CN103069025A - 铜合金板材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种铜合金板材及其制造方法，上述铜合金板材具有高杨氏模量，并具有优异的强度，适用于电气、电子机器用的引线框架、连接器、端子材料等，以及汽车车载用等的连接器、端子材料、继电器、开关等，该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.05质量%～1.0质量%的Cr、Zr、Ti中的任一种或两种或三种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成；并且在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。

Description

铜合金板材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种铜合金板材及其制造方法，详细而言，本发明涉及一种适用于例如引线框架、连接器、端子材料、继电器、开关、插座、发动机等车载部件用或者电气电子设备用部件的铜合金板材及其制造方法。
背景技术
作为用于车载部件用或电气电子设备用的引线框架、连接器、端子材料、继电器、开关、插座、发动机等用途的铜合金板材所要求的特性项目，例如有导电率、耐力(降伏应力)、拉伸强度、杨氏模量、抗应力松弛特性等。作为近年来的倾向，可以举出以下3个特性项目。
第一，对于通过材料(例如铜合金的板材)的薄壁化或宽度狭窄化来轻量化或减少使用材料进行了研究。但是，在此情形时，需要取得较大的弹簧材的位移量，因此存在有与部件的小型化之间无法两全的问题。因此，为了以较低位移来获得大应力，要求一种具有高杨氏模量的材料。
第二，在大电流连接器等中，需要取得较大的传导部件的截面积，因此通常使用板厚为1mm以上等的厚板材。然而却有弯曲变形后会弹回的问题。因此，为了进一步降低弯曲变形后的弹回量，要求一种杨氏模量高的材料。
关于上述2种倾向，连接器的接触件的材料采取的方向通常是相对于压延方向为90°方向、即压延板的宽度方向(Transversal Direction，以下有时简称为TD)，在该TD方向上施加应力或进行弯曲变形。因此，要求提高板材的TD的杨氏模量。
第三，在大电流连接器等中，由于受到电流流通而产生的焦耳热，因而存在有材料会自我发热，应力松弛的问题。针对这种使用中的“沈降”所导致无法维持初期接触压力的问题，要求材料具有优异的抗应力松弛特性。
提出了一些关于改变铜合金的杨氏模量的方案。
在专利文献1中提出了一种方法，其中，将铜合金层与铁合金层交互重迭合计100层以上。
另外，在专利文献2中提出了一种方法，其中，提高了相对于含有微量的银的铜合金箔的压延方向为45°方向的杨氏模量。
另外，在专利文献3、4中提出了一种方法，其中，通过添加大量的Zn、以及对Sn的量进行控制从而降低了杨氏模量。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-225063号公报
专利文献2：日本特开2009-242846号公报
专利文献3：日本特开2001-294957号公报
专利文献4：日本特开2003-306732号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，在专利文献1中，存在导电率低、铁合金层的腐蚀的问题，或者实施电镀时均匀性不足等问题，因此是不充分的。
在专利文献2中，若提升相对于压延方向为45°方向的杨氏模量，则相对于压延方向为90°方向的杨氏模量会下降，因此是不充分的。
在专利文献3中，通过形成一种Zn的添加量为23质量%～28质量%的Cu-Zn-Sn系合金从而使杨氏模量下降至规定值以下，在延展方向及直角方向的杨氏模量为130kN/mm2以下。在专利文献4中，通过形成一种Zn的添加量超过15质量%且35%以下的Cu-Ni-Sn-Zn系合金从而使杨氏模量下降至115kN/mm2以下。专利文献3和4记载的技术是将杨氏模量控制在规定值以下，并非用以提升杨氏模量。
如前所述，以往，关于提高铜合金板材中TD的杨氏模量的技术并不充分，特别是未有研究着眼于控制铜合金结晶的特定的方向成分。
鉴于如上所述的问题，本发明的目的在于提供一种铜合金板材及其制造方法，其在压延板的宽度方向(TD)的杨氏模量高，且具有优异的抗应力松弛特性，适用于例如引线框架、连接器、端子材料等电气电子设备用部件，以及汽车车载用等的连接器或端子材料、继电器、开关等。
本发明人反复进行了各种研究，进行了关于适合于电气电子部件用途的铜合金的研究，发现通过增加(111)面朝向压延板的宽度方向(TD)的区域，能够提高相对于TD方向的应力的杨氏模量，进而发现通过使该区域的面积率在规定值以上，可显著提高杨氏模量。另外，发现通过在本合金系中使用特定的添加元素，不会大幅损害导电率，可提升抗应力松弛特性。另外，发现了一种具有特定工序而成的制造方法，上述特定工序是用于实现上述特定晶体取向的集合组织。本发明是基于这些发现而完成的。
即，根据本发明可提供以下手段：
(1)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.05质量%～1.0质量%的Cr、Zr、Ti中的任一种或两种或三种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(2)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.05质量%～1.0质量%的Cr、Zr、Ti中的任一种或两种或三种，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Fe、Co及Hf构成的群中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(3)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.1～3.0质量%的Be、Ni中的任一种或两种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，包含(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(4)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.1质量%～3.0质量%的Be、Ni中的任一种或两种，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Al、Fe、Co、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(5)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.5质量%～5.0质量%的Ni、Co中的任一种或两种，含有0.1质量%～1.5质量%的Si，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD(Electron Backscatter Diffraction：电子背散射衍射)测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(6)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.5质量%～5.0质量%的Ni、Co中的任一种或两种，含有0.1质量%～1.5质量%的Si，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Fe、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(7)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.03质量%～5.0质量%的Ni、Fe、Sn的任一种或两种或三种，含有0.01质量%～0.3质量%的P，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(8)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.03质量%～5.0质量%的Ni、Fe、Sn中的任一种或两种或三种，含有0.01质量%～0.3质量%的P，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Zn、Si、Ag、Mn、B、Mg、Cr、Co、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(9)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.3质量%～2.0质量%的Mg、P，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(10)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.3质量%～2.0质量%的Mg、P，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、Ni、Cr、Fe、Co、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(11)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有1.5质量%～4.0质量%的Ti、Fe中的任一种或两种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(12)一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有1.5质量%～4.0质量%的Ti、Fe中的任一种或两种，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
