JP5260992B2 - 銅合金板材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、特に、コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材およびその製造方法に関する。

コネクタ、リードフレーム、リレー、スイッチなどの電気電子部品に使用される材料には、通電によるジュール熱の発生を抑制するために良好な導電性が要求されるとともに、電気電子機器の組立時や作動時に付与される応力に耐えることができる高い強度が要求される。また、コネクタなどの電気電子部品は、一般に曲げ加工により成形されることから、コネクタなどの電気電子部品に使用される材料には、優れた曲げ加工性も要求される。さらに、コネクタなどの電気電子部品間の接触信頼性を確保するために、コネクタなどの電気電子部品に使用される材料には、接触圧力が時間とともに低下する現象（応力緩和）に対する耐久性、すなわち耐応力緩和特性に優れていることも要求される。

しかし、導電性と強度の間にはトレードオフの関係があるので、従来、このようなコネクタなどの電気電子部品に使用される材料は、用途に応じて導電性または強度が良好で比較的コストの低い板材が適宜選択されて使用されている。このような板材は、一般に、高導電型板材、高強度型板材、中導電中強度型板材に分類することができる。

大電流部品などの導電率に対する要求が高い高導電型板材としては、純銅系板材や微量のＡｇ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｓｎなどを含有する稀薄銅合金系板材が使用されている。これらの板材は、導電率が８０％ＩＡＣＳ以上と高いが、強度が４００Ｎ／ｍｍ^２以下と低い。

一方、コネクタなどの強度に対する要求が高い高強度型板材としては、リン青銅、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系（コルソン合金）、Ｃｕ−Ｔｉ系（チタン銅）、Ｃｕ−Ｂｅ系（ベリ銅）などの銅合金の板材が使用されている。これらの銅合金板材は、強度が６００Ｎ／ｍｍ^２以上と高いが、導電率がいずれも６０％ＩＡＣＳ以下と低い。

また、導電率が６０〜８０％ＩＡＣＳの中導電中強度型銅合金板材としては、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系やＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系などの銅合金の板材があり、強度は４００〜５００Ｎ／ｍｍ^２程度である。

近年、コネクタなどの電気電子部品は、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、素材である銅や銅合金の板材は、通電によるジュ−ル熱の発生を抑えるために、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましく、また、薄肉化の要求が高まっているために、素材に要求される強度のレベルは一層厳しくなっている。具体的には、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上である場合、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、好ましくは６００Ｎ／ｍｍ^２以上であることが要求されている。

また、コネクタなどの電気電子部品の小型化や形状の複雑化に伴い、銅合金板材の曲げ加工性が良好であることが要求されている。具体的には、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）になるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）にして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが、１．０以下であるのが好ましい。

また、形状の複雑化に対応するためには、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させることが求められている。そのため、最近では、素材の曲げ加工を施す部位にノッチを付ける加工（ノッチング）を施し、その後、そのノッチに沿って曲げ加工を行う所謂ノッチング後曲げ加工法を適用することが多くなっている。しかし、このノッチング後曲げ加工法は、ノッチングによってノッチ部の近傍が加工硬化されるため、その後の曲げ加工において割れが生じ易くなる。そのため、ノッチング後曲げ加工法は、材料にとって非常に厳しい曲げ加工である。

さらに、コネクタなどの電気電子部品が過酷な環境で使用される場合が多くなるに従って、耐応力緩和特性に対する要求も厳しくなっている。例えば、自動車用コネクタのように高温に曝される環境下で使用される場合には、耐応力緩和特性が特に重要になる。なお、応力緩和とは、コネクタなどの電気電子部品を構成する素材のばね部の接触圧力が、常温では一定の状態に維持されても、比較的高温（例えば１００〜２００℃）の環境下では時間とともに低下するという、一種のクリープ現象である。すなわち、応力緩和とは、金属材料に応力が付与されている状態において、マトリックスを構成する原子の自己拡散や固溶原子の拡散によって転位が移動して、塑性変形が生じることにより、付与されている応力が緩和される現象である。

また、コネクタ用銅合金材料では、耐食性や耐応力腐食割れ性に優れていることが必要である。具体的には、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ−１０１１（平成３年１２月）に準拠した両端支持式応力緩和試験を行った場合に、応力緩和率が１５０℃において１０％以下、好ましくは５％以下であることが要求されている。

従来、導電率が６０〜８０％ＩＡＣＳの中導電中強度型銅合金として、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金（例えば、Ｃ１９４００）やＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金（例えば、Ｃ１８６６５）が使用されている（例えば、特許文献１参照）。これらの銅合金、例えば、Ｃ１９４００とＣ１８６６５の引張強さは、一般的な製法で製造した質別がＥＨの銅合金でも、それぞれ５００Ｎ／ｍｍ^２と５５０Ｎ／ｍｍ^２程度であり、コネクタ材としての要求を満足しない場合もある。

また、銅合金板材の強度を向上させるために、仕上げ圧延率の増大（質別増大）が必要であり、それに伴って、圧延方向に対して垂直な方向の曲げ加工性（すなわち、曲げ軸が圧延方向に対して平行な方向である曲げ加工性）が著しく悪化してしまう。そのため、強度レベルが高い銅合金板材でも、コネクタなどの電気電子部品に加工できなくなる場合がある。

また、導電率が６０〜８０％ＩＡＣＳの中導電中強度型銅合金のうち、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、強度の向上に伴う導電率の低下が比較的小さく、耐応力緩和特性に優れている。また、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金、Ｃｕ−Ｔｉ系銅合金、Ｃｕ−Ｂｅ系銅合金などの析出型銅合金のような複雑な熱処理工程が不要であり、コスト的にも有利である。したがって、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の曲げ加工性を向上させることができれば、導電率、強度、耐応力緩和特性、曲げ加工性およびコストのバランスに優れた銅合金を得ることができる。

特開２００４−３０３６号公報（段落番号０００３）

Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、ＭｇとＰ化合物の析出を利用しているが、基本的には固溶強化型銅合金であり、強度を向上させるためには、仕上げ圧延率の増大（質別増大）が必要である。しかし、仕上げ圧延率の増大（質別増大）により、圧延方向に平行な方向の曲げ加工性（すなわち、曲げ軸が圧延方向に対して垂直な方向である曲げ加工性）は悪化しないものの、圧延方向に対して垂直な方向の曲げ加工性（すなわち、曲げ軸が圧延方向に対して平行な方向である曲げ加工性）が著しく悪化してしまう。

そのため、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の曲げ加工性が要求される場合には、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ^２以下の低質別（大体Ｈ以下）のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金しか使用することができず、強度不足でばね性が低くなり易い。一方、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上の高質別（大体ＥＨ以上）のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、殆ど曲げ加工をしない平板状に近い部品にしか使用されていない。

銅合金板材の強度を維持しながら曲げ加工性を向上させる一般的な方法としては、Ｍｇ、Ｐ、Ｓｎ、Ｆｅなどの元素を多量に添加する方法や、結晶粒微細化などの方法がある。しかし、ＭｇやＰなどを多量に添加すると、同等の強度を維持するための仕上げ圧延率を下げて曲げ加工性の低下を抑制することができるが、ＭｇやＰなどの含有量の増加により、銅合金板材の導電率が急激に低下し、また、生産性（鋳造性、熱間加工性）が著しく低下する。一方、結晶粒微細化の場合には、結晶粒径が小さい程、単位体積当たりに存在する結晶粒界の面積が大きくなるため、クリープ現象の一種である応力緩和を助長する要因となってしまう。特に、銅合金板材が車載用コネクタなどのように高温環境で使用される場合には、原子の粒界に沿った拡散速度が粒内より著しく速いので、結晶粒微細化による耐応力緩和特性の低下が重大な問題になり易い。

