JP4615628B2 - 銅合金材料、電気電子部品および銅合金材料の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は電気・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、ソケットなどに適用される銅合金材料、これを用いた電気電子部品および銅合金材料の製造方法に関する。

電気・電子機器用途に使用される銅合金材料に要求される特性項目としては、例えば、導電率、耐力（降伏応力）、引張強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性などがある。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、これらの特性への要求レベルが高まっている。

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、黄銅等の銅系材料も広く用いられている。これらの銅合金はスズ（Ｓｎ）や亜鉛（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、冷間加工率を高くす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低下する。

これに替わる強度を向上させる方法として、固溶強化および加工硬化の組み合わせの他に、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。
その中でも、銅（Ｃｕ）中にニッケル（Ｎｉ）とケイ素（Ｓｉ）の化合物を微細に析出させて強化させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（例えば、ＣＤＡ［Ｃｏｐｐｅｒ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ］登録合金であるＣＤＡ７０２５０）は高強度であるため、広く使用されている。また、さらにＮｉの一部または全てをコバルト（Ｃｏ）で置換したＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系よりも導電率が高いメリットがあり、一部の用途で使用されている。
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、使用される電気電子部品は、より小さい半径で曲げ加工が施されるようになっており、高強度かつ曲げ加工性に優れた銅合金材料が強く要求されている。従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系において、高い強度を得るには、圧延加工率を高めて、加工硬化により、強度を上昇させる方法があるが、この方法は前述したように曲げ加工性を低下させてしまい、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。

この曲げ加工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。特許文献１では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、結晶粒径と、｛３１１｝、｛２２０｝、｛２００｝面からのＸ線回折強度とがある条件を満たすよう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。また、特許文献２では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、｛２００｝面および｛２２０｝面からのＸ線回折強度がある条件を満足する結晶方位の場合に、曲げ加工性が優れることが見出されている。また、特許文献３では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金において、Ｃｕｂｅ方位｛１００｝＜００１＞の割合の制御によって曲げ加工性が優れることが見出されている。

特開２００６−００９１３７号公報 特開２００８−０１３８３６号公報 特開２００６−２８３０５９号公報

ところで、特許文献１および特許文献２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定の面に関するものであるため、結晶方位を制御するには不十分であり曲げ加工性に改善効果が不十分な場合があった。また、特許文献３に記載された発明においては、結晶方位の制御を溶体化熱処理後の圧延加工率の低減によって実現しているため、強度が不十分な場合があった。一方では、近年のますますの電気・電子機器の小型化、高機能化、高密度実装化等に伴い、電気・電子機器用の銅合金材料について、前述の各特許文献に記載された発明において想定されていた曲げ加工性よりも高い曲げ加工性が要求されてきているが、各特許文献に記載された技術の範囲内でこの要求を満足することはきわめて困難である。

上記のような問題点に鑑み、本発明は、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材料、それを用いた電気電子部品、および前記銅合金材料の製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、電気・電子部品用途に適した銅合金について研究を行い、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系やＣｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系の銅合金において、曲げ加工性、強度、導電性、耐応力緩和特性を大きく向上させるために、結晶方位の単方位性や集積度について着目し、特にＳ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞を中心とした３０°以内の方位の集積度と曲げ加工性に相関があることを見い出し、鋭意検討の末に本発明を完成するに至った。

