WO2023140314A1 - 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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WO2023140314A1
WO2023140314A1 PCT/JP2023/001476 JP2023001476W WO2023140314A1 WO 2023140314 A1 WO2023140314 A1 WO 2023140314A1 JP 2023001476 W JP2023001476 W JP 2023001476W WO 2023140314 A1 WO2023140314 A1 WO 2023140314A1
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copper alloy
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less
rolling
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PCT/JP2023/001476
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紳悟 川田
俊太 秋谷
司 高澤
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古河電気工業株式会社
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    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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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    • 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
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy sheet material and its manufacturing method, and in particular to a copper alloy sheet material that can be used for parts such as lead frames, connectors, terminals, relays, switches, sockets, and cases for electrical and electronic equipment, and its manufacturing method.
  • Corson copper alloy (Cu-Ni-Si alloy) is known as a copper alloy used for parts such as connectors and lead frames for electrical and electronic equipment.
  • Patent Document 1 describes a copper alloy plate material containing 1.0 to 5.0 mass% of Ni, 0.1 to 2.0 mass% of Si, and 0 to 3.0 mass% in total of at least one selected from the group consisting of B, Mg, P, Cr, Mn, Fe, Co, Zn, Zr, Ag, and Sn, and the balance being copper and inevitable impurities.
  • This document describes a copper alloy sheet material in which the ratio of the total area of crystal grains to the area of all crystal grains is 20% or more for crystal grains having an aspect ratio represented by the ratio of /major diameter of 0.3 or less and oriented within ⁇ 30 ° from the TD direction (plate width direction perpendicular to the rolling direction).
  • the Young's modulus in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction is 125 GPa or more
  • the deflection coefficient in the sheet width direction measured by a deflection test is 115 GPa or more
  • the proof stress in the sheet width direction is 600 MPa or more.
  • the Young's modulus especially the Young's modulus in the plate width direction
  • the Young's modulus is large, for example, when a plate-shaped piece is used as a material for manufacturing parts such as terminals with a leaf spring portion, when cutting a plate piece in the plate width direction from the plate material, even a slight change in the displacement of the spring portion causes a large variation in the load applied to the contact.
  • the material strength especially the tensile strength in the plate width direction (the longitudinal direction of the plate-like piece) is low.
  • an object of the present invention is to provide a copper alloy sheet material in which line tension can be set high and good bending workability can be obtained, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have found that in a copper alloy sheet material having an alloy composition containing at least one of Ni and Co in a total of 1.0% by mass or more and 5.0% by mass or less and Si of 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less, with the balance being Cu and unavoidable impurities, an inverse pole figure showing the strength distribution of the crystal orientation obtained from the crystal orientation analysis data of the SEM-EBSD method for a cross section parallel to the rolling direction and along the plate thickness direction is parallel to the rolling direction.
  • the degree of accumulation of crystal grains having a ⁇ 001> orientation to 8.0 or more and the degree of accumulation of grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction to 3.0 or more, even if the tensile strength in the sheet width direction of the copper alloy sheet material is reduced, the tensile strength in the rolling direction can be increased. Arrived.
  • a copper alloy sheet material, wherein the degree of accumulation of crystal grains having orientation is 8.0 or more, and the degree of accumulation of crystal grains having orientation such that the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction is 3.0 or more.
  • the alloy composition further contains at least one component selected from the group consisting of Sn, Mg, Mn, Cr, Zr, Ti, Fe, and Zn in a total of 0.01% by mass or more and 1.20% by mass or less.
  • the third cold rolling step [step 9], the solution treatment step [step 10], the second aging treatment step [step 12], the fifth cold rolling step [step 13], and the second annealing step [step 14] are sequentially performed, and in the first temporary aging treatment step [step 5], the attained temperature is in the range of 400 ° C to 600 ° C and the holding time is in the range of 1 hour to 10 hours, and the total working rate in the third cold rolling step [step 9] is 10% to 60%.
  • FIG. 1 is a view showing the position of the ⁇ 001> orientation and the range of orientations where the Schmid factor is 0.49 or more in an inverse pole figure showing the intensity distribution of the crystal orientation obtained from the crystal orientation analysis data of the SEM-EBSD method for the cross section parallel to the rolling direction and along the plate thickness direction.
  • the copper alloy sheet material according to the present invention has an alloy composition containing at least one of Ni and Co in a total of 1.0% by mass to 5.0% by mass and 0.10% by mass to 1.50% by mass of Si, with the balance being Cu and unavoidable impurities.
  • the degree of accumulation of crystal grains having a ⁇ 001> orientation is 8.0 or more, and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation such that the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction is 3.0 or more.
  • the copper alloy sheet material of the present invention contains one or both of Ni and Co and Si in appropriate amounts and is manufactured under appropriate manufacturing conditions so that the ⁇ 001> orientation of the precipitated crystal grains is oriented in the rolling direction. Therefore, the frequency of existence of crystal grains having the ⁇ 001> orientation parallel to the rolling direction can be increased by 8.0 times or more compared to a structure with a completely random orientation distribution. In addition, since the crystal grains having precipitated crystal grains with a Schmid factor of 0.49 or more are oriented in the sheet width direction, the existence frequency of crystal grains having an orientation with a Schmid factor of 0.49 or more parallel to the sheet width direction can be increased by 3.0 times or more with respect to a structure having a completely random orientation distribution.
  • the copper alloy sheet material of the present invention By using a copper alloy sheet material in which crystal grains having such highly anisotropic orientation are precipitated, it is possible to reduce the tensile strength in the sheet width direction and increase the tensile strength in the rolling direction. Therefore, by using the copper alloy sheet material of the present invention, it is possible to provide a copper alloy sheet material that can set a high line tension particularly along the rolling direction and obtain good bending workability, and a method for producing the same.
  • alloy composition of the copper alloy sheet material of the present invention contains, as essential components, at least one of Ni and Co in total of 1.0% by mass or more and 5.0% by mass or less, and Si in a range of 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less. Reasons for limiting the alloy composition of the copper alloy sheet will be described below.
  • Ni and Co 1.0% by mass or more and 5.0% by mass or less in total
  • Ni (nickel) and Co (cobalt) are important components that act to increase the tensile strength of the copper alloy sheet material. From the viewpoint of exhibiting such an effect, it is necessary to add one or both of Ni and Co, and to contain them in the range of 1.0% by mass or more and 5.0% by mass or less in total. Here, if the total amount of Ni and Co is less than 1.0% by mass, the strength of the material is lowered, and the tensile strength required for electronic parts cannot be obtained.
  • the total amount of Ni and Co exceeds 5.0% by mass, Ni and Co cannot completely dissolve in the solution treatment step [Step 10] described later and remain in the metal structure (matrix) as a second phase. Therefore, the total amount of Ni and Co should be in the range of 1.0% by mass or more and 5.0% by mass or less.
  • Si 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less
  • Si silicon
  • Si is an important component that forms compounds with Ni and Co and has the effect of increasing the tensile strength of copper alloy sheet materials. From the viewpoint of exhibiting such effects, it is necessary to set the Si content to 0.10% by mass or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.50% by mass, it becomes difficult to control the metal structure and the electrical conductivity decreases. Therefore, the Si content should be 0.10% by mass or more and 1.50% by mass or less.
  • the copper alloy sheet material of the present invention can further contain at least one component selected from the group consisting of Sn, Mg, Mn, Cr, Zr, Ti, Fe and Zn as an optional additive component in a total amount of 0.01% by mass or more and 1.20% by mass or less.
  • Sn (tin) is a component highly effective in solid-solution strengthening of copper alloys.
  • the Sn content is preferably 0.01% by mass or more.
  • the Sn content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.50% by mass or less.
  • Mg manganesium
  • Mg is a component highly effective in solid-solution strengthening of copper alloys. In order to exhibit this effect, it is preferable to set the Mg content to 0.01% by mass or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.30% by mass, the electrical conductivity tends to decrease. Therefore, the Mg content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • Cr 0.01% by mass or more and 0.30% by mass or less
  • Cr Cr (chromium) is a component that has the effect of strengthening the material by forming a second phase compound containing Cr and Si, and suppressing coarsening of the crystal grain size in the solution heat treatment process by the compound. In order to exhibit this effect, it is preferable to set the Cr content to 0.01% by mass or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.30% by mass, coarse crystallized substances are produced during casting, which tend to cause breakage during rolling. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • Zr 0.01% by mass or more and 0.15% by mass or less
  • Zr zirconium
  • Zr zirconium
  • the Zr content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.15% by mass or less.
  • Ti 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • the Ti content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less.
  • Fe Fe
  • Fe is a component highly effective in solid-solution strengthening of a copper alloy.
  • the Fe content is preferably 0.01% by mass or more.
  • the Fe content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less.
  • Zn 0.01% by mass or more and 0.60% by mass or less
  • Zn (zinc) is a component that has the effect of further improving bending workability and improving adhesion and migration properties of Sn plating.
  • the Zn content is preferably 0.01% by mass or more.
  • the Zn content is preferably in the range of 0.01% by mass or more and 0.60% by mass or less.
  • Total content of optional additive components 0.01% by mass or more and 1.20% by mass or less
  • All of these optional additive components are components having the effect of improving the strength of the material, so it is preferable that the total content is 0.01% by mass or more.