また、銅合金板材においてノッチング後曲げ加工法を適用することは、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるのに効果的であるが、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金は、一般に圧延方向に平行な方向の曲げ加工性が良好であっても、ノッチング後曲げ加工法のような厳しい曲げ加工を耐えるには十分ではない。

したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、高導電性および高強度を維持しながら、通常の曲げ加工性だけでなくノッチング後の曲げ加工性にも優れ、且つ耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有するようにすれば、高導電性および高強度を維持しながら、通常の曲げ加工性だけでなくノッチング後の曲げ加工性にも優れ、且つ耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材を得ることができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明による銅合金板材は、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有することを特徴とする。

この銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有するのが好ましい。また、銅合金板材の平均結晶粒径が８〜５０μｍであるのが好ましい。また、銅合金板材が、１．０質量％以下のＦｅ、１．０質量％以下のＮｉおよび１．０質量％以下のＳｎからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有してもよい。さらに、銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計２質量％以下の範囲でさらに含む組成を有してもよい。また、銅合金板材の導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、引張強さが５５０ＭＰａ以上、応力緩和率が１０％以下であり、銅合金板材から長手方向が圧延方向ＬＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸を圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向ＴＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが、１．０以下であるのが好ましい。

また、本発明による銅合金板材の製造方法は、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、必要に応じて１．０質量％以下のＦｅと１．０質量％以下のＮｉと１．０質量％以下のＳｎからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計２質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造した後、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、４００〜７００℃における再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することを特徴とする。

この銅合金板材の製造方法において、９００℃〜６００℃の圧延パスで圧延率６０％以上の圧延を行うのが好ましい。また、再結晶焼鈍において、再結晶焼鈍後の平均結晶粒径が８〜５０μｍになるように、４００〜７００℃における保持時間および到達温度を設定して、熱処理を行うのが好ましい。さらに、仕上げ冷間圧延後に、１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行うのが好ましい。

また、本発明によるコネクタ端子は、上記６の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする。

本発明によれば、高導電性および高強度を維持しながら、通常の曲げ加工性だけでなくノッチング後の曲げ加工性にも優れ、且つ耐応力緩和特性に優れた安価な銅合金板材およびその製造方法を提供することができる。

本発明による銅合金板材の実施の形態では、０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、必要に応じて１．０質量％以下のＦｅと１．０質量％以下のＮｉと１．０質量％以下のＳｎからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計２質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たし、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有する。以下、この銅合金板材およびその製造方法について詳細に説明する。

［合金組成］
本発明による銅合金板材の実施の形態は、ＣｕとＭｇとＰを含むＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金からなる板材、好ましくは、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐの３元系銅合金からなる板材であり、必要に応じて、少量のＦｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、その他の元素を含有してもよい。

Ｍｇは、銅合金板材の固溶強化効果が著しく（強度と耐応力緩和特性を向上させる効果が著しく）があり、また、Ｓなどの微量不純物と作用して、熱間加工性を向上させる効果がある。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｍｇ含有量が０．２質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ｍｇは酸化し易いため、Ｍｇ含有量が１．２質量％を超えると、銅合金板材の鋳造性が低下する可能性があり、また、導電率も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は、０．２〜１．２質量％であるのが好ましく、０．２５〜１．０質量％であるのがさらに好ましく、０．３〜０．８質量％であるのが最も好ましい。

Ｐは、Ｍｇとの析出物を生成して、銅合金板材の強度と耐応力緩和特性と導電率を同時に向上させる効果を有する。この効果を十分に発揮させるためには、Ｐ含有量が０．００１質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ｐ含有量が０．２質量％を超えると、リン化物が粗大化し易いため、銅合金板材の熱間加工性や曲げ加工性が著しく低下する可能性がある。したがって、Ｐ含有量は、０．００１〜０．２質量％であるのが好ましく、０．００５〜０．１質量％であるのがさらに好ましく、０．０１〜０．０５質量％であるのが最も好ましい。

Ｆｅは、銅合金板材の固溶強化効果や、鋳造組織の微細化により熱間加工性を向上させる効果を有する。特に、Ｆｅは、ＭｇとＰの析出物の粗大化を抑制して、銅合金板材の曲げ加工性を向上させる効果がある。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｆｅ含有量が０．０１質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ｆｅ含有量が１．０質量％を超えると、銅合金板材の導電率が著しく低下する。したがって、銅合金板材がＦｅを含有する場合には、Ｆｅ含有量は、０．０１〜１．０質量％であるのが好ましく、０．０５〜０．５質量％であるのがさらに好ましく、０．１〜０．３質量％であるのが最も好ましい。

Ｎｉは、銅合金板材の固溶強化効果と耐応力緩和特性を向上させる効果を有し、特に、Ｍｇとともに添加すると、さらに固溶強化効果がある。これらの効果を十分に発揮させるためには、Ｎｉ含有量が０．０５質量％以上であるのが好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が１．０質量％を超えると、銅合金板材の導電率が著しく低下する。したがって、銅合金板材がＮｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は、０．０５〜１．０質量％であるのが好ましく、０．１〜０．７質量％であるのがさらに好ましく、０．２〜０．５質量％であるのが最も好ましい。

Ｓｎは、銅合金板材の強度や耐応力緩和特性を向上させる効果を有するとともに、同等の強度を維持するための仕上げ圧延率を下げて曲げ加工性の低下を抑制する効果を有する。しかし、Ｓｎの含有量が１．０質量％を超えると、銅合金板材の導電率が急激に低下し、また、熱間加工性が低下する可能性もある。したがって、銅合金板材がＳｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は、１．０質量％以下であるのが好ましく、０．０５〜０．６質量％であるのがさらに好ましく、０．１〜０．４質量％であるのが最も好ましい。

必要に応じて銅合金板材に添加するその他の元素として、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖなどがある。例えば、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖは、合金強度をさらに高めるとともに、応力緩和を小さくする効果を有する。また、Ｚｎは、溶湯流動性（鋳造性）を改善する効果を有し、また、Ｂ、Ｐ、Ｚｒ、Ｔｉは、鋳造組織微細化効果を有し、熱間加工性を向上させる効果を有する。また、銅合金板材がＣｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖからなる群から選ばれる１種以上の元素を含有する場合には、各元素を添加した効果を十分に得るために、これらの総量が０．０１質量％以上であるのが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が多過ぎると、熱間加工性または冷間加工性に悪い影響を与え、コスト的にも不利になる。したがって、これらの元素の総量は、２質量％以下であるのが好ましく、１質量％以下であるのがさらに好ましく、０．５質量％以下であるのが最も好ましい。

［集合組織］
Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板面（圧延面）からのＸ線回折パターンは、一般に｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４つの結晶面の回折ピークで構成されており、他の結晶面からのＸ線回折強度は、これらの結晶面からのＸ線回折強度に比べて非常に小さい。また、通常の製造方法によって製造されたＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の板材では、｛４２０｝面からのＸ線回折強度は、無視される程度に弱くなるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によれば、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織を有するＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材を製造することができる。また、この集合組織が強く発達している程、以下のように、曲げ加工性の向上に有利となることがわかった。

