JP2010222618A - Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板及びそれを用いた電気部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】プレス加工性、曲げ加工性及び強度に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板を提供する。
【解決手段】Ｎｉを１．０〜４．０質量％、Ｓｉを０．１〜０．８質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金圧延板であって、Ｘ線回折法により板表面から５μｍの深さまでの結晶方位を測定したとき、｛１１１｝正極点図上のα＝０±１０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸）の領域に相当する、せん断集合組織の極密度が２以上８以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板である。
【選択図】図１
【解決手段】Ｎｉを１．０〜４．０質量％、Ｓｉを０．１〜０．８質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金圧延板であって、Ｘ線回折法により板表面から５μｍの深さまでの結晶方位を測定したとき、｛１１１｝正極点図上のα＝０±１０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸）の領域に相当する、せん断集合組織の極密度が２以上８以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板である。
【選択図】図１
Description
本発明は強度と導電性に優れ、例えば電子機器用のばね材に好適に適用できる銅合金に関する。
端子、コネクタ、スイッチ，リレー等の電気・電子機器用のばね材（コネクタ用材）には優れたばね特性、曲げ加工性、導電性が要求され、従来からりん青銅等が用いられてきた。しかしながら、近年、電子部品の一層の小型化の要請から、従来のりん青銅や黄銅といった固溶強化型銅合金に替わり、コルソン合金、ベリリウム銅およびチタン銅といった析出強化型銅合金が開発されている。
このような端子やコネクタ等は、プレス加工により銅合金素材から所望の形状に成形されるが、電子部品の小型化に伴い、打抜き後の寸法精度が重要になっている。
上記した電子機器用銅合金のプレス加工性を改善する技術として、銅合金の表面にＣｕ層を覆う技術が開示されている（特許文献１参照）。又、銅合金の集合組織の方位を規制することで、プレス加工性を改善する技術が提案されている（特許文献２〜４参照）。
特に、プレス加工で問題となるダレやバリの抑制は、従来から金型の調整で対応されてきたが、電子部品の寸法精度の向上が要求されるのに伴い、ダレが小さくバリが低い材料が求められている。
上記した電子機器用銅合金のプレス加工性を改善する技術として、銅合金の表面にＣｕ層を覆う技術が開示されている（特許文献１参照）。又、銅合金の集合組織の方位を規制することで、プレス加工性を改善する技術が提案されている（特許文献２〜４参照）。
特に、プレス加工で問題となるダレやバリの抑制は、従来から金型の調整で対応されてきたが、電子部品の寸法精度の向上が要求されるのに伴い、ダレが小さくバリが低い材料が求められている。
ところで、通常、冷間圧延において材料の塑性変形に伴い、結晶格子回転が進行し、集合組織が形成されるが、圧延時にロールと接する材料の表層領域では、材料中央部とは異なる集合組織が形成されることが知られている。これは、材料中央部では、板厚方向の圧縮応力と、圧延方向の引張応力とにより材料が変形され、いわゆる圧延集合組織が形成されるのに対し、材料表層部では、ロールとの摩擦力の影響で材料がせん断変形され、表面集合組織（せん断集合組織）が形成されるからである。
そして、本発明者らが検討した結果、銅合金圧延板において、板表面から５μｍの深さまでのせん断集合組織の極密度を高めることにより、プレス加工性が大幅に向上することが判明した。
しかしながら、従来の銅合金圧延板の場合、せん断集合組織の極密度が高い部分は、板の極表面に限られ、プレス加工性が十分とはいえない。
図１に、本発明の銅合金圧延板と従来の銅合金圧延板のせん断集合組織の極密度を模式的に示す。従来の銅合金圧延においても、板の極表面のせん断集合組織の極密度は２以上となるが、内部になるにつれて極密度が急激に低下し、板表面から５μｍの深さでは極密度が２未満になっている。
