TWI402361B

TWI402361B - Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材及其製造方法

Info

Publication number: TWI402361B
Application number: TW97142330A
Authority: TW
Inventors: Weilin Gao; Hisashi Suda; Hiroto Narieda; Akira Sugawara
Original assignee: Dowa Metaltech Co Ltd
Priority date: 2008-11-03
Filing date: 2008-11-03
Publication date: 2013-07-21
Also published as: TW201018737A

Description

Cu-Ti系銅合金板材及其製造方法

本發明係關於一種使用於連接器、導線架(lead frames)、繼電器(relays)、開關等電/電子零件之Cu-Ti系銅合金板材，特別係關於一種可維持高強度，同時並呈現優異之彎曲加工性與耐應力緩和性之銅合金板材，及其製造方法。

對於構成電/電子零件之連接器、導線架、繼電器、開關等零件所使用的材料，係要求可承受在電/電子機器之組裝時或起動時所施予之應力的高「強度」。又，電/電子零件一般藉由彎曲加工所形成，故要求優異之「彎曲加工性」。進一步，為了確保電/電子零件間之接觸可靠性，故亦要求對於接觸壓力隨時間降低之現象(應力緩和)之耐久性(亦即「耐應力緩和性」)優異。

尤其，近年來，電/電子零件係有高積體化、小型化及輕量化進展之傾向，伴隨其而對於材料之銅及銅合金之薄型化之要求正高漲。具體上，宜為抗拉強度(tensile strength)800MPa以上(宜為900MPa以上，更宜為1000MPa以上)之強度等級。

又，為了因應於電/電子零件之小型化、形狀的複雜化，而強烈地要求提昇彎曲加工物之形狀、尺寸精度。對於「彎曲加工物」之要求係不僅於彎曲部不產生龜裂，可確保彎曲加工物之形狀、尺寸精度亦很重要。於彎曲加工時或多或少出現之麻煩問題可舉例如彈回(spring back)。彈回係在使材料於加工後從模具取出之時發生彈性變形的恢復，而與於模具之中加工後之形狀變成不一致之現象。

伴隨材料所要求之強度等級更趨嚴格，彈回之問題易顯著化。例如，具有箱形彎曲加工部之連接器端子，亦有時端子之形狀與尺寸因彈回而混亂而變得無法使用。因此，最近常使用於實施材料之彎曲加工的部位賦予缺口(notch)之加工(缺口化(notching))，其後，沿著該缺口而進行彎曲加工之加工法(以下，稱為「缺口化後之彎曲加工法」)。但，此加工法係因藉由缺口化而使缺口部附近加工硬化，故於其後之彎曲加工時容易產生龜裂。因此，「缺口化後之彎曲加工法」係可謂就材料而言為非常嚴苛之彎曲加工。

進一步隨電/電子零件在嚴苛的環境所使用之用途的增加，對於「耐應力緩和性」之要求亦變嚴格。例如，如同汽車用連接器，在曝露於高溫之環境下使用之情形，「耐應力緩和性」變成特別重要。所謂應力緩和係構成電/電子零件之材料的彈簧部之接觸壓力即使在常溫下維持一定的狀態，在比較高溫(例如100至200℃)的環境下亦會隨時間降低之一種潛變(creep)現象。亦即，在對金屬材料施予應力之狀態中，移位因構成基質之原子的自身擴散或固熔原子之擴散而移動，而產生塑性變形，俾所施予之應力被緩和的現象。

然而，於「強度」與「彎曲加工性」、或「彎曲加工性」與「耐應力緩和性」之間係有平衡(trade-off)之關係。以往，如此之通電零件係依照用途而適當選擇「強度」、「彎曲加工性」或「耐應力緩和性」之良好的材料使用。

Cu-Ti系銅合金係在銅合金中具有次於Cu-Be系合金之高強度，且具有超越Cu-Be系合金之耐應力緩和性。又，從成本與環境負荷之觀點來看，較Cu-Be系合金為有利。因此，Cu-Ti系銅合金係作為Cu-Be系合金之替代材而做為連接器材等。但，Cu-Ti系合金係與Cu-Be系合金同樣地為「強度」與「彎曲加工性」很難併存的合金系乃一般所知。

因此，Cu-Ti系合金板材係亦常以時效處理前之比較軟質的狀態進行出貨，在彎曲/沖壓成形(bending and press forming)之後實施時效處理而使其硬化。但，彎曲/沖壓成形後實施時效處理之方法係易產生油附著所造成之變色，而常需要專用熱處理爐等，故不利於生產性提高與成本降低。因此，Cu-Ti系銅合金之板材係在彎曲/沖壓成形後不須時效處理之亞時效處理材(所謂軋製硬化(mill-hardened)材)之市場需求近年增加。此軋製硬化材係實施達不到最大硬度之等級的時效處理之板材，若使用此，則有於未要求至最高強度等級之許多用途中可省略零件加工後之時效處理的優點。但，前述之時效處理係比較輕度，但無法否定會產生成形性的降低。

又，為了改善「彎曲加工性」，一般使結晶粒微小化之方法乃很有效，即使Cu-Ti系銅合金亦同樣。但，結晶粒徑愈小，每單位體積存在之結晶粒界的面積變大。因此，結晶粒微小化係成為助長潛變(creep)現象的一種之應力緩和的主因。在比較高溫環境使用之用途中，沿著原子的粒界之擴散速度較粒內更明顯快速，故因結晶粒微小化所產生之「耐應力緩和性」之降低成為重大的問題。

進而，Cu-Ti系銅合金中，「析出物」主要以結晶粒內之變調構造(螺旋節(spinodal)構造)的形態存在，形成使再結晶粒之成長釘住(pinning，阻止結晶粒成長之作用)作用的第2相粒子之「析出物」比較少，要在固熔化處理過程中達成結晶粒之微小化不容易。

近年來，為了改善Cu-Ti系合金之特性改善，已提出控制結晶粒之微小化或結晶方位(集合組織)(專利文獻1至4)。

[專利文獻1]特開2006-265611號公報

[專利文獻2]特開2006-241573號公報

[專利文獻3]特開2006-274289號公報

[專利文獻4]特開2006-249565號公報

於銅合金板材之彎曲加工性的改善方面，控制結晶粒之微小化與結晶方位(集合組織)為有效係廣為人知。Cu-Ti系銅合金之結晶方位(集合組織)之控制，採取一般之製造步驟時，源自板表面(輥軋面，roll-milled surfaced)之X線繞射圖型一般係由{111}、{200}、{220}、{311}之4個結晶面之繞射譜峰所構成，源自其他結晶面的X線繞射強度係相較於源自此等結晶面者乃非常小。一般，於固熔化(再結晶)處理後{200}面與{311}面之繞射強度變大。因其後之冷輥軋而此等面的繞射強度減少，同時{220}面之X線繞射強度相對地增大。{111}面之X線繞射強度係因冷輥軋延而一般不太會變化。

