专利名称：：铜基轧制合金及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及铜基轧制合金及其制造方法。
背景技术：
：各种铜合金由于其具有良好的导电性和加工性而用于各种电子部件和机械部件。这样的铜合金，为了实现产品的小型化和高功能化，也需要进一步提高加工性。为了将铜合金材料以高精度加工成微小部件，优选将铜合金材料轧制成确保了良好的加工性的状态来制成轧制合金。例如，在非专利文献1、2中揭示使[lll]面平行地取向于板面，也就是使〈111〉//ND织构发达，这对于提高轧制材料的冲压成型性和弯曲加工性很重要。对于铝、铜等面心立方(FCC)结构的金属，已知使用通常的轧制退火方法时，该〈111〉//ND成分根本不发达，但是会伴随着剪切形变而发达。例如，非专利文献3中指出在高摩擦条件下轧制的铝的表面附近，〈111〉//ND发达。非专利文献4指出，异步轧制在整个板厚度上对于〈111〉//ND织构的发达是有用的，报道了对于铝合金板的有效性。另一方面，非专利文献5指出对无氧铜以及铜-锌合金即黄铜实施异步轧制加工时，在整个板厚度上形成〈111〉//ND织构。非专利文献1:Ph.LequeuandJJ.Jonas:MetallugicaltransactionsA，19A(1988)，105-120非专利文献2:五弓勇雄、铃木敬二郎、藤仓潮三，日本金属学会誌，32(1968)，742-747非专利文献3:T.Sakai，SH丄eeandY.Saito，Proc.LiMAT2001，Busan，Korea(2001)，311-316非专利文献4:T.Sakai,K.Yoneda，Y.Saito，MaterialScienceForum,96-402(2002)，309-314非专利文献5:T.Sakai，J."Watanabe,N.IwamotoandH.Utsunomiya，JournaloftheJRICu,Vol.44No.l(2005)，73-78
发明内容如上所述，通过异步轧制，就纯铜以及黄铜而言，可得到具有〈111〉//ND方位发达的轧制织构的铜合金。但是，本发明人等经研究得知，高摩擦条件下轧制铜合金时，在其表面附近〈111〉〃ND发达，但是经固溶化处理，已形成的〈111〉〃ND织构明显减少。因此，至今为止，其他的铜合金还尚未能够得到，特别是在进行了固溶化处理这样的700°C~1000°C的温度范围的热处理后也具有〈111〉〃ND方位发达的轧制织构的铜合金。由于经剪切形变而形成的剪切织构也属于变形织构，所以可以预测到会受合金成分的影响。但是，至于基于铜合金中的合金成分而形成的剪切织构的结构以及已经形成的剪切织构在之后的加工中如何变化，则完全不可预测。于是，本发明的目的之一为提供一种加工性良好的铜基轧制合金及其制造方法。另外，本发明的另一目的为提供一种加工性和强度均良好的铜基轧制合金及其制造方法。进而，本发明的又一目的为提供〈111〉〃ND织构发达的铜基轧制合金及其制造方法。此外，本发明的再一目的为提供具有〈111〉〃ND织构的析出硬化型铜基轧制合金及其制造方法。为了解决上述课题，本发明人等经各种研究发现，对包含一定范围合金成分的铜合金在无润滑的条件下实施轧制处理，可使加工性良好的组织即〈111〉〃ND织构发达，并且在固溶化处理后也可维持该轧制织构，于是完成了本发明。也就是说，本发明提供以下技术手段。(1)一种铜基轧制合金，具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量％~10质量％的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素，X射线衍射强度比I(111)/1(200)为2.0以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。(2)在上述(1)所述的铜基轧制合金中，上述元素为从Be、Si、Ti以及Ni中选择的一种或者两种以上的元素。(3)在上述(1)或(2)所述的铜基轧制合金中，含有小于不可避免杂质浓度的P。(4)在上述(1)~(3)任一项所述的铜基轧制合金中，上述X射线衍射强度比为3.0以上。(5)在上述(4)所述的铜基轧制合金中，上述X射线衍射强度比为4.0以上。(6)在上述(1)~(5)任一项所述的铜基轧制合金中，在所述轧制合金的板厚度方向上，X射线衍射强度比I(111)/1(200)为2.0以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。(7)上述(1)(6)任一项所述的铜基轧制合金，其用于固溶化处理并实施固溶化处理。(8)在上述(7)所述的铜基轧制合金中，以可进行固溶化处理的温度实施5秒120分钟的加热处理时，X射线衍射强度比I(111)/1(200)被维持在60%以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。(9)上述(8)所述的铜基轧制合金中，维持上述X射线f汙射强度比的比率为70%以上。(10)上述(8)所述的铜基轧制合金中，维持上述X射线衍射强度比的比率为75%以上。(11)上述(1)~(10)任一项所述的铜基轧制合金，其已完成固溶化处理。(12)上述(11)中所述的铜基轧制合金，其是至少在轧制后实施固溶化处理得到，该轧制用于得到在所述轧制面上测定的(hkl)面的X射线衍射强度比。