(13)一种铜合金板材的制造方法，其是制造上述(1)至(12)中任一项所述的铜合金板材的方法，该制造方法的特征在于，对由形成上述铜合金板材的合金成分组成所构成的铜合金原料依序实施铸造[步骤1]、均质化热处理[步骤2]、第1种高温压延[步骤3]、冷却至动态再结晶温度以下[步骤4]、第2种高温压延[步骤5-1]以及冷压延[步骤6]。
(14)一种铜合金板材的制造方法，其是制造上述(1)至(12)中任一项所述的铜合金板材的方法，该制造方法的特征在于，对由形成上述铜合金板材的合金成分组成所构成的铜合金原料依序实施铸造[步骤1]、均质化热处理[步骤2]、第1种高温压延[步骤3]、水冷至室温的步骤[步骤4A]、再加热之后的第2种高温压延[步骤5-2]以及冷压延[步骤6]。
(15)如上述(13)或(14)所述的铜合金板材的制造方法，其中，在上述冷压延[步骤6]之后，依序进行固溶化热处理[步骤7]、热处理[步骤8]、精压延[步骤9]以及调质退火[步骤10]。
(16)如上述(13)至(15)中任一项所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，在上述第2种高温压延[步骤5-1]及[步骤5-2]中，下述式(1)所表示的压延辊的接触弧长(L)(mm)除以压延道次的入口侧的板厚(h1)(mm)所得的值、即形状比(L/h1)为3.5以下，且下式(2)所表示的应变速度
Figure BDA00002819673000061
为0.5/秒以上，并且第2种高温压延的总加工率为60%以上，
式(1)
L = R ( h 1 - h 2 )
(式中，R为压延辊的半径(mm)，h1为入口侧的板厚(mm)，h2为出口侧的板厚(mm))
式(2)
ϵ · = V R h 1 · R ( 1 + r 4 ) r
(式中，VR为辊圆周速度(mm/sec)，R为辊半径(mm)，h1为入口侧的板厚(mm)，r为压下率)。
(17)一种铜合金部件，其由上述(1)至(12)中任一项所述的铜合金板材构成。
(18)一种连接器，其由上述(1)至(12)中任一项所述的铜合金板材构成。
本发明的铜合金板材在TD具有高杨氏模量，适合于电气电子设备用的引线框架、连接器、端子材料等，以及汽车车载用等的连接器或端子、继电器、开关等。
另外，根据本发明的铜合金板材的制造方法，可适宜地制造一种铜合金板材，该铜合金板材在TD具有高杨氏模量，并且适用于电气电子设备用的引线框架、连接器、端子材料等，以及汽车车载用等的连接器或端子、继电器、开关等。
本发明的上述以及其他的特征和优点可通过适当参照附图、由下述记载而更加清楚。
附图说明
图1为抗应力松弛特性的试验方法的说明图，其中，图1(a)表示热处理前的状态，图1(b)表示热处理后的状态。
图2(a)是表示(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的示例的图，图2(b)是表示(111)面的法线与TD所成的角度超过20°的原子面的示例的图。
图3是表示在FCC(面心立方晶格)金属中的代表性的集合组织取向成分中，(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面朝向于压延板宽度方向(TD)的集合组织取向成分的示例的图。
具体实施方式
对于本发明的铜合金板材的优选的实施方式进行详细的说明。在此，所谓的“铜合金材料”是指铜合金原料(加工前具有一定的合金组成)被加工为规定的形状(例如板、条、箔、棒、线等)而得到的材料。其中，所谓的板材是指具有特定的厚度且形状稳定、在面方向上具有宽度的材料，广义上来说包含条材。在本发明中，对于板材的厚度没有特别限制，但若考虑到使本发明的效果更为显著且适合于实际用途，则优选为5mm～0.03mm，更优选为1mm～0.05mm。
需要说明的是，本发明的铜合金板材中，以压延板的规定方向的原子面的集结率而规定了其特性，但作为铜合金板材只要能具有所述特性即可，铜合金板材的形状并不限于板材或条材。在本发明中，管材也可解释为板材而进行使用。
为了提高TD的杨氏模量，本发明人对杨氏模量与集合组织的关系进行了深入研究。结果发现，(111)面朝向应力方向的情形时，杨氏模量有最大的提升。
本说明书中的晶体取向的表示方法如下：使用与Z轴垂直的(与压延面(XY面)平行的)晶体面的指数(h k l)以及与X轴垂直的(与YZ面平行的)晶体面的指数[u v w]、以(h k l)[u v w]的形式来表示。另外，如(132)[6-43]与(231)[3-46]等，关于在铜合金的立方晶的对称性基础上等效的取向，使用表示族系的括号符号，表示为{h k l}＜u v w＞。
关于(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面朝向于TD的集合组织的取向成分，已知有几种代表性的取向成分，其示于图3以供参考。P取向{0 1 1}＜1 1 1＞、SB取向{1 8 6}＜2 1 1＞、S取向{1 3 2}＜6 4 3＞、Z取向{1 1 1}＜1 1 0＞、Brass取向{1 1 0}＜1 1 2＞等即属于此。即使不是这些代表取向成分，只要是(111)面朝向TD的晶体取向即可。所有这些(111)面朝向TD的集合组织的取向成分的比率整体性的提高的状态是具有本发明所规定的特定面积率的集合组织。以往，未见到有同时控制具有这些取向的原子面的面积率的技术。
在压延板的宽度方向(TD)，当具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%时，可获得上述效果。在压延板的宽度方向(TD)，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率(以下称为(111)面朝向TD的原子面的面积率、或者仅称为面积率)优选为60%以上，进一步优选为70%以上。对于此面积率的上限虽没有特别限制，但极限为95%。
对于本说明书中的晶体取向的表示方法，以板材的长度方向(LD){与板材的压延方向(RD)相等}为X轴、以板宽方向(TD)为Y轴、以板材的厚度方向{与板材的压延法线方向(ND)相等}为Z轴来取直角坐标，并且(111)面朝向TD的区域的比率是以其面积率来规定的。对测定区域内的各结晶粒的(111)面的法线与TD这两个向量所成的角度进行计算，针对具有该角度为20°以内的原子面的区域统计其面积，并以该面积除以总测定面积所得的值作为具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率(%)。
即，在本发明中，关于朝向压延板的宽度方向(TD)的原子面的集结，所谓具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域是指关于朝向压延板的宽度方向(TD)、即与TD相向的原子面的集结，以作为理想取向的压延板的宽度方向(TD)作为法线的(111)面本身、以及(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的各自区域相加而得到的区域(这些面的面积之和)。以下，这些区域也简称为(111)面朝向TD的原子面的区域。
图2中图示了上述内容。图2(a)表示(111)面的法线与TD所成的角度为20°以内的原子面的示例，在本说明书中，将该示例所示的原子面称为具有(111)面朝向压延板宽度方向(TD)的取向的原子面。图2(b)表示(111)面的法线与TD所成的角度超过20°的原子面的示例，将该示例所示的原子面称为具有(111)面不朝向压延板宽度方向(TD)的取向的原子面。在铜合金中，虽然有8个(111)面，但在图2仅涉及其中的法线向量最靠近TD的(111)面，在图中以圆锥(点线)来表示与(111)面的法线所成的角的角度为20°以内的向量的区域。
在基于EBSD法的取向分析中所获得的信息包含电子射线侵入到试料的直至几十nm深度处的取向信息，但由于与测定面积的范围相比非常小，因此在本说明书记为面积率。
本发明中上述晶向的分析采用了EBSD法。所谓EBSD为Electron BackscatterDiffraction(电子背散射分析)的缩写，其是利用了在扫描电子显微镜(Scanning ElectronMicroscope：SEM)内向试料照射电子射线时产生的菊池线反射电子衍射(菊池花样)的晶向分析技术。在本发明中，以0.5μm的步幅对含有200个以上晶粒的500μm见方的试料面积进行扫描，并分析了取向。
