JP5158915B2

JP5158915B2 - 銅合金板材およびその製造方法

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Publication number: JP5158915B2
Application number: JP2012507537A
Authority: JP
Inventors: 洋金子; 立彦江口
Original assignee: THE FURUKAW ELECTRIC CO., LTD.
Current assignee: THE FURUKAW ELECTRIC CO., LTD.
Priority date: 2010-08-27
Filing date: 2011-08-29
Publication date: 2013-03-06
Anticipated expiration: 2031-08-29
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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、モーター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としては、例えば、導電率、耐力（降伏応力）、引張強度、ヤング率、耐応力緩和特性などがある。近年の傾向として以下の３つが挙げられる。
一つ目に、材料（例えば、銅合金の板材）の薄肉化や狭幅化によって軽量化や使用材料低減が検討されている。しかし、その場合、ばね材の変位量を大きく取る必要があるため、部品の小型化と両立出来ない問題がある。そこで、少ない変位で大きな応力を得るために、高いヤング率を有する材料が求められている。
二つ目に、大電流コネクタなどでは導通部材の断面積を大きくとる必要があるため、通常、板厚が１ｍｍ以上などの厚肉材が使用される。しかし、曲げ変形させた場合のスプリングバックが問題となっている。そこで、曲げ変形させた場合のスプリングバックの量をより低減するために、ヤング率の高い材料が求められている。
上記２つの傾向に関し、コネクタのコンタクトの材料採り方向は、通常、圧延方向に対して９０°方向である、圧延板の幅方向（ＴｒａｎｓｖｅｒｓａｌＤｉｒｅｃｔｉｏｎ、以下ＴＤと略記する場合がある）であり、このＴＤ方向に応力が付与されたり、曲げ変形される。そのため、板材のＴＤのヤング率を高めることが求められている。
三つ目に、大電流コネクタなどでは、電流が流れることにより発生するジュール熱によって、材料が自己発熱し、応力緩和する問題がある。この使用中の「へたり」によって初期接圧を維持できない問題に対して、材料が耐応力緩和特性に優れることが求められている。

銅合金のヤング率を変化させる提案がいくつかなされている。
特許文献１では、銅合金層と鉄合金層を交互に合計で１００層以上重ね合わせる方法が提案されている。
また、特許文献２では、銀を微量に含有する銅合金箔の圧延方向に対して４５°方向のヤング率を上げる方法が提案されている。
また、特許文献３、４では、多量のＺｎの添加と、他にＳｎ量の制御によって材料のヤング率を小さくする方法が提案されている。

特開２００５−２２５０６３号公報特開２００９−２４２８４６号公報特開２００１−２９４９５７号公報特開２００３−３０６７３２号公報

ところで、特許文献１では、導電率が低く、鉄合金層の腐食の問題や、メッキを施した場合の均一性が不十分などの問題があり、不十分であった。
特許文献２では、圧延方向に対して４５°方向のヤング率を上げると、圧延方向に対して９０°方向のヤング率は下がってしまい、不十分であった。
特許文献３では、Ｚｎの添加量が２３〜２８質量％である、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金とすることによってヤング率を所定の値以下に下げるものであり、展伸方向と直角方向のヤング率で１３０ｋＮ／ｍｍ^２以下としている。特許文献４では、Ｚｎの添加量が１５質量％を超え３５％以下である、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｚｎ系合金とすることによってヤング率を１１５ｋＮ／ｍｍ^２以下としている。特許文献３と４に記載の技術は、ヤング率を所定の値以下に抑えるものであって、ヤング率をより高くするためのものではない。
この様に、従来、銅合金板材においてＴＤのヤング率を高くすることは不十分であり、特にそのために銅合金結晶の特定の方位成分に着目して制御することは検討されていなかった。

上記のような課題に鑑み、本発明の課題は、圧延板の幅方向（ＴＤ）のヤング率が高く、優れた耐応力緩和特性を有し、電気・電子機器用部品、例えば、リードフレーム、コネクタ、端子材等、及び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、種々検討を重ね、電気・電子部品用途に適した銅合金について研究を行い、圧延板の幅方向（ＴＤ）に（１１１）面が向く領域を増加することにより、ＴＤ方向の応力に対するヤング率を高められることを見出し、さらに、その領域の面積率を所定の値以上とすることで、ヤング率を著しく高められることを見出した。また、それに加えて、本合金系において特定の添加元素を用いることにより、導電率を大きく損なうことなく、耐応力緩和特性を向上させ得ることを見出した。また、上記特定の結晶方位の集合組織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き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）Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉのいずれか１種または２種または３種を合計で０．０５〜１．０ｍａｓｓ％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し、
ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向（ＴＤ）に向く原子面の集積に関し、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率が５０％を超えることを特徴とする銅合金板材。
（２）Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉのいずれか１種または２種または３種を合計で０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、ＣｏおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種を合計で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し、
ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向（ＴＤ）に向く原子面の集積に関し、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率が５０％を超えることを特徴とする銅合金板材。

（３）前記（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合金成分組成から成る銅合金素材に、
鋳造［ステップ１］、
７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理［ステップ２］、
加工温度が５００〜１０２０℃で合計加工率が２０〜９０％の第１種の高温圧延［ステップ３］、
動的再結晶温度以下まで冷却［ステップ４］、
加工温度が２００〜７５０℃で合計加工率が６０〜９５％の第２種の高温圧延［ステップ５−１］、
加工率が５０〜９９％の冷間圧延［ステップ６］、
７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持の溶体化熱処理［ステップ７］、
２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持の熱処理［ステップ８］、
室温で加工率が２〜６０％の仕上げ圧延［ステップ９］、及び
３００〜７００℃で１０秒〜２時間の保持の調質焼鈍［ステップ１０］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（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合金成分組成から成る銅合金素材に、
鋳造［ステップ１］、
７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理［ステップ２］、
加工温度が５００〜１０２０℃で合計加工率が２０〜９０％の第１種の高温圧延［ステップ３］、
室温まで水冷するステップ［ステップ４Ａ］、
再加熱後に加工温度が２００〜７５０℃で合計加工率が６０〜９５％の第２種の高温圧延［ステップ５−２］、
加工率が５０〜９９％の冷間圧延［ステップ６］、
７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持の溶体化熱処理［ステップ７］、
２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持の熱処理［ステップ８］、
室温で加工率が２〜６０％の仕上げ圧延［ステップ９］、及び
３００〜７００℃で１０秒〜２時間の保持の調質焼鈍［ステップ１０］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。

（５）前記（１）または（２）に記載の銅合金板材からなる銅合金部品。
（６）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、ＴＤに高いヤング率を有し、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、スイッチなどに好適である。
また、本発明の銅合金板材の製造方法によれば、上記のＴＤに高いヤング率を有し、例えば、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、スイッチなどに好適に用いられる銅合金板材を好適に製造することができる。

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は耐応力緩和特性の試験方法の説明図であり、図１の（ａ）は熱処理前、図１の（ｂ）は熱処理後の状態をそれぞれ示す。図２の（ａ）は、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内の原子面の例を図示するものであり、図２の（ｂ）は、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°を超える原子面の例を図示するものである。図３は、ＦＣＣ（面心立方格子）金属における代表的な集合組織方位成分の中で、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内の原子面が圧延板幅方向（ＴＤ）に向く集合組織方位成分の例を図示するものである。