在專利文獻1中，為了使結晶粒微小化，將固熔化處理前之冷輥軋率(cold rolled rate)規定為89%以上。以如此之高輥軋率所導入之變形產生作為再結晶之核的功能，而可得到約2至10μm的微小結晶粒。但，如此之結晶粒的微小化常伴隨「耐應力緩和性」之降低。又，依據發明人等之研究，因熱輥軋溫度(hot rolling temperature)高達850℃，故無法充分改善彎曲加工性。

在專利文獻2中，為了提昇強度與導電率，將{220}面與{111}面之X線繞射強度比規定於I{220}/I{111}>4。調整成以如此之{220}面作為主方位成分之集合組織，係於強度與導電率之提昇上很有效，但依據發明人等之研究，會伴隨彎曲加工性之降低。目前，於專利文獻2中未提及有關彎曲加工性。

在專利文獻3中係提出，為了改善彎曲加工性，在{111}正極圖上，在含有{110}<115>、{110}<114>、{110}<113>之4個區域內X線繞射強度之極大值成為5.0至15.0(惟對於隨機方位之比)的集合組織。又，為了得到如此之集合組織，使固熔化前之冷輥軋率規定於85至97%。如此之集合組織係典型之合金型輥軋集合組織({110}<112>至{110}<100>)，其{111}正極圖類似於70/30黃銅的{111}正極圖(參照例如「金屬資料冊」修訂第3版、361頁)。如此地，使習知一般的集合組織為基礎而調整結晶方位分布之方法，係很難大幅改善彎曲加工性。目前在專利文獻3之彎曲加工性R/t僅止於1.6。

在專利文獻4中係提出滿足I{311}/I{111}≧0.5之集合組織。但依據發明人之研究，在如此之集合組織中很難使彎曲加工性安定並顯著地改善。

又，在銅合金板材中採用前述之「缺口化後之彎曲加工法」係於彎曲加工物之形狀、尺寸精度的提高上很有效。但，如專利文獻1至4控制集合組織之Cu-Ti系合金係未考量到防止「缺口化後之彎曲加工法」所造成之龜裂發生。依據本發明人之研究，可知無法充分改善缺口化後之彎曲加工性。

Cu-Ti系合金板材係常供給作為軋製硬化材，但在軋製硬化材中係有因彈回而很難確保彎曲加工物之形狀/尺寸精度的問題。於彈回之降低係前述之「缺口化後之彎曲加工法」很有效，但此加工法係因缺口化而使缺口部附近加工硬化，故於其後之彎曲加工時易產生龜裂。Cu-Ti系合金之軋製硬化材係現今仍未於工業上採用「缺口化後之彎曲加工法」。

進而，如上述，結晶粒微粒化係對於彎曲加工性的提昇某種程度為有效，相反地，對於潛變現象之一種之應力緩和的克服則成為負面的因素。因此，在即使只就「彎曲加工性」而言，其高度的改善亦很難的狀況下，進而改善「耐應力緩和性」係即使利用公知的組織控制技術亦無法實現。

本發明之目的在於提供一種Cu-Ti系銅合金板材，其係於如此之現狀中，可一邊維持「高強度」，一邊同時改善於「缺口化後之彎曲加工法」中所要求之嚴格的「彎曲加工性」、與擔負在車輛用連接器等嚴苛的使用環境下的可靠性之「耐應力緩和性」，且亦可改善「彈回」。

發明人等進行詳細研究之結果，發現存在有結晶方位，該結晶方位係具有如在對於輥軋板之板面垂直的方向表示為ND時，在ND易變形，且在板面內互相正交之2個方向亦易變形的方位關係。然後，達成特定合金組成範圍與製造條件；該合金組成範圍係可得到以位於如此之特有的方位關係的結晶粒作為主體之集合組織。本發明係依據如此之見識而完成者。

亦即本發明中係可提供一種銅合金板材，其係就質量%，含有Ti:1.0至5.0%，依需要而進一步含有Fe:0.5%以下、Co:1.0%以下及Ni:1.5%以下之1種以上，且具有由餘份Cu及不可避免的雜質所構成之組成，並具有滿足下述(1)式(較佳係進一步滿足下述(2)式)之結晶定向。平均結晶粒徑調整為(較佳係10至60μm)超過10至60μm。

I{420}/Io{420}>1.0---(1)

I{220}/Io{220}≦3.0---(2)

此處，I{420}係在該銅合金板材之板面的{420}結晶面之X線繞射積分強度、Io{420}為純銅標準粉末之{420}結晶面之X線繞射積分強度。同樣地，I{220}係在該.銅合金板材之板面的{220}結晶面之X線繞射積分強度、Io{220}為純銅標準粉末之{220}結晶面之X線繞射積分強度。I{420}與Io{420}係以同一測定條件測定，I{220}與Io{220}亦以同一測定條件測定。平均結晶粒徑係可在研磨板面(輥軋面)之後進行蝕刻，並以顯微鏡觀察其面後，以JIS H0501之切割法求出。

亦可提供一種在上述組成中，進一步具有如下組成者：以合計3質量%以下之範圍含有Sn:1.2%以下、Zn:2.0%以下、Mg:1.0%以下、Zr:1.0%以下、A1:1.0%以下、Si:1.0%以下、P:0.1%以下、B:0.05%以下、Cr:1.0%以下、Mn:1.0%以下、V:1.0%以下之1種以上。

在上述之銅合金板材中，特別地以具備如下者為較佳對象：LD(輥軋方向)之抗拉強度為800MPa以上、依據JIS H3110之90°W彎曲試驗中不產生龜裂之最小彎曲半徑R與板厚t之比R/t的值在LD、TD(相對於輥軋方向與板厚方向為直角方向)均為1.0以下，在以得到上述R/t之值時的彎曲試驗片中的彎曲加工性(3處中之中央部)之實際彎曲變形角度為θ(°)時，顯示彈回量之θ-90°之值在LD、TD均成為3°以下之彎曲加工性。在本說明書中將依據此JIS H3110之90°W彎曲試驗所評估的彎曲加工性稱為「一般之彎曲加工性」，與後述之「缺口化後之彎曲加工性」進行區別。

