JP6599059B1

JP6599059B1 - クラッド材及びその製造方法

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Publication number: JP6599059B1
Application number: JP2019530520A
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Inventors: 翔一檀上; 優樋口
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Abstract

本発明の目的は、銅板の結晶粒が微細化され、伸びに優れ、伸び異方性が低減された、加工性に優れたクラッド材及びその製造方法を提供することである。オーステナイト系ステンレスにより形成される第１層と、前記第１層に積層される、銅材により形成される第２層と、前記第２層の、前記第１層とは反対側に積層される、オーステナイト系ステンレスにより形成される第３層とが、圧延接合されたクラッド材であって、前記銅材が、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有し、前記銅材表面のＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた結晶方位分布関数をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であり、前記銅材の平均結晶粒径が1５０μｍ以上６００μｍ以下であるクラッド材。

Description

本発明は、例えば、放熱を伴う電子部品を収容した携帯機器や輸送機器等に好適なクラッド材及びその製造方法に関し、特に、ステンレスと無酸素銅を用いたクラッド材及びその製造方法に関するものである。

携帯機器（例えば、スマートフォン）等の高性能な小型電子機器や、輸送機器（例えば、自動車）等に用いられている筐体、放熱補強板（シャーシ）、シールドケース等の部材には、機械的強度や耐食性の点から、例えば、オーステナイト系ステンレス等が用いられている。近年、上記機器の高性能化に伴う消費電力の増大などに起因して、上記機器に搭載されている電子部品の発熱量が増大している。従って、筐体、放熱補強板、シールドケース等の部材には、十分な放熱性能を有しつつ、小型化のために機械的特性の向上が要求されている。

そこで、例えば、オーステナイト系ステンレスにより形成される第１層と、ＣｕまたはＣｕ合金により形成され、前記第１層に積層される第２層と、オーステナイト系ステンレスにより形成され、前記第２層の前記第１層とは反対側に積層される第３層とが圧延接合されたクラッド材からなり、前記第２層の厚みは、前記クラッド材の厚みの１５％以上であるシャーシが提案されている（特許文献１）。特許文献１では、優れた耐食性を有するオーステナイト系ステンレスと、良好な熱伝導性を有するＣｕまたはＣｕ合金とを、板厚を特定割合に設定して組み合わせたクラッド材とすることにより、良好な放熱性能と高い機械的強度とを有するシャーシを得るものである。

しかし、特許文献１では、ＣｕまたはＣｕ合金の具体的な特性については特段の記載はなく、シャーシの製造プロセスにおいて、高温（約１０００℃）条件下での熱処理を行うことから、ＣｕまたはＣｕ合金の結晶粒径が粗大化してしまう。また、特許文献１では、ＣｕまたはＣｕ合金の結晶方位制御も行われていないので、伸びの向上や伸び異方性の低減といった特性が十分ではなく、加工性に問題があった。

また、クラッド材の加工性を向上させる方法として、例えば、接合熱処理におけるＣｕ層の結晶粒の成長を抑制し、結晶粒度を０．１５０ｍｍ以下とすることでクラッド材の伸びの低下を抑制し、クラッド材の加工性の低下を抑制する方法が提案されている（特許文献２）。しかし、特許文献２でも、ＣｕまたはＣｕ合金の具体的な特性については特段の記載はなく、ＣｕまたはＣｕ合金の結晶方位制御も行われていない。また、特許文献２では、最終工程として８００〜１０５０℃の拡散熱処理を行っており、特許文献２におけるＣｕ（無酸素銅、りん脱酸銅、タフピッチ銅など）は再結晶が生じやすく（非特許文献１）、結晶粒が微細すぎると一次再結晶の集合組織の影響が強く残ると考えられる。そのため、単純に結晶粒径を微細にするだけでは、集合組織の発達により、伸びの向上や伸び異方性の低減といった特性が十分ではなくなり、加工性に改善の余地があった。

