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特開2024-144012Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材、電子機器部品、通電部品および放熱部品
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024144012
(43)【公開日】2024-10-11
(54)【発明の名称】Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材、電子機器部品、通電部品および放熱部品
(51)【国際特許分類】
C22C 9/00 20060101AFI20241003BHJP
C22F 1/08 20060101ALN20241003BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20241003BHJP
C22F 1/02 20060101ALN20241003BHJP
【ＦＩ】
C22C9/00
C22F1/08 B
C22F1/00 602
C22F1/00 623
C22F1/00 622
C22F1/00 630A
C22F1/00 630F
C22F1/00 630K
C22F1/00 630G
C22F1/00 661A
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 686A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 694A
C22F1/02
C22F1/00 685Z
C22F1/00 692B
【審査請求】未請求
【請求項の数】10
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023151479
(22)【出願日】2023-09-19
(31)【優先権主張番号】P 2023052791
(32)【優先日】2023-03-29
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】506365131
【氏名又は名称】ＤＯＷＡメタルテック株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100129470
【弁理士】
【氏名又は名称】小松 高
(72)【発明者】
【氏名】橋本 拓也
(72)【発明者】
【氏名】依藤 洋
(72)【発明者】
【氏名】兵藤 宏
(57)【要約】
【課題】良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値を兼備し、かつ密度（比重）が低減されたＣｕ－Ｔｉ系銅合金板材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｔｉ：１.００～５.００％、Ａｌ：０.５０～３.００％、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素：０～３.００％、上記元素とＣｕとを除く元素の合計：０.５０％以下、Ｔｉ／Ａｌが１.５０以上、残部が実質的にＣｕからなり、平均結晶粒径、粗大析出物粒子の個数密度、ＬＤの引張強さ、ＴＤのばね限界値が所定範囲にある銅合金板材。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｔｉ：１.００～５.００％、Ａｌ：０.５０～３.００％、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素：０～３.００％、上記元素とＣｕとを除く元素の合計：０.５０％以下、Ｔｉ／Ａｌが１.５０以上、残部が実質的にＣｕからなり、平均結晶粒径、粗大析出物粒子の個数密度、ＬＤの引張強さ、ＴＤのばね限界値が所定範囲にある銅合金板材。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｔｉ：１.００～５.００％、Ａｌ：０.５０～３.００％、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素の合計：０～３.００％、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計：３.００％以下、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計：０～０.５０％、残部Ｃｕからなり、質量割合でのＴｉとＡｌの含有量比Ｔｉ／Ａｌが１.５０以上である組成を有し、板面に平行な観察面においてＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準ずる切断法による平均結晶粒径が１～２０μｍであり、板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が１.０×１０５個／ｍｍ２以下であり、圧延平行方向の引張強さが８５０ＭＰａ以上であり、圧延直角方向のばね限界値が４００ＭＰａ以上である銅合金板材。
【請求項2】
Ｎｂ含有量が０～０.５０質量％である、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項3】
板面に平行な観察面のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によるステップサイズ０.１μｍでの測定において結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ値が３.００°以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項4】
導電率が１０.０％ＩＡＣＳ以上である、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項5】
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔが２.０以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項6】
長手方向が圧延直角方向である試験片による片持ち共振法での両振り疲労試験において、負荷応力４５０ＭＰａにおける疲労限界が１０７サイクルより大きい、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項7】
密度が８.５３ｇ／ｃｍ３以下である、請求項１に記載の銅合金板材。
【請求項8】
請求項１～７のいずれか１項に記載の銅合金板材を材料に用いた電子機器部品。
【請求項9】
請求項１～７のいずれか１項に記載の銅合金板材を材料に用いた通電部品。
【請求項10】
請求項１～７のいずれか１項に記載の銅合金板材を材料に用いた放熱部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、密度（比重）を低減化したＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材、および前記板材を材料に用いた電子機器部品、通電部品、放熱部品に関する。
【背景技術】
【0002】
Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金（チタン銅）は、各種銅合金の中でも強度レベルが高く、耐応力緩和性も良好であることから、コネクタ、リレー、スイッチ等の通電用ばね部品として使用されている。近年、スマートフォンをはじめとする携帯端末や自動車用電子機器の高機能化に伴い、それに用いる個々の構成部品には、軽量化に対する要求が高まっている。この要求に応えるためには、部品素材である銅合金材料においても、低密度（低比重）化を図ることが重要となる。一方、小型化、薄肉化の要求を満たしながら信頼性の高い部品を得るためには、強度、曲げ加工性の両立に加え、疲労特性とばね限界値を向上させることも重要となっている。
【0003】
これまで、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金材料の強度と曲げ加工性の両立を図る技術は、例えば以下の特許文献に見られるように、種々検討されてきた。しかし、低密度（低比重）化を図りながら、更に疲労特性とばね限界値をも同時に改善する手法は確立されていない。
【0004】
特許文献１には、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金において、熱間圧延後に冷間圧延を行い、その後、テンションレベラーにより矯正を行いながら１００～４００℃に加熱する熱処理を行う工程により、疲労特性を向上させることが記載されている。この手法では、ばね限界値を向上させることが困難である（後述の比較例Ｎｏ.５７参照）。
【0005】
特許文献２には、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金において、溶体化処理後に、５５０～７３０℃で比較的短時間加熱する前駆処理を施したのち、冷間圧延と時効処理を行う工程により、疲労特性を向上させることが記載されている。特許文献２に開示の技術では、ばね限界値の高い材料を得ることは難しい。
【0006】
特許文献３には、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金において、２回目の溶体化処理後に冷間圧延を行わずに時効処理を施し、その後、冷間圧延と歪取焼鈍を行う工程により、ばね限界値の高い材料を得る技術が記載されている。特許文献３のＣｕ－Ｔｉ系銅合金はＡｌ無添加であることから、前記の工程を適用すると粗大析出物粒子が多くなりやすく、疲労特性を改善することは難しい（後述の比較例Ｎｏ.５８参照）。
【0007】
特許文献４には、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金において、溶体化処理を１回施したのち、時効処理を行って３００℃まで１０～８０℃／ｈで冷却し、その後、冷間圧延を行う工程により、粒界反応相のサイズが制御された材料を得ることが記載されている。ばね限界値については必ずしも高い値は得られていない。また、特許文献４のＣｕ－Ｔｉ系銅合金はＡｌ無添加であることから、前記の工程を適用すると粗大析出物粒子が多くなりやすく、疲労特性を改善することは難しい（後述の比較例Ｎｏ.５９参照）。
【0008】
特許文献５には、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金において、熱間圧延後に冷間圧延を行い、溶体化処理を１回施したのち３００～５５０℃で時効処理を行い、必要に応じて冷間圧延と歪取焼鈍を行う工程により、（３１１）面の積分強度が高い組織を得ることが記載されている。特許文献５のＣｕ－Ｔｉ系銅合金はＡｌ無添加であることから、前記の工程を適用すると析出物が粗大化しやすく、疲労特性、ばね限界値を改善することは難しい（後述の比較例Ｎｏ.６０参照）。
【0009】
特許文献６には、Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金において、熱間圧延後に冷間圧延を行い、溶体化処理を１回施したのち必要に応じて冷間圧延を行い、３００～５００℃で時効処理を行い、必要に応じて冷間圧延と低温焼鈍を行う工程により、（４２０）面の積分強度が高い組織を得ることが記載されている。溶体化処理は１回であり、また時効処理後の冷却速度について規定されていないことから、時効処理の冷却過程で粗大析出物が多くなると考えられ、疲労特性を改善することは難しい（後述の比較例Ｎｏ.６１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0010】
【特許文献1】特開２０１４－１５６７９号公報
【特許文献2】特開２０１４－１８５３７０号公報
【特許文献3】特開２０１２－６２５７５号公報
【特許文献4】特開２０１２－２０７２５４号公報
