CN101743333A

CN101743333A - 铜合金板

Info

Publication number: CN101743333A
Application number: CN200880024723A
Authority: CN
Inventors: 有贺康博; 桥本大辅; 野村幸矢
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-08-07
Filing date: 2008-07-24
Publication date: 2010-06-16
Also published as: EP2184371A1; EP2695958A3; KR20100031138A; US20110223056A1; EP2695957A3; EP2695958B1; EP2184371A4; EP2695956B1; KR101227315B1; EP2184371B1; EP2695956A2; EP2695956A3; EP2695957B1; EP2695957A2; WO2009019990A1; EP2695958A2

Abstract

本发明是一种特定组成的Cu-Ni-Sn-P系的铜合金板，涉及如下：(1)使铜合金板的导电率为32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下，0.2％屈服强度为500MPa以上，延伸率为10％以上；或者(2)使铜合金板表面的X射线衍射强度比I(200)/I(220)为一定量以下，并且使晶粒直径微细化，减小耐应力松弛特性的各向异性；或者(3)使铜合金板的组织成为B取向的取向分布密度、以及B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和处于特定的范围内的集合组织，以使弯曲加工性提高；或者(4)使由来自铜合金板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值测定的位错密度具有一定量以上，而使挤压冲孔性提高。本发明的Cu-Ni-Sn-P系的铜合金板，作为端子·连接器的需求特性优异，此外，(1)强度-延性平衡优异，或(2)满足相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性，或(3)弯曲加工性优异，或(4)挤压冲孔性优异。

Description

铜合金板

技术领域

本发明涉及铜合金板，特别是涉及具有作为汽车用端子/连接器等的连接部件用所适合的特性的铜合金板。

背景技术

在近年的汽车用端子/连接器等的连接部件中，要求其具有能够在发动机舱这样的高温环境下确保可靠性的性能。在该高温环境下的可靠性中，最重要有特性之一是接点嵌合力的维持特性，所谓的耐应力松弛特性。

在图4中，作为汽车用端子/连接器等的连接部件，显示有代表性的箱形连接器(母端子3)的构造。图4(a)表示正面图，图4(b)表示剖面图。在该图4中，母端子3是在上侧支架部(holder)4上悬架支持有压片5。而且若在支架内插入公端子(插片tab)6，则压片5发生弹性变形，在其反作用力下公端子(插片tab)6被固定。还有，在图4中，7为导线连接部，8为固定用舌片。

如该图4，对铜合金板所构成的弹簧形状部件施加恒定的位移，以母端子的成为弹簧形状的接点(压片)5嵌合公端子(插片tab)6时，若保持在发动机舱这样的高温环境下，则随着时间的推移会丧失掉其接点嵌合力。因此，所谓耐应力松弛特性，就是对于高温的阻抗特性，即使这些连接部件被保持在高温环境下，由铜合金板构成的弹簧形状部件的接点嵌合力也不会大大降低。

在社团法人汽车技术会的规格JASO-C400中，关于该耐应力松弛特性定为150℃×1000hr保持后的应力松弛率为15％以下。图3(a)、(b)中显示基于这一规格的耐应力松弛特性的试验装置。使用该试验装置，将切割成狭条状的试验片1的一端固定在刚体试验台2上，使另一端悬臂式地抬起并使之翘起(翘曲的量值为d)，将以规定的温度和时间加以保持后，在室温下卸载，求卸载后的翘曲的量值(永久应变)δ。在此，应力松弛率(RS)由RS＝(δ/d)×100表示。

但是，铜合金板的应力松弛率存在各向异性，试验片的纵长方向与铜合金板的轧制方向相对，而朝向哪个方向会导致为不同的值。在这一点上，汽车用端子/连接器等连接部件中，作为被用作弹簧的方向无论是相对于板的轧制方向为平行方向或是直角方向的任意一个方向，都需要有15％以下的应力松弛率。

作为这样的耐应力松弛特性优异的铜合金，历来普遍已知有Cu-Ni-Si系合金、Cu-Ti系合金、Cu-Be系合金等，但最近使用的是添加元素量比较少的Cu-Ni-Sn-P系合金。该Cu-Ni-Sn-P系合金可以用竖炉铸锭，而竖炉是向大气中的开口部极为开放的大规模熔融炉，因为其高生产性，所以可以实现大幅的低成本化。

