JP2014015679A - 銅合金板材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】疲労特性、曲げ加工性に優れ、高い耐力を有し、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金板材であって、銅合金母相の平均結晶粒径が、５．０〜５０．０μｍであり、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が、５．０〜４０．０％であること特徴とする銅合金板材。
【選択図】 なし

Description

本発明は銅合金板材およびその製造方法に関し、詳しくは車載部品用や電気・電子機器用部品、例えば、リードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケット、モーターなどに適用される銅合金板材およびその製造方法に関する。

車載部品用や電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどの用途に使用される銅合金板材に要求される特性項目は、導電率、耐力（降伏応力）、引張強度、曲げ加工性、疲労特性などの向上がある。近年、電気・電子機器の小型化、軽量化、高機能化、高密度実装化や、使用環境の高温化に伴って、これらの要求特性が高まっている。

近年、リードフレーム、コネクタなどの車載部品用や電気・電子機器用部品は、高集積化、小型化および軽量化が進む傾向にあり、それに伴って、銅や銅合金の板材には、薄肉化の要求が高まっている。そのため、その材料に要求される強度レベルはより厳しいものとなっている。特に、自動車用コネクタなどは、激しい振動が繰り返し負荷される環境で使用されるため、その材料には、疲労破壊を生じ難い性質、すなわち高い疲労特性を有することが求められる。
リードフレーム、コネクタなどの車載部品用や電気・電子機器用部品の金属材料には、部品の動作、外部からの振動、あるいは部品の着脱に際し、弾性限内での曲げ応力が繰り返し与えられる。この場合の疲労クラックは曲げ加工部外周表面より発生し、このクラックが成長して部材の破壊へと至る。金属素材の表面に圧縮残留応力を付与すると、クラックの発生が抑制され、疲労寿命が増大する。

また、車載部品や電気・電子部品を構成するコネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの部品に使用される材料には、電気・電子機器の組み立て時や作動時に付与される応力に耐えう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求められる。

従来、一般的に電気・電子機器用材料としては、鉄系材料の他、リン青銅、丹銅、黄銅等の銅合金系材料も広く用いられている。これらの銅合金はＳｎやＺｎの固溶強化と、圧延や線引きなどの冷間加工による加工硬化の組み合わせにより強度を向上させている。この方法では、導電率が不十分であり、また、冷間加工率を高めることによって高強度を得ているために、曲げ加工性や耐応力緩和特性が不十分である。

これに替わる強化法として材料中に微細な第二相を析出させる析出強化がある。この強化方法は強度が高くなることに加えて、導電率を同時に向上させるメリットがあるため、多くの合金系で行われている。しかし、昨今の電子機器や自動車に使用される部品の小型化に伴って、使用される銅合金板材は、より高強度な銅合金系材料をより小さい半径で曲げ加工が施される様になっており、曲げ加工性に優れた銅合金板材が強く要求されている。従来のＣｕ−Ｔｉ系において、高い強度を得るには、圧延加工率を高めて大きな加工硬化を得ていたが、この方法は先述した様に曲げ加工性を劣化させてしまい、高強度と良好な曲げ加工性を両立することができなかった。

この、疲労強度、曲げ加工性、強度の各特性向上の要求に対して、結晶方位の制御によって解決する提案がいくつかなされている。たとえば、一般的な銅合金において以下のような開示がなされている。
特許文献１では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金において、結晶中の｛２２０｝面、｛３１１｝面、｛４２０｝面を高めると、異方性の高い結晶方位の配向性が高くなり、交差すべりを起こし易く、転位の蓄積が緩和され、これにより局所的な加工硬化が抑制されて、疲労破壊が遅延し、疲労特性が改善することを見出している。

特許文献２では、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金において、結晶中の｛２００｝面、｛２２０｝面からのＸ線回折強度Ｉがある条件を満たす様な結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。

特許文献３では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金、Ｃｕ−Ｂｅ系合金、Ｃｕ−Ｔｉ系において、結晶中の｛４２０｝面の回折強度が規定の値を満たすと、曲げ加工性、コネクタの成形性が向上することを見出している。

特許文献４では、Ｃｕ−Ｔｉ系合金において、｛２２０｝面の回折強度が規定の値を満たすと、強度と曲げ加工性が向上することを見出している。

特許文献５では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金において、結晶中の｛２００｝面の回折強度が規定の値を満たすと、引張り強さを７００ＭＰａ以上に保持しつつ、異方性が低く、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れることを見出している。

また、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金においては次のような開示がある。
特許文献６では、（３１１）面を発達させ、Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）≧０．５とすることでプレス打抜き性を向上させている。

特許文献７では、ＴｉとＴｉ以外の第三元素の添加量、２段階で行う熱間圧延の各段階での温度と圧延率、冷間圧延の加工率、溶体化処理条件、時効析出条件を変更することで、平均結晶粒径と銅合金板材の板面におけるＸ線回折強度Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有し、高強度かつノッチング後の曲げ加工性に優れる銅合金板材を提案している。

特許文献８では、均質化条件、熱間圧延の最終パス温度、熱間圧延の各パスの平均加工度に加え、２段階で行う溶体化処理条件、各溶体化処理の後に行う冷間圧延での加工度、時効条件を変更することで、高い強度と優れた曲げ加工性と高い寸法安定性を有する銅合金を提案している。

特許文献９では、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材において、｛１１１｝正極点上における極大値が、規定のすべての領域内に存在し、極大値が５．０以上１５．０以下となるよう集合組織を制御し、曲げ加工性を向上させている。

また、電気・電子機器用途に使用される銅合金板材に要求される特性項目の一つとして、板バネ疲労特性が高いことが求められている。近年、車載端子や電子部品用の端子は、激しい振動が繰り返し負荷される環境で使用されるため、その素材には疲労破壊を生じ難い性質、すなわち高い疲れ強さを有することが求められる。

上記特許文献１〜７に記載された発明においては、特定面からのＸ線回折による結晶方位の解析は、ある広がりを持った結晶方位の分布の中のごく一部の特性の面に関するものである。
特許文献１は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金板材の圧延面における粉末Ｘ線回折法による測定から、｛２２０｝、｛３１１｝、｛４２０｝の各面を満たす場合、異方性が高まり、これが疲労特性に寄与していると記載されているが、一般的に異方性が高い場合、コネクタ設計が困難であり、また、ＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）方向の強度が７５０ＭＰａ以下と低い。