与以往的利用X射线衍射法对板面方向(ND)进行的特定原子面的集结的测定有着很大的不同，通过使用EBSD测定来分析晶体取向，能够以高分辨率获得三维方向的更接近于完整的晶向信息，因此关于控制TD方向的杨氏模量的晶体取向，可以得到全新的发现。
需要说明的是，在EBSD测定时，为了获得清楚的菊池衍射花样，优选在机械研磨后，使用硅胶的研磨粒对基体表面进行镜面研磨后，再进行测定。另外，测定是从板表面开始进行的。
此处，利用与X射线衍射测定的对比的方式来说明EBSD测定的特征。
首先，第1点举出的是，使用X射线衍射的方法仅能够测定得到满足布拉格(Bragg)的衍射条件且可获得充分的衍射强度的ND//(111)、(200)、(220)、(311)、(420)面这5种，对于自Cube取向的偏离角度相当于15°～30°的例如ND//(511)面或ND//(951)面等由高指数所表示的晶体取向则无法测定。即，通过采用EBSD测定，首次获得了关于以这些高指数所表示的晶体取向的信息，由此使特定的金属组织与作用的关系得以明了。
第2点，X射线衍射对ND//{hkl}的±0.5°左右所包含的晶体取向的分量进行测定，相对于此，EBSD测定是利用菊池花样，因此不受限于特定的晶面，能够涵盖地获得与金属组织相关的相当广泛的信息，以合金材料整体的形式明确了在X射线衍射的情况下难以确定的状态。
如上所述，由EBSD测定与X射线衍射测定所获得的信息其内容与性质有所不同。
需要说明的是，在本说明书中若没有特别说明，则EBSD测定是相对于铜合金板材的ND方向而进行的。
在本发明，从上述集合组织的控制与TD方向的杨氏模量的关系考虑，优选使合金为以下的合金系。首先，在下文中，详细示出本发明的各合金系的合金成分中的主要添加元素(主要溶质元素)。
＜1.Cu-(Cr、Zr、Ti)系合金＞
关于铬(Cr)、锆(Zr)与钛(Ti)，通过控制其各自的添加量，使Cr个体、Zr个体、Ti个体、这些元素的化合物、这些元素与铜的化合物析出，从而提升铜合金的强度与抗应力松弛特性。其添加量为Cr、Zr、Ti中的任一种或两种或三种的合计为0.1质量%～1.0质量%，优选为0.35质量%～0.7质量%。Cr及Zr及Ti的各自的添加量优选为0.1质量%～0.45质量%，进一步优选为0.2质量%～0.4质量%。
若这些元素的总添加量与上述范围相比过多，则会导致导电率下降；另外，若过少，则无法充分获得上述效果。
＜2.Cu-(Be、Ni)系统合金＞
关于铍(Be)与镍(Ni)，通过控制其各自的添加量，使Be、Be-Ni化合物析出，从而提升铜合金的强度与抗应力松弛特性。其添加量为Be与Ni的任一种或两种的合计为0.1质量%～3.0质量%，优选为2.0质量%～3.0质量%。Be的添加量优选为0.1质量%～2.8质量%，进一步优选为0.2质量%～2.5质量%。Ni的添加量优选为0.1质量%～2.5质量%，进一步优选为0.2质量%～2.0质量%。若这些元素的总添加量与上述范围相比过多，则会导致导电率下降；另外，若过少，则无法充分获得上述效果。
＜3.Cu-(Ni、Co)-Si系合金＞
关于镍(Ni)、钴(Co)与硅(Si)，通过控制其各自的添加量，使Ni-Si、Co-Si、Ni-Co-Si的化合物析出，从而提升铜合金的强度。其添加量为Ni与Co中的任一种或两种的合计优选为0.3质量%～5.0质量%，进一步优选为0.6质量%～4.5质量%，更优选为0.8质量%～4.0质量%。Ni的添加量优选为1.5质量%～4.2质量%，进一步优选为1.8质量%～3.9质量%；另一方面，Co的添加量优选为0.3质量%～1.8质量%，进一步优选为0.5质量%～1.5质量%。若这些元素的总添加量过多，则会导致导电率下降；另外，若过少则强度不足。
特别是想要提升导电率的情形，优选以Co为必要元素。想要更进一步提升导电率的情形，则优选不含Ni，仅添加Co与Si。
另外，Si含量优选为0.1质量%～1.5质量%，进一步优选为0.2质量%～1.2质量%。
需要说明的是，由于Co为稀有元素，同时其添加会提高固溶化温度，因此根据用途而无需显著地提升导电性的情形时，优选不添加Co。
＜4.Cu-(Ni、Fe、Sn)-P系合金＞
关于镍(Ni)、铁(Fe)、锡(Sn)与磷(P)，通过控制其各自的添加量，使Fe个体、Fe-P、Ni-P、Fe-Ni-P的化合物析出，从而提升铜合金的强度与抗应力松弛特性。在抗应力松弛特性的提升方面，Sn与Fe、Ni、P有协同效果。其添加量为Ni、Fe、Sn中至少一种的合计为0.03质量%～5.0质量%，优选为1.0质量%～4.0质量%，进一步优选为2.0质量%～3.0质量%。Fe和Ni的各自的添加量优选为0.03质量%～3.0质量%，进一步优选为0.5质量%～2.0质量%。Sn优选为0.2质量%～1质量%，进一步优选为0.25质量%～0.5质量%。另外，P的含量优选为0.01质量%～0.2质量%，进一步优选为0.02质量%～0.08质量%。
若这些元素的总添加量与上述范围相比过多，则会导致导电率下降；此外，若过少则无法充分获得上述效果。
＜5.Cu-Mg-P系合金＞
关于镁(Mg)与磷(P)，通过控制其各自的添加量，使Mg-P化合物析出，从而提升铜合金的强度与抗应力松弛特性。其添加量为Mg与P合计为0.3质量%～2.0质量%，优选为1.5质量%～2.0质量%。
Mg与P的各自的添加量优选为0.3质量%～1.0质量%，进一步优选为0.35质量%～0.5质量%。若这些元素的总添加量与上述范围相比过多，则会导致导电率下降；此外，若过少则无法充分获得上述效果。
＜6.Cu-Ti-Fe系合金＞
关于钛(Ti)与铁(Fe)，通过控制其各自的添加量，使铁个体、Fe-Ti化合物、这些元素与铜的化合物析出，从而提升铜合金的强度与抗应力松弛特性。其添加量为Fe、Ti中的任一种或两种的合计为1.5质量%～4.0质量%，优选为1.6质量%～3.0质量%。Ti的添加量优选为1.5质量%～3.5质量%，进一步优选为2.0质量%～3.0质量%。Fe的添加量优选为0.05质量%～0.40质量%，进一步优选为0.1质量%～0.3质量%。若这些元素的总添加量与上述范围相比过多，则会导致导电率下降；此外，若过少则无法充分获得上述效果。
＜副添加元素＞
以下，示出了除上述1.～6.所示的主要溶质元素之外、以副添加元素的方式进行微量的添加从而提升抗应力松弛特性的添加元素的效果。作为优选的添加元素可以举出例如Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、Al、Fe、Ti、Zr及Hf。依据上述1.～6.的合金系，有时这些元素作为主要溶质元素而含有，在该情形时，不再进一步含有该元素作为副添加元素是不言可喻的。
为了充分活用添加效果，并且不使导电率下降，选自由Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、Al、Fe、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种元素的含量优选为以这些元素的总量计为0.005质量%～2.0质量%，进一步优选为0.01质量%～1.5质量%，更优选为0.03质量%～0.8质量%。若这些添加元素的总量过多，则会导致导电率下降。另外，若这些添加元素的量过少，则几乎无法发挥添加这些元素的效果。
＜制造方法＞
接着，对本发明的铜合金板材的制造方法(控制其晶体取向的方法)进行说明。
以往的铜合金制造方法中，以热压延及冷压延各步骤来使经均质化热处理后的铸块薄板化，在这些压延工序的过程中进行再结晶退火、固溶化热处理、热处理、调质退火，由此来调整机械特性或导电率、其它特性。热压延的目的在于，通过使材料呈高温状态来降低变形阻力，从而以少量的压延能量来使板厚薄化。
例如，一般而言，析出型铜合金是经由以下的方法制造得到的：以热压延及冷压延各步骤来使经均质化热处理后的铸块薄板化，并在700℃～1020℃的温度范围进行最终固溶化热处理从而使溶质原子再固溶后，通过热处理及精冷压延来使其满足必要的强度，由此制作上述析出型铜合金。热处理及精冷压延的条件可根据所期望的强度及导电性等特性来调整。关于铜合金的集合组织，其大部分是由此一连串的步骤中的最终固溶化热处理中所产生的再结晶而决定的，并由精压延中所产生的取向的旋转来决定其最后的状态。
另一方面，在本发明中，通过以规定的加工条件进行下述的第2种高温压延，由此可以提升(111)面朝向TD的区域，显著地提升了TD的杨氏模量。在此，第1种高温压延为所谓的热压延，意味着在动态再结晶温度以上进行的高温压延。第2种高温压延与所谓的热压延不同，意味着在高于室温且小于动态再结晶温度的温度{优选为高于300℃～400℃，并且在(比动态再结晶温度低20℃～300℃的温度)以下的温度}的高温压延。冷压延指的是在室温进行的低温压延。另外，关于压延以外的加工，同样地根据温度范围，称为例如热加工、高温(温间)加工、冷加工。此处，室温为20℃～35℃。