  • the total content of these components exceeds 1.20% by mass, there is a tendency to form compounds or to lower the electrical conductivity, so the total content is preferably 1.20% by mass or less. Therefore, the total content of the optional additive components is preferably in the range of 0.01 mass % or more and 1.20 mass % or less, more preferably 0.20 mass % or more and 1.00 mass % or less.
  • the Cu alloy constituting the copper alloy sheet material has an alloy composition in which the balance is Cu (copper) and inevitable impurities other than the components described above.
  • the term “inevitable impurities” as used herein refers to impurities that are generally present in the raw materials of metal products or that are unavoidably mixed in during the manufacturing process. They are essentially unnecessary impurities, but are allowed in trace amounts and do not affect the characteristics of metal products. Examples of components that can be cited as inevitable impurities include nonmetallic elements such as sulfur (S), carbon (C), and oxygen (O), and metallic elements such as antimony (Sb).
  • the upper limit of the content of these components can be, for example, 0.05% by mass for each of the above components and 0.20% by mass for the total amount of the above components.
  • the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction. is 8.0 or more.
  • the presence frequency of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction is increased by 8.0 times or more compared to a structure having a completely random orientation distribution due to the anisotropy of the orientation of precipitated crystal grains. Therefore, in the copper alloy sheet material of the present invention, the existence frequency of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction is 8.0 times or more as compared to the structure having a completely random orientation distribution, so that a high line tension can be applied in the rolling direction when the sheet is passed through the process.
  • the degree of accumulation of crystal grains having an orientation with a Schmid factor of 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction is 3.0 or more.
  • the frequency of existence of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor in the sheet width direction is 0.49 or more is increased by 3.0 times or more with respect to a structure having a completely random orientation distribution. Therefore, in the copper alloy sheet material of the present invention, the frequency of existence of grains having an orientation in which the Schmid factor in the sheet width direction is 0.49 or more is 3.0 times or more that of the structure having a completely random orientation distribution.
  • the tensile strength in the rolling direction can be increased by increasing the degree of accumulation of crystal grains having a ⁇ 001> orientation parallel to the rolling direction and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation parallel to the width direction and having a Schmid factor of 0.49 or more.
  • Complicated bending can be applied to the copper alloy plate material.
  • the Young's modulus in the rolling direction can be reduced to 120 GPa or less.
  • the Young's modulus in the sheet width direction can be reduced by increasing the accumulation degree of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor in the sheet width direction is 0.49 or more to 3.0 or more.
  • the upper limit of the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation parallel to the rolling direction is not particularly limited, and can be set to 17.0, for example. Also, the upper limit of the degree of accumulation of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the plate width direction is not particularly limited, and can be set to 5.0, for example.
  • the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction are values obtained from an inverse pole figure showing the intensity distribution of the crystal orientation drawn from the crystal orientation analysis data of this SEM-EBSD method.
  • the crystal orientation analysis data of the SEM-EBSD method can be obtained by mirror-polishing a cross section along the plate thickness direction parallel to the rolling direction of the copper alloy plate material to prepare a cross-sectional sample, observing the cross-sectional sample using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM), and performing EBSD measurement (measurement by electron beam backscatter diffraction).
  • the total area to be measured in the EBSD measurement shall be 0.01 mm 2 or more, and the step at the time of measurement shall be 0.2 ⁇ m.
  • an inverse pole figure can be obtained using the data analysis software "OIM ANALYSIS". More specifically, using a harmonic function (Harmonic Series Expansion), the expansion order (Series Rank) is set to 16, the half-width (Gaussian Half-Width) when applied to a Gaussian distribution is 5 °, and the symmetry of the sample is Orthotropic (Rolled sheet). From the obtained inverse pole figure, an inverse pole figure in the rolling direction is drawn, and the degree of accumulation at the position of point A in FIG. 1 is the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction. Also, an inverse pole figure in the plate width direction is drawn, and the maximum value of the degree of accumulation in range B in FIG.
  • the copper alloy sheet material of the present invention preferably has an average grain size of 30 ⁇ m or less and a standard deviation of the average grain size of 15 ⁇ m or less.
  • the crystal grains to be oriented become coarse, and the grain size of the crystal grains increases overall, resulting in an increase in the average crystal grain size, or the grain size of some crystal grains.
  • the average crystal grain size exceeds 30 ⁇ m or the standard deviation exceeds 15 ⁇ m, the presence of large crystal grains tends to cause uneven deformation, resulting in large bending wrinkles during bending and poor workability.
  • the average crystal grain size of the crystal grains is preferably 30 ⁇ m or less, more preferably 20 ⁇ m or less.
  • the standard deviation of the average crystal grain size of the crystal grains is preferably 15 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size and its standard deviation of the crystal grains of the copper alloy sheet material can be obtained from the grain size (diameter) graph obtained from the crystal orientation analysis data of the above-mentioned SEM-EBSD method using the data analysis software "OIM ANALYSIS". At this time, the average diameter and standard deviation obtained from the Area Fraction can be used as the average crystal grain size of the crystal grains and its standard deviation.
  • the copper alloy material of the present invention preferably has Young's moduli in both the rolling direction and the sheet width direction of 120 GPa or less. As a result, the stress fluctuation due to the displacement difference is reduced, so that it can be suitably used for the parts of electric and electronic devices that are further miniaturized.
  • the Young's modulus is measured using a No. 13B test piece specified in JIS Z2241:2011, which is cut so that the rolling direction and the plate width direction, which are the tensile directions, are the longitudinal directions.
  • the copper alloy sheet of the present invention preferably has a tensile strength in the width direction lower than the tensile strength in the rolling direction by 50 MPa or more.
  • the rolling direction has a tensile strength to which a line tension can be applied, shape defects such as wrinkles are less likely to occur when the sheet is passed through the process.
  • the tensile strength is low in the plate width direction, complicated bending can be performed especially when forming a part extending along the plate width direction. Therefore, by making the tensile strength in the sheet width direction lower than the tensile strength in the rolling direction, it is possible to obtain a copper alloy sheet that is easy to work.
  • the copper alloy sheet material of the present invention preferably has a tensile strength of 600 MPa or more in the rolling direction from the viewpoint of being able to apply line tension.
  • the upper limit of the tensile strength in the rolling direction of the copper alloy sheet material of the present invention is not particularly limited, but can be set to 1000 MPa, for example.
  • the copper alloy sheet material of the present invention preferably has a tensile strength of 900 MPa or less in the sheet width direction from the viewpoint of being able to be subjected to complicated bending.
  • the tensile strength can be measured according to JIS Z2241 using a No. 13B test piece specified in JIS Z2241, which is cut so that the rolling direction and the plate width direction are the longitudinal directions.
  • An example of a method for producing a copper alloy sheet material The copper alloy sheet material described above can be realized by controlling a combination of the alloy composition and the production process, and the production process is not particularly limited. Among them, the following method can be mentioned as an example of a manufacturing process capable of obtaining such high tensile strength and stably excellent drawability.
  • An example of the method for producing a copper alloy sheet material of the present invention is to subject a copper alloy material having an alloy composition equivalent to that of the copper alloy sheet material described above to at least a melting casting process [process 1], a homogenization heat treatment process [process 2], a hot rolling process [process 3], a first cold rolling process [process 4], a first temporary treatment process [process 5], a warm rolling process [process 6], a second cold rolling process [process 7], a first annealing process [process 8], and a third cold rolling process [process 9].
  • the temperature reached is in the range of 400° C. or more and 600° C. or less, and the holding time is in the range of 1 hour or more and 10 hours or less.
  • the total working ratio in the third cold rolling step [step 9] is set in the range of 10% or more and 60% or less.
  • (i) Melting and casting process [process 1]
  • a copper alloy material having an alloy composition equivalent to the alloy composition described above is melted and cast to produce an ingot having a predetermined shape (for example, a thickness of 30 mm, a width of 100 mm, and a length of 200 mm).
  • a high-frequency melting furnace is preferably used to melt and cast the copper alloy material in the air, in an inert gas atmosphere, or in a vacuum.
  • the alloy composition of the copper alloy material may not completely match the alloy composition of the copper alloy sheet material that is produced by adhering or volatilizing in the melting furnace depending on the additive components in each manufacturing process. However, it has substantially the same alloy composition as the alloy composition of the copper alloy sheet material.
  • the homogenization heat treatment step [step 2] is a step of heat-treating the ingot after the casting step [step 1].
  • the heat treatment conditions in the homogenization heat treatment step [step 2] are preferably such that the temperature is in the range of 800° C. or more and 1000° C. or less, and the holding time at the temperature is in the range of 1 hour or more and 10 hours or less.
  • the hot rolling step [step 3] is a step of hot-rolling the ingot that has undergone the homogenizing heat treatment step [step 2] until it reaches a predetermined thickness to produce a hot-rolled material.
  • the hot rolling step [step 3] for example, it is preferable to set the total working ratio (total rolling reduction ratio) to 50% or more and to set it in the range of 800° C. or higher and 1000° C. or lower.
  • the "rolling rate” (reduction rate) is a value obtained by dividing the cross-sectional area before rolling minus the cross-sectional area after rolling by the cross-sectional area before rolling, multiplying by 100, and expressed as a percentage, and is expressed by the following formula.
  • [Processing rate] ⁇ ([cross-sectional area before rolling] - [cross-sectional area after rolling]) / [cross-sectional area before rolling] ⁇ x 100 (%)
  • the means for cooling the hot-rolled material is not particularly limited, but from the viewpoint that a fine and uniform recrystallized structure can be obtained, for example, it is preferable to use a means for increasing the cooling rate, for example, water cooling. It is preferable to set the cooling rate to 10 ° C./second or more.
