WO2019176838A1 - 銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケース - Google Patents

銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケース Download PDF

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WO2019176838A1
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mass
copper alloy
alloy sheet
rolling
bending
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俊太 秋谷
岳己 磯松
樋口　優
翔一 檀上
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古河電気工業株式会社
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • 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 suitable for use in, for example, a heat radiating component of an electric / electronic device, a manufacturing method thereof, a heat radiating component for an electric / electronic device and a shield case.
  • high-strength stainless steel is used for semiconductor parts mounted on electronic devices and parts for reinforcing liquid crystal displays.
  • SUS stainless steel
  • the amount of heat generated from each mounted component tends to increase with the recent high performance of electronic devices and the increase in battery capacity.
  • SUS stainless steel
  • Copper alloys with excellent heat dissipation are attracting attention.
  • Copper alloys such as Cu—Ni—Si alloys, have a thermal conductivity of 175 W / m ⁇ K, which is more than 10 times that of stainless steel, such as SUS304 (H) (16.7 W / m ⁇ K). For this reason, it has remarkably superior heat dissipation (characteristic for radiating and releasing heat) compared to stainless steel.
  • stainless steel for example, SUS304 (H)
  • has a tensile strength of 1000 MPa or more it is sufficient that the strength is 600 MPa or more for heat-radiating parts and shield cases for electrical and electronic equipment.
  • the thermal conductivity can be calculated by measuring the conductivity because it has a linear (proportional) relationship with the conductivity in addition to the actual measurement by the laser flash method. (See Non-Patent Document 1, for example)
  • Stainless steel is generally high in strength, so it is suitable as a material for protecting semiconductors and liquid crystal displays, but the heat dissipation when the semiconductors and liquid crystal displays generate heat increases the battery capacity. Since electronic devices and the like are insufficient, it is difficult to suppress the heat generation of the entire module. As a result, the temperature of the entire module rises, and there is a possibility that the electric and electronic device may break down.
  • conventional copper-based materials have better heat dissipation compared to stainless steel.
  • the heat dissipation can be improved, but the strength required as a reinforcing case It was difficult to obtain (600 MPa or more).
  • the material used for the heat radiating part is processed into a reinforcing case having a predetermined shape, it is necessary to have excellent bending workability especially when designing including processing into a small heat radiating part.
  • Patent Document 1 discloses a process of heating to a temperature of 650 ° C. or more as part of a process for manufacturing a heat dissipation component from pure copper or a copper alloy plate.
  • a copper alloy plate is described that can suppress softening and decrease in electrical conductivity when included, and can provide heat dissipation parts manufactured through a process of heating to a temperature of 650 ° C. or more with sufficient strength and heat dissipation performance. ing.
  • the object of the present invention is excellent in heat dissipation as compared with stainless steel, and has sufficient strength even when used as a reinforcing case for, for example, electric and electronic equipment.
  • An object of the present invention is to provide a copper alloy sheet material excellent in workability, a manufacturing method thereof, a heat radiating component for electric and electronic equipment, and a shield case.
  • the average value of the orientation density of 90 ° is within the range of 3.0 to 25.0, and the tensile strength in the rolling parallel
  • JBMA T304 copper alloy sheet, wherein the jump height of the processed test piece 100mm length of strip to the conditions conforming is 2.0mm or less in 1999.
  • the alloy composition is Mg: 0.05 to 0.5 mass%, Cr: 0.05 to 0.5 mass%, Sn: 0.05 to 0.25 mass%, Zn: 0.2 to It contains at least one component selected from the group consisting of 0.6% by mass, Zr: 0.05 to 0.15% by mass and Mn: 0.05 to 0.25% by mass
  • the copper alloy sheet material according to any one of (1) to (3).
  • the copper alloy sheet according to any one of (1) to (4) above, wherein the tensile strength in the rolling parallel direction is 600 to 950 MPa.
  • the tension annealing [Step 10] has an ultimate temperature of 200 to 450.
  • a method for producing a copper alloy sheet material characterized by performing continuous annealing at a temperature of 150 ° C. and applying a stress of 150 MPa or more.
  • the copper alloy sheet material of the present invention has Ni: 0 to 4.5 mass%, Co: 0 to 2.0 mass%, Si: 0.2 to 1.3 mass%, Mg: 0 to 0.5 mass%, Cr: 0 to 0.5 mass%, Sn: 0 to 0.25 mass%, Zn: 0 to 0.6 mass%, Zr: 0 to 0.15 mass% and Mn: 0 to 0.25 mass% And the total content of Ni and Co is 0.8 to 5.0 mass%, and the ratio of the total content of Ni and Co to the Si content ⁇ (Ni + Co) / Si ⁇ is 2.0 to 6.
  • a copper alloy sheet having an alloy composition consisting of Cu and the inevitable impurities, the balance being a rolling texture, and the rolling texture is obtained by a texture analysis by EBSD, ⁇ -fiber ( The average value of the orientation density of ⁇ 2 45 ° to 90 °) is in the range of 3.0 to 25.0, and rolling
  • the tensile strength in the row direction is 600 MPa or more
  • the test piece processed into a strip shape having a length of 100 mm under the conditions according to JBMA T304: 1999 has a protruding height of 2.0 mm or less, and 90 °
  • 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, Three directions of Euler angles, ie, parallel direction RD and sheet width direction TD, and normal direction ND of the rolling surface are shown. That is, azimuth rotation of RD axis is ⁇ , azimuth rotation of ND axis is ⁇ 1, and azimuth rotation of TD axis Is denoted as ⁇ 2.
  • FIG. 2 is a schematic plan view showing a shape when a strip-shaped test piece used in the slit strain measuring method is cut out from a copper alloy sheet.
  • the copper alloy sheet material according to the present invention has Ni: 0 to 4.5 mass%, Co: 0 to 2.0 mass%, Si: 0.2 to 1.3 mass%, Mg: 0 to 0.5 mass%, Cr: 0 to 0.5 mass%, Sn: 0 to 0.25 mass%, Zn: 0 to 0.6 mass%, Zr: 0 to 0.15 mass% and Mn: 0 to 0.25 mass% And the total content of Ni and Co is 0.8 to 5.0 mass%, and the ratio of the total content of Ni and Co to the Si content ⁇ (Ni + Co) / Si ⁇ is 2.0 to 6.
  • a copper alloy sheet having an alloy composition consisting of Cu and the inevitable impurities, the balance being a rolling texture, and the rolling texture is obtained by a texture analysis by EBSD, ⁇ -fiber (The average value of the orientation density ( ⁇ 2 45 ° to 90 °) is within the range of 3.0 to 25.0, and the pressure
  • the tensile strength in the parallel direction is 600 MPa or more
  • the projecting height of the test piece processed into a strip shape having a length of 100 mm under the conditions in accordance with JBMA T304: 1999 is 2.0 mm or less, and 90 °
  • the “copper alloy” is obtained by processing a copper alloy material (before processing and having a predetermined alloy composition) into a predetermined shape (for example, plate, strip, foil, bar, wire, etc.) means.
  • a predetermined shape for example, plate, strip, foil, bar, wire, etc.
  • the “plate material” refers to a material having a specific thickness and having a stable 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
  • Ni (nickel) and Co (cobalt) are components that have a function of expressing precipitation strengthening by forming a compound together with Si (silicon) and dispersing it in the parent phase.
  • Ni and Co are components that have a function of expressing precipitation strengthening by forming a compound together with Si (silicon) and dispersing it in the parent phase.
  • at least one of Ni and Co is used. It is necessary to contain the components. Specifically, the total content of Ni and Co is set to 0.8 to 5.0%. When the total content of Ni and Co is less than 0.8%, the above-described action cannot be sufficiently exhibited.