在本发明的晶体取向控制的机理中，这些加工温度被认为有如下影响。在以往的薄壁化方法中，在热压延时，动态再结晶会导致晶体取向随机化，因此不优选；在冷压延时，会发生晶粒的断裂，因此集合组织的发展轻微。相对于此，根据在本发明的方法中所进行的第2种高温压延，不会发生起因于动态再结晶的取向随机化，并且因晶界滑移或动态·静态的回复而不会发生取向的断裂，因此相较于上述以往的方法，集合组织能够显著地快速成长。
作为本发明的铜合金板材的优选的制造方法，例如可以举出以下方法：利用高频熔炉使由上述规定的合金成分组成所构成的铜合金原料来熔解，并依序实施铸造[步骤1]、均质化热处理[步骤2]、第1种高温压延[步骤3]、冷却至动态再结晶温度以下[步骤4]、第2种高温压延[步骤5-1]以及冷压延[步骤6]，其后依据需求依序实施固溶化热处理[步骤7]、热处理[步骤8]、精压延[步骤9]以及调质退火[步骤10]。(以下称为本发明的优选制造方法1。)
另外，作为其它的优选制造方法，还可以举出以下的方法：利用高频熔炉来熔解由上述规定的合金成分组成所构成的铜合金原料，依序实施铸造[步骤1]、均质化热处理[步骤2]、第1种高温压延[步骤3]、水冷至室温[步骤4A]、再加热之后的第2种高温压延[步骤5-2]以及冷压延[步骤6]，其后依据需求依序实施固溶化热处理[步骤7]、热处理[步骤8]、精压延[步骤9]以及调质退火[步骤10]。(以下称为本发明的优选制造方法2。)
以下示出了关于避免上述制造方法的第2种高温压延中的析出的想法。在800℃以上等高温区域中，过饱和固溶量少，因此析出轻微。在650℃～800℃等中温区域中，伴随着过饱和固溶量的增加，析出的速度也较快，因此析出最为显著。在650℃以下等低温区域中，虽然过饱和固溶量多，但析出速度慢，因此可抑制强度严重降低的析出的发生。对于这些析出而言，“高温区域、中温区域、低温区域”的温度范围因合金系或浓度的不同而不同。
根据上述本发明的优选制造方法1，在伴随着第2种高温压延中的温度降低而维持在中温区域时，析出物粗大化，而有强度降低的情形。特别是在浓度高且析出速度快的合金成分中特别显著。因此，对于第2种高温压延中的析出较慢的系，优选适用上述的本发明的优选制造方法1。
另一方面，若适用上述本发明的优选制造方法2，则通过在高温区域进行第1种高温压延后进行水冷以避免析出，并于低温区域再加热来进行第2种高温压延，从而可以在避免析出的同时，实施第2种高温压延。因此，对于第2种高温压延中的析出较快的系，适用上述的本发明的优选制造方法2是有效的。
在本发明的制造方法中，上述第2种高温压延[步骤5-1]或[步骤5-2]中，优选为压延辊的接触弧长(L)除以压延道次的入口侧的板厚(h1)所得的值、即形状比(L/h1)为3.5以下，且由下式所求得的应变速度
Figure BDA00002819673000141
为0.5/秒以上，并且，在第2种高温压延的总加工率为60%以上。此处，总加工率是指以2次以上道次的第2种高温压延所致的板厚减少量(mm)除以第2种高温压延前的板厚(mm)的比、以%来表示的值。若以一道次来进行加工，则总加工率意味着该一道次本身的加工率。
接触弧长(L)由下式求得。
L = R ( h 1 - h 2 )
此处，R为压延辊的半径，h1为入口侧的板厚，h2为出口侧的板厚。算出该接触弧长(L)除以入口侧的板厚(h1)所得的值作为形状比(L/h1)。
压延的应变速度由下式求得。
ϵ · = V R h 1 · R ( 1 + r 4 ) r
此处，VR为辊圆周速度(mm/sec)，R为辊半径(mm)，h1为入口侧的板厚(mm)，r为压下率{在此式中的压下率为无因次量}。
第2种高温压延的形状比(L/h1)超过3.5的情形下，剪切变形增强，(100)面朝向ND的比率增加，结果导致(111)面朝向TD的比率减少，因此不为优选。对于形状比的下限没有特别限制。
另外，若应变速度小于0.5秒，则有时会因中温脆性而导致材料出现裂痕。对于应变速度的上限值没有特别限制，但一般为100/秒左右。
另外，第2种高温压延的总加工率小于60%的情形下，无法充分得到所述效果，因此不为优选。第2种高温压延的总加工率优选为70%以上。对于第2种高温压延的总加工率没有特别上限，但一般为95%左右。
上述动态再结晶温度是指在该温度以上进行压延时会发生动态再结晶、若未达到该温度则不会发生动态再结晶这样的境界的温度，虽然每个合金系或添加合金成分会有不同，但可通过预备实验来决定上述动态再结晶温度。其中，将该成分的材料加热至2种以上的温度，并在压延后水冷以冻结压延后的组织，观察压延前后的微组织，由此确认有无动态再结晶，从而掌握与加工温度之间的关系。以上述本发明所使用的合金系来说，在Cu-(Ni、Co)-Si系合金的情况下，动态再结晶温度例如大约为800℃；在Cu-(Ni、Fe、Sn)-P系合金的情况下，动态再结晶温度例如大约为800℃；在Cu-(Cr、Zr、Ti)系合金的情况下，动态再结晶温度例如大约为500℃；在Cu-(Be、Ni)系合金的情况下，动态再结晶温度例如大约为700℃；在Cu-Mg-P系合金的情况下，动态再结晶温度例如大约为600℃；在Cu-Ti-Fe系合金的情况下，动态再结晶温度例如大约为800℃。上述动态再结晶温度为各自合金系中的一个代表性示例，本发明不受其限制。例如，除主要溶质元素之外，动态再结晶温度也会根据以怎样程度的量来添加何种副添加元素、因各自的合金组成而有所变化。
关于上述铸造[步骤1]后的各个步骤，优选下述条件为本发明的优选范围：均质化热处理[步骤2]在700℃～1020℃处理10分钟～10小时；第1种高温压延[步骤3]在加工温度为500℃～1020℃(优选为700℃～1020℃，进一步优选为750℃～1000℃，更优选为800℃～1000℃)的条件下总加工率为20%～90%；冷却[步骤4]中，实施空气冷却、气体冷却、水冷(相当于[步骤4A])；第2种高温压延[步骤5-1或5-2]在加工温度为200℃～750℃(因合金系的不同而有所不同，但优选为450℃～750℃，进一步优选为450℃～650℃；或者，优选为400℃～650℃，进一步优选为400℃～550℃)的条件下总加工率为60%～95%(优选为65%～90%)；冷压延[步骤6]的加工率为50%～99%；固溶化热处理[步骤7]在700℃～1020℃保持3秒～10分钟；热处理[步骤8]在250℃～650℃保持5分钟～20小时；精压延[步骤9]在室温进行且加工率为2%～60%；调质退火[步骤10]在300℃～700℃保持10秒～2小时。
另外，对于上述铸造[步骤1]-均质化热处理[步骤2]-第1种高温压延[步骤3]，优选为在中途不降低温度，以连续铸造压延的方式进行。冷却[步骤4]的冷却速度优选为1～100℃/秒(进一步优选为5～100℃/秒)。水冷[步骤4A]的冷却速度优选为1～100℃/秒(进一步优选为5～100℃/秒)。在固溶化热处理[步骤7]的前后，升温速度优选为1～100℃/秒，冷却速度优选为1～200℃/秒，进一步优选为1～100℃/秒。
材料表面存在氧化层(スケール)，因此根据需要可以采用表面切削、酸洗等方式进行溶解。压延后的形状不佳的情形下，根据需要可以导入利用张力校平机所进行的矫正。另外，第1种高温压延或第2种高温压延后进行析出的情形下，则根据需要可在这些加工后冷却至室温为止。
本发明的铜合金板材优选采用上述实施方式的制造方法来制造，但是只要在EBSD测定的晶体取向分析中能够满足上述规定的面积率，则并不一定局限于依次进行所有上述[步骤1]～[步骤10]。虽然是包含在上述方法之中，但上述[步骤1]～[步骤10]内，例如也可将[步骤6]作为最终步骤来完成工序。或者，也可以将上述[步骤6]～[步骤8]中的1道或者2道以上的步骤重复实施2次以上。例如，也可以在实施[步骤7]之前，实施加工率为2%～45%的冷压延[步骤9A]。
另外，之前也已说明，各压延工序的加工率(也称为压下率、截面减少率。以下的比较例中所述的压延率也为相同意义。)是指使用压延工序前的板厚t1(mm)及压延工序后的板厚t2(mm)、由下式所计算出的值。
加工率(%)={(t1-t2)/t1}×100
本发明的铜合金板材可以满足例如连接器用铜合金板材所要求的下述特性。
关于TD的杨氏模量，优选为135GPa以上，更优选为140GPa以上，进一步优选为145GPa以上，特别优选为150GPa以上。对于杨氏模量的上限没有特别限制，但一般为180GPa以下。
也可使用挠曲系数作为杨氏模量的代替特性。挠曲系数优选为120GPa以上，更优选为125GPa以上，进一步优选为130GPa以上，特别优选为135GPa以上。
挠曲系数是依据日本伸铜协会技术标准JCBA T312(2002年)的“利用铜及铜合金板条的悬臂梁的弯曲挠曲系数测定方法”、利用悬臂梁法来进行测定的。
关于抗应力松弛特性，能够实现以下的良好特性，即，利用后述的在150℃保持1000小时的测定方法，应力松弛率(SR)可以满足30%以下，优选为20%以下，最优选为10%以下。
本发明的铜合金板材中，优选的导电率及耐力的值因每个合金系而有所不同，因此以下以每个合金系的方式来表示。
在Cu-(Cr、Zr、Ti)系合金的情况下，导电率优选为50%IACS(以下也有时简称为%)以上，更优选为65%以上，进一步优选为80%以上，特别优选为90%以上；耐力优选为350MPa以上，更优选为450MPa以上，进一步优选为500MPa以上，特别优选为550MPa以上。对于导电率与耐力各自的上限没有特别限制，但通常情况下，导电率为100%以下，耐力为800MPa以下。
