く且つ製造し易い板材として、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材がある。このＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板材では、ＳｎとＮｉによる銅合金板材の固溶強化作用に加えて、Ｎｉ−Ｐ系析出物を微細に分散させることによって上記の各特性の向上が図られており、コネクタなどの電気電子部品に使用される材料として、様々なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅金板材が提案されている（例えば、特許文献１〜８参照）。
【０００８】
また、｛４２０｝面を主方位成分とする集合組織を発達させてノッチング後曲げ加工法に最適化したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材（例えば、特許文献９参照）、Ｂｒａｓｓ方位の発達を抑制して耐応力緩和特性や曲げ加工性などを向上させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材（例えば、特許文献１０参照）、高強度銅合金であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（所謂コルソン合金）の板材において｛１００｝面を主方位成分とする集合組織を発達させて曲げ加工性やプレス打抜き性を向上させた銅合金板材（例えば、特許文献１１、１２参照）などが提案されている。これらの銅合金板材は、圧延面における特性の異方性を避け、強度と曲げ加工性のバランスを保つように設計されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平４−１５４９４２号公報（第１頁）
【特許文献２】特開４−２３６７３６号公報（段落番号０００６−０００７）
【特許文献３】特開平１０−２２６８３５号公報（段落番号０００７−０００８）
【特許文献４】特開２０００−１２９３７７号公報（段落番号０００９−００１０）
【特許文献５】特開２０００−２５６８１４号公報（段落番号０００８−０００９）
【特許文献６】特開２００１−２６２２５５号公報（段落番号０００８−０００９）
【特許文献７】特開２００１−２６２２９７号公報（段落番号００１０−００１１）
【特許文献８】特開２００２−２９４３６８号公報（段落番号０００７）
【特許文献９】特開２００８−２３１４９２号公報（段落番号００２４−００３４）
【特許文献１０】特開２００９−６２５９２号公報（段落番号００１１−００１２）
【特許文献１１】特開２０００−８０４２８号公報（段落番号０００４）
【特許文献１２】特開２０００−７３１３０号公報（段落番号０００４）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材は、比較的高い強度（５００〜６００ＭＰａの引張強さ）と導電率（３０〜５５％ＩＡＣＳ）を有し、強度と導電性のバランスに優れている。また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の耐応力緩和特性は、黄銅やりん青銅などの一般的な固溶強化型銅合金の板材の耐応力緩和特性と比べて格段に優れ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（所謂コルソン合金）やＣｕ−Ｔｉ系銅合金などの析出強化型銅合金の板材の耐応力緩和特性と比べても同等以上である。さらに、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材は、曲げ加工性にも優れており、自動車用コネクタなどの材料に適している。
【００１１】
また、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材は、基本的に固溶強化型合金の板材であり、析出強化や鋳造組織の微細化などのために、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒなどの易酸化性元素を添加する場合でもその添加量を少なくすることができるので、一般に良好な鋳造性を有する。さらに、析出強化型銅合金の板材を製造する場合に必要な溶体化処理や時効処理などの複雑な熱処理工程を省略することもできるので、比較低コストで製造することができる。
【００１２】
しかし、近年のコネクタなどの電気電子部品の薄肉化や小型化に対する厳しい要求に応えるためには、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の強度レベルを一段と高める必要がある。例えば、引張強さ６００ＭＰａ以上、さらに６５０ＭＰａ以上といった高強度の板材が要求される場合には、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金では、優れた耐応力緩和特性と曲げ加工性を維持しながら、製造コストを増大させないで高強度化するのは非常に困難である。
【００１３】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材を高強度化する一般的な方法として、ＮｉやＳｎなどの溶質元素を多量に添加する方法や、仕上げ圧延（調質処理）率を増大する方法などがある。しかし、溶質元素を多量に添加する方法では、導電率を著しく低下させるとともに、比較的高価なＮｉやＳｎなどの添加量が増加して経済的に不利になる。また、仕上げ圧延率を増大する方法では、加工硬化が高くなるにつれて曲げ加工性が低下する。そのため、強度レベルと導電性レベルが高くても、箱曲げが必要になる雌端子などの電気電子部品に使用できなくなる場合がある。一方、ＮｉやＰなどの析出物の量に寄与する元素を多量に添加する方法もあるが、これらの元素を多量に添加することによって、粗大な析出物が形成されてクラック発生の起点になり、曲げ加工性や疲れ強さの低下を招くことがある。また、これらの元素を多量に添加しても微細な析出物が形成されるように制御しようとすると、熱処理の回数を多くしたり、製造条件が限定されて、製造コストが増大する。
【００１４】
銅合金板材の曲げ加工性を向上させるためには、一般に結晶粒を微細化する方法が採用されている。銅合金板材の結晶粒径が小さい程、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。結晶粒界は、曲げ加工の際に粒界すべりや粒界の両側の結晶粒の回転を可能にする界面として機能するので、その界面の面積が大きい程、局部的な応力集中が回避され、曲げ加工性が向上する傾向になる。しかし、結晶粒微細化による結晶粒界の面積の増大は、クリープ現象の一種である応力緩和を助長する要因になる。特に、車載用コネクタなどのように高温環境で使用される場合では、原子の粒界に沿った拡散速度が粒内より著しく速いので、結晶粒微細化による耐応力緩和特性の低下は重大な問題になる。さらに、結晶粒界は、繰り返し曲げ変形時に転位の蓄積場所として働き、加工硬化を引き起こすため、疲労破壊の起点になることがある。このような温度環境下では、結晶粒微細化は、必ずしも疲れ強さの向上に適しているとはいえない。また、車載用コネクタは、その接続箇所や接続の方法などにより、エンジンの振動の影響を受け、電線かしめ部やその周辺で疲労破壊を起こすことがある。このような疲労破壊は、電線のかしめを強固にしたり、電線とコネクタの密着性を良好にするためにセレーションを打つとともに、電線をつぶしながらかしめる工法により、加工硬化と部分的な応力集中箇所が発生することによって起こる。また、雌端子のバネ部は、１８０°曲げによって加工硬化が激しい上に、細幅であるが故に、振動による疲労や熱による応力緩和によって接触圧力が低下するため、致命的な問題に発展しかねない。これらの問題を解決するために、コネクタの構造やハウジングなどによる支持構造を改良したり、電線の振動防止などの対策を講じているが、コネクタの素材の特性を向上させることは、コスト面や設計の自由度から大きく期待されている。従って、セレーションやかしめ部における過度の加工硬化を防止するために、コネクタの素材が適切な集合組織を有するようにする方法は、加工硬化を適度に抑えるため、有効であると考えられる。
【００１５】
近年、強度と曲げ加工性を同時に解決する方法として、所定の集合組織を発達させる方法や所定の集合組織の発達を抑制する方法が提案されている。例えば、特許文献９に開示された｛４２０｝面を主方位成分とする集合組織を発達させる方法や、特許文献１０に開示されたＢｒａｓｓ方位の発達を抑制する方法などが提案されている。しかし、｛４２０｝面を主方位成分とする集合組織を発達させる方法では、最終製品としての板材を得るまでに熱処理の回数が極端に制限されるため、圧延工程における製造負荷が高くなるという問題があり、また、Ｂｒａｓｓ方位の発達を抑制する方法では、仕上げ圧延における圧下率を高くすることができず、加工硬化を利用して強度を十分に向上させることが困難になる。
【００１６】
このように、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材において、強度と疲れ強さをさらに向上させながら曲げ加工性と耐応力緩和特性を同時に向上させることは困難であった。特に、近年の自動車用コネクタなどの電気電子部品の厳しい使用環境に対応するためには、強度、導電率、曲げ加工性および耐応力緩和特性に優れ、さらに疲労破壊を起こし難い銅合金板材を製造することが望まれている。
【００１７】
したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、強度、導電率、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた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】
【００１８】
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、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有するようにすることによって、強度、導電性、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた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。
