(57)【要約】【課題】ＴＤ方向のヤング率が高く、かつ、ＴＤ方向に高い耐力を有し、耐応力緩和特性と耐疲労特性に優れた、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや、その他の端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材を提供すること。【解決手段】Ｎｉを１．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｉを０．１〜２．０ｍａｓｓ％、及び必要により所定量の副添加元素を含有し、残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金の板材であって、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方向から±３０°以内を向いた結晶粒について、前記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、並びにその製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
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であって、
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方向から±３０°以内を向いた結晶粒について、
前記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％以上であることを特徴とする銅合金板材。
【請求項２】
前記結晶粒の密度が０．０３０個／ｍｍ２以上である請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項３】
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０．１〜３．０ｍａｓｓ％含有する請求項１または２に記載の銅合金板材。
【請求項４】
板材に一定の応力を加えた際の変位量を示す、引張試験で測定した、ＴＤ方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であり、たわみ試験で測定したＴＤ方向のたわみ係数が１１５ＧＰａ以上、ＴＤ方向の耐力が６００ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれか１項に記載の銅合金板材。
【請求項５】
板バネ疲労試験による耐疲労特性が、負荷応力５００ＭＰａ以上で、繰り返し回数が１０６回以上である請求項１〜４のいずれか１項に記載の銅合金板材。
【請求項６】
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板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える合金成分組成から成る銅合金素材に、
０．１〜１００℃／秒の冷却速度で鋳造［工程１］、
合計加工率１０〜３０％、圧延パス数１〜１０回で冷間圧延１［工程２］、
８００〜１０２０℃で５分〜２０時間の均質化熱処理［工程３］、
１０２０〜５００℃で熱間圧延［工程４］、
水冷［工程５］、
昇温速度５〜１５℃／秒、保持温度５００〜８００℃、保持時間１秒〜６０秒の中間焼鈍［工程６］、
加工率３０〜９９％で冷間圧延２［工程７］、
到達温度７００〜１０２０℃、保持時間１秒〜６０秒の中間溶体化熱処理［工程８］、
保持温度３００〜６００℃、保持時間１０分〜２０時間の時効析出熱処理［工程９］、
酸洗［工程１０］、及び
加工率５〜８０％で冷間圧延する仕上げ圧延［工程１１］
の各工程をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
【請求項７】
前記仕上げ圧延［工程１１］の後、保持温度３００〜６００℃で１秒〜６０秒熱処理する低温焼鈍［工程１２］を施す請求項６に記載の銅合金板材の製造方法。
【請求項８】
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０．１〜３．０ｍａｓｓ％含有する請求項６または７に記載の銅合金板材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材、リレー、スイッチ、ソケットなどに適用される銅合金板材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電気・電子機器用途に使用される銅合金板材に要求される特性項目は、導電率、耐力（降伏応力）、引張強度、曲げ加工性、耐疲労特性、耐応力緩和特性、ヤング率などがある。近年、電気・電子機器の小型化、軽量化、高機能化、高密度実装化や、使用環境の高温化に伴って、これらの要求特性が高まっている。その中で、高いヤング率を有する材料が求められている。
【０００３】
例えば端子用の銅合金板材は、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とろうとすると、部品の小型化との両立が出来ない。そこで、少ない変位量で大きな応力を得るためには、ヤング率の高い材料が求められる。
【０００４】
また、大電流コネクタなどでは、導通部材の断面積を大きくとる必要があるため、通常、板厚が１ｍｍ以上の厚肉材が用いられる。しかし、厚肉材は曲げ変形させた際のスプリングバックが問題となる。そこで、曲げ変形させた場合のスプリングバック量を低減するために、ヤング率の高い材料が求められている。特に、コネクタのコンタクトの材料をとる方向は、通常、圧延方向に対して９０°の方向である「圧延板の幅方向（ＴＤ；Ｔｒａｎｓｖｅｒｓａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）」である。このＴＤ方向に応力が付与され、曲げ変形が加わる。そのため、ＴＤ方向のヤング率を高めることが求められている。
【０００５】
さらに、大電流コネクタでは、電流が流れることにより発生するジュール熱によって、材料自体が発熱し、応力緩和する問題がある。この使用中の『へたり』によって、初期の接圧を維持できない問題も挙げられる。よって、材料が耐応力緩和特性に優れることも求められている。
【０００６】
また、電子機器や自動車に使用される部品として用いられる場合、使用状況により振動が加わり、材料に繰り返しの応力が付与される。材料に一定の負荷応力を負荷し続けていると、板材にき裂が発生し、破断に至ってしまう。従って、材料が耐疲労特性に優れていることが求められる。
【０００７】