在Cu-(Be、Ni)系合金的情况下，导电率优选为20%以上，更优选为30%以上，进一步优选为45%以上，特别优选为55%以上；耐力优选为700MPa以上，更优选为800MPa以上，进一步优选为900MPa以上，特别优选为1050MPa以上。对于导电率与耐力各自的上限没有特别限制，但通常情况下，导电率为80%以下，耐力为1400MPa以下。
在Cu-(Ni、Co)-Si系合金的情况下，导电率优选为35%以上，更优选为40%以上，进一步优选为45%以上，特别优选为50%以上；耐力优选为550MPa以上，更优选为650MPa以上，进一步优选为700MPa以上，特别优选为800MPa以上。对于导电率与耐力各自的上限没有特别限制，但通常情况下，导电率为70%以下，耐力为1200MPa以下。
Cu-(Ni、Fe、Sn)-P系合金的情况下，导电率优选为35%以上，更优选为50%以上，，进一步优选为65%以上，特别优选为75%以上；耐力优选为250MPa以上，更优选为350MPa以上，进一步优选为450MPa以上，特别优选为500MPa以上。对于导电率与耐力各自的上限没有特别限制，但通常情况下，导电率为98%以下，耐力为800MPa以下。
在Cu-Mg-P系合金的情况下，导电率优选为45%以上，更优选为50%以上，进一步优选为55%以上，特别优选为60%以上；耐力优选为450MPa以上，更优选为490MPa以上，进一步优选为530MPa以上，特别优选为570MPa以上。对于导电率与耐力各自的上限没有特别限制，但通常情况下，导电率为90%以下，耐力为900MPa以下。
在Cu-Ti-Fe系合金的情况下，导电率优选为8%以上，更优选为12%以上，进一步优选为16%以上，特别优选为20%以上；耐力优选为800MPa以上，更优选为850MPa以上，进一步优选为900MPa以上，特别优选为950MPa以上。对于导电率与耐力各自的上限没有特别的限制，但通常情况下，导电率为40%以下，耐力为1400MPa以下。
实施例
以下根据实施例进一步详细说明本发明，但本发明不受其限制。
实施例1
利用高频熔炉来熔解含有表1的合金成分栏的元素且剩余部分由铜和不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施下述工序A、B或E的第1种高温压延及第2种高温压延。
(工序A)
在加工温度为800℃～1000℃的第1种高温压延(加工率20%～90%)之后，以5～100℃/秒的冷却速度进行水冷而急速冷却至室温，其后再加热至650℃，并在450℃～650℃的加工温度进行第2种高温压延(加工率60%～95%)。
(工序B)
在加工温度为800℃～1000℃的第1种高温压延(加工率20%～90%)之后，以5～100℃/秒的冷却速度进行空气冷却而冷却至750℃以下，其后在450℃～750℃的加工温度进行第2种高温压延(加工率60%～95%)。
(工序E)
在加工温度为800℃～1000℃的第1种高温压延(加工率20%～90%)之后，以5～100℃/秒的冷却速度进行水冷而急速冷却至室温。
在利用上述工序A、B或E进行加工之后，在若干个发明例及比较例中，进行加工率为50%～99%的冷压延以及在700℃～1020℃保持3秒～10分钟的固溶化热处理。固溶化前后的升温速度及冷却速度均为1～100℃/秒。表1示出了有无进行固溶化热处理。其后，进行在250℃～650℃保持5分钟～20小时的热处理、在室温且加工率为2%～60%的精压延、在300℃～700℃保持10秒～2小时的调质退火，由此制造出本发明例1-1～1-24及比较例1-1～1-9的铜合金板材的试样(t0.15mm)。
需要说明的是，在各热处理及压延后，根据材料表面的氧化或粗糙度的状态进行酸洗或表面研磨，并依据形状使用张力校平机进行矫正。
对该试样进行了下述的特性调查。结果示于表1。
a.(111)面朝向TD的原子面的区域的面积率：
利用EBSD法，在大约500μm见方的测定区域，以扫描步幅为0.5μm的条件进行了测定。测定面积以含有200个以上的晶粒为基准进行了调整。如上所述，对于将以属于各理想取向的TD作为法线的(111)面、以及(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的各自的原子面相加的区域(将这些面相加从而为上述(111)面朝向TD的原子面的区域)，根据下式来算出这些面的总面积率。
面积率(%)={((111)面朝向TD的原子面的面积的合计)/总测定面积}×100
以下各表中，仅将其表示为“TD//(111)面积率(%)”。
需要说明的是，作为EBSD法的测定装置，使用了(株)TSL Solutions制造的OIM5.0(商品名)。
b.杨氏模量：
自压延垂直方向(与压延方向垂直的方向)采取宽度20mm、长度200mm的条状试验片，并利用拉伸试验机在试验片的长度方向上施加应力，求得应变与应力的比例常数。以降伏时的应变量的80%的应变量作为最大位移量，按照将至该位移量为止的区间划分为10等份的方式赋予位移，并由该10点求得应变与应力的比例常数作为杨氏模量。
c.0.2%耐力[YS]：3
以JIS Z2241为基准测定3条从压延垂直方向切出的JIS Z2201-13B号的试验片，并示出了其平均值。
d：导电率[EC]：
在保持为20℃(±0.5℃)的恒温槽中，通过四端子法测定电阻率，并算出了导电率。另外，端子间距离设为100mm。
e.应力松弛率[SR]：
自压延垂直方向采取试验片。以日本伸铜协会JCBA T309：2001(此为暂定规格。旧规格为“日本电子材料工业会标准规格EMAS-3003”。)为基准，如下所示，在150℃保持1000小时的条件下进行测定。以悬臂梁法加载了耐力的80%的初始应力。
图1为抗应力松弛特性的试验方法的说明图，(a)为热处理前的状态，(b)为热处理后的状态。如图1(a)所示，对于以悬臂保持在试验台4上的试验片1施加耐力的80%的初始应力时的实验片1的位置自基准起有δ0的距离。使其在150℃的恒温槽中保持1000小时(上述试验片1的状态下的热处理)，除去负荷后的试验片2的位置如图1(b)所示自基准起有Ht的距离。3为未承受应力时的试验片，其位置自基准起有H1的距离。由此关系，计算出应力松弛率(%)为(Ht-H1)/(δ0-H1)×100。式中，δ0为自基准至试验片1的距离，H1为自基准至试验片3的距离，Ht为自基准至试验片2的距离。
f.挠曲系数
依据日本伸铜协会技术标准JCBA T312(2002年)“利用铜及铜合金板条的悬臂梁的弯曲挠曲系数测定方法”，利用悬臂梁法来进行测定。在此，示出了在垂直于压延方向的方向采取试验片而进行测定时的测定值。
表1
Figure BDA00002819673000211
如表1所示，本发明例1-1～1-24在杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性方面优异。
另一方面，未满足本发明的规定的情形，则呈现出特性不佳的结果。
即，比较例1-1中，Ni与Co的总量少，因此有助于析出硬化的化合物(析出物)的密度降低，强度差。另外，不与Ni或Co形成化合物的Si在金属组织中过度固溶，因而导电率不佳。比较例1-2中，Ni与Co的总量多，因此导电率不佳。比较例1-3中，Si含量少，因此强度不佳。比较例1-4中，Si含量多，因此导电率不佳。比较例1-5～1-6中，其它元素含量多，因此导电率不佳。
比较率1-7～1-9中，(111)面朝向TD的原子面的面积率((111)面朝向TD的比率)低，杨氏模量不佳。
实施例2
利用高频熔炉来熔解含有表2的合金成分栏的元素且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。
其后，对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施下述工序C、D或E的第1种高温压延及第2种高温压延。工序E与实施例1以同样方式进行。
(工序C)
在加工温度为700℃～1000℃的第1种高温压延(加工率20%～90%)之后，以5～100℃/秒的冷却速度进行水冷而急速冷却至室温，其后再加热至550℃，并在400℃～550℃的加工温度进行第2种高温压延(加工率60%～95%)。
(工序D)
在加工温度为750℃～1000℃的第1种高温压延(加工率20%～90%)之后，以5～100℃/秒的冷却速度进行空气冷却而冷却至650℃以下，其后在400℃～650℃的加工温度进行第2种高温压延(加工率60%～95%)。
上述利用工序C、D或E进行加工后的冷压延以后的工序与实施例1同样，由此制造出本发明例2-1～2-20及比较例2-1～2-9的铜合金板材的试样，并与实施例1同样地调查了特性。结果示于表2。
表2
Figure BDA00002819673000231
如表2所示，本发明例2-1～2-20在杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性方面优异。