  • the Ni content is 0 to 4.5%
  • the Co content is 0 to 2.0%
  • the total content of Ni and Co is 0.8 to 5.0%.
  • the lower limit of each content of Ni and Co is not particularly limited, it is preferable that both be 0.2% from the viewpoint of expressing the minimum precipitation strengthening.
  • Si 0.2 to 1.3% and (Ni + Co) / Si ratio is 2.0 to 6.0
  • Si silicon is an element having an action of improving heat-resistant peelability and migration resistance during soldering. In order to exert such an effect, the Si content needs to be 0.2% or more. However, if the Si content exceeds 1.3%, the conductivity is reduced and sufficient heat dissipation cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.2 to 1.3%.
  • the ratio of the total content of Ni and Co to the Si content ⁇ (Ni + Co) / Si ⁇ is further required to be 2.0 to 6.0.
  • the present invention is based on an alloy composition containing at least one component of Ni and Co and Si, but as other optional components, Mg: 0 to 0.5%, Cr: 0 to 0 At least one component selected from 0.5%, Sn: 0 to 0.25%, Zn: 0 to 0.6%, Zr: 0 to 0.15% and Mn: 0 to 0.25%, It can be suitably contained according to the required performance.
  • Mg magnesium
  • Mg content is preferably 0.05% or more.
  • the Mg content is 0 to 0.5%, preferably 0.05 to 0.5%.
  • Cr 0 to 0.5%
  • Cr Cr
  • Cr Cr
  • the Cr content is preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is 0 to 0.5%, preferably 0.05 to 0.5%.
  • Sn 0 to 0.25%
  • Addition of Sn (tin) improves the stress relaxation resistance.
  • the stress relaxation resistance is further improved by the synergistic effect when added together than when they are added.
  • the solder embrittlement is remarkably improved.
  • the Sn content is preferably 0.05% or more.
  • the Sn content is 0 to 0.25%, preferably 0.05 to 0.25%.
  • Zn 0 to 0.6%
  • Zn (zinc) is an element that has an effect of improving bending workability and improving adhesion and migration characteristics of Sn plating and solder plating.
  • the Zn content is preferably 0.2% or more.
  • the Zn content is 0 to 0.6%, preferably 0.2 to 0.6%.
  • Zr 0 to 0.15%
  • Zr zirconium
  • the Zr content is preferably 0.05% or more.
  • the Zr content is 0 to 0.15%, preferably 0.05 to 0.15%.
  • Mn 0 to 0.25%
  • Mn manganese
  • the hot workability is improved and the strength is improved.
  • the Mn content is preferably 0.05% or more.
  • the Mn content is 0 to 0.25%, preferably 0.05 to 0.25%.
  • Cu and inevitable impurities The balance other than the components described above is Cu (copper) and inevitable impurities. Inevitable impurities mean impurities at a content level that can be inevitably included in the manufacturing process. Depending on the content of the inevitable impurities, it may be a factor for reducing the workability. Therefore, it is preferable to suppress the content of the inevitable impurities to some extent in consideration of the decrease in workability. Examples of the components listed as inevitable impurities include elements such as Fe, Ti, C, and S. The upper limit of the content of inevitable impurities may be 0.05% or less for each of the above components, and the total of the above components may be 0.15% or less.
  • the “orientation density” is also expressed as a crystal orientation distribution function (ODF), and is used when quantitatively analyzing the abundance ratio and dispersion state of the crystal orientation of the texture.
  • ODF crystal orientation distribution function
  • the orientation density is based on the measurement data of three or more types of positive point diagrams such as (100) positive point diagram, (110) positive point diagram, (111) positive point diagram, based on the EBSD and X-ray diffraction measurement results. It is calculated by the crystal orientation distribution analysis method by the series expansion method.
  • the longitudinal elastic modulus of the plate material is preferably 110 GPa or more.
  • the tensile strength in the rolling parallel direction is preferably 600 to 950 MPa.
  • the electrical conductivity is preferably 35 to 80% IACS, and the longitudinal elastic modulus in the rolling parallel direction is preferably 110 to 145 GPa.
  • the present inventors diligently studied the relationship with the rolling texture in order to increase the tensile strength, electrical conductivity, and bending workability of the copper alloy sheet.
  • a tensile strength TS of 600 MPa or more and a longitudinal elastic modulus of 110 GPa or more can be obtained, and also excellent heat dissipation (conductivity of 35% IACS or more) and excellent bending workability can be obtained.
  • control of ⁇ -fiber is important.
  • the orientation density of ⁇ -fiber is less than 3.0
  • the longitudinal elastic modulus is less than 110 GPa and the orientation density is 25 If it exceeds 0.0, the longitudinal elastic modulus exceeds 145 GPa.
  • the elongation of the plate material should be 0.5 to 10.0%
  • the surface roughness (Ra) of the plate material should be 0.1 ⁇ m or more, so that the workability and heat dissipation to the shield case will be good. preferable.
  • the surface roughness of the plate material it is necessary to adjust the surface roughness of the rolling roll in various cold rolling.
  • 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
  • EBSD measurement was performed with a measurement area of 64 ⁇ 10 4 ⁇ m 2 (800 ⁇ m ⁇ 800 ⁇ m) and a scan step of 0.1 ⁇ m in order to measure fine crystal grains by the EBSD method.
  • an inverse pole figure (IPF) was confirmed in the analysis from the EBSD measurement result of 64 ⁇ 10 4 ⁇ m 2 .
  • the electron beam was generated from thermionic electrons from a tungsten (W) filament of a scanning electron microscope.
  • 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.
  • 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.
  • 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, Three directions of Euler angles, ie, parallel direction RD and sheet width direction TD, and normal direction ND of the rolling surface are shown. That is, azimuth rotation of RD axis is ⁇ , azimuth rotation of ND axis is ⁇ 1, and azimuth rotation of TD axis Is denoted as ⁇ 2.
  • the plate material is formed into a strip of 100 mm length under the conditions in accordance with JBMA T304: 1999, and the protruding height after processing is controlled to 2.0 mm or less, and 90 ° bending processing and 180 ° bending processing are performed.
  • the depth of bending wrinkles or cracks is measured with a height profile measured in a direction perpendicular to the bending axial direction using a laser microscope on the outer surface of the bent portion of each test piece after each.
  • a copper alloy sheet material having a small amount) suitable as a reinforcing sheet material is obtained.
  • Precipitation of second phase particles composed of at least one component of Co and Ni and Si in the parent phase of Cu increases the strength of the material by suppressing the dislocation movement.
  • Co has a higher rate of decrease in electrical conductivity when dissolved in Ni, but the precipitation amount in the aging treatment is higher in the Cu-Co-Si system than in the NiSi compound in the Cu-Ni-Si system alloy. There are more CoSi compounds and there exists a tendency for electrical conductivity to become high.
  • a general Cu—Ni—Si based alloy (Cu-2.3% Ni—0.65% Si) has a conductivity of about 35% IACS, but a Cu—Co—Si based alloy is 50%. % IACS or higher, and high conductivity can be obtained. Further, the Cu—Co—Si based alloy has a tensile strength of 600 MPa or more (in the direction parallel to the rolling) after aging precipitation, depending on the production conditions, and a strength equivalent to that of the Cu—Ni—Si alloy can be obtained.