亦可提供一種銅合金板材的製造方法做為上述之銅合金板材的製造方法，其係在以依序實施在950至500℃之熱輥軋、輥軋率80%以上之冷輥軋、在700至900℃之固熔化處理、輥軋率0至65%之完成冷輥軋、300至550℃之時效處理的步驟製造銅合金板材時，在熱輥軋步驟中，在950℃至700℃之溫度區域實施最初之輥軋途徑且在未達700℃至500℃之溫度區域進行輥軋率30%以上之輥軋。在熱輥軋步驟中，宜在950℃至700℃之溫度區域的輥軋率為60%以上。在固熔化處理步驟中，以固熔化處理後之平均結晶粒徑為10至60μm(較佳係超過10至60μm)之方式，設定700至850℃區域之保持時間及到達溫度而實施熱處理。

上述完成冷輥軋之「輥軋率0%」係意指不進行該輥軋之情形，亦即可省略冷輥軋。在某溫度區域之輥軋率ε(%)係在該溫度區域所進行連續之輥軋途徑之中，使供給至最初輥軋途徑之前的板厚為t₀ (mm)，使最後之輥軋途徑結束後之板厚為t₁ (mm)時，依下述(3)式而決定。

ε=(t₀ -t₁ )/t₀ ×100----(3)

又，可採用如下之條件：以該合金組成可得到最大硬度之時效溫度為T_M (℃)、該最大硬度為H_M (HV)時，在時效處理步驟中，使時效溫度為300至550℃之範圍內且T_M ±10℃之溫度，使時效時間為時效後之硬度成為0.85H_M 至0.95H_M 之範圍的時間。

依據本發明，可提供一種在具備連接器、導線架、繼電器、開關等電/電子零件必需的基本特性之Cu-Ti系銅合金板材的板材中，具有抗拉強度800MPa以上、或更具有900MPa以上之高強度，且同時具有優異之成形性(尤其彎曲加工性)與耐應力緩和性者。一邊維持如此之高強度等級，一邊使彎曲加工性與耐應力緩和性安定並顯著提昇，在習知之Cu-Ti系銅合金製造技術中係很難。尚且，加工時之(彈回)亦明顯減輕。因此，在源自Cu-Ti系銅合金板材之加工零件中，很容易提昇尺寸精度。本發明係可因應於今後可預測會漸漸進展之電/電子零件的小型化、薄型化之需求者。

(用以實施發明之最佳形態)

在本發明中，主要藉由使銅合金板材之組織狀控制於具有某專一的結晶定向之集合組織，俾可同時改善「強度」、「彎曲加工性」、「耐應力緩和性」及減輕「彈回」者。以下，說明有關用以特定本發明的事項。

<<集合組織>>

源自Cu-Ti系銅合金之板面(輥軋面)的X線繞射圖案一般係以{111}、{200}、{220}、{311}之4個結晶面之繞射譜峰所構成，源自其他結晶面的X線繞射強度係相較於源自此等結晶面者乃非常小。即使對於{420}面之繞射強度，在一般的製造步驟所得到的Cu-Ti系銅合金之板材中被忽視的程度變弱。但，依據發明人等之詳細研究，可知若依據後述之製造條件，即可得到具有以{420}作為主方位成分之集合組織的Cu-Ti系銅合金板材。而且，本發明人等發現，此集合組織愈強烈發展，彎曲加工性之改善愈有利。有關此彎曲加工性改善之機構，在現時點係如此考量。

做為顯示有外力施加於結晶的某方向時之塑性變形(滑動)的產生容易度之指標，有施密得(Schmid)因子。使施加於結晶之外力的方向、與滑動面之法線的構成角度為ψ，使施加於結晶之外力的方向、與滑動方向的構成角度為λ時，施密得因子以cosψ‧cosλ表示，其值為0.5以下之範圍。意指施密得因子愈大(亦即愈接近0.5)則於滑動方向之剪斷應力愈大。因此，從位於某結晶之方向施予外力時，施密得因子愈大(亦即愈接近0.5)，則該結晶易變形。Cu-Ti系銅合金之結晶構造為面心立方(fcc)。已知面心立方晶之滑動系係滑動面{111}、滑動方向<110>，即使在實際的結晶中施密得因子愈大，則愈易變形，且加工硬化亦變小。

第1圖表示面心立方晶之施密得因子的分布之標準反極圖。<120>方向之施密得因子為0.490，接近0.5。亦即，對<120>方向施予.外力時，面心立方晶非常易變形。其他方向的施密得因子係<100>方向為0.408，<113>方向為0.445，<110>方向為0.408，<112>方向為0.408，<111>方向為0.272。

以{420}作為主方位成分的集合組織係意指{420}面(亦即{210}面)與板面(輥軋面)約平行之結晶的存在比率很多的集合組織。主方位面為{210}面之結晶中，垂直於板面之方向(ND)為<120>方向，其施密得因子接近0.5，故於ND之變形非常容易，加工硬化亦小。另外，Cu-Ti系合金之一般輥軋集合組織係以{220}作為主方位成分者，此時，{220}面(亦即{110}面)與板面(輥軋面)約平行之結晶的存在比率很多。主方位面為{110}面之結晶，ND為<110>方向，其施密得因子約為0.4，故相較於主方位面為{210}面之結晶，伴隨於ND之變形的加工硬化變大。又，Cu-Ti系合金之一般再結晶集合組織係以{311}作為主方位成分者。主方位面為{310}面之結晶，ND為<113>方向，其施密得因子約為0.45，故相較於主方位面為{210}面之結晶，伴隨於ND之變形的加工硬化變大。

在「缺口化後之彎曲加工法」中，在垂直於板面之方向(ND)的變形時之加工硬化程度極重要。此點係因，缺口化正好於ND變形，因缺口化而板厚減少之部分的加工硬化之程度，其後，主要支配沿著缺口而彎曲時之彎曲加工性。認為當以如滿足(1)式之{420}作為主方位成分之集合組織時，相較於以往Cu-Ti系合金的輥軋集合組織或再結晶集合組織，因缺口化所造成加工硬化變小，此成為「缺口化後之彎曲加工法」中的彎曲加工性明顯提昇之主因。

進一步，以滿足(1)式之{420}作為主方位成分之集合組織時，在主方位面為{210}面之結晶中，在板面內(亦即{210}面內)，有另外之<120>方向與<100>方向，此等係互相正交。實際上係可確認出輥軋方向(LD)為<100>方向，相對於輥軋方向之直角方向(TD)為<120>方向。若以具體之結晶方向例示，.例如，在主方位面為(120)方向之結晶中，LD為[001]方向，TD為[-2,1,0]方向。如此之結晶的施密得因子係LD為0.408，TD為0.490。然而，Cu-Ti系合金之一般輥軋集合組織中主方位面為{110}面，LD為<112>方向，TD為<111>方向，板面內之施密得因子係LD為0.408，TD為0.272。又，Cu-Ti系合金之一般再結晶集合組織中主方位面為{113}面，LD為<112>方向，TD為<110>方向，板面內之施密得因子係LD為0.408，TD為0.408。如此地，若觀看LD及TD之施密得因子，以{420}作為主方位成分之集合組織時，相較於以往之Cu-Ti系合金的輥軋集合組織或再結晶集合組織，可謂板面內之變形很容易。此點，就防止缺口化後之彎曲加工中的龜裂亦有利地作用。

