JP2007231364A - 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材および製造法 - Google Patents

Abstract

【課題】導電性、強度を高く維持しながら、曲げ加工性を顕著に改善した電気・電子部品に好適な銅合金板材を提供する。
【解決手段】析出強化型銅合金（例えば質量％でＮｉ：０.４〜４.８％、Ｓｉ：０.１〜１.２％、残部Ｃｕ）の時効処理前にテンションレベラーで繰り返し曲げ加工を施すことによって、少なくとも板厚方向１／２位置±５μｍ域に粒子径０.１μｍ以上の析出物が存在し、かつ板厚方向１／８位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｓ（個／μｍ²）と板厚方向１／２位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｃ（個／μｍ²）が下記（１）式を満たすように、両表層部と中央部との析出物量に差を設けた銅合金板材。
Ｍｓ／Ｍｃ≦０.８ ……（１）
【選択図】なし

Description

本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品に適した銅合金材料であって、特に高強度、高導電性を維持しながら曲げ加工性を改善した銅合金板材に関するものである。

電気・電子部品を構成するコネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品には、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」が要求されると同時に、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「強度」が要求される。また、電気・電子部品は一般に曲げ加工により成形され、材料の「曲げ加工性」が要求される。しかし、「強度」と「導電性」、あるいは特に「強度」と「曲げ加工性」の間にはトレードオフの関係がある。従来、このような通電部品には、用途に応じて「導電性」、「強度」あるいは「曲げ加工性」の良好な材料が適宜選択されて使用されている。

近年、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気・電子部品の高集積化、小型化、軽量化傾向に伴って、これらの素材である銅および銅合金には薄肉化の要求が高まっている。したがって、素材に要求される強度レベルは一層厳しくなってきている。また、電気・電子部品の小型化に対応するには部品の設計自由度を拡大することが必要であり、そのためには材料の「曲げ加工性」の向上が不可欠である。

しかし、上述のように「強度」と「導電性」、あるいは特に「強度」と「曲げ加工性」の間にはトレードオフの関係があり、「強度」、「導電性」、「曲げ加工性」を同時に高めることは容易でない。

銅合金の強化機構として、加工硬化、固溶強化、析出強化が挙げられる。このうち固溶強化は導電性の低下を招きやすい。銅合金の導電性を高レベルに維持しながら高強度化を達成するには析出強化を利用することが有利である。一方、加工硬化は伝統的な強化方法であるが、特に析出強化との併用で高い強化作用が得られる。しかも加工硬化による導電性の低下は小さい。したがって導電性をなるべく低下させずに高強度化を図るためには加工硬化と析出強化を併用すること、具体的には冷間加工と時効処理を組み合わせた工程を採用することが有効かつ一般的な方法である。

しかしながら、加工硬化による強度上昇を得るために最終冷間圧延を行うと、板材の曲げ加工性（特に曲げ軸が圧延方向に平行の場合（Ｂ.Ｗ.））が著しく低下する。「強度」と「導電性」がともに高くても「曲げ加工性」が低下すると電気・電子部品の材料として使用できなくなる場合がある。

析出強化型銅合金としては、従来からＣｕ−Ｃｒ（−Ｚｒ）系、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系などの合金が実用化されている。中でも、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（いわゆるコルソン合金）は強度と導電率のバランスに優れた合金として近年注目されている。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の場合、従来の溶体化処理、冷間圧延、時効処理による製造工程をとった場合、時効時間の経過に伴って強度が増大し、あるピーク点を過ぎたのち単調に低下する（すなわち析出物粗大化の過時効状態となる）。７００ＭＰａ程度の高い引張強さを得ようとすると導電率は３０〜４０％ＩＡＣＳのレベルに落ち、逆に、導電率を５０％ＩＡＣＳ以上に引き上げようとすると引張強さは６５０ＭＰａ以下に落ちてしまう。つまり、単に析出強化（時効処理）を利用するだけでは、高い導電率（例えば４５％ＩＡＣＳ以上）を保ちながら高強度化（例えば引張強さ７００ＭＰａ以上）を達成するのは困難である。時効処理後に更に冷間圧延と低温焼鈍を施すと、強度は大きく向上できるが、これに伴って曲げ加工性が著しく低下するのが一般的である。

特許文献１にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の導電性と強度を同時に改善する手法として、多回時効処理法が開示されている。特許文献２には冷間圧延と時効処理を繰り返す方法が開示されている。しかし、加工性をも同時に改善することについては配慮されていない。またこれらの手法は工程増によりコスト的にも有利とは言えない。