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、５〜０．０３ｍｍが好ましく、１〜０．０５ｍｍがより好ましい。
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。

ＴＤのヤング率を高めるために、本発明者らは、集合組織との関係について鋭意検討した。その結果、応力方向に対して（１１１）面が向いた場合に最もヤング率が高まることを見出した。

本明細書における結晶方位の表示方法は、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。
（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内の原子面がＴＤに向く集合組織の方位成分にはいくつか代表的なものが知られており、参考のため図３に示した。Ｐ方位｛０１１｝＜１１１＞、ＳＢ方位｛１８６｝＜２１１＞、Ｓ方位｛１３２｝＜６４３＞、Ｚ方位｛１１１｝＜１１０＞、Ｂｒａｓｓ方位｛１１０｝＜１１２＞などが該当する。これらの代表方位成分ではなくても、（１１１）面がＴＤに向く結晶方位であれば良い。これらの全ての（１１１）面がＴＤに向く集合組織方位成分の割合が総合的に高められた状態が、本発明で規定される所定の面積率を有する集合組織である。従来、これらの方位を有する原子面の面積率を同時に制御したものは知られていない。
圧延板の幅方向（ＴＤ）に、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率が５０％を超えるときに、上記の効果が得られる。圧延板の幅方向（ＴＤ）に、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率（以下、ＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率、あるいは単に面積率という）は、好ましくは６０％以上、更に好ましくは７０％以上である。この面積率の上限は特に限定されないが、９５％が限界である。

本明細書における結晶方位の表示方法は、板材の長手方向（ＬＤ）｛板材の圧延方向（ＲＤ）に等しい｝をＸ軸、板幅方向（ＴＤ）をＹ軸、板材の厚さ方向｛板材の圧延法線方向（ＮＤ）に等しい｝をＺ軸の直角座標系を取り、ＴＤに（１１１）面が向いている領域の割合を、その面積率で規定したものである。測定領域内の各結晶粒の（１１１）面の法線とＴＤの二つのベクトルのなす角の角度を計算し、この角度が２０°以内の原子面を有するものについて面積を合計し、これを全測定面積で除して得た値を、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率（％）とした。
すなわち、本発明において、圧延板の幅方向（ＴＤ）に向く原子面の集積に関し、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域とは、圧延板の幅方向（ＴＤ）に向く、つまりＴＤに対向する原子面の集積に関して、理想方位である圧延板の幅方向（ＴＤ）を法線とする（１１１）面自体と、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面の各々とを合わせた領域（これらの面積の和）をいう。以下、これらの領域を、単に、ＴＤに（１１１）面が向く原子面の領域ともいう。
図２に上記の内容を図示した。図２（ａ）は、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内の原子面の例を図示するものであって、本明細書では、この例で示される原子面を、圧延板幅方向（ＴＤ）に（１１１）面が向く方位を有する原子面という。図２（ｂ）は、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°を超える原子面の例を図示するものであって、この例で示される原子面を、圧延板幅方向（ＴＤ）に（１１１）面が向かない方位を有する原子面という。銅合金において（１１１）面は８個あるが、図２においては、その中から法線ベクトルがＴＤに最も近い（１１１）面についてのみ、（１１１）面の法線となす角の角度が２０°以内となるベクトルの領域を図中に円錐（点線）で示している。
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、本明細書中では面積率として記載した。

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とは、ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋｓｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（電子後方散乱回折）の略で、走査電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：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。本発明においては、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。
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、ＴＤ方向のヤング率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。

なお、ＥＢＳＤ測定にあたっては、鮮明な菊池線回折像を得るために、機械研磨の後に、コロイダルシリカの砥粒を使用して、基体表面を鏡面研磨した後に、測定を行うことが好ましい。また、測定は板表面から行った。

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線回折の方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種類のみであり、Ｃｕｂｅ方位からのずれ角度が１５〜３０°に相当する、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、測定出来ない。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。
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、桁違いに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。

本発明では、以下の合金系とすることが、上記の集合組織制御とＴＤ方向のヤング率との関係において好ましい。まず、本発明の各合金系における合金成分中の主添加元素（主溶質元素）の詳細について以下に示す。

＜１．Ｃｕ−（Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ）系合金＞
クロム（Ｃｒ）とジルコニウム（Ｚｒ）とチタン（Ｔｉ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｃｒ単独、Ｚｒ単独、Ｔｉ単独、これら元素の化合物、これら元素と銅との化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉのいずれか１種または２種または３種を合計で、０．１〜１．０ｍａｓｓ％、好ましくは０．３５〜０．７ｍａｓｓ％である。Ｃｒ及びＺｒ及びＴｉのそれぞれの添加量は好ましくは０．１〜０．４５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．２〜０．４ｍａｓｓ％である。
これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。

＜２．Ｃｕ−（Ｂｅ、Ｎｉ）系合金＞
ベリリウム（Ｂｅ）とニッケル（Ｎｉ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｂｅ、Ｂｅ−Ｎｉ化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、ＢｅとＮｉのいずれか１種または２種を合計で、０．１〜３．０ｍａｓｓ％、好ましくは２．０〜３．０ｍａｓｓ％である。Ｂｅの添加量は好ましくは０．１〜２．８ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．２〜２．５ｍａｓｓ％である。Ｎｉの添加量は好ましくは０．１〜２．５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．２〜２．０ｍａｓｓ％である。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。

＜３．Ｃｕ−（Ｎｉ、Ｃｏ）−Ｓｉ系合金＞
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のいずれか１種または２種を合計で、好ましくは０．３〜５．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．６〜４．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．８〜４．０ｍａｓｓ％である。Ｎｉの添加量は好ましくは１．５〜４．２ｍａｓｓ％、さらに好ましくは１．８〜３．９ｍａｓｓ％であり、一方、Ｃｏの添加量は好ましくは０．３〜１．８ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．５〜１．５ｍａｓｓ％である。これらの元素の合計の添加量が多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると強度が不足する。
特に導電率を高めたい場合は、Ｃｏを必須とすることが好ましい。更に導電率を高めたい場合は、Ｎｉを含まず、ＣｏとＳｉのみの添加とすることが好ましい。
また、Ｓｉの含有量は好ましくは０．１〜１．５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．２〜１．２ｍａｓｓ％である。
なお、Ｃｏは希少元素であるとともに、添加によって溶体化温度を高めるため、用途に応じて顕著に導電性を高める必要が無い場合は、添加しないことが好ましい。

＜４．Ｃｕ−（Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｎ）−Ｐ系合金＞
ニッケル（Ｎｉ）と鉄（Ｆｅ）と錫（Ｓｎ）とリン（Ｐ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｆｅ単独、Ｆｅ−Ｐ、Ｎｉ−Ｐ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐの化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。Ｓｎは耐応力緩和特性の向上について、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｐと相乗効果がある。その添加量は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｎの少なくとも１種を合計で、０．０３〜５．０ｍａｓｓ％、好ましくは１．０〜４．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは２．０〜３．０ｍａｓｓ％である。Ｆｅ及びＮｉのそれぞれの添加量は好ましくは０．０３〜３．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．５〜２．０ｍａｓｓ％である。Ｓｎは好ましくは０．２〜１ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．２５〜０．５ｍａｓｓ％である。また、Ｐの含有量は好ましくは０．０１〜０．２ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％である。
これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。