従来、電気・電子機器用材料としては、鉄系材料の他、リン青銅、丹銅、黄銅等の銅系材料が広く用いられている。これらの銅合金は、ＳｎやＺｎの固溶強化と、圧延や線引きなどの冷間加工による加工硬化の組み合わせによって強度を向上させている。しかしこの方法で強化した合金材料では、導電率が不十分となりがちである。また、高い冷間加工率で冷間圧延などの加工を施すことによって強度を得ているために、曲げ加工性が不十分である。そこで、固溶強化や加工硬化に替わる強化法として、銅合金中に第二相を析出させる析出強化がある。この強化方法は強度が高くなることに加えて、導電率を同時に向上させるメリットがあるため、多くの合金系で行われている。
【０００８】
このような中で、電気・電子機器用途としては、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（コルソン系合金）が用いられている。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は、主に析出強化や加工硬化によって強化される合金である。よって、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金において、ＴＤ方向のヤング率や耐応力緩和特性、耐疲労特性の向上が求められている。
【０００９】
これらの要求に対して、合金材料の結晶方位の制御によって解決する提案がいくつかなされている。例えば、特許文献１、２では、合金中の集合組織のＣｕｂｅ方位のＸ線回折強度やＣｕｂｅ方位結晶粒の面積率を制御することによって、０．２％耐力、耐応力緩和特性や曲げ加工性を改善している。特許文献３では、板材縦断面の全結晶粒の扁平率を制御することで、強度異方性を改善している。特許文献４、５では、集合組織の制御、すなわちＴＤ方向に向く（１１１）面を集積することによってヤング率を高めている。
【００１０】
特許文献１に記載された技術においては、Ｎｉ−Ｓｉ系の析出物の平均粒子径、一定以上のＩ｛２００｝結晶面のＸ線回折ピーク強度を高めている。また、結晶粒内の双晶密度を高めることによって、０．２％耐力、曲げ加工性、耐応力緩和特性を改善しているが、ヤング率特性についての改善はなされていない。また、特許文献１に記載の製造方法では、ＴＤに向く（１００）面を集積させる為、ヤング率が低くなることが推測される。
【００１１】
特許文献２に記載された技術においては、集合組織制御によって結晶内のＣｕｂｅ方位面積率および双晶境界密度を高めることで、導電率、０．２％耐力、曲げ加工性と耐応力緩和特性を改善しているが、ヤング率の制御はされておらず、特性改善の効果が限定されている。
【００１２】
特許文献３に記載された技術においては、板材縦断面の組織観察から、全結晶粒の扁平率の制御によって強度異方性を改善しているものの、その強度は７００ＭＰａ以上であって上限でも８２０ＭＰａと依然低く、ヤング率の制御もされていない。
【００１３】
特許文献４および特許文献５に記載された技術においては、集合組織の制御によりＴＤのヤング率を高めているが、製造工程が長く煩雑であることに加えて、特定の結晶面を配向させる集合組織の制御であるため、本発明で得られる金属組織とは大きく異なる。
また、非特許文献１は、母相と第二相から構成される材料の平均的なヤング率を示している。
【００１４】
なお、ヤング率の測定には、引張試験による応力−ひずみ線図の弾性領域の傾きから算出する方法、梁（片持ち梁）をたわませた際の応力−ひずみ線図の弾性領域の傾きから算出する方法の２つの方法がある。
【００１５】
さらに、銅合金板材のヤング率については、特許文献６および特許文献７にも記載がある。
特許文献６には、例えば、圧延方向（ＲＤ）に向くＣｕｂｅ方位（１００）面の面積率を３０％以上と制御することによって、ヤング率が１１０ＧＰａ以下と小さい銅合金板材が記載されている。しかし、この特許文献６は、ヤング率を低下することを課題とするものであって、ＴＤ方向のヤング率に着目してこれを高めることについては記載がない。
【００１６】
また、特許文献７には、時効処理時に銅合金中の結晶粒界近傍に所定の幅で無析出帯（ＰＦＺ）を形成し、圧延平行方向の引張強度（ＴＳ（ＬＤ））、Ｎｉ含有量、母材の平均結晶粒径、無析出帯（ＰＦＺ）の幅、及び結晶粒界上の化合物の粒子径を所定の関係を満たすように制御することによって、その実施例にはヤング率が１３０ＧＰａである銅合金板材が記載されている。しかし、この特許文献７は、ＴＤ方向のヤング率については言及がなく、ＴＤ方向のヤング率に着目してこれを高めることについては記載がない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１７】
【特許文献１】特開２０１１−８４７６４号公報
【特許文献２】特開２０１１−２３１３９３号公報
【特許文献３】特開２０１１−１７０７０号公報
【特許文献４】特開２０１２−１８０５９３号公報
【特許文献５】特開２０１２−１７７１９９号公報
【特許文献６】国際公開ＷＯ２０１１／０６８１３４Ａ１号公報
【特許文献７】国際公開ＷＯ２００９／１０４６１５Ａ１号公報
【非特許文献】
【００１８】
【非特許文献１】尾中ら：日本金属学会誌  Ｖｏｌ．６３，Ｎｏ．１０（１９９９）ｐｐ．１２８３−１２８９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
このように、従来、ＴＤ方向のヤング率を高めた銅合金板材は知られておらず、その提供が要求されていた。上記のような課題に鑑み、本発明の目的は、ＴＤ方向のヤング率が高く、かつ、ＴＤ方向に高い耐力を有し、耐応力緩和特性と耐疲労特性に優れた、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや、その他の端子材、リレー、スイッチなどに適した銅合金板材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明者らは、種々の検討を重ね、電気・電子部品用途に適した銅合金板材について研究を行った結果、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系の銅合金板材において、所定の方向を向いたアスペクト比０．３以下の扁平な結晶粒が占める面積の割合を適正に制御することによって、ＴＤ方向の応力に対するヤング率を高められることを見い出した。また、本発明者らは、上記の扁平組織を実現するための特定の工程を有してなる銅合金板材の製造方法を見い出した。本発明は、これらの知見に基づき完成するに至ったものである。
【００２１】
すなわち、本発明によれば、以下の手段が提供される。
（１）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であって、