結晶のある方向に外力が加えられたときの塑性変形（すべり）の生じ易さを示す指標としてシュミット因子がある。結晶に加えられる外力の方向とすべり面の法線とのなす角度をφ、結晶に加えられる外力の方向とすべり方向とのなす角度をλとすると、シュミット因子はｃｏｓφ・ｃｏｓλで表され、その値は０．５以下の範囲をとる。シュミット因子が大きい程（すなわち０．５に近い程）、すべり方向へのせん断応力が大きいことを意味する。したがって、ある結晶にある方向から外力を付与したとき、シュミット因子が大きい程（すなわち０．５に近い程）、その結晶は変形し易いことになる。Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の結晶構造は面心立方（ｆｃｃ）であるが、面心立方晶のすべり系は、すべり面｛１１１｝、すべり方向＜１１０＞であり、実際の結晶においても、シュミット因子が大きい程、変形し易く加工硬化も小さくなることが知られている。

面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図を図１に示す。図１に示すように、＜１２０＞方向のシュミット因子は０．４９０であり、０．５に近い。すなわち、＜１２０＞方向に外力が付与されると、面心立方晶は非常に変形し易い。その他の方向のシュミット因子は、＜１００＞方向が０．４０８、＜１１３＞方向が０．４４５、＜１１０＞方向が０．４０８、＜１１２＞方向が０．４０８、＜１１１＞方向が０．２７２である。

Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金の一般的な圧延集合組織における主方位面が｛１１０｝面である結晶の場合、ＬＤ（圧延方向）が＜１１２＞方向、ＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）が＜１１１＞方向であり、そのシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．２７２である。したがって、仕上げ圧延率が高い程、圧延集合組織における主方位面である｛１１０｝面の密度が強くなり、強度（特にＴＤの強度）が高いが、ＴＤの曲げ加工性が著しく悪くなる。

また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、｛４２０｝面、すなわち｛２１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い集合組織を意味する。主方位面が｛２１０｝面である結晶の場合、板面内、すなわち｛２１０｝面内に、別の＜１２０＞方向と＜１００＞方向があり、これらは互いに直交する。実際には、ＬＤが＜１００＞方向、ＴＤが＜１２０＞方向であり、そのシュミット因子は、ＬＤが０．４０８、ＴＤが０．４９０である。

このように、ＬＤおよびＴＤのシュミット因子を見ると、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、｛１１０｝を主方位成分とする圧延集合組織と比べて、ＬＤの曲げ加工性がほぼ同等であるが、ＴＤの曲げ加工性が格段に優れている。

また、主方位面が｛２１０｝面である結晶では、板面に垂直な方向（ＮＤ）が＜１２０＞方向であり、そのシュミット因子は０．５に近いので、ＮＤへの変形は非常に容易であり、加工硬化の程度も小さい。一方、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の一般的な圧延集合組織は、｛２２０｝を主方位成分とし、この場合、｛２２０｝面、すなわち｛１１０｝面が板面（圧延面）とほぼ平行である結晶の存在割合が多い。主方位面が｛１１０｝面である結晶は、ＮＤが＜１１０＞方向であり、そのシュミット因子は０．４程度であるから、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比べて、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。また、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の一般的な再結晶集合組織は、｛３１１｝を主方位成分とする。主方位面が｛３１１｝面である結晶は、ＮＤが＜１１３＞方向であり、そのシュミット因子は０．４５程度であるので、主方位面が｛２１０｝面である結晶と比較すると、ＮＤへの変形に伴う加工硬化の程度が大きくなる。

ノッチング後曲げ加工法においては、ＮＤへの変形における加工硬化の程度が極めて重要である。ノッチングはＮＤへの変形であり、ノッチングによって板厚が減少した部分の加工硬化の程度が、その後、ノッチに沿って曲げた場合の曲げ加工性を大きく支配するからである。銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たすような｛４２０｝を主方位成分とする集合組織の場合、従来のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系合金の圧延集合組織または再結晶集合組織と比べて、ノッチングによる加工硬化の程度が小さくなり、これによってノッチング後曲げ加工性を顕著に向上させると考えられる。

金属板の曲げ加工では、各結晶粒の結晶方位は異なるので、一様に変形するのではなく、曲げ加工時に変形し易い結晶粒と変形し難い結晶粒が存在する。曲げ加工の程度が増大するに伴って、変形し易い結晶粒が優先的に変形し、金属板の曲げ部の表面には、結晶粒間における不均一な変形に起因して微小の凹凸が生じ、これがしわに発展して、場合によっては割れ（破壊）に至る。上述のようにＩ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たすような集合組織を有する金属板は、従来の集合組織の金属板と比べて、各結晶粒がＮＤに変形し易く、板面内にも変形し易くなっている。これにより、特に結晶粒を微細化しなくても、ノッチング後の曲げ加工性および通常の曲げ加工性を顕著に向上させることができると考えられる。

このような結晶配向は、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たす。面心立方晶のＸ線回折パターンでは、｛４２０｝面の反射は生じるが、｛２１０｝面の反射は生じないので、｛２１０｝面の結晶配向は、｛４２０｝面の反射によって評価される。また、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．２を満たすのがさらに好ましい。

また、｛４２０｝を主方位成分とする集合組織は、再結晶焼鈍による再結晶集合組織として形成される。しかし、銅合金板材を高強度化するためには、再結晶焼鈍後に冷間圧延することが必要である。この冷間圧延率が増加するに伴って、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。｛２２０｝方位密度の増大に伴って、｛４２０｝方位密度は減少するが、｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０、好ましくはＩ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．２を維持するように、冷間圧延率を調整すればよい。しかし、｛２２０｝を主方位成分とする集合組織が発達し過ぎると、加工性が低下する場合があるので、銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３．５を満たすのが好ましい。また、強度と曲げ加工性の両方をさらに向上させるためには、１．５≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝≦３．０を満たすのが好ましい。

［平均結晶粒径］
上述したように、平均結晶粒径が小さい程、曲げ加工性の向上に有利であるが、平均結晶粒径が小さ過ぎると、耐応力緩和特性が悪くなり易い。平均結晶粒径が８μｍ以上であれば、銅合金板材をコネクタに使用する場合でも、満足できるレベルの耐応力緩和特性を確保し易い。しかし、平均結晶粒径が大きくなり過ぎて５０μｍを超えると、曲げ部の表面が肌荒に（粗く）なり易く、曲げ加工性を低下させる場合がある。したがって、平均結晶粒径は、８〜５０μｍであるのが好ましく、１０〜３０μｍであるのがさらに好ましい。このような平均結晶粒径の制御は、再結晶焼鈍条件の調整によって行うことができる。

［特性］
コネクタなどの電気電子部品の高集積化に伴って、通電によるジュ−ル熱の発生を抑えるために、銅合金板材の導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。また、コネクタなどの電気電子部品をさらに小型化および薄肉化するためには、素材である銅合金板材の引張強さを５５０ＭＰａ以上にするのが好ましく、６００ＭＰａ以上にするのがさらに好ましい。さらに、コネクタなどの電気電子部品の設計の自由度を増大させるために、銅合金板材の曲げ加工性を向上させる必要がある。