  • a method of controlling the protruding height after processing the plate material into a strip shape having a length of 100 mm to 2.0 mm or less, or a method of controlling the M / t ratio to 0.2 or less for example, In the method for producing a copper alloy sheet, continuous annealing is performed between the cold rolling 2 [step 9] and the cold rolling 3 [step 11], which will be described later, while applying an ultimate temperature of 200 to 450 ° C. and a stress of 150 MPa or more. By performing tension annealing [Step 10], there is a method in which the residual strain in the structure inside the copper alloy sheet is appropriately released and the residual (internal) stress is lowered.
  • the calculation method of the M / t ratio is based on the axial direction of bending using a laser microscope on the outer surface of the bending portion of each test piece after 90 ° bending and 180 ° bending, respectively.
  • the M / t ratio can be calculated.
  • the copper alloy plate material of the present invention can be used for various applications, and is suitable for use in, for example, heat-radiating parts and shield cases of electric and electronic equipment.
  • the method for producing a copper alloy sheet according to the present invention is performed at a temperature of 800 to 1100 ° C. with respect to an ingot obtained by melting and casting [Step 1] a copper alloy material having the above alloy composition.
  • the copper alloy sheet material of the present invention can be manufactured.
  • the solution heat treatment step [Step 7] is performed under the condition that at least one of the heating rate, the reached temperature, the holding time, and the cooling rate is out of the appropriate range
  • the subsequent aging precipitation heat treatment step [Step 8] is performed. In this case, the recrystallized structure is randomized, and it may not be possible to obtain the proper range of the specified orientation density.
  • an aging precipitation heat treatment step [Step 8] is performed, in which the rate of temperature rise is 10 to 200 ° C./sec, the temperature reached is 300 to 800 ° C., the holding time is 10 seconds to 1 hour, and the cooling rate is By carrying out under the condition of 10 to 200 ° C./sec, the orientation density of ⁇ -fiber can be controlled within an appropriate range.
  • the orientation density in the range of 0 to 90 ° can be controlled to a specified range.
  • a tension annealing step [Step 10] is performed by applying a tension (stress) of a temperature increase rate of 1 to 100 ° C./second, an ultimate temperature of 200 to 450 ° C., and 150 MPa or more.
  • Examples 1 to 13 and Comparative Examples 1 to 8 each contain at least one component of Ni and Co and Sn, and optionally added components to be added as necessary, so as to have the component compositions shown in Table 1, and the balance
  • a copper alloy material consisting of Cu and inevitable impurities was melted in a high-frequency melting furnace, and this was cast [step 1] to obtain an ingot.
  • the ingot is subjected to a homogenization heat treatment [Step 2] with a holding temperature of 800 to 1100 ° C. and a holding time of 10 minutes to 20 hours, and then hot rolling [Step 3] with a total processing rate of 10 to 90%. After performing, quenching by water cooling [Step 4] is performed.
  • both the front and back surfaces of the rolled material are each subjected to chamfering of about 1.0 mm [Step 5].
  • the rate of temperature increase is 100 ° C./sec or more
  • the ultimate temperature is 700 to 1000 ° C.
  • the holding time is 1 second to 30 seconds.
  • the solution heat treatment step [Step 7] is performed under the conditions of a minute and a cooling rate of 10 to 100 ° C./sec.
  • the temperature rising rate is 10 to 200 ° C./sec
  • the ultimate temperature is 300 to 800 ° C.
  • the holding time is 10
  • the second cold rolling step [Step 9] with a total processing rate of 10 to 60%.
  • the tension annealing step [Step 10] was performed under the conditions of the ultimate temperature and the applied tension (stress) shown in Table 2 at a temperature elevation rate of 1 to 100 ° C./second, and then the total processing rate was 10 3rd cold rolling to 60% [ Perform degree 11], then, 200 ⁇ 600 ° C., subjected to final annealing [step 12] in the conditions of 1 second to 1 hour, to prepare a copper alloy plate material (test material).
  • Table 2 shows the production conditions in each Example and each Comparative Example and the characteristics of the obtained test materials.
  • EBSD measurement was performed with a measurement area of 64 ⁇ 10 4 ⁇ m 2 (800 ⁇ m ⁇ 800 ⁇ m) and a scan step of 0.1 ⁇ m in order to measure fine crystal grains by the EBSD method.
  • IPF inverse pole figure
  • the electron beam was generated from thermionic electrons from a tungsten (W) filament of a scanning electron microscope.
  • the probe diameter at the time of measurement is about 0.015 ⁇ m.
  • OIM5.0 (trade name) manufactured by TSL Solutions Co., Ltd.
  • Residual strain (stress) was evaluated according to JBMA T304: 1999 (slit strain measurement method).
  • a test piece having a length L of 220 mm, a width W of 12 mm or more, and a plate thickness of 0.1 to 0.8 mm is cut out in the rolling parallel direction.
  • a slit (slit) having a width of 2 mm and a length (total dimension of dimension X1 and dimension X2 in FIG. 2) of 120 mm from one end (end B in FIG. 2) to the other end (end A in FIG. 2).
  • the B end side was cut by a dimension X2 (20 mm) so that the slit length X1 was 100 mm. And about each produced test piece, the splash height (warpage) was measured by the suspension method, and the residual distortion (stress) was evaluated from the measured value (mm) of this curvature. Table 2 shows the results. In this test, the number of cuts is increased in order to observe a finer strain than the measurement method of JBMA T304: 1999.
  • BW (Bad Way) was obtained by bending W so as to be parallel, and 90 ° W bending was performed in accordance with Japan Copper and Brass Association Technical Standard JCBA-T307 (2007).
  • the plate thickness of the plate is 0.05 to 0.4 mm, and the R / t indicated by the relationship between the inner bending radius R in the 90 ° W bending test and the plate thickness t is 0 in both the rolling parallel direction and the rolling vertical direction. Bending was performed under the following conditions.
  • BW (Bad Way) is W-bent so as to be parallel, and after bending 90 ° W in accordance with Japan Copper and Brass Association Technical Standard JCBA-T307 (2007), the inner radius is not attached with a compression tester. 180 ° contact bending was performed.
  • the plate thickness of the plate is 0.05 to 0.4 mm, and the R / t indicated by the relationship between the inner bending radius R in the 180 ° U bending test and the plate thickness t is 2. Bending was performed under the condition of 0.
  • Bending workability is measured in a direction perpendicular to the bending axis direction using a laser microscope on the outer surface of the bending portion of each test piece after 90 ° bending processing and 180 ° bending processing, respectively. It can be evaluated by the numerical value of the M / t ratio calculated from the height profile. Specifically, the height profile is measured in the direction perpendicular to the bending axis direction using a laser microscope on the surface of each test piece after 90 ° bending and 180 ° bending. Then, in the measured height profile, the M / t ratio is calculated by obtaining the value having the highest height difference between adjacent peaks and valleys as the wrinkle or crack depth M ( ⁇ m).
  • the height profile has a distance of 0.5 times or more of the plate thickness at one position at the center position of the test piece width and two positions at the left and right positions separated from the center position by a quarter distance of the test specimen width. A total of three points were measured. In this example, when the M / t is 0.2 or less, the bending workability is considered to be at an acceptable level.
  • the alloy composition, the rolling texture, and the conditions of the tension annealing step (step 10) are all appropriate, so that the tensile strength in the rolling parallel direction is 600 MPa or more.
  • the protruding height (warp) is 2.0 mm or less and the residual strain (stress) is small, or the M / t ratio measured by both 90 ° bending and 180 ° bending is as small as 0.2 or less.
  • the bending workability was excellent.
  • the conductivity was as high as 35% IACS or more, and the longitudinal elastic modulus in the rolling parallel direction was in the range of 110 to 145 GPa.