  • the first cold rolling step [step 4] is a step of cold rolling the hot-rolled material after the hot working step [step 3].
  • the precipitation of crystal grains is facilitated in the first temporary treatment step [step 5], which will be described later, so that the effect of the anisotropy of the crystal grain orientation can be easily obtained.
  • the first temporary treatment step [step 5] is a step of precipitating a compound of Ni or Co and Si by subjecting the cold-rolled material after the first cold rolling step [step 4] to heat treatment according to the alloy composition.
  • the concentration of Ni, Co, and Si in the matrix is reduced by the precipitation of compounds of Ni, Co, and Si. Therefore, in the warm rolling step [step 6] described later, many nuclei of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the direction parallel to the rolling direction and nuclei of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the plate width direction perpendicular to the rolling direction can be generated.
  • the heat treatment conditions in the first temporary treatment step [step 5] are such that the reaching temperature is in the range of 400°C or higher and 600°C or lower and the holding time is in the range of 1 hour or longer and 10 hours or shorter, preferably 1 hour or longer and 5 hours or shorter.
  • the concentration of the additive element contained in the matrix is reduced, and as a result, after the solution treatment step [step 10] described later, highly anisotropic crystal grain orientation can be easily obtained.
  • the ultimate temperature is less than 400° C. or when the holding time is less than 1 hour, the crystal grains are not sufficiently precipitated and the effect cannot be obtained.
  • the temperature exceeds 600° C.
  • the crystal grains of the matrix become coarse, making it impossible to obtain the desired structure.
  • the holding time exceeds 10 hours, the grain size of the crystal grains becomes coarse. Therefore, by performing the first temporary treatment step [step 5] under heat treatment conditions in which the reaching temperature is in the range of 400 ° C. or more and 600 ° C. or less and the holding time is in the range of 1 hour to 10 hours, and the warm rolling step [step 6] described later is performed, many nuclei of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the direction parallel to the rolling direction and nuclei of crystal grains having an orientation with a Schmid factor of 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction can be generated.
  • this makes it possible to easily produce a copper alloy sheet having a Young's modulus in both the rolling direction and the sheet width direction of 120 GPa or less, a tensile strength in the rolling direction of 600 MPa or more, and a tensile strength in the sheet width direction that is 50 MPa or more lower than the tensile strength in the rolling direction.
  • the warm rolling step [step 6] is a step of warm rolling the aged material after the first temporary hardening step [step 5] to a predetermined thickness.
  • the warm rolling step [step 6] By performing the warm rolling step [step 6], many nuclei of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the direction parallel to the rolling direction or having an orientation having a Schmid factor of 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction can be generated.
  • nuclei of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the direction parallel to the rolling direction and having an orientation with a Schmid factor of 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction are also generated.
  • the rolling conditions in the warm rolling step [step 6] from the viewpoint of generating a large number of crystal grain nuclei, it is preferable to perform rolling at a total reduction rate (total reduction rate) in the range of 50% or more and 70% or less.
  • the working temperature in the warm rolling step [step 6] is preferably within the range of the temperature reached in the first temporary treatment step [step 5], and water cooling is preferably performed after the warm rolling step [step 6].
  • Second cold rolling step [step 7] is a step of further cold rolling the warm rolled material after the warm rolling step [step 6].
  • the rolling in the second cold rolling step [step 7] introduces many defects inside the material, and from the viewpoint of obtaining a structure having a uniform grain size in the subsequent heat treatment, the total working ratio is preferably 50% or more.
  • the first annealing step [step 8] is an annealing step in which the cold-rolled material after the second cold rolling step [step 7] is subjected to heat treatment to uniformize the strain.
  • the average crystal grain size of the crystal grains after performing the solution treatment step [step 10] described later can be reduced, and a highly uniform structure with a small standard deviation of the average crystal grain size can be formed.
  • the conditions for the heat treatment in the first annealing step [step 8] are such that the reaching temperature is in the range of 400° C. or higher and 700° C. or lower, and the holding time at the reaching temperature is preferably 30 seconds or less.
  • (ix) third cold rolling step [step 9] The cold-rolled material after the first annealing step [step 8] is further subjected to the third cold rolling step [step 9].
  • the desired anisotropic structure has crystal grains that grow rapidly due to recrystallization during the solution treatment step [Step 10], so in order to maintain a fine structure, the total working ratio in the third cold rolling step [Step 9] should be in the range of 10% or more and 60% or less, preferably 10% or more and 50% or less. Thereby, it is possible to easily obtain a copper alloy sheet having an average crystal grain size of 30 ⁇ m or less and a standard deviation of the average crystal grain size of 15 ⁇ m or less.
  • the total working ratio in the third cold rolling step [step 9] is preferably in the range of 15% or more and 40% or less, and more preferably in the range of 20% or more and 35% or less.
  • the solution treatment step [step 10] is a step of heat-treating the cold-rolled material after the third cold rolling step [step 9]. Due to the heat treatment in the solution treatment step [step 10], crystals grow from the nuclei generated in the warm rolling step [step 6], so it is possible to develop a structure containing crystal grains having a ⁇ 001> orientation in the direction parallel to the rolling direction or having an orientation with a Schmid factor of 0.49 or more in the sheet width direction perpendicular to the rolling direction. At this time, crystal grains having a ⁇ 001> orientation in the direction parallel to the rolling direction and an orientation having a Schmid factor of 0.49 or more in the plate width direction perpendicular to the rolling direction may also develop.
  • the conditions for the heat treatment in the solution treatment step [Step 10] are that the temperature reached is in the range of 700° C. or higher and 1000° C. or lower, and the holding time at the reached temperature is 30 seconds or less.
  • a fourth cold rolling step [Step 11] may be carried out in which cold rolling is further applied to the solution treated material after the solution treatment step [Step 10].
  • the total working ratio in the fourth cold rolling step [Step 11] is not particularly limited, but is in the range of more than 0% and 50% or less.
  • the second aging treatment step [step 12] is a step of precipitating crystal grains by subjecting the cold-rolled material after cold rolling to a heat treatment according to the alloy composition.
  • the heat treatment conditions in the second aging treatment step [step 12] are such that the temperature reached is in the range of 400° C. or more and 600° C. or less, and the holding time at the reached temperature is in the range of 1 hour or more and 5 hours or less.
  • the fifth cold rolling step [step 13] is a step of further cold rolling the cold-rolled material after the second aging treatment step [step 12].
  • the total working ratio in the fifth cold rolling step [step 13] is preferably within 70% from the solution treatment step [step 10] combined with the fourth cold rolling step [step 11] from the viewpoint of suppressing deterioration of bending workability.
  • the second annealing step [step 14] is an annealing step in which the cold-rolled material after the fifth cold rolling step [step 13] is subjected to heat treatment to recrystallize.
  • the heat treatment conditions in the second annealing step [step 14] are such that the temperature reached is in the range of 400° C. or higher and 600° C. or lower, and the holding time at the reached temperature is preferably 30 seconds or less, from the viewpoint of improving the workability of the copper alloy sheet.
  • oxide films and the like formed on the surface after each step may be removed as appropriate by chamfering, pickling, or the like.
  • the copper alloy sheet material of the present invention is suitable for use in electrical and electronic parts and the like. More specifically, it is suitable for use in parts such as lead frames, connectors, terminals, relays, switches, sockets and cases for electrical and electronic equipment that particularly require miniaturization and weight reduction.
  • the cooled hot-rolled material was subjected to a first cold rolling step [Step 4] in which the hot-rolled material was rolled so that the longitudinal direction of the hot-rolled material was in the rolling direction under conditions where the total reduction ratio was 50%, followed by a first temporary aging treatment step [Step 5] in which heat treatment was performed at the reached temperature and the holding time shown in Table 1, and a warm rolling step [Step 6] in which the rolled material was rolled so that the longitudinal direction was in the rolling direction at the same temperature and the total reduction ratio was 50%.
  • the rolled material after the warm rolling step [Step 6] was subjected to a second cold rolling step [Step 7] in which the rolled material was rolled so that the longitudinal direction of the rolled material was in the rolling direction under the condition that the total reduction ratio was 95%.
  • a solution treatment step [step 10] was performed in which the temperature reached 700°C or higher and 1000°C or lower was maintained for 30 seconds.
  • a second aging treatment step [step 12] was performed in which the temperature was maintained at a temperature of 400° C. or more and 600° C. or less for 1 hour or more and 5 hours or less.
  • the rolled material after the second aging treatment process [Step 12] was subjected to a fifth cold rolling process [Step 13] in which the rolled material was rolled so that the longitudinal direction of the rolled material was in the rolling direction under the condition that the total reduction ratio was 10% or more and 30% or less, and a second annealing process [Step 14] was performed in which heat treatment was performed at a reaching temperature of 400 ° C or more and 600 ° C or less for a holding time of 30 seconds or less, thereby producing the copper alloy sheet material of the present invention.
  • the copper alloy sheet materials of Examples 1 to 14 of the present invention all have alloy compositions within the appropriate range of the present invention, parallel to the rolling direction and in the thickness direction. Since the degree of accumulation of crystal grains having an orientation with a factor of 0.49 or more was 3.0 or more, the difference between the Young's modulus in the rolling direction, the Young's modulus in the sheet width direction, the tensile strength in the rolling direction, and the tensile strength in the sheet width direction was evaluated as a passing level.