そして、本発明者らが検討した結果、銅合金圧延板において、板表面から５μｍの深さまでのせん断集合組織の極密度を高めることにより、プレス加工性が大幅に向上することが判明した。
しかしながら、従来の銅合金圧延板の場合、せん断集合組織の極密度が高い部分は、板の極表面に限られ、プレス加工性が十分とはいえない。
図１に、本発明の銅合金圧延板と従来の銅合金圧延板のせん断集合組織の極密度を模式的に示す。従来の銅合金圧延においても、板の極表面のせん断集合組織の極密度は２以上となるが、内部になるにつれて極密度が急激に低下し、板表面から５μｍの深さでは極密度が２未満になっている。
以上のように、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、プレス加工性、曲げ加工性及び強度に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板の提供を目的とする。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板は、Ｎｉを１．０〜４．０質量％、Ｓｉを０．１〜０．８質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金圧延板であって、Ｘ線回折法により板表面から５μｍの深さまでの結晶方位を測定したとき、｛１１１｝正極点図上のα＝０±１０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸）の領域に相当する、せん断集合組織の極密度が２以上８以下である。
更にＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＭｎの群から選ばれる１種以上を合計０．０５〜２．０質量％含有することが好ましい。
更にＣｏを１．０〜１．５質量％、Ｃｒを０．０５〜０．２質量％含有することが好ましい。
板表面の十点平均粗さが０．４〜１．２μｍであることが好ましい。
更にＣｏを１．０〜１．５質量％、Ｃｒを０．０５〜０．２質量％含有することが好ましい。
板表面の十点平均粗さが０．４〜１．２μｍであることが好ましい。
本発明の電気部品は、前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板を用いたものである。
本発明によれば、プレス加工性、曲げ加工性及び強度に優れたに優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板が得られる。
以下、本発明に係るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板の実施の形態について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％（重量％）を示すものとする。
（組成）
［Ｎｉ及びＳｉ］
銅合金圧延板中のＮｉの濃度を１．０〜４．０％とし、Ｓｉの濃度を０．１〜０．８％とする。Ｎｉ及びＳｉは、銅合金の溶解時に固溶し、溶体化処理後に熱処理して時効析出させることにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、銅合金の強度が著しく増加し、電気伝導度も高くなる。
Ｎｉの濃度が１．０％未満であると、銅合金の充分な強度が得られず、４．０％を超えると熱間圧延で割れが発生する。Ｓｉの濃度が０．１％未満であると、銅合金の充分な強度が得られず、０．８％を超えると導電性が低下する。
［Ｎｉ及びＳｉ］
銅合金圧延板中のＮｉの濃度を１．０〜４．０％とし、Ｓｉの濃度を０．１〜０．８％とする。Ｎｉ及びＳｉは、銅合金の溶解時に固溶し、溶体化処理後に熱処理して時効析出させることにより、Ｎｉ２Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、銅合金の強度が著しく増加し、電気伝導度も高くなる。
Ｎｉの濃度が１．０％未満であると、銅合金の充分な強度が得られず、４．０％を超えると熱間圧延で割れが発生する。Ｓｉの濃度が０．１％未満であると、銅合金の充分な強度が得られず、０．８％を超えると導電性が低下する。
［Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＭｎ］
銅合金圧延板中に、更にＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＭｎの群から選ばれる１種以上を合計０．０５〜２．０％含有してもよい。
これらの元素の合計が０．０５％未満であると、以下に示す応力緩和特性・熱間加工性・強度・耐熱性といった銅合金の特性改善効果が得られず、２．０％を超えると導電性が低下する場合がある。
