特許 6368518 Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6368518

(24)【登録日】2018年7月13日

(45)【発行日】2018年8月1日

(54)【発明の名称】Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材およびその製造方法並びに通電部品

(51)【国際特許分類】

   C22C 9/00 20060101AFI20180723BHJP

   C22C 9/06 20060101ALI20180723BHJP

   C22F 1/08 20060101ALI20180723BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20180723BHJP

【ＦＩ】

   C22C9/00

   C22C9/06

   C22F1/08 B

   C22F1/08 Q

   !C22F1/00 661A

   !C22F1/00 623

   !C22F1/00 630K

   !C22F1/00 604

   !C22F1/00 681

   !C22F1/00 682

   !C22F1/00 683

   !C22F1/00 691B

   !C22F1/00 694B

   !C22F1/00 694Z

   !C22F1/00 694A

   !C22F1/00 685Z

   !C22F1/00 691C

   !C22F1/00 692A

   !C22F1/00 692B

   !C22F1/00 602

   !C22F1/00 686A

   !C22F1/00 630A

【請求項の数】9

【全頁数】17

(21)【出願番号】特願2014-70326(P2014-70326)

(22)【出願日】2014年3月28日

(65)【公開番号】特開2015-190044(P2015-190044A)

(43)【公開日】2015年11月2日

【審査請求日】2017年1月31日

(73)【特許権者】

【識別番号】506365131

【氏名又は名称】ＤＯＷＡメタルテック株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100129470

【弁理士】

【氏名又は名称】小松 高

(74)【代理人】

【識別番号】100076130

【弁理士】

【氏名又は名称】和田 憲治

(72)【発明者】

【氏名】今井 雄一

(72)【発明者】

【氏名】木村 崇

(72)【発明者】

【氏名】佐々木 史明

【審査官】 静野 朋季

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１２−０１２６３１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−００７２１５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−０５２００８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−０３６９０３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００６−２４９５６５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−０８１７６７（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ９／００−９／１０

Ｃ２２Ｆ １／０８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する熱間圧延後の板材であって、板の圧延方向をＬ方向、圧延方向と板厚方向に直角の方向をＴ方向、Ｌ方向に垂直な断面をＣ断面と呼ぶとき、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ａ）に従う方法で求めた粗大結晶粒面積率が５.０％以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が５００個／ｍｍ²以下である熱間圧延後のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材。
（Ａ）Ｃ断面に、Ｔ方向を一辺に持つ１.２５ｍｍ×１.２５ｍｍの正方形観察領域を設け、その観察領域を８１個の正方形からなるマス目に分割して各マス目の頂点である合計１００個の格子点を設定し、当該観察領域の顕微鏡観察画像上の格子点のうち長径１００μｍ以上の粗大結晶粒の内部（結晶粒界上を含む）に位置する格子点の合計数ｎ₁を求め、ｎ₁個／１００個×１００により算出される値を粗大結晶粒面積率（％）と定める。ただし、双晶境界は結晶粒界とみなさない。また、結晶粒の一部が観察領域の外に出ている長径１００μｍ以上の結晶粒は当該観察領域内の部分をｎ₁のカウント対象とする。

【請求項2】

化学組成が、質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％、Ｓｎ：０〜１.２％、Ｚｎ：０〜２.０％、Ｍｇ：０〜１.０％、Ｚｒ：０〜１.０％、Ａｌ：０〜１.０％、Ｓｉ：０〜１.０％、Ｐ：０〜０.１％、Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｎ：０〜１.０％、Ｖ：０〜１.０％であり、前記元素のうちＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃｒ、ＭｎおよびＶの合計含有量が３.０％以下であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなるものである請求項１に記載のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材。

【請求項3】

質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する時効処理された板材であって、板の圧延方向をＬ方向、圧延方向と板厚方向に直角の方向をＴ方向、Ｌ方向に垂直な断面をＣ断面と呼ぶとき、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ｂ）に従う方法で求めた平均結晶粒径が７.０〜４０.０μｍ、最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比が２.５以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が１０００個／ｍｍ²以下である時効処理されたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材。
（Ｂ）Ｃ断面の観察視野内に、長さ０.１２５ｍｍのＴ方向線分を０.０１２５ｍｍ間隔で平行に１０本設定し、各線分についてＪＩＳ Ｈ０５０１−１９８６に規定の切断法に従い、線分によって完全に切られる結晶粒（以下「切断結晶粒」という）の数と各切断長さ（以下「個々の切断結晶粒径」という）を測定する。この測定を無作為に設定した異なる１０視野について行い、１０本×１０視野＝計１００本の線分による個々の切断結晶粒径の合計値を切断結晶粒の総数で除した値（μｍ）を「平均結晶粒径」と定め、前記１００本の線分による個々の切断結晶粒径の最大値（μｍ）のものから大きい順に５個選び、その５個の平均を「最大側平均結晶粒径」と定める。

【請求項4】

化学組成が、質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％、Ｓｎ：０〜１.２％、Ｚｎ：０〜２.０％、Ｍｇ：０〜１.０％、Ｚｒ：０〜１.０％、Ａｌ：０〜１.０％、Ｓｉ：０〜１.０％、Ｐ：０〜０.１％、Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｎ：０〜１.０％、Ｖ：０〜１.０％であり、前記元素のうちＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃｒ、ＭｎおよびＶの合計含有量が３.０％以下であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなるものである請求項３に記載の時効処理されたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材。

【請求項5】

時効処理後に冷間圧延されたものである請求項３または４に記載のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材。