在金屬板之彎曲加工中，各結晶粒之結晶方位相異，故並非一樣地變形，而是存在有於彎曲加工時易變形之結晶粒與很難變形之結晶粒。隨著彎曲加工之程度增大，易變形之結晶粒漸漸地優先變形，於板之彎曲部表面係起因於在結晶粒間之變形不均一而產生細微凹凸，此發展成皺折，視情形而變成龜裂(破壞)。如上述般，具有如滿足(1)式之集合組織的金屬板係相較於習知者，各結晶粒在ND易變形，且於板面內亦易變形。推測此事即使不特別使結晶粒微小化，亦產生缺口化後之彎曲加工性及一般的彎曲加工性之顯著提昇。

依據本發明人等之研究，如此之結晶定向係可依下述(1)式而特定。

I{420}/Io{420}>1.0---(1)

此處，I{420}係於該銅合金板材之板面的{420}結晶面的X線繞射積分強度、I₀ {420}係純銅標準粉末之{420}結晶面的X線繞射積分強度。面心立方晶的X線繞射圖案中，{420}面產生反射，但{210}面不產生反射，故藉{420}面之反射來評估{210}面之結晶定向。更宜滿足下述(1)’式者。

I{420}/Io{420}>1.5----(1)’

以{420}作為主方位成分之集合組織係以後述之固熔化處理形成再結晶集合組織。惟，為了使銅合金板材進行高強度化，於固熔化處理後進行冷輥軋極有效。隨著此冷輥軋率增加，以{220}作為主方位成分之輥軋集合組織發展起來。隨著{220}方位密度的增大，{420}方位密度減少，但只要以維持前述(1)式(較佳係(1)’式)之方式，調整輥軋率即可。惟，若以{220}作為主方位成分之集合組織太發達，則有時會導致加工性降低，故宜滿足下述(2)式。又，使「強度」與「彎曲加工性」高等級且平衡性佳地併存之意義係更宜滿足下述(2)’式。

I{220}/Io{220}≦3.0----(2)

0.5≦I{220}/Io{220}≦3.0---(2)’

此處，I{220}係於該銅合金板材之板面的{220}結晶面的X線繞射積分強度、I₀ {220}係純銅標準粉末之{220}結晶面的X線繞射積分強度。

如後述之實施例所示，在具有如此之專一的結晶定向之板材中，可於該合金維持特有的「高強度」。又，藉由如此之結晶定向亦可改善「熱變形」或「彈回」。進一步，為了改善彎曲加工性，不須使結晶粒極度地微小化，可充分地發揮因Be的添加等所產生之「耐應力緩和性」的提昇作用。

<<平均結晶粒徑>>

如前述，平均結晶粒徑愈小，則愈有利於彎曲加工性的提昇，但若太小，則耐應力緩和性易變差。各種研究之結果，若最後為平均結晶粒徑為10μm以上之值(較佳係超過10μm之值)，則在車載用連接器的用途亦易確保可滿足之等級的耐應力緩和性，而較佳。更宜為15μm以上。惟，若平均結晶粒徑太大，則易產生彎曲部表面之粗糙，而有時會導致彎曲加工性之降低，故宜為60μm以下之範圍，更宜調整於40μm以下，或30μm以下之範圍。最後之平均結晶粒徑係依固熔化處理後之階段中的結晶粒徑大致來決定。因此，平均結晶粒徑之控制係可依後述之固熔化處理條件來進行。

<<合金組成>>

在本發明中係採用於Cu-Ti之2元系基本成分中依需要而調配Fe、Co、Ni等或其他合金元素的Cu-Ti系銅合金。

Ti係在Cu基質中時效硬化作用高的元素且有助於強度上昇及耐應力緩和性提昇。在Cu-Ti系銅合金中，若藉由固熔化處理而生成過飽和固熔體，並以更低溫進行時效，則準安定相之變調構造(螺旋節構造)會發展，若進一步持續時效，則會生成安定相(TiCu₃ )。所謂變調構造係與一般之核生成/成長所產生的析出物相異，不需要生成核，而是因溶質原子濃度的連續性變動而生成，且一邊保持與母相完全的整合性一邊生成之構造。於其發展階段，材料明顯硬化，且延性的損失少。另外，安定相(TiCu₃ )係分散於一般之結晶粒內與粒界的析出物，易粗大化，且儘管硬化作用小於準安定相之變調構造，延性之損失亦大。

因此，做為Cu-Ti系銅合金的強化手段宜儘可能地藉由準安定相而謀求高強度化，抑制安定相(TiCu₃ )的生成。Ti含量未達1.0質量%時係很難充分引出準安定相之強化作用。另外，若Ti含量過剩，則易生成安定相(TiCu₃ )，又，可進行固熔化處理之溫度區域變狹窄，很難引出良好的特性。各種研究之結果得知，Ti含量必須為5.0質量%以下。因此，將Ti含量規定於1.0至5.0質量%。Ti含量更宜為2.0至4.0質量%，最宜調整於2.5至3.5質量%的範圍。

Fe、Co、Ni係形成與Ti之金屬間化合物而助於強度的提昇之元素，依需要而可添加此等之1種以上。尤其，在Cu-Ti系銅合金之固熔化處理中係因此等金屬間化合物抑制結晶粒之粗大化，故可進行在更高溫區域之固熔化處理，就使Ti充分固熔乃很有利。惟，若含有過剩Fe、Co、Ni，則因該等金屬間化合物的生成所消秏之Ti的量變多，故固熔之Ti的量必然地變少。此時，反之，易導致強度降低。因此，添加Fe、Co、Ni時係Fe:0.5質量%以下、Co:1.0質量%以下、Ni:t.5質量%以下之範圍。為了充分發揮上述作用，以於Fe:0.05至0.5質量%、Co:0.05至1.0質量%、Ni:0.05至1.5質量%的含量範圍添加此等之一種以上為有效。更宜於Fe:0.1至0.3質量%、Co:0.1至0.5質量%、Ni:0.1至1.0質量%的範圍含有此等之一種以上。

Sn係具有固熔強化作用與耐應力緩和性的提昇作用。為了充分地發揮此等之作用，宜為0.1質量%以上之Sn含量。惟，若Sn含量超過1.0質量%，則鑄造性與導電率明顯降低。因此，含有Sn時係必須為1.0質量%以下之含量。Sn含量更宜為0.1至1.0質量%，最宜調整為0.1至0..5質量%的範圍。