＜５．Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金＞
マグネシウム（Ｍｇ）とリン（Ｐ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｍｇ−Ｐ化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、ＭｇとＰを合計で、０．３〜２．０ｍａｓｓ％、好ましくは１．５〜２．０ｍａｓｓ％である。
Ｍｇ及びＰのそれぞれの添加量は好ましくは０．３〜１．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．３５〜０．５ｍａｓｓ％である。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。

＜６．Ｃｕ−Ｔｉ−Ｆｅ系合金＞
チタン（Ｔｉ）と鉄（Ｆｅ）について、それぞれの添加量を制御することにより、Ｆｅ単独、Ｆｅ−Ｔｉ化合物、これらと銅の化合物を析出させて銅合金の強度と耐応力緩和特性を向上させる。その添加量は、ＦｅとＴｉのいずれか１種または２種を合計で、１．５〜４．０ｍａｓｓ％で、好ましくは１．６〜３．０ｍａｓｓ％である。Ｔｉの添加量は好ましくは１．５〜３．５ｍａｓｓ％、さらに好ましくは２．０〜３．０ｍａｓｓ％である。Ｆｅの添加量は好ましくは０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．１〜０．３ｍａｓｓ％である。これらの元素の合計の添加量が上記範囲よりも多すぎると導電率を低下させ、また、少なすぎると上記の効果が充分に得られない。

＜副添加元素＞
上記の１．〜６．に示した主溶質元素の他に、副添加元素として微量に添加することで耐応力緩和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、Ｓｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆが挙げられる。上記１．〜６．の合金系によっては、主溶質元素としてこれらの元素が含まれている場合があるが、その場合は当該元素を副添加元素としてさらに含有しないことは言うまでもない。
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、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素の含有量が、これらの総量で０．００５〜２．０ｍａｓｓ％であることが好ましく、さらに好ましくは０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、より好ましくは、０．０３〜０．８ｍａｓｓ％である。これらの添加元素が総量で多すぎると導電率を低下させる。なお、これらの添加元素が量で少なすぎると、これらの元素を添加した効果がほとんど発揮されない。

＜製造方法＞
次に、本発明の銅合金板材の製造方法（その結晶方位を制御する方法）について説明する。
従来の銅合金の製造方法は、均質化熱処理した鋳塊を熱間圧延と冷間圧延の各ステップで薄板化し、それらの圧延工程の途中で再結晶焼鈍、溶体化熱処理、熱処理、調質焼鈍が行われ、機械的特性や導電率、その他の特性が調整される。熱間圧延の目的は、材料を高温にすることにより変形抵抗を下げ、少ない圧延のエネルギーで板厚を薄くすることである。
例えば、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℃の温度範囲で最終溶体化熱処理を行って溶質原子を再固溶させた後に、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。熱処理と仕上げ冷間圧延の条件は、所望の強度及び導電性などの特性に応じて、調整される。銅合金の集合組織については、この一連のステップにおける、最終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。
一方、本発明においては、所定の加工条件で下記の第２種の高温圧延を行なうことによってＴＤに（１１１）面が向く領域が上昇し、ＴＤのヤング率を著しく上昇させることができる。ここで、第１種の高温圧延とは、いわゆる熱間圧延であり、動的再結晶温度以上で行う高温圧延を意味する。第２種の高温圧延とは、いわゆる熱間圧延とは異なり、室温より高くかつ動的再結晶温度未満の温度で｛好ましくは、３００〜４００℃より高くかつ（動的再結晶温度より２０〜３００℃低い温度）以下の温度で｝の高温圧延を意味する。冷間圧延とは、室温での低温圧延を意味する。また、圧延以外の加工についても同様に温度範囲に応じて、例えば、熱間加工、高温（温間）加工、冷間加工という。ここで、室温とは２０〜３５℃である。
本発明における結晶方位制御のメカニズムにおけるこれら加工温度の影響は、以下のように考えられる。従来の薄肉化の方法である熱間圧延では動的再結晶により結晶方位がランダム化するために好ましくなく、冷間圧延では結晶粒の分断が起きるために集合組織の発達が軽微である。これに対して、本発明の方法で行なわれる第２種の高温圧延によれば、動的再結晶による方位のランダム化が起きず、また、粒界滑りや動的・静的な回復によって、方位の分断も起きないために、上記の従来方法と比べて顕著に、集合組織が先鋭化することができるものと考えられる。

本発明の銅合金板材の好ましい製造方法としては、例えば、上記の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、鋳造［ステップ１］、均質化熱処理［ステップ２］、第１種の高温圧延［ステップ３］、動的再結晶温度以下まで冷却［ステップ４］、第２種の高温圧延［ステップ５−１］、冷間圧延［ステップ６］をこの順に施し、その後で必要に応じて、溶体化熱処理［ステップ７］、熱処理［ステップ８］、仕上げ圧延［ステップ９］、調質焼鈍［ステップ１０］をこの順に施す方法が挙げられる。（以下、本発明の好ましい製造方法１という。）
また、別の好ましい製造方法として、上記の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、鋳造［ステップ１］、均質化熱処理［ステップ２］、第１種の高温圧延［ステップ３］、室温まで水冷［ステップ４Ａ］、再加熱後に第２種の高温圧延［ステップ５−２］、冷間圧延［ステップ６］をこの順に施し、その後で必要に応じて、溶体化熱処理［ステップ７］、熱処理［ステップ８］、仕上げ圧延［ステップ９］、調質焼鈍［ステップ１０］をこの順に施す方法が挙げられる。（以下、本発明の好ましい製造方法２という。）

上記製造方法の第２種の高温圧延中の析出の回避に関する考え方を示す。８００℃以上などの高温域では、過飽和固溶量が少ないため析出は軽微である。６５０〜８００℃などの中温域では過飽和固溶量が増えるとともに、析出の速度も速いため、最も析出が進行する。６５０℃以下などの低温域では過飽和固溶量は多いものの、析出の速度は遅いため、深刻な強度低下が起きる析出は抑制できる。これらの析出にとっての「高温域・中温域・低温域」の温度帯は合金系や濃度によって異なる。
上記の本発明の好ましい製造方法１によると、第２種の高温圧延中の温度低下に伴って中温域に保持される場合に析出物が粗大化してしまい、強度が低下する場合がある。特に、濃度が高く析出の速度が速い合金成分において顕著である。そこで、第２種の高温圧延中の析出が遅い系に対して上記の本発明の好ましい製造方法１を適用することが好ましい。
一方、上記の本発明の好ましい製造方法２を適用すれば、高温域で第１種の高温圧延した後に水冷して析出を回避し、低温域に再加熱して第２種の高温圧延することにより、析出を回避しながら第２種の高温圧延を施すことが可能である。そこで、第２種の高温圧延中の析出が速い系に対して上記の本発明の好ましい製造方法２を適用することが有効である。