また、銅合金板材の曲げ加工性の評価として、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）になるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）にして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが、１．０以下であるのが好ましく、０．５以下であるのがさらに好ましい。また、曲げ加工品の形状や寸法精度を向上させるために、ＬＤのノッチング後の曲げ加工性の評価として、Ｒ／ｔが０であるのが好ましい。

耐応力緩和特性については、銅合金板材を車載用コネクタなどに使用する場合は、ＴＤの耐応力緩和特性が特に重要であるため、長手方向がＴＤである試験片を用いた応力緩和率により応力緩和特性を評価するのが好ましい。また、銅合金板材の表面の最大負荷応力が０．２％耐力の８０％の大きさになるようにして、１５０℃で１０００時間保持した場合に、応力緩和率が１０％以下になるのが好ましく、５％以下になるのがさらに好ましい。

また、後述するように、図５に示す形状の雌型コネクタ端子１００を連続プレスによって横連鎖方式で作製し、得られた雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察し、割れが認められないようなコネクタ端子成形性を有する銅合金板材であるのが好ましい。なお、雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４では、曲げ加工前にノッチング（構付け）を行って、図４に示すような略台形の断面形状の深さ３０μｍのノッチ１２’ａを形成した後、曲げ加工を行った。

［製造方法］
上述したような銅合金板材は、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によって製造することができる。本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態は、上述した組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造する溶解・鋳造工程と、この溶解・鋳造工程の後に、９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行い、次いで、６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行う熱間圧延工程と、この熱間圧延工程の後に、圧延率８５％以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、この冷間圧延工程の後に、４００〜７００℃において再結晶焼鈍を行う再結晶焼鈍工程と、この再結晶焼鈍工程の後に、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を行う仕上げ冷間圧延工程と、この仕上げ冷間圧延工程の後に、必要に応じて低温焼鈍を行う低温焼鈍工程とを備えている。以下、これらの工程について詳細に説明する。なお、熱間圧延後には、必要に応じて面削を行い、各熱処理後には、必要に応じて酸洗、研磨、脱脂を行ってもよい。

（溶解・鋳造工程）
一般的な銅合金の溶製方法と同様の方法により、銅合金の原料を溶解した後、連続鋳造や半連続鋳造などにより鋳片を製造する。なお、原料を溶解する際に、Ｍｇの酸化防止のために、不活性ガスでシールするのが好ましい。

（熱間圧延工程）
通常、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の熱間圧延は、６００℃以上または６５０℃以上の高温域で圧延し、圧延中および圧延パス間の再結晶により、鋳造組織の破壊および材料の軟化のために行われる。しかし、このような一般的な熱間圧延条件では、本発明による銅合金板材の実施の形態のように特異な集合組織を有する銅合金板材を製造することは困難である。すなわち、このような一般的な熱間圧延条件では、後工程の条件を広範囲に変化させても、｛４２０｝を主方位方向に有する銅合金板材を製造するのが困難である。そのため、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、熱間圧延工程において、９００℃〜６００℃の温度域で最初の圧延パスを行い、６００℃未満〜３００℃の温度域で圧延率４０％以上の圧延を行う（所謂熱間圧延と温間圧延の組み合わせを行う）。

鋳片を熱間圧延する際に、再結晶が発生し易い６００℃より高温域で最初の圧延パスを行うことによって、鋳造組織を破壊し、成分と組織の均一化を図ることができる。しかし、９００℃を超える高温で圧延を行うと、合金成分の偏析部分など、融点が低下している部分で割れを生じるおそれがあるので好ましくない。したがって、熱間圧延工程中における完全再結晶が確実に生じるようにするためには、９００℃〜６００℃の温度域で圧延率６０％以上の圧延を行うのが好ましく、これによって組織の均一化が一層促進される。なお、１パスで圧延率６０％を得るためには大きな圧延荷重が必要であるので、多パスに分けてトータル６０％以上の圧延率を確保してもよい。また、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、圧延歪が生じ易い６００℃未満〜３００℃の温度域で４０％以上の圧延率を確保する。このようにして、後工程の冷間圧延と再結晶焼鈍の組み合わせによって、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が形成し易くなる。なお、この際も６００℃未満〜３００℃の温度域で数パスの圧延を行うことができる。熱間圧延の最終パス温度は、５００℃以下にするのが好ましく、熱間圧延におけるトータルの圧延率は８０〜９５％程度にすればよい。

それぞれの温度域における圧延率ε（％）は、熱間圧延前の鋳片の板厚をｔ_０、熱間圧延後の鋳片の板厚をｔ_１とすると、ε＝（ｔ_０−ｔ_１）／ｔ_０×１００によって算出される。例えば、９００〜６００℃の間で行う最初の圧延パスに供する鋳片の板厚が１２０ｍｍであり、６００℃以上の温度域で圧延を行って、６００℃以上の温度で行われた最後の圧延パス終了時に板厚が３０ｍｍになり、引き続いて圧延を継続して、熱間圧延の最終パスを６００℃未満〜３００℃の範囲で行い、最終的に板厚１０ｍｍの熱間圧延材を得たとする。この場合、９００℃〜６００℃の温度域で行われた圧延の圧延率は、（１２０−３０）／１２０×１００＝７５（％）になり、６００℃未満〜３００℃の温度域における圧延率は、（３０−１０）／３０×１００＝６６．７（％）になる。

（冷間圧延工程）
再結晶焼鈍前に行う冷間圧延工程では、圧延率を８５％以上にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。このような高い圧延率で加工された材料に対し、次工程で再結晶焼鈍を行うことにより、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成することができる。特に、再結晶集合組織は、再結晶前の冷間圧延率に大きく依存する。具体的には、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向は、冷間圧延率が６０％以下では殆ど生成せず、約６０〜８０％の領域では冷間圧延率の増加に伴って漸増し、冷間圧延率が約８０％を超えると急激な増加に転じる。｛４２０｝方位が十分に優勢な結晶配向を得るためには、８５％以上の冷間圧延率にする必要があり、９０％以上にするのが好ましい。なお、冷間圧延率の上限は、ミルパワーなどにより必然的に制約を受けるので、特に規定する必要はないが、エッジ割れなどを防止する観点から、９８％程度以下で良好な結果を得ることができる。

なお、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、通常の銅合金板材の製造方法で行われているように、熱間圧延後で再結晶焼鈍前に中間焼鈍が行われると、再結晶焼鈍によって形成される｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が著しく減少してしまうので、熱間圧延と再結晶焼鈍の間に中間焼鈍を行わない。

（再結晶焼鈍工程）
従来の銅合金板材の製造方法では、再結晶焼鈍は再結晶化のために行われるが、本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、さらに｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織を形成するために行われる。この再結晶焼鈍は、４００〜７００℃で行うのが好ましい。この温度が低過ぎると再結晶が不完全になり、温度が高過ぎると結晶粒の粗大化する。これらのいずれの場合も、最終的に曲げ加工性の優れた高強度材を得ることが困難になる。

