WO2016171054A1 - 銅合金板材およびその製造方法 - Google Patents

銅合金板材およびその製造方法 Download PDF

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copper alloy
rolling
alloy sheet
fiber
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岳己 磯松
恵人 藤井
樋口　優
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古河電気工業株式会社
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    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B2003/005—Copper or its alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy sheet and a method for producing the same, and particularly suitable for use in parts for electrical and electronic equipment and automobile parts such as connectors, lead frames, heat dissipation members, relays, switches, sockets, and the like.
  • the present invention relates to a copper alloy sheet and a manufacturing method thereof.
  • Properties required for copper alloy sheets used in parts for electrical and electronic equipment and automotive parts include proof stress (yield stress), Examples include tensile strength, Young's modulus (longitudinal elastic modulus), bending workability, fatigue resistance, stress relaxation resistance, and conductivity.
  • proof stress yield stress
  • Young's modulus longitudinal elastic modulus
  • bending workability fatigue resistance
  • stress relaxation resistance stress relaxation resistance
  • conductivity conductivity
  • electronic device parts and automobile parts have become increasingly necessary to improve the required characteristics as described above, along with downsizing, weight reduction, high-density mounting, and higher usage environment temperatures. Among these, it is required to develop a plate material with a higher Young's modulus.
  • the direction in which the terminals (contacts) constituting the connector are collected from the plate material by punching or the like is usually the plate width direction TD of 90 ° with respect to the rolling direction, but complicated deformation (bending) is caused.
  • a connector to be added there are cases in which contacts must be collected in directions other than 90 ° (for example, in the direction of 0 °). For this reason, the collected terminals were not only in the direction of 90 ° with respect to the rolling direction but also stressed in directions other than 90 °, and it was assumed that bending deformation was applied.
  • the Young's modulus of the terminal is high in both directions of 0 ° and 90 ° with respect to the rolling direction at the time of rolling, and that the difference in Young's modulus (anisotropy of Young's modulus) is small.
  • a complicated bending process is a design in which a plurality of bending processes of 0 ° and 90 ° are included in one connector, and all of them are spring-loaded.
  • the bent portion includes a 180 ° U-shaped process and molding with a thin plate thickness, and there is a design that places a high load on the material. Including these, it is shown as a complicated bending process.
  • the material itself heats up to a high temperature due to Joule heat generated when a large current flows.
  • stress relaxation occurs, and accompanying this, there is a problem that “sagging” (deterioration of spring characteristics) tends to occur in the terminal. Since the contact pressure tends to decrease due to this “sag” during use, the initial contact pressure cannot be maintained, so as a copper alloy plate material used for parts such as connector terminals, It is also required to have excellent stress relaxation resistance.
  • copper alloy materials such as brass have been widely used as materials for electronic device parts in addition to iron-based materials.
  • copper alloy materials it is common to use a method of improving strength by a combination of solid solution strengthening by adding a solid solution component such as Sn or Zn and work hardening by cold working such as rolling or wire drawing.
  • a copper alloy material strengthened only by this method generally has a low electrical conductivity, and is not suitable for use as an electrical conductor (for example, a terminal) of parts for electric / electronic devices and parts for automobiles.
  • the present applicant relates to the integration of atomic planes in the width direction TD of the rolled sheet in Patent Document 1, for example.
  • Patent Document 1 is a technique in which the Young's modulus in the plate width direction TD is controlled by setting the area ratio of crystal grains with the (111) plane facing the plate width direction TD to exceed 50%, but is parallel to the rolling direction. Since the control of the Young's modulus in a specific direction RD was not considered, when the direction in which the terminals (contacts) constituting the connector are sampled from the plate material is a direction other than 90 °, sufficient spring characteristics are obtained. Sometimes it was not possible.
  • an object of the present invention is to control the crystal orientation in the biaxial orthogonal direction (that is, the direction RD parallel to the rolling direction and the plate width direction TD) in the rolling surface of the plate material, and to achieve both the RD and TD Young's modulus.
  • the copper alloy can stably obtain the required characteristics such as spring characteristics regardless of the direction in which a sample of a predetermined shape (for example, a terminal material) is taken from the plate material. It is in providing a board
  • the present inventors have studied copper alloys suitable for parts for electric and electronic devices and automobile parts.
  • a Sn—Ni—P based copper alloy sheet ⁇ -fiber and ⁇ - It has been found that by properly controlling the fiber orientation density, both the RD and TD Young's moduli can be increased to a high level while minimizing the difference as compared with the conventional alloy sheet.
  • prescribed spring characteristic can be stably acquired irrespective of the direction which extract
  • achieving the above rolling texture was also discovered. As a result of intensive studies based on these findings, the present invention has been achieved.
  • a copper alloy sheet characterized by satisfying
  • the direction parallel to the rolling direction is RD
  • the sheet width direction is TD
  • the Young's modulus of the RD is E RD
  • the Young's modulus of the TD is E TD
  • the E RD and the E TD is at any 120GPa or more and wherein the ratio of the E TD of the E RD (E RD / E TD ) is 0.85 or more, according to the above (1) or (2) Copper alloy sheet.
  • a chamfering process for chamfering both surfaces of the material to be rolled after the cooling process a first cold rolling process for performing cold rolling with a total processing rate of 80% or more after the chamfering process,
  • the heating rate is 10.0 to 60.0 ° C./min
  • the ultimate temperature is 200 to 400 ° C.
  • the holding time is 1 to 12 hours
  • the cooling rate is 1.0 to 10.0 ° C.
  • 1st annealing process which heat-processes on the conditions of / min, and after this 1st annealing process, ultimate temperature is 800 degrees C or less and 1st annealing
  • a second annealing step in which further heat treatment is performed under a temperature condition higher than the step, a second cold rolling step in which further cold rolling is performed after the second annealing step, and a final step after the second cold rolling step.
  • a method for producing a copper alloy sheet comprising a temper annealing step for performing a heat treatment.
  • this copper alloy sheet is suitable for use in parts for electrical and electronic equipment and automobile parts, such as connectors, lead frames, heat radiating members, relays, switches, sockets and the like.
  • the copper alloy sheet can be preferably manufactured.