Zn係除了具有提昇焊接性及強度之作用外，亦具有改善鑄造性的作用。進而，含有Zn時，有可使用廉價的黃銅碎片之優點。惟，含有超過2.0質量%之Zn係易成為導電性和耐應力腐蝕龜裂性的降低主因。因此，含有Zn時係為2.0質量%以下之含量範圍。為了充分得到上述之作用，宜確保0.1質量%以上之Zn含量，尤其更宜調整至0.3至1.0質量%之範圍。

Mg係具有耐應力緩和性的提昇作用與脫S作用。為了充分發揮此等之作用，宜確保0.01質量%以上之Mg含量。惟Mg係易氧化之元素，若超過1.0質量%，則鑄造性明顯降低。因此，含有Mg時係必須為1.0質量%以下之含量。Mg含量更宜為0.01至1.0質量%，最宜調整於0.1至0.5質量%的範圍。

就其他元素而言，可含有Zr:1.0%以下、Al:1.0%以下、Si:1.0%以下、P:0.1%以下、B:0.05%以下、Cr:1.0%以下、Mn:1.0%以下、V:1.0%以下之1種以上。例如，Zr與Al係可形成與Ti之金屬間化合物，Si係可生成與Ti之析出物。Cr、Zr、Mn、V係易與存在作為不可避免的雜質之S、Pb等形成高融點化合物，又，Cr、B、P、Zr係具有鑄造組織之微小化效果，可有助於熱加工性之改善。

含有Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V之一種以上時係為了充分得到各元素的作用，而以使此等之總量成為0.01質量%以上之方式含有為有效。惟，若大量地含有，則會對熱或冷加工性造成不良影響，且成本上亦不利。因此，前述之Sn、Zn、Mg、與Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V之合計含量宜抑制於3質量%以下，可規定於2質量%以下或1質量%以下之範圍，亦可規定於0.5質量%以下之範圍。

<<特性>>

為了使用Cu-Ti系銅合金而因應電/電子零件之更小型化、薄型化，宜供給抗拉強度800MPa以上(較佳係900MPa以上、更宜為1000MPa以上)之板材。於滿足上述化學組成之合金中使用後述之製造條件而可具備此強度特性。

有關「一般之彎曲加工性」(前述)，在LD、TD任一者中，均宜90°W彎曲試驗中之最小彎曲半徑R與板厚t的比R/t為1.0以下，更宜為0.5以下。又，在提昇彎曲加工物的形狀/尺寸精度上，有關後述之「缺口化後之彎曲加工性」宜R/t為0，亦即，宜在後述之LD的缺口化彎曲加工性評估方法中具有看不出龜裂的特性。又，所謂「LD之彎曲加工性」係以使LD成為長邊方向之方式切出之彎曲加工試驗片所評估的彎曲加工性(在缺口化後之彎曲加工性中亦相同)，在該試驗中之彎曲軸為TD。同樣地，「TD之彎曲加工性」係以使TD成為長邊方向之方式切出之彎曲加工試驗片所評估的彎曲加工性，在該試驗中之彎曲軸為LD。

耐應力緩和性係在車輛用連接器等用途中TD之值特別重要，故宜以使用長邊方向為TD之試驗片的應力緩和率評估應力緩和性。在後述之應力緩和特性的評估方法中，宜在200℃保持1000小時之時的應力緩和率為5%以下，更宜為3%以下。

有關彎曲加工時之「彈回」係在軋製硬化材中特別重要。進行「一般之彎曲加工性」的評估試驗後之W彎曲試驗片中，以於R/t為1.0以下之試驗片(具體上可得到不產生龜裂的最小彎曲半徑R之試驗片)中之彎曲加工部(3處中之中央部)的實際之彎曲變形角度作為θ(°)時，只要表示彈回量之θ-90°的值在LD、TD均為3°以下，則評估該材料作為Cu-Ti系合金係具有非常良好之耐「彈回」特性。又，有關實施後述之「缺口化彎曲加工性」的評估試驗之LD試驗片，宜與上述同樣之θ-90°之值為2°以內。

<<製造法>>

如以上之本發明的銅合金板材係可藉由例如以下製造步驟來製作。

「熔解/鑄造→熱輥軋→冷輥軋→固熔化處理→完成冷輥軋→時效處理」

惟，如後述，研究在一些步驟中之製造條件乃很重要。又，雖未記載於上述步驟中，但於熱輥軋後依需要而進行修面(facing)，於各熱處理後依需要而進一步酸洗、研磨、或進一步進行脫脂。以下，說明有關各步驟。

[熔解/鑄造]

只要藉連續鑄造、半連續鑄造等製造鑄片即可。為了防止Ti之氧化，宜在惰性氣體環境或真空熔解爐中進行。

[熱輥軋(hot rolling)]

一般，Cu-Ti系銅合金之熱輥軋係為了避免於輥軋途中生成析出物，在700℃以上、或750℃以上之高溫區域進行輥軋，輥軋結束後進行急冷之方法來進行。但，在如此之常識性熱輥軋條件中很難製造具有本發明之特殊集合組織的銅合金板材。亦即，依據發明人等之調查，採用如此之熱輥軋條件時，即使於廣範圍改變後步驟之條件，無法發現可再現性佳地製造於主方位方向具有{420}之銅合金板材的條件。是故，本發明人等進行更詳細的研究。其結果，發現於950℃至700℃之溫度區域實施最初的輥軋途徑，且在未達700℃至500℃之溫度區域進行輥軋率30%以上之輥軋的熱輥軋條件。

將鑄片熱輥軋時，藉由在再結晶易發生之700℃以上的高溫區域實施最高之輥軋途徑，而鑄造組織受破壞，可謀求成分與組織之均一化。惟，若超過950℃，則必須為在合金成分之偏析處等融點降低之處不會產生龜裂之溫度區域。為了確實地進行熱輥軋步驟中之完全再結晶的發生，以在950℃至750℃之溫度區域進行輥軋率60%以上的輥軋為極有效。藉此而可更促進組織之均一化。惟，為了以1途徑得到60%而必須有很大的輥軋載重，故可分成多途徑而確保全部60%以上之輥軋率。又，在本發明中係在易產生輥軋變形之未達700℃至500℃之溫度區域確保30%以上之輥軋率乃很重要。藉此，生成一部分之析出物，藉由後步驟之「冷輥軋+固熔化處理」之組合，而易形成以{420}作為主方位成分之再結晶集合組織。此時亦可於未達700℃至500℃之溫度區域進行複數途徑之輥軋。更宜在此溫度區域形成40%以上之輥軋率。熱輥軋之最後途徑溫度為600℃以下乃更有效果。只要在熱輥軋之全部輥軋率大概為80至97%即可。

此處，在各個溫度區域的輥軋率ε(%)係依(3)式而算出。

ε=(t₀ -t₁ )/t₀ ×100---(3)