また、この再結晶焼鈍は、再結晶粒の平均粒径（双晶境界を結晶粒界とみなさない）が８〜５０μｍになるように、好ましくは１０〜３０μｍになるように、４００〜７００℃で保持時間および到達温度を設定して熱処理を行うのが好ましい。再結晶粒の粒径が微細になり過ぎると、｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が残留し、｛４２０｝を主方位成分とする再結晶集合組織が弱くなり、また、耐応力緩和特性が向上し難くなる。一方、再結晶粒の粒径が粗大になり過ぎると、曲げ加工部の表面が粗くなり易い。なお、再結晶粒の粒径は、再結晶焼鈍前の冷間圧延率や化学組成によって変動するが、各々の合金について予め実験により再結晶焼鈍ヒートパターンと平均結晶粒径との関係を求めておけば、４００〜７００℃で保持時間および到達温度を設定することができる。具体的には、本発明による銅合金板材の化学組成では、４００〜７００℃で数秒〜数時間保持する加熱条件において適正な条件を設定することができる。

（仕上げ冷間圧延工程）
仕上げ冷間圧延は、強度レベルを向上させるために行われる。仕上げ冷間圧延率が低過ぎると強度が低いが、仕上げ冷間圧延率の増大に伴って｛２２０｝を主方位成分とする圧延集合組織が発達していく。一方、仕上げ冷間圧延率が高過ぎると、｛２２０｝方位の圧延集合組織が相対的に優勢になり過ぎ、強度と曲げ加工性の両方を向上させた結晶配向を実現することができない。そのため、仕上げ冷間圧延は、２０〜７０％にするのが好ましく、３０〜６０％にするのがさらに好ましい。このような仕上げ冷間圧延を行うことによって、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を維持することができる。なお、最終的な板厚は、０．０５〜１．０ｍｍ程度にするのが好ましく、０．１〜０．８ｍｍにするのがさらに好ましい。

（低温焼鈍工程）
仕上げ冷間圧延後には、銅合金板材の残留応力を低減させ、曲げ加工性を向上させ、空孔やすべり面上の転位の低減による耐応力緩和特性を向上させるために、低温焼鈍を行ってもよい。特に、Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金の場合、ＭｇとＰの析出硬化の効果を得ることができる１５０〜４５０℃の加熱温度で低温焼鈍を行うのが好ましい。この低温焼鈍により、強度、導電率、曲げ加工性および耐応力緩和特性を同時に向上させることができる。この加熱温度が高過ぎると、短時間で軟化し、バッチ式でも連続式でも特性のバラツキが生じ易くなる。一方、加熱温度が低過ぎると、上記の特性を向上させる効果を十分に得ることができない。また、この加熱温度における保持時間は、５秒間以上であるのが好ましく、通常１時間以内で良好な結果を得ることができる。

以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。

［実施例１〜１１］
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（実施例１）、０．４８質量％のＭｇと０．０６質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例２）、１．０４質量％のＭｇと０．１５質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例３）、０．３６質量％のＭｇと０．０９質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例４）、０．２２質量％のＭｇと０．０８質量％のＰと０．２１質量％のＦｅと０．０５質量％のＺｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例５）、０．５３質量％のＭｇと０．１１質量％のＰと０．２２質量％のＮｉと０．０４質量％のＴｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例６）、０．４２質量％のＭｇと０．０４質量％のＰと０．１５質量％のＣｏと０．０６質量％のＳｉを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例７）、０．８６質量％のＭｇと０．１０質量％のＰと０．００６質量％のＢを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例８）、０．３２質量％のＭｇと０．００７質量％のＰと０．２６質量％のＳｎと０．０８質量％のＣｒを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例９）、０．７２質量％のＭｇと０．０３質量％のＰと０．１１質量％のＺｒと０．０７質量％のＡｌを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１０）、０．３９質量％のＭｇと０．０８質量％のＰと０．１０質量％のＶと０．０６質量％のＭｎを含み、残部がＣｕからなる銅合金（実施例１１）をそれぞれ溶製し、縦型の小型連続鋳造機を用いて鋳造して、それぞれ厚さ５０ｍｍの鋳片を得た。

それぞれの鋳片を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それぞれ４８％（実施例１）、５０％（実施例２）、４０％（実施例３）、５２％（実施例４）、４２％（実施例５）、５２％（実施例６）、４５％（実施例７）、４５％（実施例８）、５２％（実施例９）、４６％（実施例１０）、４５％（実施例１１）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。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、それぞれ圧延率９２％（実施例１）、９０％（実施例２）、８６％（実施例３）、９４％（実施例４）、８７％（実施例５）、８８％（実施例６）、８６％（実施例７）、９０％（実施例８）、９４％（実施例９）、９１％（実施例１０）、８６％（実施例１１）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、それぞれ圧延率３５％（実施例１）、４０％（実施例２）、３０％（実施例３）、４５％（実施例４）、５０％（実施例５）、４０％（実施例６）、４０％（実施例７）、３５％（実施例８）、４０％（実施例９）、３５％（実施例１０）、４５％（実施例１１）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。

このようにして実施例１〜１１の銅合金板材を得た。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。

次に、これらの実施例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、コネクタ端子成形性を以下のように調べた。

結晶粒組織の平均結晶粒径は、銅合金板材の板面（圧延面）を研磨した後にエッチングし、その面を光学顕微鏡で観察して、ＪＩＳ
Ｈ０５０１の切断法により測定した。その結果、平均結晶粒径は、それぞれ１６μｍ（実施例１）、２０μｍ（実施例２）、１０μｍ（実施例３）、２２μｍ（実施例４）、１８μｍ（実施例５）、１５μｍ（実施例６）、１２μｍ（実施例７）、１８μｍ（実施例８）、２６μｍ（実施例９）、１４μｍ（実施例１０）、１０μｍ（実施例１１）であった。

Ｘ線回折強度（Ｘ線回折積分強度）の測定は、銅合金板材の板面（圧延面）を＃１５００耐水ペーパーで研磨仕上げした試料を用意し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）を用いて、Ｍｏ−Ｋα線、管電圧２０ｋＶ、管電流２ｍＡの条件で、試料の研磨仕上げ面について｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ｛２２０｝を測定することによって行った。一方、同じＸ線回折装置を用いて、同じ測定条件で、純銅標準粉末の｛４２０｝面のＸ線回折強度Ｉ_０｛４２０｝と｛２２０｝面のＸ線回折強度Ｉ_０｛２２０｝も測定した。これらの測定値を用いて、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝と、Ｘ線回折強度比Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝を求めた。その結果、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ１．６と２．４（実施例１）、１．４と２．７（実施例２）、１．７と２．２（実施例３）、１．３と２．５（実施例４）、１．２と３．１（実施例５）、１．４と２．６（実施例６）、１．５と２．４（実施例７）、１．６と２．１（実施例８）、１．４と２．６（実施例９）、１．４と２．６（実施例１０）、１．３と２．９（実施例１１）であった。

銅合金板材の導電率は、ＪＩＳ
Ｈ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。その結果、導電率は、それぞれ６６．７％ＩＡＣＳ（実施例１）、７１．２％ＩＡＣＳ（実施例２）、６３．２％ＩＡＣＳ（実施例３）、７２．３％ＩＡＣＳ（実施例４）、６２．６％ＩＡＣＳ（実施例５）、６４．６％ＩＡＣＳ（実施例６）、６５．３％ＩＡＣＳ（実施例７）、６１．７％ＩＡＣＳ（実施例８）、６３．８％ＩＡＣＳ（実施例９）、６５．６％ＩＡＣＳ（実施例１０）、６９．４％ＩＡＣＳ（実施例１１）であった。