  • FIG. 1 is a typical crystal orientation distribution diagram of a copper alloy sheet measured by EBSD and obtained from an ODF (orientation distribution function) analysis, which is a biaxial orthogonal direction in a rolling plane, The Euler angles in the three directions of the parallel direction RD and the sheet width direction TD and the normal direction ND of the rolled surface are shown, that is, the RD axis orientation rotation is ⁇ , the ND axis orientation rotation is ⁇ 1 , and the TD axis orientation shows the rotating [Phi 2.
  • FIG. 2 is a crystal orientation distribution diagram of a rolling texture of a pure copper type ⁇ -fiber, and is a diagram showing the azimuth rotation ⁇ 2 of the TD axis of the ODF divided at 5 ° intervals.
  • FIG. 3 is a crystal orientation distribution diagram of the rolling texture of the alloy type ⁇ -fiber, showing the azimuth rotation ⁇ 2 of the TD axis of the ODF divided at 5 ° intervals.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between ⁇ 1 and orientation density in ⁇ -fiber obtained by ODF analysis of the rolling texture of the copper alloy sheet material (Example 1) according to the present invention.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between ⁇ 2 and orientation density in ⁇ -fiber obtained by ODF analysis of the rolling texture of the copper alloy sheet material (Example 1) according to the present invention.
  • the copper alloy sheet material according to the present invention contains Sn of 0.8 to 3.0 mass%, Ni of 0.1 to 1.0 mass%, and P of 0.002 to 0.15 mass%, with the balance being Cu and inevitable impurities.
  • copper alloy material means a copper alloy material (before processing and having a predetermined alloy composition) processed into a predetermined shape (for example, plate, strip, foil, bar, wire, etc.) Means.
  • the plate material refers to a material having a specific thickness and being stable in shape and having a spread in the surface direction, and in a broad sense, includes a strip material.
  • the thickness of the plate material is not particularly limited, but is preferably 0.05 to 1.0 mm, more preferably 0.1 to 0.8 mm.
  • the copper alloy plate material of this invention prescribes
  • the pipe material can also be interpreted and handled as a plate material.
  • the copper alloy sheet of the present invention contains Sn in a range of 0.8 to 3.0 mass%, Ni in a range of 0.1 to 1.0 mass%, and P in a range of 0.002 to 0.15 mass%.
  • Sn, Ni, and P contained in the above ranges, Ni and P compounds can be precipitated to improve the strength and stress relaxation resistance of the copper alloy sheet.
  • the texture changes depending on the solid solution and precipitation state of Sn, Ni and P in the matrix, and by setting the above range, a texture in which ⁇ -fiber and ⁇ -fiber are mixed is obtained.
  • the copper alloy sheet of the present invention in addition to the essential additive components of Sn, Ni and P, further contains 0.1 to 0.3 mass% of Zn and 0.005 to 0.005% of Fe as optional additional elements. 2 mass% and 0.05 to 0.1 mass% of Pb can be contained.
  • Zn (0.1 to 0.3 mass% Zn) Zn is an element that has the effect of improving the stress relaxation resistance and remarkably improving the brittleness of the solder.
  • the Zn content is preferably 0.1 to 0.3 mass%.
  • (0.005 to 0.2 mass% Fe) Fe precipitates finely as a compound or as a simple substance, and contributes to precipitation hardening. Further, it precipitates as a compound with a size of 50 to 500 nm, and has an effect of making the crystal grain size fine by suppressing grain growth, thereby improving the bending workability.
  • the Fe content is preferably set to 0.005 to 0.2 mass%. If the Fe content is less than 0.005 mass%, the above effect cannot be obtained. If the Fe content is more than 0.2 mass%, it dissolves in the matrix and deteriorates the conductivity.
  • the Pb content is preferably 0.05 to 0.1 mass%. If the Pb content is less than 0.05 mass%, the above effect cannot be obtained. If the Pb content is more than 0.1 mass%, it dissolves in the matrix and deteriorates the conductivity.
  • Zn, Fe and Pb are contained in a total of 0.01 to 0.50 mass%) It is preferable to contain 0.01 to 0.50 mass% of Zn, Fe and Pb in total. By making content of these arbitrary addition components into the said range in total, the said effect can fully be exhibited, without reducing electroconductivity.
  • the total content of Zn, Fe and Pb is more preferably 0.05 to 0.30 mass%.
  • the “orientation density” here is also expressed as a crystal orientation distribution function (ODF), where the random crystal orientation distribution is set to 1, and the number of times of accumulation is greater than that. It is used to quantitatively analyze the abundance ratio of the crystal orientation of the texture and the dispersion state.
  • ODF crystal orientation distribution function
  • the orientation density is based on the EBSD and X-ray diffraction measurement results, and the crystal orientation distribution analysis by the series expansion method is based on three or more kinds of positive point map measurement data such as (100), (110), (112) positive point map. Calculated by the method.
  • the orientation density of (° to 90 °) is in the range of 3.0 or more and 30.0 or less
  • FIG. 1 is a typical crystal orientation distribution diagram of a copper alloy sheet measured by EBSD and obtained from an ODF (orientation distribution function) analysis, which is a biaxial orthogonal direction in a rolling plane,
  • ODF orientation distribution function
  • ⁇ the RD axis orientation rotation
  • ⁇ 1 the ND axis orientation rotation
  • TD axis orientation shows the rotating [Phi 2.
  • ⁇ -fiber is accumulated in the range of 45 ° to 90 ° of ⁇ 2 .
  • FIG. 2 and 3 are diagrams in which the azimuth rotation ⁇ 2 of the TD axis of the ODF is divided at intervals of 5 °.
  • FIG. 2 shows a rolled texture of a pure copper type ⁇ -fiber and
  • FIG. 3 shows an alloy type ⁇ -fiber. Yes.
  • the EBSD method was used for the analysis of the rolling texture in the present invention.
  • the EBSD method is an abbreviation for Electron BackScatter Diffraction, and is a crystal orientation analysis technique using reflected electron Kikuchi line diffraction that occurs when a sample is irradiated with an electron beam in a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • a sample area of 800 ⁇ m ⁇ 1600 ⁇ m containing 200 or more crystal grains was scanned and measured in 0.1 ⁇ m steps. The measurement area and the scanning step may be determined according to the size of crystal grains of the sample.
  • Analysis software OIM Analysis (trade name) manufactured by TSL was used for analysis of crystal grains after measurement.
  • Information obtained in the analysis of crystal grains by EBSD includes information up to a depth of several tens of nm at which the electron beam penetrates the sample. Further, the measurement location in the plate thickness direction is preferably near the position of 1/8 to 1/2 times the plate thickness t from the sample surface.