【００１９】
すなわち、本発明による銅合金板材は、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする。
【００２０】
この銅合金板材は、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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してもよい。また、銅合金板材が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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してもよい。
【００２１】
また、本発明による銅合金板材の製造方法は、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避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する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程後に９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程後に圧延率６０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に到達温度４００〜７５０℃で再結晶化を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程後に圧延率４０〜９５％で冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程とを備え、熱間圧延工程において、熱間圧延後の銅合金板材の比抵抗をρＨ（μΩ・ｃｍ）、同一の熱間圧延後の銅合金板材を９００℃で３０分間保持した後に急冷したときの比抵抗をρＳＴ（μΩ・ｃｍ）、銅合金板材が鋳造時に含有するＰの濃度をχＰ（質量％）として、３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすように熱間圧延を行い、再結晶焼鈍工程において、最終再結晶焼鈍後の銅合金板材の圧延面において粉末Ｘ線回折法によって測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝として、２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たす結晶配向を有するように、４００〜７５０℃の温度域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を行うことを特徴とする。
【００２２】
この銅合金板材の製造方法において、銅合金の原料が、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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してもよい。また、銅合金の原料が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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してもよい。
【００２３】
上記の銅合金板材の製造方法において、再結晶焼鈍前の冷間圧延率を６０〜９５％とするのが好ましい。また、仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃の低温焼鈍を行うのが好ましい。さらに、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間において、冷間圧延と熱処理をこの順で繰り返してもよい。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、強度、導電率、疲れ強さ、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に高レベルに向上させた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形態】
【００２５】
本発明による銅合金板材の実施の形態は、０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、必要に応じて３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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および不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有する。以下、この銅合金板材およびその製造方法の実施の形態について詳細に説明する。
【００２６】
［合金組成］
本発明による銅合金板材の実施の形態は、ＣｕとＮｉとＳｎとＰを含むＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金からなる板材、好ましくは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐの４元系銅合金からなる板材であり、必要に応じてＺｎ、Ｆｅ、その他の元素を含有してもよい。
【００２７】
Ｎｉは、Ｃｕマトリクス中に固溶して、銅合金板材の強度、弾性、耐熱性の向上に寄与する。特に、Ｎｉは、Ｐとの化合物を形成して、導電率の向上および耐応力緩和特性の向上に寄与する。Ｎｉ含有量が０．１質量％未満では、これらの効果を十分に発揮させるのが困難である。そのため、Ｎｉ含有量は、０．１質量％以上にする必要があり、０．３質量%以上であるのが好ましく、０．５%質量％以上であるのがさらに好ましく、０．７質量％以上であるのが最も好ましい。一方、Ｎｉ含有量が過剰であると、導電率が低下し易い。そのため、Ｎｉ含有量は、５質量％以下にする必要があり、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、１．５質量％以下であるのがさらに好ましく、１．２質量％未満であるのが最も好ましい。
【００２８】
Ｓｎは、銅合金板材の固溶強化効果が大きく、特に、Ｎｉとともに添加することにより、その効果がさらに大きくなる。また、Ｓｎは、銅合金板材の耐応力緩和特性を向上させる効果を有する。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｓｎ含有量は、０．１質量％以上にする必要があり、０．３質量%以上であるのが好ましく、０．５%質量％以上であるのがさらに好ましい。一方、Ｓｎ含有量が５質量％を超えると、銅合金板材の導電率が著しく低下してしまい、また、Ｓｎは偏析し易い元素であるため、熱間圧延の際に割れが発生し易くなる。そのため、Ｓｎ含有量は、５質量％以下にする必要があり、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い。
【００２９】
Ｐは、Ｎｉとの析出物を生成して、銅合金板材の強度と導電率と耐応力緩和特性を同時に向上させる効果を有する。また、Ｐは、銅合金の原料を溶解して鋳造する際の脱酸剤として作用して溶湯の酸素濃度を低下させる効果を有する。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｐ含有量は、０．０１質量％以上にする必要があり、０．０３質量％以上であるのが好ましく、０．０４質量％以上であるのがさらに好ましい。一方、Ｐ含有量が０．５質量％を超えると、粗大なＮｉ−Ｐ系析出物が生成したり、過剰脱酸によって水素濃度が増大することにより、銅合金板材の鋳造欠陥や熱間圧延時の割れが発生し易くなり、また、銅合金板材の導電率と曲げ加工性も低下してしまう。そのため、Ｐ含有量は、０．５質量％以下にする必要があり、０．２質量％以下であるのが好ましく、０．１５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３０】
Ｆｅは、Ｐとの析出物を生成し、Ｐの他にＮｉを含めた３元化合物を生成する場合もある。また、微量のＦｅを添加することによって、Ｆｅ−Ｐ化合物またはＮｉ−Ｆｅ−Ｐ化合物の核生成サイトが分散して、微細な析出物が生成し易くなる。しかし、Ｆｅ含有量が過剰であると析出物の凝集および粗大化を招く。そのため、銅合金板材がＦｅを含有する場合には、Ｆｅ含有量は、３質量％以下にする必要があり、１質量％以下であるのが好ましく、０．５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３１】
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とともに、鋳造性を向上させる効果を有する。また、Ｚｎを添加することができれば、安価な黄銅スクラップを使用することができるという利点がある。しかし、Ｚｎ含有量が５質量％を超えると、銅合金板材の導電性や耐応力腐食割れ性が低下する要因になり易い。そのため、銅合金板材がＺｎを含有する場合には、Ｚｎ含有量は、５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い。
【００３２】
Ｍｇは、銅中に固溶するが、一部がＰとの化合物を形成する。また、Ｍｇは、銅合金板材の耐応力緩和特性を向上させる効果と、脱Ｓ効果を有する。しかし、Ｍｇは酸化し易い元素であるため、Ｍｇ含有量が１質量％を超えると、銅合金板材の鋳造性が著しく低下してしまう。そのため、銅合金板材がＭｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は、１質量％以下であるのが好ましく、０．５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３３】