【請求項6】

質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋳片に熱間鍛造を施して板状のスラブを得るに際し、熱間鍛造の全ての圧下を８５０〜７００℃の温度範囲で行い、１打当たりの最大圧下率をいずれの方向の圧下についても２０％以下とし、スラブ板厚方向の圧下については材料全体にわたって１打当たりの圧下率が１５〜２０％の圧下を少なくとも１打以上付与し、スラブ板厚方向のトータル厚さ減少率を２５％以上とする熱間鍛造工程、
前記鍛造後のスラブに対して、圧延開始温度９５０℃以下、９５０〜９２０℃での圧延率５５％以上の条件で熱間圧延を施すことにより、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ａ）に従う方法で求めた粗大結晶粒面積率が５.０％以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が５００個／ｍｍ²以下である板材を得る熱間圧延工程、
を有するＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材の製造方法。
（Ａ）Ｃ断面に、Ｔ方向を一辺に持つ１.２５ｍｍ×１.２５ｍｍの正方形観察領域を設け、その観察領域を８１個の正方形からなるマス目に分割して各マス目の頂点である合計１００個の格子点を設定し、当該観察領域の顕微鏡観察画像上の格子点のうち長径１００μｍ以上の粗大結晶粒の内部（結晶粒界上を含む）に位置する格子点の合計数ｎ₁を求め、ｎ₁個／１００個×１００により算出される値を粗大結晶粒面積率（％）と定める。ただし、双晶境界は結晶粒界とみなさない。また、結晶粒の一部が観察領域の外に出ている長径１００μｍ以上の結晶粒は当該観察領域内の部分をｎ₁のカウント対象とする。
ここで、Ｃ断面は板の圧延方向に垂直な断面、Ｔ方向は板の圧延方向と板厚方向に直角の方向を意味する。

【請求項7】

鋳片の化学組成が、質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％、Ｓｎ：０〜１.２％、Ｚｎ：０〜２.０％、Ｍｇ：０〜１.０％、Ｚｒ：０〜１.０％、Ａｌ：０〜１.０％、Ｓｉ：０〜１.０％、Ｐ：０〜０.１％、Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｎ：０〜１.０％、Ｖ：０〜１.０％であり、前記元素のうちＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｒ、ＭｎおよびＶの合計含有量が３.０％以下であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなるものである請求項６に記載のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材の製造方法。

【請求項8】

請求項６または７に記載の熱間鍛造工程および熱間圧延工程を経て製造された銅合金板材に対して、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、加熱温度１５０〜６００℃の低温焼鈍を施すことにより、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ｂ）に従う方法で求めた平均結晶粒径が７.０〜４０.０μｍ、最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比が２.５以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が１０００個／ｍｍ²以下である板材を得る、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材の製造方法。
（Ｂ）Ｃ断面の観察視野内に、長さ０.１２５ｍｍのＴ方向線分を０.０１２５ｍｍ間隔で平行に１０本設定し、各線分についてＪＩＳ Ｈ０５０１−１９８６に規定の切断法に従い、線分によって完全に切られる結晶粒（以下「切断結晶粒」という）の数と各切断長さ（以下「個々の切断結晶粒径」という）を測定する。この測定を無作為に設定した異なる１０視野について行い、１０本×１０視野＝計１００本の線分による個々の切断結晶粒径の合計値を切断結晶粒の総数で除した値（μｍ）を「平均結晶粒径」と定め、前記１００本の線分による個々の切断結晶粒径の最大値（μｍ）のものから大きい順に５個選び、その５個の平均を「最大側平均結晶粒径」と定める。
ここで、Ｃ断面は板の圧延方向に垂直な断面を意味する。

【請求項9】

請求項３〜５のいずれか１項に記載のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材を加工してなる通電部品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、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に適したＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材であって、特に曲げ加工性のバラツキを改善した板材、およびその製造方法に関する。また、その銅合金板材を材料に用いた通電部品に関する。

【背景技術】

【0002】

電気・電子部品を構成するコネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの通電部品に使用される材料には、電気・電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐え得る高い「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ることから優れた「曲げ加工性」が要求される。更に、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「耐応力緩和性」に優れることも要求される。

【0003】

Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金は、銅合金中でＣｕ−Ｂｅ系銅合金に次ぐ高強度を有し、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金を凌ぐ耐応力緩和性を有する。また、コストと環境負荷の点でＣｕ−Ｂｅ系銅合金より有利である。このためＣｕ−Ｔｉ系銅合金（例えばＣ１９９０；Ｃｕ−３.２質量％Ｔｉ合金）は、一部のＣｕ−Ｂｅ系銅合金の代替材としてコネクタ材などに使用されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【特許文献1】特開２００４−５２００８号公報

【特許文献2】特開２００８−３０８７３４号公報

【特許文献3】特開２０１１−２０２２１８号公報

【特許文献4】特開２０１２−１２６３１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金はＴｉの変調構造（スピノーダル構造）を利用して強度を向上させることができる合金である。変調構造によって材料は著しく硬化するが、それによる耐疲労特性や曲げ加工性の損失が比較的少ないという長所を有する。その一方で、この合金系の板材には部分的に粗大結晶粒や粗大第二相粒子が存在しやすく、それに起因して曲げ加工性のバラツキが大きくなりやすいという欠点がある。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金などでは第二相析出粒子のピン留め効果を利用して結晶粒径の均一化を図ることができる。しかし、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金では第二相の生成機構が異なるため、そのようなピン留め効果を利用することは困難である。