本発明によれば、以下の手段が提供される：
（１）ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
（２）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子が１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする、上記（１）記載の銅合金材料。
（３）ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、Ｂ、Ｐ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｎ、ＡｌおよびＨｆからなる第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
（４）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、前記第１の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素と前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素とを構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、および前記第２の添加群から選ばれる少なくとも２種以上の元素を構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子からなる群から選ばれる少なくとも１種の粒子が、合計でが１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする上記（３）に記載の銅合金材料。
（５）ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇからなる第３の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
（６）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子が１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする上記（５）に記載の銅合金材料。
（７）ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、Ｂ、Ｐ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｎ、ＡｌおよびＨｆからなる第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇからなる第３の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
（８）Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、前記第１の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素と前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素とを構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、および前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも２種以上の元素を構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子からなる群から選ばれる少なくとも１種の粒子が、合計で１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする上記（７）に記載の銅合金材料。
（９）上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の銅合金材料が加工されて形成された電気電子部品。
（１０）上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の銅合金材料を製造する方法であって、
前記合金組成を与える銅合金を鋳造し鋳塊を得るステップ［ステップ１］、前記鋳塊を均質化熱処理するステップ［ステップ２］、均質化熱処理された鋳塊を熱間圧延するステップ［ステップ３］、冷間圧延するステップ［ステップ６］、熱処理するステップ［ステップ７］、中間溶体化熱処理するステップ［ステップ８］、冷間圧延するステップ［ステップ９］、時効析出熱処理するステップ［ステップ１０］、仕上げ冷間圧延するステップ［ステップ１１］、調質焼鈍するステップ［ステップ１２］の各ステップを記載順に施し、
ここで、前記熱間圧延するステップ［ステップ３］は５００℃以上で５０％以上の加工率で行い、前記熱処理するステップ［ステップ７］は４００〜８００℃で５秒〜２０時間の範囲で行い、かつ、前記冷間圧延するステップ［ステップ９］での加工率をＲ１（％）、前記仕上げ冷間圧延するステップ［ステップ１１］での加工率をＲ２（％）としたとき、Ｒ１＋Ｒ２の値を５〜６５％の範囲とすることを特徴とする銅合金材料の製造方法。
ここで、単に粒子という場合には、母材（マトリックス）中に析出した析出物（金属間化合物）の粒子をいい、母材の結晶粒とは区別される。

本発明の銅合金材料、好ましくは銅合金板材は、強度、曲げ加工性、導電率、耐応力緩和特性の各特性に優れ、電気・電子機器の部品の用途に好適である。
本発明の電気・電子機器部品は、前記銅合金材料を用いてなるため、より小さい半径で曲げ加工が施されても対応可能な優れた効果を奏する。
さらに、本発明の銅合金材料の製造方法は、前記銅合金材料を製造する方法として好適である。

本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。

図１（ａ）及び図１（ｂ）は、耐応力緩和特性の試験方法の説明図であり、図１（ａ）は熱処理前、図１（ｂ）は熱処理後の状態をそれぞれ示す。

本発明の銅合金材料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。なお、実施形態として板材、条材について説明する。
本発明において、銅（Ｃｕ）に添加する第１の添加元素群であるニッケル（Ｎｉ）とコバルト（Ｃｏ）とケイ素（Ｓｉ）について、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。その添加量は、ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、好ましくは０．６〜４．５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．８〜４．０ｍａｓｓ％である。Ｎｉの添加量は好ましくは０．４〜３．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．５〜２．８ｍａｓｓ％であり、一方、Ｃｏの添加量は好ましくは０．２〜１．５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．３〜１．２ｍａｓｓ％である。ＮｉおよびＣｏの添加量は合計で５．０ｍａｓｓ％よりも多いと導電率を低下させ、また、合計で０．４ｍａｓｓ％よりも少ないと強度が不足する。また、Ｓｉの含有量は０．１〜１．５ｍａｓｓ％、好ましくは０．２〜１．２ｍａｓｓ％である。

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｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上の場合に、良好な曲げ加工性を示すことを見い出した。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７０％以上、さらに好ましくは８０％以上である。なお、本明細書における面積率の定義は後述する。

本明細書における結晶方位の表示方法は、材料の圧延方向（ＲＤ）をＸ軸、板幅方向（ＴＤ）をＹ軸、圧延法線方向（ＮＤ）をＺ軸の直角座標系を取り、材料中の各領域がＺ軸に垂直な（圧延面に平行な）結晶面の指数（ｈ ｋ ｌ）と、Ｘ軸に平行な結晶方向の指数［ｕ ｖ ｗ］とを用いて、（ｈ ｋ ｌ）［ｕ ｖ ｗ］の形で示す。また、（１ ３ ２）［６ −４ ３］と（２ ３ １）［３ −４ ６］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、｛ｈ ｋ ｌ｝＜ｕ ｖ ｗ＞と示す。