(13)上述(7)~(12)任一项所述的铜基轧制合金，X射线衍射强度比I(111)/1(200)在所述固溶化处理后被维持在60%以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。(14)上述(1)~(6)任一项所述的铜基轧制合金，包含含有所述元素的金属间化合物的析出物。(15)上述(14)所述的铜基轧制合金，其为析出硬化型合金。(16)上述(15)所述的铜基轧制合金，析出硬化处理为200。C以上的析出固化处理。(17)上述(15)所述铜基轧制合金，析出硬化处理为250。C以上的析出固化处理。(18)上述(14)(17)任一项所述的铜基轧制合金中，所述合金的平均晶粒尺寸为l|iim5C^m。(19)上述(18)所述的铜基轧制合金中，所述合金的所述平均晶粒尺寸为20pm以下。(20)上述(14)~(19)任一项所述的铜基轧制合金中，在向与轧制方向相垂直方向进行90°弯曲加工时的可加工的最小弯曲半径R与此时板材厚度t之比R/t为1.0以下。(21)上述(14)~(20)任一项所述的铜基轧制合金中，拉伸强度为500N/mm2以上。(22)上述(14)(21)任一项所述的铜基轧制合金中，所述元素包含Be。(23)上述(22)所述的铜基轧制合金中，拉伸强度为650N/mm2~1000N/mm2。(24)上述(14)(21)任一项所述的铜基轧制合金中，所述元素包含Ti。(25)上述(24)所述的铜基轧制合金中，拉伸强度为700N/mm2~900N/mm2。(26)上述(14)(21)任一项所述的铜基轧制合金中，所述元素包含Si以及Ni。(27)上述(26)所述的铜基轧制合金中，拉伸强度为500N/mm2~750N/mm2。(28)上述(14)(27)任一项所述的铜基轧制合金中，以250°C~550。C的温度进行至少15分钟的加热处理时，X射线衍射强度比I(111)/1(200)被维持在60%以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。(29)—种铜基轧制合金的制造方法，具有轧制工序，对合金铸造体以给予〈111〉//ND织构的方式伴随着剪切形变来进行轧制，其中的合金铸造体具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量％10质量％的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素；和固溶化处理工序，对经过上述轧制工序的被加工体以700。C100(TC的温度进行固溶。(30)上述(29)所述的制造方法中，所述元素为从Be、Si、Ti以及Ni中选择的一种或者两种以上元素。(31)上述(29)或(30)所述的制造方法中，含有小于不可避免杂质浓度的P。(32)上述(29)~(31)任一项所述的制造方法中，所述轧制工序是用来在板厚度方向上给予〈111〉//ND织构而进行轧制的工序。(33)上述(29)~(32)任一项所述的制造方法中，所述轧制工序包括以摩擦系数|i0.2以上进行轧制的步骤。(34)上述(29)~(33)任一项所述的制造方法中，所述轧制工序包括在以下式(1)表示的当量应变s为1.6以上的轧制条件下进行轧制的步骤，上式中，r表示压下率，e表示轧制前与板垂直的元件的^1厚度方向的某一位置的在轧制后的表观剪切角度，(J)表示剪切系数。(35)上述(34)所述制造方法中，所述剪切系数cj)为1.2~2.5。(36)上述(29)~(35)任一项所述的制造方法中，所述轧制工序包含选择异步轧制以及不同直径轧辊轧制中的一种来轧制所述合金铸造体的步骤。(37)上述(29)~(36)任一项所述的制造方法中，所述轧制工序包含在周速比1.2~2.0的条件下实施异步轧制或者在达到所述周速比范围的条件下实施不同直径轧辊轧制的轧制步骤。(38)上述(29)(37)任一项所述的制造方法中，具备时效硬化处理工序，该时效硬化处理工序对经过所述固溶化处理工序的被加工体进行时效硬化处理。(39)上述(38)所述的制造方法中，上述时效硬化处理工序为在200。C~550°C下进行时效处理的工序。(40)上述(38)所述的制造方法中，上述时效石更化处理温度为250°C~500。C。(41)一种铜基轧制合金，由上述(29)~(40)任一项所述的铜基轧制合金制造方法得到。图1是表示固溶化处理温度与X射线衍射强度比I(111)/1(200)的关系的图。图2是表示平均晶粒尺寸与X射线衍射强度比I(111)/1(200)的关系的图。图3是表示拉伸强度与弯曲系数的关系的图。具体实施例方式本发明涉及一种铜基轧制合金，具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量。/。10质量Q/。的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素，X射线衍射强度比I(111)/1(200)为2.0以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。根据本发明的铜基轧制合金，由于在其轧制面上测定的(hkl)面的X射线衍射强度比I(111)/1(200)为2.0以上，所以〈111〉//ND织构发达。因此，可以提供具备良好的冲压成型性和/或弯曲加工性等加工性的铜基轧制合金。另外，在析出硬化型铜基轧制合金中〈111〉//ND织构发达的情况下，可提供具有良好的加工性和强度和/或导电性的铜基轧制合金。