【特許文献5】特開２０１３－８２９６０号公報
【特許文献6】特開２０１０－１２６７７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0011】
上記の特許文献に開示の技術などにより、強度と曲げ加工性がともに良好であるＣｕ－Ｔｉ系銅合金板材を得ることができるようになっている。しかし、上述のように、疲労特性とばね限界値とを同時に改善する手法は確立されていないのが現状である。
【0012】
本発明は、強度、曲げ加工性、導電性が良好であることに加え、疲労特性、ばね限界値が共に改善され、かつ密度（比重）が低減されたＣｕ－Ｔｉ系銅合金板材を提供すること、およびその板材の特性を活かした部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0013】
上記目的を達成するため、本明細書では以下の発明を開示する。
［１］質量％で、Ｔｉ：１.００～５.００％、Ａｌ：０.５０～３.００％、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素の合計：０～３.００％、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計：３.００％以下、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計：０～０.５０％、残部Ｃｕからなり、質量割合でのＴｉとＡｌの含有量比Ｔｉ／Ａｌが１.５０以上である組成を有し、板面に平行な観察面においてＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準ずる切断法による平均結晶粒径が１～２０μｍであり、板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が１.０×１０５個／ｍｍ２以下であり、圧延平行方向の引張強さが８５０ＭＰａ以上であり、圧延直角方向のばね限界値が４００ＭＰａ以上である銅合金板材。
［２］Ｎｂ含有量が０～０.５０質量％である、上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］板面に平行な観察面のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によるステップサイズ０.１μｍでの測定において結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ値が３.００°以下である、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］導電率が１０.０％ＩＡＣＳ以上である、上記［１］～［３］のいずれかに記載の銅合金板材。
［５］日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔが２.０以下である、上記［１］～［４］のいずれかに記載の銅合金板材。
［６］長手方向が圧延直角方向である試験片による片持ち共振法での両振り疲労試験において、負荷応力４５０ＭＰａにおける疲労限界が１０７サイクルより大きい、上記［１］～［５］のいずれかに記載の銅合金板材。
［７］密度が８.５３ｇ／ｃｍ３以下である、上記［１］～［６］のいずれかに記載の銅合金板材。
［８］上記［１］～［７］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた電子機器部品。
［９］上記［１］～［７］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた通電部品。
［１０］上記［１］～［７］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた放熱部品。
［１］質量％で、Ｔｉ：１.００～５.００％、Ａｌ：０.５０～３.００％、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素の合計：０～３.００％、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計：３.００％以下、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計：０～０.５０％、残部Ｃｕからなり、質量割合でのＴｉとＡｌの含有量比Ｔｉ／Ａｌが１.５０以上である組成を有し、板面に平行な観察面においてＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準ずる切断法による平均結晶粒径が１～２０μｍであり、板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が１.０×１０５個／ｍｍ２以下であり、圧延平行方向の引張強さが８５０ＭＰａ以上であり、圧延直角方向のばね限界値が４００ＭＰａ以上である銅合金板材。
［２］Ｎｂ含有量が０～０.５０質量％である、上記［１］に記載の銅合金板材。
［３］板面に平行な観察面のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によるステップサイズ０.１μｍでの測定において結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ値が３.００°以下である、上記［１］または［２］に記載の銅合金板材。
［４］導電率が１０.０％ＩＡＣＳ以上である、上記［１］～［３］のいずれかに記載の銅合金板材。
［５］日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔが２.０以下である、上記［１］～［４］のいずれかに記載の銅合金板材。
［６］長手方向が圧延直角方向である試験片による片持ち共振法での両振り疲労試験において、負荷応力４５０ＭＰａにおける疲労限界が１０７サイクルより大きい、上記［１］～［５］のいずれかに記載の銅合金板材。
［７］密度が８.５３ｇ／ｃｍ３以下である、上記［１］～［６］のいずれかに記載の銅合金板材。
［８］上記［１］～［７］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた電子機器部品。
［９］上記［１］～［７］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた通電部品。
［１０］上記［１］～［７］のいずれかに記載の銅合金板材を材料に用いた放熱部品。
【0014】
上記［１］～［７］の銅合金板材は、例えば以下の手法によって製造することができる。
［１１］上記の組成を有する中間製品板材に、第１溶体化処理、第１中間冷間圧延、第２溶体化処理、第２中間冷間圧延、時効処理を前記の順に施して銅合金板材を製造する工程において、
第１溶体化処理を、８００～９００℃の温度域で２０～６００秒保持する条件で行い、
第１中間冷間圧延を、圧延率７０％以上で行い、
第２溶体化処理を、７５０～８６０℃の温度域で１０～３００秒保持する条件で行い、
第２中間冷間圧延を圧延率１５～５０％で行い、
時効処理を、最高到達温度Ｔ０（℃）が３２０℃以上４５０℃以下の範囲にあり、保持温度域が［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下であり、前記保持温度域での保持時間が５～２０時間である加熱保持を行ったのち、［Ｔ０－１０℃］から３００℃までの平均冷却速度を３０～６０℃／ｈとし、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｈ以下として冷却する条件で行う、
銅合金板材の製造方法。
［１２］圧延直角方向のばね限界値が４００ＭＰａ以上である板材を得る、上記［１１］に記載の銅合金板材の製造方法。
［１１］上記の組成を有する中間製品板材に、第１溶体化処理、第１中間冷間圧延、第２溶体化処理、第２中間冷間圧延、時効処理を前記の順に施して銅合金板材を製造する工程において、
第１溶体化処理を、８００～９００℃の温度域で２０～６００秒保持する条件で行い、
第１中間冷間圧延を、圧延率７０％以上で行い、
第２溶体化処理を、７５０～８６０℃の温度域で１０～３００秒保持する条件で行い、
第２中間冷間圧延を圧延率１５～５０％で行い、
時効処理を、最高到達温度Ｔ０（℃）が３２０℃以上４５０℃以下の範囲にあり、保持温度域が［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下であり、前記保持温度域での保持時間が５～２０時間である加熱保持を行ったのち、［Ｔ０－１０℃］から３００℃までの平均冷却速度を３０～６０℃／ｈとし、３００℃から１５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｈ以下として冷却する条件で行う、
銅合金板材の製造方法。
［１２］圧延直角方向のばね限界値が４００ＭＰａ以上である板材を得る、上記［１１］に記載の銅合金板材の製造方法。
【0015】
本明細書において、数値範囲を示す表記「ｎ１～ｎ２」は、「ｎ１以上ｎ２以下」であることを意味する。ここで、ｎ１、ｎ２は、ｎ１＜ｎ２を満たす数値である。
「板材」とは金属の展性を利用して成形されたシート状の金属材料を意味する。薄いシート状の金属材料は「箔」と呼ばれることもあるが、そのような「箔」もここでいう「板材」に含まれる。コイル状に巻き取られた長尺のシート状金属材料も「板材」に含まれる。本明細書ではシート状の金属材料の厚さを「板厚」と呼んでいる。「板面」とは、板材の板厚方向に対して垂直な表面である。「板面」は「圧延面」と呼ばれることもある。
「板材」とは金属の展性を利用して成形されたシート状の金属材料を意味する。薄いシート状の金属材料は「箔」と呼ばれることもあるが、そのような「箔」もここでいう「板材」に含まれる。コイル状に巻き取られた長尺のシート状金属材料も「板材」に含まれる。本明細書ではシート状の金属材料の厚さを「板厚」と呼んでいる。「板面」とは、板材の板厚方向に対して垂直な表面である。「板面」は「圧延面」と呼ばれることもある。
【発明の効果】
【0016】
本発明によれば、強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値のすべてを高いレベルで兼ね備え、かつ低密度（低比重）であるＣｕ－Ｔｉ系銅合金板材が実現可能となった。
【発明を実施するための形態】
【0017】
［化学組成］
以下、合金成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｔｉ（チタン）は、スピノーダル分解によるＴｉの変調構造の形成や、析出による微細第二相粒子の形成をもたらし、本発明のＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金の強度上昇に寄与する元素である。また、耐応力緩和性向上や密度（比重）の低減にも寄与する。ここではＴｉ含有量１.００％以上の合金を対象とする。Ｔｉ含有量は析出強化の観点から１.５０％以上であることがより好ましく、２.５０％以上であることが更に好ましい。過剰なＴｉ含有は、熱間加工性や冷間加工性を低下させる要因となる他、曲げ加工性の低下要因ともなるので、Ｔｉ含有量は５.００％以下とする。４.５０％以下、あるいは４.００％以下に管理してもよい。
以下、合金成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｔｉ（チタン）は、スピノーダル分解によるＴｉの変調構造の形成や、析出による微細第二相粒子の形成をもたらし、本発明のＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金の強度上昇に寄与する元素である。また、耐応力緩和性向上や密度（比重）の低減にも寄与する。ここではＴｉ含有量１.００％以上の合金を対象とする。Ｔｉ含有量は析出強化の観点から１.５０％以上であることがより好ましく、２.５０％以上であることが更に好ましい。過剰なＴｉ含有は、熱間加工性や冷間加工性を低下させる要因となる他、曲げ加工性の低下要因ともなるので、Ｔｉ含有量は５.００％以下とする。４.５０％以下、あるいは４.００％以下に管理してもよい。