本発明における上記結晶方位の解析には、ＥＢＳＤ法を用いた。ＥＢＳＤ法とは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（電子後方散乱回折）の略で、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：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（菊池パターン）を利用した結晶方位解析技術のことである。ここでは、結晶粒を２００個以上含む、５００μｍ四方の試料面積に対し、０．５μｍのステップでスキャンし、方位を解析した。
本発明においては、前記Ｓ方位の集合組織方位成分をもつ結晶粒とその原子面の面積を、以下に述べる所定のずれ角度の範囲内にあるかどうかで規定する。
上記指数で示される理想方位からのずれ角度については、（ｉ）各測定点の結晶方位と、（ｉｉ）対象となる理想方位としてのＳ方位とについて、（ｉ）と（ｉｉ）に共通の回転軸を中心に回転角を計算し、ずれ角度とした。例えば、Ｓ方位（２ ３ １）［６ −４ ３］に対して、（１ ２ １）［１ −１ １］は（２０ １０ １７）方向を回転軸にして、１９．４°回転した関係になっており、この角度をずれ角度とした。前記共通の回転軸は４０以下の３つの整数であるが、その内で最も小さいずれ角度で表現できるものを採用した。全ての測定点に対してこのずれ角度を計算して小数第一位までを有効数字とし、Ｓ方位から３０°以内の方位を持つ結晶粒の面積を全測定面積で除し、Ｓ方位を有する原子面の面積率とした。
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、本明細書中では面積率として記載した。また、方位分布は板厚方向で異なるため、ＥＢＳＤによる方位解析は板厚方向に何点かを任意にとり、平均を取ることが好ましい。

次に、銅合金の結晶方位を、Ｓ方位を中心とした方位に集積させる方法について説明する。ここでは、析出型銅合金の板材（条材）を例に挙げて説明する。
一般に、析出型銅合金は、均質化熱処理した鋳塊を熱間と冷間の各ステップで薄板化し、７００〜１０２０℃の温度範囲で中間溶体化熱処理を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理と仕上げ冷間圧延によって必要な強度を満足させるように製造される。銅合金の集合組織については、この一連のステップの中の中間溶体化熱処理中に起きる再結晶によってそのおおよそが決定し、仕上げ圧延中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。

ここで、銅合金の集合組織中の結晶方位に関して、本発明者らは以下の知見を得た。この知見とは、例えば銅合金の圧延材について、（１）最終状態の圧延材における、Ｓ方位を中心としてその３０°以内の範囲の結晶方位の割合が高いことが曲げ特性の向上のために重要であること、（２）前記（１）の前提として、Ｓ方位とその３０°以内の範囲の結晶方位が、中間溶体化熱処理を行う前の圧延材において多く含まれていること、および中間溶体化熱処理における再結晶において、圧延材の結晶方位を保存することが、最終状態のＳ方位とその３０°以内の範囲の結晶方位を増加させることに重要であること、である。
そして、中間溶体化熱処理において圧延材の結晶方位を保存するためには、５０〜１００ｎｍの直径の粒子を１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度になるように溶体化熱処理材中に分散させることが有効であることを見出した。これは、圧延材が中間溶体化熱処理により再結晶する際に、この粒子が再結晶界面の移動を抑制し、結晶粒成長によってＣｕｂｅ方位などのＳ方位とずれ角度の大きな結晶方位の発達を抑制するためと考えられる。

粒子の大きさが５０ｎｍ未満の場合や、粒子の密度が１０^４個／ｍｍ^２未満の場合は結晶粒界の移動を抑制する効果が不足するため、好ましくない。また、粒子の大きさが１０００ｎｍを超える場合や、粒子の密度が１０^８個／ｍｍ^２を超える場合は、曲げ加工変形において粒子が応力集中ポイントとなってクラックが発生する原因となるため、好ましくない。粒子の大きさは、さらに好ましくは、７５〜８００ｎｍ、粒子の密度は、さらに好ましくは、５×１０^４個／ｍｍ^２〜５×１０^７個／ｍｍ^２である。