另一方面，未满足本发明的规定的情形，则特性不佳。即，比较例2-1中，Ni、Fe和Sn的总量少，因此强度不佳。比较例2-2中，其总量多，因此导电率不佳。比较例2-3中，P含量少，因此强度不佳。比较例2-4中，P含量多，因此导电率不佳。比较例2-5～2-6中，其它元素含量多，因此导电率不佳。比较例2-7～2-9中，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，杨氏模量不佳。
实施例3
利用高频熔炉来熔解含有表3的合金成分栏的元素且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。
其后，对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施示于实施例2的工序C、D或E的第1种高温压延及第2种高温压延。
上述利用工序C、D或E进行加工后的冷压延以后的工序与实施例1同样，由此制造出本发明例3-1～3-12及比较例3-1～3-7的铜合金板材的试样，并与实施例1同样地调查了特性。结果示于表3。
表3
如表3所示，本发明例3-1～本发明例3-12在杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性方面优异。另一方面，未满足本发明的规定的情形，则特性不佳。即，比较例3-1中，Cr、Zr和Ti的总量少，因此强度不佳。比较例3-2中，其总量多，因此导电率不佳。比较例3-3～比较例3-4中，其它元素含量多，因此导电率不佳。比较例3-5～3-7中，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，杨氏模量不佳。
实施例4
利用高频熔炉来熔解含有表4的合金成分栏的元素且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。
其后，对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施示于实施例1的工序A、B或E的第1种高温压延及第2种高温压延。
上述利用工序A、B或E进行加工后的冷压延以后的工序与实施例1同样，由此制造出本发明例4-1～4-8及比较例4-1～4-5的铜合金板材的试样，并与实施例1同样地调查了特性。结果示于表4。
表4
Figure BDA00002819673000271
如表4所示，本发明例4-1～本发明例4-8在杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性方面优异。另一方面，未满足本发明的规定的情形，则特性不佳。即，比较例4-1中，Be和Ni的总量少，因此强度不佳。比较例4-2中，其总量多，因此导电率不佳。比较例4-3中，其它元素含量多，因此导电率不佳。比较例4-4～4-5中，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，杨氏模量不佳。
实施例5
利用高频熔炉来熔解含有表5的合金成分栏的元素且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。
其后，对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施示于实施例2的工序C、D或E的第1种高温压延及第2种高温压延。
上述利用工序C、D或E进行加工后的冷压延以后的工序与实施例1同样，由此制造出本发明例5-1～5-6及比较例5-1～5-5的铜合金板材的试样，并与实施例1同样地调查了特性。结果表示于表5。
表5
如表5所示，本发明例5-1～本发明例5-6在杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性方面优异。另一方面，未满足本发明的规定的情形，则特性不佳。即，比较例5-1中，Mg与P的总量少，因此强度不佳。比较例5-2中，其总量多，因此导电率不佳。比较例5-3中，其它元素含量多，因此导电率不佳。比较例5-4～5-5中，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，杨氏模量不佳。
实施例6
利用高频熔炉来熔解含有表6的合金成分栏的元素且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。
其后，对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施示于实施例1的工序A、B或E的第1种高温压延及第2种高温压延。
上述利用工序A、B或E进行加工后的冷压延以后的工序与实施例1同样，由此制造出本发明例6-1～6-11及比较例6-1～6-5的铜合金板材的试样，并与实施例1同样地调查了特性。结果表示于表6。
表6
如表6所示，本发明例6-1～本发明例6-11在杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性方面优异。另一方面，未满足本发明的规定的情形，则特性不佳。即，比较例6-1中，Ti与Fe的总量少，因此强度不佳。比较例6-2中，其总量多，因此导电率不佳。比较例6-3中，其它元素含量多，因此导电率不佳。比较例6-4～6-5中，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，杨氏模量不佳。
实施例7
利用高频熔炉来熔解含有表7的合金成分栏的元素且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的合金，对其进行铸造而得到铸块(w100mm×l200mm×t40mm)。其后，对该铸块实施在700℃～1020℃、10分钟～10小时的均质化热处理后，实施加工温度为800℃～1000℃的第1种高温压延(加工率20%～90%)之后，以5～100℃/秒的冷却速度进行水冷而急速冷却至室温，其后再加热至650℃，并在450℃～650℃的加工温度进行第2种高温压延。第2种高温压延的形状比、应变速度、总加工率的条件记载于表8。需要说明的是，计算形状比或应变速度时所需要的各道次后的板厚未使用实际测量值，而是使用辊间隔的值。
之后，在若干个发明例及比较例中，进行了加工率为50%～99%的冷压延以及在700℃～1020℃保持3秒～10分钟的固溶化热处理。固溶化前后的升温速度和冷却速度均为1～100℃/秒。表8示出了有无进行固溶化热处理。其后，进行在250℃～650℃中保持5分钟～20小时的热处理，在室温进行加工率为2%～60%的精压延，在300℃～700℃进行10秒～2小时的调质退火，由此制造出本发明例7-1～7-6及比较例7-1～7-5的铜合金板材的试样(t0.15mm)。
表7
Ni Co Si Zn Sn Mg Cr
2.72 0.45 0.65 0.32 0.12 0.07 0.18
表8
Figure BDA00002819673000331
如表8所示，当在第2种高温压延的形状比、应变速度、加工率的条件在本发明的优选范围内时，具有优异的杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性。另一方面，未满足这些第2种高温压延的优选加工条件时，则特性不佳。即，比较例7-1～7-5中，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，杨氏模量不佳。
与上述实施例7(表7、表8)所示的Cu-(Ni、Co)-Si系合金的情形相同，本发明的其它合金系、即Cu-(Cr、Zr、Ti)系合金、Cu-(Be、Ni)系合金、Cu-(Ni、Fe、Sn)-P系合金、Cu-Mg-P系合金、Cu-Ti-Fe系合金的情形下，在第2种高温压延的形状比、应变速度、加工率的条件在本发明的优选范围内时，具有优异的杨氏模量、耐力、导电率、抗应力松弛特性。另一方面，未满足这些第2种高温压延的优选加工条件的情形时，(111)面朝向TD的原子面的面积率低，作为其特性的杨氏模量不佳。
有别于此，为使利用以往的制造条件所制造的铜合金板材与本发明的铜合金板材之间的差异明确化，利用以往的制造条件来制作铜合金板材，进行了与上述相同的特性项目的评价。需要说明的是，各板材的厚度只要没有特别说明，则调整加工率使其为与上述实施例同样的厚度。
在以往的制造条件的记载中，关于热压延的详细条件、特别是关于本发明中的第2种高温压延的条件有不明的情形下，则如本说明书的第11的记载，设定为于一般目的所进行的热压延、即通过以更高的温度进行压延来降低压延加工所需要的工作能量，而并不进行组合本发明的第1种高温压延及第2种高温压延的2阶段式的高温压延。
(比较例101)···日本特开2009-132965号公报实施例1的条件
使用无氧铜作为母材，以高频熔炉对具有含有Cr：0.2质量%、Zr：0.1质量%的组成的铜合金进行熔融制造，铸造成厚度25mm、宽度30mm、长度150mm的铸块。将其加热至950℃，热压延至厚度为8mm，其后，冷压延至厚度为1mm，在800℃进行退火。
接着，对其反复进行3次加工度为40%的冷加工以及在500℃加热1分钟的热处理，从而制作得到厚度为0.22mm的金属板材，将其作为试样c01。