【0006】

特許文献１には、溶体化処理中のβ相析出の制御によりＣｕ−Ｔｉ系銅合金の結晶粒径の均一化を図る技術が開示されている。また、熱間鍛造と熱間圧延を組み合わせた熱間加工工程が開示されている。この文献の製造方法によれば、粒径偏差／平均粒径の比が０.６以下という、結晶粒径バラツキの少ない板材が得られている。しかし、粗大第二相粒子に関しては特別の配慮がなされておらず、９０°曲げによるＢＷの曲げ加工性はＲ／ｔが３.５程度であり、厳しい加工が要求される通電部品の用途では更なる改善が望まれる。

【0007】

特許文献２〜４には、結晶粒径、結晶方位、析出物の個数密度などを規定することによりＣｕ−Ｔｉ系銅合金の曲げ加工性を改善する手法が開示されている。しかし、曲げ加工性のバラツキについては考慮されていない。

【0008】

本発明はＣｕ−Ｔｉ系銅合金の板材において、特許文献１よりも曲げ加工性を向上させ、かつそのバラツキを改善することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0009】

発明者らは詳細な研究の結果、仕上冷間圧延前の段階での最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比を一定以下に小さく制御するとともに、粗大第二相粒子の個数密度を低減することが、曲げ加工性のレベルを向上させ、かつバラツキを低減する上で重要であることを知見した。また、そのような組織状態を得るためには、鋳片に対して通常より低温域での熱間鍛造を施して加工歪を十分に導入しておくことが極めて有効であることを見出した。

【0010】

上記目的を達成するために、本発明では、質量％で、Ｔｉ：１.０〜５.０％、Ｆｅ：０〜０.５％、Ｃｏ：０〜１.０％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｂ：０〜０.０７％であり、必要に応じて更にＳｎ：０〜１.２％、Ｚｎ：０〜２.０％、Ｍｇ：０〜１.０％、Ｚｒ：０〜１.０％、Ａｌ：０〜１.０％、Ｓｉ：０〜１.０％、Ｐ：０〜０.１％、Ｃｒ：０〜１.０％、Ｍｎ：０〜１.０％、Ｖ：０〜１.０％であり、前記元素のうちＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｒ、ＭｎおよびＶの合計含有量が３.０％以下であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する熱間圧延後の板材であって、板の圧延方向をＬ方向、圧延方向と板厚方向に直角の方向をＴ方向、Ｌ方向に垂直な断面をＣ断面と呼ぶとき、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ａ）に従う方法で求めた粗大結晶粒面積率が５.０％以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が５００個／ｍｍ²以下である熱間圧延後のＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材が提供される。
（Ａ）Ｃ断面に、Ｔ方向を一辺に持つ１.２５ｍｍ×１.２５ｍｍの正方形観察領域を設け、その観察領域を８１個の正方形からなるマス目に分割して各マス目の頂点である合計１００個の格子点を設定し、当該観察領域の顕微鏡観察画像上の格子点のうち長径１００μｍ以上の粗大結晶粒の内部（結晶粒界上を含む）に位置する格子点の合計数ｎ₁を求め、ｎ₁個／１００個×１００により算出される値を粗大結晶粒面積率（％）と定める。ただし、双晶境界は結晶粒界とみなさない。また、結晶粒の一部が観察領域の外に出ている長径１００μｍ以上の結晶粒は当該観察領域内の部分をｎ₁のカウント対象とする。
ここで、長径は、当該観察画像においてその結晶粒を取り囲む最小円の直径である。

【0011】

また、上記化学組成を有する時効処理後された板材であって、板の圧延方向をＬ方向、圧延方向と板厚方向に直角の方向をＴ方向、Ｌ方向に垂直な断面をＣ断面と呼ぶとき、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ｂ）に従う方法で求めた平均結晶粒径が７.０〜４０.０μｍ、最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比が２.５以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が１０００個／ｍｍ²以下である時効処理されたＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材が提供される。この場合、時効処理後に冷間圧延されたもの、あるいは時効処理後に冷間圧延および低温焼鈍が施されたものであっても構わない。
（Ｂ）Ｃ断面の観察視野内に、長さ０.１２５ｍｍのＴ方向線分を０.０１２５ｍｍ間隔で平行に１０本設定し、各線分についてＪＩＳ Ｈ０５０１−１９８６に規定の切断法に従い、線分によって完全に切られる結晶粒（以下「切断結晶粒」という）の数と各切断長さ（以下「個々の切断結晶粒径」という）を測定する。この測定を無作為に設定した異なる１０視野について行い、１０本×１０視野＝計１００本の線分による個々の切断結晶粒径の合計値を切断結晶粒の総数で除した値（μｍ）を「平均結晶粒径」と定め、前記１００本の線分による個々の切断結晶粒径の最大値（μｍ）のものから大きい順に５個選び、その５個の平均を「最大側平均結晶粒径」と定める。
なお、本明細書において、直径１μｍ以上の粗大第二相粒子とは、第二相粒子を取り囲む最小円の直径が１μｍ以上である第二相粒子を意味する。

【0012】

上記Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金熱間圧延材の製造方法として、上記化学組成を有する鋳片に熱間鍛造を施して板状のスラブを得るに際し、熱間鍛造の全ての圧下を８５０〜７００℃の温度範囲で行い、１打当たりの最大圧下率をいずれの方向の圧下についても２０％以下とし、スラブ板厚方向の圧下については材料全体にわたって１打当たりの圧下率が１５〜２０％の圧下を少なくとも１打以上付与し、スラブ板厚方向のトータル厚さ減少率を２５％以上とする熱間鍛造工程、
前記鍛造後のスラブに対して、圧延開始温度９５０℃以下、９５０〜９２０℃での圧延率５５％以上の条件で熱間圧延を施す熱間圧延工程、
を有する製造方法が提供される。上記熱間圧延によって、Ｃ断面の顕微鏡観察において上記（Ａ）に従う方法で求めた粗大結晶粒面積率が５.０％以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が５００個／ｍｍ²である組織状態とすることが好ましい。