国際公開第２０１４／０１０４５５号特許第６２３７９５０号公報

日本伸銅協会編集「伸銅品データブック」日本伸銅協会発行、平成９年８月１日、８８〜８９頁

上記事情に鑑み、本発明の目的は、銅板の結晶粒が微細化され、伸びに優れ、伸び異方性が低減された、加工性に優れたクラッド材及びその製造方法を提供することである。

（１）オーステナイト系ステンレスにより形成される第１層と、前記第１層に積層される、銅材により形成される第２層と、前記第２層の、前記第１層とは反対側に積層される、オーステナイト系ステンレスにより形成される第３層とが、圧延接合されたクラッド材であって、
前記銅材が、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有し、前記銅材表面のＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた結晶方位分布関数をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であり、
前記銅材の平均結晶粒径が１５０μｍ以上６００μｍ以下であるクラッド材。
（２）前記第１層及び前記第３層が、ＳＵＳ３０４及び／またはＳＵＳ３０１が主成分である（１）に記載のクラッド材。
（３）圧延方向に対して０°方向の伸びに対する、圧延方向に対して４５°方向の伸びの比率が０．８以上１．６以下であり、圧延方向に対して９０°方向の伸びの比率が０．８以上１．６以下である（１）または（２）に記載のクラッド材。
（４）（１）乃至（３）のいずれか１つに記載のクラッド材の製造方法であって、
Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有する銅材に、到達温度２５０℃以上５００℃以下、保持時間１０秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う第１熱処理を行う工程と、
前記第１熱処理を行った前記銅材の第１の面に前記第１層となるオーステナイト系ステンレスを配置し、前記銅材の第２の面に前記第３層となるオーステナイト系ステンレスを配置する積層体形成工程と、
前記積層体形成工程後に、前記銅材の加工率が５０％以上８０％以下の冷間圧延を行う第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程後に、到達温度３００℃以上５００℃以下、保持時間１０秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う第２熱処理工程と、
前記第２熱処理工程後に、前記銅材の加工率が１０％以上４０％以下の冷間圧延を行う第２冷間圧延工程と、
前記第２冷間圧延工程後に、昇温速度１０℃／秒以上２００℃／秒以下、到達温度４００℃以上６００℃以下、保持時間５秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う第１接合熱処理工程と、
前記第１接合熱処理工程後に連続して行う、昇温速度１０℃／秒以上２００℃／秒以下、到達温度８５０℃以上１０５０℃以下、保持時間５秒以上７２００秒以下にて、熱処理を行う第２接合熱処理工程と、を含む、クラッド材の製造方法。

本発明の態様によれば、前記銅材が、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有し、前記銅材表面のＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた結晶方位分布関数をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であり、前記銅材の平均結晶粒径が１５０μｍ以上６００μｍ以下であることにより、銅板の結晶粒が所定の範囲に微細化され、伸びに優れ、伸び異方性が低減された、加工性に優れたクラッド材を得ることができる。

本発明のクラッド材の第２層で用いる銅材の圧延集合組織をＥＢＳＤで解析した結果を示す断面図であり、（a）図はφ２＝０°の断面図、（b）図はφ２＝３５°の断面図である。

以下に、本発明のクラッド材の詳細及び実施形態例について説明する。本発明のクラッド材は、オーステナイト系ステンレスにより形成される第１層と、前記第１層に積層される、銅材により形成される第２層と、前記第２層の、前記第１層とは反対側に積層される、オーステナイト系ステンレスにより形成される第３層とが、圧延接合されたクラッド材であって、前記銅材が、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有し、前記銅材表面のＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた結晶方位分布関数をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であり、前記銅材の平均結晶粒径が１５０μｍ以上６００μｍ以下である。

本発明のクラッド材は、例えば、銅材により形成される第２層が、オーステナイト系ステンレスにより形成される第１層と第３層の間に配置された３層構造となっている。第１層と第２層、第２層と第３層は、それぞれ直接接しており、相互に圧延接合された層構造となっている。なお、必要に応じて、第１層と第２層の間、第２層と第３層の間に、さらに、他の層を形成してもよい。

クラッド材の厚みに対する第２層の厚みは、特に限定されないが、例えば、優れた放熱特性を得る点から、クラッド材の厚みの５０％以上が好ましく、５５％以上が特に好ましい。また、クラッド材の厚みに対する第２層の厚みは、例えば、機械的強度の低下を確実に防止する点から、クラッド材の厚みの７０％以下が好ましく、６５％以下が特に好ましい。また、第２層の厚みは、特に限定されないが、０．０５０ｍｍ〜２．０ｍｍが好ましく、０．０７５ｍｍ〜１．０ｍｍが特に好ましい。第１層の厚さと第３層の厚さは、同じでもよく、異なっていてもよい。クラッド材の形状は、特に限定されず、用途や設置場所等に応じて適宜選択可能であるが、例えば、板状を挙げることができる。