特許文献３には９５％以上の強加工により銅合金の結晶粒径を１μｍ以下に微細化する手法が開示されている。この方法ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の場合、引張強さ８００ＭＰａ以上の強度が得られている。しかし、冷間強加工によって生じる微細化粒組織は延性が小さく（例えば、非特許文献１）、異方性の少なく優れた曲げ加工性が要求される用途への適用は難しい。

曲げ加工性を向上させるためには、最終冷間加工率を低減したり最終冷間圧延後に焼鈍を施したりする手段が有効である。しかし前者は強度レベルの低下を伴う。後者は焼鈍温度が低いと曲げ加工性の向上が不十分となり、焼鈍温度が高いと軟化を生じやすい。このため、強度と曲げ加工性の両立を図ることは容易でない。

曲げ加工性の改善には、Ｓ、Ｈ、Ｏ等の不純物の制御や、析出物サイズの制御なども有効であるとされる（特許文献４）。しかし、これらの制御をするためには加工熱処理工程が複雑になり製造コスト増を招く。また曲げ加工性の改善効果自体も必ずしも満足できるレベルであるとは言えず、更なる改善が望まれる。

特許文献５には結晶方位の制御によってＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の曲げ加工性を向上させることが示されている。しかし、結晶方位の制御方法、すなわち、結晶方位と組成、製造条件との関係は必ずしも明確でない。しかも、優れた曲げ加工性を示す場合の引張強さはそれほど高くなく、６５０ＭＰａ程度（最大７３０ＭＰａ）に止まっている。

特開平１０−１５２７３７号公報 特開平７−４１８８７号公報 特開２００２−３５６７２８号公報 特許第３０４９１３７号公報 特開２０００−８０４２８号公報 「塑性と加工」、社団法人日本塑性加工学会、２００３年２月、第４４巻、第５０５号、ｐ.１８〜

以上のように、従来知られている手法を用いても、銅合金材料の導電性、強度、曲げ加工性を同時にバランス良く改善することは困難である。
本発明は従来の材料の上記課題に鑑みてなされたもので、高い強度と導電率を保持しながら優れた曲げ加工性を併せ持つ銅合金板材を提供することを目的とする。

発明者らは種々検討の結果、析出強化型銅合金の板材において、板厚方向両表層部と中央部とで析出物量に差を設けることにより、上記目的が達成できることを見出した。そのような板材はテンションレベラーのような連続繰り返し曲げ変形を付与する装置を通板させた後に時効処理を施すことによって製造可能であることが確認された。
すなわち本発明では、質量％でＮｉ：０.４〜４.８％、Ｓｉ：０.１〜１.２％であり、必要に応じてＭｇ：０.３％以下を含み、さらに必要に応じてＳｎ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含み、残部実質的にＣｕの組成を有し、少なくとも板厚方向１／２位置±５μｍ域に粒子径０.１μｍ以上の析出物が存在し、かつ板厚方向１／８位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｓ（個／μｍ²）と板厚方向１／２位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｃ（個／μｍ²）が下記（１）式を満たすように、両表層部と中央部との析出物量に差を設けた銅合金板材が提供される。上記Ｍｃは例えば０.１〜１.５個／μｍ²程度である。
Ｍｓ／Ｍｃ≦０.８ ……（１）

ここで、板厚方向１／８位置とは板面（板の広面となる表面）から板厚の１／８だけ板厚中心方向へ進んだ位置であり、一方の板面から板厚の１／８進んだ位置と他方の板面から板厚の１／８進んだ位置の両方をいう。板厚方向１／２位置は板厚方向中心位置である。板厚方向１／８位置±５μｍ域とは、板厚方向１／８位置を中心として、その位置から板厚方向に±５μｍの領域である。同様に板厚方向１／２位置±５μｍ域とは、板厚方向１／２位置を中心として、その位置から板厚方向に±５μｍの領域である。