５０〜１０００ｎｍの直径の粒子を１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で中間溶体化熱処理材中に分散させる方法について、例えば、添加元素を添加する方法と、中間溶体化熱処理の前に焼鈍工程を導入する製造プロセスによる方法の二つの方法がある。これらは、どちらか一方でも粒子を中間溶体化熱処理材中に分散させることができる。また、それらを併用しても粒子を中間溶体化熱処理材中に分散させることができる。
第１の添加元素群の元素を使用する場合は、他の添加元素を使用することなく製造プロセスにより粒子を集合組織中に分散させることができる。粒子の構成元素はＮｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｕ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｃｕ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｓｉなどである。
また、第１の添加元素群の元素と異なる第２の添加元素群の元素を使用することで、粒子を集合組織中に分散させることができる。この場合の第２の添加元素群の元素としては、Ｂ、Ｐ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｎ、ＡｌおよびＨｆが有効である。第２の添加元素群の元素を用いて粒子を集合組織中に分散させる場合には、（ａ）第２の添加元素群の元素が単体で粒子を構成する場合、（ｂ）第２の添加元素群の元素が他の添加元素と化合物を形成して粒子を構成する場合、（ｃ）第２の添加元素群の元素がＣｕ−Ｚｒ、Ｃｕ−Ｈｆなどのように銅と化合物を形成して粒子を構成する場合、が含まれる。また、（ｂ）の場合として、例えば、（ｂ１）第１の添加元素群の元素と第２の添加元素群の元素が化合物を形成する場合、（ｂ２）第２の添加元素群の元素同士が化合物を形成する場合、がある。前述の（ｂ１）の場合とは、Ｃｒ−Ｎｉ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｚｒ、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｚｒ、Ｎｉ−Ｔｉ、Ｃｏ−Ｔｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｍｎ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｐ、Ｎｉ−Ｐ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐ、Ｎｉ−Ｂ、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｂ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｂ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｈｆ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ａｌ、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｐなどの化合物を形成している場合である。同様に、前述の（ｂ２）の場合とは、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｚｒ、Ｍｎ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ、Ｃｒ−Ｂ、Ｍｎ−Ｆｅ−Ｂ、Ｍｎ−Ｚｒ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｚｒ、Ｍｎ−Ｚｒ、Ａｌ−Ｈｆ、Ａｌ−Ｚｒ、Ａｌ−Ｃｒなどの化合物を形成している場合である。
また、第２の添加元素群の元素を使用する場合には、前述の（ｂ１）（ｂ２）などの化合物を形成する添加元素を添加する方法に加えて、中間溶体化熱処理の前に焼鈍熱処理に付す製造プロセスによる方法を合わせて施すことにより、粒子がより一層中間溶体化熱処理材中に分散しやすくなる。
第２の添加元素群の元素は、総量で１．０ｍａｓｓ％を超えると導電率を低下させる弊害を生じるため好ましくない。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、総量で０．００５〜１．０ｍａｓｓ％であることが必要で、好ましくは０．０１ｍａｓｓ％〜０．９ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．０３ｍａｓｓ％〜０．８ｍａｓｓ％である。

次に、本発明による銅合金材料の製造方法について説明する。本発明のＳ方位からのずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上になる状態は、例えば、本発明の製造方法によって得ることができる。
一般に、析出型銅合金の製造方法は、銅合金素材を鋳造［ステップ１］し鋳塊を得て、これを均質化熱処理［ステップ２］し、その後熱間圧延等の熱間加工［ステップ３］を行い、水冷［ステップ４］、面削［ステップ５］、冷間圧延［ステップ６］をこの順に行い薄板化し、７００〜１０２０℃の温度範囲で中間溶体化熱処理［ステップ８］を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理［ステップ１０］と仕上げ冷間圧延［ステップ１１］によって必要な強度を満足させるものである。この一連のステップの中で、材料の集合組織は、中間溶体化熱処理中に起きる再結晶によっておおよそが決定し、仕上げ圧延中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。

本発明の銅合金材料の製造方法としては、例えば、所定の合金成分組成から成る銅合金素材を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造して鋳塊を得て［ステップ１］、該鋳塊を９００〜１０２０℃で３分〜１０時間の均質化熱処理に施し［ステップ２］、５００℃以上１０２０℃以下の温度範囲で５０％〜９９％の加工率で熱間圧延し［ステップ３］、水冷［ステップ４］、面削［ステップ５］、加工率５０％以上９９．８％以下の冷間圧延［ステップ６］、４００〜８００℃５秒〜２０時間保持する（焼鈍）熱処理［ステップ７］、７５０〜１０２０℃５秒〜１時間保持する中間溶体化熱処理［ステップ８］、加工率Ｒ１が２．５％〜５０％の冷間加工［ステップ９］、４００〜７００℃５分〜１０時間の時効析出熱処理［ステップ１０］、加工率Ｒ２が２．５％〜３５％の仕上げ圧延［ステップ１１］、２００〜６００℃５秒〜１０時間の調質焼鈍［ステップ１２］の各工程を行うことにより、前記［ステップ１］〜［ステップ１２］をこの順序で行なうことによって本発明の銅合金材料を得る方法が挙げられる。
本発明の銅合金板材は上記の実施態様の製造方法により製造することが好ましいが、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、前記Ｓ方位を有する結晶粒の原子面の面積率が規定の条件を満足するならば、上記［ステップ１］〜［ステップ１２］をこの順にすべて行うことに必ずしも拘束されるものではない。
熱間圧延［ステップ３］の終了温度が低い場合には、析出速度が遅くなるため、水冷［ステップ４］は必ずしも必要ではない。どの温度以下で熱間圧延を終了すれば、水冷が不要になるかは、合金濃度や熱間圧延中の析出量によって異なり、適宜選択すれば良い。面削［ステップ５］は、熱間圧延後の材料表面のスケールによっては、省かれる場合もある。また、酸洗浄などによる溶解によって、スケールを除去しても良い。