  • Comparative Example 1 in which the (Ni + Co) / Si ratio in the copper alloy sheet material exceeded the appropriate range of the present invention, the tensile strength was less than 590 MPa and 600 MPa, and the electrical conductivity was as low as 33.0 IACS%.
  • Comparative Example 2 in which the Ni content in the copper alloy sheet, the total content of Ni and Co, and the (Ni + Co) / Si ratio all exceed the appropriate range of the present invention has poor bending workability. The conductivity was also as low as 24.0 IACS%.
  • Comparative Example 3 in which the Co content in the copper alloy sheet and the (Ni + Co) / Si ratio exceed the appropriate range of the present invention, the bending workability is inferior and the conductivity is as low as 33.0 IACS%. It was. Furthermore, Comparative Example 4 in which the Ni content in the copper alloy sheet, the total content of Ni and Co, and the (Ni + Co) / Si ratio all exceed the appropriate range of the present invention has poor bending workability. The conductivity was also as low as 22.5 IACS%.
  • Comparative Examples 5 to 8 in which either the ultimate temperature or applied stress in the tension annealing step is outside the proper range of the present invention and the average value of the ⁇ -fiber orientation density is outside the proper range of the present invention
  • the protruding height (warp) was larger than 2.0 mm
  • the residual strain (stress) was large
  • Comparative Example 8 was inferior in bending workability.
  • heat dissipation is superior to stainless steel, and it has sufficient strength even when used as a reinforcing case for, for example, electrical and electronic equipment.

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Abstract

本発明の銅合金板材は、Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、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、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、ＪＢＭＡ Ｔ３０４：１９９９に準拠した条件で１００ｍｍ長さの短冊状に加工した試験片のはね上がり高さが２．０ｍｍ以下であり、放熱性に優れ、十分な強度をもち、残留応力が小さく、曲げ加工性に優れている。

Description

銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケース
　本発明は、例えば電気電子機器の放熱部品などに使用するのに適した銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケースに関する。
　例えば、電子機器に実装される半導体部品や、液晶ディスプレイの補強用の部品には、強度の高いステンレス鋼（ＳＵＳ）が使用されている。しかしながら、近年の電子機器の高性能化やバッテリー容量の大型化に伴い、各実装部品からの発熱量が増加する傾向がある。このように発熱量が増加すると、端末内の部品の変形や性能低下が生じるおそれがあることから、半導体部品や液晶ディスプレイの補強用の部品として使用してきたステンレス鋼（ＳＵＳ）の代替材料として、放熱性に優れた銅合金が注目されている。
　銅合金、例えばＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ合金は、熱伝導率が１７５Ｗ／ｍ・Ｋであり、ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４（Ｈ）の熱伝導率（１６．７Ｗ／ｍ・Ｋ）の１０倍以上であることから、ステンレス鋼に比べて顕著に優れた放熱性（熱を放散して逃がす特性）を有している。また、ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４（Ｈ）は、１０００ＭＰａ以上の引張強度を有しているが、電気電子機器用放熱部品やシールドケースでは、６００ＭＰａ以上の強度があれば十分である。なお、熱伝導率は、レーザーフラッシュ法による実測に加え、導電率と線形（比例）関係にあることから、導電率を測定することによって算出することが可能である。(例えば非特許文献１参照)
　また、ステンレス鋼（ＳＵＳ）は、一般に高強度であるため、半導体や液晶ディスプレイを保護する材料としては適しているものの、半導体や液晶ディスプレイが発熱した際の放熱性は、バッテリー容量が大型化した電子機器等では不十分であることから、モジュール全体の発熱抑制が困難な状況にあり、結果として、モジュール全体の温度が上昇して、電気電子機器が故障するおそれがあった。
　一方、従来の銅系材料は、ステンレス鋼に比べて放熱性が優れているため、例えば電気電子機器の補強ケースとして使用すれば、放熱性を改善することができるものの、補強ケースとして必要な強度（６００ＭＰａ以上）を得ることは難しかった。
　また、従来の銅系材料からなる板は、半導体部品や液晶ディスプレイの放熱と保護を目的とする補強ケースに用いた場合、残留応力が存在すると、組み立て後に基板や他の部品に歪みを与えてしまうことになることから、性能悪化が生じやすい。
　さらに、放熱部品に用いられる材料は、所定形状の補強ケースに加工されるため、特に小型の放熱部品に加工する場合も含めて設計すると、優れた曲げ加工性を具備することも必要である。
　放熱部品を構成する材料として銅系材料を用いた公知技術としては、例えば特許文献１に、純銅又は銅合金板から放熱部品を製造するプロセスの一部に６５０℃以上の温度に加熱するプロセスが含まれる場合における軟化や導電率の低下を抑制し、６５０℃以上の温度に加熱するプロセスを経て製造された放熱部品に、十分な強度と放熱性能を持たせることができる銅合金板が記載されている。
　しかしながら、特許文献１に記載の銅合金板は、組成成分と製造条件とを制御することによって製造したものであるが、銅合金板の残留応力の改善については開示がなく、加えて、曲げ加工性についても、Ｗ曲げ試験方法による９０°曲げ加工の評価結果しかなく、より厳しい曲げ試験であるＵ曲げ試験(１８０°密着曲げ)による１８０°曲げ加工については評価がなされていない。
特許第６０３１５４９号公報
栗田敏広、「第４章 物理的性質」伸銅品データブック（第２版）、日本伸銅協会、平成２１年３月、ｐ５３－５８
　そこで、本発明の目的は、ステンレス鋼に比べて放熱性に優れ、しかも、例えば電気電子機器の補強ケースとして使用した場合であっても十分な強度をもち、加えて、残留応力が小さく、曲げ加工性にも優れた銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケースを提供することにある。
　本発明の要旨構成は、以下の通りである。
（１）Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、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、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、ＪＢＭＡ Ｔ３０４：１９９９に準拠した条件で１００ｍｍ長さの短冊状に加工した試験片のはね上がり高さが２．０ｍｍ以下であることを特徴とする銅合金板材。
（２）Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、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、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に測定した高さプロファイルにて、曲げシワもしくはクラックの深さをＭ（μｍ）、板厚をｔ（μｍ）とするとき、Ｍ／ｔ比がいずれも０．２以下であることを特徴とする銅合金板材。