  • the copper alloy sheet material of Comparative Example 1 had a low Si content, and the alloy composition was outside the appropriate range of the present invention.
  • the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction were outside the appropriate range of the present invention. Therefore, in the copper alloy material of Comparative Example 1, the Young's modulus in the rolling direction, the Young's modulus in the sheet width direction, the tensile strength in the rolling direction, and the difference between the tensile strength in the rolling direction and the tensile strength in the sheet width direction did not reach an acceptable level.
  • the copper alloy sheet material of Comparative Example 1 had a low tensile strength in the rolling direction and did not reach an acceptable level, so that the line tension could not be sufficiently increased during pressing, etc., resulting in shape defects.
  • the copper alloy sheet material of Comparative Example 1 had high Young's modulus in the rolling direction and the sheet width direction, which did not reach the acceptable level, and thus was inferior in robustness against contact load.
  • the copper alloy sheet materials of Comparative Examples 2 to 6 did not reach acceptable levels in terms of the Young's modulus in the rolling direction, the Young's modulus in the sheet width direction, the tensile strength in the rolling direction, and the difference in tensile strength in the sheet width direction.
  • the copper alloy sheet materials of Comparative Examples 2 to 6 had a high Young's modulus in one or both of the rolling direction and the sheet width direction, and did not reach an acceptable level, and were inferior in robustness against contact load.
  • the copper alloy sheet material of Comparative Example 7 had a small total amount of Ni and Co, and the alloy composition was outside the appropriate range of the present invention. Therefore, the copper alloy material of Comparative Example 7 did not reach an acceptable level in tensile strength in the rolling direction.
  • the copper alloy sheet material of Comparative Example 7 had a low tensile strength in the rolling direction and did not reach an acceptable level, so that the line tension could not be sufficiently increased during pressing, resulting in a problem of shape defects.
  • the copper alloy sheet material of Comparative Example 8 had a large Si content, and the alloy composition was outside the appropriate range of the present invention.
  • the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation in which the Schmid factor is 0.49 or more in the sheet width direction were outside the appropriate range of the present invention. Therefore, in the copper alloy material of Comparative Example 8, the differences in Young's modulus in the rolling direction, Young's modulus in the sheet width direction, tensile strength in the rolling direction, and tensile strength in the sheet width direction did not reach acceptable levels. In particular, the copper alloy sheet material of Comparative Example 8 had high Young's moduli in the rolling direction and the sheet width direction, which did not reach the acceptable level, and thus was inferior in robustness against contact load.
  • the difference in the rolling direction Young's modulus, the sheet width direction Young's modulus, the rolling direction tensile strength, and the sheet width direction tensile strength is at least at an acceptable level when the alloy composition, the degree of accumulation of crystal grains having ⁇ 001> orientation in the rolling direction, and the degree of accumulation of crystal grains having an orientation in which the Schmidt factor is 0.49 or more in the sheet width direction are within appropriate ranges. Therefore, the copper alloy sheet materials of Examples 1 to 14 of the present invention were capable of applying a high line tension in the rolling direction when passing through the process, and were capable of being subjected to complicated bending.

Abstract

ライン張力を高く設定することができ、かつ良好な曲げ加工性が得られる銅合金板材およびその製造方法を提供する。　銅合金板材は、ＮｉおよびＣｏの少なくとも一方の成分を合計で１．０質量％以上５．０質量％以下ならびにＳｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延方向および板厚方向の両方に対して平行な断面についての、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度が、８．０以上であり、かつ圧延方向に対して垂直な板幅方向に、シュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上である。

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・電子機器用の、リードフレーム、コネクタ、端子、リレー、スイッチ、ソケット、ケースなどの部品に用いることが可能な、銅合金板材およびその製造方法に関する。
　電気・電子機器用のコネクタやリードフレームなどの部品に用いられる銅合金として、コルソン銅合金（Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ合金）が知られている。
　例えば、特許文献１には、Ｎｉを１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１～２．０ｍａｓｓ％、並びにＢ、Ｍｇ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ及びＳｎからなる群から選ばれる少なくとも１種を合計で０～３．０ｍａｓｓ％含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金の板材が記載されており、圧延面における解析で、結晶粒の短径／長径の比で表わされるアスペクト比が０．３以下の結晶粒であり、かつ、ＴＤ方向（圧延方向に対して垂直な板幅方向）から±３０°以内を向いた結晶粒について、結晶粒の面積の総和の、全結晶粒の面積に対する割合が２０％以上である銅合金板材が記載されている。
特開２０１５－３４３２８号公報
　電気・電子機器の部品に用いられる銅合金板材では、材料の薄肉化や幅狭化によって、軽量化や材料使用量の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変位量を大きくすると、部品の小型化との両立が難しくなる。そのため、少ない変位量で大きな応力を得るために、ヤング率の大きい材料が求められていた。例えば、圧延方向に対して垂直な板幅方向のヤング率を１２５ＧＰａ以上とし、たわみ試験で測定した板幅方向のたわみ係数を１１５ＧＰａ以上とし、かつ板幅方向の耐力を６００ＭＰａ以上とすることで、少ない変位量で大きな応力を得ることが可能な銅合金板材が求められていた。
　しかし、近年では、電気・電子機器の小型化がより一層進んだことで、ヤング率、特に板幅方向のヤング率が大きいと、例えば板バネ部を有する端子のような部品を製造するための素材としての板状片を、板材から板幅方向に切り出して作製する場合、バネ部の変位がわずかに変動しただけでも接点に掛かる荷重の変動が大きくなることから、接触荷重に対するロバスト性を得るために、反対にヤング率が小さい材料が求められるようになった。また、板状片に、より複雑な曲げ加工を施すには、材料強度、特に板幅方向（板状片の長手方向）の引張強さは低いことが望ましいが、（帯状の）板材の板幅方向とともに圧延方向の引張強さも低下させた場合、工程内を通板する際に、ライン張力を十分にかけられないため、板材が工程内でばたつきやすくなり、その結果、形状不具合が生じやすくなる。