另夕卜，本发明还涉及一种铜基轧制合金的制造方法，其具有轧制工序和固溶化处理工序，所述轧制工序中，对合金铸造体以给予〈111>//ND织构的方式伴随着剪切形变来进行轧制，其中的合金铸造体具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量。/。10质量。/()的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素；所述固溶化处理工序中，对经过上述轧制工序的被力。工体以70(TC1000。C的温度进行固溶。根据本发明的制造方法，通过对上述合金组成的铸造体实施上述轧制工序，即使之后进行固溶化处理，也能形成〈111〉//ND织构。由于即使进行固溶化处理也能维持〈111〉//ND织构，所以通过之后的时效处理的析出硬化可制造强度以及导电性良好的轧制合金。其结果，可制造冲压成型性和/或弯曲加工性、强度、导电性良好的铜基轧制合金。以下，详细记述本发明实施方式的铜基轧制合金及其制造方法。(铜基轧制合金)本发明的铜基轧制合金包含轧制后固溶化处理前的轧制合金、固溶化处理后但未进行时效硬化处理的未时效材料、固溶化处理后进行了时效硬化处理的析出硬化型材料(包括轧制余热淬火材料(^y"、一K^材))。其中，优选为析出硬化型的铜基合金。尤其优选适用200。C以上的高温时效硬化处理的析出硬化型铜基合金。时效硬化处理温度优选为250。C以上，进一步优选为300°C以上。另外，本发明的铜基轧制合金可实施镀覆等各种表面处理等。(铜基合金组成)本发明的铜基轧制合金具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量％~10质量％的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素。这些元素作为合金成分分别添加至铜基母相中固溶或析出金属间化合物，可有助于提高机械强度、导电性、应力緩和特性、耐热性、轧制性中的任一种。这些合金成分优选分别含有0.05质量％10质量％。因为在此范围内，具有适宜用于小型电子部件和机械部件的良好的加工性和强度和/或导电性，如果小于0.05质量％,则得不到良好的强度；而超过10质量％，则得不到良好的导电性。本发明的铜基轧制合金优选含有从Be、Si、Ti以及Ni中选择的一种或者两种以上的元素。Be可提高合金的导电率以及强度。获取Cu-Be合金时，轧制合金组成中优选Be为0.05质量％~2.0质量％。这是因为如果超过2.0质量%,则由Be构成的析出相的粗大化会导致强度降低；而如果小于0.05质量％，则得不到充分的强度。更优选为0.2质量％~2.0质量％。上述Cu-Be合金中除了Be，还可包含从Ni、Co、Fe、Al、Mg、Zr以及Pb中选择的一种或者两种以上的元素。关于Ti,通过由时效处理引起的金属间化合物的析出，可有效提高合金强度。为了获得Cu-Ti合金，轧制合金组成中优选Ti为2.0质量％~5.0质量％。这是因为如果超过5.0质量％，则Cu3Ti会过度析出，从而导致导电性和加工性降低；而如果小于2.0质量％,则得不到充分的强度。进一步优选为2.5质量％~4.0质量％。上述Cu-Ti合金中除了Ti,还可包含从Fe、Ni、Cr、Si、Al、Mn中选择的一种或者两种以上的元素。Ni以及Si,通过由时效处理引起的金属间化合物的析出，可有效提高合金强度。为了获得Cu-Ni-Si合金，轧制合金组成中优选Ni为1.0质量％~4.7质量％,同时优选Si为0.3质量％~1.2质量％。这是因为如果Ni超过4.7质量Q/o或者Si超过1.2质量。/。，虽然强度提高，但是导电性和加工性明显劣化；而如果Ni小于1.0质量％或者Si小于0.3质量％的话，则得不到充分的强度。进一步优选Ni为2.0质量％~3.5质量％,并且Si为0.7质量％1.0质量％。上述Cu-Ni-Si合金中除了Ni以及Si,还可包含从Mg、Fe、Zn、Sn、Cr、Al、Mn、Ti、Be中选择的一种或者两种以上的元素。此，本发明的轧制合金组成优选含有小于不可避免杂质浓度的P(磷)。这是因为含有P，可与其他元素结合形成化合物，有时会促进母相的硬化现象从而阻碍轧制性，同时，在观察到向母相分散的情况下则可能导致减小摩擦系数的效果。另外，还可使用电气铜或无氧铜来作为这种铜基母相原料。作为本发明的铜基轧制合金组成，也可举出本领域技术人员熟知的Cu-Cr、Cu-Co、Cu-Cr-Zr合金等。(轧制面的晶体取向)如上所述，本轧制合金包括各种形态的轧制合金，本轧制合金在固溶化处理前具有即使在固溶化处理后也以高比率维持的特定的晶体取向特性，在固溶化处理后，具有由后续的时效硬化处理维持的特定的晶体取向特性，在时效硬化处理后，可兼备时效硬化处理带来的强度与基于特定的晶体取向特性的加工性。因此，关于由固溶化处理和高温时效以高比率维持晶体取向特性这一点，本合金与在固溶化处理后采用通常的精轧而形成〈111〉//ND织构的合金不同。以下，对轧制后固溶化处理前、固溶化处理后以及时效^/f匕处理后各阶段的晶体取向特性进行说明。(轧制后固溶化处理前)关于轧制后固溶化处理前的本轧制合金，X射线衍射强度比I(111)/1(200)优选为2.0以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。当为2.0以上时，急剧地获得表示冲压加工性良好的方位的强度I(111)，同时因不具有立方体方位的强度I(200)而弯曲加工性良好的倾向，因此可确保良好的加工性。