  • the crystal orientation display method includes a crystal plane index (h k l) perpendicular to the Z axis (parallel to the rolling plane (XY plane)) and a vertical axis (parallel to the YZ plane) to the X axis.
  • index [u v w] of the crystal direction it is expressed in the form of (h k l) [u v w].
  • equivalent orientation under the cubic symmetry of the copper alloy such as (1 3 2) [6 -4 3] and (2 3 1) [3 -4 6]
  • a parenthesis representing the generic name is used, and ⁇ h k l ⁇ ⁇ u v w> is used.
  • Typical crystal orientations include Brass orientation ⁇ 011 ⁇ ⁇ 211>, S orientation ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634>, Copper orientation ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111>, Goss orientation ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001>, RDW orientation ⁇ 012 ⁇ ⁇ 100. >, BR orientation ⁇ 236 ⁇ ⁇ 385> and the like.
  • Brass orientation to S orientation to Copper It exists as a fiber texture that continuously changes in orientation.
  • ⁇ -fiber is an alloy-type texture and ⁇ -fiber is a pure copper-type texture.
  • the alloy components of the copper alloy sheet of the present invention are This is a mixed structure of pure copper type and alloy type, which is a structure obtained by controlling the additive elements Sn and Ni within a specified range.
  • the Young's modulus of RD and TD is high, and the difference (anisotropy) between the Young's modulus of RD and TD is small.
  • Young's modulus E RD and TD Young's modulus E TD of the RD is at least 1-way is less than 120 GPa, or when the ratio E RD / E TD for the E TD of the E RD is less than 0.85, copper This is because, depending on the direction in which a sample (for example, a terminal material) having a predetermined shape is taken from the alloy plate, required characteristics such as spring characteristics may not be satisfied.
  • Step 4 a homogenized heat treatment (at a holding temperature of 800 ° C. or higher and a holding time of 1 minute to 10 hours) is performed on an ingot obtained by melting and casting a copper alloy material (step 1).
  • Step 2) is performed, and then hot rolling (Step 3) is performed with the total processing rate of 50% or more and a rolling temperature of 500 ° C. or more and the number of rolling is twice or more, followed by water cooling (Step 4).
  • both the front and back surfaces of the rolled material are each subjected to chamfering of 0.6 mm or more (step 5).
  • step 5 Thereafter, after performing the first cold rolling (step 6) so that the total processing rate becomes 80% or more, the temperature rising rate is 10.0 to 60.0 ° C./min, the ultimate temperature is 200 to 400 ° C., and the holding time is 1 hour.
  • the first annealing (step 7) is performed at a cooling rate of 1.0 to 10.0 ° C./min for 12 hours, and then the temperature condition is 800 ° C. or lower and higher than the first annealing step,
  • step 8) is performed at an ultimate temperature of 400 to 800 ° C.
  • Step 10 After performing the second cold rolling (step 9) at a rolling processing rate of 20% or more and the number of rolling times of 2 or more, temper annealing at an ultimate temperature of 350 to 600 ° C. and a holding time of 1 second to 2 hours ( Step 10) is performed. In this way, the copper alloy sheet material of the present invention is produced.
  • the copper alloy material contains 0.8 to 3.0 mass% of Sn, 0.1 to 1.0 mass% of Ni, and 0.002 to 0.15 mass% of P. Further, if necessary, Zn may be contained in an amount of 0.0. 1 to 0.3 mass%, Fe 0.005 to 0.2 mass% and Pb 0.05 to 0.1 mass%, and Zn, Fe and Pb in total 0.01 to 0.50 mass%
  • the balance has an alloy composition composed of Cu and inevitable impurities.
  • the first cold rolling (step 6) needs to be rolled so that the total processing rate is 80% or more in order to obtain the structure of the present invention.
  • the first annealing step (step 7) has a temperature increase rate of 10.0 to 60.degree. It is necessary to perform heat treatment under the conditions of 0 ° C./min, ultimate temperature of 200 to 400 ° C., holding time of 1 to 12 hours, and cooling rate of 1.0 to 10.0 ° C./min.
  • tissue and characteristic are obtained by adjusting and manufacturing the conditions of a 1st cold rolling process (process 6) and a 1st annealing process (process 7) appropriately.
  • Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 7 of the present invention each contain Sn, Ni and P, and optional addition components to be added as necessary, so as to have the compositions shown in Table 1, with the balance being Cu.
  • a copper alloy material composed of unavoidable impurities was melted in a high-frequency melting furnace and cast (step 1) to obtain an ingot.
  • the ingot is subjected to a homogenization heat treatment (step 2) with a holding temperature of 800 ° C. or more and a holding time of 1 minute to 10 hours, and then the number of rolling is over 2 times at a total processing rate of 50% or more and a rolling temperature of 500 ° C. or more.
  • step 3 quenching by water cooling (step 4) is performed. Thereafter, in order to remove the oxide film on the surface, both the front and back surfaces of the rolled material are each subjected to chamfering of 0.6 mm or more (step 5). Then, after performing the first cold rolling (step 6) at the total processing rate shown in Table 1, the first annealing (step 7) is performed under the heat treatment conditions shown in Table 1, and then the ultimate temperature is 400 to 800. Second annealing (step 8) is performed at a temperature of 1 ° C. for 10 seconds.
  • Step 10 After performing the second cold rolling (step 9) at a rolling processing rate of 20% or more and the number of rolling times of 2 or more, temper annealing at an ultimate temperature of 350 to 600 ° C. and a holding time of 1 second to 2 hours [ Step 10] is performed.
  • the copper alloy sheet material of the present invention was produced.
  • Table 2 shows the production conditions in each Example and Comparative Example and the characteristics of the obtained specimens.
  • the electron beam uses thermoelectrons from a W filament of a scanning electron microscope as a generation source, and the probe diameter at the time of measurement is about 0.015 ⁇ m.
  • OIM5.0 (trade name) manufactured by TSL Solutions Co., Ltd. was used as a measuring device for the EBSD method.
  • the measurement location was performed in the area
  • the measurement location was made into five or more places along the plate
  • the test pieces are strip-shaped test pieces each having a width of 20 mm and a length of 200 mm in each of the test materials in a direction RD parallel to the rolling direction and a plate width direction TD (direction orthogonal to the rolling direction RD).
  • the sample was collected, stress was applied in the length direction of the test piece with a tensile tester, and a proportional constant between strain and stress was calculated.