　したがって、本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、ライン張力を高く設定することができ、かつ良好な曲げ加工性が得られる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、ＮｉおよびＣｏの少なくとも一方の成分を合計で１．０質量％以上５．０質量％以下ならびにＳｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、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銅合金板材において、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度を８．０以上にするとともに、圧延方向に対して垂直な板幅方向に、シュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度を３．０以上にすることで、銅合金板材の板幅方向の引張強さを低くしても、圧延方向の引張強さを高められるため、特に圧延方向に沿ったライン張力を高く設定することができるとともに、良好な曲げ加工性が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
　（１）ＮｉおよびＣｏの少なくとも一方の成分を合計で１．０質量％以上５．０質量％以下ならびにＳｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度が、８．０以上であり、かつ前記圧延方向に対して垂直な板幅方向に、シュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上である、銅合金板材。
　（２）結晶粒の平均結晶粒径が３０μｍ以下の範囲であり、かつ、前記平均結晶粒径の標準偏差が１５μｍ以下である、上記（１）に記載の銅合金板材。
　（３）前記圧延方向および前記板幅方向のヤング率が、いずれも１２０ＧＰａ以下であり、かつ、前記圧延方向の引張強さが６００ＭＰａ以上であり、前記板幅方向の引張強さが、前記圧延方向の引張強さよりも５０ＭＰａ以上低い、上記（１）または（２）に記載の銅合金板材。
　（４）前記合金組成は、さらに、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＦｅおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の成分を、合計で０．０１質量％以上１．２０質量％以下含有する、上記（１）から（３）までのいずれか１項に記載の銅合金板材。
　（５）上記（１）から（４）までのいずれか１項に記載の銅合金板材の製造方法であって、前記合金組成と同等の合金組成を有する銅合金素材に、少なくとも、溶解鋳造工程［工程１］、均質化熱処理工程［工程２］、熱間圧延工程［工程３］、第一冷間圧延工程［工程４］、第一時効処理工程［工程５］、温間圧延工程［工程６］、第二冷間圧延工程［工程７］、第一焼鈍工程［工程８］、第三冷間圧延工程［工程９］、溶体化処理工程［工程１０］、第二時効処理工程［工程１２］、第五冷間圧延工程［工程１３］、第二焼鈍工程［工程１４］を順次行ない、前記第一時効処理工程［工程５］では、到達温度を４００℃以上６００℃以下の範囲および保持時間を１時間以上１０時間以下の範囲とし、前記第三冷間圧延工程［工程９］における総加工率を１０％以上６０％以下の範囲とする、銅合金板材の製造方法。
　本発明によれば、ライン張力を高く設定することができ、かつ良好な曲げ加工性が得られる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。
図１は、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図における、＜００１＞方位の位置と、シュミット因子が０．４９以上となる方位の範囲を示す図である。
　次に、本発明の実施の形態を説明する。以下の説明は、本発明における実施の形態の例を示したものであって、特許請求の範囲を限定するものではない。
　本発明に従う銅合金板材は、ＮｉおよびＣｏの少なくとも一方の成分を合計で１．０質量％以上５．０質量％以下ならびにＳｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度が、８．０以上であり、かつ前記圧延方向に対して垂直な板幅方向に、シュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上である。
　本発明の銅合金板材は、ＮｉとＣｏのうち一方または両方とＳｉとをそれぞれ適正量含有させるとともに、適正な製造条件で製造されることによって、析出している結晶粒の＜００１＞方位が、圧延方向に向けて配向されるため、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の存在頻度を、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して、８．０倍以上に増加させることができる。また、析出している結晶粒の、シュミット因子が０．４９以上となる方位が、板幅方向に向けて配向されるため、板幅方向と平行になるシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の存在頻度を、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して、３．０倍以上に増加させることができる。このような異方性の高い配向を有する結晶粒が析出した銅合金板材によることで、板幅方向の引張強さを低くするとともに、圧延方向の引張強さを高めることができる。したがって、本発明の銅合金板材によることで、特に圧延方向に沿ったライン張力を高く設定することができ、かつ良好な曲げ加工性が得られる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。
［１］銅合金板材の合金組成
　本発明の銅合金板材の合金組成は、必須含有成分として、ＮｉおよびＣｏの少なくとも一方の成分を合計で１．０質量％以上５．０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下の範囲で含有するものである。
　以下、銅合金板材の合金組成の限定理由について説明する。
（ＮｉとＣｏ：合計で１．０質量％以上５．０質量％以下）
　Ｎｉ（ニッケル）とＣｏ（コバルト）は、ともに銅合金板材の引張強さを高める作用を有する重要な成分である。かかる作用を発揮させる観点から、ＮｉとＣｏのうち一方又は両方を添加し、これらを合計で１．０質量％以上５．０質量％以下の範囲で含有することが必要である。ここで、ＮｉとＣｏの合計量が１．０質量％未満だと、材料強度が低下するため、電子部品に必要な引張強さが得られない。他方で、ＮｉとＣｏの合計量が５．０質量％を超えると、後述する溶体化処理工程［工程１０］においてＮｉやＣｏが固溶しきれずに第二相として金属組織（マトリックス）中に残存するようになり、引張強さの向上に寄与しないばかりか、原料コストの上昇を招くことになる。したがって、ＮｉとＣｏの合計量は、１．０質量％以上５．０質量％以下の範囲とする。
（Ｓｉ：０．１０質量％以上１．５０質量％以下）
　Ｓｉ（珪素）は、ＮｉやＣｏと化合物を形成し、銅合金板材の引張強さを高める作用を有する重要な成分である。かかる作用を発揮させる観点から、Ｓｉ含有量を０．１０質量％以上とすることが必要である。他方で、Ｓｉ含有量が１．５０質量％を超えると、金属組織の制御が困難になるとともに、導電率が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．１０質量％以上１．５０質量％以下とする。
＜任意添加成分＞
　さらに、本発明の銅合金板材は、任意添加成分として、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＦｅおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の成分を、合計で０．０１質量％以上１．２０質量％以下の範囲で、さらに含有することができる。
（Ｓｎ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下）
　Ｓｎ（錫）は、銅合金を固溶強化する効果が高い成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｓｎ含有量は０．０１質量％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎ含有量が０．５０質量％を超えると、導電性が低下する傾向がある。このため、Ｓｎ含有量は、０．０１質量％以上０．５０質量％以下の範囲にあることが好ましい。
（Ｍｇ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下）
　Ｍｇ（マグネシウム）は、銅合金を固溶強化する効果が高い成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｍｇ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｍｇ含有量が０．３０質量％を超えると、導電率が低下する傾向がある。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１質量％以上０．３０質量％以下の範囲にあることが好ましい。
（Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下）
　Ｍｎ（マンガン）は、銅合金を固溶強化する効果と熱間加工性を向上させる効果を有する成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｍｎ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｍｎ含有量が０．３０質量％を超えると、導電率が低下する傾向がある。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１質量％以上０．３０質量％以下の範囲にあることが好ましい。
（Ｃｒ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下）
　Ｃｒ（クロム）は、ＣｒとＳｉを含む第二相化合物を形成し、その化合物によって溶体化熱処理工程における結晶粒径の粗大化を抑制することで、材料を強化する効果を有する成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｃｒ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｃｒ含有量が０．３０質量％を超えると、鋳造時に粗大な晶出物を生じて圧延加工時に破断の起点になりやすい。このため、Ｃｒ含有量は、０．０１質量％以上０．３０質量％以下の範囲とすることが好ましい。
（Ｚｒ：０．０１質量％以上０．１５質量％以下）
　Ｚｒ（ジルコニウム）は、材料中に固溶し、材料の再結晶温度を上昇させることで溶体化熱処理における再結晶粒の成長を抑制する効果を有する成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｚｒ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｚｒ含有量が０．１５質量％を超えると、鋳造時に粗大な晶出物を生じて圧延加工時に破断の起点になりやすい。このため、Ｚｒ含有量は、０．０１質量％以上０．１５質量％以下の範囲とすることが好ましい。
（Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下）
　Ｔｉ（チタン）は、材料中に固溶し、材料の再結晶温度を上昇させることで溶体化熱処理における再結晶粒の成長を抑制する効果を有する成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｔｉ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｔｉ含有量が０．１０質量％を超えると、導電率が低下する傾向がある。このため、Ｔｉ含有量は、０．０１質量％以上０．１０質量％以下の範囲にあることが好ましい。
（Ｆｅ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下）
　Ｆｅ（鉄）は、銅合金を固溶強化する効果が高い成分である。この作用を発揮させる場合には、Ｆｅ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｆｅ含有量が０．１０質量％を超えると、導電率が低下する傾向がある。このため、Ｆｅ含有量は、０．０１質量％以上０．１０質量％以下の範囲にあることが好ましい。