ここで、Ｍｇは銅合金の応力緩和特性および熱間加工性を改善する効果があるが、０．０５％未満では上記効果が得られず、０．２％を超えると鋳造性(鋳肌品質)の低下、熱間加工性およびめっき耐熱剥離性の低下を招く場合があるので、Ｍｇの濃度は０．０５〜０．２％であることが好ましい。
Ｓｎ及びＺｎは、銅合金の強度及び耐熱性を改善する効果があり、さらにＳｎは銅合金の耐応力緩和特性を改善し、Ｚｎは銅合金のＳｎめっき時の耐熱剥離性を改善する。Ｓｎの濃度は０．２〜１％であることが好ましく、Ｚｎの濃度は０．２〜１％であることが好ましい。ＳｎやＺｎの濃度が０．２％未満であると上記効果が得られず、１％を超えると導電性が低下する。
Ｍｎは、固溶強化により強度を改善する効果に加え、熱間加工性を改善する効果がある。Ｍｎが０．０５％未満では上記効果が得られず、０．１５％を超えると導電性が低下するので、Ｍｎの濃度は０．０５〜０．１５％であることが好ましい。
銅合金圧延板中に、更にＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＭｎの群から選ばれる１種以上を合計０．０５〜２．０％含有してもよい。
これらの元素の合計が０．０５％未満であると、以下に示す応力緩和特性・熱間加工性・強度・耐熱性といった銅合金の特性改善効果が得られず、２．０％を超えると導電性が低下する場合がある。
ここで、Ｍｇは銅合金の応力緩和特性および熱間加工性を改善する効果があるが、０．０５％未満では上記効果が得られず、０．２％を超えると鋳造性(鋳肌品質)の低下、熱間加工性およびめっき耐熱剥離性の低下を招く場合があるので、Ｍｇの濃度は０．０５〜０．２％であることが好ましい。
Ｓｎ及びＺｎは、銅合金の強度及び耐熱性を改善する効果があり、さらにＳｎは銅合金の耐応力緩和特性を改善し、Ｚｎは銅合金のＳｎめっき時の耐熱剥離性を改善する。Ｓｎの濃度は０．２〜１％であることが好ましく、Ｚｎの濃度は０．２〜１％であることが好ましい。ＳｎやＺｎの濃度が０．２％未満であると上記効果が得られず、１％を超えると導電性が低下する。
Ｍｎは、固溶強化により強度を改善する効果に加え、熱間加工性を改善する効果がある。Ｍｎが０．０５％未満では上記効果が得られず、０．１５％を超えると導電性が低下するので、Ｍｎの濃度は０．０５〜０．１５％であることが好ましい。
［Ｃｏ，Ｃｒ］
銅合金圧延板中に、更にＣｏを１．０〜１．５質量％、Ｃｒを０．０５〜０．２質量％含有してもよい。ＣｏはＳｉと金属間化合物を形成し、析出強化により強度を改善する効果がある。Ｃｏが１．０％未満では上記効果が得られず、１．５％を超えると導電性が低下し、コストも上昇する。Ｃｒは熱間加工性を改善する効果がある。Ｃｒが０．０５％未満では上記効果が得られず、０．２％を超えると導電性が低下する。
銅合金圧延板中に、更にＣｏを１．０〜１．５質量％、Ｃｒを０．０５〜０．２質量％含有してもよい。ＣｏはＳｉと金属間化合物を形成し、析出強化により強度を改善する効果がある。Ｃｏが１．０％未満では上記効果が得られず、１．５％を超えると導電性が低下し、コストも上昇する。Ｃｒは熱間加工性を改善する効果がある。Ｃｒが０．０５％未満では上記効果が得られず、０．２％を超えると導電性が低下する。
（せん断集合組織の極密度）
通常、冷間圧延において、材料の塑性変形に伴い、結晶格子回転が進行し、集合組織が形成されるが、圧延時にロールと接する材料の表層領域と材料中央部では形成される集合組織に差異があることが知られている（上城ら、日本金属学会誌、ｐ３３、３６巻，１９７２年，五弓勇雄編、「金属塑性加工の進歩」、ｐ４９９、コロナ社、１９７８年）。これは、材料中央部では、板厚方向の圧縮応力と圧延方向の引張応力とが組み合わさった二軸応力により材料が変形されるのに対して、材料表層部では、ロールとの摩擦力の影響で材料がせん断変形されるためであり、これを表面集合組織（せん断集合組織）と呼んで、圧延集合組織と区別している。例えば、Ａｌ板では最適条件下で、板の両面から板厚の３０％ずつに表面集合組織が形成され、薄い遷移層によって急激に内部組織に変わることが判明している。本発明者らが検討した結果、銅合金圧延板においては、製造条件を制御する事で表面集合組織を、板厚に対して１０〜２０％程度形成出来る事が明らかとなった。さらに検討した結果、銅合金圧延板において、表面集合組織（せん断集合組織）を制御することにより、プレス加工性が変化することが判明した。