  • the strain amount of 80% of the strain amount when yielding was set as the maximum displacement amount, the displacement up to the displacement amount was given by 10 divisions, and the proportional constant of strain and stress was obtained as Young's modulus from the measured values at the 10 points. .
  • Comparative Examples 1, 2, 5, and 7 all have a RD Young's modulus E RD of less than 120 GPa, and Comparative Examples 3 to In all cases, the E RD / E TD ratio was smaller than 0.85.
  • FIG. 4 is a diagram showing a change in orientation density with respect to ⁇ 1 (0 to 50 °) in ⁇ -fiber with respect to Example 1 and Comparative Example 1.
  • FIG. 5 is related to Example 1 and Comparative Example 1.
  • plate material which can obtain stably required characteristics, such as a spring characteristic, irrespective of the direction which extract
  • this copper alloy sheet material is applied to parts for electric / electronic devices and automobile parts, such as connectors, lead frames, heat dissipation members, relays, switches, sockets and the like.

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Abstract

本発明は、板材から所定形状のサンプル（例えば端子材料）を採取する方向に依らず、ばね特性等の要求特性を安定して得ることができる銅合金板材等を提供する。　本発明の銅合金板材は、Snを0.8～3.0mass%、Niを0.1～1.0mass%およびPを0.002～0.15mass%含有し、残部がCuおよび不可避不純物である合金組成からなり、圧延集合組織を有し、この圧延集合組織は、EBSDによる集合組織解析から得られた、α－fiber（φ1＝0°～45°）の方位密度が、3.0～25.0の範囲内、β－fiber（φ2＝45°～90°）の方位密度が、3.0～30.0の範囲内を満たすことを特徴とする。

Description

銅合金板材およびその製造方法
　本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、特に、電気・電子機器用部品や自動車用部品、例えば、コネクタ、リードフレーム、放熱部材、リレー、スイッチ、ソケットなどの部品に使用するのに適した銅合金板材およびその製造方法に関する。
　電気・電子機器用部品や自動車用部品、例えば、コネクタ、リードフレーム、放熱部材、リレー、スイッチ、ソケットなどの部品に使用される銅合金板材に要求される特性としては、耐力（降伏応力）、引張強度、ヤング率（縦弾性係数）、曲げ加工性、耐疲労特性、耐応力緩和特性、導電率などが挙げられる。近年、電子機器用部品や自動車用部品は、小型化、軽量化、高密度実装化や、使用環境の高温化などに伴って、上記したような要求特性を向上させる必要性が高まっており、それらの中でも、特にヤング率をより一層高めた板材を開発することが求められている。
　例えば、電子機器用コネクタの構成部品（例えば端子）に使用される銅合金板材は、板材の薄肉化や幅狭化によって、軽量化や材料の使用量低減が検討されている。このとき、端子の板バネ部の接圧を確保するために、端子の変位量を大きく取ろうとすると、部品の小型化との両立ができない。そこで、少ない変位量で大きな応力を得るためには、ヤング率の高い材料が必要になる。
　また、電子機器のバッテリー部分や、自動車用の大電流コネクタなどでは、導通部の断面積を大きくとる必要があるため、通常は０．５ｍｍ以上の板厚を有する厚肉材が用いられる。しかしながら、厚肉材は、成形加工を施して所定形状に曲げ変形させたとしても、その後にスプリングバックが発生しやすく、設計通りの形状が得られないという問題がある。そこで、曲げ変形させた後のスプリングバック量を低減するために、ヤング率の高い材料を用いることが好ましいとされる。特に、板材から、コネクタを構成する端子（コンタクト）を、打ち抜き加工等によって採取する方向は、通常は圧延方向に対して９０°の板幅方向ＴＤであるが、複雑な変形（曲げ加工）が加わるコネクタだと、９０°以外の方向（例えば０°の方向）にコンタクトを採取せざるをえない場合がある。このため、採取された端子には、圧延方向に対して９０°の方向だけではなく、９０°以外の方向にも応力が付与され、曲げ変形が加わることが想定されることから、採取された端子のヤング率は、圧延時の圧延方向に対して０°および９０°のいずれの方向とも高く、かつ、それらのヤング率の差（ヤング率の異方性）が小さいことが好ましい。複雑な曲げ加工とは、一つのコネクタに０°、９０°の複数の曲げ加工が入り、またそのいずれもバネをとる設計である。また、曲げ加工部は１８０°のＵ字加工や、板厚を薄く加工した成形も入り、材料への高い負荷がかかる設計もある。これらを含めて、複雑な曲げ加工と示している。
　さらに、大電流コネクタ（電子機器用途などのコネクタの電流値は、おおむね１Ａ以上、ＥＶ、ＨＥＶの場合は１０Ａ以上）では、大電流が流れることにより発生するジュール熱によって、材料自体が高温に発熱して応力緩和が生じ、これに伴って、端子に『へたり』（ばね特性の劣化）が生じやすくなるなどの問題がある。端子は、この使用中の『へたり』によって、接圧が、初期の接圧を維持できなくなって低下する傾向があることから、コネクタの端子等の部品に使用される銅合金板材としては、耐応力緩和特性に優れることも求められる。
　従来、電子機器用部品の材料としては、鉄系材の他、黄銅などの銅合金材が広く用いられている。銅合金材は、ＳｎやＺｎ等の固溶成分の添加による固溶強化と、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って強度を向上させる方法を用いるのが一般的である。しかしながら、この方法だけで強化した銅合金材は、一般に導電率が低く、電気・電子機器用部品や自動車用部品の電気導体（例えば端子）としての使用には適さない。
　電気・電子機器用部品や自動車用部品に用いられる銅合金板材のヤング率を高めた公知技術として、本出願人は、例えば特許文献１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）面の法線と板幅方向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を５０％超えとすることで、圧延板の幅方向ＴＤのヤング率を高め、優れた耐応力緩和特性を有する銅合金板材を提案した。