【0018】
Ａｌ（アルミニウム）は、Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金の密度（比重）の低減に有効な元素である。また、発明者らの研究によれば、ＡｌはＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金の粗大析出物の形成を抑える上で有効な元素であることがわかってきた。これらの効果を十分に発揮させるために、０.５０％以上のＡｌ含有量を確保する。０.７０％以上とすることがより効果的であり、１.００％以上とすることが更に効果的である。Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金に０.５０％以上のＡｌを添加すると、一般に強度と曲げ加工性の両立が難しくなるという問題がある。しかし、後述の製造方法により、その問題を解消することができる。ただし、Ａｌ含有量が多くなりすぎると導電性が低下するので、Ａｌ含有量は３.００％以下に制限される。Ａｌ含有量は２.８０％以下であることが好ましい。
【0019】
質量割合でのＴｉとＡｌの含有量比を表すＴｉ／Ａｌが１.５０以上となるように、ＴｉおよびＡｌの含有量を調整する。Ｔｉ／Ａｌが過小であると導電性不足や強度不足を招きやすく、強度と導電性のバランスが悪くなる場合がある。Ｔｉ／Ａｌは上述のＴｉ含有量範囲およびＡｌ含有量範囲を満たすために必然的に１０.００以下となるが、例えば７.００以下、あるいは５.００以下の範囲で調整してもよい。
【0020】
Ａｇ（銀）、Ｂ（ホウ素）、Ｃｏ（コバルト）、Ｃｒ（クロム）、Ｆｅ（鉄）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｍｎ（マンガン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｓｎ（スズ）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｚｒ（ジルコニウム）、希土類元素は任意元素である。必要に応じてこれらの１種以上を含有させることができる。例えば、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｂは、Ｔｉとの金属間化合物を形成して強度の向上に寄与する。また、これらの元素の金属間化合物が結晶粒の粗大化を抑制するので、銅合金板材の製造においてより高温域での溶体化処理が可能になり、Ｔｉを十分に固溶させる上で有利となる。結晶粒の粗大化抑制は、疲労特性の点でも有利である。特にＦｅは強度及び疲労特性の向上に有用である。ＡｇとＳｎは、固溶強化作用と耐応力緩和性の向上作用を有する。Ｚｎは、はんだ付け性および強度を向上させる他、鋳造性の改善にも有効である。Ｍｇは、耐応力緩和性の向上作用と脱Ｓ作用を有する。Ｓｉは、Ｔｉとの化合物を形成でき、銅合金板材の製造における再結晶時のピン止めに寄与し、結晶粒径を小型化しうる。Ｃｒ、Ｚｒは分散強化、結晶粒の粗大化抑制に有効である。Ｍｎ、Ｖは、Ｓなどと高融点化合物を形成しやすく、またＢ、Ｐは鋳造組織の微細化効果を有するので、それぞれ熱間加工性の改善に寄与しうる。希土類元素（ＲＥＭ）は、周期表第３族のＳｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、およびランタノイド系元素（Ｐｍ（プロメチウム）を除く）である。希土類元素の含有は、結晶粒の微細化や析出物の分散化に有効である。希土類元素の供給源としてミッシュメタル（希土類元素の混合体）を使用してもよい。
【0021】
上記任意元素の含有量は、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素の合計：０～３.００％の範囲とすることができる。希土類元素については、例えば、Ｌａ（ランタン）：２.００％以下、Ｃｅ（セリウム）：１.８０％以下、Ｐｒ（プラセオジム）：０.３０％以下、Ｎｄ（ネオジム）：０.８０％以下、Ｓｍ（サマリウム）：２.５０％以下、およびＹ（イットリウム）：２.５０％以下から選ばれる１種以上を含み、希土類元素の合計含有量が３.００％以下である範囲を挙げることができる。上記においてＮｂ含有量は０～０.５０％に規定してもよい。
【0022】
また、上記任意元素の含有量は、Ａｇ：０～０.２０％、Ｂ：０～０.２０％、Ｃｏ：０～０.５０％、Ｃｒ：０～０.５０％、Ｆｅ：０～０.５０％、Ｍｇ：０～０.５０％、Ｍｎ：０～１.８０％、Ｎｂ：０～０.３０％、Ｎｉ：０～０.５０％、Ｐ：０～０.２０％、Ｓ：０～０.１０％、Ｓｉ：０～０.２０％、Ｓｎ：０～１.５０％、Ｖ：０～０.５０％、Ｚｎ：０～２.００％、Ｚｒ：０～０.５０％、希土類元素の合計：０～２.００％の範囲の範囲とすることがより好ましい。この場合、経済性や製造性を考慮した希土類元素の含有量範囲としては、例えば、Ｌａ：０.６０％以下、Ｃｅ：０.７０％以下、Ｐｒ：０.１０％以下、Ｎｄ：０.２０％以下、Ｓｍ：１.００％以下、およびＹ：１.００％以下から選ばれる１種以上を含み、希土類元素の合計含有量が１.５０％以下である範囲を挙げることができる。
【0023】
また、上記任意元素の含有量は、Ａｇ：０～０.１５％、Ｂ：０～０.１５％、Ｃｏ：０～０.２０％、Ｃｒ：０～０.２０％、Ｆｅ：０～０.２０％、Ｍｇ：０～０.４５％、Ｍｎ：０～１.５０％、Ｎｂ：０～０.１５％、Ｎｉ：０～０.２０％、Ｐ：０～０.１５％、Ｓ：０～０.０４％、Ｓｉ：０～０.０３％、Ｓｎ：０～１.３０％、Ｖ：０～０.２０％、Ｚｎ：０～１.８０％、Ｚｒ：０～０.２０％、希土類元素の合計：０～１.００％の範囲に管理してもよい。この場合、経済性や製造性に更に配慮したより好ましい希土類元素の含有量範囲としては、例えば、Ｌａ：０.３５％以下、Ｃｅ：０.３２％以下、Ｐｒ：０.０４％以下、Ｎｄ：０.１０％以下、Ｓｍ：０.５０％以下、およびＹ：０.５０％以下から選ばれる１種以上を含み、希土類元素の合計含有量が０.８０％以下である範囲を挙げることができる。
【0024】
上記の任意元素Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計含有量は３.００％以下の範囲（０％である場合を含む）とする。これら任意元素の合計含有量の上限については、２.００％以下とすることが好ましく、１.６０％以下に管理してもよい。
【0025】
上記以外の元素についても、本発明の目的（良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値の兼備および低密度化）を阻害しない範囲での含有は許容される。具体的には、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ（銅）以外の元素の合計含有量を０.５０％以下（０％である場合を含む）に管理すればよく、０.１０％以下（０％である場合を含む）に管理してもよい。
【0026】
Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素およびＣｕ（銅）を除く元素の合計含有量が０.１０％以下である場合の合金組成の１態様として、例えば、「質量％で、Ｔｉ：１.００～５.００％、Ａｌ：０.５０～３.００％、Ａｇ：０～０.３０％、Ｂ：０～０.３０％、Ｃｏ：０～１.００％、Ｃｒ：０～１.００％、Ｆｅ：０～１.００％、Ｍｇ：０～１.００％、Ｍｎ：０～２.００％、Ｎｂ：０～１.００％あるいは０～０.５０％、Ｎｉ：０～１.００％、Ｐ：０～０.５０％、Ｓ：０～０.２０％、Ｓｉ：０～０.５０％、Ｓｎ：０～２.００％、Ｖ：０～１.００％、Ｚｎ：０～３.００％、Ｚｒ：０～１.００％、希土類元素の合計：０～３.００％であり、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計：３.００％以下であり、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなり、質量割合でのＴｉとＡｌの含有量比Ｔｉ／Ａｌが１.５０以上である組成」を例示することができる。この場合、不可避的不純物は、製造上不可避的に混入する元素であって、上記に挙げた元素以外のものをいう。
【0027】
［平均結晶粒径］
上述の化学組成を有するＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材では、板面に平行な観察面においてＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準ずる切断法による平均結晶粒径が１～２０μｍであるときに、良好な曲げ加工性と疲労特性が得られる。上記の平均結晶粒径は１５μｍ以下であることがより好ましく、５μｍ以下であることが更に好ましい。平均結晶粒径が１μｍを下回る組織状態では未再結晶粒が混在している場合があり、曲げ加工性を安定して良好に維持する観点から、平均結晶粒径は１μｍ以上であることが有利となる。溶体化処理を２回行う後述の製造工程は結晶粒の微細化に有効である。なお、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に規定の切断法では「切断長さの平均値（ｍｍ）をもって表示する」とあるが、この既定の表示単位に対し本発明で目標とする結晶粒径は非常に小さいため、ここではより倍率の高い観察視野において当該規格の手法に準ずる測定を行い、μｍ単位での平均結晶粒径を求める。
上述の化学組成を有するＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材では、板面に平行な観察面においてＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準ずる切断法による平均結晶粒径が１～２０μｍであるときに、良好な曲げ加工性と疲労特性が得られる。上記の平均結晶粒径は１５μｍ以下であることがより好ましく、５μｍ以下であることが更に好ましい。平均結晶粒径が１μｍを下回る組織状態では未再結晶粒が混在している場合があり、曲げ加工性を安定して良好に維持する観点から、平均結晶粒径は１μｍ以上であることが有利となる。溶体化処理を２回行う後述の製造工程は結晶粒の微細化に有効である。なお、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に規定の切断法では「切断長さの平均値（ｍｍ）をもって表示する」とあるが、この既定の表示単位に対し本発明で目標とする結晶粒径は非常に小さいため、ここではより倍率の高い観察視野において当該規格の手法に準ずる測定を行い、μｍ単位での平均結晶粒径を求める。
【0028】
［粗大析出物粒子の個数密度］
粗大析出物の量を低減することが、疲労特性の改善には極めて有効である。本発明では、板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が１.０×１０５個／ｍｍ２以下である組織状態に規定する。粗大析出物粒子の個数密度は８.５×１０４個／ｍｍ２以下であることがより効果的である。特に、粗大析出物粒子の個数密度が８.５×１０４個／ｍｍ２以下であり、かつ上述の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが、疲労特性の改善には一層有利となる。粗大析出物粒子は少ないほど好ましいが、粗大析出物粒子の生成を完全に防止することは製造上困難であり、通常、粗大析出物粒子の個数密度は５.０×１０２個／ｍｍ２以上となる。
粗大析出物粒子の個数密度は以下の方法で求めることができる。