銅合金板材の機械的特性としての引張強さとして、銅合金板材のＬＤ（圧延方向）およびＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の引張試験用の試験片（ＪＩＳ
Ｚ２２０１の５号試験片）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、平均値によってＬＤおよびＴＤの引張強さを求めた。その結果、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５８６ＭＰａと５９８ＭＰａ（実施例１）、５７３ＭＰａと５９１ＭＰａ（実施例２）、６０４ＭＰａと６２６ＭＰａ（実施例３）、５６５ＭＰａと５８２ＭＰａ（実施例４）、５７４ＭＰａと５９１ＭＰａ(実施例５)、６０１ＭＰａと６１５ＭＰａ（実施例６）、５８６ＭＰａと５９９ＭＰａ（実施例７）、６１１ＭＰａと６３３ＭＰａ（実施例８）、６２７ＭＰａと６４３ＭＰａ（実施例９）、６０６ＭＰａと６２２ＭＰａ（実施例１０）、６１７ＭＰａと６３８ＭＰａ（実施例１１）であった。

銅合金板材の応力緩和特性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ−１０１１（平成３年１２月）に準拠して、試験片の長手方向中央部の表面応力が０．２％耐力の８０％の大きさになるようにアーチ曲げした状態で固定した。なお、表面応力は、表面応力（ＭＰａ）＝６Ｅｔδ／Ｌ_０ ^２（但し、Ｅは弾性係数（ＭＰａ）、ｔは試料の厚さ（ｍｍ）、δは試料のたわみ高さ（ｍｍ））により定められる。この状態の試験片を大気中において１５０℃で１０００時間保持した後の曲げ癖から、応力緩和率（％）＝（Ｌ_１−Ｌ_２）／（Ｌ_１−Ｌ_０）×１００（但し、Ｌ_０は治具の長さ、すなわち、試験中に固定されている試料端間の水平距離（ｍｍ）、Ｌ_１は試験開始時の試料長さ（ｍｍ）、Ｌ_２は試験後の試料端間の水平距離（ｍｍ））を用いて、応力緩和率を算出した。その結果、応力緩和率は、それぞれ７．２％（実施例１）、７．４％（実施例２）、６．１％（実施例３）、８．２％（実施例４）、８．６％（実施例５）、８．３％（実施例６）、８．５％（実施例７）、８．０％（実施例８）、７．８％（実施例９）、８．１％（実施例１０）、８．４％（実施例１１）であった。

銅合金板材の通常の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の曲げ試験片と長手方向がＴＤ（圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向）の曲げ試験片（いずれも幅１０ｍｍ）をそれぞれ３個ずつ採取し、それぞれの試験片についてＪＩＳ
Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この試験後の試験片について、曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れが発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、この最小曲げ半径Ｒを銅合金板材の板厚ｔで除することによって、ＬＤとＴＤのそれぞれのＲ／ｔ値を求めた。ＬＤおよびＴＤのそれぞれ３個の試験片のうち、それぞれ最も悪い結果の試験片の結果を採用してＲ／ｔ値とした。その結果、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と０．３（実施例１、４）、０．０と０．０(実施例２、７)、０．０と０．８（実施例３、９）、０．０と０．６（実施例５、８）、０．０と０．５（実施例６、１０、１１）であった。

銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価するために、銅合金板材から長手方向がＬＤ（圧延方向）の短冊形試料（幅１０ｍｍ）を採取し、図２および図３に示すように略台形の断面形状の凸部が上面に形成されたノッチ形成治具（凸部先端のフラット面の幅０．１ｍｍ、両側面角度４５°）１０を用いて、図３に示すように矢印Ａ方向に１０ｋＮの荷重を付与することにより、試料１２の全幅にわたって延びるノッチを形成した。なお、ノッチの方向（すなわち溝に対して平行な方向）は、試料の長手方向（矢印Ｂ方向）に対して垂直な方向であった。このようにして用意した３個のノッチ付き曲げ試験片１２’のそれぞれのノッチ１２’ａの深さを実測したところ、図４に模式的に示すノッチ１２’ａの深さδは、板厚ｔの１／４〜１／６程度であった。これらの３個のノッチ付き曲げ試験片１２’について、それぞれＪＩＳ
Ｈ３１１０に準拠した９０°Ｗ曲げ試験を行った。この９０°Ｗ曲げ試験は、下型の中央突起部先端のＲを０ｍｍとした治具を用いて、ノッチ付き曲げ試験片１２’を、ノッチ形成面が下向きになり、下型の中央突起部先端がノッチ部分に合致するようにセットして行った。この試験後の３個の試験片について、それぞれ曲げ加工部の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察して、割れの有無を判断することによって、最も悪い試験片の結果を採用して、銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価した。その結果、いずれの実施例でも、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められず、ノッチング後の曲げ加工性は良好であった。

銅合金板材のコネクタ端子成形性を評価するために、銅合金板材から図５に示す形状の雌型コネクタ端子（口径１．５ｍｍ）１００を連続プレスによって横連鎖方式で作製した。但し、雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４では、曲げ加工前にノッチング（溝付け）を行って図４に示すような略台形の断面形状で深さ３０μｍのノッチを形成した後、曲げ加工を行った。なお、図５において、参照符号１１０はパイロット部、１２０は箱部、１２２は圧着部、１２６はバネ部を示している。得られた雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４の表面および断面を光学顕微鏡によって１００倍の倍率で観察し、割れの有無を判断することによって、最も悪いコネクタ端子の結果を採用して、銅合金板材のコネクタ端子成形性を評価した。その結果、いずれの実施例でも、雌型コネクタ端子１００の箱曲げ部１２４の表面および断面に割れが認められず、コネクタ端子成形性は良好であった。

［比較例１〜５］
それぞれ実施例１〜５と同じ組成の銅合金を使用し、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率をそれぞれ２０％（比較例１）、０％（比較例２）、２０％（比較例３）、２５％（比較例４）、２５％（比較例５）とし、再結晶焼鈍前の冷間圧延率をそれぞれ９０％（比較例１、２、４、５）、６５％（比較例３）とし、仕上げ冷間圧延率をそれぞれ３５％（比較例１）、４０％（比較例２）、３０％（比較例３）、４５％（比較例４）、５０％（比較例５）とした以外は、実施例１〜１１とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、比較例１、２、４および５では、通常の銅合金板材の製造方法として、熱間圧延後と再結晶焼鈍前の冷間圧延において、板厚が５０％減少した時点で４５０℃で３時間中間焼鈍を施した。さらに、比較例２では、熱間圧延最終パス温度が６００℃以上であった。