特許文献２では、溶体化熱処理にて再結晶粒の平均粒径を制御し、｛２００｝結晶面を主方位成分とする再結晶集合組織を得ることで、強度と曲げ加工性を両立させている。工程においては、冷間圧延後の中間焼鈍にて、４５０〜６００℃にて１〜２０時間保持しており、本発明の条件とは大きく異なる。また、Ｉ｛２００｝の回折強度を高めることで曲げ加工性を改善しているが、曲げシワ低減、ヤング率、たわみ係数、疲労特性に関しては記載されていない。

特許文献３では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金、Ｃｕ−Ｂｅ系合金、Ｃｕ−Ｔｉ系において、結晶中の｛４２０｝面の回折強度が規定の値を満たすと、曲げ加工性、コネクタの成形性が向上することを見出しているが、ヤング率、たわみ係数、疲労特性については記載されていない。また、本発明例の組織が規定している結晶方位｛２３１｝＜３４６＞とは５０°以上の方位差があり、異なる組織を有している。

特許文献４では、Ｃｕ−Ｔｉ系合金において、｛２２０｝面の回折強度が規定の値を満たすと、強度と曲げ加工性が向上することを見出しているが、ヤング率、疲労特性については記載されていない。

特許文献５では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金において、結晶中の｛２００｝面の回折強度が規定の値を満たすと、引張り強さを７００ＭＰａ以上に保持しつつ、異方性が低く、曲げ加工性、耐応力緩和特性に優れることを見出しているが、本発明例とは合金系が異なる。

特許文献９では、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金板材において、｛１１１｝正極点上における極大値が、規定のすべての領域内に存在し、極大値が５．０以上１５．０以下となるよう集合組織を制御しているが、本発明例の規定する結晶方位の正極点上の領域とは完全に一致しない。
また、特許文献９では、Ｘ線回折測定を用いて｛１１１｝正極点上の極大値の範囲を規定しているが、組織の結晶粒径については記載されていない。
結晶方位の解析にＥＢＳＤ測定を用いることにより、従来のＸ線回折法による板面方向（ＮＤ）に対する特定原子面の集積の測定とは大きく異なり、三次元方向のより完全に近い結晶方位情報がより高い分解能で得られるため、曲げ加工性を支配する結晶方位について全く新しい知見を獲得することができる。

Ｃｕ−Ｔｉは、Ｔｉの酸化を防止するために、鋳造は不活性ガス中もしくは真空溶解炉で行う必要があるが、それでも、鋳塊には酸化物からなる粗大な晶出物および析出物が存在し、８０％以上の強加工（冷間圧延）の際にこれらの周りに転位、歪が導入され、Ｓ方位を成長させる再結晶溶体化熱処理にて方位回転を阻害する可能性が考えられる。

特開２０１０−２７０３３５号公報 特開２０１１−２６６３５号公報 特開２００９−３５７７５号公報 特開２０１１−２０８２４３号公報 特開２０１０−２７５６２２号公報 特開２００６−２４９５６５号公報 特開２０１０−１２６７７７号公報 特開２００７−２７０２６７号公報 特開２００６−２７４２８９号公報

上記のような問題点に鑑み、本発明の課題は、曲げ加工性に優れ、優れた強度を有し、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、電気・電子部品用途に適した銅合金板材について研究を行い、Ｃｕ−Ｔｉ系の銅合金において、曲げ加工性、強度、疲労特性を大きく向上させるために、Ｓ方位集積割合と曲げ加工性について相関があることを発見し、鋭意検討の末に、特定の銅合金組成において、特定の方位集合組織に制御することで、これら所望の特性を著しく向上させることができることを見出した。また、その結晶方位及び特性を有する銅合金板材において、さらに強度を向上させる働きのある添加元素を見出しさらに、それに加えて、本合金系において導電率や曲げ加工性を損なうことなく、強度を向上させる働きのある添加元素を見出した。また、上記の様な結晶方位を実現するための特定の工程を有してなる製造方法を見出した。本発明は、これらの知見に基づいてなされるに至ったものである。

すなわち、本発明によれば、以下の手段が提供される。
（１）Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金板材であって、銅合金母相の平均結晶粒径が、５．０〜５０．０μｍであり、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５．０〜４０．０％であること特徴とする銅合金材料。
（２）Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、さらにＳｉ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で０．００５〜１．０質量％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金板材であって、銅合金母相の平均結晶粒径が、５．０〜５０．０μｍであり、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５．０〜４０．０％であることを特徴とする銅合金板材。
（３）（１）または（２）に記載の銅合金板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える組成から成る銅合金に、０．１〜１００℃／秒の冷却速度での鋳造（工程１）、８００〜１０２０℃で３分から１０時間の均質化熱処理（工程２）、７００〜１０２０℃での熱間圧延（工程３）、水冷（工程４）、加工率８０〜９９．８％の冷間圧延（工程６）、昇温速度１〜３０℃／秒で加熱し、１００〜４００℃まで到達後、張力を１００〜３００ＭＰａとするテンションレベラーによる矯正（工程７）、加工率２〜５０％の冷間圧延（工程８）、６００〜１０００℃で５秒〜１時間の中間溶体化熱処理（工程９）、４００〜７００℃で５分〜１時間の時効析出熱処理（工程１０）、圧延率３〜２５％の仕上げ冷間圧延（工程１１）をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
（４）前記仕上げ冷間圧延の後、２００〜６００℃で５秒〜１０時間の調質焼鈍（工程１２）を施すことを特徴とする（３）に記載の銅合金板材の製造方法。
（５）前記（１）または（２）に記載の銅合金板材からなるコネクタ。

本発明の銅合金板材は、優れた、強度、疲労特性、曲げ加工性を示し、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや端子材、リレー、スイッチなどに特に適した性質を有する。また、本発明の製造方法によれば、上記銅合金板材を好適に製造することができる。