该Cu-Ni-Sn-P系合金本身的耐应力松弛特性的提高对策一直以来也提出了种种。例如在下述专利文献1、2中公开，使Cu-Ni-Sn-P系合金基体中均一向细地分散Ni-P金属间化合物，使导电率提高，同时也使耐应力松弛特性等提高。另外在下述专利文献2、3中，公开有一种降低Cu-Ni-Sn-P系合金的P含量，抑制Ni-P化合物的析出的固溶型铜合金。此外，在下述专利文献4、5中公开，规定Cu-Ni-Sn-P系合金板制造时的最终退火的实体温度和保持时间，使导电率提高，同时也使耐应力松弛特性等提高。

专利文献1：日本专利第2844120号公报

专利文献2：日本专利第3871064号公报

专利文献3：特开平11-293367号公报

专利文献4：特开2002-294368号公报

专利文献5：特开2006-213999号公报

但是，这些使耐应力松弛特性提高的现有的Cu-Ni-Sn-P系合金的机械特性，若例如0.2％屈服强度为500MPa左右，则延伸率只能低于10％，在强度的比例下延伸率低。另外，作为端子/连接器特性，虽然应力松弛率在与轧制方向平行的方向上达成15％以下，但导电率却低至低于35％IACS。

但是至今为止，在汽车用端子/连接器等连接部件中，对作为原材的Cu-Ni-Sn-P系合金板进行弯曲加工等挤压成形时，对板施加不太大的应变速度的、比较低速的变形区域下的加工条件占主流。其结果如前述，尽管现有的Cu-Ni-Sn-P系合金的延伸率低，但通过加工条件等的缓和及筹划，也能够抑制裂纹等各种成形不良的发生，对端子/连接器的加工时基本没有问题。

相对于此，对铜合金板挤压成形，制造前述图4所示的汽车用端子/连接器等连接部件的工序，近年来也日益高效率化、高速化。这样高效率化、高速化的挤压成形时，在180°的贴紧弯曲和开槽后的90°弯曲等的弯曲加工中，势必对板施加很大的应变速度。而且，在这种应变速度大的高速变形区域的加工条件下，容易发生裂纹等各种成形不良，对于原材铜合金板来说，就需要高的成形性，即更高的延伸率的值。

但是，延伸率低的现有的Cu-Ni-Sn-P系合金不能适应这样的高效率化、高速化的挤压成形，产生裂纹等各种成形不良的可能性高。而且这样的成形不良的发生不仅使成形品的成品率降低，而且还可能造成制造线上的重大问题，即每当有成形不良发生，就要使高效率化、高速化的挤压成形工序(生产线)停止。

现有的Cu-Ni-Sn-P系合金如前述，因为在强度的比例下延伸率低，另外也并没有把实现该延伸率的特性本身的提高作用目标，所以几乎没有公开延伸率的值本身的例子。这一点，前述日本专利第3871064号公报和特开2002-294368号公报的实施例(表)中例外地公开有延伸率的值。若是据此，则在前述日本专利第3871064号公报中，在延伸率为10.1％的最优异的例子中，机械特性是0.2％屈服强度为521MPa，应力松弛率在与轧制方向平行的方向为12.7％，导电率为31.2％IACS。另外，在前述特开2002-294368号公报中，在延伸率为9.1％的最优异的例子中，机械特性是0.2％屈服强度为530MPa，应力松弛率在与轧制方向平行的方向为9.8％，导电率为33.2％IACS。

因此，即使根据日本专利第3871064号公报和特开2002-294368号公报，所证实的仍然如前述，在现有的Cu-Ni-Sn-P系合金中，若0.2％屈服强度为500MPa左右，则延伸率低于10％，在强度的比例下延伸率不高，另外即使应力松弛率在15％以下，导电率也不高。

针对于此，如前述就要求一种具有更高延伸率的值的Cu-Ni-Sn-P系合金板，以应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序。而且，作为该铜合金板，不仅仅是延伸率，还需要满足作为汽车用端子/连接器等的连接部件的其他要求特性。

即，作为全新的铜合金板，要求是这样一种Cu-Ni-Sn-P系合金板，其导电率在32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下，除了具有这样的端子/连接器特性以外，还具有0.2％屈服强度为500MPa以上，并且延伸率为10％以上的机械特性。

发明内容

鉴于这些，本发明第一目的在于，提供一种强度-延性平衡优异的Cu-Ni-Sn-P系合金板，其可应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为端子/连接器的要求特性。

可是如前述，经轧制(由轧制获得)的铜合金板的应力松弛率存在各向异性，前述图4中的母端子3的纵长方向与原材铜合金板的轧制方向相对，而朝向哪个方向会导致为不同的值。这是由于，所述应力松弛率测定中也一样，试验片的纵长方向与原材铜合金板的轧制方向相对，而朝向哪个方向会导致为不同的值。这一点上，相对于铜合金板的轧制方向为直角的方向比起平行方向，应力松弛率容易变低。