Ｃｏは、Ｐとの析出物を生成するとともに、単体で析出することができる元素であり、銅合金板材の強度と導電率を同時に向上させる効果を有する。しかし、Ｃｏは高価な元素であるため、Ｃｏ含有量が２質量％を超えると、コスト的に不利になる。そのため、銅合金板材がＣｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量は、２質量％以下であるのが好ましく、１．５質量％以下であるのがさらに好ましい。
【００３４】
必要に応じて銅合金板材に添加するその他の元素として、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖなどがある。例えば、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、銅合金板材の強度をさらに高めるとともに、応力緩和を小さくする作用を有する。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、銅合金板材に存在するＳやＰｂなどの不可避的不純物と高融点化合物を生成し易く、また、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉは、銅合金板材の鋳造組織を微細化する効果を有し、熱間加工性の向上に寄与し得る。銅合金板材がＣｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上を含有する場合には、各元素を添加した効果を十分に得るために、これらの元素の総量が０．００１質量％以上であるのが好ましい。しかし、これらの元素の総量が３質量％を超えると、銅合金板材の熱間加工性または冷間加工性に悪い影響を与えるとともに、コスト的にも不利になる。そのため、これらの元素の総量は、３質量％以下にする必要があり、２質量％以下であるのが好ましく、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。
【００３５】
［集合組織］
一般に全ての板材において、強度が向上するに従って曲げ加工性が低下する。そのため、強度と曲げ加工性をバランス良く向上させるような製造工程を設計するのが理想とされている。しかし、コネクタの一つである「ばね一体箱型雌端子」では、最も強度が必要になるばね部は、使用される銅合金材料のコイル幅方向（ＴＤ）に延びるように形成されるのに対して、ノッチング後曲げ加工のような厳しい広幅曲げが必要になる部分は、使用される銅合金板材の圧延方向（ＬＤ）に延びるように形成される。すなわち、ＬＤに対するＴＤの相対強度を向上させることにより、ＬＤの曲げ加工性に優れ、ＴＤのばね性を最高に引き出すことを可能にするような結晶配向（集合組織）を見出すことが望まれる。この異方性の発現は、従来では弊害とされてきたＴＤの曲げ加工性を著しく悪化させるものではなく、ＬＤの曲げ程ではないものの、ばねの形成に必要になるＴＤの細幅曲げに十分に対応することができる曲げ加工性も有する必要がある。
【００３６】
本発明による銅合金板材の実施の形態では、銅合金圧延材の集合組織による面内異方性を１つの無次元量で取り扱うことを可能にする異方性指数（Ｉａ）を利用する。この指数は、ＬＤに対するＴＤの相対的な引張強さと一意的な関係を示し、高い値を有する程、ＬＤの曲げ加工性を損なうことなく、ＴＤの強度を向上させることができることを意味している。すなわち、この指数を高くすることによって、ＴＤの引張強さや耐力を選択的に向上させたばね一体箱型雌端子への利用に最適化された素材になる。後述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、このような特有の集合組織を有する結晶粒の割合を、銅合金の原料の組成と製造条件によって制御する。この特有の集合組織によって、強度と曲げ加工性を同時に向上させることができる。また、このような異方性を有する材料では、疲労破壊が極めて遅延することがわかった。
【００３７】
圧延面に対するＸ線回折プロファイル（２θ／θスキャン法）のうち、｛１１１｝面、｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛３３１｝面および｛４２０｝面の各々の回折ピークの積分強度Ｉ｛ｈｋｌ｝と、ランダム方位材料とみなすことができる歪のない純銅粉末（標準試料）の積分強度Ｉ０｛ｈｋｌ｝との比Ｐ｛ｈｋｌ｝＝Ｉ｛ｈｋｌ｝／Ｉ０｛ｈｋｌ｝をそれぞれの回折面について求め、６つの回折面に対するＰ｛ｈｋｌ｝の和が１になるように各分率f｛ｈｋｌ｝＝Ｐ｛ｈｋｌ｝／ΣＰ｛ｈｋｌ｝を定める。なお、｛ｈｋｌ｝＝｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝、｛３３１｝または｛４２０｝である。これらの分率は、測定面（圧延面）に平行な低指数面の配向度を意味している。例えば、｛１１１｝面の場合の分率f｛１１１｝は、f｛１１１｝＝Ｐ｛１１１｝／（Ｐ｛１１１｝＋Ｐ｛２００｝＋Ｐ｛２２０｝＋Ｐ｛３１１｝＋Ｐ｛３３１｝＋Ｐ｛４２０｝）から求められる。
【００３８】
Ｘ線回折により圧延面で測定された各々の面方位｛ｈｋｌ｝を有する結晶が一般的な銅合金の圧延または再結晶集合組織であると仮定した場合に、予測されるＬＤ（圧延方向）またはＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）と平行な方向＜ｕｖｗ＞と、各々の＜ｕｖｗ＞を引張軸としたときのＳｃｈｍｉｄ因子Ｓ＜ｕｖｗ＞を表１に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
表１から、｛１１１｝面や｛２００｝面の配向度の高い材料では異方性が小さく、｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛４２０｝面の配向度の高い材料では異方性が大きいことが予想される。したがって、本発明による銅合金板材の実施の形態では、圧延板材の異方性を取り扱う方法として、圧延面の方位｛ｈｋｌ｝を有する結晶のＬＤを＜ＬＤ｛ｈｋｌ｝＞、ＴＤを＜ＴＤ｛ｈｋｌ｝＞として、異方性指数Ｉａ（Ｉｎｄｅｘ ｏｆ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）＝Σ（Ｓ＜ＬＤ｛ｈｋｌ｝＞・ｆ｛ｈｋｌ｝）／Σ（Ｓ＜ＴＤ｛ｈｋｌ｝＞・ｆ｛ｈｋｌ｝）を利用する。
【００４１】
Ｓｃｈｍｉｄ因子が小さい程、大きな引張応力（外力）で臨界せん断応力に達するので、ＩａはＬＤに対するＴＤの相対強度に対応すると考えられる。特に、異方性の効果が強い｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛４２０｝面についてのみ考慮して、上記のＩａの式を書き換えると、Ｉａ≒（０．４１・ｆ{２２０}＋０．４１・ｆ｛３１１｝＋０．４１・ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）になる。
【００４２】
この式は、多結晶体のトータルの異方性が一配向面だけでは決定されないことや、各々の配向面毎にその寄与が異なることを示している。また、この式は、Ｘ線回折の各々のピークの強度の和には、相対的な意味や物理的意味はなく、配向度に変換するような規格化や重みづけを行って初めて意味のあるものになることを近似的に示している。
【００４３】
この異方性指数（Ｉａ）が大きい程、ばね一体箱型雌端子への利用に最適化された素材になることがわかった。但し、通常の製造工程で得られたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の配向性では、Ｉａを十分に高めることはできず、結果として曲げ加工性は良くてもＴＤの強度が不足したり、ＴＤの強度が高くても曲げ加工性に劣ることになり、個々の特性が最適点から低下した領域においてバランスのよい合金を製造せざるを得ない。しかし、後述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、Ｉａを高めた集合組織を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材を得ることができる。
さらに、このようにして製造された高いＩａを有する銅合金板材では、疲労破壊を遅延させる効果がみられることがわかった。一般に、銅合金板材では曲げ加工を繰り返すうちに結晶粒界に転位が蓄積されるが、Ｉａが高い銅合金板材では結晶配向性が高くなっており、交差すべりを起こし易く、転位の蓄積が緩和され、これにより局所的な加工硬化が抑制されて、疲労破壊が遅延すると考えられる。
【００４４】
このような結晶配向は、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、Ｉａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）として、２．９≦Ｉａ’ｆｉｎ．≦４．０、好ましくは２．９≦Ｉａ’ｆｉｎ．≦３．８によって特定することができることがわかった。
【００４５】
この式を満足する集合組織は、最適な熱間圧延、冷間圧延および熱処理の条件や組み合わせが全て揃って初めて得ることができる。銅合金板材を高強度化するためには、再結晶焼鈍後に冷間圧延することが極めて有効であるが、仕上げ冷間圧延の条件を調整するだけでは、この式を満足するような優れたＬＤの曲げ加工性とＴＤの高強度化の両立はできないため、再結晶焼鈍後の仕上げ冷間圧延前に、Ｉａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）として、２．５≦Ｉａ’ａｎｎ．≦２．８を満たす結晶配向を有するようにしておくのが望ましい。
【００４６】
［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、平均結晶粒径が小さ過ぎると、耐応力緩和特性が悪くなり易く、また、疲れ強さが低下する場合がある。一方、平均結晶粒径が大きくなり過ぎると、銅合金板材の曲げ部の表面の肌荒が生じ易くなり、曲げ加工性が低下し、疲れ強さが低下する場合がある。
【００４７】