本発明の銅合金板材は、Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる組成を有し、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５．０〜４０．０％であるため、強度、疲労特性、曲げ加工性の各特性に優れ、自動車車載用や電気・電子機器の用途に好適な銅合金を提供することができる。

図１は、板バネ疲労試験の試験方法の説明図である。 図２は、ＥＢＳＤ法による測定結果の表示方法を表す模式図である。ステップサイズ０．０５μｍで測定した結晶方位の情報は、六角形の１ピクセルごとに出力される。

本発明の銅合金板材の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。ここで、「銅合金材料」とは、（加工前であって所定の合金組成を有する）銅合金素材が所定の形状（例えば、板、条、箔、棒、線など）に加工されたものを意味する。その中で、板材とは、特定の厚みを有し形状的に安定しており面方向に広がりをもつものを指し、広義には条材を含む意味である。本発明において、板材の厚さは、特に限定されるものではないが、本発明の効果が一層よく顕れ実際的な用途に適合することを考慮すると、０．０１〜１．０ｍｍが好ましく、０．０３〜０．５ｍｍがより好ましい。さらに好ましくは、０．０５〜０．３ｍｍである。

なお、本発明の銅合金板材は、その特性を圧延板の所定の方向における原子面の集積率で規定するものであるが、これは銅合金板材としてそのような特性を有しておれば良いのであって、銅合金板材の形状は板材や条材に限定されるものではない。本発明では、管材も板材として解釈して取り扱うことができるものとする。

銅合金材料の疲労特性を改善するために、本発明者らは板バネの疲労特性に寄与する結晶方位について調査した。材料に一定の疲労を加えている場合（疲労特性の測定中）、巨視的には弾性範囲内の応力でも、微視的にはごく一部の原子が非弾性的な挙動の振る舞いを起こすことがある。これにより、結晶粒内に微小なすべり帯が発生する。すべり変形が生じた後、結晶粒界に沿うようにして微小き裂が生じ、これが繰り返し数に伴い進展することで材料の破断に至る。
これに対して、結晶中にＳ方位｛２３１｝＜３４６＞の面積率を５〜４０％に高めることで、疲労寿命が向上する効果が得られる。これは、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞のテイラー因子に起因するもので、圧延平行方向、垂直方向のいずれも、他の方位と比べてテイラー因子が高い傾向であるため、個々の結晶粒でのすべり変形が生じにくく、多結晶における微視的な原子の非弾性的な挙動の発生頻度が減少し、き裂の発生が抑制されるためであると考えられる。

また、銅合金材料の曲げ加工性を改善するために、本発明者らは曲げ加工部に発生するクラックの発生原因について調査した。その結果、曲げ加工性に劣る材料の特徴として、傾角の大きい結晶粒界の周辺で転位や加工硬化が局所的に蓄積し、応力が集中してクラックに至っていることが解った。その対策として、傾角の大きい結晶粒界の割合を低減するために、結晶方位を揃えることが有効であることを知見した。すなわち、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５〜４０％の場合に、良好な曲げ加工性を示すことを見出した。この単方位性が高いほど曲げ加工性に優れ、この面積率は好ましくは７〜３５％、さらに好ましくは１０〜３０％である。

また上記各銅合金板材において、銅合金母相の平均結晶粒径は、好ましくは５μｍ以上５０μｍ以下であり、より好ましくは７μｍ以上４５μｍ以下である。特に好ましくは１０μｍ以上４０μｍ以下である。

［ＥＢＳＤ法］
本明細書における結晶方位の表示方法は、銅合金板材の長手方向（ＬＤ：Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）｛板材の圧延方向（ＲＤ：Ｒｏｌｌｉｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に等しい｝をＸ軸、板幅方向（ＴＤ：Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｔｉｏｎ）をＹ軸、板材の厚さ方向｛板材の圧延法線方向（ＮＤ：Ｎｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に等しい｝をＺ軸とする直角座標系を取り、銅合金板材中の各領域において、Ｚ軸に垂直な（圧延面（ＸＹ面）に平行な）結晶面の指数（ｈｋｌ）と、Ｘ軸に垂直な（ＹＺ面に平行な）結晶面の指数［ｕｖｗ］とを用いて、（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］の形で表す。また、（１３２）［６−４３］と（２３１）［３−４６］などのように、銅合金の立方晶の対称性のもとで等価な方位については、ファミリーを表すカッコ記号を使用し、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞と表す。

本発明における上記結晶方位の解析には、ＥＢＳＤ（電子後方散乱回折）法を用いた。ＥＢＳＤ法とは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ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菊池線回折を利用した結晶方位解析技術のことである。結晶粒を２００個以上含む、１ミクロン四方の試料面積に対し、０．０５ミクロンなどのステップでスキャンし、方位を解析した。測定面積およびスキャンステップは試料の結晶粒の大きさによって調整した。結晶方位の面積率は、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞の理想方位から±２０°以内の面積の全測定面積に対する割合である。ＥＢＳＤによる方位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の深さまでの方位情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さいため、本明細書中ではＳ方位の面積率として記載した。また、方位分布は板厚方向に変化しているため、ＥＢＳＤによる方位解析は板厚方向に何点かを任意にとって平均を取ることが好ましい。

ここで、ＥＢＳＤ測定の特徴について、Ｘ線回折測定との対比として説明する。
まず１点目に挙げられるのは、Ｘ線回折法で測定可能なのは、ブラッグの回折条件を満足し、かつ充分な回折強度が得られる、ＮＤ／／（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（４２０）面の５種類である。例えばＮＤ／／（５１１）面やＮＤ／／（９５１）面などの高指数で表現される結晶方位については、測定が困難である。即ち、ＥＢＳＤ測定を採用することにより、初めて、それらの高指数で表現される結晶方位に関する情報が得られ、それにより特定される金属組織と作用の関係が明らかになる。なお、本発明のＳ方位｛２３１｝＜３４６＞は、高指数であるため、Ｘ線回折測定は困難である。