析出物の密度ＭｓおよびＭｃ（個／μｍ²）は、圧延方向および板厚方向に平行な断面（縦断面）であって、板幅に対して略中央部において、上記領域内の析出物粒子の粒子径および数を調べることによって求めることができる。具体的には研磨およびエッチングした試料断面を例えばＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察することによって求めることができる。粒子径は、個々の析出物粒子について、観察面に現れている最も長い部分の径を採用する。両表層部の板厚方向１／８位置±５μｍ域について少なくとも９０μｍ²以上の測定領域を各３視野以上、計６視野以上を観察して、それぞれの測定領域に存在する粒子径０.１μｍ以上の粒子の個数を測定領域の面積で除した値の平均値をＭｓ（個／μｍ²）とすることができる。同様に、板厚方向１／２位置±５μｍ域について少なくとも９０μｍ²以上の測定領域を３視野以上を観察して、それぞれの測定領域に存在する粒子径０.１μｍ以上の粒子の個数を測定領域の面積で除した値の平均値をＭｃ（個／μｍ²）とすることができる。表層部とは板面から概ね板厚方向１／４深さまでの領域をいい、中央部とは両表層部を除いた領域をいう。

残部実質的にＣｕとは、残部にはＣｕの他、本発明の目的を阻害しない範囲で上記以外の元素の混入が許容されることを意味し、「残部Ｃｕおよび不可避的不純物」の場合が含まれる。

上記のような特異な析出物分布は、冷間圧延後に連続繰り返し曲げ加工が施された材料に対して時効処理を施すことにより実現することができる。具体的には、上記銅合金板材の製造法として、１５〜５０％の冷間圧延が施された材料に、その材料の０.２％耐力（ＭＰａ）の５〜２０％に相当する張力を付与しながら伸び率が０.１〜１.５％となる連続繰り返し曲げ加工を施し、次いで例えば４２０〜５２０℃の時効処理を施す工程を有する銅合金板材の製造法が提供される。前記時効処理後に、３０％以下の最終冷間圧延と２５０〜５５０℃の加熱処理を施す工程を有する製造法を採用することが好ましい。

連続繰り返し曲げ加工は、条材の状態で板材を通板しながら歪みを片側の表層部ごとに交互に付与するものであり、例えばテンションレベラーに通板することで実現できる。テンションレベラーは金属条材の形状矯正あるいは残留応力低減に用いられる設備であり、条材に張力（テンション）を加えながら板面両側に交互に配置されたロールで繰り返しの曲げ変形を付与するものである。

本発明によれば、従来の析出強化型銅合金の強度を高レベルで維持しながら、曲げ加工性が顕著に改善された。したがって本発明は、コネクター、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品材料の提供を通じて、今後ますます進展が予想される電気・電子部品の小型化、薄肉化のニーズに対応し得るものである。

本発明では素材として加工硬化作用が顕著に発揮される「析出強化型銅合金」を用いる。このような合金としてＣｕ−Ｃｒ（−Ｚｒ）系、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系などがあるが、中でもＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系が好適に採用できる。

これらの銅合金板材において、高強度化を実現するためには、析出物の生成量を十分に確保することが必要である。しかし一方で、析出を十分に進行させると、粒子径０.１μｍ以上といった比較的粗大な析出物も多く存在するようになる。このような粗大な析出物粒子は強度への寄与がほとんどないが、曲げ加工時の割れの起点となるので、曲げ加工性を向上させるためには粗大な析出物の生成はできるだけ抑えた方が有利である。そこで本発明では、板厚方向の両表層部には析出物が少なく、板厚中央部には析出物が多い金属組織、すなわち、両表層部と中央部との析出物量に差を設けた特異な金属組織を実現することによって、上記の相反する要求を同時に満たすことに成功した。

発明者らは数多くの析出強化合金の曲げ加工試験を行った結果、これらの試験中に発生する割れの多くは、ほとんど板の表面付近にある０.１μｍ以上の析出物粒子が起点となっていることを突き止めた。したがって０.１μｍ以上の析出物無くすことにより、曲げ加工性は著しく向上させることができる。しかしながら、析出強化合金の場合は時効処理過程中に析出粒子が連続生成するので、ある程度以上の強度と導電率（例えば、引張強さ７００ＭＰａ以上、導電率３５％ＩＡＣＳ以上）を保つためには、０.１μｍ以上の粗大析出物の生成は不可避である。