粗大析出物の量を低減することが、疲労特性の改善には極めて有効である。本発明では、板面に平行な観察面において長径１.０μｍ以上の粗大析出物粒子の個数密度が１.０×１０５個／ｍｍ２以下である組織状態に規定する。粗大析出物粒子の個数密度は８.５×１０４個／ｍｍ２以下であることがより効果的である。特に、粗大析出物粒子の個数密度が８.５×１０４個／ｍｍ２以下であり、かつ上述の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが、疲労特性の改善には一層有利となる。粗大析出物粒子は少ないほど好ましいが、粗大析出物粒子の生成を完全に防止することは製造上困難であり、通常、粗大析出物粒子の個数密度は５.０×１０２個／ｍｍ２以上となる。
粗大析出物粒子の個数密度は以下の方法で求めることができる。
【0029】
（粗大析出物粒子の個数密度の求め方）
板面を下記の電解研磨条件で電解研磨して銅合金板材のＣｕ素地のみを溶解させることにより析出物粒子を露出させて得られた観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）により加速電圧１５ｋＶ、倍率５０００倍で観察し、ＦＥ－ＳＥＭ画像上に観測される長径１.０μｍ以上の析出物粒子の総個数を観察総面積（ｍｍ２）で除した値を、粗大析出物粒子の個数密度（個／ｍｍ２）とする。ＦＥ－ＳＥＭの２次電子像は倍率５０００倍でピントを合わせた後、オートコントラストで色調を調整する。この時、同視野像が電子線で焼け、色調が変化してしまうことがあるため、観察はオートコントラストを行った視野とは異なる視野で行う。これは後述の粗大析出物の２値化処理において、輝度の閾値（しきい値）調整によって、析出物個数密度の結果がばらつくのを防ぐための操作である。観察総面積は、無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計０.１ｍｍ２以上とする。観察視野から一部がはみ出している析出物粒子は、観察視野内に現れている部分が粒子全体であると仮定してその長径が１.０μｍ以上であればカウント対象とする。なお、析出物粒子の長径の測定に関しては、ＳＥＭ画像（２次電子像）を画像解析ソフトウェアにより２値化して析出物粒子の存在部分を識別し、各析出物粒子の輪郭を楕円近似し、その楕円の長軸の長さ（ただしその楕円が真円である場合はその円の直径）を長径として採用することができる。
板面を下記の電解研磨条件で電解研磨して銅合金板材のＣｕ素地のみを溶解させることにより析出物粒子を露出させて得られた観察面について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）により加速電圧１５ｋＶ、倍率５０００倍で観察し、ＦＥ－ＳＥＭ画像上に観測される長径１.０μｍ以上の析出物粒子の総個数を観察総面積（ｍｍ２）で除した値を、粗大析出物粒子の個数密度（個／ｍｍ２）とする。ＦＥ－ＳＥＭの２次電子像は倍率５０００倍でピントを合わせた後、オートコントラストで色調を調整する。この時、同視野像が電子線で焼け、色調が変化してしまうことがあるため、観察はオートコントラストを行った視野とは異なる視野で行う。これは後述の粗大析出物の２値化処理において、輝度の閾値（しきい値）調整によって、析出物個数密度の結果がばらつくのを防ぐための操作である。観察総面積は、無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計０.１ｍｍ２以上とする。観察視野から一部がはみ出している析出物粒子は、観察視野内に現れている部分が粒子全体であると仮定してその長径が１.０μｍ以上であればカウント対象とする。なお、析出物粒子の長径の測定に関しては、ＳＥＭ画像（２次電子像）を画像解析ソフトウェアにより２値化して析出物粒子の存在部分を識別し、各析出物粒子の輪郭を楕円近似し、その楕円の長軸の長さ（ただしその楕円が真円である場合はその円の直径）を長径として採用することができる。
【0030】
（電解研磨条件）
・電解液：蒸留水、リン酸、エタノール、２－プロパノールを１０：５：５：１の体積比で混合したもの
・液温：２０℃
・電圧：１５Ｖ
・電解時間：２０秒
・電解液：蒸留水、リン酸、エタノール、２－プロパノールを１０：５：５：１の体積比で混合したもの
・液温：２０℃
・電圧：１５Ｖ
・電解時間：２０秒
【0031】
［ばね限界値］
ばね限界値の測定は、ＪＩＳ Ｈ３１３０：２０１８に規定されるモーメント式試験に準じた方法で行う。当該規格には「試験片は、板又は条の圧延方向に取る」とあるが、ここではより厳しい基準で評価するために、長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である試験片を採用する。圧延直角方向は、圧延方向と板厚方向に垂直な方向である。長手方向が圧延直角方向である試験片を使用することを除き、ＪＩＳ Ｈ３１３０：２０１８に記載の合金番号Ｃ１９９０に対するモーメント式試験を採用する。検討の結果、複雑形状に曲げ加工が施されることがある通電ばね部品において高い信頼性を得るためには、この試験によるばね限界値が４００ＭＰａ以上であることが有利となる。このばね限界値は５５０ＭＰａ以上であることがより効果的であり、７００ＭＰａ以上に調整することもできる。なお、ばね限界値は通常１０００ＭＰａ以下となる。
ばね限界値の測定は、ＪＩＳ Ｈ３１３０：２０１８に規定されるモーメント式試験に準じた方法で行う。当該規格には「試験片は、板又は条の圧延方向に取る」とあるが、ここではより厳しい基準で評価するために、長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である試験片を採用する。圧延直角方向は、圧延方向と板厚方向に垂直な方向である。長手方向が圧延直角方向である試験片を使用することを除き、ＪＩＳ Ｈ３１３０：２０１８に記載の合金番号Ｃ１９９０に対するモーメント式試験を採用する。検討の結果、複雑形状に曲げ加工が施されることがある通電ばね部品において高い信頼性を得るためには、この試験によるばね限界値が４００ＭＰａ以上であることが有利となる。このばね限界値は５５０ＭＰａ以上であることがより効果的であり、７００ＭＰａ以上に調整することもできる。なお、ばね限界値は通常１０００ＭＰａ以下となる。
【0032】
［引張強さ］
本発明の銅合金板材の圧延方向（ＬＤ）の引張強さは、８５０ＭＰａ以上であることが好ましく、８８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。圧延方向の引張強さが１０００ＭＰａ以上である強度レベルに調整することも可能である。引張強さの上限は特に制限されないが、例えば１４００ＭＰａ以下の範囲で調整すればよく、１２００ＭＰａ以下の範囲で調整してもよい。
本発明の銅合金板材の圧延方向（ＬＤ）の引張強さは、８５０ＭＰａ以上であることが好ましく、８８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。圧延方向の引張強さが１０００ＭＰａ以上である強度レベルに調整することも可能である。引張強さの上限は特に制限されないが、例えば１４００ＭＰａ以下の範囲で調整すればよく、１２００ＭＰａ以下の範囲で調整してもよい。
【0033】
［ＫＡＭ値］
本発明で規定するレベルの優れたばね限界値を達成するためには、ＫＡＭ値が高くなりすぎないことが好ましい。ＫＡＭ値は結晶粒内の格子ひずみを評価することができる指標の１つである。検討の結果、本発明の銅合金板材では、板面に平行な観察面のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によるステップサイズ０.１μｍでの測定において結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ値が３.００°以下であることが好ましい。十分なばね限界値が得られる限り、ＫＡＭ値の下限は特に制限されないが、通常、０.２０°以上の範囲で調整すればよい。優れたばね限界値および製造性の観点から、ＫＡＭ値は０.４５～２.００°の範囲であることがより好ましい。ＫＡＭ値は以下の方法により求めることができる。
本発明で規定するレベルの優れたばね限界値を達成するためには、ＫＡＭ値が高くなりすぎないことが好ましい。ＫＡＭ値は結晶粒内の格子ひずみを評価することができる指標の１つである。検討の結果、本発明の銅合金板材では、板面に平行な観察面のＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によるステップサイズ０.１μｍでの測定において結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ値が３.００°以下であることが好ましい。十分なばね限界値が得られる限り、ＫＡＭ値の下限は特に制限されないが、通常、０.２０°以上の範囲で調整すればよい。優れたばね限界値および製造性の観点から、ＫＡＭ値は０.４５～２.００°の範囲であることがより好ましい。ＫＡＭ値は以下の方法により求めることができる。
【0034】
（ＫＡＭ値の求め方）
測定対象である板材試料の板面（圧延面）をバフ研磨仕上げとし、その後イオンミリングにより平滑化した観察面を得る。その観察面内に観察倍率２０００倍に相当する視野の観察領域（例えば圧延直角方向４５μｍ×圧延方向６０μｍの矩形領域５視野）を無作為に設定し、その観察領域についてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によりステップサイズ０.１μｍで電子線を照射して結晶方位データを採取し、そのデータに基づき、ＥＢＳＤデータ解析用ソフトウェアを用いて、隣接する測定点の結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）値を算出する。ＫＡＭ値は、０.１μｍピッチで配置された電子線照射スポットについて、隣接するスポット間の結晶方位差（以下これを「隣接スポット方位差」という。）をすべて測定し、１５°未満である隣接スポット方位差の測定値のみを抽出して、それらの平均値を求めたものに相当する。ＫＡＭ値の算出においては双晶境界も結晶粒界とみなす。
測定対象である板材試料の板面（圧延面）をバフ研磨仕上げとし、その後イオンミリングにより平滑化した観察面を得る。その観察面内に観察倍率２０００倍に相当する視野の観察領域（例えば圧延直角方向４５μｍ×圧延方向６０μｍの矩形領域５視野）を無作為に設定し、その観察領域についてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）によりステップサイズ０.１μｍで電子線を照射して結晶方位データを採取し、そのデータに基づき、ＥＢＳＤデータ解析用ソフトウェアを用いて、隣接する測定点の結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界とみなした場合のＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）値を算出する。ＫＡＭ値は、０.１μｍピッチで配置された電子線照射スポットについて、隣接するスポット間の結晶方位差（以下これを「隣接スポット方位差」という。）をすべて測定し、１５°未満である隣接スポット方位差の測定値のみを抽出して、それらの平均値を求めたものに相当する。ＫＡＭ値の算出においては双晶境界も結晶粒界とみなす。
【0035】
［導電率］
Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材の用途を考慮すると、導電率は１０.０％ＩＡＣＳ以上であることが望ましい。導電率の上限は特に制限されないが、通常、２０.０％ＩＡＣＳ以下の範囲で調整すればよい。
Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材の用途を考慮すると、導電率は１０.０％ＩＡＣＳ以上であることが望ましい。導電率の上限は特に制限されないが、通常、２０.０％ＩＡＣＳ以下の範囲で調整すればよい。
【0036】
［曲げ加工性］