本発明の製造方法においては、前記熱間圧延等の熱間加工［ステップ３］は５００℃以上で５０％以上の加工率範囲で行い、前記冷間圧延［ステップ６］と前記中間溶体化熱処理［ステップ８］との間に、４００〜８００℃で５秒〜２０時間の範囲で行う熱処理［ステップ７］を加えることによって、前記中間溶体化熱処理［ステップ８］での再結晶集合組織においてＳ方位から３０°以内の結晶方位領域の面積率が増加する。
そして、前記中間溶体化熱処理［ステップ８］の再結晶中に粒界移動を抑制する粒子を析出させることが重要である。前記熱処理［ステップ７］は前記中間溶体化熱処理［ステップ８］と比較して低温になるように、４００〜８００℃で５秒〜２０時間で行うことが好ましい。さらに好ましくは、４５０〜７５０℃で３０秒〜５時間である。この条件以外では、粒子の析出が不十分になってしまう。
また、前記熱間圧延［ステップ３］の条件は、前記熱処理［ステップ７］で一定密度の粒子を析出させるために、過飽和固溶体に近い状態が得られる条件とする必要がある。また、前記熱間圧延［ステップ３］上がりの結晶粒径が４０μｍ以上などのように粗大な場合は、前記冷間圧延［ステップ６］でＳ方位から３０°以内の結晶方位が発達しにくくなるため、好ましくない。前記熱間圧延［ステップ３］時の材料温度が５００℃未満の場合は析出が進行してしまうため好ましくない。また、加工率５０％未満の場合は、前記熱間圧延［ステップ３］上がりの結晶粒径が粗大になるため好ましくない。以上の観点から、前記熱間圧延［ステップ３］は、材料温度５００℃以上で加工率５０％以上の圧延を行うことが好ましい。さらに好ましくは、材料温度５５０℃以上で加工率６０％以上である。
また、前記中間溶体化熱処理［ステップ８］後には、冷間圧延［ステップ９］、前記時効析出熱処理［ステップ１０］、前記仕上げ冷間圧延［ステップ１１］および、調質焼鈍［ステップ１２］を施す。ステップ６の冷間圧延とステップ９の冷間圧延とを区別するために、ステップ６を「熱間圧延後の冷間圧延」、ステップ９を「中間溶体化熱処理後の冷間圧延」とすることがある。ここで、前記中間溶体化熱処理後の冷間圧延［ステップ９］と前記仕上げ冷間圧延［ステップ１１］のそれぞれの加工率Ｒ１とＲ２の合計は、５〜６５％の範囲であることが好ましい。さらに好ましくは、加工率Ｒ１とＲ２の合計は、１０〜５０％である。加工率Ｒ１とＲ２の合計が５％より低い場合、加工硬化量が少なく、強度が不十分であり、加工率Ｒ１とＲ２の合計が６５％より高い場合、過剰に材料を加工硬化させるために曲げ加工性が著しく劣化する。
なお、加工率Ｒ１とＲ２の算出は下記の通り行った。
Ｒ１（％）＝（ｔ［８］−ｔ［９］）／ｔ［９］＊１００
Ｒ２（％）＝（ｔ［９］−ｔ［１１］）／ｔ［１１］＊１００
ここで、ｔ［８］、ｔ［９］、ｔ［１１］はそれぞれ前記中間溶体化熱処理［ステップ８］後の板厚、前記中間溶体化熱処理後の冷間圧延［ステップ９］後の板厚、前記仕上げ冷間冷間圧延［ステップ１１］後の板厚である。