この知見によれば、材料全体について０.１μｍ以上の粗大析出物の生成を防止しなくても、表層部のみで粗大析出物の生成を抑制することができれば、高強度と高導電率を維持しながら曲げ加工性は改善できると考えられる。そこで発明者らは詳細な研究を進めたところ、後述のように時効処理前に連続繰り返し曲げ加工を施すことにより表層部の粗大析出物を中央部より少なくすることが可能になることを見出すに至った。また、連続繰り返し曲げ加工により、板材の内部応力状態を変化させることによって時効処理中に過時効しにくくなることもわかった。そして前記（１）式を満たすように表層部と中央部とで粗大析出物の量に差を付けたとき、高強度と高導電率が同時に向上し、かつ曲げ加工性も顕著に改善されることが明らかになった。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の場合、通電部品に要求される高強度を得るためには、少なくとも板厚方向１／２位置±５μｍ域に粒子径０.１μｍ以上の析出物が存在するような条件で時効処理されていることが必要である。特に、板厚方向１／２位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｃは０.１〜１.５個／μｍ²の範囲であることが望ましい。これよりＭｃが低いと、例えば引張強さ７００ＭＰａ以上といった高強度を安定して実現することが難しくなる。一方、あまり過度に析出を進行させても却って強度低下が生じる。密度Ｍｃは０.１〜１.０個／μｍ²であることがより好ましく、０.３〜１.０個／μｍ²であることが一層好ましい。

また、板厚方向１／８位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｓ（個／μｍ²）と板厚方向１／２位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｃ（個／μｍ²）が下記（１）式を満たすように、両表層部と中央部との析出物量に差を設けた組織状態を実現したものは、その後にその組織状態を壊す熱履歴を付与したり過度な加工を施したりしない限り、曲げ加工性の顕著な改善をもたらす。下記（１）’式を満たすことが一層好ましい。
Ｍｓ／Ｍｃ≦０.８ ……（１）
Ｍｓ／Ｍｃ≦０.７５ ……（１）’

このような表層部と中央部の析出物量に「差」を付けた銅合金板材は、例えば以下のような製造工程で作ることができる。
溶解・鋳造→熱間圧延→冷間圧延→溶体化処理→冷間圧延→連続繰り返し曲げ加工→時効処理→最終冷間圧延→加熱処理
ここで、連続繰り返し曲げ加工以外の工程は一般的な銅合金の製造方法に従うことができる。上記工程中には記載していないが、熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいはさらに脱脂が行われる。以下、各工程について説明する。

〔溶解・鋳造〕
一般的な銅合金の溶製方法に従うことができる。連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。

〔熱間圧延〕
鋳片を熱間加工することで鋳造過程で生じる晶出相を消失させると同時に、再結晶によって鋳造組織を破壊し再結晶粒組織の均一化を図る。この熱間圧延は析出物の固溶温度域で行うことが望ましい。熱間圧延終了後は直ちに水冷等により急冷することが望ましい。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系の場合、６５０℃未満の温度域ではＮｉとＳｉの粗大な化合物の生成により熱間割れが生じやすくなるので９５０〜６５０℃の範囲で熱間圧延を行い、最終パス終了後に水冷することが好ましい。熱間圧延率は概ね７５〜９０％とすればよい。熱間加工後は必要に応じて面削や酸洗を行うことができる。

〔冷間圧延〕
この段階の冷間圧延では圧延率を８０％以上とすることが望ましい。それより圧延率が低いと次の溶体化処理で再結晶粒が大きくなり、かつ混粒組織が形成しやすくなるので、良好な曲げ加工性を得る上で不利となる。

〔溶体化処理〕
結晶粒径が５〜１５μｍとなるように温度条件を調整して行うことが望ましい。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系の場合、７００〜８５０℃×１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｎの加熱条件が採用できる。

〔冷間圧延〕
続いて、１５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行う。圧延率の増大に伴い、その後の時効では析出が促進される。圧延率が５０％を超えると析出が不均一に発生し、過時効になりやすく、実際操業条件をコントロールしにくい。圧延率が１５％未満だと時効処理で強度と導電率を上昇させるために長い時間が必要となり生産性が低下する。特に、圧延率が小さいと、板材は溶体化状態に近い軟質のままで連続繰返し曲げ加工を受けることになり、板の両表面層は中心部より加工硬化しやすい（導入した歪が多い）ので、その後の時効処理では両表面層に生じる析出物の量が中心部より多くなりやすい。このような表面層の硬い状態は別の目的（例えば、耐摩耗性などが要求される場合）では望ましいが、本発明では宜しくない。その意味で冷間圧延率は１５〜５０％とすることが望ましい。より好ましい冷間圧延率は２５〜４０％である。