该强度比为[111]面的X射线衍射积分强度与轧制面上[200]面的X射线衍射积分强度之比。由于轧制面上[200]面的比率难以因轧制等而变化，所以该衍射强度比可作为轧制面上的[111]面的比例的指标。另外，该衍射强度比为〈111〉//ND织构的指标，与厚度方向上的〈111〉//ND织构的发达程度相关联。根据〈111>//ND织构发达的轧制合金，可具备良好的弯曲成型性以及冲压成型性。在轧制面上通过X射线衍射测定的(hkl)面反射的X射线衍射强度比均基于表面(至大约200pm左右的深度)的积分强度比，本发明人等已确认基于轧制面附近X射线积分强度的上述X射线强度比与板厚度方向上的〈111〉//ND织构的发达倾向相对应。另外，轧制面上的X射线衍射强度比优选为2.5以上。这是因为，如果为2.5以上，则在之后的固溶化处理中也易于将可确保良好加工性的X射线衍射强度比维持在2.0以上。进一步优选为3.0以上。这是因为，当为3.0以上时，可均衡得到成型性和强度，还可在固溶化处理后对其加以维持。更优选为4.0以上。另夕卜，从轧制面的方向通过X射线衍射测定的X射线衍射强度比I(111)/1(200)优选为2.0以上。这里的X射线衍射强度比，是平行于轧制面的〔111〕面的X射线衍射强度与平行于轧制面的〔200〕面的X射线衍射强度之比，与铜基轧制合金的板厚度方向中的任意区域的〈111〉//ND织构的发达程度相关联。这样的X射线衍射强度比为2.0以上时，可确保整个板厚度方向区域的良好的加工性。才艮据〈111〉//ND织构在板厚度方向的全部区域上都发达的轧制合金，整个板厚度方向均具备良好的弯曲成型性以及冲压成型性。考虑到之后的固溶化处理，本发明的铜基轧制合金优选这种强度比为2.5以上。另外，考虑到成型性的优点、在轧制.后实施用于确保强度和固溶化处理的热处理，优选强度比为3.0以上，因为这样可急剧地获得表示冲压加工性良好的方位的强度I(111)，同时因不具有立方体方位的强度I(200)而优良的弯曲加工性的倾向，进一步优选为4.0以上。另外，该阶段的本轧制合金，在进行固溶化处理时，优选X射线衍射强度比I(111)/1(200)被维持在60%以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。如果利用通常的轧制，只能维持30%左右，通过使上述X射线衍射强度比维持在60%以上，即使在固溶化处理后也可得到基于该晶体取向的良好的加工性。进一步优选在上述轧制面上的X射线衍射强度比的维持率为70%以上，更优选为75%以上。固溶化处理的条件，根据合金组成而不同，根据本轧制合金的组成，可进行固溶化处理的温度可以为700°C1000°C。该情况下，处理时间也可i殳定为5秒~2小时。可进行固溶化处理的温度进一步优选为700。C85(TC。该情况下，处理时间为0.5分钟-60分钟左右。可进行固溶化处理的温度更加优选为800°C。该情况下，处理时间可为60秒。但是，由于固溶化处理的本质是，时效硬化处理时构成析出物的化合物在加热到相对于铜的溶解度线以上的温度后迅速冷却到室温而将其构成元素保持在过饱和固溶状态，所以温度以及时间的选择范围可能会根据铜基合金组成而有些许变动。在通过加热而使铜基轧制合金达到固溶状态的过程中，如果达到充分产生原子扩散的温度，则会产生再结晶，即，无变形的结晶粒因轧制而新产生。此时，由轧制得到的(111)面方位的晶格排列，具有被新的(200)面方位的晶格排列取代的倾向。该再结晶从低于溶解度曲线的温度开始发生，铜基合金一般在60(TC附近开始。(固溶化处理后)固溶化处理后，轧制面上的上述X射线衍射强度比优选为2.0以上。这是由于当为2.0以上时可确保良好的加工性。进一步优选为3.0以上。这是由于当为3.0以上时可均tf得到成型性和强度。更优选为4.0以上。另外，在固溶化处理后，从轧制面的方向通过X射线衍射测定的X射线衍射强度比I(111)/I(200)优选为2.0以上。该X射线衍射强度比为2.0以上时可在整个板厚度方向确保良好的加工性。根据〈111>//ND织构在板厚度方向的全部区域都发达的轧制合金，在整个板厚度方向上具备良好的弯曲成型性以及冲压成型性。另外，考虑到成形性和强度，优选为3.0以上，更优选为4.0以上。尤其是作为Cu-Be轧制合金，上述X射线衍射强度比进一步优选为3.0以上，更优选为4.0以上。另外，在Cu-Ti轧制合金中，X射线衍射强度比进一步优选为4.5以上。此外，在Cu-Ni-Si合金中，上述X射线衍射强度比进一步优选为3.5以上，更优选为4.0以上。(时效硬化处理后)时效硬化处理后，根据本轧制合金组成，优选为250°C~500°C,可为典型的300。C450。C。在上述的时效硬化处理后，时效硬化处理前的轧制面中的X射线衍射强度比以及来自轧制面方向的X射线衍射强度比维持原样。由于这些时效硬化处理温度低于前述铜基轧制铜合金的再结晶温度，所以在工业规模中可管理的时间单位内维持原样。因此，本发明的析出硬化型轧制合金可兼备由时效硬化处理所得到的强度以及由特定的晶体取向特性所得到的良好的加工性。关于时效硬化处理的温度，例如在Cu-Be合金中适宜为以300。C持续30分钟。(晶体取向的测定方法)由X射线衍射得到的(111)面的衍射强度以及(200)面的衍射强度，通过下述方法来评价，即在X射线衍射装置中，以26扫描面垂直于试料并包含轧制方向(RD)的方式，使X射线以入射角(6)入射，分别求取通过26扫描来检测的{111}面的积分强度与来自{200)面的衍射线峰的积分强度，计算出它们的比。