【0013】

この熱間鍛造工程および熱間圧延工程を経て製造された銅合金板材に対して、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、低温焼鈍を施すことにより曲げ加工性およびそのバラツキを顕著に改善したＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材が得られる。この板材は曲げ加工を施して製造される通電部品用の素材として好適である。

【発明の効果】

【0014】

本発明によれば、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材において、優れた曲げ加工性を有し、かつ材料内での曲げ加工性のバラツキが顕著に改善された。従って本発明は、コネクタをはじめとする通電部品の加工度増大や設計自由度向上に寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

【0015】

【図1】本発明に従う熱間圧延材のＣ断面の金属組織写真。

【図2】熱間鍛造を施していない従来法による熱間圧延材のＣ断面の金属組織写真。

【図3】本発明に従う時効処理された板材（仕上冷間圧延後に低温焼鈍されたもの）についてのＣ断面の金属組織写真。

【図4】熱間鍛造を施していない従来の工程による時効処理された板材（仕上冷間圧延後に低温焼鈍されたもの）についてのＣ断面の金属組織写真。

【発明を実施するための形態】

【0016】

《合金組成》
本発明ではＣｕ−Ｔｉの２元系基本成分に、必要に応じてＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅや、その他の合金元素を配合したＣｕ−Ｔｉ系銅合金を採用する。以下、合金組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

【0017】

Ｔｉは、Ｃｕマトリックスにおいて時効硬化作用が高い元素で、強度上昇および耐応力緩和性向上に寄与する。これらの作用を十分に引き出すためには１.０％以上のＴｉ含有量を確保することが有利であり、２.５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、熱間加工あるいは冷間加工過程中に割れが発生しやすくなる。また、溶体化処理が可能な温度域が狭くなる。種々検討の結果、Ｔｉ含有量は５.０％以下とする必要がある。４.０％以下あるいは３.５％以下の範囲に管理してもよい。

【0018】

Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉは、Ｔｉとの金属間化合物を形成して強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。これらの金属間化合物は溶体化処理で結晶粒の粗大化を抑制する作用があるので、より高温域での溶体化処理が可能になり、Ｔｉを十分に固溶させる上で有利となる。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの１種以上を添加する場合の個々の元素の含有量は、Ｆｅ：０.０５％以上、Ｃｏ：０.０５％以上、Ｎｉ：０.０５％以上とすることがより効果的であり、Ｆｅ：０.１％以上、Ｃｏ：０.１％以上、Ｎｉ：０.１％以上とすることが更に効果的である。ただし、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉを過剰に含有させると、それらの金属間化合物の生成によって消費されるＴｉの量が多くなるので、固溶Ｔｉ量が必然的に少なくなる。この場合、逆に強度低下を招きやすい。また、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏはＴｉと化合物を形成するため、過剰な含有は粗大粒子の増加を招く。従ってＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの１種以上を添加する場合は、Ｆｅ：０.５％以下、Ｃｏ：１.０％以下、Ｎｉ：１.５％以下、の範囲とする。Ｆｅ：０.３０％以下、Ｃｏ：０.２５％以下、Ｎｉ：０.２５％以下の範囲に管理してもよい。

【0019】

Ｂ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。Ｂを添加する場合、０.０１％以上とすることがより効果的であり、０.０３％以上とすることが更に効果的である。ただし、過剰のＢ添加は不経済であり、通常０.０７％以下の範囲で添加すればよい。

【0020】

Ｓｎは、固溶強化作用と耐応力緩和性の向上作用を有する。Ｓｎを含有させる場合、０.１％以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、鋳造性と導電率確保の観点からＳｎ含有量は１.２％以下に制限され、０.５％以下あるいは０.２５％以下の範囲に管理してもよい。

【0021】

Ｚｎは、はんだ付け性および強度を向上させる作用を有する他、鋳造性を改善させる作用もある。これらの作用を十分に得るには０.１％以上のＺｎ含有量を確保することが望ましく、特に０.３以上とすることが一層効果的である。ただし、過剰のＺｎ含有は導電性や耐応力腐食割れ性の低下要因となりやすい。このため、Ｚｎを含有させる場合は２.０％以下とする必要があり、１.０％以下あるいは０.５％以下に管理してもよい。

【0022】

Ｍｇは、耐応力緩和性の向上作用と脱Ｓ作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるには、０.０１％以上のＭｇ含有量を確保することが好ましく、０.０５％以上とすることがより効果的である。ただし、Ｍｇは酸化されやすいので、鋳造性確保の観点からＭｇを含有させる場合は１.０％以下の含有量とする。０.５％以下とすることが一層好ましい。通常、０.１％以下とすればよい。

【0023】

その他の元素として、Ｚｒ：１.０％以下、Ａｌ：１.０％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下の１種以上を含有させることができる。例えば、ＺｒとＡｌはＴｉとの金属間化合物を形成することができ、ＳｉはＴｉとの析出物を生成できる。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ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、Ｃｒ、Ｐ、Ｚｒ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。Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖの１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これらの総量が０.０１％以上となるように含有させることが効果的である。

【0024】

ただし、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖを多量に含有させると、熱間または冷間加工性に悪影響を与える要因となる。前述のＳｎ、Ｚｎ、Ｍｇと、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖの合計含有量は３.０％以下に抑えることが望ましく、２.０％以下あるいは１.０％以下の範囲に規制することができ、０.５％以下の範囲に管理しても構わない。経済性を加味したより合理的な上限規制としては、例えばＺｒ：０.２％以下、Ａｌ：０.１５％以下、Ｓｉ：０.２％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｂ：０.０３％以下、Ｃｒ：０.２％以下、Ｍｎ：０.１％以下、Ｖ：０.２％以下の規制を設けることができる。