（Ｚｎ：０．０１質量％以上０．６０質量％以下）
　Ｚｎ（亜鉛）は、曲げ加工性をさらに改善するとともに、Ｓｎ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成分である。かかる作用を発揮させる場合には、Ｚｎ含有量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。他方で、Ｚｎ含有量が０．６０質量％を超えると、導電性が低下するおそれがある。このため、Ｚｎ含有量は、０．０１質量％以上０．６０質量％以下の範囲にあることが好ましい。
（任意添加成分の合計含有量：０．０１質量％以上１．２０質量％以下）
　これらの任意添加成分は、いずれも、材料強度を向上させる効果を有する成分であるため、合計で０．０１質量％以上含有することが好ましい。他方で、これらの成分の合計含有量が１．２０質量％を超えると、化合物を形成したり、導電率が低下したりする傾向があるため、合計で１．２０質量％以下にすることが好ましい。従って、任意添加成分の合計含有量は０．０１質量％以上１．２０質量％以下の範囲とすることが好ましく、０．２０質量％以上１．００質量％以下の範囲とすることがより好ましい。
（残部：Ｃｕおよび不可避不純物）
　銅合金板材を構成するＣｕ合金は、上述した成分以外は、残部がＣｕ（銅）および不可避不純物からなる合金組成を有する。なお、ここでいう「不可避不純物」とは、おおむね金属製品において、原料中に存在するものや、製造工程において不可避的に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり、金属製品の特性に影響を及ぼさないため許容されている不純物である。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、硫黄（Ｓ）、炭素（Ｃ）、酸素（Ｏ）などの非金属元素や、アンチモン（Ｓｂ）などの金属元素などが挙げられる。なお、これらの成分含有量の上限は、例えば上記成分ごとに０．０５質量％、上記成分の総量で０．２０質量％とすることができる。
［２］圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度と、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度
　本発明の銅合金板材は、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度が８．０以上である。本発明の銅合金板材では、析出している結晶粒の配向の異方性によって、圧延方向における＜００１＞方位を有する結晶粒の存在頻度が、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して、８．０倍以上に増加するため、特に圧延方向についての引張強さを高めることができ、好適には６００ＭＰａ以上にすることができる。そのため、本発明の銅合金板材は、圧延方向における＜００１＞方位を有する結晶粒の存在頻度を、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して８．０倍以上にすることで、工程内を通板する際に、圧延方向に高いライン張力をかけることができる。
　また、本発明の銅合金板材は、このＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向に対して垂直な板幅方向に、シュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上である。本発明の銅合金板材では、析出している結晶粒の配向の異方性によって、板幅方向におけるシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の存在頻度が、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して、３．０倍以上に増加するため、板幅方向の引張強さを圧延方向の引張強さに相対して低くすることができ、それにより、圧延方向の引張強さから板幅方向の引張強さを引いた差を大きくすることができる。そのため、本発明の銅合金板材は、板幅方向におけるシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の存在頻度を、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して３．０倍以上にすることで、良好な曲げ加工性を有する銅合金板材を得ることができる。
　このように、本発明の銅合金板材では、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度と、板幅方向と平行になるシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度を高めることで、圧延方向の引張強さを高めることができ、かつ、圧延方向の引張強さから板幅方向の引張強さを引いた差を大きくすることができるため、工程内を通板する際に圧延方向にライン張力をかけることができるとともに、銅合金板材に複雑な曲げ加工を施すことができる。
　さらに、本発明の銅合金板材は、圧延方向における＜００１＞方位を有する結晶粒の存在頻度を、完全にランダムな方位分布を持つ組織に対して８．０倍以上に増加させることで、圧延方向のヤング率を１２０ＧＰａ以下に低減できることもできる。また、本発明の銅合金板材は、板幅方向におけるシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上に増加させることで、板幅方向のヤング率を小さくすることもできる。このように、板幅方向および圧延方向のヤング率をいずれも小さくすることで、銅合金板材を、小型化された部品に用いる場合であっても、寸法の変動などによる荷重の変動が小さくなるため、接触荷重に対するロバスト性を高めることができる。
　なお、圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度の上限は、特に限定されず、例えば１７．０とすることができる。また、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度の上限も、特に限定されず、例えば５．０とすることができる。
　圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度と、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度は、このＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから作図される、結晶方位の強度分布が示された逆極点図から得られる値である。
　ここで、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データは、銅合金板材の圧延方向に対して平行な板厚方向に沿った断面を鏡面研磨して断面試料を作製した後、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用いて断面試料を観察し、ＥＢＳＤ測定（電子線後方散乱回折法による測定）を行うことで、得ることができる。ＥＢＳＤ測定において測定対象となる面積は、合計で０．０１ｍｍ２以上とし、測定時のステップは０．２μｍとする。
　このＥＢＳＤによる測定結果から、データ解析ソフトである「ＯＩＭ　ＡＮＡＬＹＳＩＳ」を用いて、逆極点図を得ることができる。より具体的には、調和関数（Harmonic Series Expansion）を用いて、展開次数（Series Rank）を１６とし、ガウス分布に当てはめるときの半値幅（Gaussian Half-Width）を５゜、サンプルの対称性をOrthotropic（Rolled sheet）として強度計算を行ない、集合組織解析を行なうことで、結晶方位の強度分布が示された逆極点図を得ることができる。得られた逆極点図から、圧延方向についての逆極点図を作図して、図１の点Ａの位置における集積度を、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度とすることができる。また、板幅方向についての逆極点図を作図して、図１の範囲Ｂにおける集積度の最大値を、板幅方向にシュミット因子（ｍ）が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度とする。
［２］銅合金板材の結晶粒の平均結晶粒径およびその標準偏差
　本発明の銅合金板材は、結晶粒の平均結晶粒径が３０μｍ以下の範囲であり、かつ、平均結晶粒径の標準偏差が１５μｍ以下であることが好ましい。上述の結晶配向の異方性を得ようとするとき、配向させる結晶粒が粗大になることで、結晶粒の粒径が全体的に大きくなることで平均結晶粒径が大きくなり、または一部の結晶粒の粒径が大きくなることで標準偏差が大きくなりやすい。特に、平均結晶粒径が３０μｍを超え、または標準偏差が１５μｍを超えると、大きい結晶粒が存在することで不均一変形が生じやすくなることで、曲げ加工時に曲げシワが大きくなり、加工性が劣る。つまり、平均結晶粒径が３０μｍ以下かつ標準偏差が１５μｍ以下であることで曲げシワを小さくして加工性を高めることができる。したがって、結晶粒の平均結晶粒径は、３０μｍ以下であることが好ましく、２０μｍ以下であることがより好ましい。また、結晶粒の平均結晶粒径の標準偏差は、１５μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以下であることがより好ましい。
　銅合金板材の結晶粒の平均結晶粒径およびその標準偏差は、上述のＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから、データ解析ソフトである「ＯＩＭ　ＡＮＡＬＹＳＩＳ」を用いて得られる、Grain Size(diameter)のグラフから求めることができる。このとき、Area Fractionから求められる平均直径と標準偏差を、結晶粒の平均結晶粒径およびその標準偏差とすることができる。
［３］銅合金板材のヤング率
　本発明の銅合金材は、圧延方向および板幅方向のヤング率が、いずれも１２０ＧＰａ以下であることが好ましい。これにより、変位差による応力変動が小さくなるため、より小型化された電気・電子機器の部品に好適に用いることができる。ここで、ヤング率の測定は、引張方向である圧延方向および板幅方向が長手方向になるようにそれぞれ切り出した、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定されている１３Ｂ号の試験片で行ない、圧延方向および板幅方向を長手方向にした場合のそれぞれについて、得られる応力―ひずみ曲線から算出する。
［４］銅合金板材の引張強さ
　本発明の銅合金板材は、板幅方向の引張強さが、圧延方向の引張強さよりも５０ＭＰａ以上低いことが好ましい。これにより、圧延方向はライン張力をかけられる引張強さを有するため、工程内を通板する際にシワなどの形状不具合が生じ難くなる。それとともに、板幅方向は引張強さが低くなるため、特に板幅方向に沿って延在する部品を構成したときに、複雑な曲げ加工を施すことができる。したがって、板幅方向の引張強さを、圧延方向の引張強さより低くすることで、加工を行ない易い銅合金板材を得ることができる。
　また、本発明の銅合金板材は、ライン張力をかけることができる観点から、圧延方向の引張強さが６００ＭＰａ以上であることが好ましい。また、本発明の銅合金板材における圧延方向の引張強さの上限は、特に限定されないが、例えば１０００ＭＰａとすることができる。また、本発明の銅合金板材は、複雑な曲げ加工を施すことができる観点から、板幅方向の引張強さが９００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　ここで、引張強さの測定は、圧延方向と板幅方向が長手方向になるようにそれぞれ切り出した、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に規定されている１３Ｂ号の試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に沿って行なうことができる。
［５］銅合金板材の製造方法の一例
　上述した銅合金板材は、合金組成や製造プロセスを組み合わせて制御することによって実現することができ、その製造プロセスは特に限定されない。その中でも、このような高い引張強さを有するとともに、安定して優れた絞り加工性を得ることが可能な、製造プロセスの一例として、以下の方法を挙げることができる。