在通常的X射线衍射测定方法中，保持X线相对于试样面的入射角与反射角相等的关系。因此，在实际的装置中，固定作为X射线发生源的管球，试样面相对于入射线具有角度e时，试料面与计数管转动，使计数管相对于入射线为26。此时，在通常方法中，测定对象面成为一直与试样面平行的面。由于管球为Cu,管电压为40kV，管电流为200mA，X射线侵入深度为大约200[xm，所以在测定板厚度方向内部时，可对一个面进行蚀刻直至达到目标板厚。(平均晶粒尺寸)本轧制合金的平均晶粒尺寸优选为lpm50(im。这是由于如果小于l|im，虽然再结晶，但是固溶度不充分；如果超过50jim,虽然固溶度充分，但是结晶过于粗大，会阻碍冲压加工性和成型性。进一步优选为20nm以下。这是由于平均晶粒尺寸为20(xm以下时，可提高本轧制合金的强度和成型性。优选为15pm以下，进一步优选为lOiim以下。本轧制合金的平均晶粒尺寸可通过JISH0501求积法测定。在照片或者聚焦玻璃上描绘已知面积(普通为5000mm2，例如为圆形时，直径为79.8mm)的圆形或者长方形，将完全包含在该面积内的晶粒的数目与以圆形或者长方形的边切割的结晶粒的一半的和作为总晶粒数。关于晶粒尺寸，将晶粒看作正方形，由下式表示。d:固((A/n)n=Z+w/2其中，d为晶粒尺寸(mm);M为使用倍率；A为测定面积(mm2);Z为完全包含在测定面积A中的晶粒数；w表示周边部的晶粒数；n表示总晶粒数。(机械强度等)析出硬化型的本轧制合金中，在与轧制方向相垂直方向进行卯。弯曲加工时可加工的最小弯曲半径R与此时板材厚度t之比R/t优选为1.0以下。这是由于RA为l.O以下时，适合于小型电子部件的成形加工，如果R/t超过1.0,则局限用于大中型电子部件的成形加工。进一步优选为0.5以下。另外，析出硬化型的本轧制合金中，拉伸强度优选为500N/mn^以上。这是由于当拉伸强度为500N/mi^以上时，即使作为小型电子部件也可得到充分的接触压力，当小于500N/mr^时，反而部件的接触压力不足。度除了可通过JISZ2241金属材料拉伸试验方法测定以外，还可通过与该方法具有同等的精度与正确性的方法来测定。另外，RA可通过JISZ2248金属材料弯曲试验方法进行测定。另外，所谓最小弯曲半径指弯曲部分的内侧半径。板厚度可为例如0.6mm,宽度可为例如10mm。在Cu-Be轧制合金中，拉伸强度优选为650N/mm2~1000N/mm2。另外，R/t优选为1.0以下。通过具有上述强度和弯曲特性，Cu-Be轧制合金可进行自由度更高的加工。进一步优选拉伸强度为800N/mn^以上，更优选为900N/mm2以上。另外，R/t进一步优选为0.5以下。作为Cu-Ti轧制合金，上述衍射强度比优选为3.0以上，进一步优选为4.0以上，更优选为5.0以上。另夕卜，拉伸强度优选为700N/mm2^0N/mm2。另外，R/t优选为1.0以下。通过具有上述强度和弯曲特性，Cu-Ti轧制合金可进行自由度更高的加工。进一步优选拉伸强度为800N/mn^以上，更优选为750N/mr^以上。另夕卜，RA进一步优选为0.5以下。作为Cu-Ni-Si轧制合金，上述衍射强度比优选为3.0以上，进一步优选为4.0以上，更优选为5.0以上。另夕卜，拉伸强度优选为500N/mm2750N/mm2。另外，R/t优选为1.0以下。通过具有上述强度和弯曲特性，Cu-Ni-Si轧制合金可进行自由度更高的加工。进一步优选拉伸强度为600N/mn^以上。另夕卜，RA进一步优选为0.5以下。(铜基轧制合金的制造方法)以下，针对适合制造该铜基轧制合金的制造方法进行说明。(熔融'铸造)铜基轧制合金，基于预先设定的铜基合金组成来配合原料，进行熔融和铸造。即将合金原料导入适宜的炉内进行熔融，之后注入铸造模具使其凝固来铸造坯等。对得到的坯等铸造体，可通过负重来施加变形加工而成为适当尺寸，也可对通过加工而硬化的坯等在其硬化后施加使其再次软化的热处理。(轧制)关于轧制，通常进行热轧工序和冷轧工序。热轧工序条件不限，只要采用适合合金组成和希望得到的合金材料的形状等的条件即可。另一方面，冷轧工序优选伴有剪切形变地进行轧制。通过伴有剪切形变地进行轧制可形成固溶化处理后可维持的〈111〉//ND织构。伴有剪切形变的轧制步骤可以是在例如摩擦系数p为0.2以上的条件(以下也称作"无润滑条件")下进行的冷轧。通过实施在上述无润滑条件下的冷轧步骤，可在被加工体上作用剪切应力。另外，在上述无润滑条件下的冷轧步骤可不使用通常在冷轧时使用的润滑剂来实施。通过在无润滑条件下实施的冷轧步骤，剪切应力作用在被加工体上，促使<111〉//ND织构发达，其结果，即使在后续的固溶化处理工序中也可维持〈111>//ND织构，固溶后的被加工体可发挥由这些织构带来的良好的加工性。另夕卜，使上述切断应力发生作用的冷轧、固溶化处理后有效维持该种织构这一点之前并不为人们所知。另外，伴有剪切形变的轧制步骤优选在以下式(1)所示的当量应变s为1.6以上的轧制条件下实施轧制。通过采用下式(l),可以容易地得到必要的轧制条件。上式中，r表示压下率，6表示轧制前与板表面垂直的元件的板厚度方向的某一位置在轧制后的表观剪切角度，4)表示剪切系数。上述(2)式，是本发明人等根据对被加工体实施无润滑轧制等时得到的压下率r与被加工体中的表观剪切角度6导出的。通过采用上述(2)式，可根据压下率r与表观剪切角度e导出上述(l)式中的当量应变e。