次に、本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材について説明する。

［銅材の成分組成］
本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材は、銅の含有量が９９．９６ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは９９．９９ｍａｓｓ％以上である。銅の含有量が９９．９６ｍａｓｓ％未満であると、熱伝導率が低下し、所望の放熱特性が得られない。また、上記銅材は、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量が０．１ｐｐｍ〜２．０ｐｐｍである。これらの金属成分の合計含有量の下限値は、特に限定されないが、不可避的に含まれることを考慮し、０．１ｐｐｍとした。一方で、これらの金属成分の合計含有量が２．０ｐｐｍを超えると、所望の方位密度が得られない。上記銅材には、銅、並びに、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分以外に、残部として不可避的不純物が含まれていてもよい。不可避的不純物は、製造工程上、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物を意味する。

なお、銅以外の上記金属成分の定量分析には、例えば、ＧＤＭＳ法を用いることができる。ＧＤＭＳ法とは、ＧｌｏｗＤｉｓｃｈａｒｇｅＭａｓｓＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙの略であり、固体試料を陰極としグロー放電を用いて試料表面をスパッタし、放出された中性粒子をプラズマ内のＡｒや電子と衝突させることによってイオン化させ、質量分析器でイオン数を計測することで、金属に含まれる極微量元素の割合を解析する技術のことである。

［圧延集合組織］
本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材は、圧延集合組織を有し、この圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた結晶方位分布関数（ＯＤＦ:crystal orientation distribution function）をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満である。圧延方向をＲＤ方向、ＲＤ方向に対して直交する方向（クラッド材が板状であれば、板幅方向）をＴＤ方向、圧延面（ＲＤ面）に対して垂直な方向をＮＤ方向としたとき、ＲＤ方向を軸とした方位回転がΦ、ＮＤ方向を軸とした方位回転がφ１、ＴＤ方向を軸とした方位回転がφ２として表される。方位密度は、集合組織における結晶方位の存在比率及び分散状態を定量的に解析する際に用いられるパラメータであり、ＥＢＳＤ及びＸ線回折を行い、（１００）、（１１０）、（１１２）等の３種類以上の正極点図の測定データに基づいて、級数展開法による結晶方位分布解析法により算出される。ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られる、φ２を所定の角度で固定した断面図において、ＲＤ面内での方位密度の分布が示される。

図１は、本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材の圧延集合組織をＥＢＳＤで解析した結果を示す図であり、φ２を０°〜９０°まで、５°毎に固定した断面図である。結晶方位分布がランダムな状態を、方位密度が１であるとし、それに対して何倍の集積となっているかが等高線で表されている。図１では、白い部分は方位密度が高く、黒い部分は方位密度が低いことを示し、それ以外の部分は白に近いほど方位密度が高いことを示している。また、図１中、（a）図の点線で囲った部分が、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲、（ｂ）図の点線で囲った部分が、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲に対応する。

本発明では、第２層で用いられる銅材の、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であることにより、上記銅材は、伸びに優れ、伸び異方性が低減された特性を発揮する。φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１未満では、高温（例えば、８５０℃以上）での熱処理において、結晶方位制御が十分ではないため、伸びに異方性が生じる。φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が１０．０以上では、高温（例えば、８５０℃以上）での熱処理において、結晶方位制御が十分ではないため、伸びに異方性が生じる。φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３未満では、高温（例えば、８５０℃以上）での熱処理において結晶粒が粗大化して加工性が低下するうえ、結晶方位制御が十分ではないため、良好な伸びも得られない。φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が１５．０以上では、結晶粒が過度に微細化してしまう。なお、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度及びφ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度は全体としては平準化されている傾向にあるので、平均値として規定した。