特開２０１２－１８０５９３号公報
　特許文献１は、板幅方向ＴＤに（１１１）面を向けた結晶粒の面積率が５０％超えとすることで、板幅方向ＴＤのヤング率を制御した技術であるが、圧延方向と平行な方向ＲＤのヤング率についての制御を行なうことは考慮しなかったため、板材から、コネクタを構成する端子（コンタクト）を採取する方向が９０°以外の方向である場合には、十分なばね特性が得られないことがあった。
　そこで、本発明の目的は、板材の圧延面内にある２軸直交方向（すなわち圧延方向と平行な方向ＲＤと、板幅方向ＴＤ）の結晶配向を制御し、ＲＤとＴＤのヤング率の双方を、ともに異方性を極力小さくしつつ高めることによって、板材から所定形状のサンプル（例えば端子材料）を採取する方向に依らず、ばね特性等の要求特性を安定して得ることができる銅合金板材、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・電子機器用部品や自動車用部品に適した銅合金について研究を行い、Ｓｎ－Ｎｉ－Ｐ系の銅合金板材において、圧延集合組織にて、α－ｆｉｂｅｒとβ－ｆｉｂｅｒの方位密度を適正に制御することで、ＲＤとＴＤのヤング率の双方とも、従来の合金板材に比べて、差を極力小さくしつつ、高いレベルにまで高めることができることを見出した。これにより、コネクタ、リードフレームの材料として使用するため、板材から材料を採取する方向に依らず、所定のバネ特性を安定して得ることができる。また、上記のような圧延集合組織を実現するための製造方法も見出した。そして、これらの知見に基づき鋭意検討の結果、本発明を成すに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
（１）Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延集合組織を有する電気電子機器用銅合金板材であって、前記圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内を満たすことを特徴とする銅合金板材。
（２）Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％を含有し、さらにＺｎを０．１～０．３ｍａｓｓ％、Ｆｅを０．００５～０．２ｍａｓｓ％およびＰｂを０．０５～０．１ｍａｓｓ％含有し、かつＺｎ、ＦｅおよびＰｂを合計で０．０１～０．５０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延集合組織を有する電気電子機器用銅合金板材であって、前記圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内を満たすことを特徴とする銅合金板材。
（３）圧延時における、圧延方向と平行な方向をＲＤ、板幅方向をＴＤとし、前記ＲＤのヤング率をＥＲＤ、前記ＴＤのヤング率をＥＴＤとするとき、前記ＥＲＤおよび前記ＥＴＤがいずれも１２０ＧＰａ以上であり、かつ前記ＥＲＤの前記ＥＴＤに対する比（ＥＲＤ／ＥＴＤ）が０．８５以上であることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の銅合金板材。
（４）上記（１）、（２）または（３）に記載の電気電子機器用銅合金板材の製造方法であって、前記合金組成を有する銅合金を鋳造して得られた被圧延材に対して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、該均質化熱処理工程後に、前記被圧延材に対して熱間圧延を行う熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後に冷却を行う冷却工程と、該冷却工程後に、前記被圧延材の両面の面削を行う面削工程と、該面削工程後に、合計加工率が８０％以上の冷間圧延を行う第１冷間圧延工程と、該第１冷間圧延工程後に、昇温速度が１０．０～６０．０℃／分、到達温度が２００～４００℃、保持時間が１～１２時間、冷却速度が１．０～１０．０℃／分の条件で熱処理を施す第１焼鈍工程と、該第１焼鈍工程後に、到達温度が８００℃以下でかつ第１焼鈍工程よりも高い温度条件で更なる熱処理を施す第２焼鈍工程と、該第２焼鈍工程後に、更なる冷間圧延を行う第２冷間圧延工程と、該第２冷間圧延工程後に、最終熱処理を施す調質焼鈍工程とを含むことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
　本発明によれば、Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延集合組織を有する電気電子機器用銅合金板材であって、前記圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内であることによって、板材から所定形状のサンプル（例えば端子材料）を採取する方向に依らず、ばね特性等の要求特性を安定して得ることができる銅合金板材を提供することが可能になった。特に、この銅合金板材は、電気・電子機器用部品や自動車用部品、例えば、コネクタ、リードフレーム、放熱部材、リレー、スイッチ、ソケットなどの部品に使用するのに適している。また、本発明に従う銅合金板材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。
図１は、ＥＢＳＤにより測定し、ＯＤＦ（方位分布関数）解析から得られた、銅合金板材の代表的な結晶方位分布図であって、圧延面内の２軸直交方向である、圧延方向と平行な方向ＲＤおよび板幅方向ＴＤと、圧延面の法線方向ＮＤの３方向のオイラー角で示し、すなわち、ＲＤ軸の方位回転をΦ、ＮＤ軸の方位回転をΦ１、ＴＤ軸の方位回転をΦ２として示す。 図２は、純銅型β－ｆｉｂｅｒの圧延集合組織の結晶方位分布図であって、ＯＤＦのＴＤ軸の方位回転Φ２を５°間隔で分割して示した図である。 図３は、合金型α－ｆｉｂｅｒの圧延集合組織の結晶方位分布図であって、ＯＤＦのＴＤ軸の方位回転Φ２を５°間隔で分割して示した図である。 図４は、本発明に従う銅合金板材（実施例１）の圧延集合組織のＯＤＦ解析によって得られた、α－ｆｉｂｅｒにおける、Φ１と方位密度との関係を示す図である。 図５は、本発明に従う銅合金板材（実施例１）の圧延集合組織のＯＤＦ解析によって得られた、β－ｆｉｂｅｒにおける、Φ２と方位密度との関係を示す図である。
　以下、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。
　本発明に従う銅合金板材は、Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延集合組織を有する電気電子機器用銅合金板材であって、前記圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下を満たすことを特徴とする。
　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、好ましくは０．０５～１．０ｍｍ、さらに好ましくは０．１～０．８ｍｍ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。
［成分組成］
　本発明の銅合金板材の成分組成とその作用について示す。
（必須添加元素）