通常、冷間圧延において、材料の塑性変形に伴い、結晶格子回転が進行し、集合組織が形成されるが、圧延時にロールと接する材料の表層領域と材料中央部では形成される集合組織に差異があることが知られている（上城ら、日本金属学会誌、ｐ３３、３６巻，１９７２年，五弓勇雄編、「金属塑性加工の進歩」、ｐ４９９、コロナ社、１９７８年）。これは、材料中央部では、板厚方向の圧縮応力と圧延方向の引張応力とが組み合わさった二軸応力により材料が変形されるのに対して、材料表層部では、ロールとの摩擦力の影響で材料がせん断変形されるためであり、これを表面集合組織（せん断集合組織）と呼んで、圧延集合組織と区別している。例えば、Ａｌ板では最適条件下で、板の両面から板厚の３０％ずつに表面集合組織が形成され、薄い遷移層によって急激に内部組織に変わることが判明している。本発明者らが検討した結果、銅合金圧延板においては、製造条件を制御する事で表面集合組織を、板厚に対して１０〜２０％程度形成出来る事が明らかとなった。さらに検討した結果、銅合金圧延板において、表面集合組織（せん断集合組織）を制御することにより、プレス加工性が変化することが判明した。
本発明において、Ｘ線回折法により板表面から５μｍの深さまでの結晶方位を測定したとき、｛１１１｝正極点図上のα＝０±１０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸）の領域に相当する、せん断集合組織の極密度を２以上８以下に規定する。
ここで、板表面から５μｍの深さまでを対象とする理由は、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板を用いて表面集合組織とプレス加工性の関係を調査したところ、５μｍ以上の表面集合組織が形成されるとプレス加工性に有意な差異が生じた事から、この深さまでを測定対象とした。
ここで、板表面から５μｍの深さまでを対象とする理由は、本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板を用いて表面集合組織とプレス加工性の関係を調査したところ、５μｍ以上の表面集合組織が形成されるとプレス加工性に有意な差異が生じた事から、この深さまでを測定対象とした。
以上のようにして、せん断集合組織の極密度が測定される。そして、せん断集合組織の極密度が２以上８以下である圧延板を打抜プレス加工すると、プレス打抜後に発生する材料のダレが従来材に比べて小さく、バリが従来材に比べて低いことが判明した。
板表面から５μｍの深さのせん断集合組織の極密度が２未満であると、せん断集合組織が十分に形成されず、ダレが大きくなると共にバリが高くなり、プレス加工性が向上しない。一方、せん断集合組織の極密度が８を超えることは工業的に困難であり極密度の上限を８と設定する。極密度が２以上から３以下の範囲では、せん断集合組織の極密度が増加するのに応じてプレス加工性は向上する（ダレは小さくバリは低くなる）が、極密度が３を超えるとプレス加工性の改善の度合いは鈍化し、極密度が５を超えると、プレス加工性に差異が見られなくなる。又、５を超える高い極密度を得るためには、粘度の高い圧延油の使用や圧延速度の高速化が必要であり、材料の表面粗さが大きくなる。一方、極密度が４．５を超えると、曲げ部加工部にしわが発生するようになる。このようなことから、極密度は２．２以上５以下とするのが好ましく、より好ましくは２．５以上４．５以下とする。
なお、従来の銅合金圧延板の場合、せん断集合組織の極密度が高い部分は、板の極表面に限られるので、プレス加工性が十分とはいえない。図１は、本発明の銅合金圧延板と従来の銅合金圧延板のせん断集合組織の極密度を模式的に示す。従来の銅合金圧延においても、板の極表面のせん断集合組織の極密度は２以上となるが、内部になるにつれて極密度が急激に低下し、板表面から５μｍの深さでは極密度が２未満になっている。
板表面から５μｍの深さのせん断集合組織の極密度が２未満であると、せん断集合組織が十分に形成されず、ダレが大きくなると共にバリが高くなり、プレス加工性が向上しない。一方、せん断集合組織の極密度が８を超えることは工業的に困難であり極密度の上限を８と設定する。極密度が２以上から３以下の範囲では、せん断集合組織の極密度が増加するのに応じてプレス加工性は向上する（ダレは小さくバリは低くなる）が、極密度が３を超えるとプレス加工性の改善の度合いは鈍化し、極密度が５を超えると、プレス加工性に差異が見られなくなる。又、５を超える高い極密度を得るためには、粘度の高い圧延油の使用や圧延速度の高速化が必要であり、材料の表面粗さが大きくなる。一方、極密度が４．５を超えると、曲げ部加工部にしわが発生するようになる。このようなことから、極密度は２．２以上５以下とするのが好ましく、より好ましくは２．５以上４．５以下とする。