２点目は、Ｘ線回折はＮＤ／／{ｈｋｌ}の±０．５°程度に含まれる結晶方位の分量を測定しているのに対し、ＥＢＳＤ測定によれば菊池パターンを利用するため、特定の結晶面に限定されない。そのため、広範な金属組織に関する情報が網羅的に得られ、合金材料全体としてＸ線回折では特定することが難しい状態が明らかになる。
以上のとおり、ＥＢＳＤ測定とＸ線回折測定とで得られる情報はその内容及び性質が異なる。
なお、本明細書において特に断らない限り、ＥＢＳＤ測定は、銅合金板材のＮＤ方向に対して行ったものである。

また、本実施形態において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内の領域の面積率の測定は、１２８×１０^４μｍ^２（８００μｍ×１６００μｍ）以上の試料面積に対し、０．０５μｍのステップでスキャンし、結晶方位を解析した結果に基づくものである。すなわち、面積率は材料の任意の１２８×１０^４μｍ^２以上の領域における面積率である。また、測定面積は２００個以上の結晶粒が含まれることを基準とし、測定面積が充分でない場合は、２〜５視野の観察を行って、それらを平均することが好ましい。

［Ｓ方位以外の方位］
先述した通り、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５〜４０％の場合に、良好な曲げ加工性を示す。しかし、銅合金板材の合金中には、上記範囲のＳ方位の他に、Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞、Ｃｏｐｐｅｒ方位｛１２１｝＜１１１＞、Ｂｒａｓｓ方位｛１１０｝＜１１２＞、Ｇｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞、Ｒ１方位｛３５２｝＜３５８＞、ＲＤＷ方位｛１０２｝＜０１０＞などが発生する。本発明においては、観測される全方位の面積に対して、Ｓ方位の面積率が上記の範囲にあれば、合金中にこれらの方位成分を含んでいることは許容される。

［平均結晶粒径］
本発明の銅合金板材の平均結晶粒粒径の算出は下記の通り行う。
まず、ＴＳＬ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、ＥＢＳＤ測定結果１２８×１０^４μｍ^２（８００×１６００μｍの範囲内）において、大角粒界（２０°以上）を結晶粒界とし、結晶粒の特定を行った。なお、先述の通り１測定点のステップサイズは０．０５μｍである。
続いて、結晶粒内のピクセル数をカウントすることで、各結晶粒の面積を算出し、これを平均化することで、平均結晶粒面積を求めた。具体的には、それぞれのピクセルを図２に示すように六角形として計算している。図２に示した条件では、１ピクセルあたりの面積は２．１７×１０^−３μｍ^２である。従って、それぞれの結晶粒内のピクセル数を数えることで一結晶粒あたりの面積を求め、この値の平均値をとれば、測定範囲内の結晶粒の平均面積を求めることができる。
最後に、このようにして求めた平均結晶粒面積を平均結晶粒径に変換した。この換算は、１つの結晶粒を円形であると仮定している。即ち、平均結晶粒面積を有する円の直径を平均結晶粒径として算出した。
本願では、このようにして結晶粒の平均粒径を算出し、平均結晶粒と称している。

［Ｔｉ］
本発明において、銅（Ｃｕ）に添加するチタン（Ｔｉ）について、添加量を制御することにより、Ｃｕ−Ｔｉ化合物を析出させて銅合金の強度を向上させることができる。Ｔｉの含有量は１．０〜５．０質量％、好ましくは２．０〜４．０質量％、より好ましくは２．５〜３．５質量％である。Ｔｉはこの規定範囲よりも添加量が多いと導電率を低下させ、また、少ないと強度が不足する。なお、本発明に係る銅合金のように第二合金成分としてＴｉを含有するものを「Ｔｉ系銅合金」と呼ぶことがある。

［副添加元素］
次に本合金への副添加元素の効果について示す。好ましい副添加元素としては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒが挙げられる。これらの副添加元素の含有量は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒからなる群から選ばれた少なくとも１種の総量で１質量％以下であると導電率を低下させる弊害を生じないため好ましい。添加効果を充分に活用し、かつ導電率を低下させないためには、この総量で、０．００５〜１．０質量％であることが好ましく、０．０１〜０．９質量％がさらに好ましく、０．０３〜０．８質量％であることが特に好ましい。以下に、各元素の添加効果の例を示す。

（Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ）
Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、添加することで耐応力緩和特性を向上させる。それぞれを単独で添加した場合よりも併せて添加した場合に相乗効果によって更に耐応力緩和特性が向上する。また、半田脆化が著しく改善する効果がある。

（Ｍｎ、Ａｇ、Ｂ、Ｐ）
Ｍｎ、Ａｇ、Ｂ、Ｐは、添加することで熱間加工性を向上させるとともに、強度を向上させる。

（Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ）
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅは、化合物や単体で微細に析出し、析出硬化に寄与する。また、化合物として５０〜５００ｎｍの大きさで析出し、結晶粒成長を抑制することによって結晶粒径を微細にする効果があり、曲げ加工性を良好にする。

（Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉ）
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉは、それぞれの添加量を制御することにより、Ｎｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉの化合物を析出させて銅合金の強度を向上させることができる。例えば、Ｎｉ−Ｓｉ系では化合物Ｎｉ_２Ｓｉ相が銅合金の母相（マトリックス）中に析出して引張強度および導電性の向上に寄与する。

［銅合金板材の製造方法］
次に、本発明の銅合金板材の好ましい製造方法について説明する。
従来の析出型銅合金の製造方法は、銅合金素材を鋳造［工程１］して鋳塊を得て、これを均質化熱処理［工程２］し、熱間圧延［工程３］、水冷［工程４］、面削［工程５］、冷間圧延［工程６］をこの順に行い薄板化し、加工温度と張力を調整したテンションレベラー[工程７]により、部分的再結晶と転位付与を行う。次に、冷間圧延[工程８]を行い、７００〜１０００℃の温度範囲で中間溶体化熱処理［工程９］を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理［工程１０］と仕上げ冷間圧延［工程１１］によって必要な強度を満足させるものである。この一連の工程の中で、銅合金板材の集合組織は、中間溶体化熱処理中［工程９］に起きる再結晶によっておおよそが決定し、仕上げ圧延［工程１１］中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。