　本発明の銅合金板材は、Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％含有している。Ｓｎ、ＮｉおよびＰの含有量を上記の範囲内とすることにより、ＮｉとＰの化合物を析出させて、銅合金板材の強度と耐応力緩和特性を向上させることができる。また、Ｓｎ、ＮｉおよびＰの母相への固溶と析出の状態により、集合組織が変化し、上記の範囲とすることで、α－ｆｉｂｅｒとβ－ｆｉｂｅｒが混合した集合組織が得られ、高いヤング率が得られる。また、Ｓｎとともに、ＮｉおよびＰを含有させることにより、耐応力緩和特性の向上について、相乗効果を奏することができる。Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％、Ｐを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％、好ましくは、Ｓｎを０．８５～２．７ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１５～０．９５ｍａｓｓ％、Ｐを０．０３～０．０９ｍａｓｓ％含有する。これらの元素のうち、少なくとも１成分の含有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十分に得られないからである。
（任意添加元素）
　本発明の銅合金板材は、上記Ｓｎ、ＮｉおよびＰの必須の添加成分に加えて、さらに、任意添加元素として、さらにＺｎを０．１～０．３ｍａｓｓ％、Ｆｅを０．００５～０．２ｍａｓｓ％およびＰｂを０．０５～０．１ｍａｓｓ％含有させることができる。
（０．１～０．３ｍａｓｓ％Ｚｎ）
　Ｚｎは、耐応力緩和特性を向上させるとともに半田の脆化を著しく改善する作用を有する元素である。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．１ｍａｓｓ％未満だと、かかる作用を十分に発揮することができず、また、０．３ｍａｓｓ％超えだと、導電率が悪化する　問題が生じるおそれがある。このため、Ｚｎ含有量は、０．１～０．３ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
（０．００５～０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ）
　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、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。このため、Ｆｅ含有量は、０．００５～０．２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。Ｆｅの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満だと、上記の効果が得られず、０．２ｍａｓｓ％超えだと、母相に固溶し、導電率を悪化させる。
（０．０５～０．１ｍａｓｓ％Ｐｂ）
　Ｐｂは、単体で母相中に分散することで、プレス加工、切削加工時の切削性を向上させる。これは、単体のＰｂが母相よりも硬さが低いために、切削加工が容易になる。このため、Ｐｂ含有量は、０．０５～０．１ｍａｓｓ％とすることが好ましい。Ｐｂの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満だと、上記の効果が得られず、０．１ｍａｓｓ％超えだと、母相に固溶し、導電率を悪化させる。
（Ｚｎ、ＦｅおよびＰｂを、合計で０．０１～０．５０ｍａｓｓ％含有すること）
　Ｚｎ、ＦｅおよびＰｂを、合計で０．０１～０．５０ｍａｓｓ％含有することが好ましい。これらの任意添加成分の含有量を合計で上記範囲とすることにより、導電率を低下させることなく、上記効果を十分に発揮することができる。なお、Ｚｎ、ＦｅおよびＰｂの合計含有量は、より好ましくは０．０５～０．３０ｍａｓｓ％である。
［圧延集合組織］
　本発明の銅合金板材は、圧延集合組織を有し、この圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内である。なお、ここでいう「方位密度」とは、結晶粒方位分布関数（ODF:crystal orientation distribution function）とも表され、ランダムな結晶方位分布の状態を１とし、それに対して何倍の集積となっているかを示すものであり、集合組織の結晶方位の存在比率および分散状態を定量的に解析する際に用いる。方位密度は、ＥＢＳＤおよびＸ線回折測定結果より、（１００），（１１０），（１１２）正極点図等３種類以上の正極点図測定データを基にして、級数展開法による結晶方位分布解析法により算出される。
　本発明者らは、銅合金板材のＲＤおよびＴＤの双方のヤング率を高めるために、圧延集合組織との関係について鋭意検討した。その結果、合金組成を上記範囲に限定した上で、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°の範囲）の方位密度と、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°の範囲）の方位密度とを、それぞれ適正範囲に制御することで、ＲＤとＴＤの双方のヤング率が高まることを見出した。すなわち、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内であるとき、ＲＤとＴＤの双方のヤング率が、ともに高められるとともに、それらのヤング率の差（異方性）も小さくなるため、本発明では、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度とβ－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度を、それぞれ上記範囲に限定した。
　図１は、ＥＢＳＤにより測定し、ＯＤＦ（方位分布関数）解析から得られた、銅合金板材の代表的な結晶方位分布図であって、圧延面内の２軸直交方向である、圧延方向と平行な方向ＲＤおよび板幅方向ＴＤと、圧延面の法線方向ＮＤの３方向のオイラー角で示し、すなわち、ＲＤ軸の方位回転をΦ、ＮＤ軸の方位回転をΦ１、ＴＤ軸の方位回転をΦ２として示す。ここで、α－ｆｉｂｅｒはφ1 ＝０°～４５°の範囲に集積し、β－ｆｉｂｅｒはφ2 の４５°～９０°の範囲に集積している。図２と図３は、ＯＤＦのＴＤ軸の方位回転Φ２を５°間隔で分割した図で、図２は純銅型β－ｆｉｂｅｒ、図３は合金型α－ｆｉｂｅｒの圧延集合組織を示している。
［ＥＢＳＤ法］
　本発明における上記圧延集合組織の解析にはＥＢＳＤ法を用いた。ＥＢＳＤ法とは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎの略で、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。本発明におけるＥＢＳＤ測定では、結晶粒を２００個以上含む、８００μｍ×１６００μｍの試料面積に対し、０．１μｍステップでスキャンし、測定した。前記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応じて決定すればよい。測定後の結晶粒の解析には、ＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（商品名）を用いた。ＥＢＳＤによる結晶粒の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の深さまでの情報を含んでいる。また、板厚方向の測定箇所は、試料表面から板厚ｔの１／８倍～１／２倍の位置付近とすることが好ましい。