〔連続繰り返し曲げ加工〕
冷間圧延後の板材に対し、連続繰り返し曲げ加工を施す。ここでいう「連続」とは条材の状態で通板しながら処理することをいう。繰り返し曲げは、曲げ軸が条の長手方向（通板方向）および板厚方向に概ね直角方向である曲げ加工を、曲げ方向が交互に反対向きになるように繰り返して付与することである。部品成形時の曲げ加工のように局部的に大きな変形を加える場合とは異なり、条の長手方向に連続して曲げ、伸ばし、曲げ、伸ばし、という繰り返しの変形を付与していくものであり、各段階の曲げ加工率は最終的にフラットな板形状に戻せる程度に小さい。曲げの回数は少なくとも２回は必要であるが、通常数回〜２０回程度の範囲で良好な結果が得られる。

このような連続繰り返し曲げ加工は、条材の両表面側に交互に配置されたロールによって付与することができる。条材はロールの表面に沿うように円弧状の曲げ変形を受ける。その際、曲率半径外側の表層部には引張歪みが付与される。次いで条材を挟んで前記のロールと反対側に配置されたロールにより逆方向の曲げ変形を受け、その際、前回と反対側の表層部に引張歪みが付与される。このような交互の曲げ変形によって、両表層部は応力の負荷と除荷を繰り返し受けることになり、バウシンガー効果によって両表層部は中央部に比べて軟質化する。

このようにして連続繰り返し曲げ加工を施した板材を時効処理すると、板材の中央部に比べて軟質な表層部において析出粒子の生成が遅くなる。その結果、曲げ加工時に問題となる「割れの起点」が生じにくくなり、曲げ加工性は格段に改善される。また、連続繰り返し曲げ加工により、板材の中心部の内部応力状態を変化させることによって時効処理中に過時効が生じにくくなる。すなわち、最も高強度が得られる時効温度域を、より高導電率が得られる方向にシフトさせることができる。
したがって、強度、導電率、曲げ加工性を同時に向上させることができるのである。

連続繰り返し曲げ加工はテンションレベラーによって付与することが効率的である。テンションレベラーは本来金属条の形状矯正や残留応力の除去に使用する装置であり、通板する条材の両表面側にロールを交互配置したものである。通板する条材にはテンションレベラーの入側と出側から張力が付与されるようになっており、表層部への引張応力の負荷および除荷がより効率的に行える。また、テンションレベラー本来の目的である形状矯正効果も得られる。

ただし、形状矯正や残留応力除去を目的とする一般的な条件で通板しても安定して前記（１）式の析出物分布が得られるように表層部を軟質化することは難しい。すなわち、形状矯正や残留応力除去を行うには一定以上の伸び率を確保することが必要であるが、形状矯正の場合は張力が高いほど有利であり、残留応力除去の場合は逆に張力が低いほど有利であるとされる。しかしながら、前者の高い伸び率でテンションレベラーを通すと表層部と中央部はいずれもほぼ同程度に伸びてしまう。一方、後者の低い張力に設定すると両表層部に十分な曲げ変形を加えることが難しいので、結果的に表層部と中央部との差が不十分となり、やはり曲げ加工性の顕著な改善は望めない。

発明者らの詳細な検討の結果、テンションレベラーで連続繰り返し曲げ加工を施す場合、テンションレベラー通板前（冷間圧延後）の材料の０.２％耐力（ＭＰａ）の５〜２０％に相当する張力（引張応力；ＭＰａ）を付与しながら、条材全体としての伸び率が０.１〜１.５％となる条件を採用することが望ましいことがわかった。張力（引張応力）を０.２％耐力の１０〜１５％とし、伸び率が０.１〜０.５％となるようにすることが一層好ましい。張力や伸び率が大きすぎると表層部に付与される加工硬化の寄与がバウシンガー効果の寄与を上回るので表層部の方が中央部より硬化し、曲げ加工性は逆に悪くなる。張力や伸びが小さすぎると両表層部の曲げ変形量が不足し、曲げ加工性の向上効果が十分発揮されない。

テンションレベラーは一般的な銅合金条の形状矯正に使用されるタイプのものが利用できる。ワークロールの数は合計１５〜３０本程度、そのロール径は概ね１０〜２０ｍｍ程度のものが好適に使用できる。

〔時効処理〕
時効処理は合金系に応じて導電性と強度の向上に有効な一般的な条件が採用される。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系の場合、４２０〜５２０℃の範囲が望ましい。４２０℃より低い場合、時効時間が長くなり生産性に不利である。５２０℃を超えると元素の再固溶が始まり、十分な析出量を確保できなくなって導電率と強度の低下を招く。