上記従来法に対して、本発明の一実施形態においては、熱間圧延［工程３］後に、水冷［工程４］、面削［工程５］し、冷間圧延［工程６］により圧延率８０〜９９．８％で圧延し、その後に、完全に再結晶しない程度に昇温速度１〜３０℃／秒にて１００〜４００℃まで到達後、張力を１００〜３００ＭＰａで矯正を行うテンションレベラーによる矯正（単に、「テンションレベラーによる矯正」とも表記する）［工程７］を行い、更に、２〜５０％の加工率の冷間圧延［工程８］を行うことによって、中間溶体化熱処理［工程９］の再結晶集合組織においてＳ方位の面積率が増加する。また、中間溶体化熱処理［工程９］後には、時効析出熱処理［工程１０］、仕上げ冷間圧延［工程１１］及び調質焼鈍［工程１２］を施してもよい。

以下に、各工程の条件をより詳細に設定した好ましい一実施態様について記載する。
少なくともＴｉを好ましくは１．０〜５．０質量％、より好ましくは１．５〜４．０質量％、さらに好ましくは２．０〜３．５質量％含有し、他の前記副添加元素については適宜含有するように元素を配合し、残部がＣｕと不可避不純物から成る銅合金素材を用意する。この銅合金素材を高周波溶解炉により溶解し、これを好ましくは０．１〜１００℃／秒、より好ましくは１．０〜８０℃／秒、さらに、好ましくは５．０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却して鋳造［工程１］し、鋳塊を得る。これを好ましくは８００〜１０２０℃で３分から１０時間、より好ましくは８５０〜１０００℃で５分〜８時間、さらに好ましくは９００〜９８０℃で１０分〜５時間の均質化熱処理［工程２］した後、好ましくは７００〜１０２０℃、より好ましくは７５０〜９５０℃、さらに好ましくは８００〜９００℃で熱間加工［工程３］を行った後に水焼入れ（水冷［工程４］に相当）を行う。この後、必要により、酸化スケール除去のために面削［工程５］を行ってもよい。その後に、好ましくは加工率８０〜９９．８％、より好ましくは８５〜９９％、さらに好ましくは９０〜９８％の冷間圧延［工程６］する。

次に好ましくは昇温速度１〜３０℃／秒、より好ましくは５〜２５℃／秒、さらに好ましくは１０〜２０℃／秒で加熱し、好ましくは１００〜４００℃、より好ましくは１５０〜３５０℃、さらに好ましくは１８０〜３３０℃まで到達後、張力を好ましくは１００〜３００ＭＰａ、より好ましくは１２５〜２７５ＭＰａ、さらに好ましくは１５０〜２５０ＭＰａとするテンションレベラーによる矯正［工程７］を行う。更に、好ましくは加工率が２〜５０％、より好ましくは５〜４５％、さらに好ましくは１０〜４０％の冷間圧延［工程８］を行う。次に、好ましくは６００〜１０００℃で５秒〜１時間、より好ましくは７００〜９７５℃で１０秒〜４５分間、さらに好ましくは７５０〜９５０℃で２０秒〜３０分間の中間溶体化熱処理［工程９］を行う。

この後、好ましくは４００〜７００℃で５分〜１０時間、より好ましくは４２５〜６５０℃で１０分〜８時間の時効析出熱処理［工程１０］を行う。次に、加工率が好ましくは３〜２５％、より好ましくは５〜２０％の仕上げ冷間圧延［工程１１］を行う。その後、好ましくは２００〜６００℃で５秒〜１０時間、より好ましくは２５０〜５５０℃で１０秒〜８時間の調質焼鈍［工程１２］を行ってもよい。以上の方法によって、本発明の銅合金板材を得ることができる。

本実施形態において、熱間圧延［工程３］では、再熱温度から７００℃の温度域で、鋳造組織や偏析を破壊し均一な組織にするための加工と、動的再結晶による結晶粒の微細化のための加工を行う。水冷［工程４］では、冷却速度は、１０℃／秒以上が好ましく、より好ましくは５０℃／秒以上であり、さらに好ましくは１００℃／秒以上であり、実用上の上限の範囲内でできる限り速い冷却速度が望ましい。面削［工程５］では、表面上の酸化皮膜除去のため厚さ１ｍｍ前後を面削する。冷間圧延［工程６］は、工程８の冷間圧延で適正な加工率なるよう、所定の板厚まで加工することが目的である。

テンションレベラーによる矯正［工程７］にて合金中の組織を全面再結晶させない程度に上述の熱処理を行った後、加工率２〜５０％の冷間圧延［工程８］を行い、中間溶体化熱処理［工程９］での再結晶集合組織においてＳ方位の面積率が増加する。ここで、中間溶体化熱処理［工程９］前のテンションレベラーによる矯正［工程７］の焼鈍（熱処理）到達温度を本発明の規定値より高すぎると、酸化スケールが形成され好ましくない。このため、テンションレベラーによる矯正［工程７］での焼鈍到達温度は４００〜７００℃とする。中でも特に、一義的には断定しがたいが、テンションレベラーによる矯正［工程７］にて焼鈍到達温度を指定すること、冷間圧延［工程８］での加工率を調整することによりＳ方位の面積率が増加する傾向がある。つまり、テンションレベラーによる矯正［工程７］では、焼鈍到達温度に保持することはなく、所定の昇温速度で加熱して、目標とする焼鈍到達温度に到達したら、直ちに加工し空冷で冷却する。
ここで、テンションレベラーによる矯正［工程７］の昇温速度が遅すぎると、結晶粒成長が進行し結晶粒が粗大化し曲げシワが大きくなってしまう。昇温速度が速すぎると、Ｓ方位が十分に発達せず、疲労特性、曲げ加工性が劣る。また、焼鈍到達温度が規定値より低すぎる場合、Ｓ方位が発達せず、疲労特性、曲げ加工性が劣り、規定値より高すぎる場合は、結晶粒成長が進行し結晶粒が粗大化し曲げ加工表面に発生するシワが大きくなり特性が劣る。