【0025】

《熱間圧延材の金属組織》
熱間圧延後の段階で粗大結晶粒および粗大第二相粒子の存在が十分に抑制されているとき、その後の工程を経て製造された最終的な板材において結晶粒径の不均一性および粗大第二相粒子の存在に起因する曲げ加工性のバラツキが顕著に抑制されることがわかった。そのような有用性の高い板材中間製品として、本発明では以下の組織状態を有する熱間圧延材を開示する。

【0026】

板の圧延方向をＬ方向、圧延方向と板厚方向に直角の方向をＴ方向、Ｌ方向に垂直な断面をＣ断面と呼ぶとき、Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ａ）に従う方法で求めた粗大結晶粒面積率が５.０％以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が５００個／ｍｍ²以下であるＣｕ−Ｔｉ系銅合金熱間圧延材。上記直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度は３００個／ｍｍ²以下であることがより好ましい。
（Ａ）Ｃ断面に、Ｔ方向を一辺に持つ１.２５ｍｍ×１.２５ｍｍの正方形観察領域を設け、その観察領域を８１個の正方形からなるマス目に分割して各マス目の頂点である合計１００個の格子点を設定し、当該観察領域の顕微鏡観察画像上の格子点のうち長径１００μｍ以上の粗大結晶粒の内部（結晶粒界上を含む）に位置する格子点の合計数ｎ₁を求め、ｎ₁個／１００個×１００により算出される値を粗大結晶粒面積率（％）と定める。ただし、双晶境界は結晶粒界とみなさない。また、結晶粒の一部が観察領域の外に出ている長径１００μｍ以上の結晶粒は当該観察領域内の部分をｎ₁のカウント対象とする。

【0027】

《時効処理材の金属組織》
また、時効処理後の板材（時効処理材）において、結晶粒径の粒度分布および粗大第二相粒子の存在量が特定の条件を満たすとき、その時効処理材およびそれを加工してなる板材は、結晶粒径の不均一性に起因する曲げ加工性のバラツキが顕著に抑制される。そのような有用性の高い板材として、本発明では以下の組織状態を有する板材を開示する。
時効処理後に仕上冷間圧延や更に低温焼鈍を施した製品板材においても、以下の組織状態が維持される。

【0028】

Ｃ断面の顕微鏡観察において下記（Ｂ）に従う方法で求めた平均結晶粒径が７.０〜４０.０μｍ、最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比が２.５以下であり、Ｃ断面における直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度が１０００個／ｍｍ²以下であるＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材。上記直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度は７００個／ｍｍ²以下であることがより好ましい。
（Ｂ）Ｃ断面の観察視野内に、長さ０.１２５ｍｍのＴ方向線分を０.０１２５ｍｍ間隔で平行に１０本設定し、各線分についてＪＩＳ Ｈ０５０１−１９８６に規定の切断法に従い、線分によって完全に切られる結晶粒（以下「切断結晶粒」という）の数と各切断長さ（以下「個々の切断結晶粒径」という）を測定する。この測定を無作為に設定した異なる１０視野について行い、１０本×１０視野＝計１００本の線分による個々の切断結晶粒径の合計値を切断結晶粒の総数で除した値（μｍ）を「平均結晶粒径」と定め、前記１００本の線分による個々の切断結晶粒径の最大値（μｍ）のものから大きい順に５個選び、その５個の平均を「最大側平均結晶粒径」と定める。

【0029】

これらの組織状態を有する板材は、以下の工程に従って得ることができる。

【0030】

《製造方法》
曲げ加工性バラツキの小さいＣｕ−Ｔｉ系銅合金板材は、例えば下記のような製造工程により製造することができる。
「溶解・鋳造→熱間鍛造→熱間圧延→冷間圧延→（中間焼鈍→冷間圧延）→溶体化処理→時効処理→仕上冷間圧延→低温焼鈍」
ここでは、熱間圧延前に特定条件下での熱間鍛造を行い、加工歪を付与しておくことが重要である。熱間圧延前には必要に応じてスラブ表面の切削が行われる。また熱間圧延では高温域で十分に圧下を稼ぎ、動的再結晶化を促進させることが重要である。熱間圧延後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。用途に応じて時効処理後の「仕上冷間圧延」と「低温焼鈍」を省略してもよい。以下、各工程について説明する。

【0031】

〔溶解・鋳造〕
連続鋳造、半連続鋳造等により鋳片を製造すればよい。Ｔｉの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気または真空溶解炉で行うのがよい。

【0032】

〔熱間鍛造〕
本発明では、熱間圧延に供する前に熱間鍛造を行い、加工歪を付与することが重要である。銅合金の製造における熱間鍛造は、一般に９００〜８５０℃程度の温度域で行われる。しかし、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の場合、そのような温度域では歪エネルギーを十分に蓄積できないことがわかった。種々検討の結果、８５０℃以下の温度域で熱間鍛造を行うことが有効となる。ただし、鋳造組織は脆弱であるため、熱間鍛造温度が低いと割れやすくなる。そのため７００℃以上で熱間鍛造を行う必要がある。