　本発明の銅合金板材の製造方法の一例は、上述した銅合金板材の合金組成と同等の合金組成を有する銅合金素材に、少なくとも、溶解鋳造工程［工程１］、均質化熱処理工程［工程２］、熱間圧延工程［工程３］、第一冷間圧延工程［工程４］、第一時効処理工程［工程５］、温間圧延工程［工程６］、第二冷間圧延工程［工程７］、第一焼鈍工程［工程８］、第三冷間圧延工程［工程９］、溶体化処理工程［工程１０］、第二時効処理工程［工程１２］、第五冷間圧延工程［工程１３］、第二焼鈍工程［工程１４］を順次行なうものである。このうち、第一時効処理工程［工程５］では、到達温度を４００℃以上６００℃以下の範囲および保持時間を１時間以上１０時間以下の範囲とする。また、第三冷間圧延工程［工程９］における総加工率を１０％以上６０％以下の範囲とする。
（ｉ）溶解鋳造工程［工程１］
　溶解鋳造工程［工程１］は、上述の合金組成と同等の合金組成を有する銅合金素材を溶融させ、これを鋳造することによって、所定形状（例えば厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍ）の鋳塊（インゴット）を作製する。溶解鋳造工程［工程１］は、高周波溶解炉を用いて、大気中、不活性ガス雰囲気中または真空中で、銅合金素材を溶融および鋳造することが好ましい。なお、銅合金素材の合金組成は、製造の各工程において、添加成分によっては溶解炉に付着したり揮発したりして製造される銅合金板材の合金組成とは必ずしも完全には一致しない場合があるが、銅合金板材の合金組成と実質的に同じ合金組成を有している。
（ｉｉ）均質化熱処理工程［工程２］
　均質化熱処理工程［工程２］は、鋳造工程［工程１］を行なった後の鋳塊に対して、熱処理を行なう工程である。均質化熱処理工程［工程２］における熱処理の条件は、鋳造時の合金内の組成分布を均一にする観点では、到達温度を８００℃以上１０００℃以下の範囲、到達温度での保持時間を１時間以上１０時間以下の範囲にすることが好ましい。
（ｉｉｉ）熱間圧延工程［工程３］
　熱間圧延工程［工程３］は、均質化熱処理工程［工程２］を行った鋳塊に対して、所定の厚さになるまで熱間圧延を施して熱延材を作製する工程である。熱間圧延工程［工程３］では、例えば、総加工率（合計圧下率）を５０％以上とし、かつ８００℃以上１０００℃以下の範囲にすることが好ましい。
　ここで、「加工率」（圧下率）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り、下記式で表される。
　［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（％）
　熱間加工工程［工程３］後の熱延材は、冷却することが好ましい。ここで、熱延材に対する冷却の手段は、特に限定されないが、例えば微細で均一な再結晶組織を得ることができる観点では、冷却速度を大きくする手段であることが好ましく、例えば水冷などの手段により、冷却速度を１０℃／秒以上にすることが好ましい。
（ｉｖ）第一冷間圧延工程［工程４］
　第一冷間圧延工程［工程４］は、熱間加工工程［工程３］を行なった後の熱延材に、冷間圧延を施す工程である。第一冷間圧延工程［工程４］における圧延は、後述する第一時効処理工程［工程５］で結晶粒の析出が進行しやすくなることで、結晶粒の配向の異方性による効果が得やすくなる観点では、総加工率を５０％以上にすることが好ましい。
（ｖ）第一時効処理工程［工程５］
　第一時効処理工程［工程５］は、第一冷間圧延工程［工程４］を行なった後の冷延材に対して、合金組成に応じて熱処理を施すことで、ＮｉやＣｏとＳｉとの化合物を析出させる工程である。ここで、ＮｉやＣｏとＳｉとの化合物が析出することで、マトリックスにおけるＮｉやＣｏとＳｉの濃度が希薄になる。そのため、後述する温間圧延工程［工程６］において、圧延方向と平行な方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の核や、圧延方向に対して垂直な板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の核を多く生成することができる。
　第一時効処理工程［工程５］での熱処理条件は、到達温度を４００℃以上６００℃以下の範囲および保持時間を１時間以上１０時間以下の範囲とし、好ましくは１時間以上５時間以下の範囲とする。これにより、微細で均一な組織を維持したままＮｉやＣｏを析出させることが可能になるため、マトリックスに含まれる添加元素の濃度が低下し、その結果、後述する溶体化処理工程［工程１０］の後で、異方性の高い結晶粒の配向を得易くすることができる。ここで、到達温度が４００℃未満である場合や、保持時間が１時間未満である場合は、結晶粒が十分に析出せずに効果が得られなくなる。他方で、到達温度が６００℃を超えると、マトリックスの結晶粒が粗大になることで、所望の組織が得られなくなる。また、保持時間が１０時間を超えると、結晶粒の粒径が粗大になる。したがって、到達温度を４００℃以上６００℃以下の範囲および保持時間を１時間以上１０時間以下の範囲の熱処理条件で第一時効処理工程［工程５］を行なうとともに、後述する温間圧延工程［工程６］を行なうことで、圧延方向と平行な方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の核や、圧延方向に対して垂直な板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の核を多く生成することができる。したがって、これによって圧延方向および板幅方向のヤング率が、いずれも１２０ＧＰａ以下であり、かつ、圧延方向の引張強さが６００ＭＰａ以上であり、板幅方向の引張強さが、圧延方向の引張強さよりも５０ＭＰａ以上低い銅合金板材の作製を容易にすることができる。
（ｖｉ）温間圧延工程［工程６］
　温間圧延工程［工程６］は、第一時効処理工程［工程５］を行なった後の時効処理材に対して、所定の厚さになるまで温間圧延を施す工程である。温間圧延工程［工程６］を行なうことで、圧延方向と平行な方向に＜００１＞方位を有し、または圧延方向に対して垂直な板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する、結晶粒の核を多く生成することができる。このとき、圧延方向と平行な方向に＜００１＞方位を有し、および圧延方向に対して垂直な板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する、結晶粒の核も生成される。したがって、後述する溶体化処理工程［工程１０］の後に、これらの核に結晶を生成することで、所望の異方性の高い結晶粒の配向を得易くすることができる。ここで、温間圧延工程［工程６］における圧延条件は、特に結晶粒の核を多く生成する観点では、５０％以上７０％以下の範囲の総加工率（合計圧下率）で圧延加工を施すことが好ましい。また、温間圧延工程［工程６］における加工温度は、第一時効処理工程［工程５］での到達温度の範囲内の温度が好ましくで、温間圧延工程［工程６］を行なった後は水冷することが好ましい。
（ｖｉｉ）第二冷間圧延工程［工程７］
　第二冷間圧延工程［工程７］は、温間圧延工程［工程６］を行なった後の温間圧延材に対して、さらに冷間圧延を施す工程である。第二冷間圧延工程［工程７］における圧延は、材料内部に多くの欠陥を導入し、その後の熱処理で均一な結晶粒径を有する組織を得る観点では、総加工率を５０％以上にすることが好ましい。
（ｖｉｉｉ）第一焼鈍工程［工程８］
　第一焼鈍工程［工程８］は、第二冷間圧延工程［工程７］を行なった後の冷延材に対して熱処理を施してひずみを均一化させる焼鈍の工程である。第一焼鈍工程［工程８］において熱処理を施すことで、後述する溶体化処理工程［工程１０］を行なった後の結晶粒の平均結晶粒径を小さくし、かつ、平均結晶粒径の標準偏差が小さく均一性の高い組織を形成することができる。ここで、第一焼鈍工程［工程８］における熱処理の条件は、第二冷間圧延工程［工程７］における圧延ひずみを均一化させる観点から、到達温度が４００℃以上７００℃以下の範囲であり、かつ到達温度での保持時間が３０秒以下であることが好ましい。
（ｉｘ）第三冷間圧延工程［工程９］
　第一焼鈍工程［工程８］後の冷延材に対して、さらに第三冷間圧延工程［工程９］を施す。所望の異方性をもった組織は、溶体化処理工程［工程１０］の際に再結晶によって急激に結晶粒が成長するため、微細な組織を保持するために、第三冷間圧延工程［工程９］における総加工率を、１０％以上６０％以下の範囲にし、その中でも１０％以上５０％以下の範囲にすることが好ましい。これにより、結晶粒の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、かつ、平均結晶粒径の標準偏差が１５μｍ以下である銅合金板材を得易くすることができる。特に、結晶粒の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、かつ、平均結晶粒径の標準偏差が２０μｍ以下である銅合金板材を得易くする観点では、第三冷間圧延工程［工程９］における総加工率は、１５％以上４０％以下の範囲であることが好ましく、２０％以上３５％以下の範囲であることがより好ましい。
（ｘ）溶体化処理工程［工程１０］
　溶体化処理工程［工程１０］は、第三冷間圧延工程［工程９］後の冷延材に対して熱処理を施す工程である。溶体化処理工程［工程１０］における熱処理によって、温間圧延工程［工程６］で生成した核から結晶が成長するため、圧延方向と平行な方向に＜００１＞方位を有し、または圧延方向に対して垂直な板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒を含む組織を発達させることができる。このとき、圧延方向と平行な方向に＜００１＞方位を有し、および圧延方向に対して垂直な板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒も発達しうる。ここで、＜００１＞方位やシュミット因子が０．４９以上となる方位は結晶が成長しやすい方位であるため、結晶粒の平均結晶粒径やその標準偏差は大きくなる傾向にあるが、第一焼鈍工程［工程８］においてひずみを緩和させることで、結晶粒の平均結晶粒径が小さく、かつ、平均結晶粒径の標準偏差の小さい、均一性の高い組織を形成することができる。溶体化処理工程［工程１０］における熱処理の条件は、微細な組織を得る観点から、到達温度が７００℃以上１０００℃以下の範囲であり、かつ到達温度での保持時間が３０秒以内である。
（ｘｉ）第四冷間圧延工程［工程１１］
　溶体化処理工程［工程１０］を行なった後の溶体化処理材に対して、さらに冷間圧延を施す第四冷間圧延工程［工程１１］を行なってもよい。ここで、第四冷間圧延工程［工程１１］における総加工率は、特に限定されるものではないが、０％超５０％以下の範囲とする。
（ｘｉｉ）第二時効処理工程［工程１２］
　第二時効処理工程［工程１２］は、冷間圧延後の冷延材に対して、合金組成に応じて熱処理を施すことで、結晶粒を析出させる工程である。ここで、第二時効処理工程［工程１２］における熱処理の条件は、到達温度が４００℃以上６００℃以下の範囲であり、かつ到達温度での保持時間が１時間以上５時間以下の範囲である。
（ｘｉｉｉ）第五冷間圧延工程［工程１３］
　第五冷間圧延工程［工程１３］は、第二時効処理工程［工程１２］を行なった後の冷延材に対して、さらに冷間圧延を施す工程である。第五冷間圧延工程［工程１３］における総加工率は、曲げ加工性の低下を抑える観点から、第四冷間圧延工程［工程１１］と合わせた溶体化処理工程［工程１０］からの加工率は、７０％以内であることが好ましい。
（ｘｉｖ）第二焼鈍工程［工程１４］
　第二焼鈍工程［工程１４］は、第五冷間圧延工程［工程１３］を行なった後の冷延材に対して熱処理を施して再結晶させる焼鈍の工程である。ここで、第二焼鈍工程［工程１４］における熱処理の条件は、銅合金板材の加工性を高める観点から、到達温度が４００℃以上６００℃以下の範囲であり、かつ到達温度での保持時間が３０秒以下であることが好ましい。
　なお、各工程後の表面に形成される酸化膜などは、面削や酸洗などによって適宜除去してもよい。
［７］銅合金板材の用途
　本発明の銅合金板材は、電気・電子部品などに用いるのに適している。より具体的には、特に小型化および軽薄化の必要がある、電気・電子機器用の、リードフレーム、コネクタ、端子、リレー、スイッチ、ソケット、ケースなどの部品に用いるのに適している。
　以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
　次に、本発明の効果をさらに明確にするために、本発明例および比較例について説明するが、本発明はこれら本発明例に限定されるものではない。
　（本発明例１～１４および比較例１～８）
　表１に示す合金組成を有する種々の銅合金素材を溶解し、これを大気雰囲気で冷却して鋳造する溶解鋳造工程［工程１］を行なって鋳塊を得た。この鋳塊に対して、１０００℃の保持温度および５時間の保持時間で熱処理を行う均質化熱処理工程［工程２］を行なった。その後、保持温度を変えずに総加工率が５０％の熱間圧延を行なう熱間圧延工程［工程３］を行ない、得られる熱延材を直ちに水冷した。