また、上述したように、加工率８０〜９９．８％の冷間圧延［工程６］のような強加工を施すことにより、鋳造で生じる粗大な晶出物、析出物の周りに転位、歪が導入され、Ｓ方位を成長させる中間溶体化熱処理［工程９］にて方位回転を阻害する可能性が考えられる。しかし、テンションレベラーによる矯正［工程７］を施すことによって、ここでの転位、歪が開放される。このため、中間溶体化熱処理［工程９］ではＳ方位成長の阻害は抑制される。

冷間圧延［工程８］では、加工率が規定値より低すぎると、加工歪が小さ過ぎて、中間溶体化熱処理［工程９］にて結晶粒径が粗大化し、曲げシワが大きくなり特性が劣る。加工率が規定値より高すぎると、Ｓ方位が十分に発達せず、疲労特性と曲げ加工性が劣る。

中間溶体化熱処理［工程９］では、熱処理温度が低過ぎると溶質元素の固溶が不十分で、時効析出硬化量不足し、また、Ｓ方位結晶粒の成長が不十分となり、高すぎると溶質元素の固溶は十分であるが、結晶粒径が粗大化してしまう。また、熱処理時間が短すぎるとＳ方位結晶粒の成長が不十分となり、長すぎると結晶粒径が粗大化してしまう。

中間溶体化熱処理［工程９］後には、必要に応じて冷却（除冷・急冷）を行い、時効析出熱処理［工程１０］、仕上げ冷間圧延［工程１１］、調質焼鈍［工程１２］を施す。ここで、時効析出熱処理［工程１０］の処理温度は、中間溶体化熱処理［工程９］の処理温度よりも低い。また、調質焼鈍［工程１２］の処理温度は、中間溶体化熱処理［工程９］の処理温度よりも低い。

再結晶集合組織においてＳ方位の面積率を増加させるために、仕上げ冷間加工［工程１１］を行う。なおかつ結晶方位を一定方向に制御することでＳ方位の発達に寄与する。

冷間圧延［工程６］により更なる加工歪を入れ、テンションレベラーによる矯正［工程７］にて、昇温速度１〜３０℃／秒、到達温度１００〜４００℃にて張力を１００〜３００ＭＰａで矯正・加工を加えることで、中間溶体化処理［工程９］で生じる再結晶集合組織においてＳ方位の面積率が増加する。テンションレベラーによる矯正［工程７］では完全には再結晶しておらず、部分的に再結晶している亜焼鈍組織を得ることが目的である。冷間圧延［工程８］では、加工率２〜５０％の圧延によって、微視的に不均一な歪を導入することが目的である。テンションレベラーによる矯正［工程７］と冷間圧延［工程８］の作用効果によって、中間溶体化処理［工程９］におけるＳ方位の成長を可能にする。通常、中間溶体化処理［工程９］のような熱処理は次工程での荷重を低減するために銅合金板材を再結晶させて強度を落とすことが主目的であるが、本発明ではその目的とは異なる。

上記各圧延工程での加工率（圧下率、断面減少率とも言う。以下の比較例で言う圧延率も同義である。）は、圧延工程前の板厚ｔ_１と圧延工程後の板厚ｔ_２を用いて、下式の様に算出される値をいう。
加工率（％）＝（（ｔ_１−ｔ_２）／ｔ_１）×１００
材料表面のスケールのための面削、バフ研磨、酸洗浄などによる溶解を、必要に応じて行ってもよい。
各熱処理や圧延の後に、板材表面の酸化や粗度の状態に応じて酸洗浄や表面研磨を行っても、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞の面積率が本発明の範囲内であれば問題はない。

［銅合金板材の特性］
上記内容を満たすことで、例えばコネクタ用銅合金板材に要求される特性を満足することができる。本発明において、銅合金板材は下記の特性を有することが好ましい。
板バネ疲労特性は、負荷応力５００ＭＰａでの繰り返し回数が１０^６回以上であることが好ましい。更に好ましくは１０^７以上である。この詳細な測定条件は、特に断らない限り実施例に記載の通りである。

０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であることが好ましい。更に好ましくは９００ＭＰａ以上である。０．２％耐力の上限値は、特に制限はないが、通常、１１００ＭＰａ以下である。この詳細な測定条件は特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。

曲げ加工性が９０°Ｗ曲げ試験においてクラックがなく、曲げシワの小さい曲げ加工が可能な最小曲げ半径（ｒ）を板厚（ｔ）で割った値（ｒ／ｔ）が１以下であることが好ましい。この詳細な測定条件は特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。ここで、圧延方向に垂直に切出した供試材において、曲げの軸が圧延方向に直角になるようにＷ曲げしたものをＧＷ（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）、曲げの軸が圧延方向に平行になるようにＷ曲げしたものをＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ）という。

導電率が５％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。より好ましくは導電率が８％ＩＡＣＳ以上、さらに好ましくは導電率が１０％ＩＡＣＳ以上である。導電率の上限値は、特に制限はないが、通常、２５％ＩＡＣＳ以下である。この詳細な測定条件は特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。

以下に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

（実施例１）
本発明例１〜本発明例１２、比較例１〜比較例１２について、表１に示す組成となるように、主原料ＣｕとＴｉ、試験例によってはそれ以外の副添加元素を配合し、溶解・鋳造した。
すなわち、Ｔｉ等を表１に示した量含有し、残部がＣｕと不可避不純物から成る合金を高周波溶解炉により溶解し、これを０．１〜１００℃／秒の冷却速度で鋳造［工程１］して鋳塊を得た。これを８００〜１０２０℃で３分から１０時間の均質化熱処理［工程２］後、１０２０〜７００℃で熱間加工［工程３］を行った。その後、水焼入れ（水冷［工程４］に相当）し、酸化スケール除去のために面削［工程５］を行った。

その後、加工率８０〜９９．８％の冷間圧延［工程６］、次に昇温速度１〜３０℃／秒で加熱し、１００〜４００℃まで到達後、張力を１００〜３００ＭＰａとするテンションレベラーによる矯正[工程７]を行い、更に、２〜５０％の加工率の冷間圧延［工程８］、６００〜１０００℃で５秒〜１時間の中間溶体化処理［工程９］を実施した。

次に、４００〜７００℃で５分〜１時間の時効析出熱処理［工程１０］を行い、３〜２５％の圧延率で仕上げ冷間圧延［工程１１］、２００〜６００℃で５秒〜１０時間の調質焼鈍［工程１２］を行って供試材とした。