【0033】

発明者らの検討によれば、熱間鍛造工程で歪エネルギーを十分に蓄積させるために、熱間鍛造では以下の条件に従うことが有効であることがわかった。
（ａ）熱間鍛造温度を８５０℃以下の比較的低温域とする。
（ｂ）スラブ板厚方向の圧下については材料全体にわたって１打当たりの圧下率が１５〜２０％の圧下を少なくとも１打以上付与する。
（ｃ）スラブの板厚方向のトータル厚さ減少率を２５％以上とする。
また、熱間鍛造中に割れが生じないようにするためには以下の条件に従う必要がある。
（ｄ）熱間鍛造温度を７００℃以上とする。
（ｅ）１打当たりの最大圧下率を２０％以下とする。
なお、鍛造温度は、鍛造時の材料表面温度である。

【0034】

１打当たりの圧下率（％）は、下記（１）式により定まる。
１打当たりの圧下率（％）＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ …（１）
ここで、ｔ₀は、その１打の圧下を付与する前の材料における、ハンマーが当たる部分のハンマー進行方向肉厚（その部分の肉厚が不均一の場合は平均肉厚）（ｍｍ）、ｔ₁は、その１打の圧下を付与した後の材料における、ハンマーが当たった部分のハンマー進行方向肉厚（その部分の肉厚が不均一の場合は平均肉厚）（ｍｍ）を意味する。
例えば材料の同じ位置に続けて３打の圧下を付与する場合、その３打のうち少なくとも１打において圧下率１５〜２０％の圧下を付与することにより、そのハンマー打面をぶつけた位置において「１打当たりの圧下率が１５〜２０％の圧下を少なくとも１打以上付与する」という要件が満たされる。板状スラブを得るに際して、上記（ｂ）の条件を満たすためには、例えば、１打当たりの圧下率が１５〜２０％の打撃を、板状スラブの板面（広面）となる材料表面のすべての部分について、材料の位置を変えながら順次付与していく方法が採用できる。ただし、熱間鍛造での割れの発生を防止するために、１打当たりの最大圧下率を２０％以下とする（上記（ｅ））。

【0035】

鋳片から板状スラブを得る熱間鍛造では、通常、板状スラブ厚さ方向（ＮＤ）と、それに直角の板状スラブ幅方向（ＴＤ）の２軸について、交互に変形を加える方法がとられる。十分に歪エネルギーを蓄積させるためには材料に加えるトータルの変形量を一定以上に確保する必要がある。種々検討の結果、少なくともＮＤ軸の肉厚減少率が２５％以上となるように変形を加えること、すなわち上記（ｃ）の条件に従うことが極めて有効である。この場合、板状スラブの幅（ＴＤの肉厚）は、例えば元の鋳片に対して同等に維持することができる。
上記（ｃ）のスラブの板厚方向のトータル厚さ減少率は、下記（２）式により定まる。
スラブの板厚方向のトータル厚さ減少率（％）＝（ｔ₂−ｔ₃）／ｔ₂×１００ …（２）
ここで、ｔ₂は、板状スラブ厚さ方向に対応する鋳片の厚さ（その厚さが場所により一定でない場合は平均厚さ）（ｍｍ）、ｔ₃は、得られる板状スラブの厚さ（その厚さが場所により一定でない場合は平均厚さ）（ｍｍ）を意味する。

【0036】

熱間鍛造前の鋳片の加熱は、鋳片の肉厚中心部と表面の温度差が２０℃以下となるまで、在炉時間を確保することが望ましい。加熱温度は８００〜８５０℃とし、在炉時間は例えば厚さ２００ｍｍ程度の鋳片であれば、８〜１６ｈとすればよい。熱間鍛造温度は８５０℃以下とする（上記（ａ））。８４０℃以下の範囲に制限することがより効果的である。ただし、温度が低下しすぎると割れが生じやすくなるので、熱間鍛造の終了温度は７００℃以上とする（上記（ｄ））。この８５０〜７００℃、より好ましくは８４０〜７００℃という比較的低温の温度域で上記（ｂ）（ｃ）に従う条件で熱間鍛造を行うと、歪エネルギーが十分に導入され、後述の熱間圧延工程で再結晶粒の粗大化防止効果および粗大第二相粒子の個数密度低減効果が発揮される。

【0037】

〔熱間圧延〕
発明者らの検討によれば、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金の場合、溶解鋳造後のＴｉ偏析に起因して熱間圧延時に、粗大な結晶粒および粗大な第二相粒子が生成しやすく、これが後の工程を経て得られる板材最終製品の曲げ加工性を低下させる要因となることがわかった。従って、溶解鋳造で形成されたＴｉ偏析を緩和し、熱間圧延時に粗大な結晶粒および粗大な第二相粒子が生じないように製造条件を工夫する必要がある。その工夫の一つが、上述の熱間鍛造工程での歪みエネルギーの導入である。さらにもう一つ、熱間圧延工程において、できるだけ高温域で圧下率を稼ぎ、熱間圧延前の加熱段階での拡散による均質化を促進するとともに熱間圧延中の動的再結晶を促進させることが重要である。

【0038】

熱間圧延時のスラブ加熱温度は９３０〜９５０℃とすることが望ましい。熱間圧延開始温度（最初の圧延パスにおける材料温度）は９５０℃以下とする。それより高いと合金成分の偏析箇所など融点が低下している箇所で割れが生じる場合がある。９５０〜９２０℃での圧延率５５％以上とする。この高温域での圧延率が小さくなると動的再結晶による微細化効果が低減し、粗大な再結晶粒が存在する場合がある。また、Ｔｉ偏析の緩和が不十分となり粗大第二相粒子が多く形成される。熱間圧延終了温度（最後の圧延パスにおける材料温度）は７００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延後は水冷などによって急冷することが望ましい。
なお、ある板厚ｔ₄（ｍｍ）からある板厚ｔ₅（ｍｍ）までの圧延率は、下記（３）式により定まる。後述の各工程における圧延率も同様である。
圧延率（％）＝（ｔ₄−ｔ₅）／ｔ₄×１００ …（３）
なお、熱間圧延温度は、熱間圧延時の材料表面温度である。