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方向から±３０°以内を向いた結晶粒について、
前記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％以上であることを特徴とする銅合金板材。
（２）前記結晶粒の密度が０．０３０個／ｍｍ２以上である（１）項に記載の銅合金板材。
（３）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０．１〜３．０ｍａｓｓ％含有する（１）または（２）項に記載の銅合金板材。
（４）板材に一定の応力を加えた際の変位量を示す、引張試験で測定した、ＴＤ方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であり、たわみ試験で測定したＴＤ方向のたわみ係数が１１５ＧＰａ以上、ＴＤ方向の耐力が６００ＭＰａ以上である（１）〜（３）のいずれか１項に記載の銅合金板材。
（５）板バネ疲労試験による耐疲労特性が、負荷応力５００ＭＰａ以上で、繰り返し回数が１０６回以上である（１）〜（４）のいずれか１項に記載の銅合金板材。
（６）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板材を製造する方法であって、前記銅合金板材を与える合金成分組成から成る銅合金素材に、
０．１〜１００℃／秒の冷却速度で鋳造［工程１］、
合計加工率１０〜３０％、圧延パス数１〜１０回で冷間圧延１［工程２］、
８００〜１０２０℃で５分〜２０時間の均質化熱処理［工程３］、
１０２０〜５００℃で熱間圧延［工程４］、
水冷［工程５］、
昇温速度５〜１５℃／秒、保持温度５００〜８００℃、保持時間１秒〜６０秒の中間焼鈍［工程６］、
加工率３０〜９９％で冷間圧延２［工程７］、
到達温度７００〜１０２０℃、保持時間１秒〜６０秒の中間溶体化熱処理［工程８］、
保持温度３００〜６００℃、保持時間１０分〜２０時間の時効析出熱処理［工程９］、
酸洗［工程１０］、及び
加工率５〜８０％で冷間圧延する仕上げ圧延［工程１１］
の各工程をこの順に施すことを特徴とする銅合金板材の製造方法。
（７）前記仕上げ圧延［工程１１］の後、保持温度３００〜６００℃で１秒〜６０秒熱処理する低温焼鈍［工程１２］を施す（６）項に記載の銅合金板材の製造方法。
（８）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０．１〜３．０ｍａｓｓ％含有する（６）または（７）項に記載の銅合金板材の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明の銅合金板材は、所定の合金組成を有し、アスペクト比が０．３以下の結晶粒であり、その長軸がＴＤ方向から±３０°以内を向いた結晶粒の面積の全結晶粒の面積に対する割合が２０％以上である金属組織を実現することで、ＴＤ方向のヤング率が高く、ＴＤ方向の耐力、耐応力緩和特性、耐疲労特性に優れ、電気・電子機器の用途に好適な銅合金を提供することができる。
【００２３】
この本発明の銅合金板材は、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、端子材等、自動車車載用などのコネクタや、その他の端子材、リレー、スイッチなどに特に適した性質を有する。
また、本発明の製造方法によれば、上記銅合金板材を好適に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】図１は、母相Ｍに対してそれぞれ第二相Ωを有する複相材料を模式的に示す説明図である。図１（Ａ）にＴｙｐｅ  Ａとして示した複相材料は、母相Ｍに対して、第二相Ωの形状が、図中に上下方向の矢印で示した応力軸に垂直な板状である場合を示す。一方、図１（Ｂ）にＴｙｐｅ  Ｂとして示した複相材料は、母相Ｍに対して、第二相Ωの形状が、図中に上下方向の矢印で示した応力軸に平行な連続繊維状である場合を示す。
【図２】図２は、圧延方向（ＲＤ）と平行な方向に結晶粒の向きが揃うように結晶粒を制御した様子を模式的に示す説明図である。図２（Ａ）は、結晶粒の配向制御前のランダムな状態であり、図２（Ｂ）は、結晶粒の向きが揃った状態である。
【図３】図３は、実施例で用いた板バネ疲労試験装置を模式的に示す説明図である。
【図４】図４は、実施例で用いた耐応力緩和特性試験装置を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明の銅合金板材の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。なお、本発明における「板材」には、「条材」も含むものとする。
【００２６】
［アスペクト比０．３以下の扁平粒の配向を制御した金属組織］
銅合金板材のＴＤ方向のヤング率を高めるために、本発明者らはヤング率制御と組織の相関について詳細に調査した。その結果、板材ＮＤ方向から組織観察した際に、つまり圧延面を観察・解析した場合に、前記アスペクト比が０．３以下の結晶粒の向きとその面積割合を制御し、つまり、扁平粒が長径をＴＤ方向に向けて略平行に配列するように配向を制御することによって、ＴＤ方向のヤング率を高くすることができることを見い出した。ここで、扁平粒が長径をＴＤ方向に向けて略平行に配列するとは、本発明で規定するところのアスペクト比が０．３以下の結晶粒がＴＤ方向から±３０°以内を向いた状態であることをいう（図１（Ｂ）、図２（Ｂ）参照）。
【００２７】
本発明の銅合金板材においては、その金属組織について、圧延面における解析で、アスペクト比が０．３以下の結晶粒であり、圧延方向に垂直な方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ。以下、圧延垂直方向やＴＤ方向、または単にＴＤともいう。）から±３０°以内を向いた結晶粒の面積の全結晶粒の面積に対する割合を２０％以上とする。以下、本書において、前記アスペクト比が０．３以下の結晶粒を、扁平な結晶粒又は扁平粒ともいう。本発明によれば、このような扁平粒の存在割合を適正に高めることによって、得られる銅合金板材の特性として、圧延垂直方向（ＴＤ方向）のヤング率が高い値、例えば１２５ＧＰａ以上、を示すものである。
【００２８】
また、本発明の銅合金板材においては、その金属組織について、前記扁平粒の密度が０．０３０個／μｍ２以上であることが好ましく、０．０３５個／μｍ２以上であることがさらに好ましく、０．０４０個／μｍ２以上であることがより好ましい。
ここで、前記扁平粒の密度が０．０３０個／μｍ２以上であるとは、具体的には、３００μｍ×３００μｍの範囲で当該結晶粒が２７００個存在することを意味する。