例如，供給至最初之輥軋途徑之鑄片的板厚為120mm，在700°C以上之溫度區域實施輥軋(途中，亦可送回爐中而進行再加熱)、在700℃以上之溫度所實施之最後的輥軋途徑結束後時板厚成為30mm，接著繼續輥軋，使熱輥軋之最後途徑在未達700℃至400℃之範圍進行，最後得到板厚10mm之熱輥軋材。此時，在700℃以上之溫度區域進行之輥軋的輥軋率係依(3)式，為(120-30)/120×100=75(%)。又，在未達700℃至400℃之溫度區域的輥軋率係同樣依(3)式，為(30-10)/30×100=66.7(%)。

[冷輥軋(cold rolling)]

當輥軋上述熱延板時，在固熔化處理前進行之冷輥軋係輥軋率為80%以上乃很重要，更宜為90%以上。對於由如此高之輥軋率加工而成的材料，在如下之步驟中實施固熔化處理，俾可形成以{420}作為主方位成分之再結晶集合組織。尤其再結晶集合組織係與再結晶前之冷輥軋率非常相關。具體上，以{420}作為主方位成分之結晶定向係冷輥軋率為60%以下幾乎不生成，而於60至80%之區域中係隨冷輥軋率之增加而漸增，若冷輥軋率超過約80%則變成急劇增加。為了得到{420}方位非常優勢的結晶定向，必須確保80%以上之冷輥軋率，更宜為90%以上。又，冷輥軋率之上限係必然地受研磨力等限制，故不須要特別規定，但從防止邊緣龜裂等之觀點來看，於大概99%以下易得到良好的結果。

又，在本發明中係可採用在熱輥軋後，固熔化處理前，***中間退火而實施1次至複數次之冷輥軋的步驟，但在固熔化處理前之冷輥軋中必須確保80%以上之輥軋率。若在固熔化處理前之冷輥軋率未達80%，以藉由固熔化處理所形成之{420}作為主方位成分之再結晶集合組織會明顯弱化。

[固熔化處理]

習知之固熔化處理係以「使溶質元素再固熔於基質中」與「再結晶」作為主要目的，但在本發明中重要的目的係進一步在於「以{420}作為主方位成分之再結晶集合組織的形成」。此固熔化處理係宜在700至900℃之爐溫進行。若溫度太低，則再結晶不完全，且溶質元素的固熔亦不充分。若溫度太高，結晶粒粗大化。此等任一者的情形，最後均很難得到彎曲加工性優異之高強度材。

又，此固熔化處理係以使再結晶粒之平均粒徑(雙晶界不視為結晶粒界)成為10至60μm或尤其超過10至60μm之方式設定700至900℃區域的保持時間及到達溫度而實施熱處理，更宜調整成為15至40μm。若再結晶粒徑變成太微小，以{420}作為主方位成分之再結晶集合組織變弱。又，在提昇耐應力緩和性之觀點上亦不利。若再結晶粒徑變成太粗大，易產生彎曲加工物之表面粗糙。再結晶粒徑係依固熔化處理前之冷輥軋率和化學組成而變動，但經由預先藉由實驗對於各個之合金而求出固熔化處理熱圖型與平均結晶粒徑之關係，俾可設定700至900℃區域之保持時間及到達溫度。具體上，本發明所規定之化學組成的合金係在以700至900℃之溫度保持10秒至10分鐘之加熱條件中可適定適當條件。

(完成冷輥軋)

接著可以65%以下之輥軋率進行完成冷輥軋。在此階段之冷輥軋係具有促進其後之時效處理中的析出之效果，藉此可降低用以導出必要特性(導電率、硬度)之時效溫度，或可縮短時效時間。藉此，具有減少時效過程中之熱變形的效果。

藉由此完成冷輥軋，而以{220}作為主方位成分之集合組織逐漸發展，但在65%以下之冷輥軋率的範圍係尚充分地殘留{420}面平行於板面之結晶粒。此階段之完成冷輥軋係必須在輥軋率65%以下進行，更宜為0至50%。若輥軋率太高，則很難得到如滿足前述(1)式之理想結晶定向。輥軋率為零時，係於固熔化處理後不進行完成冷輥軋，而直接供給於時效處理。在本發明中，為了提昇生產性，亦可省略完成冷輥軋步驟。

[時效處理]

在時效處理中係於對於該合金之導電性與強度之提昇為有效的條件中，以不過度提高溫度之方式進行。若時效處理溫度太高，則以藉由固熔化處理而發展之{420}為優先方位之結晶定向弱化，結果，有時無法得到充分的彎曲加工性改善效果。具體上宜以材溫成為300至550℃之溫度進行，更宜為350至500℃之範圍。時效處理時間係大概可設定於60至600分鐘之範圍。於時效處理中極力抑制表面氧化膜時，係可使用氫、氮或氬環境。

但，在Cu-Ti系銅合金中極力避免前述之安定相的生成乃很重要。為此，採用以該合金組成可得到最大硬度之時效溫度為T_M (℃)、該最大硬度為H_M (HV)時，在時效處理步驟中，使時效溫度為300至350之範圍內且為T_M ±10℃之溫度，使時效時間為時效後之硬度成為0.85H_M 至0.95H_M 之範圍的時間之條件為有效。可得到最大硬度之時效溫度T_M (℃)、及該最大硬度H_M (HV)係可藉由預備實驗而求得。若為在本發明所規定之組成範圍，則一般在24小時以內之時效時間的範圍達到最大硬度。

[實施例]

熔製表1所示之銅合金，使用縱模半連續鑄造機而鑄造。使所得到之鑄片(厚度60mm)加熱至950℃之後抽出，並開始熱輥軋。此時，除了一部分之比較例以外，其餘在700℃以上之溫度區域的輥軋率成為60%以上，且即使在未達700之溫度區域亦設定途徑時程以進行輥軋。熱輥軋之最後途徑溫度係除了一部分的比較例以外，其餘在600℃至500℃之間。來自鑄片之全部的熱輥軋率約為95%。熱輥軋後，藉機械研磨除去(修面)表層之氧化層。然後，以各種輥軋率進行冷輥軋後，供給至固熔化處理。在固熔化處理中係除了一部分的比較例以外，其餘以固熔化處理後之平均結晶粒徑(雙晶界不視為結晶粒界)成為超過10至40μm之方式使到達溫度依照合金組成而在700至900℃之範圍內進行調整，使在700至900℃之溫度區域的保持時間在10秒至10分鐘的範圍進行調整。接著，對於上述固熔化處理後之板材中，以0至70%之各種輥軋率實施完成冷輥軋。又，依需要而於中途進行修面，板厚均成為0.2mm。