本発明の製造方法においては、上記の第２種の高温圧延［ステップ５−１］又は［ステップ５−２］において、圧延ロールの接触弧長（Ｌ）を圧延パスの入り側の板厚（ｈ_１）で割った値である形状比（Ｌ／ｈ_１）が３．５以下であり、かつ、下式で求められる歪み速度

が０．５／秒以上であり、かつ、第２種の高温圧延での合計加工率が６０％以上であることが好ましい。ここで合計加工率とは、複数パスの第２種の高温圧延による板厚減少量（ｍｍ）を第２種の高温圧延前の板厚（ｍｍ）で除した比を％で表した値である。もし１パスで加工を行う場合には、合計加工率とは当該１パスの加工率そのものの意味である。
接触弧長（Ｌ）は下記の式で求める。

ここで、Ｒは圧延ロールの半径、ｈ_１は入り側の板厚、ｈ_２は出側の板厚である。この接触弧長（Ｌ）を入り側の板厚（ｈ_１）で割った値を形状比（Ｌ／ｈ_１）として算出する。
圧延における歪み速度は下記の式で求める。

ここで、Ｖ_Ｒはロール周速度（ｍｍ／ｓｅｃ）、Ｒはロール半径（ｍｍ）、ｈ_１は入り側の板厚（ｍｍ）、ｒは圧下率｛この式中の圧下率は無次元｝である。

第２種の高温圧延における形状比（Ｌ／ｈ_１）が３．５を超える場合、せん断変形が強まりＮＤに（１００）面が向く割合が増加し、その結果、ＴＤに（１１１）面が向く割合が減少するため、好ましくない。形状比の下限は特に制限はない。
また、歪み速度が０．５／秒よりも小さくなると、中間温度脆性によって材料に割れが発生する場合がある。歪み速度の上限値には特に制限はないが、通常は１００／秒程度である。
また、第２種の高温圧延の合計加工率が６０％未満の場合には、その効果が十分に得られないため、好ましくない。好ましくは７０％以上である。第２種の高温圧延の合計加工率は、特に上限はないが、通常は９５％程度である。

上記の動的再結晶温度とは、その温度以上で圧延した場合に動的再結晶が起き、その温度未満では動的再結晶が起きないという境界の温度であり、合金系や添加合金成分ごとに異なるが、予備実験にて決定することができる。当該成分の材料を複数の温度まで加熱し、圧延した後に水冷して圧延後の組織を凍結し、圧延前後のミクロ組織観察を行うことで、動的再結晶の有無を確認し、加工温度との関係を把握するものである。前記の本発明で用いられる合金系で言えば、Ｃｕ−（Ｎｉ、Ｃｏ）−Ｓｉ系合金では動的再結晶温度は例えば約８００℃であり、Ｃｕ−（Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｎ）−Ｐ系合金では動的再結晶温度は例えば約８００℃であり、Ｃｕ−（Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ）系合金では動的再結晶温度は例えば約５００℃であり、Ｃｕ−（Ｂｅ、Ｎｉ）系合金では動的再結晶温度は例えば約７００℃であり、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金では動的再結晶温度は例えば約６００℃であり、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｆｅ系合金では動的再結晶温度は例えば約８００℃である。上述の動的再結晶温度はそれぞれの合金系における代表的一例であって、本発明はこれらに制限されるものではない。例えば、主溶質元素に加えて、どの副添加元素をどの程度の量で添加するかに応じて、動的再結晶温度は個々の合金組成によって変化する。

上記鋳造［ステップ１］後の各ステップについて、好ましくは、均質化熱処理［ステップ２］は７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間、第１種の高温圧延［ステップ３］は加工温度が５００〜１０２０℃（好ましくは７００〜１０２０℃、さらに好ましくは７５０〜１０００℃、より好ましくは８００〜１０００℃）で合計加工率が２０〜９０％、冷却［ステップ４］には、空冷、ガス冷却、水冷（［ステップ４Ａ］に相当）を施し、第２種の高温圧延［ステップ５−１又は５−２］は加工温度が２００〜７５０℃（合金系により異なるが、好ましくは４５０〜７５０℃、さらに好ましくは４５０〜６５０℃、あるいは、好ましくは４００〜６５０℃、さらに好ましくは４００〜５５０℃）で合計加工率が６０〜９５％（好ましくは６５〜９０％）、冷間圧延［ステップ６］は加工率が５０〜９９％、溶体化熱処理［ステップ７］は７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持、熱処理［ステップ８］は２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持、仕上げ圧延［ステップ９］は室温で加工率が２〜６０％、調質焼鈍［ステップ１０］は３００〜７００℃で１０秒〜２時間の保持、という条件が、本発明の好ましい範囲である。
また、上記鋳造［ステップ１］−均質化熱処理［ステップ２］−第１種の高温圧延［ステップ３］は、途中で温度を下げることなく連続鋳造圧延で行なうことが好ましい。冷却［ステップ４］での冷却速度は、好ましくは１〜１００℃／秒（さらに好ましくは５〜１００℃／秒）である。水冷［ステップ４Ａ］での冷却速度は、好ましくは１〜１００℃／秒（さらに好ましくは５〜１００℃／秒）である。溶体化熱処理［ステップ７］前後で、昇温速度は好ましくは１〜１００℃／秒であり、冷却速度は好ましくは１〜２００℃／秒であり、さらに好ましくは１〜１００℃／秒である。
材料表面のスケールのための面削、酸洗浄などによる溶解は必要に応じて導入される。圧延後の形状が良好でない場合は、テンションレベラーなどによる矯正が、必要に応じて導入される。また、第１種の高温圧延や第２種の高温圧延後に析出が進行する場合には、それらの加工後に室温までの冷却を必要に応じて行う。
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、前記所定の面積率を満足するならば、上記［ステップ１］〜［ステップ１０］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。上記の方法に含まれるものではあるが、上記［ステップ１］〜［ステップ１０］の内、例えば、［ステップ６］を最終ステップとして工程を終了してもよい。あるいは、上記［ステップ６］〜［ステップ８］は、この内１つまたは２つ以上を２回以上繰り返して行うこともできる。例えば、［ステップ７］を施す前に、２〜４５％の加工率の冷間圧延［ステップ９Ａ］を行なってもよい。

なお、上でも説明したが、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。）とは、圧延工程前の板厚ｔ_１（ｍｍ）と圧延工程後の板厚ｔ_２（ｍｍ）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

本発明の銅合金板材は、例えばコネクタ用銅合金板材に要求される、下記の特性を満足することができる。
ＴＤのヤング率については、好ましくは１３５ＧＰａ以上、より好ましくは１４０ＧＰａ以上、更に好ましくは１４５ＧＰａ以上、特に好ましくは１５０ＧＰａ以上である。ヤング率の上限には特に制限はないが、通常、１８０ＧＰａ以下である。
ヤング率の代用特性として、たわみ係数を用いても良い。たわみ係数は、好ましくは１２０ＧＰａ以上、更に好ましくは１２５ＧＰａ以上、更に好ましくは１３０ＧＰａ以上、特に好ましくは１３５ＧＰａ以上である。
たわみ係数は、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡＴ３１２（２００２年）「銅及び銅合金板条の片持ち梁による曲げたわみ係数測定方法」に従って、片持ち梁法によって測定する。
耐応力緩和特性については、後述する１５０℃に１０００時間保持する測定方法によって応力緩和率（ＳＲ）が３０％以下、好ましくは２０％以下、最も好ましくは１０％以下を満たすこともできる、という良好な特性を実現することができる。
本発明の銅合金板材における好ましい導電率と耐力は合金系ごとに値が異なるので、以下に合金系ごとに示す。