〔最終冷間圧延〕
必要に応じて、最終冷間圧延を施すことより製品の強度をさらに向上させることができる。本発明の銅合金板材は最終冷間圧延率を１０〜３０％とすることが好ましい。圧延率が１０％未満では強度の上昇（加工硬化）は小さく、逆に３０％を超えると強度が大幅に高くなるが、曲げ加工性の向上効果は小さくなる。
最終的な板厚としては概ね０.１〜１.０ｍｍが適用され、０.１〜０.５ｍｍとすることが一層好ましい。

〔加熱処理（低温焼鈍）〕
最終冷間圧延を施す場合、条材の残留応力の低減を主目的とした低温焼鈍を施すことができる。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は２５０℃〜５５０℃の温度範囲で加熱処理することが望ましい。これにより条材内部の残留応力はさらに低減され、強度低下をほとんど伴わずに曲げ加工性と破断伸びを大幅に上昇させることができる。また、導電率を上昇させることもできる。この加熱温度が高す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やすくなる。逆に加熱温度が低すぎると上記特性の変化が小さく効率的でない。加熱時間は５ｓｅｃ以上確保することが望ましく、通常１ｈ以内の範囲で曲げ加工性と導電率を十分改善することができる。さらに好ましい温度範囲は３５０〜５００℃である。

以下、本発明に適した銅合金の例としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の組成について説明する。
〔化学組成〕
銅合金においてＮｉとＳｉを複合添加すると、ＮｉとＳｉの化合物を主体とする析出物（以下「Ｎｉ−Ｓｉ系析出物」という）の析出に伴ってＮｉとＳｉの固溶量が減少し、高導電率を保ちながら強度を向上する上で有利となる。

Ｎｉ含有量が０.４質量％未満またはＳｉ含有量が０.１質量％未満では、上記効果を有効に引き出すことが難しい。他方、Ｎｉ含有量が４.８質量％を超えるかまたはＳｉ含有量が１.２質量％を超えると、導電率が低下するとともに析出物が粗大化しやすいので強度も低下しやすい。このためＮｉ含有量は０.４〜４.８質量％、Ｓｉ含有量は０.１〜１.２質量％とすることが望ましい。より好ましいＮｉ含有量は２.０〜３.５質量％、より好ましいＳｉ含有量は０.４〜０.８質量％である。

また、ＮｉとＳｉの質量比（Ｎｉ／Ｓｉ）は３.５〜６.０の範囲内とすることが望ましい。この範囲を外れるとＮｉ−Ｓｉ系析出物の形成に利用されなかったＮｉあるいはＳｉの固溶量が多くなり、導電率が低下することがある。

Ｍｇは、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物の粗大化を防止する作用を有する。また、耐応力緩和性を向上させる作用も有する。これらの作用を十分に発揮させるには０.０１質量％以上のＭｇ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｍｇ含有量が０.３質量％を超えると鋳造性、熱間加工性が著しく低下し、また、コスト的にも不利である。このため、Ｍｇを添加する場合は０.３質量％以下の範囲で行うべきである。

Ｎｉ、Ｓｉ以外の残部、あるいはＮｉ、Ｓｉ、Ｍｇ以外の残部はＣｕと不可避的不純物で構成すればよい。ただし、必要に応じてその他の合金元素を添加してもよい。例えば、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは合金強度をさらに高め、かつ応力緩和を小さくする作用を有する。Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎは不可避的不純物として存在するＳ、Ｐｂなどと高融点化合物を形成しやすく、また、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ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うる。ＳｎとＺｎは冷間加工性を向上する作用を有する。

Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種または２種以上を含有させる場合は、各元素の作用を十分に得るために総量が０.０１質量％以上となるように含有させることが望ましい。ただし、総量が３質量％を超えると熱間または冷間加工性が低下する場合がある。また、経済的にも不利になる。したがって、その総量は３質量％以下の範囲とすることが望ましく、２質量％以下の範囲がより好ましく、１質量％以下の範囲がより一層好ましく、０.５質量％以下の範囲がさらに一層好ましい。