因此，为了得到所希望的当量应变s，即为了得到用于得到所希望的剪切系数(J)的压下率r与表观切断角度e，可预先选择无润滑轧制条件(周速比或者不同直径轧辊比、压下率、轧制次数(久回数)等)来实施无润滑轧制工序。另外，可如下来求出压下率r与表观剪切角度e的关系。即在轧制前板宽方向的中心部打出与板面垂直的直径为3mm的孔，插入直径同为3mm的纯铜的圆棒，在轧制后的板宽方向中央附近沿轧制方向将板切断，观察截面上显示的圆^f奉的变形，可求得压下率与剪切角度的关系。上述(1)式中当量应变s小于1.6时，剪切力达不到板厚度方向的内部，则很难促进在厚度方向上的〈111〉//ND织构的发达。另外，虽然没有设定上限的必要，但是物理上不可能得到超过4.0的条件，因此实质上为4.0以下。为了满足上述(1)式中的当量应变s为1.6的无润滑轧制条件，根据本发明人等的实验，在采用后述的异步轧制或者不同直径轧辊轧制时，优选使切断系数4)为1.22.5。这是由于在该范围内时可采用足够大的剪切角度e。无润通过设定各自适宜的值来实现，例如在异步轧制时，通过使不同速比为1.2以上，则易得到优选的剪切系数cj)。这是由于不同速比为1.2以上时剪切角度增大。进一步优选为1.6以上。另外，优选为2.0以下。另外，在不同直径轧辊轧制时，优选使剪切系数cl)为1.4~2.2。在不同直径轧辊轧制中实现优选的剪切系数cj)时，为了确保剪切角度e,优选以不同速比为1.22.0的方式设定不同直径比。上述伴有剪切形变的轧制步骤，可采用匀速轧制、异步轧制以及不同直径轧辊轧制中的任一种的轧制方法来进行，尤其是在从厚度方向的各表面向板中心方向形成上述织构的情况下，为了在至少厚度的25%以下的区域使剪切应力有效作用在被力。工体上，可^f吏用匀速轧制；而为了在/人表面到板中心部的全部区域使剪切应力有效作用在^皮加工体，优选异步轧制或者不同直径轧辊轧制。为了将上述切断应力导入整个厚度方向，如上所述，只要以不同速比为1.2以上的方式实施异步轧制或者不同直径轧辊轧制即可。上述冷轧步骤可以各种形态实施，例如使上下轧辊匀速转动的匀速轧制；以不同周速转动实施轧制的异步轧制；以不同轧辊直径进行的不同直径轧辊轧制等。从使剪切应力有效作用于被加工体的观点出发，优选异步轧制或者不同直径轧辊轧制。例如，在异步轧制中，优选不同速比为1.2以上。这是由于不同速比为1.2以上时易于将剪切形变导入整个板厚。进一步优选为1.4以上。另外，优选为2.0以下。另外，在不同直径轧辊轧制中，只要实现相当于上述不同速比(优选为1.2以上，进一步优选为1.4以上，上限为2.0以下)的不同直径比即可。无润滑条件下冷轧步骤的轧制次数以及冷轧全部工序的实施时期并不特定，可在能够得到规定的衍射强度比的范围内进行设定。优选为2次(^;0以上，进一步优选为4次以上。另外，在实施异步轧制或者不同直径轧辊轧制时，可在每次或者预定次数上适宜变更被加工体对于高速轧辊或者大直径轧辊的接触面，也可使这些轧辊只接触一个面。另外，无润滑条件下冷轧的压下率也不特定，可为30%~98%。优选为50%95%。例如，可在室温300。C左右的范围内实施，优选为200。C以下。(固溶化处理)接下来进行被加工体的固溶化处理。固溶是使铜基合金组成中的添加成分固溶于铜的处理，具体为加热^皮力口工体然后快速冷却的处理。用于固溶的加热温度根据合金组成等而不同，优选为700。C1000。C。进一步优选为700°C~850°C。另外，维持于该温度的时间可适当设定，例如可以为5秒卯0秒的范围。由上述工序得到的铜基轧制合金中，由于上述轧制工序中的无润滑轧制步骤，使得〈111〉/ZND织构发达，在固溶化处理后也维持该轧制织构。其结果，在固溶化处理后，在轧制面上通过X射线衍射测定的(hkl)面的X射线衍射强度比I(111)/1(200)为2.0以上，优选该衍射强度比为3.0以上，进一步优选为4.0以上。另外，得到的铜基轧制合金中，来自轧制面方向的X射线衍射强度比也为2.0以上，优选该衍射强度比为3.0以上，进一步优选为4.0以上。上述得到的该X射线衍射强度比，除了在实施了适当的精轧等并作为时效硬化处理前的未时效材料提供的该铜基轧制合金以外，在进行了预定的热处硬化处理后也可维持。因此，根据本制造方法，在经固溶化处理得到的未时效材料、轧制余热淬火材料和时效)5更化处理材料(被加工体)中，均可得到维持〈111〉//ND织构、并且弯曲加工性和冲压加工性良好的铜基轧制合金。由于在固溶化处理后也可维持该组织，因此可提供具备强度、导电率以及良好的加工性的铜基轧制合金及该合金制品。(精轧和硬化处理)固溶后，可根据需要进行精轧。精轧可在润滑条件下(摩擦系数p小于0.2,优选为0.15以下)以接近室温进行。加工率可适当设定，例如可为20%以下。进一步，在精轧后还可适当进行弯曲加工等。另外，关于硬化处理，具有用于得到轧制余热淬火材料的硬化处理和时效硬化处理，例如时效硬化处理，可根据铜基合金组成在200。C550。C实施1分钟200分钟。另外，用于轧关于时效硬化处理，从使析出的化合物不再固溶的观点出发，优选以小于可进行固溶化处理的温度实施，但是考虑到时效硬化处理的经济性，则优选为25(TC以上。例如，Cu-Be合金优选在250。C500。C下实施时效硬化处理。这是因为在此温度范围内时在工业规模上也是经济的。另外从与上述相同的观点出发，Cu-Ti合金优选在400。C550。C下实施时效硬化处理。此外，Cu-Ni-Si合金根据同样的观点优选在400。C55(TC下实施时效硬化处理。