对于所得的试验体c01，其在制造条件与上述本发明的实施例的相异处为未实施2阶段式的高温压延，结果为TD//(111)面积率为50%以下，TD的杨氏模量及挠曲系数未能满足本发明的要求特性。
(比较例102)···日本特开2008-297617号公报本发明例1的条件
对具有组成为含有Be1.91质量%、Ni0.14质量%、Fe0.04质量%、Co0.30质量%、且剩余部分为铜的铜合金进行熔融制造，使用纵型半连续铸造机进行铸造。将所得的铸片(厚度60mm)加热至比固相线低30℃以上的温度(依据合金组成而定，为820℃～900℃)后取出，开始热压延。固相线温度是通过对各组成的合金进行预备实验而事先掌握的。热压延时，按照在700℃以上的温度区域的压延率为60%以上、且在未达700℃的温度区域也能以44%的压下率进行压延的方式设定道次规程。热压延的最终道次温度在600℃～400℃之间。由铸片开始的总热压延率约为90%。需要说明的是，关于上述在未达700℃的温度区域进行的高温压延，自上述公报无法得知明确的条件，因此是采用本发明申请时的一般条件、即形状比：3.7～4.5、应变速度：0.8～17.0/秒来进行的。
热压延后，利用机械研磨去除(表面切削)表层的氧化层。接着，进行压延率为82%的冷压延后，施以固溶化处理。在固溶化处理中，根据合金组成在700℃～850℃的范围内调整到达温度，并且将700℃～850℃温度区域中的保持时间调整为10秒～10分钟的范围，以使固溶化处理后的平均结晶粒径(孪晶间界并不视为晶界)为10μm～40μm。接着，对上述固溶化处理后的板材施以压延率20%的精冷压延。需要说明的是，根据需求在中途进行表面切削，使板厚统一为0.2mm。作为「未时效处理材」的试样使用了此阶段的板材。
对于以此方式获得的板厚为0.2mm的板材，进行在300℃～500℃的温度范围内、最长5小时的时效处理实验作为预备实验，从而根据合金组成而掌握可获得最大硬度的时效处理条件(以该时效温度为Tm(℃)、时效时间为tm(分钟))。
以时效温度Tm(320℃)、时效时间tm(120分钟)的条件对该合金(上述未时效处理材)的板材进行时效处理，得到「时效硬化材」的试样。将其作为试样c02-1。
另外，设想以研磨硬化材(ミルハードン材)的形式出货的情形，以对该合金(上述未时效处理材中，将精冷压延率变更为10%)的板材施以未达到最大硬度的时效处理而得到的板材作为试样。对于该时效处理条件，时效温度为Tm(320℃)，而时效时间为0.1tm以上且小于tm(20分钟)的范围。将其作为试样c02-2。
对于所得的试验体c02-1、c02-2，它们在制造条件方面与上述本发明的实施例的相异处如下：在2阶段的高温压延中，第2阶段高温压延的压下率小，且未以特定的形状比来进行；其结果为TD//(111)面积率为50%以下，TD的杨氏模量及挠曲系数未能满足本发明的要求特性。
(比较例103)···日本特开2006-009137号公报表2所记载的发明例(铸块No.A-试样No.5、铸块No.O-试样No.18)的条件
以高频熔炉对具有组成为含有Ni3.8质量%、Si0.89质量%、S0.002质量%、且剩余部分为铜的铜合金(该公报的表1所述的铸块No.A)以及具有组成为含有Ni3.8质量%、Si0.89质量%、Mg0.1质量%、Sn0.15质量%、Zn0.5质量%、Co0.25质量%、S0.002质量%、且剩余部分为铜的铜合金(该公报的表1所述的铸块No.O)进行熔解，利用DC法铸造成厚度30mm、宽度100mm、长度150mm的铸块。接着将这些铸块加热至1000℃，在该温度保持1小时后，热压延至厚度为12mm，再迅速使其冷却。
接着将热压延板的两面各自切削去1.5mm以除去氧化被膜之后，以冷压延(イ)加工为厚度0.15mm～0.25mm，接着使固溶化处理温度在825℃～925℃的温度范围内变化由此来进行15秒的热处理，随后立刻以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。之后在惰性气体气氛中实施475℃、2小时的时效处理，而后进行属于最终塑性加工的冷压延(ハ)，使最终的板厚统一。上述最终塑性加工后，继续以375℃实施2小时的低温退火，从而制造出铜合金板材。将其作为试样c03-1、c03-2。
对于所得的测试体c03-1、c03-2，它们在制造条件方面与上述实施例的相异处为未实施2阶段式的高温压延，结果为TD//(111)面积率为50%以下，TD的杨氏模量及挠曲系数未能满足本发明的要求特性。
(比较例104)···日本特开2008-231492号公报本发明例5的条件
对具有组成为含有Ni0.86质量%、Sn1.26质量%、P0.10质量%、Fe0.15质量%且剩余部分为铜的铜合金进行熔融制造，并使用纵型连续铸造机进行铸造。自所得的铸片(厚度180mm)切出厚度为60mm的试样，将其加热至950℃后取出并开始热压延。此时，按照在950℃～700℃的温度区域的压延率为60%以上、且在未达700℃的温度区域也能以45%的压下率进行压延的方式设定道次规程。热压延的最终道次温度在600℃～400℃之间。由铸片开始的总热压延率约为80%～90%。需要说明的是，关于上述在小于700℃的温度区域进行的高温压延，自上述公报无法得知明确的条件，因此是采用本发明申请时的一般条件、即形状比：3.7～4.5、应变速度：0.8～17.0/秒来进行的。
热压延后，以机械研磨去除(表面切削)表层的氧化层。接着，进行压延率90%的冷压延后，施以再结晶退火。根据合金组成而在600℃～750℃的范围内调整到达温度，并且将600℃～750℃温度区域中的保持时间调整为10秒～600分钟的范围，以使再结晶退火后的平均结晶粒径(孪晶间界并不视为晶界)为5μm～40μm。对上述再结晶退火后的板材不施以时效处理。接着，以压延率65%进行精冷压延。其后进一步实施插入400℃的炉中5分钟的低温退火。如此得到试样。需要说明的是，根据需求在中途进行表面切削，使试样的板厚为0.15mm。将其作为试样c04。
对于所得的试验体c04，其在制造条件方面与上述本发明的实施例的相异处如下：在2阶段的高温压延中，第2阶段高温压延的压下率小，且未以特定的形状比来进行；其结果为TD//(111)面积率为50%以下，TD的杨氏模量及挠曲系数未能满足本发明的要求特性。
(比较例105)···日本特开2009-228013号公报实施例1的条件
对含有0.66质量%的Mg以及0.04质量%的P且剩余部分由铜构成的铜合金进行熔融制造，并使用纵型的小型连续铸造机进行铸造，从而得到厚度50mm的铸片。
将该铸片加热至900℃后取出并开始热压延。在该热压延，按照在900℃～600℃的温度区域的压延率为60%以上、且在未达600℃的温度区域也能进行压延的方式设定道次规程。需要说明的是，小于600℃～300℃之间的热压延率设定为48%，而热压延的最终道次温度设定在500℃～300℃之间。另外，由铸片开始的总热压延率约为90%。需要说明的是，关于上述在小于600℃的温度区域的高温压延，自上述公报无法得知明确的条件，因此是采用本发明申请时的一般条件、即形状比：3.7～4.5、应变速度：0.8～17.0/秒来进行的。
热压延后，以机械研磨去除(表面切削)表层的氧化层。接着，进行压延率92%的冷压延后，于400℃～700℃进行再结晶退火。需要说明的是，利用安装在试样表面的热电偶来监测再结晶退火时的温度变化。根据合金组成而在400℃～700℃的范围内调整到达温度，并且将400℃～700℃温度区域中的保持时间调整为10秒～30分钟的范围，以使再结晶退火后的平均结晶粒径(孪晶边界并不视为晶界)为10μm～30μm。
接着，对再结晶退火后的板材，以压延率35%进行精冷压延，随后实施插入300℃的炉中5分钟的低温退火。
如此得到铜合金板材。需要说明的是，根据需求在中途进行表面切削，使铜合金板材的板厚统一为0.3mm。将其作为试样c05。
所得的试验体c05，其在制造条件方面与上述本发明的实施例的相异处如下：在2阶段的高温压延中，第2阶段高温压延的压下率小、且未以特定的形状比来进行；其结果为TD//(111)面积率为50%以下，TD的杨氏模量及挠曲系数未能满足本发明的要求特性。
(比较例106)···日本特开2010-126777号公报实施例1的条件
对于含有3.18质量%的Ti且剩余部分由铜构成的铜合金进行熔融制造，并使用纵型半连续铸造机进行铸造，从而得到厚度60mm的铸片。
将该铸片加热至950℃后取出并开始热压延。在该热压延，按照在750℃以上的温度区域的压延率为60%以上，且在未达700℃的温度区域也能进行压延的方式设定道次规程。另外，小于700℃～500℃之间的热压延率设定为42%，而热压延的最终道次温度设定为600℃～500℃之间。另外，由铸片开始的总热压延率约为95%。热压延后，以机械研磨去除(表面切削)了表层的氧化层。需要说明的是，关于上述在小于700℃的温度区域进行的高温压延，自上述公报无法得知明确的条件，因此是采用本发明申请时的一般条件、即形状比：3.7～4.5、应变速度：0.8～17.0/秒来进行的。
接着，进行压延率98%的冷压延后，进行固溶化处理。在该固溶化处理中，根据合金组成而在750℃～1000℃的温度区域中将温度设定为比该合金组成的固溶线高出30℃以上的温度，且将保持时间调整为5秒～5分钟的范围，由此来进行热处理，以使固溶化处理后的平均结晶粒径(孪晶间界并不视为晶界)为5μm～25μm。具体而言，在900℃进行15秒的热处理。