合金組成を例示すると以下のものが挙げられる。
［１］質量％で、Ｎｉ：０.４〜４.８％、Ｓｉ：０.１〜１.２％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物。
［２］質量％で、Ｎｉ：０.４〜４.８％、Ｓｉ：０.１〜１.２％、Ｍｇ：０.３％以下好ましくは０.０１〜０.３％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物。
［３］質量％で、Ｎｉ：０.４〜４.８％、Ｓｉ：０.１〜１.２％、Ｍｇ：０.３％以下好ましくは０.０１〜０.３％、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上：合計３％以下好ましくは０.０１〜３％一層好ましくは０.０１〜０.５％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物。

表１に示す銅合金を溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を９５０℃に加熱し、９５０〜６５０℃の温度範囲で熱間圧延を行うことにより厚さ１０ｍｍの板にし、その後急冷（水冷）した。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。

次いで、８０％以上の圧下率で冷間圧延を行った後、溶体化処理を施した。溶体化処理では結晶粒径が５〜１５μｍとなるように合金組成により６５０〜９００℃の温度範囲内に温度条件を調整した。上記溶体化後の板をさらに１０〜３０％の加工率で冷間圧延を施した。その後、テンションレベラーを用いて連続繰り返し曲げ加工を実施した。続いて、時効処理を施した。時効処理温度は４５０℃とし、時効時間は４５０℃の時効で合金組成に応じて板材中央部硬さがピークになる時間に調整した。このような最適な時効処理時間は予め予備試験によって把握してある。最後に、圧延率１０〜３０％の冷間圧延と４００℃で５ｍｉｎの加熱処理（低温焼鈍）を行った。なお、比較のため、一部の材料では連続繰り返し曲げ加工を実施しなかった。
このようにして得られた最終工程終了材から、組織観察用試料、引張試験片、曲げ加工性試験片、導電率測定用試料を採取した。

組織観察は、圧延方向および板厚方向に平行な断面（縦断面）について、光学顕微鏡およびＳＥＭを用いて行った。表層部と中央部における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度（前記ＭｓおよびＭｃ）をＳＥＭ観察より求めた。Ｍｓは一方の板面側の板厚方向１／８位置±５μｍ域について３視野、他方の板面側の板厚方向１／８位置±５μｍ域について３視野の計６視野の測定値の平均値を採用した。Ｍｃは板厚方向１／２位置±５μｍ域について６視野の測定値の平均値を採用した。Ｍｓ、Ｍｃを求めるため測定領域は各視野につき板厚方向に１０μｍ、圧延方向に１０μｍの矩形領域（測定面積１００μｍ²）とした。

引張試験は、圧延方向に対し平行方向の試験片を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に従って行い、引張強さおよび破断伸びを求めた。

曲げ加工性は、曲げ軸が圧延方向に対し直角方向（Ｇ.Ｗ.）および平行方向（Ｂ.Ｗ.）の９０°Ｗ曲げ試験（ＪＩＳ Ｈ３１１０に準拠、幅Ｗ＝１０ｍｍ）を実施し、曲げ部表面および断面を光学顕微鏡にて１００倍の倍率で観察することにより、割れが発生しない最小のＲ／ｔを求めて評価した。ここでＲは内曲げ半径、ｔは板厚である。この最小のＲ／ｔが小さい程、曲げ加工性は良好である。Ｒ／ｔがＧ.Ｗ.、Ｂ.Ｗ.とも１.０以下である材料は通電部品用として良好な曲げ加工性を有していると判断される。

導電率の測定は、ＪＩＳ Ｈ０５０５に従って行った。
各製造条件と試験結果を表２に示す。

表１〜２から判るように、本発明例のＮｏ.１〜１１はいずれも中央部における粒子径０.１μｍ以上の析出物密度Ｍｃが０.１〜１.０個／μｍ²となるように析出が生じており、かつ前記（１）式を満たすように表層部の方が中央部より粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度が少なくなっていた。これらは、４５％ＩＡＣＳ以上の導電率を有しながら引張強さが７５０ＭＰａ以上と高く、破断伸びが７％以上、曲げ加工性が最小曲げ半径Ｒ／ｔ≦１．０以下をクリアした。すなわち導電性、強度、曲げ加工性を高レベルでバランス良く改善した銅合金板材が得られた。

これに対し、本発明例のＮｏ.１と同一組成を有する比較例のＮｏ.２１〜２４は連続繰り返し曲げ加工を行わずに製造したもの（従来工程材）である。最終冷間圧延率によって強度と曲げ加工性がトレードオフの関係になっていることがわかる。すなわち、これらにおいては強度を高レベルに維持しつつ曲げ加工性を改善することができなかった。