（３）導電率が３５～８０％ＩＡＣＳであり、圧延平行方向の縦弾性係数が１１０～１４５ＧＰａ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）前記合金組成は、Ｍｇ：０．０５～０．５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．５質量％、Ｓｎ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｎ：０．２～０．６質量％、Ｚｒ：０．０５～０．１５質量％およびＭｎ：０．０５～０．２５質量％からなる群から選択される少なくとも１種の成分を含有することを特徴とする上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の銅合金板材。
（５）前記圧延平行方向の引張強度が６００～９５０ＭＰａであることを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の銅合金板材。
（６）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の銅合金板材を製造する方法であって、Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０である合金組成を有する銅合金素材に、鋳造［工程１］、均質化熱処理［工程２］、熱間圧延［工程３］、冷却［工程４］、面削［工程５］、第１冷間圧延［工程６］、溶体化熱処理［工程７］、時効析出熱処理［工程８］、第２冷間圧延［工程９］、テンションアニール［工程１０］、第３冷間圧延［工程１１］および最終焼鈍［工程１２］を順次行い、前記テンションアニール［工程１０］は、到達温度が２００～４５０℃であり、かつ１５０ＭＰａ以上の応力を付与する条件で連続焼鈍することを特徴とする銅合金板材の製造方法。
（７）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いた電気電子機器用放熱部品。
（８）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いたシールドケース。
　本発明の銅合金板材は、Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、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、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、そして、ＪＢＭＡ Ｔ３０４：１９９９に準拠した条件で１００ｍｍ長さの短冊状に加工した試験片のはね上がり高さが２．０ｍｍ以下であること、および、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に測定した高さプロファイルにて、曲げシワもしくはクラックの深さをＭ（μｍ）、板厚をｔ（μｍ）とするとき、Ｍ／ｔ比がいずれも０．２以下であることの少なくとも一方を満足することによって、ステンレス鋼に比べて放熱性に優れ、しかも、例えば電気電子機器の補強ケースとして使用した場合であっても十分な強度をもち、加えて、残留応力が小さく、曲げ加工性にも優れた銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケースを提供することが可能になった。
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。 図２は、スリット歪測定方法に用いられる短冊状の試験片を、銅合金板材から切り出したときの形状を示す概略平面図である。
　以下、本発明の銅合金板材の好ましい実施形態について、詳細に説明する。
　本発明に従う銅合金板材は、Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、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、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、そして、ＪＢＭＡ Ｔ３０４：１９９９に準拠した条件で１００ｍｍ長さの短冊状に加工した試験片のはね上がり高さが２．０ｍｍ以下であること、および、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に測定した高さプロファイルにて、曲げシワもしくはクラックの深さをＭ（μｍ）、板厚をｔ（μｍ）とするとき、Ｍ／ｔ比がいずれも０．２以下であることの少なくとも一方を満足するものである。
　ここで、「銅合金」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。また、「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いればよいのであって、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。なお、本発明では管材も板材に含まれる形状であると解釈して取り扱うことができるものとする。
＜合金組成＞
　本発明の銅合金板材の合金組成とその作用について説明する。なお、以下の合金組成の各成分の説明では、「質量％」を単に「％」として示す。ここで、上記合金組成の成分のうち、含有範囲の下限値が「０％」と記載されている元素成分は、適宜、必要に応じて任意に銅合金板材に添加される成分であることを意味する。すなわち、元素成分が「０％」の場合、その元素成分は銅合金板材（または銅合金素材）に含まれないか、または検出限界値未満の含有量であることを意味する。
［Ｎｉ：０～４．５％、Ｃｏ：０～２．０％、かつＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０％］
　Ｎｉ（ニッケル）およびＣｏ（コバルト）は、Ｓｉ（シリコン）とともに化合物を形成し、母相に分散させることで析出強化を発現する作用を有する成分であり、本発明では、ＮｉおよびＣｏの少なくとも1成分を含有させることが必要であり、具体的には、ＮｉおよびＣｏの合計含有量で０．８～５．０％とする。ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８％未満だと、上述した作用を十分に発揮することができない。一方、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が５．０％超えだと、溶質元素の母相への固溶が進行し、導電率が低下するという問題が生じる。また、ＮｉおよびＣｏの各含有量の少なくとも１成分が上記適正範囲を超えると、導電率と強度が悪化する。このため、本発明では、Ｎｉ含有量は０～４．５％、Ｃｏ含有量は０～２．０％とし、かつＮｉおよびＣｏの合計含有量は０．８～５．０％とする。なお、ＮｉおよびＣｏの各含有量の下限値は、特に限定はしないが、最低限の析出強化を発現させるという観点から、いずれも０．２％とすることが好ましい。
［Ｓｉ：０．２～１．３％、かつ（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が２．０～６．０］
　Ｓｉ（ケイ素）は、半田付け時の耐熱剥離性や耐マイグレーション性を向上させる作用を有する元素である。かかる作用を発揮させる場合には、Ｓｉ含有量を０．２％以上とすることが必要である。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．３％を超えると、導電性が低下して十分な放熱性が得られない。このため、Ｓｉ含有量は、０．２～１．３％とする。
　また、本発明では、さらに、Ｓｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であることが必要である。前記（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が２．０未満であると、Ｓｉの固溶により導電率が低下するという問題があり、また、前記（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が６．０超えだと、導電率の低下と引張強度の低下の問題があるからである。
　本発明では、ＮｉおよびＣｏの少なくとも１成分と、Ｓｉとを含有する合金組成を基本とするものであるが、その他の任意含有成分として、Ｍｇ：０～０．５％、Ｃｒ：０～０．５％、Ｓｎ：０～０．２５％、Ｚｎ：０～０．６％、Ｚｒ：０～０．１５％およびＭｎ：０～０．２５％から選択される少なくとも１種の成分を、要求される性能に応じて適宜含有させることができる。
［Ｍｇ：０～０．５％］
　Ｍｇ（マグネシウム）は、応力緩和特性と向上させる作用を有する元素である。かかる作用を発揮させる場合には、Ｍｇ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．５％を超えると、導電性を低下させる傾向がある。このため、Ｍｇ含有量は、０～０．５％とし、好ましくは０．０５～０．５％とする。
［Ｃｒ：０～０．５％］
　Ｃｒ（クロム）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。かかる作用を発揮させる場合には、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５％を超えると、導電率と曲げ加工性を低下させる傾向がある。このため、Ｃｒ含有量は、０～０．５％とし、好ましくは０．０５～０．５％とする。
［Ｓｎ：０～０．２５％］