このような扁平な結晶粒は、冷間圧延と中間焼鈍（再結晶熱処理）の各工程を適正に行うことによって形成される。
【００２９】
本発明においては、結晶粒の平均面積と粒径（長径および短径）とをＥＢＳＤ法で観察および解析することによって求める。所定の観察領域内において、母材の個々の結晶粒についてその最長の粒径を長径ａ（μｍ）とし、その最短の粒径を短径ｂ（μｍ）とし、これらの長径ａと短径ｂの各平均値を求める。本発明においてアスペクト比とは、それぞれ直線であるこれらの長径ａと短径ｂについて各平均値を求め、前記の各平均値から得られる短径／長径の比、つまり比ｂ／ａの値をいう。
【００３０】
［平均結晶粒径（長径と短径の平均値）］
本発明において、母材の平均結晶粒径は、特に制限されるものではないが、通常約１７〜約１３３μｍである。ここで、平均結晶粒径とは、前記長径ａ（μｍ）の平均値である。また、短径ｂ（μｍ）の平均値は、特に制限されるものではないが、通常５〜４０μｍである。本発明においては、長径ａは短径ｂよりも長い。
【００３１】
［扁平粒の配向とヤング率］（非特許文献１より）
図１に、連続繊維を含む複相材料を模式的に示す。図１（Ａ）にＴｙｐｅ  Ａとして示した複相材料は、母相Ｍに対して、第二相Ωの形状が、図中に上下方向の矢印で示した応力軸に垂直な板状である場合を示す。一方、図１（Ｂ）にＴｙｐｅ  Ｂとして示した複相材料は、母相Ｍに対して、第二相Ωの形状が、図中に上下方向の矢印で示した応力軸に平行な連続繊維状である場合を示す。
【００３２】
等ひずみ条件の仮定の下での初等的な解析では、母相Ｍのヤング率をＥＭ、第二相Ωのヤング率をＥΩとすると、母相Ｍと強化相Ωにおける応力がともに外部応力σ０に等しいと考えてそれぞれの相内の弾性ひずみεＭとεΩ（応力軸方向の伸びひずみ）をそれぞれ
εＭ＝σ０／ＥＭとεΩ＝σ０／ＥΩ・・・（１）
と見積もる。これは、Ｒｅｕｓｓ近似とも言われる。このＲｅｕｓｓ近似の下での板状積層材（複相材料）（Ｔｙｐｅ  Ａ、図１（Ａ））のヤング率ＥＡ（Ｒ）は、第二相Ωの体積分率をＶｆとすると、
ＥＡ（Ｒ）＝σ０／｛ＶｆεΩ＋（１−Ｖｆ）εＭ｝＝１／｛Ｖｆ／ＥΩ｝＋１／｛（１−Ｖｆ）／ＥＭ｝・・・（２）
となる。
【００３３】
一方、等ひずみ条件の仮定の下での初等的な解析では、繊維強化材については母相Ｍと強化相Ωにおける応力軸方向の弾性伸びひずみがともに等しい値εｕになると考える。この弾性ひずみεｕが各相内の応力σＭとσΩを
σＭ＝ＥＭσＵとσΩ＝ＥΩσＵ・・・（３）
として与える。ここで、応力の分配条件
σ０＝ＶｆσΩ＋（１−Ｖｆ）σＭ・・・（４）
を使うと、等ひずみ条件での繊維強化材（複相材料）（Ｔｙｐｅ  Ｂ、図１（Ｂ））のヤング率ＥＢ（ｖ）は、
ＥＢ（ｖ）＝σ０／εＵ＝ＶｆＥΩ＋（１−Ｖｆ）ＥＭ・・・（５）
というヤング率の混合則の形式で与えられる。この等ひずみ条件はＶｏｉｇｈｔ（フォークト）近似とも呼ばれる。
【００３４】
以上の見積もりから、前記（２）と（５）のＥＡ（Ｒ）、ＥＢ（ｖ）の関係は
ＥＢ（ｖ）＞ＥＡ（Ｒ）・・・（６）
となる。これより、ＥＢ（ｖ）（Ｔｙｐｅ  Ｂ、図１（Ｂ））の方が、ＥＡ（Ｒ）（Ｔｙｐｅ  Ａ、図１（Ａ））よりも、ヤング率が高いことがわかった。
本発明では、このような知見に基づいて、銅合金板材中の母材の結晶粒を、前記Ｔｙｐｅ  Ａ、つまり図１（Ａ）に示した状態ではなく、前記Ｔｙｐｅ  Ｂ、つまり図１（Ｂ）に示した状態に配向制御しようとするものであると理解することができる。
【００３５】
［ＥＢＳＤ法］
本発明における上記扁平粒の観察と解析には、ＥＢＳＤ法を用いる。ＥＢＳＤ法とは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎの略で、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で試料に電子線を照射したときに生じる反射電子菊池線回折を利用した結晶方位解析技術のことである。本発明ではＥＢＳＤ法を、結晶方位ではなく、結晶粒の平均面積と形状（アスペクト比）とを解析するために用いる。本発明におけるＥＢＳＤ測定では、結晶粒を２００個以上含む、８００×１２００μｍの試料面積に対し、０．１μｍステップでスキャンし、結晶粒の平均面積と形状を解析した。前記測定面積およびスキャンステップは、試料の結晶粒の大きさに応じて決定すればよい。測定後の結晶粒の解析には、ＴＳＬ社製の解析ソフトＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ（商品名）を用いた。
ＥＢＳＤによる結晶粒の解析において得られる情報は、電子線が試料に侵入する数１０ｎｍの深さまでの情報を含んでいるが、測定している広さに対して充分に小さい為、本明細書中では結晶粒の平均面積として記載した。また、結晶粒の平均面積は板厚方向で異なる為、板厚方向で何点かを任意にとって平均を取ることが好ましい。
【００３６】
本発明においては、圧延面におけるＥＢＳＤ法を用いた解析によって、前記アスペクト比や面積など各結晶粒の性状を求める。ここで、圧延面における解析とは、板厚法線方向（ＮＤ）から板材の圧延面を観察し解析することをいう。
本発明によれば、圧延方向（ＲＤ）と垂直な方向（ＴＤ）に結晶粒の向きが揃うように結晶粒の配向を制御する。この様子を図２に示す。図では、紙面と平行に圧延面を示した。図２（Ａ）は、結晶粒の配向制御前のランダムな状態である。これを、所定の熱処理と加工に付すことによって、図２（Ｂ）に示すように結晶粒の向きが揃った状態とする。
図２（Ｂ）は、圧延方向に対して垂直な方向（ＴＤ）から±３０°以内に全ての結晶粒の向きが揃っている状態の代表例として、全ての結晶粒がＴＤと平行に配向した状態を模式的に示した。ＴＤと平行とは、ＴＤに対して結晶粒の向きのずれが０°であることをいう。
ここで、結晶粒の向きのＴＤに対するずれとは、個々の結晶粒の長径を通る直線を結晶の向きとする場合、その向きがＴＤから何度ずれているかをいう。
本発明においては、結晶粒の向きのＴＤに対するずれを、±３０°以内とする。
【００３７】
［必須添加元素］
本発明の銅合金への必須添加元素の含有量とその作用について示す。
【００３８】
（Ｎｉ）
Ｎｉは、後述するＳｉとともに含有されて、時効析出熱処理で析出したＮｉ２Ｓｉ相を形成して、銅合金板材の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉの含有量は１．０〜５．０ｍａｓｓ％であり、好ましくは１．５〜４．７ｍａｓｓ％であり、さらに好ましくは２．０〜４．５ｍａｓｓ％である。