通電部品等への加工に際しては曲げ加工を伴うことが多い。Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系合金板材の用途を考慮すると、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔが２.０以下である曲げ加工性を備えていれば、多くの通電部品や放熱部品への加工に際して高い信頼性が得られる。Ｂ.Ｗ.でのＭＢＲ／ｔは１.０以下であることがより好ましく、０.７以下であることが更に好ましい。Ｂ.Ｗ.でのＭＢＲ／ｔが０.０であるもの（密着曲げで割れが生じないもの）を得ることもできる。Ｂ.Ｗ.（Ｂａｄ Ｗａｙ）は、曲げ軸が圧延平行方向となることを意味する。
通電部品等への加工に際しては曲げ加工を伴うことが多い。Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系合金板材の用途を考慮すると、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔが２.０以下である曲げ加工性を備えていれば、多くの通電部品や放熱部品への加工に際して高い信頼性が得られる。Ｂ.Ｗ.でのＭＢＲ／ｔは１.０以下であることがより好ましく、０.７以下であることが更に好ましい。Ｂ.Ｗ.でのＭＢＲ／ｔが０.０であるもの（密着曲げで割れが生じないもの）を得ることもできる。Ｂ.Ｗ.（Ｂａｄ Ｗａｙ）は、曲げ軸が圧延平行方向となることを意味する。
【0037】
なお、ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７には「本標準は、厚さ０.１ｍｍ以上０.８ｍｍ以下の銅および銅合金薄板条の曲げ加工性評価に適用する。」と記載されている。発明者らの検討によれば、板厚が０.１ｍｍ未満のＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材においても、当該規格に記載される方法でのＷ曲げ試験によって、曲げ加工性の評価が可能であることが確認された。したがって、本発明ではＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に示されるＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験方法を、板厚が０.１ｍｍ未満（例えば０.０２ｍｍ以上０.１ｍｍ未満）の場合にも拡張して、そのまま適用する。
【0038】
［疲労特性］
複雑形状に曲げ加工が施されることがある通電ばね部品において高い信頼性を得るためには、長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である試験片による片持ち共振法での両振り疲労試験において、負荷応力４５０ＭＰａにおける疲労限界が１０７サイクルより大きいこと、すなわち、１.０×１０７サイクルにおいて「疲労」が生じていないことが好ましく、２.０×１０７サイクルにおいて「疲労」が生じていないことがより好ましい。なお、通常、５.０×１０８サイクル以下で疲労が生じる。３.０×１０８サイクル以下で疲労が生じる場合もある。「疲労」の判定は、ヤング率の低下に伴う共振周波数の低下をモニターすることによって行うことができる。
複雑形状に曲げ加工が施されることがある通電ばね部品において高い信頼性を得るためには、長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である試験片による片持ち共振法での両振り疲労試験において、負荷応力４５０ＭＰａにおける疲労限界が１０７サイクルより大きいこと、すなわち、１.０×１０７サイクルにおいて「疲労」が生じていないことが好ましく、２.０×１０７サイクルにおいて「疲労」が生じていないことがより好ましい。なお、通常、５.０×１０８サイクル以下で疲労が生じる。３.０×１０８サイクル以下で疲労が生じる場合もある。「疲労」の判定は、ヤング率の低下に伴う共振周波数の低下をモニターすることによって行うことができる。
【0039】
［密度］
Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌの原子量の序列はＣｕ＞Ｔｉ＞Ａｌであるから、Ａｌの含有量を多くすることがＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金の密度（比重）を低減する上で最も効果的であるとともに、Ｔｉ含有量の影響も大きい。本発明に従えば、２０℃での密度を８.５３ｇ／ｃｍ３以下に低減することができる。Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材において、良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値を兼備させながら密度を８.５３ｇ／ｃｍ３以下にまで低減することは、従来の技術では困難であった。なお、密度の下限は特に制限されないが、例えば７.８０ｇ／ｃｍ３以上の範囲で調整すればよい。
Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌの原子量の序列はＣｕ＞Ｔｉ＞Ａｌであるから、Ａｌの含有量を多くすることがＣｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金の密度（比重）を低減する上で最も効果的であるとともに、Ｔｉ含有量の影響も大きい。本発明に従えば、２０℃での密度を８.５３ｇ／ｃｍ３以下に低減することができる。Ｃｕ－Ｔｉ－Ａｌ系銅合金板材において、良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値を兼備させながら密度を８.５３ｇ／ｃｍ３以下にまで低減することは、従来の技術では困難であった。なお、密度の下限は特に制限されないが、例えば７.８０ｇ／ｃｍ３以上の範囲で調整すればよい。
【0040】
［製造方法］
以上説明した銅合金板材は、例えば以下の製造工程により製造することができる。
溶解・鋳造→鋳片加熱→熱間加工→粗冷間圧延→第１溶体化処理→第１中間冷間圧延→第２溶体化処理→第２中間冷間圧→時効処理
上記工程中には記載していないが、熱間加工後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、上記の各工程について説明する。
以上説明した銅合金板材は、例えば以下の製造工程により製造することができる。
溶解・鋳造→鋳片加熱→熱間加工→粗冷間圧延→第１溶体化処理→第１中間冷間圧延→第２溶体化処理→第２中間冷間圧→時効処理
上記工程中には記載していないが、熱間加工後には必要に応じて面削が行われ、各熱処理後には必要に応じて酸洗、研磨、あるいは更に脱脂が行われる。以下、上記の各工程について説明する。
【0041】
［溶解・鋳造］
るつぼ炉などを用いて本発明で規定する化学組成の鋳片を製造すればよい。ＴｉおよびＡｌの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気または真空溶解炉で行うのがよい。
るつぼ炉などを用いて本発明で規定する化学組成の鋳片を製造すればよい。ＴｉおよびＡｌの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気または真空溶解炉で行うのがよい。
【0042】
［鋳片加熱］
熱間加工前の鋳片加熱は例えば９００～１０００℃で０.５～５時間保持する方法で行うことができる。
熱間加工前の鋳片加熱は例えば９００～１０００℃で０.５～５時間保持する方法で行うことができる。
【0043】
［熱間加工、粗冷間圧延］
熱間加工の方法は特に限定されない。通常、熱間圧延や熱間鍛造が採用される。熱間圧延の場合、トータルの熱間圧延率は例えば６０～９９％とすればよい。熱間加工終了後には、水冷などにより急冷することが好ましい。次いで、冷間圧延を行う。この段階での冷間圧延を本明細書では「粗冷間圧延」と呼ぶ。粗冷間圧延での圧延率は例えば５０～９９％とすることができる。このようにして第１溶体化処理に供するための中間製品板材を得ることができる。
ここで、圧延率は下記（１）式によって表される（以下の各工程において同様）。
圧延率（％）＝１００×（ｔ０－ｔ１）／ｔ０ …（１）
ｔ０：圧延前の板厚（ｍｍ）
ｔ１：圧延後の板厚（ｍｍ）
熱間加工の方法は特に限定されない。通常、熱間圧延や熱間鍛造が採用される。熱間圧延の場合、トータルの熱間圧延率は例えば６０～９９％とすればよい。熱間加工終了後には、水冷などにより急冷することが好ましい。次いで、冷間圧延を行う。この段階での冷間圧延を本明細書では「粗冷間圧延」と呼ぶ。粗冷間圧延での圧延率は例えば５０～９９％とすることができる。このようにして第１溶体化処理に供するための中間製品板材を得ることができる。
ここで、圧延率は下記（１）式によって表される（以下の各工程において同様）。
圧延率（％）＝１００×（ｔ０－ｔ１）／ｔ０ …（１）
ｔ０：圧延前の板厚（ｍｍ）
ｔ１：圧延後の板厚（ｍｍ）
【0044】
［第１溶体化処理］
上記の中間製品板材に対して、１回目の溶体化処理を施す。この溶体化処理では、熱間加工や粗冷間圧延で導入された歪を利用して再結晶させ、鋳造後や熱間加工中に生成した粗大な粒界反応型析出物や粒状析出物を十分に固溶させる。この第１溶体化処理の段階で析出物の固溶が不十分であると、その析出物は最終工程まで残存し、所望の特性が得られない。第１溶体化処理では固溶化を優先させるために熱エネルギーの導入量を多くすることが有利となる。この場合、再結晶粒の成長が生じやすいが、後の第２溶体化処理で結晶粒の微細化を図るので問題ない。第１溶体化処理は、８００～９００℃の温度域で２０～６００秒保持する条件で行う。
上記の中間製品板材に対して、１回目の溶体化処理を施す。この溶体化処理では、熱間加工や粗冷間圧延で導入された歪を利用して再結晶させ、鋳造後や熱間加工中に生成した粗大な粒界反応型析出物や粒状析出物を十分に固溶させる。この第１溶体化処理の段階で析出物の固溶が不十分であると、その析出物は最終工程まで残存し、所望の特性が得られない。第１溶体化処理では固溶化を優先させるために熱エネルギーの導入量を多くすることが有利となる。この場合、再結晶粒の成長が生じやすいが、後の第２溶体化処理で結晶粒の微細化を図るので問題ない。第１溶体化処理は、８００～９００℃の温度域で２０～６００秒保持する条件で行う。
【0045】
［第１中間冷間圧延］
第１溶体化処理を終えた材料に施す冷間圧延を第１冷間圧延と呼ぶ。第１冷間圧延では、板厚を減少させることに加え、歪を導入することを目的とする。歪の導入が不十分であると、続く第２溶体化処理で再結晶の核生成サイトが十分に確保できず、結晶粒の微細化が困難となる。第１中間冷間圧延では圧延率を７０％以上とする。圧延率を８５％以上とすることがより効果的であり、９０％以上とすることが更に効果的である。圧延率の上限については特に制限されないが、冷間圧延機の能力に応じて、通常は９９％以下の範囲で設定すればよい。
第１溶体化処理を終えた材料に施す冷間圧延を第１冷間圧延と呼ぶ。第１冷間圧延では、板厚を減少させることに加え、歪を導入することを目的とする。歪の導入が不十分であると、続く第２溶体化処理で再結晶の核生成サイトが十分に確保できず、結晶粒の微細化が困難となる。第１中間冷間圧延では圧延率を７０％以上とする。圧延率を８５％以上とすることがより効果的であり、９０％以上とすることが更に効果的である。圧延率の上限については特に制限されないが、冷間圧延機の能力に応じて、通常は９９％以下の範囲で設定すればよい。
【0046】
［第２溶体化処理］
第１中間冷間圧延を終えた材料は、析出物が既に十分に固溶しており、かつマトリックス（金属素地）の結晶には歪が導入されている。このような組織状態の板材に対し、２回目の溶体化処理を施す。この溶体化処理では、第１中間冷間圧延で導入された歪を利用して多くの場所から新たな再結晶を生じさせ、結晶粒の微細化を図る。主目的は、析出物の固溶化ではなく、再結晶による結晶粒微細化であるから、第１溶体化処理よりも加熱温度の許容上限は低くなる。具体的には、７５０～８６０℃の温度域で１０～３００秒保持する条件で行う。加熱温度が高すぎると再結晶粒間の粒界移動を伴う粒成長が起こりやすくなり、結晶粒が粗大化する場合がある。加熱温度が低すぎると再結晶ではなく析出が起こりやすくなり、後述する時効処理において、微細析出物を十分に生成させることが困難になる。