　Ｓｎ（スズ）は、添加することで耐応力緩和特性を向上する。それぞれを添加した場合よりも併せて添加した場合に相乗効果によって更に耐応力緩和特性が向上する。また、半田脆化が著しく改善する効果がある。かかる作用を発揮させる場合には、Ｓｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．２５％を超えると、導電率を低下させる傾向がある。このため、Ｓｎ含有量は、０～０．２５％とし、好ましくは０．０５～０．２５％とする。
［Ｚｎ：０～０．６％］
　Ｚｎ（亜鉛）は、曲げ加工性を改善するとともに、Ｓｎめっきやはんだめっきの密着性やマイグレーション特性を改善する作用を有する元素である。かかる作用を発揮させる場合には、Ｚｎ含有量を０．２％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．６％を超えると、導電性を低下させる傾向がある。このため、Ｚｎ含有量は、０～０．６％とし、好ましくは０．２～０．６％とする。
［Ｚｒ：０～０．１５％］
　Ｚｒ（ジルコニウム）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。かかる作用を発揮させる場合には、Ｚｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．１５％を超えると、導電率を低下させる傾向がある。このため、Ｚｒ含有量は、０～０．１５％とし、好ましくは０．０５～０．１５％とする。
［Ｍｎ：０～０．２５％］
　Ｍｎ（マンガン）は、添加すると熱間加工性を向上させるとともに、強度を向上する。かかる作用を発揮させる場合には、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．２５％を超えると、導電率、曲げ加工性を低下させる傾向がある。このため、Ｍｎ含有量は、０～０．２５％とし、好ましくは０．０５～０．２５％とする。
［残部：Ｃｕおよび不可避不純物］
　上述した成分以外の残部は、Ｃｕ（銅）および不可避不純物である。不可避不純物は、製造工程上、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物を意味する。不可避不純物は、含有量によっては加工性を低下させる要因にもなりうるため、加工性の低下を加味して不可避不純物の含有量をある程度抑制することが好ましい。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓ等の元素が挙げられる。なお、不可避不純物の含有量の上限値は、上記成分毎に０．０５％以下、上記成分の合計で０．１５％以下とすればよい。
＜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、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下、好ましくは４．０以上２２．５以下である。ここで、「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、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線回折測定結果により、（１００）正極点図、（１１０）正極点図、（１１１）正極点図などの３種類以上の正極点図の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。
　放熱性と各種部品の保護を兼ね備えるためには、材料強度と放熱性の両立が不可欠であり、金属または合金からなる板材を、例えば電気電子機器用放熱部品やシールドケースとして使用する場合、この板材は、６００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳと、３５％ＩＡＣＳ以上の導電率を具備することが必要とされる。また、上記板材を補強板として使用する場合には、板材を押し込んだ際の弾性変形量が小さい方が、部品と補強板および放熱板との接触の可能性が低くなり、部品を保護することができるため好ましく、かかる保護を可能にするには、例えば板材の縦弾性係数が１１０ＧＰａ以上とすることが好ましい。さらに、板材の残留応力を低減することで、周囲の部品や基板への応力負荷がなくなり、部品が板材の影響により歪み変形することもなくなる。さらに、板材の導電率を高めることは、放熱性の向上にもつながる。特に、電子部品の保護を目的としたシールドケースの用途に使用する場合には、圧延平行方向の引張強度が６００～９５０ＭＰａであることが好ましい。また、電子部品の放熱部材の用途に使用する場合には、導電率が３５～８０％ＩＡＣＳであり、圧延平行方向の縦弾性係数が１１０～１４５ＧＰａであることが好ましい。
　本発明者らは、銅合金板材の引張強度、導電率および曲げ加工性を高めるために、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、ＥＢＳＤ測定結果より得られる、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下に制御することによって、６００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳおよび１１０ＧＰａ以上の縦弾性係数が得られるとともに、優れた放熱性（３５％ＩＡＣＳ以上の導電率）と、優れた曲げ加工性も得られる。特に、縦弾性係数を１１０～１４５ＧＰａに制御するには、β-ｆｉｂｅｒの制御が重要であり、β-ｆｉｂｅｒの方位密度が３．０未満になると、縦弾性係数が１１０ＧＰａ未満に、方位密度２５．０超えになると、縦弾性係数が１４５ＧＰａを超えてしまう。また、板材の伸びは、０．５～１０．０％、板材の表面粗さ（Ｒａ）は、０．１μｍ以上とすることが、シールドケースへの加工性、放熱性が良好になる点で好ましい。伸びを制御するには、最終焼鈍［工程１２］での焼鈍の到達温度を調整することが必要である。板材の表面粗さを制御するには、各種冷間圧延での圧延ロールの表面粗さの調整が必要である。
［ＥＢＳＤ測定による結晶方位の測定および解析］
　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。ＥＢＳＤ法により、測定面積６４×１０４μｍ２（８００μｍ×８００μｍ）とし、スキャンステップは、微細な結晶粒を測定するため、０．１μｍとして、ＥＢＳＤ測定を行った。解析では、６４×１０４μｍ２のＥＢＳＤ測定結果から、解析にて逆極点図ＩＰＦ（Inverse Pole Figure）を確認した。電子線は、走査電子顕微鏡のタングステン（Ｗ）フィラメントからの熱電子を発生源とした。なお、測定時のプローブ径は、約０．０１５μｍである。ＥＢＳＤ法の測定装置には、（株）ＴＳＬソリューションズ社製 ＯＩＭ５．０（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。
　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＝４５°～９０°の範囲に集積している。
　本発明では、ＪＢＭＡ　Ｔ３０４：１９９９に準拠した条件で板材を１００ｍｍ長さの短冊状に加工後のはね上がり高さを２．０ｍｍ以下に制御すること、および、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に測定した高さプロファイルにて、曲げシワもしくはクラックの深さをＭ（μｍ）、板厚をｔ（μｍ）とするとき、Ｍ／ｔ比をいずれも０．２以下に制御することの少なくとも一方を満たすことによって、放熱性と加工後の寸法変化（残留歪み量）の小さい、補強用板材として好適な銅合金板材が得られる。Ｃｕの母相中に、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１成分とＳｉからなる第二相粒子が析出することで、析出物が転位移動を抑制して、材料強度が上昇する。また、Ｃｏは、Ｎｉに比べて固溶した際の導電率の低下割合が大きいが、時効処理における析出量は、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金でのＮｉＳｉ化合物よりＣｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系でのＣｏＳｉ化合物の方が多く、導電率が高くなる傾向がある。例えば、一般的なＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金（Ｃｕ－２．３％Ｎｉ－０．６５％Ｓｉ）は、導電率が３５％ＩＡＣＳ程度であるが、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金は、５０％ＩＡＣＳ以上となり、高い導電率が得られる。また、Ｃｕ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金は、製造条件にもよるが、時効析出後の（圧延平行方向の）引張強度が６００ＭＰａ以上となり、Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ合金と同等レベルの強度が得られる。
　なお、板材を１００ｍｍ長さの短冊状に加工した後のはね上がり高さを２．０ｍｍ以下に制御する方法や、Ｍ／ｔ比が０．２以下に制御する方法としては、例えば、本発明の銅合金板材の製造方法において、後述する、冷間圧延２［工程９］と冷間圧延３［工程１１］の間で、到達温度２００～４５０℃、１５０ＭＰａ以上の応力を付与しながら連続焼鈍するテンションアニール［工程１０］を行うことにより、銅合金板材内部の組織の残留歪みを適度に開放し、残留（内部）応力を低くする方法が挙げられる。
　また、Ｍ／ｔ比の算出方法は、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に高さプロファイルを測定し、測定された高さプロファイルの中で、隣り合う山と谷の高低差が最も高い値をシワもしくはクラックの深さＭ（μｍ）として求めることによって、Ｍ／ｔ比を算出することができる。
＜銅合金板材の用途＞