比較例では、表２の通り、テンションレベラーによる矯正［工程７］と冷間圧延［工程８］で前記条件から外して実施したものがある。これらの供試材の組成、テンションレベラーによる矯正［工程７］と冷間圧延［工程８］での条件、および得られた特性を、本発明例および比較例について、表１、表２に示す。各熱処理や圧延の後に、材料表面の酸化や粗度の状態に応じて酸洗浄や表面研磨を行った。なお、熱間加工［工程３］での加工温度は、圧延機の入り側と出側に設置してある放射温度計により測定した。

これらの供試材について下記の特性調査を行った。ここで、供試材の厚さは０．１５ｍｍとした。評価結果を表２に示す。

ａ．Ｓ方位の面積率
ＥＢＳＤ法により、測定面積が１２８×１０^４μｍ^２（８００μｍ×１６００μｍ）、スキャンステップは０．０５μｍの条件で測定を行った。スキャンステップは微細な結晶粒を測定するため、０．０５μｍステップで行った。解析では、１２８×１０^４μｍ^２のＥＢＳＤ測定結果から、Ｓ方位の面積率、平均結晶粒面積、結晶粒の個数を確認した。電子線は走査電子顕微鏡のＷフィラメントからの熱電子を発生源とした。なお、測定時のプローブ径は、約０．０１５μｍである。
ＥＢＳＤ法の測定装置には、（株）ＴＳＬソリューションズ製 ＯＩＭ５．０（商品名）を用いた。

ｂ．銅合金母相の平均結晶粒径
ＥＢＳＤ法による測定結果から、１２８×１０^４μｍ^２の測定面積中の結晶粒径の平均値を、母相の平均結晶粒径とした。

ｃ．疲労特性
疲労特性は、ＪＣＢＡ Ｔ３０８：２００１（銅および銅合金薄板条の疲労特性試験方法）に準拠し、圧延平行・垂直方向の測定を行った。図１に説明図を示した（板バネ疲労試験）。試験片１はその一端が固定部２に挟まれて固定され、他端が上下方向に振動するナイフエッジ２に挟まれて曲げられる。試験片１の幅は、１０ｍｍ±０．２ｍｍ、試験片１の固定トルクは、固定部３の下部２Ｎ・ｍ、上部３Ｎ・ｍである。試験片１の負荷応力値は、下記の式（ａ）にて求めた。
５００ＭＰａの負荷応力にて試験を行い、材料が破断するまでの繰り返し回数を求めた。破断までの繰り返し回数が、圧延平行・垂直方向のいずれも１０^７回以上を示したものを○印で表し、圧延平行・垂直方向のいずれか、もしくはいずれも１０^７回未満のものを×印で表した。
疲労試験機には、アカシ製作所製、薄板疲労試験機（型式ＡＳＴ５２Ｂ）を用いた。

σ＝（３×Ｅ×ｔ×δ）／（２×ｌ^２） ・・・ （ａ）
σ：最大曲げ応力（Ｎ／ｍｍ^２）
δ：たわみ量（試験片に与える片振幅）（ｍｍ）
ｌ：試験片セット長さ（ｍｍ）
ｔ：試験片厚さ（ｍｍ）
Ｅ：たわみ係数（Ｎ／ｍｍ^２）

ｄ．１８０°密着Ｕ曲げ試験
板材を幅１０ｍｍ、長さは３５ｍｍとなるように加工した。これに曲げの軸が圧延方向に平行になるようにＷ曲げしたものをＧＷ（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）、圧延方向に垂直になるようにＷ曲げしたものをＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ）とし、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ―Ｔ３０７（２００７）に準拠して９０°Ｗ曲げ加工後、圧縮試験機にて内側半径を付けずに１８０°密着曲げ加工を行った。曲げ加工表面を１００倍の走査型電子顕微鏡で観察し、クラックの有無を調査した。クラックの無いものを○印で表し、クラックのあるものを×印で表した。ここでのクラックのサイズは、最大幅が３０〜１００μｍ、最大深さが１０μｍ以上である。

ｅ．０．２％耐力［ＹＳ］：
圧延平行方向、垂直方向から切り出したＪＩＳ Ｚ２２０１−１３Ｂ号の試験片をＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて３本測定し、その平均値を示した。

ｆ．導電率［ＥＣ］
２０℃（±０．５℃）に保たれた恒温槽中で四端子法により比抵抗を計測して導電率を算出した。なお、端子間距離は１００ｍｍとした。
表２に示すように、本発明例１〜本発明例１２の製造方法で、テンションレベラーによる矯正［工程７］は、昇温速度１〜３０℃／秒、到達温度は１００〜４００℃、張力は１００〜３００ＭＰａにて熱処理および加工を加えた。比較例１〜１２では、本発明の製造方法における規定を満たさない場合を示した。比較例１、２、１１、１２はＴｉ成分が範囲外であり、比較例１〜比較例１２のテンションレベラーによる矯正[工程７]は、比較例２、３、４、９、１０、１１、１２は加熱温度が範囲外であり、比較例１、２、３、４、５、６は張力が範囲外であった。

表２に示すように、本発明例１〜本発明例１２の製造方法で、テンションレベラーによる矯正［工程７］は、昇温速度１〜３０℃／秒、到達温度は１００〜４００℃、張力は１００〜３００ＭＰａにて熱処理および加工を加えた。比較例１〜１２では、本発明の製造方法における規定を満たさない場合を示した。比較例１、２、１１、１２はＴｉ成分が範囲外であり、比較例１〜比較例１２のテンションレベラーによる矯正[工程７]は、比較例２、３、４、９、１０、１１、１２は加熱温度が範囲外であり、比較例１、２、３、４、５、６は張力が範囲外であった。