第１中間冷間圧延を終えた材料は、析出物が既に十分に固溶しており、かつマトリックス（金属素地）の結晶には歪が導入されている。このような組織状態の板材に対し、２回目の溶体化処理を施す。この溶体化処理では、第１中間冷間圧延で導入された歪を利用して多くの場所から新たな再結晶を生じさせ、結晶粒の微細化を図る。主目的は、析出物の固溶化ではなく、再結晶による結晶粒微細化であるから、第１溶体化処理よりも加熱温度の許容上限は低くなる。具体的には、７５０～８６０℃の温度域で１０～３００秒保持する条件で行う。加熱温度が高すぎると再結晶粒間の粒界移動を伴う粒成長が起こりやすくなり、結晶粒が粗大化する場合がある。加熱温度が低すぎると再結晶ではなく析出が起こりやすくなり、後述する時効処理において、微細析出物を十分に生成させることが困難になる。
【0047】
［第２中間冷間圧延］
第２溶体化処理を終えた材料に施す冷間圧延を第２中間冷間圧延と呼ぶ。第２中間冷間圧延では、続く時効処理において結晶粒内での微細析出物の生成が促進されるように、適度な歪を導入する。また、この歪は強度の向上にも寄与する。歪の導入量が多すぎると、時効処理後に歪が過剰に残留し、最終的に曲げ加工性やばね限界値の改善が不十分となりやすい。第２中間冷間圧延では圧延率を１５～５０％の範囲とする。１５～３５％の範囲に管理してもよい。
第２溶体化処理を終えた材料に施す冷間圧延を第２中間冷間圧延と呼ぶ。第２中間冷間圧延では、続く時効処理において結晶粒内での微細析出物の生成が促進されるように、適度な歪を導入する。また、この歪は強度の向上にも寄与する。歪の導入量が多すぎると、時効処理後に歪が過剰に残留し、最終的に曲げ加工性やばね限界値の改善が不十分となりやすい。第２中間冷間圧延では圧延率を１５～５０％の範囲とする。１５～３５％の範囲に管理してもよい。
【0048】
［時効処理］
第２中間冷間圧延を終えた材料に対して、加熱保持過程の条件と、冷却過程の条件を規定した時効処理を施す。加熱保持過程では、最高到達温度Ｔ０（℃）を３２０℃以上４５０℃以下とし、［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下の保持温度域で、５～２０時間の保持を行う。当該保持の開始時点は最初に［Ｔ０－１０℃］に達した時点、終了時点は［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下の保持温度域から最初に［Ｔ０－１０℃］より低い温度域に入った時点である。加熱保持過程では第２中間冷間圧延で導入した歪のエネルギーを利用して、微細な析出物を結晶粒内の多くのサイトから生成させ、強度、導電性、疲労特性を向上させる。最高到達温度Ｔ０が高すぎると微細析出物のサイズが大きくなり数密度が低下するので、強度、曲げ加工性、疲労特性の改善が不十分となりやすい。最高到達温度Ｔ０が低すぎる場合や、上記の保持温度域での保持時間が短すぎる場合には、析出物の生成量が不足して強度、導電性の向上が不十分となりやすい。
第２中間冷間圧延を終えた材料に対して、加熱保持過程の条件と、冷却過程の条件を規定した時効処理を施す。加熱保持過程では、最高到達温度Ｔ０（℃）を３２０℃以上４５０℃以下とし、［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下の保持温度域で、５～２０時間の保持を行う。当該保持の開始時点は最初に［Ｔ０－１０℃］に達した時点、終了時点は［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下の保持温度域から最初に［Ｔ０－１０℃］より低い温度域に入った時点である。加熱保持過程では第２中間冷間圧延で導入した歪のエネルギーを利用して、微細な析出物を結晶粒内の多くのサイトから生成させ、強度、導電性、疲労特性を向上させる。最高到達温度Ｔ０が高すぎると微細析出物のサイズが大きくなり数密度が低下するので、強度、曲げ加工性、疲労特性の改善が不十分となりやすい。最高到達温度Ｔ０が低すぎる場合や、上記の保持温度域での保持時間が短すぎる場合には、析出物の生成量が不足して強度、導電性の向上が不十分となりやすい。
【0049】
時効処理の冷却過程のうち、上記の保持温度域から３００℃までの温度域では、上記の保持温度域で生成させた析出物粒子の過剰な成長を抑えながら、降温に伴って新たな析出を生じさせるとともに、残留応力の低減を図る。３００℃までの温度域の降温を伴う状況下での滞在時間は、降温中に生じる新たな析出物の量を十分に確保できる範囲内で、できるだけ短時間とすることが有効である。具体的には、［Ｔ０－１０℃］から３００℃までの温度域（以下、この温度域を「第１冷却温度域」ということがある。）での平均冷却速度を３０～６０℃／ｈに制御することが効果的である。第１冷却温度域での平均冷却速度が速すぎると、降温に伴う析出反応の進行が不足して導電率の向上が不十分となる場合がある。また、残留応力の低減が不足してばね限界値の向上が不十分となる場合がある。第１冷却温度域での平均冷却速度が遅すぎると、粗大析出物が増加して疲労特性の低下を招く場合がある。
【0050】
時効処理の冷却過程のうち、３００℃以下の温度域では、残留応力の低減を図る。そのため、３００℃以下の温度域での滞在時間は、生産性が許容される範囲で長時間とすることが有効である。具体的には、３００℃から１５０℃までの温度域（以下、この温度域を「第２冷却温度域」ということがある。）での平均冷却速度を２０℃／ｈ以下に制御することが効果的である。第２冷却温度域での平均冷却速度が速すぎると、残留応力の低減が不足してばね限界値の向上が不十分となる場合がある。第２冷却温度域での平均冷却速度を過剰に遅くすることは生産性の低下に繋がるので、通常、第２冷却温度域での平均冷却速度は１０℃／ｈ以上の範囲で設定すればよい。
【0051】
上記の時効処理を終えたのちに冷間圧延や焼鈍を行うと、時効処理によって形成された組織状態が損なわれて良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値の兼備が達成できないことがある。したがって、銅合金板材の製造プロセスにおける加工や熱履歴を伴う工程としては、上記の時効処理を最終工程とすることが望ましい。
最終的な板厚は、例えば０.０２～０.５０ｍｍの範囲とすることができる。
最終的な板厚は、例えば０.０２～０.５０ｍｍの範囲とすることができる。
【0052】
［電子機器部品、通電部品、放熱部品］
以上説明した本発明の銅合金板材は、良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値を兼備し、かつ密度（比重）が低減されているので、この板材を材料に用いてプレス加工や曲げ加工などを含む工程により成形された電子機器部品、通電部品、放熱部品は、近年の携帯端末や自動車用電子機器の高機能化の要求にかなうものである。
以上説明した本発明の銅合金板材は、良好な強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値を兼備し、かつ密度（比重）が低減されているので、この板材を材料に用いてプレス加工や曲げ加工などを含む工程により成形された電子機器部品、通電部品、放熱部品は、近年の携帯端末や自動車用電子機器の高機能化の要求にかなうものである。
【実施例0053】
表１に示す化学組成の銅合金を溶製し、鋳造した。得られた鋳片（厚さ５０ｍｍ）を表２、表３に示す温度、時間で加熱したのち、表２、表３に記載の板厚まで熱間圧延し、水冷した。熱間圧延後、表層の酸化層を機械研磨により除去（面削）し、各熱延材に表２、表３の「粗冷間圧延」の欄に記載の板厚まで冷間圧延を施した。
【0054】
その後、一部の例（比較例Ｎｏ.５７～６１）を除き、表２、表３に示す条件で第１溶体化処理、第１中間冷間圧延、第２溶体化処理、第２中間冷間圧延、時効処理を前記の順に施した。時効処理はバッチ式熱処理炉を用いて窒素雰囲気下で行った。表２、表３中の「－」（ハイフン）表示は、工程を省略したことを意味する。Ｎｏ.５７では、粗冷間圧延後に、テンションレベラーによる矯正を、昇温速度２０℃／ｓ、到達温度２００℃、張力１２０ＭＰａにて行い、その後、冷間圧延と溶体化処理を施し、時効処理前の冷間圧延は省略した。Ｎｏ.５８では第２中間冷間圧延を省略した。Ｎｏ.５９、６０では中間冷間圧延を実施せず、溶体化処理を１回行った材料を時効処理に供した。Ｎｏ.６１では第２溶体化処理および第２中間冷間圧延を省略した。
【0055】
時効処理はバッチ式熱処理炉を用いて窒素雰囲気下で行った。昇温後、表２、表３に記載の最高到達温度Ｔ０（℃）に維持したのち冷却を開始した。すなわち、最高到達温度Ｔ０に達した後は、冷却を開始するまで一定温度にコントロールした。表２、表３の「加熱保持」欄に記載した「時間」は、材料温度が［Ｔ０－１０℃］以上Ｔ０以下の温度域に保持された時間である。ここでは冷却を開始するまで一定温度Ｔ０に維持したので、表２、表３の「加熱保持」欄に記載した「時間」には、昇温終了前に［Ｔ０－１０℃］からＴ０到達までに要した時間と、冷却開始後にＴ０から［Ｔ０－１０℃］到達までに要した時間が含まれる。冷却過程では、［Ｔ０－１０℃］から３００℃までの第１冷却温度域における平均冷却速度と、３００℃から１５０℃までの第２冷却温度域における平均冷却速度を、表２、表３に記載したようにコントロールした。
【0056】
一部の例（比較例Ｎｏ.５６～６１）を除き、上記の時効処理を終えた板材を供試材とした。Ｎｏ.５６～６１では、時効処理後に、表３に記載の条件で仕上冷間圧延あるいは更に低温焼鈍を施して得られた板材を供試材とした。表２、表３には最終的に得られた板材（供試材）の板厚を示してある。各供試材について以下の調査を行った。なお、密度（比重）については、鋳片加熱を終えた段階の材料から切り出したブロック試料を用いて測定した。
【0057】
（元素分析）
Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）は酸素・窒素・水素分析装置（ＬＥＣＯ製、ＯＮＨ－８３６）により定量し、Ｈ（水素）は水素分析計（堀場製作所製、ＥＭＧＡ－９２１）により定量し、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫黄）は炭素硫黄分析装置（ＬＥＣＯ製、ＣＳ８４４型）により定量し、第２～第６周期の元素（Ｃ、Ｎ、Ｏ、第１７族元素、第１８族元素、Ｔｃ（テクネチウム）、Ｐｏ（ポロニウム）、Ｐｍ（プロメチウム）を除く）はＩＣＰ－ＭＳ（Ａｇｉｌｅｎｔ製、７９００）により定量し、Ｆ（フッ素）、Ｃｌ（塩素）、Ｂｒ（臭素）は燃焼－イオンクロマトグラフィー装置（Ｔｈｅｒｍｏ Ｓｃｉｅｎｔｉｆｉｃ製、ＤＩＯＮＥＸ ＩＣＳ－１６００）により定量した。これらの測定により、銅合金板材に含まれうる実質上すべての元素を定量することができる。その結果、本発明例、比較例のいずれの供試材も、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計：３.００％以下、かつＴｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計：０～０.５０％の要件を満たしていることが確認された。
なお、いずれの例においても、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計含有量は０.１０％以下であった。
Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）は酸素・窒素・水素分析装置（ＬＥＣＯ製、ＯＮＨ－８３６）により定量し、Ｈ（水素）は水素分析計（堀場製作所製、ＥＭＧＡ－９２１）により定量し、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫黄）は炭素硫黄分析装置（ＬＥＣＯ製、ＣＳ８４４型）により定量し、第２～第６周期の元素（Ｃ、Ｎ、Ｏ、第１７族元素、第１８族元素、Ｔｃ（テクネチウム）、Ｐｏ（ポロニウム）、Ｐｍ（プロメチウム）を除く）はＩＣＰ－ＭＳ（Ａｇｉｌｅｎｔ製、７９００）により定量し、Ｆ（フッ素）、Ｃｌ（塩素）、Ｂｒ（臭素）は燃焼－イオンクロマトグラフィー装置（Ｔｈｅｒｍｏ Ｓｃｉｅｎｔｉｆｉｃ製、ＤＩＯＮＥＸ ＩＣＳ－１６００）により定量した。これらの測定により、銅合金板材に含まれうる実質上すべての元素を定量することができる。その結果、本発明例、比較例のいずれの供試材も、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒおよび希土類元素の合計：３.００％以下、かつＴｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計：０～０.５０％の要件を満たしていることが確認された。
なお、いずれの例においても、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒ、希土類元素、Ｃｕ以外の元素の合計含有量は０.１０％以下であった。
【0058】
（平均結晶粒径）
供試材の板面を研磨し、上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に記載した電解研磨条件を採用して電解研磨により仕上げた面をエッチングして観察面を作製した。その観察面を光学顕微鏡で拡大倍率１０００倍で観察し、観察画像を取得した。圧延方向に平行な直線を合計３本引き、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法により、それぞれの直線によって切断される結晶粒界の数をカウントすることにより、観察視野における結晶粒径の平均値を算出した。この操作を無作為に選択した５視野について行い、各視野で得られた結晶粒径の平均値の相加平均値を、当該板材の平均結晶粒径として採用した。なお、光学顕微鏡としてＯＬＹＭＰＵＳ株式会社製のＬＥＸＴ ＯＬＳ４０００を使用した。
供試材の板面を研磨し、上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に記載した電解研磨条件を採用して電解研磨により仕上げた面をエッチングして観察面を作製した。その観察面を光学顕微鏡で拡大倍率１０００倍で観察し、観察画像を取得した。圧延方向に平行な直線を合計３本引き、ＪＩＳ Ｈ０５０１－１９８６に準拠した切断法により、それぞれの直線によって切断される結晶粒界の数をカウントすることにより、観察視野における結晶粒径の平均値を算出した。この操作を無作為に選択した５視野について行い、各視野で得られた結晶粒径の平均値の相加平均値を、当該板材の平均結晶粒径として採用した。なお、光学顕微鏡としてＯＬＹＭＰＵＳ株式会社製のＬＥＸＴ ＯＬＳ４０００を使用した。
【0059】
（粗大析出物粒子の個数密度）
上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、粗大析出物粒子の個数密度を求めた。
上掲の「粗大析出物粒子の個数密度の求め方」に従い、粗大析出物粒子の個数密度を求めた。
【0060】
なお、析出物粒子の長径の測定に関しては、画像解析ソフトウェアとしてＩｍａｇｅ Ｊ（アメリカ国立衛生研究所（ＮＩＨ）、Ｖｅｒｓｉｏｎ １.５２ａ）を使用した。同ソフトウェアによる解析条件は、Ａｎａｌｙｚｅ、Ｓｅｔ Ｓｃａｌｅを順次選択して表示される「Ｓｅｔ Ｓｃａｌｅ」画面において、撮影したＦＥ－ＳＥＭ像のスケールバー長さのピクセル数を測定し、Ｄｉｓｔａｎｃｅ ｉｎ ｐｉｘｅｌｓに入力する。続いて、スケールバーの長さ（μｍ）をＫｎｏｗｎ ｄｉｓｔａｎｃｅに入力し、Ｐｉｘｅｌ ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏを１.０に、Ｕｎｉｔ ｏｆ ｌｅｎｇｔｈをμｍとし、ソフトウェア上で析出物のサイズを認識できるように設定する。その後、「Ｒｅｓｉｚｅ Ｉｍａｇｅ Ｃａｎｖａｓ」画面において、Ｗｉｄｔｈを１２８０ピクセル、Ｈｅｉｇｈｔを９５０ピクセル、ＰｏｓｉｔｉｏｎをＴｏｐ－Ｃｅｎｔｅｒに設定し、スケールバーの部分を除いたＦＥ－ＳＥＭイメージ部分の画像を表示させる。このスケールの設定とスケールバー表示部分の削除を行ったのち、Ｉｍａｇｅ、Ａｄｊｕｓｔ、Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄを順次選択して表示される「Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ」画面において、全ピクセルのうち最も低い輝度のピクセルが輝度２５５、最も高い輝度のピクセルが輝度０となるように輝度反転させ、しきい値を、その値を下回るピクセルの全ピクセルに対する個数割合が５％に最も近くなる値に設定して、析出物粒子の存在部分を２値化して識別した。その後、同ソフトウェアの「Ａｎａｌｙｚｅ Ｐａｒｔｉｃｌｅｓ」画面において、１つの独立した析出物領域の面積が０.１μｍ２未満であるものを除くための条件としてＳｉｚｅを「０.１０－Ｉｎｆｉｎｉｔｙ」に設定する。さらにＣｉｒｃｕｌａｒｉｔｙを０.００－１.００、「Ｓｅｔ Ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｓ」画面においてＦｉｔ Ｅｌｌｉｐｓｅの項目にチェックを付した条件に設定して粒子解析を行い、その視野についての長径（Ｍａｊｏｒの項目名で表示される）が１.０μｍ以上の析出物粒子の個数密度を求めた。
【0061】
（ＫＡＭ値）
供試材から切り出したサンプルの板面をバフ研磨した後、イオンミリング研磨を行ってＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）測定用の試料表面を作製した。その試料表面をＦＥ－ＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ－７２００Ｆ）により加速電圧１５ｋＶ、倍率２０００倍の条件で観察し、圧延直角方向４５μｍ×圧延方向６０μｍの矩形の測定領域について、ＦＥ－ＳＥＭに設置されているＥＢＳＤ装置（Ｏｘｆｏｒｄ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製、Ｓｙｍｍｅｔｒｙ）を用いて、ＥＢＳＤ法によりステップサイズ０.１μｍで結晶方位データを採取した。５視野の測定領域について測定した結晶方位データに基づき、上掲の「ＫＡＭ値の求め方」に従い、ＫＡＭ値を求めた。ＥＢＳＤデータ解析用ソフトウェアとして、株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ－Ａｎａｌｙｓｉｓ７.３.１を利用した。
供試材から切り出したサンプルの板面をバフ研磨した後、イオンミリング研磨を行ってＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）測定用の試料表面を作製した。その試料表面をＦＥ－ＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ－７２００Ｆ）により加速電圧１５ｋＶ、倍率２０００倍の条件で観察し、圧延直角方向４５μｍ×圧延方向６０μｍの矩形の測定領域について、ＦＥ－ＳＥＭに設置されているＥＢＳＤ装置（Ｏｘｆｏｒｄ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製、Ｓｙｍｍｅｔｒｙ）を用いて、ＥＢＳＤ法によりステップサイズ０.１μｍで結晶方位データを採取した。５視野の測定領域について測定した結晶方位データに基づき、上掲の「ＫＡＭ値の求め方」に従い、ＫＡＭ値を求めた。ＥＢＳＤデータ解析用ソフトウェアとして、株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ－Ａｎａｌｙｓｉｓ７.３.１を利用した。
【0062】
（ばね限界値）
供試材から切り出した長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である試験片を用いて、ＪＩＳ Ｈ３１３０：２０１８に記載の合金番号Ｃ１９９０に対するモーメント式試験を実施することにより、ばね限界値を求めた。
供試材から切り出した長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である試験片を用いて、ＪＩＳ Ｈ３１３０：２０１８に記載の合金番号Ｃ１９９０に対するモーメント式試験を実施することにより、ばね限界値を求めた。
【0063】
（引張強さ）
各供試材から圧延方向（ＴＤ）の引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、引張強さを測定した。ｎ＝３の平均値を当該供試材の成績値とした。
各供試材から圧延方向（ＴＤ）の引張試験片（ＪＩＳ ５号）を採取し、試験数ｎ＝３でＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験行い、引張強さを測定した。ｎ＝３の平均値を当該供試材の成績値とした。
【0064】
（導電率）
各供試材の導電率をＪＩＳ Ｈ０５０５に準拠してダブルブリッジ、平均断面積法により測定した。
各供試材の導電率をＪＩＳ Ｈ０５０５に準拠してダブルブリッジ、平均断面積法により測定した。
【0065】
（９０°Ｗ曲げのＭＢＲ／ｔ）
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔを求めた。試験片サイズは圧延直角方向長さ３０ｍｍ、圧延方向長さ１０ｍｍとした。曲げ半径を段階的に変えた曲げ試験を、１つの曲げ半径について試験数ｎ＝３で試験を行い、３本の試験片の全てにおいて曲げ部表面に割れが認められなかった最小の曲げ半径をその供試材についてのＭＢＲとした。曲げ部表面の割れ有無の判定はＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従って行った。曲げ部表面の外観観察において「しわ：大」と判定されたサンプルについては、最も深いしわの部分について曲げ軸方向に垂直に切断した試料を作製し、その研磨断面を光学顕微鏡で観察することによって板厚内部へ進展するクラックが生じていないかどうかを確認し、そのようなクラックが生じていない場合に「割れが認められない」と判定した。
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従うＢ.Ｗ.でのＷ曲げ試験による、割れが発生しない最小曲げ半径ＭＢＲと板厚ｔとの比ＭＢＲ／ｔを求めた。試験片サイズは圧延直角方向長さ３０ｍｍ、圧延方向長さ１０ｍｍとした。曲げ半径を段階的に変えた曲げ試験を、１つの曲げ半径について試験数ｎ＝３で試験を行い、３本の試験片の全てにおいて曲げ部表面に割れが認められなかった最小の曲げ半径をその供試材についてのＭＢＲとした。曲げ部表面の割れ有無の判定はＪＣＢＡ Ｔ３０７：２００７に従って行った。曲げ部表面の外観観察において「しわ：大」と判定されたサンプルについては、最も深いしわの部分について曲げ軸方向に垂直に切断した試料を作製し、その研磨断面を光学顕微鏡で観察することによって板厚内部へ進展するクラックが生じていないかどうかを確認し、そのようなクラックが生じていない場合に「割れが認められない」と判定した。
【0066】
（疲労限界）
幅方向が圧延方向（ＬＤ）、長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である幅３ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を供試材から切り出し、疲労試験装置（日本テクノプラス株式会社製、ＲＦ－ＲＴ）により片持ち共振法での両振り疲労試験を負荷応力４５０ＭＰａで行った。試験中に共振周波数の変化をモニターし、初期の共振周波数の値の９８％となった時点のサイクル数をその試験片の疲労限界とした。この操作を１つの供試材から作製した５本の試験片について施し、それらの疲労限界の平均値を当該供試材の疲労限界として採用した。