なお、ＥＢＳＤ法とは、ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎの略であり、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子を利用した結晶方位解析技術のことである。ＥＢＳＤによる解析の際、測定面積及びスキャンステップは、試料の結晶粒の大きさに応じて決定すればよい。測定後の結晶粒の解析には、例えば、ＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ（商品名）を用いることができる。ＥＢＳＤによる結晶粒の解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの情報を含んでいる。板厚方向の測定箇所は、試料表面から板厚の１／８倍〜１／２倍の位置付近とすることが好ましい。

［平均結晶粒径］
本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材は、平均結晶粒径が１５０μｍ以上６００μｍ以下である。平均結晶粒径が１５０μｍ未満であると、十分な結晶方位制御ができず、銅材の伸び異方性が大きくなり、結果、クラッド材の伸び異方性も大きくなって加工性が低下する場合がある。一方、平均結晶粒径が６００μｍを超えると、銅材に十分な伸びが得られず、結果、クラッド材に十分な伸びが得られずに加工性が低下する場合がある。なお、結晶粒径は、銅板材のＲＤ面におけるＥＢＳＤ解析により測定することができる。銅材の平均結晶粒径は、１５０μｍ以上６００μｍ以下であれば、特に限定されないが、２００μｍ以上４００μｍ以下が好ましい。

［銅材の製造方法］
次に、本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材の製造方法の一例を説明する。第２層で用いられる銅材は、溶解・鋳造工程にて、銅の含有量が９９．９６ｍａｓｓ％以上であり、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量が０．１ｐｐｍ〜２．０ｐｐｍである組成を有する鋳塊を作製後、冷間圧延することにより、製造することができる。なお、上記した圧延集合組織と平均結晶粒径は、後述するクラッド材の製造方法を実施することにより実現することができる。

本発明のクラッド材の第２層で用いられる銅材は、上記組成を有する銅材であれば、その製造方法は、特に限定されないが、例えば、溶解・鋳造工程［工程１］、均質化熱処理工程［工程２］、熱間圧延工程［工程３］、冷却工程［工程４］、面削工程［工程５］、第１冷間圧延工程［工程６］、第１焼鈍工程［工程７］、第２冷間圧延工程［工程８］、第２焼鈍工程［工程９］、仕上げ圧延工程［工程１０］（必要に応じて、さらに最終焼鈍工程［工程１１］と表面酸化膜除去工程［工程１２］）から構成される処理が順次行われる方法が挙げられる。

まず、溶解・鋳造工程［工程１］では、銅素材を溶解し、鋳造することによって鋳塊を得る。銅素材は、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量が０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量が９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有する。均質化熱処理工程［工程２］では、得られた鋳塊に対して、例えば、保持温度７００〜１０００℃、保持時間１０分〜２０時間の均質化熱処理を行う。熱間圧延工程［工程３］では、例えば、総加工率が１０〜９０％となるように熱間圧延を行う。冷却工程［工程４］では、例えば、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷を行う。面削工程［工程５］では、例えば、冷却された材料の両面を、それぞれ、約１．０ｍｍずつ面削する。これにより、板材表面の酸化膜が除去される。

第１冷間圧延工程［工程６］では、例えば、加工率が７５％以上となるよう冷間圧延を、複数回、行う。

第１焼鈍工程［工程７］では、例えば、昇温速度が１〜１００℃／ｓｅｃ、到達温度が１００〜５００℃、保持時間が１〜９００ｓｅｃ、かつ、冷却速度が１〜５０℃／ｓｅｃである条件で熱処理を施す。

第２冷間圧延工程［工程８］では、例えば、加工率が６０〜９５％となるように冷間圧延を行う。

第２焼鈍工程［工程９］では、例えば、昇温速度が１０〜１００℃／ｓｅｃ、到達温度が２００〜５５０℃、保持時間が１０〜３６００ｓｅｃ、かつ、冷却速度が１０〜１００℃／ｓｅｃである条件で熱処理を施す。

仕上げ圧延工程［工程１０］では、例えば、加工率が１０〜６０％となるように冷間圧延を行う。最終焼鈍工程［工程１１］では、例えば、到達温度が１２５〜４００℃である条件で熱処理を施す。表面酸化膜除去工程［工程１２］では、板材表面の酸化膜除去と洗浄を目的として、酸洗及び研磨を行う。なお、本明細書において、圧延工程における「加工率Ｒ（％）」は、下記式で定義される。
Ｒ＝（ｔ０−ｔ）／ｔ０×１００
式中、ｔ０は圧延前の厚さであり、ｔは圧延後の厚さである。