それぞれの比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は、それぞれ５μｍ（比較例１）、６μｍ（比較例２）、４μｍ（比較例３）、５μｍ（比較例４）、５μｍ（比較例５）であった。また、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ０．５と３．７（比較例１）、０．４と３．８（比較例２）、０．２と３．４（比較例３）、０．３と４．１（比較例４）、０．５と４．０（比較例５）であった。また、導電率は、それぞれ６７．９％ＩＡＣＳ（比較例１）、７２．６％ＩＡＣＳ（比較例２）、６４．０％ＩＡＣＳ（比較例３）、７３．５％ＩＡＣＳ（比較例４）、６２．８％ＩＡＣＳ（比較例５）であった。また、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５７７ＭＰａと６０３ＭＰａ（比較例１）、５４６ＭＰａと５９７ＭＰａ（比較例２）、５９５ＭＰａと６５６ＭＰａ（比較例３）、５４７ＭＰａと６０１ＭＰａ（比較例４）、５７１ＭＰａと６２３ＭＰａ（比較例５）であった。さらに、応力緩和率は、それぞれ１２．６％（比較例１）、１２．５％（比較例２）、９．８％（比較例３）、１３．２％（比較例４）、１４．８％（比較例５）であった。また、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と２．０（比較例１）、０．０と２．５（比較例２）、１．０と３．０（比較例３）、０．５と２．０（比較例４）、０．５と２．０（比較例５）であった。また、比較例１、２、４および５では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、比較例３では、曲げ加工部で破断した。さらに、比較例１、２、４および５では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められ、比較例３では、箱曲げ部で破断した。

［比較例６］
溶製した銅合金を０．１３質量％のＭｇと０．０４質量％のＰと０．０８質量％のＦｅを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率を４８％、再結晶焼鈍前の冷間圧延率を８６％、仕上げ冷間圧延率を９０％とした以外は、実施例１〜１１と同様の方法により、銅合金板材を得た。

得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は１４μｍであり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝は０．５、Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は４．７であった。また、導電率は８３．４％ＩＡＣＳであり、ＬＤおよびＴＤの引張強さは、それぞれ４７８ＭＰａおよび５４６ＭＰａであった。また、応力緩和率は１２．４％であり、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤのＲ／ｔは０．５、ＴＤのＲ／ｔは２．５であった。さらに、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、また、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められた。

［比較例７］
溶製した銅合金を１．６４質量％のＭｇと０．１２質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金とした以外は、実施例１〜１１と同様の方法により、銅合金板材を得た。この比較例では、Ｍｇ含有量が多過ぎたので、熱間圧延途中で割れの発生が激しくて、評価できるサンプルを取ることができなかった。

［比較例８］
溶製した銅合金を０．６５質量％のＭｇと０．４４質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率を４５％、再結晶焼鈍前の冷間圧延率を９０％、仕上げ冷間圧延率を４５％とした以外は、実施例１〜１１と同様の方法により、銅合金板材を得た。

得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は１２μｍであり、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝は１．２、Ｉ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は３．１であった。また、導電率は７８．６％ＩＡＣＳであり、ＬＤおよびＴＤの引張強さは、それぞれ５２４ＭＰａおよび５５６ＭＰａであった。また、応力緩和率は２２．５％であり、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤのＲ／ｔは１．５、ＴＤのＲ／ｔは３．０であった。さらに、ノッチング後の曲げ加工部で破断し、また、雌型コネクタ端子の箱曲げ部で破断した。

［比較例９〜１３］
溶製した銅合金を０．６６質量％のＭｇと０．０４質量％のＰを含み、残部がＣｕからなる銅合金とし、６００℃未満〜３００℃における熱間圧延率をいずれも４８％とし、再結晶焼鈍前の冷間圧延率をいずれも９２％、仕上げ冷間圧延率をそれぞれ３５％（比較例９〜１１）、８５％（比較例１２）、１０％（比較例１３）とした以外は、実施例１〜１１とほぼ同様の方法により、銅合金板材を得た。なお、比較例９では、再結晶焼鈍温度を７７０℃と実施例１〜１１よりも高い温度で行い、比較例１０では、再結晶焼鈍温度を３５０℃と実施例１〜１１よりも低い温度で行い、比較例１１では、平均結晶粒径が３μｍ程度の微細な結晶粒になるように再結晶焼鈍時の保持時間を調整した。

それぞれの比較例で得られた銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は、それぞれ８２μｍ（比較例９）、混粒（比較例１０）、３μｍ（比較例１１）、１６μｍ（比較例１２）、１６μｍ（比較例１３）であった。また、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ０．８と３．２（比較例９）、０．３と５．５（比較例１０）、０．５と４．６（比較例１１）、０．６と４．２（比較例１２）、２．３と１．５（比較例１３）であった。また、導電率は、それぞれ６４．９％ＩＡＣＳ（比較例９）、６１．５％ＩＡＣＳ（比較例１０）、６２．６％ＩＡＣＳ（比較例１１）、６２．１％ＩＡＣＳ（比較例１２）、６７．９％ＩＡＣＳ（比較例１３）であった。また、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５７１ＭＰａと６９４ＭＰａ（比較例９）、６１３ＭＰａと６７８ＭＰａ（比較例１０）、５９６ＭＰａと６５５ＭＰａ（比較例１１）、６６４ＭＰａと７１８ＭＰａ（比較例１２）、４４５ＭＰａと４３６ＭＰａ（比較例１３）であった。さらに、応力緩和率は、それぞれ５．８％（比較例９）、２５．４％（比較例１０）、１８．４％（比較例１１）、９．９％（比較例１２）、８．１％（比較例１３）であった。また、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．５と２．５（比較例９）、２．０と４．０（比較例１０）、１．５と３．０（比較例１１）、１．０と３．０（比較例１２）、０．０と０．０（比較例１３）であった。また、比較例１３では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められなかったが、比較例９および１２では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、比較例１０および１１では、曲げ加工部で破断した。さらに、比較例１３では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められなかったが、比較例９および１２では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められ、比較例１０および１１では、箱曲げ部で破断した。

［比較例１４、１５］
比較例１４および１５として市販の代表的なＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金（それぞれＣ１８６６５−ＨおよびＣ１８６６５−ＥＨ、板厚０．３ｍｍ）の板材を用意し、これらの銅合金板材から試料を採取し、結晶粒組織の平均結晶粒径、Ｘ線回折強度、導電率、引張強さ、応力緩和率、通常の曲げ加工性、ノッチング後の曲げ加工性、コネクタ端子成形性について、実施例１〜１１と同様の方法により調べた。

その結果、平均結晶粒径は、それぞれ４μｍ（比較例１４）、４μｍ（比較例１５）であった。また、Ｘ線回折強度比Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝とＩ｛２２０｝／Ｉ_０｛２２０｝は、それぞれ０．６と３．７（比較例１４）、０．５と４．１（比較例１５）であった。また、導電率は、それぞれ６２．６％ＩＡＣＳ（比較例１４）、６１．８％ＩＡＣＳ（比較例１５）であった。また、ＬＤとＴＤの引張強さは、それぞれ５１４ＭＰａと５４５ＭＰａ（比較例１４）、５８６ＭＰａと６４３ＭＰａ（比較例１５）であった。さらに、応力緩和率は、それぞれ１３．４％（比較例１４）、１１．６％（比較例１５）であった。また、通常の曲げ加工性の評価として、ＬＤとＴＤのＲ／ｔは、それぞれ０．０と０．５（比較例１４）、０．５と２．５（比較例１５）であった。さらに、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められ、また、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められた。