なお、従来の銅合金圧延板の場合、せん断集合組織の極密度が高い部分は、板の極表面に限られるので、プレス加工性が十分とはいえない。図１は、本発明の銅合金圧延板と従来の銅合金圧延板のせん断集合組織の極密度を模式的に示す。従来の銅合金圧延においても、板の極表面のせん断集合組織の極密度は２以上となるが、内部になるにつれて極密度が急激に低下し、板表面から５μｍの深さでは極密度が２未満になっている。
板表面から５μｍの深さまでのせん断集合組織の極密度を、２以上８以下に制御する方法としては、最終冷間圧延時のロールと銅合金圧延素材との間の摩擦力を高める方法が挙げられる。具体的には最終冷間圧延時の、１）圧延油の粘度を高くする、２）圧延ロールの粗度を高くする、３）圧延速度を高くする（ロール径を小さくする）、ことが挙げられる。
通常、冷間圧延時の圧延油の粘度は０．０３〜０．０６ｃｍ２／ｓ程度であり、最終冷間圧延時の圧延油の粘度を０．０６ｃｍ２／ｓ以上とすることで、せん断集合組織の極密度を２以上８以下にすることができる。
なお、本発明の銅合金圧延板は、固溶したＮｉ及びＳｉを熱処理して時効析出させるが、時効処理と上記最終冷間圧延の順序はいずれが先であってもよい。
通常、冷間圧延時の圧延油の粘度は０．０３〜０．０６ｃｍ２／ｓ程度であり、最終冷間圧延時の圧延油の粘度を０．０６ｃｍ２／ｓ以上とすることで、せん断集合組織の極密度を２以上８以下にすることができる。
なお、本発明の銅合金圧延板は、固溶したＮｉ及びＳｉを熱処理して時効析出させるが、時効処理と上記最終冷間圧延の順序はいずれが先であってもよい。
本発明の銅合金圧延板において、板表面の十点平均粗さが０．４〜１．２μｍであることが好ましい。板表面の十点平均粗さが０．４μｍ未満であると、プレス時に金型と材料間に潤滑油が十分に供給されず、破断面の比率やバリが高くなる場合がある。又、通常の方法で銅合金圧延板を製造した場合、板表面の十点平均粗さが１．２μｍを超えることはない。
（製造方法）
本発明の銅合金圧延板の製造プロセスは以下の通りである。まず、電気銅又は無酸素銅を主原料とし、上記化学成分その他を添加した組成を木炭被覆下で大気溶解し、インゴットを作製する。インゴットを熱間圧延した後、熱処理と冷間圧延を繰り返し所望の条または箔を作製する。熱処理には溶体化処理と時効処理があり、溶体化処理では７００〜１０００℃の高温域で材料を加熱し、母相に析出物の構成元素（Ｎｉ・Ｓｉおよび副成分）を固溶させる。その後、３００〜６００℃の温度域で時効処理を実施し、母相から微細な化合物を析出させ、強度を向上させる。時効前または時効後により高い強度を得る為、冷間圧延を行なうことがある。また、冷間圧延後に歪取焼鈍を実施する事もある。
本発明の銅合金圧延板の製造プロセスは以下の通りである。まず、電気銅又は無酸素銅を主原料とし、上記化学成分その他を添加した組成を木炭被覆下で大気溶解し、インゴットを作製する。インゴットを熱間圧延した後、熱処理と冷間圧延を繰り返し所望の条または箔を作製する。熱処理には溶体化処理と時効処理があり、溶体化処理では７００〜１０００℃の高温域で材料を加熱し、母相に析出物の構成元素（Ｎｉ・Ｓｉおよび副成分）を固溶させる。その後、３００〜６００℃の温度域で時効処理を実施し、母相から微細な化合物を析出させ、強度を向上させる。時効前または時効後により高い強度を得る為、冷間圧延を行なうことがある。また、冷間圧延後に歪取焼鈍を実施する事もある。
本発明の銅合金圧延板は、ばね用材料（条）、箔等の種々の形態とすることができる。例えば、本発明の銅合金をばね材用の条とした場合、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ等の電気部品に適用可能である。コネクタとしては、公知のあらゆる形態、構造のものに適用できるが、通常はオス（ジャック、プラグ）とメス（ソケット、レセプタクル）からなっている。端子は、例えば串状の多数のピンが並設され、他のコネクタと嵌合した際に端子同士が電気的に接触するよう、適宜折り曲げられてバネのようになっていることがある。そして、通常、コネクタの端子が本発明の銅合金圧延板で構成されている。
次に、実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
＜実施例１＞
１．試料の作製
電気銅に、Ｎｉ１．６％、Ｓｉ０．４％、Ｓｎ０．４％、及びＺｎ０．５％をそれぞれ添加して木炭被覆下の大気溶解炉中で溶解し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２５０℃でインゴットを鋳造し、これを９００℃の温度で３時間の焼鈍後、板厚１１ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延材の表層の酸化スケールを面削で除去した後、板厚０．２４ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに表１に示す溶体化温度で１分間の溶体化処理を施し、圧延板試料を得た。次に、４５０℃で１０時間の条件で時効処理を施した後、０．２ｍｍまで最終冷間圧延した。最終冷間圧延時の圧延速度及び圧延油の粘度を表１に示すように変化させて、せん断集合組織の極密度を調整した。