接着，对固溶化处理后的板材施以压延率15%的冷压延。
对于以此方式获得的板材进行在300℃～550℃的温度范围内、最长24小时的时效处理实验作为预备实验，从而根据合金组成而掌握可获得最大硬度的时效处理条件(时效温度TM(℃)、时效时间tM(分钟)、最大硬度HM(HV))。然后，将时效温度设定为TM±10℃的范围内的温度，同时将时效时间设定为比tM短且时效后的硬度为0.90HM～0.95HM的范围内的时间。
接着，对时效处理后的板材进行压延率10%的精冷压延后，进行于450℃的退火炉内保持1分钟的低温退火。
铜合金板材由上述方式获得。需要说明的是，根据需求在中途进行表面切削，使铜合金板材的板厚统一为0.15mm。将其作为试样c06。
对于所得的测试体c06，其在制造条件方面与上述本发明的实施例的相异处如下：在2阶段的高温压延中，第2阶段高温压延的压下率小、且未以特定的形状比来进行；其结果为TD//(111)面积率在50%以下，TD的杨氏模量及挠曲系数未能满足本发明的要求特性。
如上所述，根据本发明，能够实现例如作为连接器材料等车载部件或电气电子设备的板材(特别是其基体材料)的非常合适的特性。
本发明虽基于其实施例进行了说明，但除非我们有特别的指定，否则我们的意图不在于在说明的任何细节上限定本发明，本发明应当在不脱离本申请权利要求书所示的发明精神和范围的情况下可宽泛解释。
本申请要求基于2010年8月27日在日本提出专利申请的特愿2010-190859的优先权，其全部内容通过引用而作为本说明书记载的一部分内容合并于此。
符号说明
1    赋予初始应力时的试验片
2    去除负荷后的试验片
3    未加载应力时的试验片
4    试验台

Claims (18)

1.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.05质量%～1.0质量%的Cr、Zr、Ti中的任一种或两种或三种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
2.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.05质量%～1.0质量%的Cr、Zr、Ti中的任一种或两种或三种，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Fe、Co及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
3.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.1质量%～3.0质量%的Be、Ni中的任一种或两种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
4.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.1质量%～3.0质量%的Be、Ni中的任一种或两种，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Al、Fe、Co、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
5.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.5质量%～5.0质量%的Ni、Co中的任一种或两种，含有0.1质量%～1.5质量%的Si，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
6.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.5质量%～5.0质量%的Ni、Co中的任一种或两种，含有0.1质量%～1.5质量%的Si，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Fe、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
7.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.03质量%～5.0质量%的Ni、Fe、Sn的任一种或两种或三种，含有0.01质量%～0.3质量%的P，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
8.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.03质量%～5.0质量%的Ni、Fe、Sn中的任一种或两种或三种，含有0.01质量%～0.3质量%的P，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Zn、Si、Ag、Mn、B、Mg、Cr、Co、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
9.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.3质量%～2.0质量%的Mg、P，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
10.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有0.3质量%～2.0质量%的Mg、P，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、Ni、Cr、Fe、Co、Ti、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
11.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有1.5质量%～4.0质量%的Ti、Fe中的任一种或两种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
12.一种铜合金板材，其特征在于，
该铜合金板材具有下述合金组成：合计含有1.5质量%～4.0质量%的Ti、Fe中的任一种或两种，合计含有0.005质量%～2.0质量%的选自由Sn、Zn、Si、Ag、Mn、B、P、Mg、Ni、Cr、Co、Zr及Hf组成的组中的至少1种，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，
在EBSD测定的晶体取向分析中，关于朝向压延板的宽度方向TD的原子面的集结，具有(111)面的法线与TD所成的角的角度为20°以内的原子面的区域的面积率超过50%。
13.一种铜合金板材的制造方法，其是制造权利要求1～权利要求12中任一项所述的铜合金板材的方法，该制造方法的特征在于，对由形成所述铜合金板材的合金成分组成所构成的铜合金原料依序实施铸造[步骤1]、均质化热处理[步骤2]、第1种高温压延[步骤3]、冷却至动态再结晶温度以下[步骤4]、第2种高温压延[步骤5-1]以及冷压延[步骤6]。
14.一种铜合金板材的制造方法，其是制造权利要求1～权利要求12中任一项所述的铜合金板材的方法，该制造方法的特征在于，对由形成该铜合金板材的合金成分组成所构成的铜合金原料依序实施铸造[步骤1]、均质化热处理[步骤2]、第1种高温压延[步骤3]、水冷至室温的步骤[步骤4A]、再加热之后的第2种高温压延[步骤5-2]以及冷压延[步骤6]。
15.如权利要求13或14所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，在所述冷压延[步骤6]之后，依序进行固溶化热处理[步骤7]、热处理[步骤8]、精压延[步骤9]以及调质退火[步骤10]。
16.如权利要求13～权利要求15任一项所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，在所述第2种高温压延[步骤5-1]及[步骤5-2]中，下述式(1)所示的压延辊的接触弧长L(mm)除以压延道次的入口侧的板厚h1(mm)所得的值、即形状比L/h1为3.5以下，且下式(2)所表示的应变速度
Figure FDA00002819672900041
为0.5/秒以上，并且第2种高温压延的总加工率为60%以上，
式(1)
L = R ( h 1 - h 2 )
式中，R为压延辊的半径mm，h1为入口侧的板厚mm，h2为出口侧的板厚mm，
式(2)
ϵ · = V R h 1 · R ( 1 + r 4 ) r
式中，VR为辊圆周速度mm/sec，R为辊半径mm，h1为入口侧的板厚mm，r为压下率。
17.一种铜合金部件，其是由权利要求1～权利要求12中任一项所述的铜合金板材构成的。
18.一种连接器，其是由权利要求1～权利要求12中任一项的所述铜合金板材构成的。
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