Ｃｕ−（Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ）系合金では、導電率は、好ましくは５０％ＩＡＣＳ（以下、単に％と略記する場合もある）以上、より好ましくは６５％以上、さらに好ましくは８０％以上、特に好ましくは９０％以上であり、耐力は、好ましくは３５０ＭＰａ以上、より好ましくは４５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは５００ＭＰａ以上、特に好ましくは５５０ＭＰａ以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は１００％以下、耐力は８００ＭＰａ以下である。
Ｃｕ−（Ｂｅ、Ｎｉ）系合金では、導電率は、好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上、さらに好ましくは４５％以上、特に好ましくは５５％以上であり、耐力は、好ましくは７００ＭＰａ以上、より好ましくは８００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上、特に好ましくは１０５０ＭＰａ以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は８０％以下、耐力は１４００ＭＰａ以下である。
Ｃｕ−（Ｎｉ、Ｃｏ）−Ｓｉ系合金では、導電率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上、特に好ましくは５０％以上であり、耐力は、好ましくは５５０ＭＰａ以上、より好ましくは６５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは７００ＭＰａ以上、特に好ましくは８００ＭＰａ以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は７０％以下、耐力は１２００ＭＰａ以下である。

Ｃｕ−（Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｎ）−Ｐ系合金では、導電率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６５％以上、特に好ましくは７５％以上であり、耐力は、好ましくは２５０ＭＰａ以上、より好ましくは３５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは４５０ＭＰａ以上、特に好ましくは５００ＭＰａ以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は９８％以下、耐力は８００ＭＰａ以下である。
Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金では、導電率は、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上、さらに好ましくは５５％以上、特に好ましくは６０％以上であり、耐力は、好ましくは４５０ＭＰａ以上、より好ましくは４９０ＭＰａ以上、さらに好ましくは５３０ＭＰａ以上、特に好ましくは５７０ＭＰａ以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は９０％以下、耐力は９００ＭＰａ以下である。
Ｃｕ−Ｔｉ−Ｆｅ系合金では、導電率は、好ましくは８％以上、より好ましくは１２％以上、さらに好ましくは１６％以上、特に好ましくは２０％以上であり、耐力は、好ましくは８００ＭＰａ以上、より好ましくは８５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上、特に好ましくは９５０ＭＰａ以上である。導電率と耐力の上限にはそれぞれ特に制限はないが、通常、導電率は４０％以下、耐力は１４００ＭＰａ以下である。

以下に、実施例に基づき本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

実施例１
表１の合金成分の欄の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。この鋳塊を、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理に付した後に、下記の工程Ａ、Ｂ又はＥの第１種の高温圧延及び第２種の高温圧延を実施した。
（工程Ａ）
８００℃〜１０００℃の加工温度の第１種の高温圧延（加工率２０〜９０％）の後に、冷却速度５〜１００℃／秒で水冷して室温まで急冷し、その後に６５０℃に再加熱し４５０℃〜６５０℃の加工温度にて第２種の高温圧延（加工率６０〜９５％）をする。
（工程Ｂ）
８００℃〜１０００℃の加工温度の第１種の高温圧延（加工率２０〜９０％）の後に、冷却速度５〜１００℃／秒で空冷して７５０℃以下まで冷却し、その後に４５０℃〜７５０℃の加工温度にて第２種の高温圧延（加工率６０〜９５％）をする。
（工程Ｅ）
８００℃〜１０００℃の加工温度の第１種の高温圧延（加工率２０〜９０％）の後に、冷却速度５〜１００℃／秒で水冷して室温まで急冷する。
上記工程Ａ、Ｂ又はＥによる加工の後に、加工率５０〜９９％の冷間圧延を行い、７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持する溶体化熱処理を、いくつかの発明例及び比較例では行った。溶体化前後の昇温速度と冷却速度は、いずれも１〜１００℃／秒であった。表１に溶体化熱処理の有無を示した。その後、２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持する熱処理、室温で加工率が２〜６０％の仕上げ圧延、３００〜７００℃で１０秒〜２時間の調質焼鈍を行い、本発明例１−１〜１−２４及び比較例１−１〜１−９の銅合金板材の供試材（ｔ０．１５ｍｍ）を製造した。

なお、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。

この供試材について下記の特性調査を行った。結果を表１示す。

ａ．ＴＤに（１１１）面が向く原子面の領域の面積率：
ＥＢＳＤ法により、約５００μｍ四方の測定領域で、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、各理想方位であるＴＤを法線とする（１１１）面と、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面各々とを合わせた領域（これらを併せて、前述のＴＤに（１１１）面が向く原子面の領域である）について、これらの合計の面積率を以下の式によって算出した。
面積率（％）＝｛（ＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積の合計）／全測定面積｝×１００
以下の各表中には、これを単に「ＴＤ／／（１１１）面積率（％）」として示す。
なお、ＥＢＳＤ法の測定装置としては、（株）ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ５．０（商品名）を用いた。

ｂ．ヤング率：
圧延垂直方向（圧延方向に垂直な方向）から幅２０ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊状試験片を採取し、試験片の長さ方向に引張試験機により応力を付与し、歪みと応力の比例定数を求めた。降伏するときの歪み量の８０％の歪み量を最大変位量とし、その変位量までを１０分割した変位を与え、その１０点から歪みと応力の比例定数をヤング率として求めた。

ｃ．０．２％耐力［ＹＳ］：
圧延垂直方向から切り出したＪＩＳＺ２２０１−１３Ｂ号の試験片をＪＩＳＺ２２４１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℃）に保たれた恒温漕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。

ｅ．応力緩和率［ＳＲ］：
圧延垂直方向に試験片を採取した。日本伸銅協会ＪＣＢＡＴ３０９：２００１（これは仮規格である。旧規格は「日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ−３００３」であった。）に準じ、以下に示すように、１５０℃で１０００時間保持後の条件で測定した。片持ち梁法により耐力の８０％の初期応力を負荷した。
図１は耐応力緩和特性の試験方法の説明図であり、（ａ）は熱処理前、（ｂ）は熱処理後の状態である。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％の初期応力を付与した時の試験片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。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。この関係から、応力緩和率（％）は（Ｈ_ｔ−Ｈ_１）／（δ_０−Ｈ_１）×１００と算出した。式中、δ_０は、基準から試験片１までの距離であり、Ｈ_１は、基準から試験片３までの距離であり、Ｈ_ｔは、基準から試験片２までの距離である。

ｆ．たわみ係数
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡＴ３１２（２００２年）「銅及び銅合金板条の片持ち梁による曲げたわみ係数測定方法」に従って、片持ち梁法によって測定した。ここでは、圧延方向に対して垂直の方向に試験片を採取して測定した際の測定値を示した。