１．試料の作製
電気銅に、Ｎｉ１．６％、Ｓｉ０．４％、Ｓｎ０．４％、及びＺｎ０．５％をそれぞれ添加して木炭被覆下の大気溶解炉中で溶解し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２５０℃でインゴットを鋳造し、これを９００℃の温度で３時間の焼鈍後、板厚１１ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延材の表層の酸化スケールを面削で除去した後、板厚０．２４ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに表１に示す溶体化温度で１分間の溶体化処理を施し、圧延板試料を得た。次に、４５０℃で１０時間の条件で時効処理を施した後、０．２ｍｍまで最終冷間圧延した。最終冷間圧延時の圧延速度及び圧延油の粘度を表１に示すように変化させて、せん断集合組織の極密度を調整した。
２．せん断集合組織の極密度の測定
Ｘ線ディフラクトメータ（株式会社リガク製 ＲＩＮＴ２５００）により、各試料の｛１１１｝正極点測定を反射法で行い、｛１１１｝正極点図を作製した。但し、反射法では、試料面に対するＸ線の入射角が浅くなると測定が困難になるため、実際に測定できる角度範囲は正極点図上で０°≦α≦７５°、０°≦β≦３６０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸、β：前記回転軸に平行な軸）となる。
測定では、αとβの回転間隔Δα、Δβを５°として上記した角度範囲内を走査し、１６×７３＝１１６８点のＸ線強度を測定した。この際、集合組織を有しない状態（すなわち結晶方位がランダムである状態）を１として正極点図上の集合組織の強度を規格化した。結晶方位がランダムである状態として、銅粉末試料の｛１１１｝正極点測定を行い、これを１とした。
なお、Ｘ線照射条件として、Ｃｏ管球を使用し、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡとし、板表面から５μｍの深さまでX線が浸透するよう、条件を設定した。
以上のようにして、せん断集合組織に相当する｛１１１｝正極点図上のα＝０°±１０°の範囲の結晶方位の極密度を測定し、この範囲内における極密度の最大値を、せん断集合組織の極密度と定義した。
Ｘ線ディフラクトメータ（株式会社リガク製 ＲＩＮＴ２５００）により、各試料の｛１１１｝正極点測定を反射法で行い、｛１１１｝正極点図を作製した。但し、反射法では、試料面に対するＸ線の入射角が浅くなると測定が困難になるため、実際に測定できる角度範囲は正極点図上で０°≦α≦７５°、０°≦β≦３６０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸、β：前記回転軸に平行な軸）となる。
測定では、αとβの回転間隔Δα、Δβを５°として上記した角度範囲内を走査し、１６×７３＝１１６８点のＸ線強度を測定した。この際、集合組織を有しない状態（すなわち結晶方位がランダムである状態）を１として正極点図上の集合組織の強度を規格化した。結晶方位がランダムである状態として、銅粉末試料の｛１１１｝正極点測定を行い、これを１とした。
なお、Ｘ線照射条件として、Ｃｏ管球を使用し、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡとし、板表面から５μｍの深さまでX線が浸透するよう、条件を設定した。
以上のようにして、せん断集合組織に相当する｛１１１｝正極点図上のα＝０°±１０°の範囲の結晶方位の極密度を測定し、この範囲内における極密度の最大値を、せん断集合組織の極密度と定義した。
３．ダレの大きさ
各試料について、金型クリアランスを１０％とし、２５０ｓｐｍの打抜き速度で、長さ３０ｍｍ、幅０．５ｍｍのリードを打抜き、コンフォーカル顕微鏡で打ち抜き材の断面を撮影した。撮影画像のうち、打ち抜き開始面側の最も高さの高い部分（打ち抜き材の中央部で打ち抜き位置から遠い部分）と、最も高さの低い部分（打ち抜き位置であって、材料がダレて下がっている部分）との高度差を、ダレの大きさと定義した。
ダレの大きさが３０μｍ以内であれば、ダレが小さくて良好と判定した。