次に、本発明のクラッド材の第１層及び第３層で用いられるオーステナイト系ステンレスについて説明する。

［オーステナイト系ステンレス］
本発明のクラッド材は、銅材により形成される第２層が、オーステナイト系ステンレスにより形成される層（第１層及び第３層）と接合された積層体となっている。本発明のクラッド材の第１層及び第３層で用いられるオーステナイト系ステンレスは、オーステナイト系ステンレスであれば、特に限定されないが、例えば、主成分として、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０１が含まれるオーステナイト系ステンレスが好ましい。第１層と第３層は、同種のオーステナイト系ステンレスでも、異種のオーステナイト系ステンレスでもよい。第１層の厚さは、特に限定されないが、０．０２０ｍｍ〜０．９ｍｍが好ましく、第３層の厚さは、特に限定されないが、０．０２０ｍｍ〜０．９ｍｍが好ましい。

［クラッド材の特性］
クラッド材の圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向における伸びは、０°の方向では６％以上１４％以下が好ましく、４５°、９０°の方向では、いずれも、６％以上２０％以下が好ましい。０°、４５°、９０°の方向における伸びが６％未満では、加工性が低下し、０°の方向では伸びが１４％超、４５°、９０°の方向では伸びが２０％超でも、やはり加工性が低下する。圧延方向に対して０°方向の伸びに対する、圧延方向に対して４５°方向の伸びの比率は、０．６以上１．６以下が好ましく、０．８以上１．６以下が特に好ましい。圧延方向に対して０°方向の伸びに対する、圧延方向に対して９０°方向の伸びの比率は、０．６以上１．６以下が好ましく、０．８以上１．６以下が特に好ましい。上記伸びの比率により、クラッド材の伸びの異方性が低減されて、加工性が向上する。

次に、本発明のクラッド材の製造方法の一例を説明する。

［クラッド材の製造方法］
本発明のクラッド材の製造方法では、第１熱処理工程、積層体形成工程、第１冷間圧延工程、第２熱処理工程、第２冷間圧延工程、第１接合熱処理工程、第２接合熱処理工程から構成される処理が、上記順序にて行われることで、第２層に第１層と第３層が接合された本発明のクラッド材を得ることができる。

まず、第１熱処理工程では、上記のようにして得られた銅板材を、到達温度２５０℃以上５００℃以下、保持時間１０秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う。この熱処理を行わない場合、最終的なφ１=７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°、φ２=３５°の範囲の方位密度の平均値が著しく高くなる傾向にある（比較例４参照）。

積層体形成工程では、上記のように熱処理した銅板材を、第１層となる板状のオーステナイト系ステンレスと第３層となる板状のオーステナイト系ステンレスとの間に配置させて３層の積層体を得る。

第１冷間圧延工程では、得られた積層体に対し、第２層（銅板材）の厚さの加工率が５０％以上８０％以下の冷間圧延を行う。第１冷間圧延工程において、加工率が低すぎると、φ１=０°、Φ=０°から９０°、φ２=０°の範囲の方位密度の平均値が著しく高くなる傾向にある（比較例１、３参照）。また、上記範囲から外れると、銅板材に上記した所定の圧延集合組織を付与できない。

第２熱処理工程では、到達温度３００℃以上５００℃以下、保持時間１０秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う。第２熱処理工程が上記範囲外では、銅板材に上記した所定の圧延集合組織を付与できず、平均結晶粒径も得られない。

第２冷間圧延工程では、第２層（銅板材）の厚さの加工率が１０％〜４０％の冷間圧延を行う。第２冷間圧延工程が上記範囲外では、銅板材に上記した所定の圧延集合組織を付与できない。第１冷間圧延とは逆に第２冷間圧延工程の加工率が高すぎると、φ１=０°、Φ=０°から９０°、φ２=０°の範囲の方位密度の平均値が著しく高くなる傾向にある（比較例１参照）。