表１に示す様に、本発明例１−１〜１−２４は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。
一方、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化合物（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が金属組織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１−５〜１−６は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。
比較例１−７〜１−９はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率（ＴＤに（１１１）面が向く割合）が低く、ヤング率が劣った。

実施例２
表２の合金成分の欄の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。
その後に、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理した後に、下記の工程Ｃ、Ｄ又はＥの第１種の高温圧延及び第２種の高温圧延を実施した。工程Ｅは、実施例１と同様にして行なった。
（工程Ｃ）
７００℃〜１０００℃の加工温度の第１種の高温圧延（加工率２０〜９０％）の後に、冷却速度５〜１００℃／秒で水冷して室温まで急冷し、その後に５５０℃に再加熱し４００℃〜５５０℃の加工温度にて第２種の高温圧延（加工率６０〜９５％）をする。
（工程Ｄ）
７５０℃〜１０００℃の加工温度の第１種の高温圧延（加工率２０〜９０％）の後に、冷却速度５〜１００℃／秒で空冷して６５０℃以下まで冷却し、その後に４００℃〜６５０℃の加工温度にて第２種の高温圧延（加工率６０〜９５％）をする。
上記工程Ｃ、Ｄ又はＥによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例１と同様にして本発明例２−１〜２−２０および比較例２−１〜２−９の銅合金板材の供試材を製造し、実施例１と同様に特性を調査した。結果を表２に示す。

表２に示すように、本発明例２−１〜２−２０は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。
一方、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は、ＮｉとＦｅとＳｎの総量が少ないために、強度が劣った。比較例２−２は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例２−３は、Ｐが少ないために強度が劣った。比較例２−４は、Ｐが多いために導電率が劣った。比較例２−５〜２−６は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例２−７〜２−９はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。

実施例３
表３の合金成分の欄の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。
その後に、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理した後に、実施例２で示した工程Ｃ、Ｄ又はＥの第１種の高温圧延及び第２種の高温圧延を実施した。
上記工程Ｃ、Ｄ又はＥによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例１と同様にして本発明例３−１〜３−１２および比較例３−１〜３−７の銅合金板材の供試材を製造し、実施例１と同様に特性を調査した。結果を表３に示す。

表３に示す様に、本発明例３−１〜本発明例３−１２は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、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は、ＣｒとＺｒとＴｉの総量が少ないために、強度が劣った。比較例３−２は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例３−３〜比較例３−４は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例３−５〜３−７はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。

実施例４
表４の合金成分の欄の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。
その後に、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理した後に、実施例１で示した工程Ａ、Ｂ又はＥの第１種の高温圧延及び第２種の高温圧延を実施した。
上記工程Ａ、Ｂ又はＥによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例１と同様にして本発明例４−１〜４−８および比較例４−１〜４−５の銅合金板材の供試材を製造し、実施例１と同様に特性を調査した。結果を表４に示す。

表４に示す様に、本発明例４−１〜本発明例４−８は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、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、ＢｅとＮｉの総量が少ないために、強度が劣った。比較例４−２は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例４−３は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例４−４〜４−５はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。

実施例５
表５の合金成分の欄の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。
その後に、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理した後に、実施例２で示した工程Ｃ、Ｄ又はＥの第１種の高温圧延及び第２種の高温圧延を実施した。
上記工程Ｃ、Ｄ又はＥによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例１と同様にして本発明例５−１〜５−６および比較例５−１〜５−５の銅合金板材の供試材を製造し、実施例１と同様に特性を調査した。結果を表５に示す。

表５に示す様に、本発明例５−１〜本発明例５−６は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、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５−１は、ＭｇとＰの総量が少ないために、強度が劣った。比較例５−２は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例５−３は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例５−４〜５−５はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。

実施例６
表６の合金成分の欄の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。
その後に、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理した後に、実施例１で示した工程Ａ、Ｂ又はＥの第１種の高温圧延及び第２種の高温圧延を実施した。
上記工程Ａ、Ｂ又はＥによる加工の後の冷間圧延以降の工程は、実施例１と同様にして本発明例６−１〜６−１１および比較例６−１〜６−５の銅合金板材の供試材を製造し、実施例１と同様に特性を調査した。結果を表６に示す。

表６に示す様に、本発明例６−１〜本発明例６−１１は、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、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６−１は、ＴｉとＦｅの総量が少ないために、強度が劣った。比較例６−２は、その総量が多いために、導電率が劣った。比較例６−３は、その他の元素が多いために、導電率が劣った。比較例６−４〜６−５はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。

実施例７
表７に示す合金成分の元素を含有し、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、これを鋳造して鋳塊（ｗ１００ｍｍ×ｌ２００ｍｍ×ｔ４０ｍｍ）を得た。その後に、７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理した後に、８００℃〜１０００℃の加工温度の第１種の高温圧延（加工率２０〜９０％）の後に、冷却速度５〜１００℃／秒で水冷して室温まで急冷し、その後に６５０℃に再加熱し４５０℃〜６５０℃の加工温度にて第２種の高温圧延をした。第２種の高温圧延の形状比、歪み速度、合計加工率の条件は、表８に記載した。なお、形状比や歪み速度の算出に必要な各パス後の板厚は、実測値でなく、ロール間隔の値を用いた。
その後に、加工率５０〜９９％の冷間圧延を行い、７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持する溶体化熱処理を、いくつかの発明例及び比較例では行った。溶体化前後の昇温速度と冷却速度は、いずれも１〜１００℃／秒であった。表８に溶体化熱処理の有無を示した。その後、２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持する熱処理、室温で加工率が２〜６０％の仕上げ圧延、３００〜７００℃で１０秒〜２時間の調質焼鈍を行い、本発明例７−１〜７−６及び比較例７−１〜７−５の銅合金板材の供試材（ｔ０．１５ｍｍ）とした。

表８に示す様に、第２種の高温圧延での形状比、歪み速度、加工率の条件が、本発明の好ましい範囲内の場合には、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、これらの第２種の高温圧延の好ましい加工条件を満たさない場合は、特性が劣った。すなわち、比較例７−１〜７−５はＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、ヤング率が劣った。

前記実施例７（表７、表８）に示したＣｕ−（Ｎｉ、Ｃｏ）−Ｓｉ系合金の場合と同様に、本発明の他の合金系、すなわち、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系合金の場合も、第２種の高温圧延での形状比、歪み速度、加工率の条件が、本発明の好ましい範囲内の場合には、ヤング率、耐力、導電率、耐応力緩和特性に優れた。一方、これらの第２種の高温圧延の好ましい加工条件を満たさない場合は、ＴＤに（１１１）面が向く原子面の面積率が低く、その特性としてヤング率が劣った。

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。
従来の製造条件の記載の中で、熱間圧延の詳細な条件、特に本発明における第２種の高温圧延の条件について不明な場合は、本明細書の段落［００３５］に記載したとおり、より高温で圧延することによって圧延加工に要する仕事エネルギーを下げる、という一般的な目的で熱間圧延が行われているものとし、本発明における第１種の高温圧延と第２種の高温圧延を組み合わせた２段階の高温圧延は、行わなかった。