比較例のＮｏ.２５〜２７は本発明で規定される組成が適正でなかった場合に強度と曲げ加工性をバランスよく改善できなかった例である。
Ｎｏ.２５はＮｉとＳｉ含有量が低すぎ析出物の量が少なかったことにより、導電率と曲げ加工性は良好であるが、強度が低く、連続繰り返し曲げ加工の効果が明確ではない。Ｎｏ.２６はＮｉとＳｉ含有量が高すぎたことにより、強度は高いが曲げ加工性が著しく悪くなり、連続繰り返し曲げ加工を実施しても曲げ加工性の向上ができながった。Ｎｏ.２７はＮｉおよびＳｉ含有量がさらに高すぎたため熱間圧延途中に激しい割れが発生し、最終特性の評価ができなかった。

比較例のＮｏ.２８〜３１は本発明で規定される製造条件が適正でなかった場合に強度と曲げ加工性をバランスよく改善できなかった例である。
Ｎｏ.２８は連続繰り返し曲げ加工前の冷間圧延を実施しなかったものであり、最終製品において表層部の方が中心部より粗大析出粒子が多くなっている。Ｎｏ.２９は連続繰り返し曲げ加工前の冷間圧延率が高すぎで、表層部と中心部の粗大析出粒子がほぼ同量であり、いずれも（１）式を満たさなかったことにより、良好な強度と曲げ加工性が実現できなかったものである。

比較例のＮｏ.３０〜３１は連続繰り返し曲げ加工の条件が適正でなかった場合に強度と曲げ加工性をバランスよく改善できなかった例である。
Ｎｏ.３０は連続繰り返し曲げでの加工量（伸び率）が小さいので、連続繰り返し曲げ加工を実施しなかったＮｏ.２３と比較して特性の改善効果はほとんど見られなかった。Ｎｏ.３１は繰り返し曲げ加工時の張力を大きくしすぎたことにより、表層部と中央部の粗大析出粒子密度は差がほとんどなく、やはり（１）式を満たさなかったことにより、曲げ加工性が改善されなかった。

参考例のＮｏ.３２は適正条件で連続繰り返し曲げ加工を行ったことにより（１）式を満足する析出物分布を呈しているものの、最終冷間圧延率が高すぎで、連続繰り返し曲げ加工による曲げ加工性向上効果が相殺された。

Claims (9)

1. 質量％でＮｉ：０.４〜４.８％、Ｓｉ：０.１〜１.２％、残部実質的にＣｕの組成を有し、少なくとも板厚方向１／２位置±５μｍ域に粒子径０.１μｍ以上の析出物が存在し、かつ板厚方向１／８位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｓ（個／μｍ²）と板厚方向１／２位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｃ（個／μｍ²）が下記（１）式を満たすように、両表層部と中央部との析出物量に差を設けた銅合金板材。
   Ｍｓ／Ｍｃ≦０.８ ……（１）
2. さらにＭｇ：０.３％以下を含む組成を有する請求項１に記載の銅合金板材。
3. さらにＳｎ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎの１種以上を合計３％以下の範囲で含む組成を有する請求項１または２に記載の銅合金板材。
4. 板厚方向１／２位置±５μｍ域における粒子径０.１μｍ以上の析出物の密度Ｍｃが０.１〜１.５個／μｍ²である請求項１〜３のいずれかに記載の銅合金板材。
5. 冷間圧延後に連続繰り返し曲げ加工が施された材料に対して時効処理を施すことにより両表層部と中央部との析出物量に差を設けた請求項１〜４のいずれかに記載の銅合金板材。
6. １５〜５０％の冷間圧延が施された材料に、その材料の０.２％耐力（ＭＰａ）の５〜２０％に相当する張力を付与しながら伸び率が０.１〜１.５％となる連続繰り返し曲げ加工を施し、次いで時効処理を施す工程を有する請求項１〜５のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。
7. 前記連続繰り返し曲げ加工をテンションレベラーを用いて行う請求項６に記載の銅合金板材の製造法。
8. 前記時効処理を４２０〜５２０℃で行う請求項６または７に記載の銅合金板材の製造法。
9. 前記時効処理後に、３０％以下の最終冷間圧延と２５０〜５５０℃の加熱処理を施す工程を有する請求項６〜８のいずれかに記載の銅合金板材の製造法。