對於如此做法所得到之板厚0.2mm板材，進行作為預備實驗之於300至550℃之溫度範圍進行至最多24小時之時效處理實驗，依照合金組成而求得成為該最大硬度之時效處理條件(以其時效溫度為T_M (℃)、時效時間為t_M (分鐘)、最大硬度為H_M (HV))。繼而，使時效溫度設定於T_M ±10℃之範圍內之溫度，時效時間為短於t_M 之時間，設定於時效後之硬度成為0.85H_M 至0.95H_M 的範圍之時間，對上述板厚0.2mm板材實施時效處理後，作為供試材。但，對於一部分之比較例係採用成為最大硬度H_M 之時效處理條件。

從時效處理後之各供試材採取試驗片而研究平均結晶粒徑、集合組織、導電率、抗拉強度、應力緩和特性、一般之彎曲加工性及缺口化彎曲加工性。又，彎曲加工時之彈回，藉由測定進行上述一般之彎曲加工性及缺口化彎曲加工性的評估之試驗片的形狀而求出。又，表1中之No.32及No.33係分別取自市售之Cu-Ti系銅合金C199-1/2H及C199-EH(任一者均為軋製硬化材、板厚0.2mm)而作為供試材者。

組織、特性之研究係以如下之方法進行。

[平均結晶粒徑]

研磨供試材之板面(輥軋面)之後，進行蝕刻，以光學顯微鏡觀察其面，以JIS H0501之切割法測定平均結晶粒徑。

[集合組織]

準備欲將供試材之板面(輥軋面)以#1500耐水紙進行研磨完成的試料，使用X線繞射裝置(XRD)，以Mo-Kα線、管電壓20kV、管電流2mA之條件，對於前述研磨完成面而測定{420}面及{220}面之反射繞射面強度。另外，使用與上述相同之X線繞射裝置，以與上述相同之測定條件測定純銅標準粉末之{420}面及{220}面之X線繞射積分強度。使用此等測定值而求出於前述(1)式中所示之X線繞射積分強度比I{420}/Io{420}、與於(2)式中所示之X線繞射積分強度比I{220}/Io{220}。

[導電率]

依據JIS H0505而測定各供試材之導電率。

[抗拉強度]

從各供試材採取LD之抗拉試驗片(JIS 5號)，以n=3依據JIS Z2241之抗拉試驗，藉由n=3之平均值而求出抗拉強度。

[應力緩和特性]

從各供試材採取長邊方向為TD之彎曲試驗片(寬10mm)，在以在試驗片之長邊方向的中央部之表面應力成為0.2%耐力的80%之大小的方式弧形彎曲之狀態下進行固定。上述表面應力係依如下式定出。

表面應力(MPa)=6Etδ/L₀ ² 惟， E：彈性係數(MPa) t：試料之厚度(mm) δ：試料之彎曲高度(mm)

從使此狀態之試驗片在大氣中200℃之溫度保持1000小時後之彎曲特徵，使用下式而算出應力緩和率。

應力緩和率(%)=(L₁ -L₂ )/(L₁ -L₀ )×100

惟， L₀ ：治具之長度，亦即於試驗中經固定之試料端間的水平距離(mm) L₁ ：試驗開始時之試料長度(mm) L₂ ：試驗後之試料端間的水平距離(mm)

評估此應力緩和率為5%以下者作為車輛用連接器具有高的耐久性，而判定為合格。

[一般之彎曲加工性]

從供試材之板材採取長邊方向為LD之彎曲試驗片及TD之彎曲試驗片(任一者均為寬10mm)，進行依據JIS H3110之90°W彎曲試驗。對於試驗後之試驗片而以光學顯微鏡以100倍之倍率觀察彎曲加工部的表面及截面，藉此求出不產生龜裂之最小彎曲半徑R，使此除以供試材之板厚t，藉此求出LD、TD各別之R/t值。各供試材之LD、TD均以n==3實施，採用n=3之中成為最差之結果的試驗片之成績而顯示R/t值。

[缺口化後之彎曲加工性]

從供試材之板材採取長邊方向為LD之條形試料(寬10mm)，使用第2圖所示之截面形狀的缺口形成治具(凸部尖端的平面之寬0.1mm、兩側面角度45°)，如第3圖所示，藉由施加20kN的載重，俾於試料全寬形成缺口。缺口之方向(亦即對於溝為平行的方向)係相對於試料之長邊方向為直角方向。實際測量如此做法所準備之附缺口之彎曲試驗片之缺口深度後，第4圖示意地表示之缺口深度δ為板厚t之1/4至1/6左右。

對於此附缺口之彎曲試驗片，藉由依據JIS H3110之90°W彎曲試驗以實施彎曲試驗。此時，使用下模之中央突起部尖端的R為0mm之治具，使前述附缺口之彎曲試驗片，缺口形成面成為朝下，以前述下模之中央突起部尖端對齊缺口部分之方式進行90°W彎曲試驗。

對於試驗後之試驗片，使彎曲加工部的表面及截面以光學顯微鏡以100倍之倍率進行觀察，藉此判斷有無龜裂，看不出龜裂者表示為「○」，可看到龜裂者表示為「╳」。又，於彎曲加工部破裂者係表示為「破」。以各供試材之n=3實施，採用n=3之中成為最差之結果的試驗片之成績而進行「○」、「╳」、「破」之評估，評估為○者判定為合格。

[彈回]

對於以最小彎曲半徑進行「一般之彎曲加工法」的彎曲加工之試驗片、及進行「缺口化後之彎曲加工法」的彎曲加工後看不到龜裂之試驗片，使垂直於彎曲加工部(3處中之中央部)的彎曲軸之截面以附有光學顯微鏡的數位顯微鏡(KEYENCE公司製之VH-8000型)以倍率150倍進行觀察，測定彎曲角度θ。於第5圖中，示意地表示有關受到90°W彎曲加工之後的試驗片，垂直於彎曲加工部(3處中之中央部)附近之彎曲軸的截面形狀。若產生彈回，則彎曲角度θ係變成大於90°(在第5圖中係為了說明，而較現實誇張地描繪θ之大小)。以此實際之彎曲角度θ相對於模具(W彎曲試驗治具)的90°，偏移何種程度作為彈回之指標。亦即，對於各供試材以n=3測定[實際的彎曲角度θ]-90°之值，以其平均值作為彈回量。

此等結果表示於表2中。表2中所記載之LD及TD意指試驗片的長邊方向。

[表2]

從表2可知，本發明例之銅合金板材係任一者均具有滿足(1)式之結晶定向，抗拉強度為800MPa以上，具有R//t值在LD、TD均為1.0以下之優異的彎曲加工性。又，實用上重要的LD之缺口化後的彎曲加工性係儘管在90°W彎曲試驗中進行R/t=0之嚴格彎曲，亦不產生龜裂。加工時之彈回亦小，進一步，在車輛用連接器等用途中兼具重要之TD的應力緩和率為5%以下之優異的耐應力緩和性。