【0039】

〔冷間圧延〕
溶体化処理前に行う冷間圧延では、圧延率を８０％以上とすることが望ましい。圧延で導入される歪が再結晶の核として機能し、結晶粒径の均一化に有効となる。冷間圧延率の上限はミルパワー等により制約を受けるが、通常、９９％以下の範囲で設定すればよい。必要に応じて、中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延工程を実施してもよい。その場合、最終の中間焼鈍後に行う冷間圧延工程が、上記「溶体化処理前に行う冷間圧延」に相当する。

【0040】

〔溶体化処理〕
溶体化処理温度は７００〜９５０℃とすることができる。７５０〜９００℃とすることがより好ましい。加熱時間は５ｓｅｃ〜５ｍｉｎの範囲で設定すればよい。冷却は通常の溶体化処理と同様、水冷などにより急冷すればよい。例えば、７００℃から２００℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓｅｃ以上となるような冷却が望ましい。

【0041】

〔時効処理〕
時効処理温度は３００〜５５０℃、時効時間は６０〜６００ｍｉｎの範囲で設定すればよい。

【0042】

〔仕上冷間圧延〕
用途に応じて仕上冷間圧延を行い、強度レベルの向上を図ることができる。仕上冷間圧延率は７０％以下とすることが望ましい。最終的な板厚は例えば０.０５〜１.０ｍｍとすることができ、特に０.０５〜０.３ｍｍの薄板材は通電部品の小型化に有用である。

【0043】

〔低温焼鈍〕
仕上冷間圧延後には、板材の残留応力の低減や曲げ加工性の向上、空孔やすべり面上の転位の低減による耐応力緩和特性向上を目的として、低温焼鈍を施すことができる。加熱温度１５０〜６００℃、加熱時間５〜３６００ｓｅｃの範囲で条件設定すればよい。仕上冷間圧延を省略した場合は、通常、この低温焼鈍も省略される。

【0044】

《板材の特性》
〔曲げ加工性〕
本発明に従えば、ＪＩＳ Ｈ３１１０に従う９０°Ｗ曲げ試験において、ＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ）のＭＢＲ／ｔが安定して０.６０以下となる優れた曲げ加工性が実現できる。ＢＷの曲げ試験は、曲げ試験片の長手方向が圧延直角方向（Ｔ方向）、曲げ軸が圧延方向（Ｌ方向）となる条件で行われる。
〔引張強さ〕
本発明に従えば、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従う板材の圧延方向（Ｌ方向）の引張試験において、引張強さが８８０ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、さらには９２０ＭＰａ以上のものが得られ、前記曲げ加工性と強度の両立を図ることができる。

【実施例】

【0045】

表１に示す銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片を切断して、長さ約３０００ｍｍ、厚さ１５０ｍｍ、幅２７０ｍｍのサイズの鍛造実験用の鋳片とした。鍛造実験用鋳片は、長さ方向全長にわたって断面形状は均等である。以下、特に断らない限り、「鋳片」と言うときはこの鍛造実験用鋳片を意味する。一部の例を除き、鋳片を炉中で４ｈ加熱したのち抽出して熱間鍛造を施し、板状スラブを得た。鍛造開始温度、鍛造終了温度は表２中に示してある。鋳片の厚さ方向と得られた板状スラブの板厚方向は一致するので、以下これらの方向を一括してＮＤと表記する。同様に鋳片の幅方向と得られた板状スラブの幅方向も一致するので、以下これらを一括してＴＤと表記する。

【0046】

熱間鍛造では、ＮＤおよびＴＤの２軸方向について圧下を付与した。ここでは、ＴＤ（鋳片の側面）の圧下をスラブ全体にわたって行い、次いでＮＤ（鋳片の板面）の圧下をスラブ全体にわたって行うという方法で、ＴＤ、ＮＤの鍛造を交互に行った。その際、ＮＤの１打目が最大圧下率となるように鍛造した。ＮＤ、ＴＤとも、１箇所につきそれぞれ合計３〜４打の圧下を付与して、それぞれの方向の肉厚を所定の厚さに整えた。材料の板面のどの部分についても「１打当たりの最大圧下率」および「スラブの板厚方向のトータル厚さ減少率」は均等とした。これらの数値を表２中に示す。得られた板状スラブの幅は約２７０ｍｍであり、各スラブにおいて長手方向のスラブ幅は均等である。熱間鍛造後、スラブ表面の凹凸を研削により平滑化した。

【0047】

熱間鍛造時に割れが生じた例を除き、上記各熱間鍛造スラブを、炉中で４ｈ加熱した後、熱間圧延を施し、板厚１５ｍｍの熱間圧延材を得た。いずれも７００℃以上の温度域で熱間圧延を終了し、直ちに水冷した。一部の例では熱間鍛造を省略して、鋳片を切削にて厚さ約１１５ｍｍとしたのち、直接熱間圧延に供した。熱間圧延開始温度、および９５０℃から９２０℃までの圧延率を表２中に示す。また、熱間圧延時に割れが生じて次工程へ進めることができなかった例を除き、熱間圧延材からサンプルを切り出して、前述（Ａ）に従う方法でＣ断面の粗大結晶粒面積率を測定した。測定値の再現性を確認するため、各熱間圧延材につき無作為に選択した１０視野の観察を行ったが、いずれも粗大結晶粒面積率（％）の測定値（％表示の数値）の変動幅は１.５以内に収まっていた。表３中には１０視野で得られた数値の平均値を粗大結晶粒面積率（％）として表示した。また、熱間圧延材のＣ断面を電解研磨して、ＳＥＭ観察を行い、直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度を求めた。電解研磨はＥｌｅｃｔｒｏＭｅｔ４（ＢＵＥＨＬＥＲ社製）を用い、φ１０ｍｍの領域に電圧１５Ｖで２０秒間電解研磨を行った。電解研磨液は、体積比で、蒸留水：１０、リン酸：５、エタノール：５、２−プロパノール：１の混合液とした。ＳＥＭ観察は倍率３０００倍にて１０視野で観察を行った。