次に、耐応力緩和特性などの特性（二次特性）を向上させる添加元素の効果について示す。好ましい添加元素としては、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇが挙げられる。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、添加する場合に総量で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％であることが必要で、好ましくは０．０１〜０．９ｍａｓｓ％、さらに好ましくは、０．０３〜０．８ｍａｓｓ％である。これらの添加元素が総量で１ｍａｓｓ％を超えると導電率を低下させる弊害を生じるため好ましくない。なお、これらの添加元素が総量で０．００５ｍａｓｓ％より少ない場合は、これらの元素を添加した効果がほとんど発揮されない。
以下に、各元素の添加効果を示す。Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金に添加することで耐応力緩和特性が向上する。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さらに耐応力緩和特性が向上する。また、半田脆化を著しく改善する効果がある。また、Ａｇを含めると、固溶効果により強度が向上する効果がある。

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十分に満足することができる。
なお、本発明の銅合金材料を板材として得る場合、その板厚には特に制限はないが、例えば、０．０５〜０．６ｍｍの範囲とすることが好ましい。

以下、実施例に基づき本発明について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）
第１の添加元素を表１および表２に示す割合で含有するように配合し、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［ステップ１］して鋳塊を得た。これを９００〜１０２０℃で３分〜１０時間の均質化熱処理［ステップ２］後、５００〜１０２０℃で加工率５０〜９５％の熱間圧延［ステップ３］を行った後に水焼き入れ（水冷［ステップ４］に相当）を行い、酸化スケール除去のために面削［ステップ５］を行った。その後に、加工率８０％から９９．８％の冷間圧延［ステップ６］、４００〜８００℃で５秒〜２０時間の範囲の熱処理［ステップ７］、７５０〜１０２０℃で５秒〜１時間の中間溶体化熱処理［ステップ８］、加工率が３〜３５％の冷間圧延（中間溶体化熱処理の冷間圧延）［ステップ９］、４００〜７００℃で５分〜１０時間の時効析出熱処理［ステップ１０］、加工率３〜２５％の仕上げ冷間圧延［ステップ１１］、２００〜６００℃で５秒〜１０時間の調質焼鈍［ステップ１２］を行って供試材とした。供試材の厚さは０．１５ｍｍとした。これらの供試材の組成および特性を、本発明例については表１に、比較例については表２にそれぞれ示す。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、形状に応じてテンションレベラーによる矯正を行った。
なお、表２中の比較例１−５、１−６、１−７、１−８は上記工程内の熱間圧延［ステップ３］を５００℃未満で行い、熱処理［ステップ７］を４００℃未満で行い、製造した。

この供試材について下記の特性調査を行った。
ａ．Ｓ方位からのずれ角度が３０°以内の領域の面積率［Ｓ方位］：
ＥＢＳＤ法により、測定面積が５００μｍ^２、スキャンステップが０．５μｍの条件で測定を行った。測定面積は結晶粒を２００個以上含むことを基準として調整した。上述した様に、理想方位であるＳ方位から３０°以内のずれ角度を有する結晶粒の原子面について、該当する原子面の面積を求めて合計し、さらに、この合計値を全測定面積で割ることにより、面積率（％）を算出した。
ｂ．曲げ加工性：
圧延方向に垂直に幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍに切出し、これに曲げの軸が圧延方向に垂直になるようにＷ曲げしたものをＧＷ（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）、圧延方向に平行になるようにＷ曲げしたものをＢＷ（Ｂａｄ Ｗａｙ）とし、曲げ部を５０倍の光学顕微鏡で観察し、クラックの有無を調査した。クラックのないものを良と判定し○印を、クラックのあるものを不良と判定して×印を、それぞれ表（本実施例では表１および表２）に記載した。各曲げ部の曲げ角度は９０°、角曲げ部の内側半径は０．１５ｍｍとした。
ｃ．０．２％耐力［ＹＳ］：
圧延平行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。
ｄ．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１００ｎｍとした。
ｅ．第２相の粒径と分布密度［粒子の大きさと密度］：
供試材を直径３ｍｍの円形に打ち抜き、ツインジェット研磨法を用いて薄膜研磨を行って観察試験片を作製した。加速電圧３００ｋＶの透過型電子顕微鏡で２０００倍と４００００倍の写真を任意で１０視野ずつ撮影して、第２相の大きさと密度を測定した。視野中の粒子の個数を測定し、これを単位面積当たりの個数（／ｍｍ^２）へ演算した。化合物の同定にはＴＥＭ付属のＥＤＸ分析装置を使用した。
ｆ．応力緩和率［ＳＲ］：
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０９：２００１に準じて測定した。図１（ａ）および１（ｂ）は耐応力緩和特性の試験方法の説明図である。図１（ａ）に示すように、試験台４に片持ちで保持した試験片１に、耐力の８０％の初期応力を負荷したときの試験片１の位置は、基準からδ_０の距離である。これを１５０℃の恒温槽に１０００時間保持（前記試験片１の状態での熱処理）し、負荷を除いた後の試験片２の位置は、図１（ｂ）に示すように基準からＨ_ｔの距離である。試験片３は応力を負荷しなかった場合の試験片であり、その位置は基準からＨ_１の距離である。応力緩和率（％）は、下記式
ＳＲ（％）＝｛（Ｈ_ｔ−Ｈ_１）／（δ_０−Ｈ_１）｝×１００
により算出した。
ｇ．特性の判定基準
０．２％耐力（ＹＳ）が６００ＭＰａ以上、曲げ加工性が９０°Ｗ曲げ試験においてクラックなく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、導電率（ＥＣ）が３５％ＩＡＣＳ以上、耐応力緩和特性が応力緩和率（ＳＲ）３０％以下の特性を示すものを、良好な特性を示す銅合金材料であるとする。