幅方向が圧延方向（ＬＤ）、長手方向が圧延直角方向（ＴＤ）である幅３ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を供試材から切り出し、疲労試験装置（日本テクノプラス株式会社製、ＲＦ－ＲＴ）により片持ち共振法での両振り疲労試験を負荷応力４５０ＭＰａで行った。試験中に共振周波数の変化をモニターし、初期の共振周波数の値の９８％となった時点のサイクル数をその試験片の疲労限界とした。この操作を１つの供試材から作製した５本の試験片について施し、それらの疲労限界の平均値を当該供試材の疲労限界として採用した。
【0067】
（密度）
鋳片加熱を終えた段階の材料から切り出した質量１０ｇのブロック試料を用いて、アルキメデス法（水中重量法）により常温（２０℃）での密度を測定した。
以上の結果を表４、表５に示す。
鋳片加熱を終えた段階の材料から切り出した質量１０ｇのブロック試料を用いて、アルキメデス法（水中重量法）により常温（２０℃）での密度を測定した。
以上の結果を表４、表５に示す。
【0068】
【表1】
【0069】
【表2】
【0070】
【表3】
【0071】
【表4】
【0072】
【表5】
【0073】
化学組成および製造条件を上述の規定に従って厳密にコントロールした本発明例の板材はいずれも、強度、曲げ加工性、導電性、疲労特性、ばね限界値のすべてを高いレベルで兼ね備えており、かつ密度（比重）の低減効果にも優れていた。
【0074】
これに対し比較例では以下のような結果となった。
Ｎｏ.４１は、Ａｌ含有量が不足したので、密度（比重）の低減が不十分であった。また、粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４２は、Ａｌ含有量が高すぎたので、導電性が悪かった。
Ｎｏ.４３は、Ｔｉ含有量が不足したので、強度が低く、密度（比重）の低減も不十分であった。
Ｎｏ.４４は、Ｔｉ含有量が高すぎたので、曲げ加工性が悪かった。
Ｎｏ.４５は、第１溶体化処理の温度が低かったので、析出相の固溶化が不十分となって時効処理で微細析出物が十分に析出しなかったと考えられ、強度が低かった。また、粗大析出物が多くなり疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４６は、第１溶体化処理の温度が高すぎたので結晶粒が粗大化して第２溶体化処理で十分に結晶粒微細化ができず、疲労特性と曲げ加工性に劣った。
Ｎｏ.４７は、第１中間冷間圧延での圧延率が低すぎたので歪の導入が不足し、続く第２溶体化処理で結晶粒の成長にバラツキが生じて大きい結晶粒が小さい結晶粒を吸収していく現象が進行し、結晶粒の微細化ができなかった。その結果、曲げ加工性と疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.４８は、第２中間冷間圧延の圧延率が低すぎたので歪の導入が不足し、続く時効処理で結晶粒内での微細析出物の生成が不十分となり、強度が低かった。また時効処理では歪の不足により結晶粒界での析出の進行が促進されて粗大析出物が多くなり、疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４９は、第２中間冷間圧延の圧延率が高すぎたので歪の導入が多くなってＫＡＭ値の高い組織状態となり、ばね限界値が低くなった。
Ｎｏ.５０は、時効処理での加熱保持の温度が低かったので析出の進行が不十分となり、強度と導電性が低かった。
Ｎｏ.５１は、時効処理での加熱保持の温度が高すぎたので微細析出物の生成が少なかったと考えられ、強度が低かった。
Ｎｏ.５２は、時効処理での第１冷却温度域における冷却速度が小さすぎたので、その冷却過程で粗大析出物の生成が多くなり、疲労特性に劣った。
Ｎｏ.５３は、時効処理での第１冷却温度域における冷却速度が大きすぎたので、その冷却過程での析出の進行が不十分となり、導電性が悪かった。また第１冷却温度域での残留応力の除去が不十分となり、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.５４は、時効処理での第２冷却温度域における冷却速度が小さすぎたので、その冷却過程での残留応力の除去が不十分となり、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.５５は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であった。また、粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.５６は、時効処理後に冷間圧延を行ったので、その後に低温焼鈍を施しても加工歪が十分に除去できず、ＫＡＭ値の高い組織状態となって、ばね限界値が低くなった。
Ｎｏ.５７は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であった。第１溶体化処理を行っていないので結晶粒径が大きくなり、疲労特性が悪かった。溶体化処理と時効処理の間で冷間圧延を行っていないので、時効処理で微細析出物の生成が不足したと考えられ、強度が低かった。強度が低いために曲げ加工性は比較的良好であった。テンションレベラーによる矯正を経ているので引張残留応力が多くなったと考えられ、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.５８は、時効処理後に冷間圧延を行ったが、第２溶体化処理を行い第２中間冷間圧延を省略したことで、ＫＡＭ値の増加が抑えられ、ばね限界値が高くなった。しかし、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であり、また粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.５９は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であり、また粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。時効処理後に冷間圧延を行ったのでＫＡＭ値の高い組織状態となり、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.６０は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であり、また粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.６１は、Ａｌ含有量が不足したので、密度（比重）の低減が不十分であった。また、Ａｌ含有量が少ないこと、時効処理において加熱保持の温度が高く、第１冷却温度域での冷却速度が小さいことなどに起因して、粗大析出物が多くなり疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４１は、Ａｌ含有量が不足したので、密度（比重）の低減が不十分であった。また、粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４２は、Ａｌ含有量が高すぎたので、導電性が悪かった。
Ｎｏ.４３は、Ｔｉ含有量が不足したので、強度が低く、密度（比重）の低減も不十分であった。
Ｎｏ.４４は、Ｔｉ含有量が高すぎたので、曲げ加工性が悪かった。
Ｎｏ.４５は、第１溶体化処理の温度が低かったので、析出相の固溶化が不十分となって時効処理で微細析出物が十分に析出しなかったと考えられ、強度が低かった。また、粗大析出物が多くなり疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４６は、第１溶体化処理の温度が高すぎたので結晶粒が粗大化して第２溶体化処理で十分に結晶粒微細化ができず、疲労特性と曲げ加工性に劣った。
Ｎｏ.４７は、第１中間冷間圧延での圧延率が低すぎたので歪の導入が不足し、続く第２溶体化処理で結晶粒の成長にバラツキが生じて大きい結晶粒が小さい結晶粒を吸収していく現象が進行し、結晶粒の微細化ができなかった。その結果、曲げ加工性と疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.４８は、第２中間冷間圧延の圧延率が低すぎたので歪の導入が不足し、続く時効処理で結晶粒内での微細析出物の生成が不十分となり、強度が低かった。また時効処理では歪の不足により結晶粒界での析出の進行が促進されて粗大析出物が多くなり、疲労特性に劣った。
Ｎｏ.４９は、第２中間冷間圧延の圧延率が高すぎたので歪の導入が多くなってＫＡＭ値の高い組織状態となり、ばね限界値が低くなった。
Ｎｏ.５０は、時効処理での加熱保持の温度が低かったので析出の進行が不十分となり、強度と導電性が低かった。
Ｎｏ.５１は、時効処理での加熱保持の温度が高すぎたので微細析出物の生成が少なかったと考えられ、強度が低かった。
Ｎｏ.５２は、時効処理での第１冷却温度域における冷却速度が小さすぎたので、その冷却過程で粗大析出物の生成が多くなり、疲労特性に劣った。
Ｎｏ.５３は、時効処理での第１冷却温度域における冷却速度が大きすぎたので、その冷却過程での析出の進行が不十分となり、導電性が悪かった。また第１冷却温度域での残留応力の除去が不十分となり、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.５４は、時効処理での第２冷却温度域における冷却速度が小さすぎたので、その冷却過程での残留応力の除去が不十分となり、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.５５は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であった。また、粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.５６は、時効処理後に冷間圧延を行ったので、その後に低温焼鈍を施しても加工歪が十分に除去できず、ＫＡＭ値の高い組織状態となって、ばね限界値が低くなった。
Ｎｏ.５７は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であった。第１溶体化処理を行っていないので結晶粒径が大きくなり、疲労特性が悪かった。溶体化処理と時効処理の間で冷間圧延を行っていないので、時効処理で微細析出物の生成が不足したと考えられ、強度が低かった。強度が低いために曲げ加工性は比較的良好であった。テンションレベラーによる矯正を経ているので引張残留応力が多くなったと考えられ、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.５８は、時効処理後に冷間圧延を行ったが、第２溶体化処理を行い第２中間冷間圧延を省略したことで、ＫＡＭ値の増加が抑えられ、ばね限界値が高くなった。しかし、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であり、また粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.５９は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であり、また粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。時効処理後に冷間圧延を行ったのでＫＡＭ値の高い組織状態となり、ばね限界値が低かった。
Ｎｏ.６０は、Ａｌ無添加であるため密度（比重）の低減が不十分であり、また粗大析出物の残存が十分に解消できず、疲労特性が悪かった。
Ｎｏ.６１は、Ａｌ含有量が不足したので、密度（比重）の低減が不十分であった。また、Ａｌ含有量が少ないこと、時効処理において加熱保持の温度が高く、第１冷却温度域での冷却速度が小さいことなどに起因して、粗大析出物が多くなり疲労特性に劣った。