【0048】

熱間圧延時に割れが生じた例を除き、熱間圧延材に約９２.８％の冷間圧延を施して板厚１ｍｍ以下としたのち、水素、窒素またはアルゴン雰囲気下で溶体化処理を施した。溶体化処理では、保持温度７００〜９００℃、保持時間１ｍｉｎで条件を調整して、溶体化処理後の平均結晶粒径をコントロールした。各例の溶体化処理の保持温度は表２に記載した。

【0049】

得られた溶体化処理材からサンプルを採取して、時効条件を設定するための予備実験として、３００〜５００℃で最大１０ｈまでに時効処理試験を行い、合金組成に応じて最大硬さとなる時効温度Ｔｍ（℃）および最大硬さＨｍ（Ｈｖ）を把握した。前記溶体化処理材に対して、時効温度をＴｍ±１０℃とし、時効時間を時効後の硬さが０.０８Ｈｍ以上１.０Ｈｍ以下となる時間に設定して、時効処理を施した。ここでは各例とも４５０℃×６ｈの条件とした。

【0050】

時効処理後、圧延率７０％以下の範囲での仕上冷間圧延を行い、最終板厚を０.１ｍｍに揃えた。その後、水素、窒素またはアルゴン雰囲気下、３００〜６００℃の範囲で低温焼鈍を施した。

【0051】

このようにして得られた板厚０.１ｍｍの板材（供試材）について、上述（Ｂ）に従う方法で平均結晶粒径、最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比を求めた。また、そのデータを用いて結晶粒径についての標準偏差／平均結晶粒径の比を算出した。供試材のＣ断面について、上記と同様の手法でＳＥＭ観察を行い、直径１μｍ以上の粗大第二相粒子の個数密度を求めた。
また、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従ってＬ方向の引張試験を行い、試験数ｎ＝３の平均値にて引張強さを求めた。また、ＪＩＳ Ｈ３１１０：２０１２に従って曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが０.６となる一定の条件でＢＷの９０°Ｗ曲げ試験を試験数ｎ＝１０にて行い、試験後の曲げ加工部の表面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れの発生有無を調べた。この曲げ試験において、１０個の試験片のうち割れが発生した試験片の割合を「割れ発生率（％）」として表示し、全てについて割れの発生が認められなかった場合（すなわち、割れ発生率＝０％）を合格、それ以外を不合格とした。この厳しい評価方法で合格評価が得られた板材は、優れた曲げ加工性を有し、かつ曲げ加工性のバラツキが極めて小さいと判断できる。表３にこれらの試験結果を示す。

【0052】

【表1】

【0053】

【表2】

【0054】

【表3】

【0055】

表２、表３からわかるように、本発明に従う銅合金板材はいずれも熱間圧延材において粗大結晶粒の面積率が小さく、かつ時効処理材では最大側平均結晶粒径／平均結晶粒径の比が小さく抑えられた。その結果、曲げ加工性が良好であり、そのバラツキも顕著に改善された。

【0056】

これに対し、比較例Ｎｏ.３１は熱間鍛造での１打当たりの最大圧下率が小さく、またＮｏ.３２は熱間鍛造でのスラブ板厚方向のトータル厚さ減少率が小さかったので、それぞれ歪みエネルギーの蓄積が不十分となり、得られた板材は粗大な結晶粒の存在する混粒組織となり、粗大第二相粒子の個数密度も高くなった。その結果、曲げ加工性のバラツキが大きかった。Ｎｏ.３３は熱間圧延で高温域での圧延率が不足したので粗大な結晶粒の存在する混粒組織となり、曲げ加工性のバラツキが大きかった。Ｎｏ.３４は熱間圧延温度が高すぎたので熱間圧延材に割れが生じ、それ以降の工程を中止した。Ｎｏ.３５は熱間鍛造での１打当たりの最大圧下率が大きすぎ、Ｎｏ.３６は熱間鍛造温度が高すぎ、Ｎｏ.３７は熱間鍛造温度が低すぎたので、それぞれ熱間鍛造時に材料に割れが生じ、いずれもそれ以降の工程を中止した。Ｎｏ.３８〜４１は熱間鍛造を実施しなかったので、得られた板材は粗大な結晶粒の存在する混粒組織となり、粗大第二相粒子の個数密度も増大し、曲げ加工性のバラツキは改善されなかった。

【0057】

参考のため、図１に本発明に従う熱間圧延材（本発明例Ｎｏ.２）のＣ断面の金属組織写真を例示する。図２に熱間鍛造を施していない従来法による熱間圧延材（比較例Ｎｏ.３８）のＣ断面の金属組織写真を例示する。図３に、本発明に従う時効処理された板材（Ｎｏ.２の低温焼鈍材）のＣ断面の金属組織写真を例示する。図４に、熱間鍛造を施していない従来の工程による時効処理された板材（Ｎｏ.３８の低温焼鈍材）のＣ断面の金属組織写真を例示する。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】