表１に示すように、本発明例１−１〜本発明例１−１９は、曲げ加工性、耐力、導電率、耐応力緩和特性のすべてに優れた。
しかし、表２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。すなわち、比較例１−１は、ＮｉとＣｏの総量が少ないために、析出硬化に寄与する析出物の密度が低下し強度が劣った。また、ＮｉまたはＣｏと化合物を形成しないＳｉが金属組成中に過剰に固溶し導電率が劣った。比較例１−２は、ＮｉとＣｏの総量が多いために、導電率が劣った。比較例１−３は、Ｓｉが少ないために強度が劣った。比較例１−４は、Ｓｉが多いために導電率が劣った。比較例１−５と１−６と１−７と１−８は、Ｓ方位からのずれ角度が３０°以内の割合が少ないために曲げ加工性が劣った。

（実施例２）
第１の添加元素と第２の添加元素を表３および表４に示す割合で含有するように配合し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金を用いて、実施例１に記載の製造方法と同様の製造方法で本発明例２−１〜本発明例２−１９および比較例２−１〜比較例２−３を得、実施例１に記載の測定方法と同様の測定方法で特性調査を行った。その結果を表３および表４に示す。

表３に示すように、本発明例２−１〜本発明例２−１９は、曲げ加工性、耐力、導電率、耐応力緩和特性のすべてに優れた。
しかし、表４に示すように、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例２−１、２−２、２−３は、その他の元素の添加量が多いため、導電率が劣った。

（実施例３）
第１の添加元素と第２の添加元素と第３の添加元素を表５および表６に示す割合で含有するように配合し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金を用いて、実施例１に記載の製造方法と同様の製造方法で本発明例３−１〜本発明例３−１９および比較例３−１〜比較例３−３を得、実施例１に記載の測定方法と同様の測定方法で特性調査を行った。その結果を表５および表６に示す。

表５に示すように、本発明例３−１〜本発明例３−１９は、曲げ加工性、耐力、導電率、耐応力緩和特性のすべてに優れた。
しかし、表６に示すように、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例３−１、３−２、３−３は、その他の元素の添加量が多いために、導電率が劣った。

（実施例４）
表７の組成（単位はｍａｓｓ％）の銅合金を用いて、熱間圧延［ステップ３］、熱処理［ステップ７］、冷間圧延［ステップ９］と仕上げ冷間圧延［ステップ１１］については、表８、表９に示す条件、その他のステップについては実施例１に記載の条件で製造し、本発明例４−１〜本発明例４−１２および比較例４−１〜比較例４−１０を得た。得られた本発明例および比較例について実施例１に記載の測定方法と同様の測定方法で、特性調査を行った。その結果を表８および表９に示す。なお、表８、表９において、「［ステップ３］」等は単に「［３］」と、「［ステップ７］」等は単に「［７］」と、「［ステップ９］」等は単に「［９］」と、「［ステップ１１］」等は単に「［１１］」と表記している。