各試料について、金型クリアランスを１０％とし、２５０ｓｐｍの打抜き速度で、長さ３０ｍｍ、幅０．５ｍｍのリードを打抜き、コンフォーカル顕微鏡で打ち抜き材の断面を撮影した。撮影画像のうち、打ち抜き開始面側の最も高さの高い部分（打ち抜き材の中央部で打ち抜き位置から遠い部分）と、最も高さの低い部分（打ち抜き位置であって、材料がダレて下がっている部分）との高度差を、ダレの大きさと定義した。
ダレの大きさが３０μｍ以内であれば、ダレが小さくて良好と判定した。
４．バリの高さ
各試料について、金型クリアランスを１０％とし、２５０ｓｐｍの打抜き速度で、長さ３０ｍｍ、幅０．５ｍｍのリードを打抜き、コンフォーカル顕微鏡で打ち抜き材の断面を撮影した。撮影画像のうち、打ち抜き終了面側の最も高さの高い部分と、最も高さの低い部分との高度差を、バリの高さと定義した。
バリの高さが１０μｍ以内であれば、バリが低く良好と判定した。
各試料について、金型クリアランスを１０％とし、２５０ｓｐｍの打抜き速度で、長さ３０ｍｍ、幅０．５ｍｍのリードを打抜き、コンフォーカル顕微鏡で打ち抜き材の断面を撮影した。撮影画像のうち、打ち抜き終了面側の最も高さの高い部分と、最も高さの低い部分との高度差を、バリの高さと定義した。
バリの高さが１０μｍ以内であれば、バリが低く良好と判定した。
５．曲げ加工性
日本伸銅協会（ＪＢＭＡ）技術標準 Ｔ３０７（１９９９年）に従って、曲げ半径を０．１ｍｍとし、曲げ軸が圧延方向に平行になるように、曲げ試験を実施した。同技術標準の５段階の評価Ａ〜Ｅに対応し、以下のような基準で評価した。
○：同技術標準のＡ（良好）なもの
△：同技術標準のＢ（しわ小）及びＣ（しわ大）
×：同技術標準のＤ（割れ小）及びＥ（割れ大）
日本伸銅協会（ＪＢＭＡ）技術標準 Ｔ３０７（１９９９年）に従って、曲げ半径を０．１ｍｍとし、曲げ軸が圧延方向に平行になるように、曲げ試験を実施した。同技術標準の５段階の評価Ａ〜Ｅに対応し、以下のような基準で評価した。
○：同技術標準のＡ（良好）なもの
△：同技術標準のＢ（しわ小）及びＣ（しわ大）
×：同技術標準のＤ（割れ小）及びＥ（割れ大）
６．引張強さ
各試料について、圧延方向に平行な方向に、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さを求めた。引張強さが６５０ＭＰａ以上であれば、ばね材として良好である。
各試料について、圧延方向に平行な方向に、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さを求めた。引張強さが６５０ＭＰａ以上であれば、ばね材として良好である。
得られた結果を表１に示す。
表１から明らかなように、発明例１〜１１の場合、ダレが小さくバリが低く、プレス加工性に優れ、曲げ加工性も良好であった。さらに引張強さも高いものとなった。
一方、最終冷間圧延時の圧延速度が１６０ｍｐｍ未満である比較例１、比較例３および比較例５の場合、せん断集合組織の極密度が２未満となり、ダレが大きくバリが高く、プレス加工性が劣化した。
比較例２および比較例６の場合、圧延油の粘度が０．０３ｃｍ２／ｓ以下と低く、せん断集合組織の極密度が２未満となり、ダレが大きくバリが高く、プレス加工性が劣化した。
比較例４の場合、溶体化温度が７００℃と低く、せん断集合組織の極密度が２未満となり、ダレが大きくバリが高く、プレス加工性が劣化した。これは、溶体化温度が低いため、溶体化処理時に再結晶が起こらず、溶体化処理以前に形成された圧延集合組織の影響により、所望のせん断集合組織が得られない事が原因である。なお、適正な溶体化温度の範囲は、銅合金圧延板の組成によって変動し、発明例に適用された７６０〜８３０℃の温度域に限定されるものではない。
一方、最終冷間圧延時の圧延速度が１６０ｍｐｍ未満である比較例１、比較例３および比較例５の場合、せん断集合組織の極密度が２未満となり、ダレが大きくバリが高く、プレス加工性が劣化した。
比較例２および比較例６の場合、圧延油の粘度が０．０３ｃｍ２／ｓ以下と低く、せん断集合組織の極密度が２未満となり、ダレが大きくバリが高く、プレス加工性が劣化した。
比較例４の場合、溶体化温度が７００℃と低く、せん断集合組織の極密度が２未満となり、ダレが大きくバリが高く、プレス加工性が劣化した。これは、溶体化温度が低いため、溶体化処理時に再結晶が起こらず、溶体化処理以前に形成された圧延集合組織の影響により、所望のせん断集合組織が得られない事が原因である。なお、適正な溶体化温度の範囲は、銅合金圧延板の組成によって変動し、発明例に適用された７６０〜８３０℃の温度域に限定されるものではない。
＜実施例２＞