　冷却後の熱延材に対して、総加工率が５０％になる条件で、熱延材の長手方向が圧延方向になるようにして圧延する第一冷間圧延工程［工程４］を行ない、次いで、表１に記載される到達温度および保持時間で熱処理を行う第一時効処理工程［工程５］を行ない、同じ温度で総加工率が５０％になる条件で、圧延材の長手方向が圧延方向になるようにして圧延する温間圧延工程［工程６］を行なった。
　温間圧延工程［工程６］を行なった後の圧延材に対して、総加工率が９５％になる条件で、圧延材の長手方向が圧延方向になるようにして圧延する第二冷間圧延工程［工程７］を行ない、４００℃以上７００℃以下の到達温度で３０秒間保持する第一焼鈍工程［工程８］を行ない、次いで、表１に記載される総加工率で冷間圧延を施す第三冷間圧延工程［工程９］を行なった。
　その後、７００℃以上１０００℃以下の到達温度で３０秒間保持する溶体化処理工程［工程１０］を行なった。次いで、４００℃以上６００℃以下の到達温度で、１時間以上５時間以下にわたり保持する第二時効処理工程［工程１２］を行なった。
　第二時効処理工程［工程１２］を行なった後の圧延材に対して、総加工率が１０％以上３０％以下になる条件で、圧延材の長手方向が圧延方向になるようにして圧延する第五冷間圧延工程［工程１３］を行ない、４００℃以上６００℃以下の到達温度で、３０秒以下の保持時間で熱処理を行う第二焼鈍工程［工程１４］を行ない、本発明の銅合金板材を作製した。
　なお、表１では、銅（Ｃｕ）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｏ（コバルト）、Ｓｉ（珪素）以外の構成成分を、任意添加成分として記載した。また、表１では、銅合金素材の合金組成に含まれない成分の欄には横線「－」を記載し、該当する成分を含まない、または含有していたしても検出限界値未満であることを明らかにした。
［各種測定および評価方法］
　上記本発明例および比較例に係る銅合金板材を用いて、下記に示す特性評価を行なった。各特性の評価条件は下記のとおりである。
［１］圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度と、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度の測定
　本発明例および比較例で得られた銅合金板材に対して、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面を鏡面研磨して断面試料を作製した後、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用いて観察し、ＥＢＳＤ測定（電子線後方散乱回折法による測定）を行なうことで、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データを得た。ここで、ＥＢＳＤ測定において測定対象となる面積は、合計で０．０１ｍｍ２以上とし、測定時のステップは０．２μｍとした。このＥＢＳＤによる測定結果から、データ解析ソフトである「ＯＩＭ　ＡＮＡＬＹＳＩＳ」を用いて、結晶方位の集合組織解析を行なった。得られた解析結果から、圧延方向についての逆極点図を作図して、図１の点Ａの位置における集積度を、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度とした。また、板幅方向についての逆極点図を作図して、図１の範囲Ｂにおける集積度の最大値を、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度とした。なお、本実施例では、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度については、８．０以上であるものを合格レベルとした。また、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度については、３．０以上であるものを合格レベルとした。結果を表２に示す。
［２］銅合金板材の結晶粒の平均結晶粒径およびその標準偏差の測定
　銅合金板材の結晶粒の平均結晶粒径とその標準偏差は、上述のＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから、データ解析ソフトである「ＯＩＭ　ＡＮＡＬＹＳＩＳ」を用いて得られる、Grain Size(diameter)のグラフから求めた。結果を表２に示す。
［３］銅合金板材のヤング率の測定
　銅合金板材のヤング率の測定は、引張方向である圧延方向および板幅方向が長手方向になるようにそれぞれ切り出した、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定されている１３Ｂ号の試験片で行ない、圧延方向および板幅方向を長手方向にした場合のそれぞれについて、得られる応力―ひずみ曲線から算出した。なお、本実施例では、圧延方向および板幅方向のそれぞれについて、ヤング率が１２０ＧＰａ以下であるものを合格レベルとした。結果を表２に示す。
［４］銅合金板材の引張強さの測定
　銅合金板材の引張強さの測定は、圧延方向と板幅方向が長手方向になるようにそれぞれ切り出した、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に規定されている１３Ｂ号の試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に沿って行なった。このとき、得られる圧延方向の引張強さから、板幅方向の引張強さを引いた差を求めた。なお、本実施例では、圧延方向の引張強さが６００ＭＰａ以上であり、かつ、圧延方向の引張強さが板幅方向の引張強さよりも５０ＭＰａ以上低いものを合格レベルとした。結果を表２に示す。
［５］銅合金板材の曲げ加工性の評価
　銅合金板材の曲げ加工性は、日本伸銅協会技術標準Ｔ３０７：２００７に規定される銅および銅合金薄板条の曲げ加工性評価方法に基づいて行なった。より具体的に、銅合金板材の曲げ加工性は、銅合金材の圧延方向および板幅方向に沿って、長さ４０ｍｍ、幅１０ｍｍの試験片を複数採取し、曲げ角度が９０度、曲げ半径が０ｍｍのＷ型の治具を用いて、Ｇｏｏｄｗａｙ方向およびＢａｄｗａｙ方向のそれぞれに曲げ加工を行なったときの、シワの大きさで評価した。
　このとき、Ｇｏｏｄｗａｙ方向およびＢａｄｗａｙ方向の両方でシワが小さいものを、曲げ加工性に優れているとして「◎」と評価した。また、Ｇｏｏｄｗａｙ方向およびＢａｄｗａｙ方向のうち一方でシワが小さいものを、曲げ加工性が良好であるとして「〇」と評価した。他方で、Ｇｏｏｄｗａｙ方向およびＢａｄｗａｙ方向の両方でシワが大きいものを、曲げ加工性が不良であるとして「×」と評価した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１および表２の結果から、本発明例１～１４の銅合金板材はいずれも、合金組成が本発明の適正範囲内であるとともに、圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度が８．０以上であり、かつ、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上であったため、圧延方向のヤング率と、板幅方向のヤング率と、圧延方向の引張強さおよび板幅方向の引張強さの差において、合格レベルと評価されるものであった。
　他方で、比較例１の銅合金板材は、Ｓｉの含有量が少なく、合金組成が本発明の適正範囲外であった。また、比較例１の銅合金材は、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度や、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が、本発明の適正範囲外であった。そのため、比較例１の銅合金材は、圧延方向のヤング率や、板幅方向のヤング率、圧延方向の引張強さ、圧延方向の引張強さと板幅方向の引張強さとの差が、合格レベルに達していなかった。特に、比較例１の銅合金板材は、圧延方向の引張強さが小さく、合格レベルに達していないことで、プレス時などにおいてライン張力を十分に高められず、それにより形状不具合が生じる問題を有するものであった。また、比較例１の銅合金板材は、圧延方向および板幅方向のヤング率が高く、合格レベルに達していないため、接触荷重に対するロバスト性に劣るものであった。
　また、比較例２～６の銅合金板材は、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度や、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が、本発明の適正範囲外であった。そのため、比較例２～６の銅合金材は、圧延方向のヤング率や、板幅方向のヤング率、圧延方向の引張強さおよび板幅方向の引張強さの差について、合格レベルに達していなかった。特に、比較例２～６の銅合金板材は、圧延方向および板幅方向のうち一方または両方のヤング率が高く、合格レベルに達していないため、接触荷重に対するロバスト性に劣るものであった。
　また、比較例７の銅合金板材は、ＮｉおよびＣｏの合計量が少なく、合金組成が本発明の適正範囲外であった。そのため、比較例７の銅合金材は、圧延方向の引張強さについて、合格レベルに達していなかった。比較例７の銅合金板材は、圧延方向の引張強さが小さく、合格レベルに達していないことで、プレス時などにおいてライン張力を十分に高められず、それにより形状不具合が生じる問題が生じるものであった。
　また、比較例８の銅合金板材は、Ｓｉの含有量が多く、合金組成が本発明の適正範囲外であった。また、比較例８の銅合金材は、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度や、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が、本発明の適正範囲外であった。そのため、比較例８の銅合金材は、圧延方向のヤング率や、板幅方向のヤング率、圧延方向の引張強さおよび板幅方向の引張強さの差が、合格レベルに達していなかった。特に、比較例８の銅合金板材は、圧延方向および板幅方向のヤング率が高く、合格レベルに達していないため、接触荷重に対するロバスト性に劣るものであった。
　この結果から、本発明例の銅合金板材は、合金組成と、圧延方向に＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度と、板幅方向にシュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が適正範囲内であるときに、圧延方向のヤング率や、板幅方向のヤング率、圧延方向の引張強さおよび板幅方向の引張強さの差が、少なくとも合格レベルにあることが確認された。したがって、本発明例１～１４の銅合金板材は、工程内を通板する際に圧延方向に高いライン張力を負荷することが可能であり、かつ、複雑な曲げ加工を施すことが可能なものであった。
　Ａ　　＜００１＞方位
　Ｂ　　シュミット因子が０．４９以上となる方位

Claims (4)

  1. 　ＮｉおよびＣｏの少なくとも一方の成分を合計で１．０質量％以上５．０質量％以下ならびにＳｉを０．１０質量％以上１．５０質量％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる合金組成を有し、
    　圧延方向に対して平行であり、かつ板厚方向に沿った断面についてのＳＥＭ－ＥＢＳＤ法の結晶方位解析データから得られる、結晶方位の強度分布が示された逆極点図において、
    　前記圧延方向と平行になる＜００１＞方位を有する結晶粒の集積度が、８．０以上であり、かつ
    　前記圧延方向に対して垂直な板幅方向に、シュミット因子が０．４９以上となる方位を有する結晶粒の集積度が３．０以上である、銅合金板材。
  2. 　結晶粒の平均結晶粒径が３０μｍ以下の範囲であり、かつ、前記平均結晶粒径の標準偏差が１５μｍ以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
  3. 　前記圧延方向および前記板幅方向のヤング率が、いずれも１２０ＧＰａ以下であり、かつ、
    　前記圧延方向の引張強さが６００ＭＰａ以上であり、前記板幅方向の引張強さが、前記圧延方向の引張強さよりも５０ＭＰａ以上低い、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、さらに、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＦｅおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の成分を、合計で０．０１質量％以上１．２０質量％以下含有する、請求項１から３までのいずれか１項に記載の銅合金板材。
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