Ｎｉの含有量を前記範囲とすることによって、前記Ｎｉ２Ｓｉ相を適正に形成させ、銅合金板材の引張強さを高めることができる。また、導電率も高い。また、熱間圧延加工性も良好である。
【００３９】
（Ｓｉ）
Ｓｉは、前記Ｎｉとともに含有されて、時効析出熱処理で析出したＮｉ２Ｓｉ相を形成して、銅合金板材の強度の向上に寄与する。Ｓｉの含有量は０．１〜２．０ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．２〜１．８ｍａｓｓ％であり、さらに好ましくは０．６〜１．５ｍａｓｓ％である。Ｓｉの含有量は化学量論比でＮｉ／Ｓｉ＝４．２とするのが最も導電率と強度のバランスがよい。そのためＳｉの含有量は、Ｎｉ／Ｓｉが２．５〜７．５の範囲となるようにするのが好ましく、より好ましくは３．０〜６．５である。
Ｓｉの含有量を前記範囲とすることによって、銅合金板材の引張強さを高くすることができる。この場合、過剰なＳｉが銅のマトリックス中に固溶して、銅合金板材の導電率を低下させることがない。また、鋳造時の鋳造性や、熱間および冷間での圧延加工性も良好であり、鋳造割れや圧延割れが生じることもない。
【００４０】
［副添加元素］
次に本発明の銅合金への副添加元素の含有量とその作用について示す。好ましい副添加元素としては、Ｂ、Ｍｇ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｓｎが挙げられる。これらの元素は総量で３．０ｍａｓｓ％以下の含有量であれば、導電率を低下させる弊害を生じることなく、以下に各元素について述べる種々の特性を改善することができるために、本発明の銅合金板材に添加・含有させてもよい。添加効果を充分に活用し、かつ導電率を低下させないための含有量としては、これらの副添加元素の少なくとも１種を総量で、０．１〜３．０質量％含有することが好ましく、０．３〜１．５質量％がさらに好ましく、０．５ｍａｓｓ％〜１．０ｍａｓｓ％であることがより好ましい。以下に、各元素の添加の作用効果を示す。
【００４１】
（Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ）
Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、添加・含有させことで耐応力緩和特性を向上する。それぞれを単独で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。
【００４２】
（Ｍｎ、Ａｇ、Ｂ、Ｐ）
Ｍｎ、Ａｇ、Ｂ、Ｐは添加・含有させると熱間加工性を向上させるとともに、強度を向上する。
【００４３】
（Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ）
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅは、化合物や単体で微細に析出し、析出硬化に寄与する。また、化合物として５０〜５００ｎｍの大きさで析出し、粒成長を抑制することによって結晶粒径を微細にする効果があり、曲げ加工性を良好にする。
【００４４】
（Ｃｏ）
Ｃｏは、合金中でＳｉとともに、Ｃｏ２Ｓｉの金属間化合物の析出物を形成して析出強化による強度向上に寄与する。
【００４５】
［銅合金板材の製造方法］
次に、本発明の銅合金板材の好ましい製造条件について説明する。
【００４６】
まず、従来の析出型銅合金の製造方法について述べる。
従来の製造方法では、銅合金素材を溶解・鋳造［工程１−１］して鋳塊を得て、これを均質化熱処理［工程１−３］し、熱間圧延［工程１−４］、水冷［工程１−５］、面削［工程１−５’］、冷間圧延［工程１−７］をこの順に行い薄板化し、７００〜１０００℃の温度範囲で中間溶体化熱処理［工程１−８］を行って溶質原子を再固溶させた後に、時効析出熱処理［工程１−９］と仕上げ冷間圧延［工程１−１１］によって必要な強度（但し、高いヤング率ではない）を満足させるものである。この一連の工程の中で、材料の集合組織は、中間溶体化熱処理中に起きる再結晶によっておおよそが決定し、仕上げ圧延中に起きる方位の回転により、最終的に決定される。
【００４７】
これに対して、本発明の銅合金板材の製造方法の一つの実施態様では、所定の合金組成を与える銅合金素材を溶解した後、鋳造［工程１］後に、合計加工率１０〜３０％で１〜１０パスにて冷間圧延１［工程２］を行った後、均質化熱処理［工程３］、熱間圧延［工程４］、水冷［工程５］することで、組織内において粗大な扁平粒が形成される。必要に応じて酸化スケール除去（面削［工程５’］）した後、昇温速度５〜１５℃／秒、保持温度５００〜８００℃、保持時間１秒〜６０秒の中間焼鈍［工程６］と冷間圧延２［工程７］を施すことによって、既に形成された粗大な扁平粒内で新たに結晶粒の核が生成し、部分的に再結晶し、一定の密度で分散する。また、同時に扁平粒がＴＤ方向に配向する。その後、溶体化熱処理［工程８］、時効析出熱処理［工程９］、酸洗［工程１０］、仕上圧延［工程１１］、低温焼鈍［工程１２］を施す。
本発明においては、前記［工程１］から［工程１２］の全ての工程をこの順に施すことが好ましい。
但し、必要に応じて、中間焼鈍［工程６］と冷間圧延２［工程７］を適宜（好ましくは１回〜５回）繰り返して行ってもよい。また、低温焼鈍［工程１２］を省略してもよい。さらに、溶体化熱処理［工程８］の後で冷間圧延［工程８’］を行ってもよい。この冷間圧延［工程８’］は、例えば、前記冷間圧延２［工程７］と同様の条件で行うことができる。
【００４８】
以下に、各工程の条件をより詳細に設定した好ましい実施態様について説明する。
少なくともＮｉを１．０〜５．０質量％及びＳｉを０．１〜２．０ｍａｓｓ％含有し、他の副添加元素については必要により適宜含有するように各元素を配合し、残部がＣｕと不可避不純物から成る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］して鋳塊を得る。［工程１］の鋳造条件は、０．１〜１００℃／秒の冷却速度とすることが好ましい。この鋳塊を、例えば大型圧延機を用いて、合計加工率１０〜３０％、圧延パス数１〜１０回にて冷間圧延１［工程２］を行う。これを、８００〜１０２０℃にて、５分から２０時間の均質化熱処理［工程３］を行う。この後、１０２０℃以下で熱間圧延［工程４］を行う。なお、熱間圧延［工程４］の最終温度は５００℃である。また、熱間圧延は、数〜数十パスで行ってもよい。熱間圧延の後は常法に従って水冷［工程５］する。その後、表面性状に応じて必要な場合には、圧延表面の酸化スケール除去のために面削［工程５’］を行う。次に、昇温速度５〜１５℃／秒、保持温度５００〜８００℃、保持時間１秒〜６０秒で熱処理する中間焼鈍［工程６］を行う。この後、加工率３０〜９９％で冷間圧延２［工程７］を行う。この後、到達温度７００〜１０２０℃、保持時間１〜１０秒の溶体化熱処理［工程８］し、添加元素を再固溶する。次に、析出強化の為、保持温度３００〜６００℃、保持時間１０分〜２０時間にて、時効析出熱処理［工程９］を行う。この後、時効析出熱処理後の板材の表面を酸洗［工程１０］する。この後、圧延加工率５〜８０％にて仕上げ圧延［工程１１］に付して、所望の板厚と強度に調整する。次に、保持温度３００〜６００℃、保持時間１秒〜６０秒で低温焼鈍［工程１２］して、目的の銅合金板材を得る。低温焼鈍［工程１２］後には、最終製品の板幅（条幅）に調整するために、スリット［工程１３］を行ってもよい。