また、焼鈍工程における再結晶や粒成長の際にも結晶の配向性が変化するため、上述したように２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たすような集合組織を得るとともに、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特性を維持するためには、結晶粒径の管理が必要であるが、仕上げ圧延によって長手方向に伸ばされた結晶粒形状になるため、粒径の測定やその定義が困難である。そのため、仕上げ圧延前の再結晶焼鈍において結晶粒度を制限するのが好ましい。
【００４８】
最終工程後の平均結晶粒径は、最終再結晶焼鈍後の結晶粒径によってほぼ決まってくるため、上述したように再結晶焼鈍後に２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たすように焼鈍条件を設定するのが好ましい。なお、結晶粒径が１μｍより小さいと、耐応力緩和特性が低下し、一方、結晶粒径が２０μｍを超えると、曲げ加工性や疲れ強さが低下するので、上記の焼鈍条件で熱処理した後の結晶粒径が１〜２０μｍになるようにするのが好ましく、１〜１０μｍになるようにするのがさらに好ましく、１〜５μｍ未満にするのが最も好ましい。
【００４９】
［特性］
コネクタなどの電気電子部品を小型化および薄肉化するためには、素材である銅合金板材の引張強さを６００ＭＰａ以上にするのが好ましく、６５０ＭＰａ以上にするのがさらに好ましい。また、導電率は、３０％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましく、３２．５％ＩＡＣＳ以上であるのがさらに好ましい。
【００５０】
また、銅合金板材の曲げ加工性の評価として、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）になるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）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曲げ加工試験片を曲げ軸を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く、０．５以下であるのがさらに好ましい。
【００５１】
耐応力緩和特性については、銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合は、ＴＤの耐応力緩和特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り応力緩和特性を評価するのが好ましい。また、銅合金板材の表面の最大負荷応力が０．２％耐力の８０％の大きさになるようにして、１６０℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率が１０％以下になるのが好ましく、７％以下になるのがさらに好ましい。
【００５２】
疲労破壊を起こし難い銅合金板材であるか否かの指標として疲れ限度比がある。本明細書中において、「疲れ限度比」とは、両振り平面曲げを１０７回繰り返し行ったときに耐える応力の上限値（疲れ強さ）をばね限界値で除した値を示す。銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合には、ばね限界値と疲れ強さのいずれも大きいことが重要であるが、コネクタの小型化に対応するためには、信頼性を向上させるために、耐応力緩和特性と同様に、コネクタのばね部を形成するＴＤの疲れ限度比が特に重要であることがわかった。そのため、疲れ限度比は、長手方向がＴＤである試験片を用いた疲れ限度比により評価するのが好ましい。従来の銅合金板材では、疲れ限度比が０．４〜０．５程度であるが、コネクタの小型化に伴って、０．５５以上であるのが好ましく、０．６以上であるのがさらに好ましい。
【００５３】
近年のコネクタなどの電気電子部品に要求される特性を満足するためには、強度、導電率、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比の全てを高いレベルにすることが重量である。
【００５４】
［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・鋳造工程後に９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程後に圧延率６０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に４００〜７５０℃で再結晶化を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程後に圧延率４０〜９５％で冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程とを備えている。なお、仕上げ冷間圧延工程後に、さらに１５０〜４５０℃で加熱処理（低温焼鈍）を行うのが好ましい。また、熱間圧延工程後には、必要に応じて面削を行い、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。さらに、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間において、冷間圧延と熱処理をこの順で繰り返して最終的な板厚を調整してもよい。以下、これらの工程について詳細に説明する。
【００５５】
（溶解・鋳造工程）
一般的な銅合金の溶製方法と同様の方法により、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ればよい。
【００５６】
（熱間圧延工程）
通常、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金の熱間圧延では、圧延途中で析出物を生成させないようにするため、７００℃以上または７５０℃以上の高温域で圧延し、圧延終了後に急冷する。しかし、このような通常の熱間圧延条件では、本発明による銅合金板材の実施の形態のように特異な集合組織を有する銅合金板材を製造することはできない。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、熱間圧延工程において、９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに、７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う。但し、熱間圧延後の銅合金板材の比抵抗をρＨ（μΩ・ｃｍ）、同一の熱間圧延後の銅合金板材を９００℃で３０分間保持した後に急冷したときの比抵抗をρＳＴ（μΩ・ｃｍ）、銅合金板材が鋳造時に含有するＰの濃度をχＰ（質量％）とすると、熱間圧延後の銅合金板材が、３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすＮｉ−Ｐ化合物などの金属間化合物の析出状態を有する必要がある。
【００５７】
鋳片を熱間圧延する際に、再結晶が発生し易い７００℃より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℃を超える高温で圧延を行うと、合金成分の偏析部分など、融点が低下している部分で割れを生じるおそれがあるので好ましくない。したがって、熱間圧延工程中における完全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７０％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７０％以上の圧延率を得るためには大きな圧延荷重が必要になるので、多パスに分けてトータル７０％以上の圧延率を確保すればよい。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、圧延歪が生じ易い７００℃未満〜３５０℃の温度域で一定時間の圧延を確保する。この際も７００℃未満〜３５０℃の温度域で複数パスの圧延を行うことができる。また、熱間圧延の最終パス温度は、３５０℃以上にするのが好ましく、６００〜３５０℃にするのがさらに好ましい。なお、７００℃未満〜３５０℃の温度域における圧延率は、５５％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがさらに好ましい。また、熱間圧延におけるトータルの圧延率は、８５〜９５％程度にすればよい。
【００５８】
それぞれの温度域における圧延率ε（％）は、熱間圧延前の鋳片の板厚をｔ０、熱間圧延後の鋳片の板厚をｔ１とすると、ε＝（ｔ０−ｔ１）×１００／ｔ０によって算出される。例えば、９５０〜７００℃の間で行う最初の圧延パスに供する鋳片の板厚が１８０ｍｍ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、引き続き圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを７００℃未満〜３５０℃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、９５０℃〜７００℃の温度域で行われた圧延の圧延率は、（１８０−３０）×１００／１８０＝８３（％）になり、トータルの圧延率は、（１８０−１０）×１００／１８０＝９４（％）になる。
【００５９】
また、７００℃未満〜３５０℃の熱間圧延によってＮｉ−Ｐ化合物が析出する。この熱間圧延後の銅合金板材について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）―エネルギー分散型Ｘ線分光による測定を行うと、適切に熱間圧延された銅合金板材では、微細なＮｉ−Ｐ化合物が細かく分散しているのがわかる。この時点におけるＮｉ−Ｐ化合物の析出量が不足すると、後工程で熱処理を行っても所望の析出状態を得難く、再結晶焼鈍前の冷間圧延において導入される歪が不十分になり、最終的に目的とする集合組織を得難くなる。一方、Ｎｉ−Ｐ化合物の析出量が多過ぎると、析出物が粗大化して、再結晶焼鈍前の冷間圧延において導入される歪エネルギーに悪影響を及ぼすとともに、最終的な銅合金板材の曲げ加工性が低下する。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、目的とする特性を有する銅合金板材を得るために、適切に熱間圧延された銅合金板材は、上述した３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすことがわかった。