　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（ｈ　ｋ　ｌ）と、Ｘ軸に垂直な（ＹＺ面に平行な）結晶方向の指数［ｕ　ｖ　ｗ］とを用いて、（ｈ　ｋ　ｌ）［ｕ　ｖ　ｗ］の形で表す。また、（１　３　２）［６　－４　３］や（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（総称）を表すカッコ記号を使用し、｛ｈ　ｋ　ｌ｝＜ｕ　ｖ　ｗ＞と表す。代表的な結晶方位として、Ｂｒａｓｓ方位｛０１１｝＜２１１＞、Ｓ方位｛１２３｝＜６３４＞、Ｃｏｐｐｅｒ方位｛１１２｝＜１１１＞、Ｇｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞、ＲＤＷ方位｛０１２｝＜１００＞、ＢＲ方位｛２３６｝＜３８５＞などが挙げられる。ここで、α－ｆｉｂｅｒはφ1＝０°～４５°の範囲であり、Ｇｏｓｓ方位～Ｂｒａｓｓ方位、β－ｆｉｂｅｒはφ2＝４５°～９０°の範囲であり、Ｂｒａｓｓ方位～Ｓ方位～Ｃｏｐｐｅｒ方位でそれぞれ連続的に変化するファイバー集合組織として存在している。α－ｆｉｂｅｒは、合金型の集合組織、β－ｆｉｂｅｒは、純銅型の集合組織であり、これら２種類の集合組織群は、通常単独で発達するが、本発明の銅合金板材の合金成分は、純銅型と合金型の混合組織であり、これは、添加元素であるＳｎおよびＮｉを規定の範囲内で制御することで得られる組織である。α－ｆｉｂｅｒとβ－ｆｉｂｅｒがともに規定の範囲内で存在することによって、ＲＤとＴＤのヤング率が高く、さらにＲＤとＴＤのヤング率の差（異方性）が小さくなる。
［ＲＤおよびＴＤのヤング率］
　本発明の銅合金板材は、圧延時における、圧延方向と平行な方向をＲＤ、板幅方向をＴＤとし、前記ＲＤのヤング率をＥＲＤ、前記ＴＤのヤング率をＥＴＤとするとき、前記ＥＲＤおよび前記ＥＴＤがいずれも１２０ＧＰａ以上であり、かつ前記ＥＲＤの前記ＥＴＤに対する比（ＥＲＤ／ＥＴＤ）が０．８５以上であることが好ましい。ＲＤのヤング率ＥＲＤおよびＴＤのヤング率ＥＴＤが少なくとも１方が１２０ＧＰａ未満であるか、あるいは、前記ＥＲＤの前記ＥＴＤに対する比ＥＲＤ／ＥＴＤが０．８５未満であると、銅合金板材から所定形状のサンプル（例えば端子材料）を採取する方向によっては、ばね特性等の要求特性を満足することができなくなるおそれがあるからである。
［本発明の銅合金板材の製造方法］
　次に、本発明の銅合金板材の製造方法の一例を以下で説明する。
　本発明の銅合金板材の製造方法は、銅合金素材を溶解し、鋳造（工程１）して得た鋳塊に対して、保持温度８００℃以上、保持時間１分から１０時間の均質化熱処理（工程２）を行い、その後、合計加工率５０％以上、圧延温度５００℃以上にて圧延回数２回以上の熱間圧延（工程３）を行った後、水冷による急冷（工程４）を行う。この後、表面の酸化膜の除去のため、圧延材の表裏の両面をそれぞれ０．６ｍｍ以上の面削（工程５）を行う。その後、合計加工率８０％以上となるよう第１冷間圧延（工程６）を行った後、昇温速度１０．０～６０．０℃／分、到達温度２００～４００℃、保持時間１時間～１２時間、冷却速度１．０～１０．０℃／分にて第１焼鈍（工程７）を行い、その後、到達温度が８００℃以下でかつ第１焼鈍工程よりも高い温度条件、すなわち、到達温度４００～８００℃、保持時間１秒～１０分にて第２焼鈍（工程８）を行う。次に、圧延加工率２０％以上、圧延回数２回以上で第２冷間圧延（工程９）を行った後、到達温度３５０～６００℃、保持時間１秒～２時間にて調質焼鈍（工程１０）を行う。このようにして、本発明の銅合金板材を作製する。
　銅合金素材は、Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％を含有し、さらに必要に応じてＺｎを０．１～０．３ｍａｓｓ％、Ｆｅを０．００５～０．２ｍａｓｓ％およびＰｂを０．０５～０．１ｍａｓｓ％含有し、かつＺｎ、ＦｅおよびＰｂを合計で０．０１～０．５０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有するものである。
　ここでいう「圧延加工率」とは、圧延前の断面積から圧延後の断面積を引いた値を圧延前の断面積で除して１００を乗じ、パーセントで表した値である。すなわち、下記式で表される。
　［圧延加工率］＝｛（［圧延前の断面積］－［圧延後の断面積］）／［圧延前の断面積］｝×１００（％）
　本発明では、上記製造方法の中で、特に第１冷間圧延工程（工程６）と、第１焼鈍工程（工程７）とを制御することが重要である。すなわち、第１冷間圧延（工程６）は、本発明の組織を得るために、合計加工率が８０％以上となるように圧延することが必要である。また、圧延集合組織を十分に発達させ、α－ｆｉｂｅｒとβ－ｆｉｂｅｒの方位密度を適正範囲内に制御するため、第１焼鈍工程（工程７）は、昇温速度が１０．０～６０．０℃／分、到達温度が２００～４００℃、保持時間が１～１２時間、冷却速度が１．０～１０．０℃／分の条件で熱処理を施すことが必要である。ここで、第１冷間圧延１（工程６）の合計加工率が８０％未満と低すぎると、第１焼鈍工程（工程７）での集合組織制御にて方位がランダム化し、α－ｆｉｂｅｒとβ－ｆｉｂｅｒの方位密度が規定の範囲を下回る傾向がある。また、第１冷間圧延工程（工程６）の合計加工率が８０％以上であったとしても、第１焼鈍工程（工程７）の、昇温速度、到達温度、保持時間および冷却速度の少なくとも１つが適正範囲外である場合も同様に、集合組織制御にて方位がランダム化し、α－ｆｉｂｅｒとβ－ｆｉｂｅｒの方位密度が規定の範囲を下回る傾向がある。よって、本発明では、第１冷間圧延工程（工程６）と第１焼鈍工程（工程７）の条件を適正に調整して製造することで、目標とする組織および特性が得られる。
　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１～８および比較例１～７）
　本発明の実施例１～８および比較例１～７は、表１に示す組成となるように、それぞれＳｎ、ＮｉおよびＰ、ならびに必要に応じて添加する任意添加成分を含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅合金素材を高周波溶解炉により溶解し、これを鋳造（工程１）して鋳塊を得た。鋳塊に対して、保持温度８００℃以上、保持時間１分から１０時間の均質化熱処理（工程２）を行い、その後、合計加工率５０％以上、圧延温度５００℃以上にて圧延回数２回以上の熱間圧延（工程３）を行った後、水冷による急冷（工程４）を行う。この後、表面の酸化膜の除去のため、圧延材の表裏の両面をそれぞれ０．６ｍｍ以上の面削（工程５）を行う。その後、表１に示す合計加工率にて第１冷間圧延（工程６）を行った後、表１に示す熱処理条件にて第１焼鈍（工程７）を行い、その後、到達温度４００～８００℃、保持時間１秒～１０分にて第２焼鈍（工程８）を行う。次に、圧延加工率２０％以上、圧延回数２回以上で第２冷間圧延（工程９）を行った後、到達温度３５０～６００℃、保持時間１秒～２時間にて調質焼鈍［工程１０］を行う。このようにして、本発明の銅合金板材を作製した。各実施例、比較例での製造条件と得られた供試材の特性を表２に示す。
　これらの供試材について下記の特性調査を行った。
［ＥＢＳＤ測定によるα－ｆｉｂｅｒおよびβ－ｆｉｂｅｒの方位密度］