（比較例１０１）・・・特開２００９−１３２９６５号公報実施例１の条件
無酸素銅を母材として用いて、Ｃｒ；０．２質量％、Ｚｒ；０．１質量％を含有した組成を有する銅合金を高周波溶解炉で溶製し、厚さ２５ｍｍ、幅３０ｍｍ、長さ１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。これを９５０℃に加熱して、厚さ８ｍｍまで熱間圧延し、その後、厚さ１ｍｍまで冷間圧延して、８００℃で焼鈍した。
続いて、これに加工度４０％の冷間加工と、５００℃で１分間加熱する熱処理とを、３回繰り返して行って、厚さ０．２２ｍｍの金属板材を作製し、これを試料ｃ０１とした。
得られた試験体ｃ０１は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、２段階の高温圧延を行っていない点で異なり、ＴＤ／／（１１１）面積率が５０％以下であり、ＴＤのヤング率及びたわみ係数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２００８−２９７６１７号公報本発明例１の条件
Ｂｅ１．９１質量％、Ｎｉ０．１４質量％、Ｆｅ０．０４質量％、Ｃｏ０．３０質量％を含有し残部が銅である組成を有する銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片（厚さ６０ｍｍ）を固相線より３０℃以上低い温度（合金組成により８２０〜９００℃）に加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。固相線温度は、各組成の合金について予備実験を行うことによって把握してある。熱間圧延に際しては、７００℃以上の温度域での圧延率が６０％以上となり、かつ７００℃未満の温度域でも圧下率４４％で圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。熱間圧延の最終パス温度は６００℃〜４００℃の間にある。鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９０％である。なお、上記７００℃未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比：３．７〜４．５、歪速度：０．８〜１７．０／秒という条件を採用して行った。
熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。次いで、圧延率８２％で冷間圧延を行った後、溶体化処理に供した。溶体化処理においては、溶体化処理後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が１０〜４０μｍとなるように到達温度を合金組成に応じて７００〜８５０℃の範囲内で調整し、７００〜８５０℃の温度域での保持時間を１０ｓｅｃ〜１０ｍｉｍの範囲で調整した。続いて、上記溶体化処理後の板材に対して、圧延率２０％で仕上冷間圧延を施した。なお、必要に応じて途中で面削を行い、板厚は０.２ｍｍに揃えた。「未時効処理材」としての供試材にはこの段階の板材を使用した。
このようにして得られた板厚０.２ｍｍ板材について、予備実験として３００〜５００℃の温度範囲で最大５ｈまでの時効処理実験を行い、合金組成に応じて最大硬さとなる時効処理条件（その時効温度をＴ_m（℃）、時効時間をｔ_m（ｍｉｎ）とする）を把握した。
この合金（上記未時効処理材）の板材を時効温度Ｔ_m（３２０℃）、時効時間ｔ_m（１２０分）で時効処理して「時効硬化材」の供試材とした。これを試料ｃ０２−１とした。
また、ミルハードン材として出荷する場合を想定して、この合金（上記未時効処理材において、仕上げ冷間圧延率を１０％に変更）の板材に、最大硬度には到達しない程度の時効処理を施したものを供試材とした。その時効処理条件は時効温度Ｔm（３２０℃）、時効時間０.１ｔm以上ｔm未満（２０分）の範囲とした。これを試料ｃ０２−２とした。
得られた試験体ｃ０２−１、ｃ０２−２は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、２段階の高温圧延の内で、第２段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、ＴＤ／／（１１１）面積率が５０％以下であり、ＴＤのヤング率及びたわみ係数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１０３）・・・特開２００６−００９１３７号公報の表２に記載の発明例（鋳塊Ｎｏ．Ａ−試料Ｎｏ．５、鋳塊Ｎｏ．Ｏ−試料Ｎｏ．１８）の条件
Ｎｉ３．８質量％、Ｓｉ０．８９質量％、Ｓ０．００２質量％を含有し残部が銅である組成を有する銅合金（同公報の表１に記載の鋳塊Ｎｏ．Ａ）と、Ｎｉ３．８質量％、Ｓｉ０．８９質量％、Ｍｇ０．１質量％、Ｓｎ０．１５質量％、Ｚｎ０．５質量％、Ｃｏ０．２５質量％、Ｓ０．００２質量％を含有し残部が銅である組成を有する銅合金（同公報の表１に記載の鋳塊Ｎｏ．Ｏ）を、高周波溶解炉にて熔解し、ＤＣ法により厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に鋳造した。次にこれらの鋳塊を１０００℃に加熱し、この温度に１時間保持後、厚さ１２ｍｍに熱間圧延し、速やかに冷却した。
次いで熱間圧延板を両面各１．５ｍｍずつ切削して酸化皮膜を除去した後、冷間圧延（イ）により厚さ０．１５〜０．２５ｍｍに加工し、次いで溶体化処理温度を８２５〜９２５℃の温度範囲で変化させ１５秒間熱処理し、その後直ちに１５℃／秒以上の冷却速度で冷却した。次に不活性ガス雰囲気中で４７５℃で２時間の時効処理を施し、次いで最終塑性加工である冷間圧延（ハ）を行い、最終的な板厚を揃えた。前記最終塑性加工後、引き続き３７５℃で２時間の低温焼鈍を施して銅合金板材を製造した。これらを試料ｃ０３−１、ｃ０３−２とした。
得られた試験体ｃ０３−１、ｃ０３−２は、上記実施例とは製造条件について、２段階の高温圧延を行っていない点で異なり、ＴＤ／／（１１１）面積率が５０％以下であり、ＴＤのヤング率及びたわみ係数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１０４）・・・特開２００８−２３１４９２号公報本発明例５の条件
Ｎｉ０．８６質量％、Ｓｎ１．２６質量％、Ｐ０．１０質量％、Ｆｅ０．１５質量％を含有し残部が銅である組成を有する銅合金を溶製し、縦型連続鋳造機を用いて鋳造した。得られた鋳片（厚さ１８０ｍｍ）から厚さ６０ｍｍの試料を切り出し、これを９５０℃に加熱したのち抽出して、熱間圧延を開始した。その際、９５０℃〜７００℃の温度域での圧延率が６０％以上となり、かつ７００℃未満の温度域でも圧下率４５％で圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。熱間圧延の最終パス温度は６００℃〜４００℃の間にある。鋳片からのトータルの熱間圧延率は約８０〜９０％である。なお、上記７００℃未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比：３．７〜４．５、歪速度：０．８〜１７．０／秒という条件を採用して行った。
熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。次いで、圧延率９０％で冷間圧延を行った後、再結晶焼鈍に供した。再結晶焼鈍後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が５〜４０μｍとなるように到達温度を合金組成に応じて６００〜７５０℃の範囲内で調整し、６００〜７５０℃の温度域での保持時間を１０秒〜６００分の範囲で調整した。上記再結晶焼鈍後の板材に対して、時効処理は施さなかった。次いで、圧延率６５％で仕上げ冷間圧延を行った。その後さらに、４００℃の炉中に５分装入する低温焼鈍を施した。このようにして供試材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、供試材の板厚は０.１５ｍｍとした。これを試料ｃ０４とした。
得られた試験体ｃ０４は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、２段階の高温圧延の内で、第２段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、ＴＤ／／（１１１）面積率が５０％以下であり、ＴＤのヤング率及びたわみ係数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１０５）・・・特開２００９−２２８０１３号公報実施例１の条件
０．６６質量％のＭｇと０．０４質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金を溶製し、縦型の小型連続鋳造機を用いて鋳造して、厚さ５０ｍｍの鋳片を得た。
その鋳片を９００℃に加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、９００℃〜６００℃の温度域における圧延率が６０％以上になり且つ６００℃未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。なお、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率を４８％とし、熱間圧延の最終パス温度は５００℃〜３００℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９０％であった。なお、上記６００℃未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比：３．７〜４．５、歪速度：０．８〜１７．０／秒という条件を採用して行った。
熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。次いで、圧延率９２％で冷間圧延を行った後、４００〜７００℃で再結晶焼鈍を行った。なお、試料表面に取り付けた熱電対により再結晶焼鈍時の温度変化をモニターした。再結晶焼鈍後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が１０〜３０μｍになるように、到達温度を合金組成に応じて４００〜７００℃の範囲内で調整し、４００〜７００℃の温度域における保持時間を１０秒間〜３０分間の範囲で調整した。
次に、再結晶焼鈍後の板材に対して、圧延率３５％で仕上げ冷間圧延を行い、次いで、３００℃の炉中に５分間装入する低温焼鈍を施した。
このようにして銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を０．３ｍｍに揃えた。これを試料ｃ０５とした。
得られた試験体ｃ０５は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、２段階の高温圧延の内で、第２段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、ＴＤ／／（１１１）面積率が５０％以下であり、ＴＤのヤング率及びたわみ係数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１０６）・・・特開２０１０−１２６７７７号公報実施例１の条件
３．１８質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金を溶製し、縦型半連続鋳造機を用いて鋳造して、厚さ６０ｍｍの鋳片を得た。
その鋳片を９５０℃に加熱した後に抽出し、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では、７５０℃以上の温度域における圧延率が６０％以上になり且つ７００℃未満の温度域でも圧延が行われるようにパススケジュールを設定した。なお、７００℃未満〜５００℃における熱間圧延率を４２％とし、熱間圧延の最終パス温度は６００℃〜５００℃の間とした。また、鋳片からのトータルの熱間圧延率は約９５％であった。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）した。なお、上記７００℃未満の温度域での高温圧延については、上記公報からは詳細な条件が明らかではなく、本願出願当時に一般的な条件であった形状比：３．７〜４．５、歪速度：０．８〜１７．０／秒という条件を採用して行った。
次いで、圧延率９８％で冷間圧延を行った後、溶体化処理を行った。この溶体化処理では、溶体化処理後の平均結晶粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が５〜２５μｍになるように、その合金組成に応じて７５０〜１０００℃の温度域で該合金組成の固溶線より３０℃以上高い温度に設定し、保持時間を５秒〜５分間の範囲で調整して熱処理を行った。具体的には、９００℃で１５秒間の熱処理を行った。
次いで、溶体化処理後の板材に対して、圧延率１５％で冷間圧延を行った
このようにして得られた板材について、予備実験として３００〜５５０℃の温度範囲で最大２４時間までの時効処理実験を行って、合金組成に応じて最大硬さになる時効処理条件（時効温度Ｔ_Ｍ（℃）、時効時間ｔ_Ｍ（分）、最大硬さＨ_Ｍ（ＨＶ））を把握した。そして、時効温度をＴ_Ｍ±１０℃の範囲内の温度に設定するとともに、時効時間をｔ_Ｍより短い時間であり且つ時効後の硬さが０．９０Ｈ_Ｍ〜０．９５Ｈ_Ｍの範囲になる時間に設定した。
次に、時効処理後の板材に対して、圧延率１０％で仕上げ冷間圧延を行った後、４５０℃の焼鈍炉内で１分間保持する低温焼鈍を行った。
このようにして銅合金板材を得た。なお、必要に応じて途中で面削を行い、銅合金板材の板厚を０．１５ｍｍに揃えた。これを試料ｃ０６とした。
得られた試験体ｃ０６は、上記本発明に係る実施例とは製造条件について、２段階の高温圧延の内で、第２段階の高温圧延における圧下率が小さく、かつ、特定の形状比で行っていない点で異なり、ＴＤ／／（１１１）面積率が５０％以下であり、ＴＤのヤング率及びたわみ係数について本発明の要求特性を満たさない結果となった。