【００４９】
本実施形態において、冷間圧延１［工程２］では、合計加工率１０〜３０％、圧延パス数１〜１０回の圧延加工で、粗大な鋳造組織や偏析を破壊し、均一な組織にするための加工と、均一な歪を導入することで、扁平な結晶粒の核を形成する為の加工を行っている。ここで、合計圧延加工率を前記の範囲内に制御することで、鋳塊に対して十分な加工ひずみを導入し、また、加工ひずみの導入を均一として、扁平な結晶粒の核を十分に形成することができる。
熱間圧延［工程４］では、均質化熱処理温度から８００℃の温度域で、動的再結晶による結晶粒の微細化のための加工を行う。
その後の中間焼鈍［工程６］では、冷間圧延１［工程２］と熱間圧延［工程４］にて微細化した結晶粒と、不均一な歪を加えた組織を、部分的に再結晶させ、扁平な結晶粒を形成する。このとき、焼鈍温度（到達温度）と保持時間を適正に制御することで、過焼鈍となることがなく、結晶粒全体の粗大化を防いで、扁平粒を形成することができる。
次に、扁平な結晶粒のＴＤ方向への制御と、所定の板厚に加工する目的で、加工率３０〜９９％で冷間圧延２［工程７］を行い、溶体化熱処理［工程８］にて添加元素を固溶させる。冷間圧延２［工程７］を複数回の加工パス（例えば、１〜１０回）で行う場合には、合計加工率が３０〜９９％であればよい。この溶体化熱処理［工程８］において、到達温度を適正に制御することで、扁平な結晶粒が粒成長してしまうことがなく、目的の組織を得ることができる。このために、到達温度を精密に制御することが好ましい。
【００５０】
上記の、鋳造［工程１］後の各工程について、さらに好ましい条件を例示すると以下のとおりである。
冷間圧延１［工程２］は合計加工率１２．５〜２７．５％、圧延パス数２〜８回、より好ましくは１５〜２５％、３〜７回である。
その後の再熱、均質化熱処理［工程３］は、好ましくは保持温度８５０℃〜９５０℃、保持時間１０分〜１５時間、より好ましくは８７５℃〜９２５℃、２０分〜１０時間である。
次の熱間圧延［工程４］では、好ましくは圧延温度１０１０℃以下、より好ましくは１０００℃以下で、数〜数十パスの圧延を施す。
水冷［工程５］による急冷及び酸化スケール除去の面削［工程５’］後の、中間焼鈍［工程６］では、好ましくは昇温速度６〜１４℃／秒、保持温度５００℃〜６５０℃、保持時間５秒〜５０秒、より好ましくは昇温速度７．５〜１２．５℃／秒、保持温度５００℃〜６００℃、保持時間１０〜５０秒である。
次の冷間圧延２［工程７］の冷間圧延加工率は、好ましくは４０％〜９９％、より好ましくは５０〜９９％である。
溶体化熱処理［工程８］では、好ましくは到達温度７５０℃〜１０２０℃、保持時間は５秒〜５０秒、より好ましくは８００〜１０２０℃、１０〜４０秒である。
時効析出熱処理［工程９］では、好ましくは保持温度３５０℃〜５５０℃、保持時間２０分〜１０時間、更に好ましくは、４００℃〜５００℃、１時間〜５時間である。
時効析出熱処理［工程９］後の、材料表面の酸化スケールの除去には、酸洗［工程１０］を施す。
また、各圧延後の形状が良好でない場合には、例えばテンションレベラーなどによる矯正を、必要に応じて導入してもよい。但し、圧延後の板材の形状が良好であれば、この矯正工程は省略することができる。
【００５１】
［銅合金板材の板厚など］
本発明の銅合金板材の板厚は、特に制限されるものではないが、通常、０．０５〜０．５ｍｍである。
本発明の銅合金板材の板幅は、特に制限されるものではないが、通常、１．０〜３００ｍｍである。また、条材としては、条幅は、特に制限されるものではないが、通常、１０〜７５０ｍｍである。
【００５２】
［銅合金板材の特性］
上記内容を満たすことで、たとえばコネクタ用銅合金板材に要求される特性を満足することができる。本発明において、銅合金板は下記の特性を有することが好ましい。
・ＴＤ方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは、１３０ＧＰａ以上である。さらに好ましくは、１３５ＧＰａ以上である。この詳細な測定条件は、特に断らない限り実施例に記載の通りとする。
・たわみ係数が１１５ＧＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは、１２０ＧＰａである。さらに好ましくは、１２５ＧＰａである。この詳細な測定条件は、特に断らない限り実施例に記載の通りとする。
・ＴＤ方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは７５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは８００ＭＰａ以上である。この詳細な測定条件は特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。
・耐疲労特性が、板材への負荷応力５００ＭＰａ、繰り返し回数１０６回の条件にて破断しないことが好ましい。この詳細な測定条件は、特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。
【００５３】
・導電率が１５％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。さらに好ましくは２０％以上である。この詳細な測定条件は特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。
・耐応力緩和特性として応力緩和率が２０％以下であることが好ましい。さらに好ましくは５％〜２０％である。この詳細な測定条件は特に断らない限り実施例に記載のとおりとする。
【実施例】
【００５４】
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。
【００５５】
（実施例１〜実施例２５、比較例１〜１６）