经上述时效硬化处理的本轧制合金即使在时效硬化处理后也可维持固溶化处理后保持的轧制面中的X射线衍射强度比以及来自轧制面方向的X射线衍射强度比。因此，合金具有基于上述X射线衍射强度比的加工性和基于固溶化处理和时效硬化处理的机械强度等。实施例以下通过实施例来具体说明本发明，但本发明不局限于以下的实施例。(实施例1:固溶化处理后的轧制面的晶体取向等的评价)(试验材料的制作)根据表1所示的组成，以电气铜(Cu)或者无氧铜(Cu)作为主原料来调配3种合金原料，用高频熔融炉在真空或者Ar气氛中使其熔融，来铸造直径为80mm的锭。从锭中切割出厚度为10mm、宽度为50mm的板材。然后，将上述各板材在表2所示条件下实施轧制工序，并实施改变了温度的固溶工序，进一步实施精轧工序以及时效硬化处理，做成厚度为0.6mm的板，作为本实施例的试验材料1~12。另外，作为比较例，除了在轧制工序中不进行无润滑冷轧步骤而仅实施通常的润滑冷轧步骤之外，与实施例同样操作，将制作出的轧制材料作为比较例的试验材料1~13。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>表2制造工序铸造轧制固溶化处理(精轧)时效处理制造条件比车交例润滑(摩擦系数p0.12)匀速轧制加工温度范围室温700~850°C60sec润滑(摩擦系数)1=0.12)室温加工率9%CuBe:300。Cx40minCuTi:420。Cxl20minCuNiSi:450。Cxl20min制造条件实施例无润滑(摩擦系数『0.3)不同周速轧制(周速比1.4)加工温度范围室温70(K850。C60sec润滑(摩擦系数「0.12)室温加工率9%CuBe:300。CX40minCuTi:420。CX120minCuNiSi:450。CX120min对于得到的试验材料的结晶取向，使用X射线衍射装置进行评价。该评价使用已经记述的方法。试验材料的平均晶粒尺寸通过JISH0502求积法测定。结果如表3以及图1和图2所示。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>如表3以及图1、2所示，得到的试验材料中，实施了无润滑轧制步骤的实施例的试验材料112的X射线衍射强度比I(111)/1(200)均为3.0以上。另一方面，比较例的试验材料1~13仅得到都小于2.0的衍射强度比。尤其是Cu-Be合金小于2.0,Cu-Ti合金小于1.5，Cu-Ni-Si合金小于0.5。另外，如图2所示，平均晶粒尺寸不会由于是实施例的试验材料还是比较例的试验材料而有很大变化，很难考虑无润滑轧制步骤对晶粒尺寸的影响。由上可知，通过实施无润滑轧制步骤，选择性地使〈111〉//ND织构发达，并可在固溶化处理后得以维持。关于实施例的试验材料，以蚀刻某一面至目标厚度(深度)的状态进行X射线衍射，通过测定上述X射线衍射强度比可知，在厚度方向中心的积分强度比为2.84.4,厚度方向上〈111〉//ND织构发达。(实施例2:特性的评价)通过实施例l得到的试验材料中，对于实施例的试验材料3、7以及12，如表4所示对时效硬化处理的条件进行各种变更，做成了试验材料3a3j以及试验材料7a7h以及试验材料12a12g。另外，对于比较例的试验材料3、8以及13,也同样对时效硬化处理的条件进行各种变更，做成了试验材料3a3i以及试验材料8a8h以及试验材料13a13g。对这些试验材料测定拉伸强度和安全弯曲系数R/t。拉伸强度通过JISZ2241金属材料拉伸试验方法测定，安全弯曲系数R/t通过JISZ2248金属材料弯曲试验方法(板厚度为0.6mm,宽度为10mm)测定。实施例以及比较例的试验材料的结果如表5、表6以及图3所示。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>材料具有拉伸强度和弯曲特性。由上可知，在铜基轧制合金中，使〈111>//ND织构发达可提高弯曲特性和强度。(实施例3:固溶化处理前后的X射线衍射强度比)(试验材料的制作)与实施例1相同，基于表1的组成与实施例1同样地操作，制作试验材料。关于试验材料，为了得到表7所示剪切系数cJ)、当量应变s，除了变更周速比、压下率以及轧制次数，其他均同实施例1一样地操作，实施冷轧工序，并在之后以表7所示的温度实施60秒的固溶化处理，来做成实施例的试验材料10~120的共计12个样品。除了在润滑条件下实施冷轧工序以外，与实施例的试验材料10~120同样地操作，并进一步以表7所示的固溶温度实施60秒的固溶化处理，做成比较例的试验材料1010~1130的共计13个样品。使用X射线衍射装置评价得到的试验材料的结晶取向。X射线衍射强度比以及平均晶粒尺寸的评价，使用与实施例1相同的方法。结果如表7表示。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>如表7所示，可知实施例的试验材料10~120在固溶化处理前以及固溶化处理后分别具有平均5.0以及4.1的X射线衍射强度比，即使在固溶后，也维持有平均81%的固溶化处理前的X射线衍射强度比。与此相比，在比较例的试验材料1010~1130中，在固溶化处理前以及固溶化处理后分别仅有平均2.5以及0.9的X射线衍射强度比，在固溶化处理后，只维持有固溶化处理前的X射线衍射强度比的32%。另夕卜，与实施例l一样操作，蚀刻铜基轧制合金至板.厚度方向中心附近使平行于轧制面的面露出，从轧制面的方向测定X射线衍射强度比可知，在4反厚度方向上〈111〉//ND织构发达。