電気銅に、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ及びＣｒをそれぞれ表２に示す割合で添加して大気溶解炉中で溶解し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２５０℃でインゴットを鋳造し、９００℃の温度で３時間の焼鈍後、板厚１１ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延材の表層の酸化スケールを面削で除去した後、板厚０．２４ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに表３の溶体化温度で１分間の溶体化処理を施し、圧延板試料を得た。次に、４５０℃で１０時間の条件で時効処理を施した後、０．２ｍｍまで最終冷間圧延を実施した。最終冷間圧延時の圧延速度及び圧延油の粘度を、表３に示す値とした。各試料について、引張強さを除き、実施例１と全く同様の評価を行った。引張強さについては、組成の影響を大きく受けるため、６００ＭＰａ以上を強度が良好と判定した。各試料の成分及び得られた結果をそれぞれ表２、表３に示す。
電気銅に、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ及びＣｒをそれぞれ表２に示す割合で添加して大気溶解炉中で溶解し、溶湯を攪拌した。その後、鋳込み温度１２５０℃でインゴットを鋳造し、９００℃の温度で３時間の焼鈍後、板厚１１ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延材の表層の酸化スケールを面削で除去した後、板厚０．２４ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに表３の溶体化温度で１分間の溶体化処理を施し、圧延板試料を得た。次に、４５０℃で１０時間の条件で時効処理を施した後、０．２ｍｍまで最終冷間圧延を実施した。最終冷間圧延時の圧延速度及び圧延油の粘度を、表３に示す値とした。各試料について、引張強さを除き、実施例１と全く同様の評価を行った。引張強さについては、組成の影響を大きく受けるため、６００ＭＰａ以上を強度が良好と判定した。各試料の成分及び得られた結果をそれぞれ表２、表３に示す。
表３から明らかなように、発明例１２〜２３の試料は、いずれもダレが小さくバリが低く、プレス加工性に優れ、曲げ加工性も良好であった。さらに引張強さも良好であった。
Ｎｉが１．０質量％未満である比較例７の場合、プレス加工性は良好なものの、強度が低下した。Ｎｉが４．０質量％を超えると共に、Ｓｉが０．８質量％を超えた比較例８の場合、熱間圧延時に割れが発生し、試料作製ができなかった。
Ｎｉが１．０質量％未満である比較例７の場合、プレス加工性は良好なものの、強度が低下した。Ｎｉが４．０質量％を超えると共に、Ｓｉが０．８質量％を超えた比較例８の場合、熱間圧延時に割れが発生し、試料作製ができなかった。
Claims (5)
- Ｎｉを１．０〜４．０質量％、Ｓｉを０．１〜０．８質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金圧延板であって、Ｘ線回折法により板表面から５μｍの深さまでの結晶方位を測定したとき、｛１１１｝正極点図上のα＝０±１０°（但し、α：シュルツ法に規定する回折用ゴニオメータの回転軸に垂直な軸）の領域に相当する、せん断集合組織の極密度が２以上８以下であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板。
- 更にＭｇ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＭｎの群から選ばれる１種以上を合計０．０５〜２．０質量％含有する請求項１に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板。
- 更にＣｏを１．０〜１．５質量％、Ｃｒを０．０５〜０．２質量％含有する請求項１又は２に記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板。
- 板表面の十点平均粗さが０．４〜１．２μｍである請求項１〜３のいずれか記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板。
- 請求項１〜４のいずれかに記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金圧延板を用いた電気部品。
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