【００６０】
（冷間圧延工程）
再結晶焼鈍前に行う冷間圧延工程では、圧延率を６０％以上にする必要があり、７０％以上にするのが好ましい。圧延率が６０％未満であると、歪エネルギーの導入が不十分になり、次工程の再結晶焼鈍時に再結晶核が減少し、結晶粒が粗大化する原因になる。また、９５％より大きな圧延率で加工された銅合金板材に対して次工程で再結晶焼鈍を施すと、上述した２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たさなくなり、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ので、圧延率を９５％以下にするのが好ましい。
【００６１】
（再結晶焼鈍工程）
従来の銅合金板材の製造方法では、再結晶焼鈍は再結晶化のために行われる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、再結晶焼鈍後の配向性において再結晶集合組織が支配的にならない程度に圧延集合組織を残存させるのが好ましい。このような再結晶焼鈍は、４００〜７５０℃の炉温で行うのが好ましい。この温度が低過ぎると再結晶が不十分になり、高過ぎると結晶粒が粗大化してしまい、いずれの場合も、目的とする結晶配向の生成に不利になり、最終的に曲げ加工性の優れた高強度銅合金板材を得るのが困難になる。このような４００〜７５０℃の炉温で行う再結晶焼鈍の保持時間および到達温度は、再結晶焼鈍後の銅合金板材の圧延面において粉末Ｘ線回折法によって測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たす結晶配向を有するように設定するのが好ましい。具体的には、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態において使用する化学組成の銅合金の原料では、４００〜７５０℃、好ましくは５００〜７５０℃の温度で数秒〜数時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。なお、上記の（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）の値は、熱量を増大させると小さくなる傾向がある。
【００６２】
（仕上げ冷間圧延工程）
仕上げ冷間圧延は、銅合金板材の強度レベルを向上させるために行われる。仕上げ冷間圧延率が低過ぎると、加工硬化が不足して十分な強度を得難くなる。一方、仕上げ冷間圧延率が高過ぎると、加工硬化も限界に達して起こらなくなり、伸びのない板材になってしまうため、プレス成型素材として使用するには適さない。このように、仕上げ冷間圧延率が低過ぎても高過ぎても強度と曲げ加工性を高いレベルで両立する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、仕上げ冷間圧延率を４０〜９５％以下にするのが好ましい。上述した各工程の条件を満たし、さらにこのような仕上げ冷間圧延を行うことによって、上述した２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有する銅合金板材を得ることができる。なお、最終的な銅合金板材の板厚は、用途によって最適な板厚にされるが、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。
（低温焼鈍工程）
【００６３】
仕上げ冷間圧延後には、銅合金板材の残留応力の低減により曲げ加工性を向上させ、空孔やすべり面上の転位の低減により耐応力緩和特性を向上させるために、仕上げ冷間圧延後の結晶配向が変化しない範囲で低温焼鈍を行ってもよい。この低温焼鈍の加熱温度は、材料の温度が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、銅合金板材の強度の低下を殆ど伴わずに曲げ加工性と耐応力緩和特性を向上させることができ、銅合金板材の導電率を上昇させる効果もある。この低温焼鈍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、上記の特性を向上させる効果を十分に得ることができない。また、この加熱温度における保持時間は、連続式では安定面から５秒間以上であるのが好ましく、バッチ式ではコスト面から１０時間以内であるのが好ましい。
【００６４】
また、仕上げ冷間圧延と低温焼鈍の間または低温焼鈍後に、銅合金板材の形状の矯正を目的とするテンションレベラーの通板を行ってもよい。但し、低温焼鈍後にテンションレベラーの通板を行う場合には、ばね限界値などの特性が変化しないように行う必要がある。
【実施例】
【００６５】
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。
【００６６】
［実施例１〜８］
０．９０質量％のＮｉと１．４４質量％のＳｎと０．０７１質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１）、２．１５質量％のＮｉと１．３５質量％のＳｎと０．０９２質量％のＰと０．１０質量％のＣｒと０．０５質量％のＺｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、２．２７質量％のＮｉと１．８６質量％のＳｎと０．０７４質量％のＰと０．０５質量％のＣｏと０．００５質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、０．６６質量％のＮｉと１．７０質量％のＳｎと０．１２０質量％のＰと０．０８質量％のＭｇと０．０９質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、１．０６質量％のＮｉと０．７９質量％のＳｎと０．０３８質量％のＰと０．０３質量％のＳｉと０．１１質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、０．７４質量％のＮｉと１．４０質量％のＳｎと０．０９０質量％のＰと０．３２質量％のＺｎと０．１０質量％のＶを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、１．０４質量％のＮｉと０．９０質量％のＳｎと０．０５６質量％のＰと０．０３６質量％のＺｎと０．０６質量％のＦｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、０．９７質量％のＮｉと１．５１質量％のＳｎと０．０８０質量％のＰと０．０２６質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）をそれぞれ溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造して、それぞれ厚さ１８０ｍｍの鋳片を得た。
【００６７】
それぞれの鋳片を９２０℃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、９５０℃〜７００℃の温度域における圧延率が７０％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〜３５０℃における熱間圧延率をそれぞれ６７％（実施例１、４、５、７、８）、７３％（実施例２）、６２％（実施例３、６）とし、熱間圧延の最終パス温度を６００℃〜３５０℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９４％であった。熱間圧延後、表層の酸化層を機械的に除去（面削）した。なお、この熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰは、それぞれ９．３（実施例１）、１５．０（実施例２）、５．９（実施例３）、９．５（実施例４）、１０．０（実施例５）、４．３（実施例６）、６．７（実施例７）、９．０（実施例８）であり、いずれも３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たしていた。
【００６８】
次いで、それぞれ圧延率７２％（実施例１、２、４、６）、７３％（実施例３）、６１％（実施例５）、０％（実施例７）、７８％（実施例８）で板厚を調整するための冷間圧延を行った後、実施例７を除いて５５０℃で約３時間熱処理して再結晶を行った。
【００６９】
次いで、それぞれ圧延率８５％（実施例１、６、７）、８７％（実施例２、８）、８３％（実施例３、４）、７２％（実施例５）で冷間圧延を行った後、６５０〜７５０℃で１０〜６０秒間再結晶焼鈍を行った。各実施例における再結晶焼鈍の温度と時間については、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）が２．５〜２．８になるように、各実施例における合金組成に応じて到達温度を６５０〜７５０℃の範囲内で調整し、６５０〜７５０℃の温度域における保持時間を１０〜６０秒間の範囲で調整した。なお、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は、それぞれ２．６９（実施例１）、２．７３（実施例２）、２．７７（実施例３）、２．６４（実施例４）、２．５５（実施例５）、２．５２（実施例６）、２．６２（実施例７）、２．６３（実施例８）であり、いずれも２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たしていた。
【００７０】
次いで、最終再結晶焼鈍後の銅合金板材に対して、それぞれ圧延率６１％（実施例１、６）、５５％（実施例２）、６５％（実施例３、４）、８５％（実施例５）、９０％（実施例７）、４２％（実施例８）で仕上げ冷間圧延を行った後、４００℃の炉中に５分間装入する低温焼鈍を施した。