由上可知，即，根据本实施例的铜基轧制合金的制造方法，由于可以得到即使进行固溶化处理也可基本维持轧制后固溶化处理前取得的规定的X射线衍射强度比的铜基轧制合金，以及在固溶化处理前通过无润滑轧制可得到较高的X线衍射强度，由此，能够得到即使在固溶化处理后也保持较高X射线衍射强度比的铜基轧制合金。同时可知，能够得到具有上述X射线衍射强度比的〈111〉//ND织构在厚度方向上发达的铜基轧制合金。(实施例4:特性的评价)通过实施例3得到的试验材料中，对于实施例的试验材料30、70以及120，如表8所示对时效硬化处理的条件进行各种变更，做成了试验材料30a30j、试验材料70a70h以及试验材料120a120g。另外，对于比较例的试验材料1030、1080以及1130，同样地也如表9所示对时效硬化处理的条件进行各种变更，做成了试验材料1030a1030i、试验材料1080a1080h以及试验材料1130a1130g。关于这些各种试验材料，与实施例2同样地操:作，测定拉伸强度和安全弯曲系数RA。实施例以及比较例的试验材料的结果如表8以及表9所示。<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>表9<table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table>如表8以及表9所示，可知实施例的试验材料明显地比较例的试验材料具有拉伸强度和弯曲特性。由上可知，在铜基轧制合金中，使〈111〉/7ND织构发达可提高弯曲特性和强度。本申请以2006年6月23日提交申请的日本国专利申请第2006-174419号作为主张优先权的基础，本说明书中通过引用包含有其全部内容。工业上的应用性本发明的铜基轧制合金可用于各种电子部件和机械部件。权利要求1.一种铜基轧制合金，具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量％～10质量％的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素，含有小于不可避免杂质浓度的P，在所述轧制合金的板厚度方向上，从所述轧制方向测定的(hkl)面的X射线衍射强度比I(111)/I(200)为2.0以上。2.固溶化处理后的权利要求1所述的铜基轧制合金，其中，在可进行固溶化处理的温度下加热5秒~120分钟来实施固溶化处理后的、在所述轧制合/1(200)被维持在60%以上。3.根据权利要求1或2所述的铜基轧制合金，其包括含有所述元素的金属间化合物的析出物，是实施了析出硬化处理的析出硬化型铜基轧制合金。4.根据权利要求3所述的铜基轧制合金，所述合金的平均晶粒尺寸为20pm以下，在拉伸强度为700N/mm2~900N/mn^时，在向与轧制方向相垂直方向进行90。弯曲加工时的可加工的最小弯曲半径R与此时的板材厚度t之比R/t为1.0以下。5.—种铜基轧制合金的制造方法，具有-.轧制工序，对合金铸造体以给予〈111〉//ND织构的方式伴随着剪切形变来进行轧制，其中的合金铸造体具有铜基合金组成，含有小于不可避免杂质浓度的P，该铜基合金组成含有0.05质量。/。10质量。/。的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素；和固溶化处理工序，对经过上述轧制工序的被加工体以700。C100(TC的温度进行固溶。6.根据权利要求5所述的制造方法，所述轧制工序是在以下轧制条件下进行轧制的步骤，该条件为轧制时，摩擦系数^为0.2以上，且下述(l)式表示的当量应变s为1.6以上，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage3</formula>(2)上式中，r表示压下率，6表示轧制前与板表面垂直的元件的板厚度方向的某一位置的在轧制后的表观剪切角度，(J)表示剪切系数。7.根据权利要求6所述的制造方法，所述剪切系数(J)为1.22.5。8.根据权利要求5至7的任一项所述的制造方法，所述轧制工序包含利用选自异步轧制以及不同直径轧辊轧制的任一种来轧制所述合金铸造体的步骤。9.根据权利要求5至8的任一项所述的制造方法，所述轧制工序包含在周速比为1.2~2.0的条件下实施异步轧制或者在达到所述周速比范围的条件下实施不同直径轧辊轧制的轧制步骤。10.根据权利要求5至9的任一项所述的制造方法，具备时效硬化处理工序，该时效硬化处理工序在200。C550。C的温度下对经过所述固溶化处理工序的被加工体进行时效硬化处理。11.一种铜基轧制合金，由权利要求5至10中任一项所述的铜基轧制合金制造方法得到。全文摘要本发明提供一种铜基轧制合金及其制造方法。该铜基轧制合金具有铜基合金组成，该铜基合金组成含有0.05质量％～10质量％的从Be、Mg、Al、Si、P、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr以及Sn中选择的一种或者两种以上的元素，X射线衍射强度比I(111)/I(200)为2.0以上，其中，I(hkl)是来自在所述轧制的板面测定的(hkl)面的X射线衍射强度。文档编号C22C9/00GK101473056SQ20078002333公开日2009年7月1日申请日期2007年6月20日优先权日2006年6月23日发明者千叶广树,山上直树,左海哲夫,村松尚国申请人:日本碍子株式会社;国立大学法人大阪大学