表８に示すように、本発明例４−１〜本発明４−１２は曲げ加工性、耐力、導電率、耐応力緩和特性のすべてに優れた。
しかし、本発明の規定を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例４−１は熱間圧延［ステップ３］の温度が低すぎたために、Ｓ方位からのずれ角度３０°以内の方位の発達が不十分になり、また、粒子が粗大化し、曲げ加工性が劣った。比較例４−２は熱間圧延［ステップ３］の加工率が低いためにＳ方位からのずれ角度３０°以内の方位の発達が不十分になり曲げ加工性が劣った。比較例４−３は熱処理［ステップ７］が低温すぎたために、比較例４−４は熱処理［ステップ７］が高温すぎたために、比較例４−５は熱処理［ステップ７］が短時間すぎたために、比較例４−６は熱処理［ステップ７］が長時間すぎたために、Ｓ方位からのずれ角度３０°以内の方位の発達が不十分になり、それぞれ曲げ加工性が劣った。比較例４−７、４−８は加工率Ｒ１と加工率Ｒ２の合計が低すぎるために強度が劣った。比較例４−９、４−１０は加工率Ｒ１と加工率Ｒ２の合計が高すぎるために曲げ加工性が劣った。

このように、上記実施例中の特性調査により、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、曲げ加工性が９０°Ｗ曲げ試験においてクラックなく曲げ加工が可能な最小曲げ半径を板厚で割った値が１以下（曲げ半径を板厚で割った値が１（ｒ／ｔ＝１）の状態で曲げ試験を行ってクラックが発生しなかった）、導電率が３５％ＩＡＣＳ以上、耐応力緩和特性が応力緩和率３０％以下の良好な特性を実現できることが本発明の利点である。

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。

本願は、２００８年１０月２２日に日本国で特許出願された特願２００８−２７１９６７に基づく優先権を主張するものであり、これはここに参照してその内容を本明細書の記載の一部として取り込む。

１ 初期応力を負荷した時の試験片
２ 負荷を除いた後の試験片
３ 応力を負荷しなかった場合の試験片
４ 試験台

Claims (10)

1. ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
2. Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子が１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする請求項１に記載の銅合金材料。
3. ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、Ｂ、Ｐ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｎ、ＡｌおよびＨｆからなる第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
4. Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、前記第１の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素と前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素とを構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、および前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも２種以上の元素を構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子からなる群から選ばれる少なくとも１種の粒子が、合計で１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする請求項３に記載の銅合金材料。
5. ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇからなる第３の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
6. Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子が１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする請求項５に記載の銅合金材料。
7. ＮｉとＣｏの中から１種または２種を合計で０．４〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜１．５ｍａｓｓ％含有し、Ｂ、Ｐ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｎ、ＡｌおよびＨｆからなる第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ｍｇからなる第３の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる合金組成を有する銅合金材料であって、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析で、Ｓ方位｛２ ３ １｝＜３ ４ ６＞からの方位のずれ角度が３０°以内である結晶粒の面積率が６０％以上であることを特徴とする銅合金材料。
8. Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉからなる第１の添加元素群のうちのいずれか２種以上の元素で構成される５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、前記第１の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素と前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも１種の元素とを構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子、および前記第２の添加元素群から選ばれる少なくとも２種以上の元素を構成元素に含む５０〜１０００ｎｍの直径の粒子からなる群から選ばれる少なくとも１種の粒子が、合計で１０^４個／ｍｍ^２〜１０^８個／ｍｍ^２の密度で存在することを特徴とする請求項７に記載の銅合金材料。
9. 請求項１〜請求項８のいずれか１項に記載の銅合金材料が加工されて形成された電気電子部品。
10. 請求項１〜請求項８のいずれか１項に記載の銅合金材料を製造する方法であって、
    前記合金組成を与える銅合金を鋳造し鋳塊を得るステップ［ステップ１］、前記鋳塊を均質化熱処理するステップ［ステップ２］、均質化熱処理された鋳塊を熱間圧延するステップ［ステップ３］、冷間圧延するステップ［ステップ６］、熱処理するステップ［ステップ７］、中間溶体化熱処理するステップ［ステップ８］、冷間圧延するステップ［ステップ９］、時効析出熱処理するステップ［ステップ１０］、仕上げ冷間圧延するステップ［ステップ１１］、調質焼鈍するステップ［ステップ１２］の各ステップを記載順に施し、
    ここで、前記熱間圧延するステップ［ステップ３］は５００℃以上で５０％以上の加工率で行い、前記熱処理するステップ［ステップ７］は４００〜８００℃で５秒〜２０時間の範囲で行い、かつ、前記冷間圧延するステップ［ステップ９］での加工率をＲ１（％）、前記仕上げ冷間圧延するステップ［ステップ１１］での加工率をＲ２（％）としたとき、Ｒ１＋Ｒ２の値を５〜６５％の範囲とすることを特徴とする銅合金材料の製造方法。