【００７１】
このようにして実施例１〜８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。
【００７２】
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、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比を以下のように調べた。
【００７３】
平均結晶粒径は、銅合金板材の表面（圧延面）を研磨した後、エッチングし、その表面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により求めた。その結果、平均結晶粒径は、それぞれ５μｍ未満（実施例１〜４、７、８）、５．１μｍ（実施例５）、８．７μｍ（実施例６）であった。
【００７４】
Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）は、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、銅合金板材の表面（圧延面）について測定した。このように測定したＸ線回折プロファイル（２θ／θスキャン法）のうち、｛１１１｝面、｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛３３１｝面および｛４２０｝面の各々の回折ピークの積分強度Ｉ｛ｈｋｌ｝を求めた。また、同じＸ線回折装置を用いて、同じ測定条件で、ランダム方位材料とみなすことができる歪のない純銅粉末（標準試料）の積分強度Ｉ０｛ｈｋｌ｝を求めた。これらの積分強度の比Ｐ｛ｈｋｌ｝＝Ｉ｛ｈｋｌ｝／Ｉ０｛ｈｋｌ｝をそれぞれの回折面について求め、６つの回折面に対するＰ｛ｈｋｌ｝の和が１になるように各分率f｛ｈｋｌ｝＝Ｐ｛ｈｋｌ｝／ΣＰ｛ｈｋｌ｝を定めた。これらの分率を各々の結晶面の配向度とし、得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を求めた。その結果、得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は、それぞれ３．０７（実施例１）、３．０３（実施例２）、３．２１（実施例３）、３．１５（実施例４）、２．９９（実施例５）、２．９６（実施例６）、３．５２（実施例７）、２．９８（実施例８）であり、いずれも２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たしていた。
【００７５】
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ＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）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ＴＤの引張強さを求めた。その結果、ＴＤの引張強さは、それぞれ６４９ＭＰａ（実施例１）、６３１ＭＰａ（実施例２）、６６４ＭＰａ（実施例３）、６７７ＭＰａ（実施例４）、６２９ＭＰａ(実施例５)、６５２ＭＰａ（実施例６）、７０７ＭＰａ（実施例７）、６０５ＭＰａ（実施例８）であった。
【００７６】
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３４．２％ＩＡＣＳ（実施例１）、３２．１％ＩＡＣＳ（実施例２）、３０．５％ＩＡＣＳ（実施例３）、３８．８％ＩＡＣＳ（実施例４）、３９．１％ＩＡＣＳ（実施例５）、３７．３％ＩＡＣＳ（実施例６）、４１．０％ＩＡＣＳ（実施例７）、３４．３％ＩＡＣＳ（実施例８）であった。
【００７７】
銅合金板材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（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２４倍（必要に応じて１００倍）で観察して、割れが発生しない最小曲げ半径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のＲ／ｔ値を求めた。ＬＤ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のＲ／ｔは、それぞれ０．０（実施例１〜６、８）、０．３(実施例７)であった。このＲ／ｔ値が０．５以下であれば、曲げ加工性に優れた銅合金板材であると判定することができる。
【００７８】
銅合金板材の応力緩和特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１５０℃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４．９％（実施例１）、６．８％（実施例２）、６．９％（実施例３）、３．３％（実施例４）、２．９％（実施例５）、２．８％（実施例６）、６．２％（実施例７）、４．８％（実施例８）であった。このように応力緩和率が７％以下の銅合金板材は、車載用コネクタに使用する銅合金板材として高い耐久性を有すると評価することができる。
【００７９】
銅合金板材の疲れ強さを評価するために、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）の試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２７３に準拠した疲労試験を行った。この疲労試験では、両振り平面曲げ疲れ限度を測定し、１０７回の繰り返し数に耐える応力値から疲れ限度比を求めた。なお、「疲れ限度比」とは、一般に疲れ限度を引張強さで除した値を示すが、本明細書中では、ＪＩＳ Ｈ
３１３０に準拠したモーメント式ばね限界値試験によって得られたばね限界値で除した値を示す。その結果、疲れ限度比は、それぞれ０．６２（実施例１）、０．５９（実施例２、７）、０．６０（実施例３）、０．６４（実施例４、６）、０．６５（実施例５）、０．６６（実施例８）であった。
【００８０】
［比較例１］
板厚を調整するための冷間圧延率を１８％とし、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を９６％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．２０とし、仕上げ冷間圧延率を５０％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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は１５μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．５６であった。また、ＴＤの引張強さは５６８ＭＰａ、導電率は３２．１％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は４．８％、疲れ限度比は０．５３であった。
【００８１】
［比較例２］
仕上げ冷間圧延率を３４％とし、板厚を調整するために面削量を変えた以外は、実施例８と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８２であった。また、ＴＤの引張強さは５８０ＭＰａ、導電率は３５．８％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は４．６％、疲れ限度比は０．５２であった。
【００８２】
［比較例３］
最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を５５％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．３８とし、仕上げ冷間圧延率を８１％とし、板厚を調整するために面削量を変えた以外は、実施例８と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は１０μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８４であった。また、ＴＤの引張強さは６１０ＭＰａ、導電率は３４．２％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．７、応力緩和率は３．０％、疲れ限度比は０．５１であった。
【００８３】
［比較例４］
７００℃未満〜３５０℃における熱間圧延率を５０％とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを１．３とし、板厚を調整するための冷間圧延率を７２％とし、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８５％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．４４とし、仕上げ冷間圧延率を６０％とした以外は、実施例５と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は１５μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８３であった。また、ＴＤの引張強さは６０７ＭＰａ、導電率は４０．１％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は５．４％、疲れ限度比は０．４９であった。
【００８４】
［比較例５］
７００℃未満〜３５０℃における熱間圧延率を８０％とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを１７．５とし、板厚を調整するための冷間圧延率を６８％とし、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８７％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．７８とし、仕上げ冷間圧延率を６０％とした以外は、実施例４と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．８１であった。また、ＴＤの引張強さは６５０ＭＰａ、導電率は３５．３％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．７、応力緩和率は１０．２％、疲れ限度比は０．５０であった。