第１接合熱処理工程では、昇温速度１０℃／秒以上２００℃／秒以下、到達温度４００℃以上６００℃以下、保持時間５秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う。第１接合熱処理工程が上記範囲外では、銅板材に上記した所定の圧延集合組織を付与できず、平均結晶粒径も得られない。接合熱処理１の昇温速度が高すぎると、微量に含まれる金属成分の析出量に影響するため、集合組織の発達傾向が変更し、φ１=７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°、φ２=３５°の範囲の方位密度の平均値が著しく低くなる傾向にある（比較例１０参照）。

第２接合熱処理工程は、第１接合熱処理工程後に連続して行う。第２接合熱処理工程は、第１接合熱処理工程後にクラッド材を冷却せずにそのまま連続して行うことが好ましい。第２接合熱処理工程では、昇温速度１０℃／秒以上２００℃／秒以下、到達温度８５０℃以上１０５０℃以下、保持時間５秒以上７２００秒以下にて、熱処理を行う。昇温速度１０℃／秒未満では所定の圧延集合組織を付与できず、２００℃／秒超では結晶粒が著しく成長してしまう。到達温度８５０℃未満では銅板材にステンレスが十分に接合せず、１０５０℃超では銅の融点に近くなり不適である。また、保持時間５秒未満では銅板材にステンレスが十分に接合せず、７２００秒超ではクラッド材の生産性が低下してしまう。

以下、本発明を実施例に基づき説明するが、本発明は、これらの例に限定されるものではない。

実施例１〜９、比較例１〜１５
先ず、所定の成分組成を有する銅素材を溶解し、鋳造して鋳塊を得た。得られた鋳塊に対して、保持温度７００℃以上、保持時間５時間の均質化熱処理（均質化熱処理工程）を行った後、総加工率が８０％となるように熱間圧延（熱間圧延工程）を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷（冷却工程）を行った。冷却された材料の両面をそれぞれ約１．０ｍｍずつ面削（面削工程）した後、加工率が７５％以上となるよう冷間圧延（第１冷間圧延工程）を、複数回、行った。次に、到達温度が４００℃、保持時間が３０ｓｅｃの熱処理（第１焼鈍工程）を行った後、加工率が６０％となるように冷間圧延（第２冷間圧延工程）を行った。次に、到達温度が４００℃、保持時間が３０ｓｅｃの熱処理（第２焼鈍工程）を行った後、加工率が１５％となるように冷間圧延（仕上げ圧延工程）を行い、銅板材を作製した。

第１層のオーステナイト系ステンレス、第３層のオーステナイト系ステンレスとして、下記表１の板材を用意した。なお、銅板材の厚さがクラッド材の板厚の６０％、第１層のオーステナイト系ステンレスと第３層のオーステナイト系ステンレスの厚さの合計が、クラッド材の板厚の４０％となるようにした。

まず、銅板材に下記表２に示す到達温度及び保持時間にて第１熱処理を実施した。次に、第１層となるオーステナイト系ステンレスの板材と第３層となるオーステナイト系ステンレスの板材との間に、上記のようにして熱処理した第２層となる銅板材を配置させて、３層の板材からなる積層体を形成した。得られた積層体に対して、表２に示す銅板材の厚さの加工率にて積層体に対し第１冷間圧延を行った後、表２に示す到達温度及び保持時間にて第２熱処理を行った。次に、表２に示す銅板材の厚さの加工率にて第２冷間圧延を行った後、表２に示す昇温速度、到達温度及び保持時間にて第１接合熱処理を行った。第１接合熱処理後、そのまま連続して冷却を介さずに、表２に示す昇温速度、到達温度及び保持時間にて第２接合熱処理を行って、サンプルとなるクラッド材を作製した。

［銅板材の定量分析］
作製した各銅板材の定量分析には、ＧＤＭＳ法を用いた。ＧＤＭＳ法とは、ＧｌｏｗＤｉｓｃｈａｒｇｅＭａｓｓＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙの略で、固体試料を陰極としグロー放電を用いて試料表面をスパッタし、放出された中性粒子をプラズマ内のＡｒや電子との衝突によってイオン化させ、質量分析器でイオン数を計測することで、金属中の極微量元素含有率を解析する技術のことである。実施例、比較例ではＶ.Ｇ.Ｓｃｉｅｎｔｉｆｉｃ社製ＶＧ-９０００を用いて解析を行った。各銅板材に含まれるＡｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒの含有量（ｐｐｍ）並びにＣｕの含有量（ｍａｓｓ％）を表１に示す。なお、各銅板材には、不可避的不純物が含まれている場合がある。なお、表１における空欄部は、該当する金属成分が０ｐｐｍであったことを意味する。また、ＧＤＭＳ法による測定値が０．１ｐｐｍ未満であったものは０ｐｐｍとした。