これらの実施例および比較例の組成および製造条件をそれぞれ表１および表２に示し、組織および特性についての結果をそれぞれ表３および表４に示す。

なお、表４の銅合金板材のノッチング後の曲げ加工性を評価の欄では、ノッチング後の曲げ加工部の表面および断面に割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」、曲げ加工部で破断したものを「破」と表示し、それぞれ３個の試験片のうち、最も悪い試験片の結果を採用して、「○」、「×」、「破」の評価を行い、○評価のものを合格と判定した。また、表４の銅合金板材のコネクタ端子成形性を評価の欄では、雌型コネクタ端子の箱曲げ部の表面および断面に割れが認められないものを「〇」、割れが認められたものを「×」、箱曲げ部で破断したものを「破」と表示し、それぞれ３個のコネクタ端子のうち、最も悪いコネクタ端子の結果を採用して、「○」、「×」、「破」の評価を行い、○評価のものを合格と判定した。

表３および表４からわかるように、実施例１〜１１の銅合金板材ではいずれも、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たす結晶配向を有し、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上であり、引張強さが５５０ＭＰａ以上という高強度であるとともに、ＬＤおよびＴＤのＲ／ｔ値がいずれも１．０以下という優れた曲げ加工性を有する。また、実用的に重要なＬＤのノッチング後の曲げ加工性について、９０°Ｗ曲げ試験においてＲ／ｔ＝０で厳しい曲げを行ったにもかかわらず、割れが生じなかった。また、車載用コネクタなどの用途において重要になるＴＤの応力緩和率が１０％以下という優れた特性を有する。さらに、箱曲げ部を有するコネクタ端子成形性も優れている。

これに対し、比較例１〜５では、実施例１〜５と同じ組成の合金について、通常の製造方法により製造（比較例１、２、４および５では熱間圧延後で再結晶焼鈍前に中間焼鈍工程を入れ、さらに、比較例２では熱間圧延最終パス温度を６００℃以上として製造）したり、再結晶焼鈍後の平均結晶粒径が８μｍより小さくなるようにしている。これらの比較例ではいずれも、｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度が弱く、強度と曲げ加工性の間や、曲げ加工性と耐応力緩和特性の間にトレードオフ関係が見られた。また、これらの比較例ではいずれも、ノッチング後の曲げ加工性が悪かった。

比較例６〜８は、それぞれＭｇ含有量が少な過ぎる例および多過ぎる例と、Ｐ含有量が多過ぎる例である。比較例６では、Ｍｇ含有量が少な過ぎたことにより、仕上げ冷間圧延率を９０％以上に高くしても、強度レベルが低かった。また、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度レベルが低かったにもかかわらず、ノッチング後の曲げ加工性を向上させることができなかった。比較例７では、Ｍｇ含有量が多過ぎたので、熱間圧延途中で割れの発生が激しくて、評価できるサンプルを取れなかった。比較例８では、Ｐ含有量が多過ぎたことにより、ＭｇとＰの析出物の粗大化により、導電率が高いものの、強度と曲げ加工性がいずれも悪くなった。

比較例９では、再結晶焼鈍温度が７７０℃と高過ぎたので、結晶粒が粗大化し、良好な曲げ加工性が得られなかった。また、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、ノッチング後の曲げ加工性も劣っていた。比較例１０では、再結晶焼鈍温度が３５０℃と低過ぎたので、再結晶自体が十分に進行せずに混粒組織になり、曲げ加工性と耐応力緩和特性が悪い結果となった。比較例１１では、曲げ加工性の向上を図るために再結晶焼鈍時の保持温度を調整して平均結晶粒径を３μｍ程度の微細にしたが、通常の曲げ加工性は悪くないものの、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、ノッチング後の曲げ加工性が劣っていた。また、結晶粒が微細になったために、耐応力緩和特性が悪化していた。

比較例１２では、仕上げ冷間圧延率が高過ぎたので、｛４２０｝を主方位成分とする結晶配向が弱くなり、強度は高いものの、曲げ加工性が著しく悪くなった。比較例１３では、仕上げ冷間圧延率が低かったので、良好な特性が得られなかった。

また、実施例１の銅合金板材は、市販のＣｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金板材と比べて、同等以上の引張強さと導電率を有し、曲げ加工性と耐応力緩和特性などが向上していることがわかる。

面心立方晶のシュミット因子の分布を表した標準逆極点図である。 ノッチ形成治具の断面形状を模式的に示す図である。 ノッチングの方法を説明する図である。 ノッチ付き曲げ試験片のノッチ形成部付近の断面形状を模式的に示す図である。 銅合金板材の条を連続プレス成形することによってコネクタ端子部分を形成した段階の中間製品の形状を模式的に示す図である。

符号の説明

１０ ノッチ形成治具
１２ 試料
１２’ ノッチ付き曲げ試験片
１２’ａ ノッチ
１００ コネクタ端子
１１０ パイロット部
１２０ 箱部
１２２ 圧着部
１２４ 箱曲げ部
１２６ バネ部

Claims (8)

1. ０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有するとともに平均結晶粒径が８〜５０μｍである銅合金板材において、銅合金板材の板面における｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛４２０｝とし、純銅標準粉末の｛４２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ_０｛４２０｝とすると、Ｉ｛４２０｝／Ｉ_０｛４２０｝＞１．０を満たし、且つ銅合金板材の板面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ｛２２０｝とし、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度をＩ _０ ｛２２０｝とすると、１．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ _０ ｛２２０｝≦３．５を満たす結晶配向を有することを特徴とする、銅合金板材。
2. 前記銅合金板材が、１．０質量％以下のＦｅ、１．０質量％以下のＮｉおよび１．０質量％以下のＳｎからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。
3. 前記銅合金板材が、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計２質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の銅合金板材。
4. 前記銅合金板材の導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、引張強さが５５０ＭＰａ以上、応力緩和率が１０％以下であり、前記銅合金板材から長手方向が圧延方向ＬＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸を圧延方向および板厚方向に対して垂直な方向ＴＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行うとともに、長手方向がＴＤになるように切り出した曲げ加工試験片を曲げ軸をＬＤにして９０°Ｗ曲げ試験を行った場合に、ＬＤとＴＤのいずれも９０°Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが、１．０以下であることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれかに記載の銅合金板材。
5. ０．２〜１．２質量％のＭｇと０．００１〜０．２質量％のＰを含み、必要に応じて１．０質量％以下のＦｅと１．０質量％以下のＮｉと１．０質量％以下のＳｎからなる群から選ばれる１種以上の元素を含み、さらに必要に応じてＣｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｎおよびＶからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計２質量％以下の範囲で含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有する銅合金の原料を溶解して鋳造した後、９００℃〜３００℃における熱間圧延として９００℃〜６００℃で最初の圧延パスを行った後に６００℃未満〜３００℃で圧延率４０％以上の圧延を行い、次いで、圧延率８５％以上で冷間圧延を行い、その後、平均結晶粒径が８〜５０μｍになるように４００〜７００℃における保持時間および到達温度を設定して熱処理を行う再結晶焼鈍と、圧延率２０〜７０％の仕上げ冷間圧延を順次行うことにより、銅合金板材を製造することを特徴とする、銅合金板材の製造方法。
6. 前記９００℃〜６００℃の圧延パスで圧延率６０％以上の圧延を行うことを特徴とする、請求項５に記載の銅合金板材の製造方法。
7. 前記仕上げ冷間圧延後に、１５０〜４５０℃で低温焼鈍を行うことを特徴とする、請求項５または６に記載の銅合金板材の製造方法。
8. 請求項１乃至４のいずれかに記載の銅合金板材を材料として用いたことを特徴とする、コネクタ端子。

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