【００８５】
［比較例６］
板厚を調整するための冷間圧延率を０％とし、板厚を調整するための冷間圧延後の熱処理を省略し、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８３％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．５８とし、仕上げ冷間圧延率を９６％とし、最終的な板厚を０．０８ｍｍ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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は４．０５であった。また、ＴＤの引張強さは７１０ＭＰａ、導電率は３１．８％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは１．８、応力緩和率は８．３％、疲れ限度比は０．４９であった。
【００８６】
［比較例７］
板厚を調整するための冷間圧延率を６８％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．９１とし、仕上げ冷間圧延率を６０％とした以外は、実施例８と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は４．０７であった。また、ＴＤの引張強さは７３０ＭＰａ、導電率は３２．７％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは２．６、応力緩和率は１３．８％、疲れ限度比は０．４８であった。
【００８７】
［比較例８］
溶製した銅合金を０．０８質量％のＮｉと０．０９質量％のＳｎと０．１００質量％のＰと０．２１質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、７００℃未満〜３５０℃における熱間圧延率を６２％とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを１．５とし、板厚を調整するための冷間圧延率を０％とし、板厚を調整するための冷間圧延後の熱処理を省略し、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８９％とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．６１とし、仕上げ冷間圧延率を８６％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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は９．８μｍであり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．９１であった。また、ＴＤの引張強さは４５８ＭＰａ、導電率は６７．４％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは０．０、応力緩和率は１３．２％、疲れ限度比は０．５５であった。
【００８８】
［比較例９］
溶製した銅合金を１．０６質量％のＮｉと０．７８質量％のＳｎと０．７１０質量％のＰと０．０３質量％のＳｉと０．１１質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金として、実施例１と同様の方法により鋳造して得られた鋳片を熱間圧延したところ、熱間圧延の途中で割れが発生して最終に評価できるサンプルを作成することができなかった。なお、この比較例では、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰが１．８であった。
【００８９】
［比較例１０］
溶製した銅合金を１．０６質量％のＮｉと５．３０質量％のＳｎと０．０３８質量％のＰと０．０３質量％のＳｉと０．１１質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、熱間圧延後の析出状態を示す（ρＳＴ−ρＨ）／χＰを６．１とし、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）を２．５６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。この比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、引張強さ、導電率、曲げ加工性、応力緩和率、疲れ限度比について、実施例１〜８と同様の方法により調べた。その結果、平均結晶粒径は５μｍ未満であり、Ｘ線回折強度から得られた銅合金板材の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）は２．９３であった。また、ＴＤの引張強さは７０２ＭＰａ、導電率は１７．５％ＩＡＣＳ、ＬＤのＲ／ｔは１．０、応力緩和率は９．１％、疲れ限度比は０．５６であった。
【００９０】
これらの実施例および比較例の銅合金板材の組成、製造条件、組織および特性を表２〜表６に示す。
【００９１】
【表２】
【００９２】
【表３】
【００９３】
【表４】
【００９４】
【表５】
【００９５】
【表６】
【００９６】
表５および表６からわかるように、実施例１〜８の銅合金板材は、いずれも２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０を満たす結晶配向を有し、導電率が３０％ＩＡＣＳ以上であり、ＴＤの引張強さが６００ＭＰａ以上という高強度を有し、ＬＤのＲ／ｔ値が０．５以下の優れた曲げ加工性を有するとともに、車載用コネクタなどに使用する場合に重要になるＴＤの応力緩和率が７％以下の優れた耐応力緩和特性を有し、疲れ限度比が０．５５以上の優れた疲れ強さを有している。
【００９７】
一方、比較例１〜７の銅合金板材は、実施例１、４、５、８と同じ組成の銅合金の原料から、実施例１〜８と異なる製造条件で製造した銅合金板材である。これらの銅合金板材はいずれもＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）が２．９〜４．０の範囲外になっており、疲れ限度比が０．５５未満であり、強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比の全ての特性を満足するものはなかった。比較例１の銅合金板材は、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率が高く、最終再結晶焼鈍条件が過焼鈍になる条件であり、Ｉａ’ａｎｎ．＝ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）が２．５よりも低くなり、良好な特性が得られず、強度が低下した。一方、比較例３の銅合金板材は、最終再結晶焼鈍前の冷間圧延率が不足しており、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．が２．５に到達せず、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．＝（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）も２．９に到達しなかった。この比較例３では、強度を目標値の６００ＭＰａにするため、仕上げ圧延率を高めに設定したが、曲げ加工性が低下した。比較例２の銅合金板材は、仕上げ圧下率が低過ぎたことにより、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．が２．９に到達しなかっただけでなく、強度も不十分であった。比較例４の銅合金板材は、熱間圧延の際の７００℃未満から３５０℃の温度域における圧延量や圧延時間が少なかったために析出物の量が不足し、その後の冷間圧延と焼鈍によって最終再結晶焼鈍後の結晶配向性を示すＩａ’ａｎｎ．が２．５に到達せず、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．も２．９に到達しなかった。比較例５の銅合金板材は、熱間圧延の際に過剰に析出が起こるように７００℃未満から３５０℃の温度域における圧延を時間をかけて行ったため、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．が低くなっただけでなく、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比のいずれも良好でなかった。比較例６の銅合金板材は、仕上げ圧延率が高過ぎたために、最終工程後の結晶配向性を示すＩａ’ｆｉｎ．が４．０を超えており、強度は十分であるものの、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比のいずれも良好でなかった。比較例７の銅合金板材は、最終再結晶焼鈍条件が不適切であり、最終再結晶焼鈍後の結晶配向性示すＩａ’ａｎｎ．が２．８を超えており、曲げ加工性、耐応力緩和特性および疲れ限度比のいずれも良好ではなかった。
【００９８】
比較例８〜１０の銅合金板材は、Ｎｉ、ＳｎまたはＰの含有量が所定の範囲外であることにより、良好な特性が得られなかった。比較例８の銅合金板材は、ＮｉとＳｎの含有量が低過ぎたことにより強度レベルが低く、Ｚｎを添加しても強度を向上させることができなかった。また、この比較例８では、熱間圧延後の析出物が少なく、結晶粒が粗大化し易い傾向があるものの、耐応力緩和特性の劣化もみられた。比較例９では、Ｐの含有量が高過ぎたので、熱間圧延の途中で割れが発生して最終に評価できるサンプルを作成することができなかった。比較例１０の銅合金板材は、Ｓｎの含有量が高過ぎたので、引張強さが高いものの導電率が低くなり、曲げ加工性と耐応力緩和特性も劣っていた。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０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】