［銅板材の方位密度］
サンプルである各クラッド材の各銅板材の圧延集合組織の方位密度解析には、ＥＢＳＤ法を用いた。ＥＢＳＤ法とは、ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎの略で、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折を利用した結晶方位解析技術のことである。実施例、比較例のＥＢＳＤ測定では、結晶粒を２００個以上含む、試料測定面に対し、０．１μｍステップでスキャンし、測定した。前記測定面積及びスキャンステップは、サンプルの結晶粒の大きさに応じて決定すればよい。測定後の結晶粒の解析には、ＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ（商品名）を用いた。ＥＢＳＤ法による結晶粒の解析において得られる情報は、電子線がサンプルに侵入する数１０ｎｍの深さまでの情報を含んでいる。また、板厚方向の測定箇所は、クラッド材表面から板厚ｔの１／８倍〜１／２倍の位置付近とした。

［銅板材の平均結晶粒径］
サンプルである各クラッド材の各銅板材の平均結晶粒径は、圧延面におけるＥＢＳＤ測定にて、結晶粒を２００個以上含む測定試料面に対し、スキャンステップ０．１μｍの条件で測定を行った。測定結果の解析において、測定範囲中の全結晶粒から、平均結晶粒径を算出した。結晶粒径の解析には、ＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ（商品名）を用いた。ＥＢＳＤによる結晶粒の解析において得られる情報は、電子線がサンプルに侵入する数１０ｎｍの深さまでの情報を含んでいる。また、板厚方向の測定箇所は、クラッド材表面から板厚ｔの１／８倍〜１／２倍の位置付近とした。

［伸び］
クラッド材に対し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張試験を行い破断までの伸びを測定した。クラッド材の圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向に対してそれぞれの伸びを求め、０°と４５°方向の伸びの比率及び０°と９０°方向の伸びの比率を求め、それぞれの比率が０．６以上１．６以下を良好、０．６未満または１．６超を不良と判断した。また、伸びの比率が良好であっても、０°、４５°、９０°の方向における伸びが６％未満のものは不良とし、０°の方向では伸び１４％超は不良とし、４５°と９０°の方向では、いずれも、伸び２０％超は不良とした。

表３に、銅板材の方位密度の平均値、平均結晶粒径、伸びの測定結果を示す。

表１及び表３に示すように、実施例１〜９では、銅材が、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有し、銅材表面のＥＢＳＤ法による集合組織解析から得られた結晶方位分布関数をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であることから、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向のいずれも、伸びに優れた、銅材を備えたクラッド材を得ることができた。

また、実施例１〜９では、圧延方向に対して０°方向の伸びに対する、圧延方向に対して４５°方向の伸びの比率が０．８以上１．６以下、圧延方向に対して９０°方向の伸びの比率が０．８以上１．６以下であることから、伸びの異方性が低減された、銅材を備えたクラッド材を得ることができた。

また、実施例１〜９では、銅板材の平均結晶粒径を１５０μｍ〜６００μｍに制御できたので、より確実に結晶方位を制御でき、また、より確実に優れた伸びと伸び異方性の低減を得ることができた。

一方で、比較例１では、第１冷間圧延工程の加工率が低く、第２冷間圧延工程の加工率が高く、平均結晶粒径が過剰に微細化され、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が１０以上となり、圧延方向に対して４５°方向の伸びが大きくなりすぎ、加工性が低下した。

比較例２、３では、いずれも、第１冷間圧延工程と第１接合熱処理工程の条件が範囲外であり、それぞれ、適した平均結晶粒径、適したφ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が得られず、伸び異方性の低減が得られなかった。

比較例４では、第１熱処理工程が実施されず、適した平均結晶粒径、適したφ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度は得られず、伸びと伸び異方性の低減とも得られなかった。