実施例１〜実施例２５について、表１に示す組成となるように、主原料Ｃｕと必須添加元素ＮｉとＳｉに、必要により各種の副添加元素を配合し、残部がＣｕと不可避不純物からなる合金素材（合金原料）を得た。各合金原料を高周波溶解炉により溶解し、それぞれ０．１〜１００℃／秒の冷却速度で鋳造［工程１］して鋳塊を得た。各鋳塊を、合計加工率１０〜３０％、圧延パス数１〜１０回の条件で冷間圧延１［工程２］し、８００〜１０２０℃で５分〜２０時間の条件で再熱する均質化熱処理［工程３］を行い、１０２０℃〜５００℃で熱間圧延［工程４］を行った。その後、水焼入れ［工程５］と、引続いて、酸化スケールの除去（面削［工程５’］に相当）を行った。その後、面削した熱間圧延材を、大型の焼鈍炉（例えばＢＥＬ炉）にて、昇温速度５〜１５℃／秒、保持温度５００〜８００℃、保持時間１秒〜６０秒にて熱処理する中間焼鈍［工程６］を行い、圧延加工率３０〜９９％で冷間圧延する冷間圧延２［工程７］を行った。その後、到達温度７００〜１０２０℃、保持時間１秒〜６０秒にて熱処理する溶体化熱処理［工程８］を行い、保持温度３００〜６００℃、保持時間１０分〜２０時間にて熱処理する時効析出熱処理［工程９］を行った。その後、板材表面の酸化膜を除去する為に酸洗［工程１０］し、加工率５〜８０％で冷間圧延する仕上げ圧延［工程１１］、保持温度３００〜６００℃で１秒〜６０秒熱処理する、低温焼鈍［工程１２］を行って、各供試材とした。
各熱処理や圧延の後に、材料表面の酸化や粗度の状態に応じて、酸洗浄や表面研磨を、形状に応じてテンションレベラーによる矯正を行った。なお、熱間圧延［工程４］での加工温度は、圧延機の入り側と出側に設置してある放射温度計により測定した。
【００５６】
これとは別に、表１に示す組成の比較例１〜比較例１６について、前記実施例と同様にして、各供試材を得た。但し、比較例１〜比較例１６は、以下の点で前記実施例での製造条件とは異なる。
比較例１は、冷間圧延１［工程２］は行っておらず、昇温速度が遅すぎて中間焼鈍［工程６］は規定の範囲外で行った。
比較例２〜４、８は、冷間圧延１［工程２］と中間焼鈍［工程６］のいずれも行っていない。
比較例５、７は、冷間加工での合計加工率が小さすぎたか大きすぎて冷間圧延［工程２］が規定の範囲外であった。また、比較例７では、昇温速度が早すぎて、かつ、保持時間も長すぎて中間焼鈍［工程６］は規定の範囲外で行った。
比較例６、９は、必須添加元素成分Ｎｉの含有量が少なすぎるか多すぎて、合金組成が規定の範囲外であった。比較例９では、鋳塊割れを起こしたので板材の調製はできなかった。
比較例１０は、必須添加元素成分Ｓｉの含有量が少なすぎて、合金組成が規定の範囲外であった。
比較例１１は、副添加元素成分の合計含有量が多すぎて、合金組成が規定の範囲外であった。
比較例１２〜１５は、昇温速度、保持温度、保持時間のいずれかの条件が本発明の規定の範囲外の条件であり、いずれも中間焼鈍［工程６］は規定の範囲外で行った。
【００５７】
これらの供試材について下記の特性調査を行った。ここで、各供試材の最終板厚はすべて０．０８ｍｍとした。
【００５８】
ａ．アスペクト比０．３以下の結晶粒の面積割合、密度、個数
各供試材の圧延面におけるＥＢＳＤ測定にて、８００μｍ×１２００μｍの範囲で、スキャンステップ０．１μｍの条件で測定を行った。測定結果の解析において、測定範囲中の全結晶粒から、アスペクト比が０．３以下の結晶粒（扁平粒ともいう）を抽出した。その扁平粒から長軸がＴＤ方向に対して３０°以内に配向している結晶粒を抽出した。その抽出した扁平粒について、平均結晶粒面積、個数、密度を算出した。さらに、測定範囲中の全結晶粒の面積に対する前記扁平粒が占める面積の割合（％）を算出した。
【００５９】
ｂ．ＴＤ方向のヤング率
試験片は、各供試材の圧延垂直方向（圧延方向（ＲＤ）に垂直な方向（ＴＤ））から、幅２０ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊状試験片を採取し、試験片の長さ方向（つまりＴＤ）に引張試験機により応力を付与し、歪と応力の比例定数を求めた。降伏するときの歪量の８０％の歪量を最大変位量とし、その変位量までを１０分割した変位を与え、その１０点での測定値から歪と応力の比例定数をＴＤ方向のヤング率として求めた。
【００６０】
ｃ．たわみ係数（Ｅ）
試験片は、各供試材の圧延方向に垂直な方向（ＴＤ）に幅０．２５ｍｍ、長さ１．５ｍｍとなるようにプレスによる打ち抜きで加工した。片持ち梁にて試験片の表裏を１０回ずつ測定し、下式で計算されるたわみ係数（Ｅ）を、表裏１０回ずつの測定の平均値で示した。
たわみ係数（ＧＰａ）  Ｅ＝４Ａ／Ｂ×（Ｌ／ｔ）３
式中、Ａ：変位ｆと応力ｗの傾き、Ｂ：供試材の幅、Ｌ：固定端と荷重点の距離、ｔ：供試材の板厚である。ここで、傾きＡは、変位ｆと応力ｗが比例の関係にある弾性領域について傾き（接線）を求めた。
【００６１】
ｄ．耐力（ＹＳ）
たわみ係数測定において、各試験片の弾性限界までの押し込み量（変位）から耐力［ＭＰａ］を算出し、強度とした。
耐力［ＭＰａ］  ＹＳ＝｛（３Ｅ／２）×ｔ×（ｆｍａｘ／Ｌ）×１０００｝／Ｌ
式中、Ｅ：前記たわみ係数、ｔ：前記板厚、Ｌ：前記固定端と荷重点の距離、ｆｍａｘ：弾性限界までの変位（押込み深さ）である。
【００６２】
ｅ．耐疲労特性
耐疲労特性は、ＪＣＢＡ  Ｔ３０８；２００１（銅および銅合金薄板条の疲労特性試験方法）に準拠し、前記各実施例および比較例から、圧延方向に垂直な方向（つまりＴＤ）に供試材を切り出して、それら各々について測定を行った。図３に、試験片を図の上方に振幅させた状態を平面視で示した説明図を示す（板バネ疲労試験）。１は試験片、２はナイフエッジ、３は固定具である。試験片幅は、１０ｍｍ±０．２ｍｍ、試験片の固定トルクは、下部２Ｎ・ｍ、上部３Ｎ・ｍである。試験片の負荷応力値（σ）は、下記の式（ａ）にて求めた。
５００ＭＰａの負荷応力にて両振りで片振幅２．０ｍｍで繰り返し試験を行い、材料が破断するまでの繰り返し回数を求めた。
破断までの繰り返し回数が、圧延方向に平行な方向および垂直な方向で切り出した各供試材のいずれも１０６回以上を示した場合を「○」（良）、圧延方向に平行な方向および垂直な方向で切り出した各供試材のいずれかもしくはいずれも１０６回未満であった場合を「×」（劣）とした。
σ＝（３×Ｅ×ｔ×δ）／（２×ｌ２）・・・（ａ）
式中、σ：最大曲げ応力（Ｎ／ｍｍ２）、Ｅ：前記たわみ係数（Ｎ／ｍｍ２）、ｔ：前記試験片厚さ（ｍｍ）、δ：たわみ量（ｍｍ）、ｌ：試験片セット長さ（ｍｍ）である。
【００６３】
ｆ．導電率（ＥＣ）
２０℃（±０．５℃）に保たれた恒温槽中で四端子法により比抵抗を計測して導電率を算出した。なお、端子間距離は１００ｍｍとした。
【００６４】
ｇ．応力緩和率（ＳＲ）
旧日本電子材料工業会標準規格（ＥＭＡＳ−３００３）に準じ、以下に示すように、１５０℃×１０００時間の条件で測定した。片持ち梁法により耐力の８０％の初期応力を負荷した。