　α－ｆｉｂｅｒおよびβ－ｆｉｂｅｒの方位密度は、ＥＢＳＤ法により、測定面積が１２８×１０４μｍ２（８００μｍ×１６００μｍ）、スキャンステップが０．１μｍ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、０．１μｍステップで行った。解析では、１２８×１０４μｍ２のＥＢＳＤ測定結果から、解析にてＯＤＦ（方位分布関数）およびα－ｆｉｂｅｒ、β－ｆｉｂｅｒ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、測定時のプローブ径は、約０．０１５μｍである。また、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。なお、測定箇所は、板材の平面部を機械研磨、電解研磨にて処理した領域で行った。さらに、測定箇所は、板材の板厚方向に沿って５箇所以上とし、その平均の方位密度を算出した。
［ヤング率の測定］
　試験片は、各供試材から、圧延方向と平行な方向ＲＤと、板幅方向ＴＤ（圧延方向ＲＤに対して直交する方向）に、それぞれ、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、歪と応力の比例定数を算出した。降伏するときの歪量の８０％の歪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点での測定値から歪と応力の比例定数をヤング率として求めた。
［導電率（ＥＣ）］
　各供試材の導電率は、２０℃（±０．５℃）に保たれた恒温槽中で四端子法により計測した比抵抗の数値から算出した。なお、端子間距離は１００ｍｍとした。板材の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上である場合を良好、２５％ＩＡＣＳ未満の場合を不良と判断する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示す結果から、実施例１～８はいずれも、合金組成、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）およびβ－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度のすべてが本発明の範囲内であるため、ＲＤのヤング率ＥＲＤが１２５～１５１ＧＰａ、ＴＤのヤング率ＥＴＤが１２９～１５８ＧＰａといずれも１２０ＧＰａ以上と高く、しかも、ＥＲＤ／ＥＴＤ比が、０．８５～０．９９と０．８５以上であり、ヤング率ＥＲＤ、ＥＴＤの異方性が小さかった。一方、比較例１～７はいずれも、合金組成、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）およびβ－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度の数値範囲の下限値および上限値の少なくとも１方が本発明の適正範囲外であり、特に、比較例１、２、５および７はいずれも、ＲＤのヤング率ＥＲＤが１２０ＧＰａよりも小さく、また、比較例３～６はいずれも、ＥＲＤ／ＥＴＤ比が０．８５よりも小さかった。
　また、図４は、実施例１と比較例１に関し、α－ｆｉｂｅｒにおける、Φ１（０～５０°）に対する方位密度の変化を示した図、図５は、実施例１と比較例１に関し、β－ｆｉｂｅｒにおける、Φ２（４５～９０°）に対する方位密度の変化を示した図である。これらの図から、実施例１は、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）およびβ－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、いずれも本発明の範囲内にあるのに対し、比較例１では、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）およびβ－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度の数値範囲が、いずれも本発明の範囲外であるのがわかる。
　本発明によれば、板材から所定形状のサンプル（例えば端子材料）を採取する方向に依らず、ばね特性等の要求特性を安定して得ることができる銅合金板材を提供することが可能になった。特に、この銅合金板材は、電気・電子機器用部品や自動車用部品、例えば、コネクタ、リードフレーム、放熱部材、リレー、スイッチ、ソケットなどの部品に適用される。

Claims (4)

  1. 　Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延集合組織を有する電気電子機器用銅合金板材であって、
    　前記圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内を満たすことを特徴とする銅合金板材。
  2. 　Ｓｎを０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉを０．１～１．０ｍａｓｓ％およびＰを０．００２～０．１５ｍａｓｓ％を含有し、さらにＺｎを０．１～０．３ｍａｓｓ％、Ｆｅを０．００５～０．２ｍａｓｓ％およびＰｂを０．０５～０．１ｍａｓｓ％含有し、かつＺｎ、ＦｅおよびＰｂを合計で０．０１～０．５０ｍａｓｓ％含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延集合組織を有する電気電子機器用銅合金板材であって、
    　前記圧延集合組織は、ＥＢＳＤによる集合組織解析から得られた、α－ｆｉｂｅｒ（φ1＝０°～４５°）の方位密度が、３．０以上２５．０以下の範囲内、β－ｆｉｂｅｒ（φ2＝４５°～９０°）の方位密度が、３．０以上３０．０以下の範囲内を満たすことを特徴とする銅合金板材。
  3. 　圧延時における、圧延方向と平行な方向をＲＤ、板幅方向をＴＤとし、前記ＲＤのヤング率をＥＲＤ、前記ＴＤのヤング率をＥＴＤとするとき、
    　前記ＥＲＤおよび前記ＥＴＤがいずれも１２０ＧＰａ以上であり、かつ前記ＥＲＤの前記ＥＴＤに対する比（ＥＲＤ／ＥＴＤ）が０．８５以上であ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. 　請求項１、２または３に記載の電気電子機器用銅合金板材の製造方法であって、
    　前記合金組成を有する銅合金を鋳造して得られた被圧延材に対して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程と、
    　該均質化熱処理工程後に、前記被圧延材に対して熱間圧延を行う熱間圧延工程と、
    　該熱間圧延工程後に冷却を行う冷却工程と、
    　該冷却工程後に、前記被圧延材の両面の面削を行う面削工程と、
    　該面削工程後に、合計加工率が８０％以上の冷間圧延を行う第１冷間圧延工程と、
    　該第１冷間圧延工程後に、昇温速度が１０．０～６０．０℃／分、到達温度が２００～４００℃、保持時間が１～１２時間、冷却速度が１．０～１０．０℃／分の条件で熱処理を施す第１焼鈍工程と、
    　該第１焼鈍工程後に、到達温度が８００℃以下でかつ第１焼鈍工程よりも高い温度条件で更なる熱処理を施す第２焼鈍工程と、
    　該第２焼鈍工程後に、更なる冷間圧延を行う第２冷間圧延工程と、
    　該第２冷間圧延工程後に、最終熱処理を施す調質焼鈍工程と
    を含むことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
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