前記銅合金板材が、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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に記載の銅合金板材。
【請求項３】
前記銅合金板材が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避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する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程後に９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程後に圧延率６０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に到達温度４００〜７５０℃で再結晶化を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程後に圧延率４０〜９５％で冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程とを備え、前記熱間圧延工程において、熱間圧延後の銅合金板材の比抵抗をρＨ（μΩ・ｃｍ）、同一の熱間圧延後の銅合金板材を９００℃で３０分間保持した後に急冷したときの比抵抗をρＳＴ（μΩ・ｃｍ）、銅合金板材が鋳造時に含有するＰの濃度をχＰ（質量％）として、３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすように熱間圧延を行い、前記再結晶焼鈍工程において、最終再結晶焼鈍後の銅合金板材の圧延面において粉末Ｘ線回折法によって測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝として、２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たす結晶配向を有するように、４００〜７５０℃の温度域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を行うことを特徴とする、銅合金板材の製造方法。
【請求項５】
前記銅合金の原料が、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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４に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項６】
前記銅合金の原料が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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４または５に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項７】
前記再結晶焼鈍前の冷間圧延率を６０〜９５％とすることを特徴とする、請求項４乃至６のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項８】
前記仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃の低温焼鈍を行うことを特徴とする、請求項４乃至７のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項９】
前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程の間において、冷間圧延と熱処理をこの順で繰り返すことを特徴とする、請求項４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１】
０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法により測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝とすると、２．９≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦４．０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】
前記銅合金板材が、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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に記載の銅合金板材。
【請求項３】
前記銅合金板材が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
０．１〜５質量％のＮｉと０．１〜５質量％のＳｎと０．０１〜０．５質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避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する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程後に９５０℃〜７００℃の温度域で最初の圧延パスの熱間圧延を行うとともに７００℃未満〜３５０℃の温度域で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程後に圧延率６０％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に到達温度４００〜７５０℃で再結晶化を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程後に圧延率４０〜９５％で冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程とを備え、前記熱間圧延工程において、熱間圧延後の銅合金板材の比抵抗をρＨ（μΩ・ｃｍ）、同一の熱間圧延後の銅合金板材を９００℃で３０分間保持した後に急冷したときの比抵抗をρＳＴ（μΩ・ｃｍ）、銅合金板材が鋳造時に含有するＰの濃度をχＰ（質量％）として、３≦（ρＳＴ−ρＨ）／χＰ≦１６を満たすように熱間圧延を行い、前記再結晶焼鈍工程において、最終再結晶焼鈍後の銅合金板材の圧延面において粉末Ｘ線回折法によって測定された｛ｈｋｌ｝結晶面の配向度をf｛ｈｋｌ｝として、２．５≦（ｆ{２２０}＋ｆ｛３１１｝＋ｆ｛４２０｝）／（０．２７・ｆ｛２２０｝＋０．４９・ｆ｛３１１｝＋０．４９・ｆ｛４２０｝）≦２．８を満たす結晶配向を有するように、４００〜７５０℃の温度域の保持時間および到達温度を設定して熱処理を行うことを特徴とする、銅合金板材の製造方法。
【請求項５】
前記銅合金の原料が、３質量％以下のＦｅ、５質量％以下のＺｎ、１質量％以下のＭｇ、１質量％以下のＳｉおよび２質量％以下のＣｏ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４に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項６】
前記銅合金の原料が、Ｃｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶ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４または５に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項７】
前記再結晶焼鈍前の冷間圧延率を６０〜９５％とすることを特徴とする、請求項４乃至６のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項８】
前記仕上げ冷間圧延後に１５０〜４５０℃の低温焼鈍を行うことを特徴とする、請求項４乃至７のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項９】
前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程の間において、冷間圧延と熱処理をこの順で繰り返すことを特徴とする、請求項４乃至８のいずれかに記載の銅合金板材の製造方法。
【公開番号】特開２０１０−２７０３５５（Ｐ２０１０−２７０３５５Ａ）
【公開日】平成２２年１２月２日（２０１０．１２．２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−１２１２２１（Ｐ２００９−１２１２２１）
【出願日】平成２１年５月１９日（２００９．５．１９）
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り 平成２０年１１月２２日 日本伸銅協会発行の「第４８回 銅及び銅合金技術研究会講演大会 講演概要集」に発表
【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１２月２日（２０１０．１２．２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年５月１９日（２００９．５．１９）
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り 平成２０年１１月２２日 日本伸銅協会発行の「第４８回 銅及び銅合金技術研究会講演大会 講演概要集」に発表
【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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