比較例５では、第２熱処理工程の条件が範囲外であり、適した平均結晶粒径が得られず、伸びと伸び異方性の低減とも得られなかった。

比較例６では、第２接合熱処理工程の条件が範囲外であり、接合されたクラッド材が得られなかった。

比較例７では、第２熱処理工程の条件が範囲外であり、適した平均結晶粒径が得られず、伸びが得られなかった。

比較例８では、第２熱処理工程と第２冷間圧延工程の条件が範囲外であり、適したφ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度は得られず、伸び異方性の低減が得られなかった。

比較例９では、第２冷間圧延工程が実施されず、適したφ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値と、適した平均結晶粒径が得られず、伸び異方性の低減が得られなかった。

比較例１０〜１２、１４、１５では、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量が２．０ｐｐｍを超えており、適したφ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°、φ２＝３５°の範囲における方位密度は得られず、平均結晶粒径が６００μｍ超に粗大化し、伸びが得られなかった。すなわち、金属成分の合計含有量が多すぎると、φ１=７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°、φ２=３５°の範囲の方位密度の平均値が低くなりすぎる傾向にあった。

比較例１３では、銅の含有量９９．９０ｍａｓｓ％であり、平均結晶粒径が１０００μｍ超に粗大化し、伸びが得られなかった。

以上から、本発明のクラッド材は、伸びに優れ、さらに、伸びの異方性が低減された、銅材を備えたクラッド材を得ることができる。

Claims

オーステナイト系ステンレスにより形成される第１層と、前記第１層に積層される、銅材により形成される第２層と、前記第２層の、前記第１層とは反対側に積層される、オーステナイト系ステンレスにより形成される第３層とが、圧延接合されたクラッド材であって、
前記銅材が、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有し、前記銅材表面のＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた結晶方位分布関数をオイラー角（φ１、Φ、φ２）で表したとき、φ２＝０°、φ１＝０°、Φ＝０°から９０°の範囲における方位密度の平均値が０．１以上１０．０未満であり、かつ、φ２＝３５°、φ１＝７５°から９０°、Φ＝２０°から４０°の範囲における方位密度の平均値が０．３以上１５．０未満であり、
前記銅材の平均結晶粒径が１５０μｍ以上６００μｍ以下であるクラッド材。
前記第１層及び前記第３層が、ＳＵＳ３０４及び／またはＳＵＳ３０１が主成分である請求項１に記載のクラッド材。
圧延方向に対して０°方向の伸びに対する、圧延方向に対して４５°方向の伸びの比率が０．８以上１．６以下であり、圧延方向に対して９０°方向の伸びの比率が０．８以上１．６以下である請求項１または２に記載のクラッド材。
請求項１乃至３のいずれか１項に記載のクラッド材の製造方法であって、
Ａｌ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｎ及びＣｒから選択される金属成分の合計含有量０．１〜２．０ｐｐｍ、銅の含有量９９．９６ｍａｓｓ％以上である組成を有する銅材に、到達温度２５０℃以上５００℃以下、保持時間１０秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う第１熱処理を行う工程と、
前記第１熱処理を行った前記銅材の第１の面に前記第１層となるオーステナイト系ステンレスを配置し、前記銅材の第２の面に前記第３層となるオーステナイト系ステンレスを配置する積層体形成工程と、
前記積層体形成工程後に、前記銅材の加工率が５０％以上８０％以下の冷間圧延を行う第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程後に、到達温度３００℃以上５００℃以下、保持時間１０秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う第２熱処理工程と、
前記第２熱処理工程後に、前記銅材の加工率が１０％以上４０％以下の冷間圧延を行う第２冷間圧延工程と、
前記第２冷間圧延工程後に、昇温速度１０℃／秒以上２００℃／秒以下、到達温度４００℃以上６００℃以下、保持時間５秒以上３００秒以下にて、熱処理を行う第１接合熱処理工程と、
前記第１接合熱処理工程後に連続して行う、昇温速度１０℃／秒以上２００℃／秒以下、到達温度８５０℃以上１０５０℃以下、保持時間５秒以上７２００秒以下にて、熱処理を行う第２接合熱処理工程と、を含む、クラッド材の製造方法。