　本発明の銅合金板材は、種々の用途に使用することができ、例えば電気電子機器の放熱部品やシールドケースなどに使用するのに適している。
＜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、上記合金組成を有する銅合金素材を溶解・鋳造［工程１］して得た鋳塊（被圧延材）に対して、８００～１１００℃の温度で１０分間～２０時間保持する均質化熱処理を行う均質化熱処理工程［工程２］と、均質化熱処理工程後に前記被圧延材に対して、合計加工率が１０～９０％で１パス以上の熱間圧延を行う熱間圧延工程［工程３］と、熱間圧延工程後に１０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で急冷を行う冷却工程［工程４］と、冷却工程後に、前記被圧延材の両面（片面当たり１．０ｍｍ程度）の面削を行う面削工程［工程５］と、面削工程後に、合計加工率が７５％以上で１パス以上の冷間圧延を行う第１冷間圧延工程［工程６］と、第１冷間圧延工程後に、昇温速度が１００℃／ｓｅｃ以上、到達温度が７００～１０００℃、保持時間が１秒～３０分および冷却速度が１０～１００℃／ｓｅｃの条件で熱処理を施す溶体化熱処理工程［工程７］と、溶体化熱処理工程後に、昇温速度が１０～２００℃／ｓｅｃ、到達温度が３００～８００℃、保持時間が１０秒～１時間および冷却速度が１０～２００℃／ｓｅｃの条件で熱処理を行なう時効析出熱処理工程［工程８］と、合計加工率が１０～６０％で１パス以上の冷間圧延を行う第２冷間圧延工程［工程９］と、昇温速度が１～１００℃／秒、到達温度が２００～４５０℃、１５０ＭＰａ以上の張力（応力）を付与しながら連続焼鈍を行なうテンションアニール工程［工程１０］と、合計加工率が１０～６０％で１パス以上の冷間圧延を行なう第３冷間圧延［工程１１］と、最終焼鈍［工程１２］とを順次行なう。このようにして、本発明の銅合金板材を製造することができる。
　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］、溶体化熱処理工程［工程７］、時効析出熱処理工程［工程８］、第２冷間圧延工程［工程９］、テンションアニール工程［工程１０］、第３冷間圧延［工程１１］および最終焼鈍［工程１２］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［工程６］における合計加工率を７５％以上と大きくすることにより、圧延集合組織を十分に発達させることができる。
　また、第１冷間圧延工程の後、溶体化熱処理工程［工程７］を、昇温速度が１００℃／ｓｅｃ以上、到達温度が７００～１０００℃、保持時間が１秒～３０分および冷却速度が１０～１００℃／ｓｅｃの条件で行なうことによって、圧延集合組織を部分的に回復させ、φ＝０～１０°、φ２＝０～９０°の範囲の方位密度を制御することができる。一方、溶体化熱処理工程［工程７］を、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一つが上記適正範囲から外れた条件で行なうと、その後に行なう時効析出熱処理工程［工程８］で再結晶組織がランダム化し、規定の方位密度の適正範囲にすることはできなくなるおそれがある。
　さらに、溶体化熱処理工程の後に、時効析出熱処理工程［工程８］を、昇温速度が１０～２００℃／ｓｅｃ、到達温度が３００～８００℃、保持時間が１０秒～１時間および冷却速度が１０～２００℃／ｓｅｃの条件で行なうことにより、β－ｆｉｂｅｒの方位密度を適正範囲へ制御することができる。
　さらにまた、時効析出熱処理工程の後に、第２冷間圧延工程［工程９］を、合計加工率が１０～６０％で行うことによって、再結晶組織を形成し、Φ＝０～１０°、Φ２＝０～９０°の範囲の方位密度を規定の範囲に制御することができる。
　加えて、第２冷間圧延工程の後に、テンションアニール工程［工程１０］を、昇温速度が１～１００℃／秒、到達温度が２００～４５０℃、１５０ＭＰａ以上の張力（応力）を付与する条件で行なうことによって、加工による転位の導入と熱処理による転位の回復のバランスが良好となり、圧延集合組織ならびに引張強度を適切に制御することができる。
　加えてまた、テンションアニール工程の後に、第３冷間圧延［工程１１］を、合計加工率が１０～６０％で行なうことによって、圧延集合組織を発達させることができ、その後、最終焼鈍［工程１２］を行なうことによって、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲である、目標とする組織および特性を得ることができる。
　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１～１３および比較例１～８）
　実施例１～１３および比較例１～８は、表１に示す成分組成となるように、それぞれＮｉおよびＣｏの少なくとも１成分およびＳｎ、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８００～１１００℃、保持時間１０分から２０時間の均質化熱処理［工程２］を行い、その後、合計加工率を１０～９０％とする熱間圧延［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１．０ｍｍ程度の面削［工程５］を行う。その後、合計加工率を７５％以上とする第１冷間圧延［工程６］を行った後、昇温速度が１００℃／ｓｅｃ以上、到達温度が７００～１０００℃、保持時間が１秒～３０分および冷却速度が１０～１００℃／ｓｅｃの条件で溶体化熱処理工程［工程７］を行ない、その後、昇温速度が１０～２００℃／ｓｅｃ、到達温度が３００～８００℃、保持時間が１０秒～１時間および冷却速度が１０～２００℃／ｓｅｃの条件で時効析出熱処理工程［工程８］を行った後、合計加工率を１０～６０％とする第２冷間圧延工程［工程９］を行い、次いで、昇温速度を１～１００℃／秒とし、表２に示す到達温度および付与する張力（応力）の条件でテンションアニール工程［工程１０］を行い、その後、合計加工率を１０～６０％とする第３冷間圧延［工程１１］を行い、その後、２００～６００℃、１秒～１時間の条件で最終焼鈍［工程１２］を行ない、銅合金板材（供試材）を作製した。各実施例および各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測定による結晶方位の測定及び解析］
　ＥＢＳＤ法により、測定面積６４×１０４μｍ２（８００μｍ×８００μｍ）とし、スキャンステップは、微細な結晶粒を測定するため、０．１μｍとして、ＥＢＳＤ測定を行った。解析では、６４×１０４μｍ２のＥＢＳＤ測定結果から、解析にて逆極点図ＩＰＦ（Inverse Pole Figure）を確認した。電子線は、走査電子顕微鏡のタングステン（Ｗ）フィラメントからの熱電子を発生源とした。なお、測定時のプローブ径は、約０．０１５μｍである。ＥＢＳＤ法の測定装置には、（株）ＴＳＬソリューションズ社製 ＯＩＭ５．０（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（ｎ＝４）は、試料表面から板厚ｔの１／８倍～１／２倍の位置付近とし、これらの測定箇所の情報から、β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値を算出した。
［引張強度および縦弾性係数の算出］
　引張強度と縦弾性係数（ヤング率）は、圧延方向と平行な方向（圧延平行方向）に所定の試験片の寸法で切り出した各供試材（ｎ＝３）について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準じた引張試験を行なうことにより得られたデータから算出した。算出した引張強度と縦弾性係数の平均値（ＭＰａ）を表２に示す。
［残留歪み（応力）の評価］
　残留歪み（応力）は、ＪＢＭＡ　Ｔ３０４：１９９９（スリット歪み測定方法）に準拠して評価を行なった。まず、各供試材から、図２に示すように、長さＬが２２０ｍｍ、幅Ｗが１２ｍｍ以上、板厚が０．１～０．８ｍｍの試験片を、圧延平行方向に切り出し、試験片の一端（図２のＢ端）側から他端（図２のＡ端）側に向かって、幅２ｍｍ、長さ（図２の寸法Ｘ１と寸法Ｘ２の合計寸法）１２０ｍｍの切込み（スリット）を０．５～１．０ｍｍ間隔で１０本以上入れた後、Ｂ端側を寸法Ｘ２（２０ｍｍ）だけ切断して、スリット長さＸ１が１００ｍｍとなるように作製した。そして、作製した各試験片について、つり下げ法によってはね上がり高さ（反り）を測定し、この反りの測定値（ｍｍ）から残留歪み（応力）を評価した。表２にその結果を示す。本試験は、ＪＢＭＡ Ｔ３０４：１９９９の測定方法に対し、より微小な歪みを観察するために、切込み数を増やしている。
［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比抵抗の数値を計測し、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。表２にその結果を示す。本実施例では、供試材の導電率が３５％ＩＡＣＳ以上である場合を合格レベルとした。
［曲げ加工性の評価］
　曲げ加工性は、Ｗ曲げ試験方法による９０°曲げ加工と、Ｕ曲げ試験(１８０°密着曲げ)による１８０°曲げ加工の２種類の曲げ加工で評価した。
＜９０°曲げ加工＞
　各実施例と各比較例の供試材について、圧延方向に対して垂直に、幅１０ｍｍ、長さ２５ｍｍとなるように採取した圧延垂直方向試験片と、圧延方向に対して平行に、幅１０ｍｍ、長さ２５ｍｍとなるように採取した圧延平行方向試験片を、試験に供した。圧延平行方向試験片に対して曲げの軸が圧延方向に対して直角になるようにＷ曲げしたものをＧＷ（Ｇｏｏｄ　Ｗａｙ）、圧延垂直方向試験片に対して曲げの軸が圧延方向に対して平行になるようにＷ曲げしたものをＢＷ（Ｂａｄ　Ｗａｙ）とし、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ―Ｔ３０７（２００７）に準拠して９０°Ｗ曲げ加工を行った。板材の板厚は０．０５～０．４ｍｍであり、９０°Ｗ曲げ試験時の内側曲げ半径Ｒと、板厚ｔの関係で示すＲ／ｔが、圧延平行方向、圧延垂直方向ともに０となる条件での曲げ加工を行った。