この様に、本発明により、例えばコネクタ材などの車載部品や電気・電子機器の板材（特にその基体材料）として非常に好適な特性が実現可能である。

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、２０１０年８月２７日に日本国で特許出願された特願２０１０−１９０８５９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初期応力を付与した時の試験片
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

Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉのいずれか１種または２種または３種を合計で０．０５〜１．０ｍａｓｓ％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し、
ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向（ＴＤ）に向く原子面の集積に関し、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率が５０％を超えることを特徴とする銅合金板材。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉのいずれか１種または２種または３種を合計で０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｂ、Ｐ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、ＣｏおよびＨｆからなる群から選ばれる少なくとも１種を合計で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し、
ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、圧延板の幅方向（ＴＤ）に向く原子面の集積に関し、（１１１）面の法線とＴＤのなす角の角度が２０°以内である原子面を有する領域の面積率が５０％を超えることを特徴とする銅合金板材。
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合金成分組成から成る銅合金素材に、
鋳造［ステップ１］、
７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理［ステップ２］、
加工温度が５００〜１０２０℃で合計加工率が２０〜９０％の第１種の高温圧延［ステップ３］、
動的再結晶温度以下まで冷却［ステップ４］、
加工温度が２００〜７５０℃で合計加工率が６０〜９５％の第２種の高温圧延［ステップ５−１］、
加工率が５０〜９９％の冷間圧延［ステップ６］、
７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持の溶体化熱処理［ステップ７］、
２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持の熱処理［ステップ８］、
室温で加工率が２〜６０％の仕上げ圧延［ステップ９］、及び
３００〜７００℃で１０秒〜２時間の保持の調質焼鈍［ステップ１０］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。
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合金成分組成から成る銅合金素材に、
鋳造［ステップ１］、
７００℃〜１０２０℃で１０分〜１０時間の均質化熱処理［ステップ２］、
加工温度が５００〜１０２０℃で合計加工率が２０〜９０％の第１種の高温圧延［ステップ３］、
室温まで水冷するステップ［ステップ４Ａ］、
再加熱後に加工温度が２００〜７５０℃で合計加工率が６０〜９５％の第２種の高温圧延［ステップ５−２］、
加工率が５０〜９９％の冷間圧延［ステップ６］、
７００℃〜１０２０℃で３秒〜１０分間の保持の溶体化熱処理［ステップ７］、
２５０〜６５０℃において５分間〜２０時間の保持の熱処理［ステップ８］、
室温で加工率が２〜６０％の仕上げ圧延［ステップ９］、及び
３００〜７００℃で１０秒〜２時間の保持の調質焼鈍［ステップ１０］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。
請求項１または２に記載の銅合金板材からなる銅合金部品。
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。