表２に示すように、本発明例１〜本発明例１２は、疲労特性、曲げ加工性、耐力に優れた。しかし、比較例１〜１２に示すように、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣る結果となった。本発明例１〜本発明例１２の、テンションレベラーによる矯正［工程７］の熱処理では、固溶温度より低い温度域で熱処理することによって、合金中の結晶方位回転を促進し、最終的にＳ方位の面積率を高め、疲労特性と曲げ加工性を改善した。本発明例１〜本発明例１２は、いずれも５％以上となった。本発明例１〜本発明例１２の母相の平均結晶粒径は５〜５０μｍの範囲内、疲労特性、曲げ加工性はいずれも規定の特性の範囲内であった。

一方、比較例１、２、３、４、８、９、１０、１１では、Ｓ方位の面積率が範囲外であった。その中でも、比較例８、９、１０、１１は、Ｓ方位の面積率が４０．０％より高く、ＧＷの疲労特性と曲げ加工性は規定値内だが、０．２％耐力が規定値７００ＭＰａ以下となった。また、ＢＷ側の疲労特性と曲げ加工性が劣っていた。

（従来例）
下記の表３に記載された合金組成（残部は銅（Ｃｕ））の銅合金に対して、テンションレベラーによる矯正［工程７］を行わない以外は前記実施例１と同様にして銅合金板材を作製した。得られた銅合金板材の供試材について、前記実施例１と同様の方法で評価を行った。その結果を表３にあわせて示す。

表３から明らかなように、テンションレベラーによる矯正［工程７］を介さずに作製した従来例１〜３の銅合金板材は、所定の合金組成と、製造工程［工程７］以外の製造条件を採用しても、いずれもＳ方位の面積率が少なく、結晶粒径が粗大になっており、疲労特性や１８０°曲げ加工性が劣っていた。

これらとは別に、従来の製造条件により製造した銅合金板材について、本発明に係る銅合金板材との相違を明確化するために、その従来の製造条件で銅合金板材を作製し、上記と同様の特性項目の評価を行った。なお、各板材の厚さは特に断らない限り上記実施例と同じ厚さになるように加工率を調整した。

（比較例１０１）・・・特開２０１１−２０８２４３号公報（特許文献４）の条件
溶製にて３．０質量％のＴｉを添加し、残部銅および不可避不純物の組成を有するインゴットに対して、９５０℃で３時間加熱する均質化焼鈍の後、９００〜９５０℃で熱間圧延を行い、板厚１０ｍｍの熱延板を得た。熱延板の面削後、冷間圧延して素条の板厚（２．０ｍｍ）とし、素条での第１次溶体化処理を行った。第１次溶体化の条件は、８５０℃で１０分間加熱とした。次いで、中間の冷間圧延では最終板厚が０．１０ｍｍとなるように調整して冷間圧延した後、急速加熱が可能な焼鈍炉に挿入して最終の溶体化処理を行い、その後水冷した。このときの加熱条件は、材料温度がＴｉの固溶限が添加量と同じになる温度（Ｔｉ濃度３．２質量％で約８００℃、Ｔｉ濃度２．０質量％で約７３０℃、Ｔｉ濃度５．０質量％で約８８５℃）を基準として熱処理を行った。次いで、到達温度４００℃、保持時間０．４ｈにて焼鈍した後、加工率２５％で最終冷間圧延し、３５０℃、６ｈで時効処理を行った。結果、得られた試験片は上記本発明に係る実施例とは製造条件が異なり、組織についても、Ｓ方位が５％未満であり、疲労特性、曲げ加工性について、本発明の要求特性を満たさない結果となった。

（比較例１０２）・・・特開２００６−２７４２８９号公報（特許文献９）の条件
電気銅２ｋｇを高周波真空溶解炉にて溶解し、溶湯成分がＣｕ−３．０％ＴｉとなるようにＴｉを添加した後、板厚３０ｍｍ×幅６０ｍｍ×長さ１２０ｍｍのインゴットを鋳造した。次に、このインゴットを９００℃に加熱し、この温度に１時間保持後、所定の板厚まで熱間圧延を行い、速やかに冷却した。表面の酸化スケールを面削した後、溶体化処理前の冷間圧延を板厚０．３５ｍｍになるまで行った後、１５０秒間の溶体化処理を施した。次に、板厚が０．２ｍｍになる様に最終冷間圧延を行い、次に４００℃×８ｈで時効処理を施して各試料を作製した。結果、得られた試験片は上記本発明に係る実施例とは製造条件が異なり、組織についてもＳ方位が５％未満であり、本発明例の要求特性を満たさない結果となった。

本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明を説明のどの細部においても限定しようとするものではなく、添付の特許請求の範囲に示した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。

１ 試験片
２ ナイフエッジ
３ 固定部

Claims (5)

1. Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金板材であって、
   銅合金母相の平均結晶粒径が、５．０〜５０．０μｍであり、
   ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５．０〜４０．０％であること特徴とする銅合金材料。
2. Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、さらにＳｉ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で０．００５〜１．０質量％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金板材であって、
   銅合金母相の平均結晶粒径が、５．０〜５０．０μｍであり、
   ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、Ｓ方位｛２３１｝＜３４６＞からの方位のずれ角度が２０°以内である結晶粒の面積率が５．０〜４０．０％であることを特徴とする銅合金板材。
3. 請求項１または２に記載の銅合金板材を製造する方法であって、
   前記銅合金板材を与える組成から成る銅合金に、０．１〜１００℃／秒の冷却速度での鋳造（工程１）、８００〜１０２０℃で３分から１０時間の均質化熱処理（工程２）、７００〜１０２０℃での熱間圧延（工程３）、水冷（工程４）、加工率８０〜９９．８％の冷間圧延（工程６）、昇温速度１〜３０℃／秒で加熱し、１００〜４００℃まで到達後、張力を１００〜３００ＭＰａとするテンションレベラーによる矯正（工程７）、加工率２〜５０％の冷間圧延（工程８）、６００〜１０００℃で５秒〜１時間の中間溶体化熱処理（工程９）、４００〜７００℃で５分〜１時間の時効析出熱処理（工程１０）、圧延率３〜２５％の仕上げ冷間圧延（工程１１）をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
4. 前記仕上げ冷間圧延の後、２００〜６００℃で５秒〜１０時間の調質焼鈍（工程１２）を施すことを特徴とする請求項３に記載の銅合金板材の製造方法。
5. 請求項１または２に記載の銅合金板材からなるコネクタ。
   

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