然而，比較例No.21至25係對於與本發明例之No.1至5相同的組成之合金，在一般的步驟所製造者(使熱輥軋最後途徑溫度為700℃以上者、和熱輥軋後，於固熔化處理前***中間退火步驟者、使固熔化處理前之冷輥軋率為未達80%者等)。此等係任一者均{420}結晶面之X線繞射強度弱，強度與彎曲加工、或彎曲加工性與耐應力緩和性之間可看到平衡的關係。尤其，缺口化後之彎曲加工為不可能，而不得不增大最小彎曲半徑，故彈回亦變大。

比較例No.26、27係Ti之含量在規定範圍外，故為無法得到良好的特性之例。No.26係Ti之含量太低，而析出物之生成少，故儘管以成為最大硬度之條件進行時效處理，強度等級亦低。即使使固熔化前之冷輥軋率高於95%以上，以{420}作為主方位成分之結晶定向亦變弱，儘管強度等級低，缺口化後之彎曲加工性亦未改善。No.27係Ti之含量太高，故不能取得適當的固熔化條件，而於製造中途產生龜裂，無法製作可評估之板材。

比較例No. 28至30係固熔化處理條件或時效條件在規定範圍外，故為無法得到良好的特性之例。No.28係固熔化處理溫度為970℃而太高，故結晶粒粗大化，無法得到良好的彎曲加工性。No.29係反之，固熔化處理溫度為650℃而太低，故再結晶本身無法充分進行而成為混粒組織，抗拉強度、彎曲加工性、耐應力緩和性全部成為不良的結果。No.31係為了謀求強度的提昇，以時效處理時間成為最大硬度之時間進行時效處理之例。此時係抗拉強度約提昇50MPa，但因生成安定相(TiCu₃ )，故彎曲加工性與耐應力緩和性惡化。

比較例No.31係超過完成輥軋率規定之上限，故以{420}作為主方位成分之結晶定向變弱，雖強度高但彎曲加工性明顯變差。

比較例No.32與33係代表Cu-Ti系銅合金之C199-1/2H與C199-EH的市售物。此等係任一者均以{420}作為主方位成分之結晶定向變弱，與具有約同樣組成之本發明例No.4相比較，彎曲加工性與耐應力緩和性均差。

1‧‧‧條形試料

2‧‧‧缺口形成治具

3‧‧‧附缺口之彎曲試驗片

4‧‧‧缺口

5‧‧‧彎曲加工後之試驗片

第1圖係表示面心立方晶之施密得因子分布的標準反極圖。

第2圖係表示缺口形成治具之截面形狀的圖。

第3圖係表示缺口化之方法的示意圖。

第4圖係表示附缺口之彎曲試驗片的缺口形成部附近之截面形狀的示意圖。

第5圖係表示有關受到90°W彎曲加工之後的試驗片，垂直於彎曲加工部(3處中之中央部)附近之彎曲軸的截面形狀之示意圖。

無元件符號

Claims

一種銅合金板材，其係就質量%，含有Ti：1.0至5.0%，且具有由餘份Cu及不可避免的雜質所構成之組成，並具有滿足下述(1)式之結晶定向，平均結晶粒徑為10至60μm：I{420}/Io{420}>1.0---(1)此處，I{420}為在該銅合金板材之板面的{420}結晶面之X線繞射積分強度、Io{420}為純銅標準粉末之{420}結晶面之X線繞射積分強度。
如申請專利範圍第1項之銅合金板材，其中，進一步具有含Fe：0.5%以下、Co：1.0%以下及Ni：1.5%以下之1種以上的組成。
如申請專利範圍第1項之銅合金板材，其中，進一步具有如下組成：以合計3質量%以下之範圍含有Sn：1.2%以下、Zn：2.0%以下、Mg：1.0%以下、Zr：1.0%以下、Al：1.0%以下、Si：1.0%以下、P：0.1%以下、B：0.05%以下、Cr：1.0%以下、Mn：1.0%以下、V：1.0%以下之1種以上。
如申請專利範圍第2項之銅合金板材，其中，進一步具有如下組成：以合計3質量%以下之範圍含有Sn：1.2%以下、Zn：2.0%以下、Mg：1.0%以下、Zr：1.0%以下、Al：1.0%以下、Si：1.0%以下、P：0.1%以下、B：0.05%以下、Cr：1.0%以下、Mn：1.0%以下、V：1.0%以下之1種以上。
如申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金板材，其中，進一步具有滿足下述(2)式之結晶定向： I{220}/Io{220}≦3.0---(2)此處，I{220}為在該銅合金板材之板面的{220}結晶面之X線繞射積分強度、Io{220}為純銅標準粉末之{220}結晶面之X線繞射積分強度。
如申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金板材，其中，具備：LD(輥軋方向)之抗拉強度為800MPa以上、在依據JIS H3110之90°W彎曲試驗中不產生龜裂之最小彎曲半徑R與板厚t之比R/t的值在LD、TD(相對於輥軋方向與板厚方向為直角方向)均為1.0以下，在以得到上述R/t之值時的彎曲試驗片中的彎曲加工部(3處中之中央部)之實際彎曲變形角度為θ(°)時，顯示彈回量之θ-90°之值在LD、TD均成為3°以下之彎曲加工性。
一種銅合金板材的製造方法，係製造申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金板材，其係在以依序實施在950至500℃之熱輥軋、輥軋率80%以上之冷輥軋、在700至900℃之固熔化處理、輥軋率0至65%之完成冷輥軋、300至550℃之時效處理的步驟製造銅合金板材時，在熱輥軋步驟中，在950℃至700℃之溫度區域實施最初之輥軋途徑且在未達700℃至500℃之溫度區域進行輥軋率30%以上之輥軋。
如申請專利範圍第7項之銅合金板材的製造方法，其中，在熱輥軋步驟中，在950℃至700℃之溫度區域的輥軋率為60%以上。
如申請專利範圍第7項之銅合金板材的製造方法，其中，在固熔化處理步驟中，以固熔化處理後之平均結晶粒徑成為10至60μm之方式，設定700至900℃區域之保持時間及到達溫度而實施熱處理。
如申請專利範圍第7項之銅合金板材的製造方法，其中，以該合金組成可得到最大硬度之時效溫度為T_M (℃)、該最大硬度為H_M (HV)時，在時效處理步驟中，使時效溫度為300至550℃之範圍內且T_M ±10℃之溫度，使時效時間為時效後之硬度成為0.85H_M 至0.95H_M 之範圍的時間。