図４は耐応力緩和特性の試験方法の説明図であり、図４（ａ）は熱処理前、図４（ｂ）は熱処理後の状態である。図４（ａ）に示すように、試験台４に片持ちで保持した試験片１１に、耐力の８０％の初期応力を付与した時の試験片１１の位置は、基準からδ０の距離である。これを１５０℃の恒温槽に１０００時間保持し、負荷を除いた後の試験片１２の位置は、図４（ｂ）に示すように基準からＨｔの距離である。１３は応力を負荷しなかった場合の試験片であり、その位置は基準からＨ１の距離である。この関係から、応力緩和率（％）は（Ｈｔ−Ｈ１）／δ０×１００と算出した。１４は試験台である。
【００６５】
これらの本発明例（実施例）および比較例の各供試材について、組成を表１に、製造条件の一部と得られた特性を表２に、それぞれ示す。
【００６６】
【表１】
2015034328.tif 000002
【００６７】
【表２−１】
2015034328.tif 000003
【００６８】
【表２−２】
2015034328.tif 000004
【００６９】
表１及び表２に示すように、実施例１〜実施例２５では、合金組成は本発明の規定の範囲内であり、また、その製造の際の製造条件は、本発明の製造方法での規定に従って、冷間圧延１［工程２］は、合計圧延加工率が１０％〜３０％、圧延パス数を１回〜１０回とし、かつ、中間焼鈍［工程６］は、昇温速度５〜１５℃／秒、保持温度５００℃〜８００℃、保持時間１秒〜６０秒とした。
表２に示すように、実施例１〜実施例２５は、各特性において良好であった。すなわち、ＴＤ方向±３０°以内を向いた、アスペクト比０．３以下の結晶粒（扁平粒）が占める面積の割合が全結晶粒の面積に対して２０％以上であった場合、ＴＤ方向のヤング率、ＴＤ方向の耐力、たわみ係数、耐疲労特性、導電率および耐応力緩和特性（応力緩和率）のいずれも良好であった。
したがって、本発明の銅合金板材は、電気・電子機器用のリードフレーム、コネクタ、スイッチ、端子材、リレー、ソケットなどに適した銅合金板材として提供することができる。
【００７０】
これに対し、表１及び表２に示す比較例１〜比較例１５では、本発明で規定する合金組成か製造方法のいずれかを満たさなかった。
この結果、表２に示すように、比較例の試料では、比較例１０を除いて本発明で規定する組織が得られず、比較例１０を含めた全ての比較例についていずれかの特性が劣る結果となった。
【００７１】
すなわち、比較例１、比較例３は、それぞれ実施例３と同じ含有量のＮｉ、Ｓｉを有し、その他の元素の含有量も同じであって、合金組成は本発明の規定の範囲内であった。しかし、その製造方法は、比較例１では、冷間圧延１［工程２］を行っておらず、中間焼鈍［工程６］は本発明で規定する条件を外れていた。一方、比較例３では、冷間圧延１［工程２］と中間焼鈍［工程６］を行わなかった。比較例１、比較例３は、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、ＴＤ方向のヤング率、たわみ係数、耐疲労特性が劣っている。
比較例２は、実施例１と同じ量のＮｉ、Ｓｉを有し、その他の元素の含有量も同じである。しかし、比較例２では、製造方法において、冷間圧延１［工程２］と中間焼鈍［工程６］を行わなかった。比較例２は、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、ＴＤ方向のヤング率、たわみ係数が劣っている。
【００７２】
比較例４は、実施例１０と同じ組成であって合金組成は本発明の規定を満たすが、冷間圧延１［工程２］も中間焼鈍［工程６］も行わなかった。比較例４は、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、ＴＤ方向のヤング率、たわみ係数、耐疲労特性が劣っている。
比較例５、比較例７は、それぞれ実施例１４、実施例１６と同様の合金組成であって、Ｎｉ、Ｓｉ、その他の副添加元素の含有量は本発明の規定の範囲内であった。しかし、製造方法は、比較例５では、冷間圧延１［工程２］は本発明で規定する条件を外れていた。一方、比較例７では、冷間圧延１［工程２］も中間焼鈍［工程６］も本発明で規定する条件を外れていた。比較例５、比較例７は、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、ＴＤ方向のヤング率、たわみ係数、耐疲労特性が劣っている。さらに、比較例７では、耐応力緩和特性にも劣った。
比較例６は、製造工程の冷間圧延１［工程２］、中間焼鈍［工程６］は規定の範囲内であるものの、必須添加元素のＮｉの含有量が少なすぎた。比較例６は、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、ＴＤ方向のヤング率、たわみ係数、ＴＤ耐力が劣っている。さらに、比較例６は、耐応力緩和特性にも劣った。
比較例８は、実施例１とほぼ同じ量のＮｉ、Ｓｉを有し、その他の元素の含有量もほぼ同じであって、合金組成は本発明の規定の範囲内であるが、製造方法において、冷間圧延１［工程２］と中間焼鈍［工程６］を行わなかった。比較例８は、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、たわみ係数、耐疲労特性が劣っている。
【００７３】
比較例９は、Ｎｉの含有量が本発明の規定よりも多すぎたために鋳塊割れを起こし、鋳塊を冷間圧延する際に内部応力によって欠陥が入ったため、冷間圧延１［工程２］の工程で製造を中止した。
比較例１０は、Ｓｉの含有量が本発明の規定よりも少なすぎたため、組織中の扁平粒の制御は十分できたものの、Ｎｉ２Ｓｉからなる析出物が少なく、ＴＤ耐力が劣っている。さらに、比較例１０は、耐疲労特性も劣った。
比較例１１は、副添加元素の合計含有量が本発明の規定よりも多すぎたために、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、ＴＤ方向のヤング率、耐力、たわみ係数が劣っている。
比較例１２〜比較例１５は、中間焼鈍［工程６］の昇温速度、保持温度、保持時間のいずれかが本発明の規定から外れており、組織中の扁平粒の制御が不十分であって扁平粒の占める面積割合が不足していたため、いずれもＴＤ方向のヤング率、たわみ係数が劣っている。
【符号の説明】
【００７４】
１  試験片
２  ナイフエッジ
３  固定具
１１  試験片（片持ちで保持した状態）
１２  試験片（除荷後の状態）
１３  試験片（応力を負荷しなかった状態）
１４  試験台
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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