＜１８０°曲げ加工＞
　各実施例と各比較例の供試材について、圧延方向に対して垂直に、幅１ｍｍ、長さ１０ｍｍとなるように採取した圧延垂直方向試験片と、圧延方向に対して平行に、幅１ｍｍ、長さ１０ｍｍとなるように採取した圧延平行方向試験片を、試験に供した。圧延平行方向試験片に対して曲げの軸が圧延方向に対して直角になるようにＷ曲げしたものをＧＷ（Ｇｏｏｄ　Ｗａｙ）、圧延垂直方向試験片に対して曲げの軸が圧延方向に対して平行になるようにＷ曲げしたものをＢＷ（Ｂａｄ　Ｗａｙ）とし、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ－Ｔ３０７（２００７）に準拠して９０°Ｗ曲げ加工後、圧縮試験機にて内側半径を付けずに１８０°密着曲げ加工を行った。板材の板厚は０．０５～０．４ｍｍであり、１８０°Ｕ曲げ試験時の内側曲げ半径Ｒと、板厚ｔの関係で示すＲ／ｔが、圧延平行方向、圧延垂直方向ともに２．０となる条件での曲げ加工を行った。
　曲げ加工性は、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に測定した高さプロファイルから算出したＭ／ｔ比の数値によって評価することができる。具体的には、９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の表面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に高さプロファイルを測定し、測定された高さプロファイルの中で、隣り合う山と谷の高低差が最も高い値をシワもしくはクラックの深さＭ（μｍ）として求めることによって、Ｍ／ｔ比を算出する。なお、高さプロファイルは板厚の０．５倍以上の距離を試験片幅の中央位置の１箇所と、中央位置から左右に試験片幅の４分の１の距離だけ離れた左右位置２箇所の合計３箇所で測定した。本実施例では、Ｍ／ｔが０．２以下となる場合を曲げ加工性が合格レベルにあるとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示す結果から、実施例１～１５はいずれも、合金組成、圧延集合組織およびテンションアニール工程（工程１０）の条件がいずれも適正であるため、圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であって、はね上がり高さ（反り）が２．０ｍｍ以下と残留歪み（応力）が小さいか、もしくは９０°曲げ加工および１８０°曲げ加工の双方で測定したＭ／ｔ比が０．２以下と小さく、曲げ加工性が優れている、加えて、実施例１～１５はいずれも、導電性が３５％ＩＡＣＳ以上と高く、圧延平行方向の縦弾性係数も１１０～１４５ＧＰａの範囲であった。特に、実施例１～１３はいずれも、はね上がり高さ（反り）が２．０ｍｍ以下と残留歪み（応力）が小さく、かつ９０°曲げ加工および１８０°曲げ加工の双方で測定したＭ／ｔ比が０．２以下と小さく、曲げ加工性も優れている。
　一方、銅合金板材中の（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が本発明の適正範囲を超えている比較例１は、引張強度が５９０ＭＰａと６００ＭＰａ未満であり、導電率も３３．０ＩＡＣＳ％と低かった。また、銅合金板材中のＮｉ含有量、ＮｉとＣｏの合計含有量、および（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比のいずれもが本発明の適正範囲を超えている比較例２は、曲げ加工性が劣っており、導電率も２４．０ＩＡＣＳ％と低かった。さらに、銅合金板材中のＣｏ含有量、および（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比が本発明の適正範囲を超えている比較例３は、曲げ加工性が劣っており、導電率も３３．０ＩＡＣＳ％と低かった。さらにまた、銅合金板材中のＮｉ含有量、ＮｉとＣｏの合計含有量、および（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ比のいずれもが本発明の適正範囲を超えている比較例４は、曲げ加工性が劣っており、導電率も２２．５ＩＡＣＳ％と低かった。加えて、テンションアニール工程における到達温度および付与応力のいずれかが本発明の適正範囲外であって、β―ｆｉｂｅｒの方位密度の平均値が本発明の適正範囲外である比較例５～８は、いずれもはね上がり高さ（反り）が２．０ｍｍよりも大きく、残留歪み（応力）が大きく、また、比較例８は曲げ加工性も劣っていた。
　本発明によれば、ステンレス鋼に比べて放熱性に優れ、しかも、例えば電気電子機器の補強ケースとして使用した場合であっても十分な強度をもち、加えて、残留応力が小さく、曲げ加工性にも優れた銅合金板材およびその製造方法ならびに電気電子機器用放熱部品およびシールドケースを提供することが可能になった。
　Ｗ　（残留歪み評価用）試験片の幅
　Ｌ　試験片の長さ
　Ｘ１　スリット長さ
　Ｘ２　（端の切捨て）寸法

Claims (8)

  1. 　Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、
    ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつ
    Ｓｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、
    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、
    β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、
    圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、
    ＪＢＭＡ Ｔ３０４：１９９９に準拠した条件で１００ｍｍ長さの短冊状に加工した試験片のはね上がり高さが２．０ｍｍ以下であることを特徴とする銅合金板材。
  2. 　Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、
    ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつ
    Ｓｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０であり、
    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、
    β－ｆｉｂｅｒ（Φ２＝４５°～９０°）の方位密度の平均値が、３．０以上２５．０以下の範囲内であり、
    圧延平行方向の引張強度が６００ＭＰａ以上であり、
    　９０°曲げ加工と１８０°曲げ加工をそれぞれ行なった後の各試験片の屈曲加工部の外面上で、レーザー顕微鏡を用いて、曲げの軸方向に対して垂直な方向に測定した高さプロファイルにて、曲げシワもしくはクラックの深さをＭ（μｍ）、板厚をｔ（μｍ）とするとき、Ｍ／ｔ比がいずれも０．２以下であることを特徴とする銅合金板材。
  3. 　導電率が３５～８０％ＩＡＣＳであり、圧延平行方向の縦弾性係数が１１０～１４５ＧＰａ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. 　前記合金組成は、Ｍｇ：０．０５～０．５質量％、Ｃｒ：０．０５～０．５質量％、Ｓｎ：０．０５～０．２５質量％、Ｚｎ：０．２～０．６質量％、Ｚｒ：０．０５～０．１５質量％およびＭｎ：０．０５～０．２５質量％からなる群から選択される少なくとも１種の成分を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の銅合金板材。
  5. 　前記圧延平行方向の引張強度が６００～９５０ＭＰａであることを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の銅合金板材。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の銅合金板材を製造する方法であって、
    　Ｎｉ：０～４．５質量％、Ｃｏ：０～２．０質量％、Ｓｉ：０．２～１．３質量％、Ｍｇ：０～０．５質量％、Ｃｒ：０～０．５質量％、Ｓｎ：０～０．２５質量％、Ｚｎ：０～０．６質量％、Ｚｒ：０～０．１５質量％およびＭｎ：０～０．２５質量％を含有し、ＮｉおよびＣｏの合計含有量が０．８～５．０質量％で、かつＳｉ含有量に対するＮｉおよびＣｏの合計含有量の比｛（Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｓｉ｝が２．０～６．０である合金組成を有する銅合金素材に、
    鋳造［工程１］、均質化熱処理［工程２］、熱間圧延［工程３］、冷却［工程４］、面削［工程５］、第１冷間圧延［工程６］、溶体化熱処理［工程７］、時効析出熱処理［工程８］、第２冷間圧延［工程９］、テンションアニール［工程１０］、第３冷間圧延［工程１１］および最終焼鈍［工程１２］を順次行い、
    　前記テンションアニール［工程１０］は、到達温度が２００～４５０℃であり、かつ１５０ＭＰａ以上の応力を付与する条件で連続焼鈍することを特徴とする銅合金板材の製造方法。
  7. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いた電気電子機器用放熱部品。
  8. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の銅合金板材を用いたシールドケース。
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