这一点上，在前述图4中，挤压加工原材铜合金板而制造母端子3时，存在朝向母端子3的纵长方向(压片5的纵长方向)相对于轧制方向成直角的方向进行板材下料的情况。要求有高的耐应力松弛特性的通常是针对向压片5的纵长方向的弯曲(弹性变形)。因此，如此相对于轧制方向朝向直角方向进行板材下料时，相对于铜合金板的轧制方向，不是要求与之平行的方向，而是要求与之成直角的方向具有高的耐应力松弛特性。

因此，如果与轧制方向平行的方向和相对于轧制方向的直角方向的应力松弛率均高，则不论原材铜合金板的板材下料方向，无论是与轧制方向平行的方向和直角方向的任意一个方向进行板材下料时，都能够满足作为端子/连接器的耐应力松弛特性。

鉴于这一点，本发明其第二目的在于，提供一种耐应力松弛特性优异的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，其作为端子/连接器，与轧制方向平行的方向以及相对于轧制方向的直角方向的应力松弛率均高。

另一方面，使现有的耐应力松弛特性提高的Cu-Ni-Sn-P系铜合金，其弯曲加工性和挤压冲孔性不太好。将铜合金板加工成端子/连接器时，也有贴紧弯曲或开槽后的90°弯曲等达到严酷的弯曲加工的情况，和板的挤压冲孔这样的被进行冲压加工的情况，只有耐受这样的加工的弯曲加工性和优异的挤压冲孔性才是符合要求的。

但是，如使耐应力松弛特性有所提高的现有的Cu-Ni-Sn-P系铜合金，通过固溶强化元素的添加和冷轧的加工率增加，例如0.2％屈服强度被高强度化至500MPa以上时，必然会伴有弯曲加工性的劣化，使所需要的强度和弯曲加工性并立相当困难。

另外，虽然用途和合金系完全不同，但导线架用途的Cu-Fe-P系铜合金板等其他铜合金中，作为提高挤压冲孔性的方法，历来通用的方法有，Pb、Ca等的微量添加和使成为破坏的起点的化合物分散等控制化学成分的方法，和控制晶粒直径等的方法。但是，若将这些方法应用于Cu-Ni-Sn-P系铜合金，则控制本身困难，使其他的特性劣化，另外还有因制造成本的上升等带来的问题。

在Cu-Fe-P系铜合金板的领域，着眼于板的组织，也有大量提高有使挤压冲孔性和弯曲加工性提高的技术(参照特开平2000-328158号公报、特开2002-339028号公报、特开2000-328157号公报和特开2006-63431号公报)。其主要是通过控制铜合金板的晶体取向的集聚度而使挤压冲孔性提高。

但是，在合金系和特性上与这些Cu-Fe-P系在为不同的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，使挤压冲孔性提高的方法，至今为止没怎么提出。其理由推测是由于，以往使Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的挤压冲孔性提高的必要性和用途少。

鉴于以上几点，本发明其第三目的在于，提供一种Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，其满足作为端子/连接器的耐应力松弛特性和弯曲加工性等的要求特性，本发明其第四目的在于，提供一种Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，其除了满足作为端子/连接器的耐应力松弛特性等要求特性以外，挤压冲孔性也优异。

用于达成本发明的第一目的强度-延性平衡优异的铜合金板(称为本发明的第一形态)的要旨在于，是一种铜合金板，以质量％计，含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％、P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，其中，具有导电率为32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下的端子/连接器特性，还具有0.2％屈服强度为500MPa以上，并且延伸率(拉伸率)为10％以上的机械特性。

另外，本发明的第一形态的其他要旨在于，是一种铜合金板，以质量％计，含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％、P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，其中，在该铜合金板的X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)为100～102°之间存在强度峰值，具有导电率为32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下的端子/连接器特性，还具有0.2％屈服强度为500MPa以上，并且延伸率为10％以上的机械特性。

作为更优选的所述铜合金板的特性，是具有导电率为35％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下的端子/连接器特性，还具有0.2％屈服强度为520MPa以上，并且延伸率为12％以上的机械特性。

在此，所述铜合金板优选以质量％计，还含有Fe：0.5％以下、Zn：1％以下、Mn：0.1％以下、Si：0.1％以下和Mg：0.3％以下之中的至少一种。另外，所述铜合金优选还含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt之中的至少一种，合计量为1.0质量％以下。此外，所述铜合金优选还含有Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属之中的至少一种，合计量为0.1质量％以下。

另外，制造上述或后述的任意一种本发明的第一形态的铜合金板的方法，是铸造上述或后述的任意一种组成的铜合金，依次对该铜合金铸锭进行热轧、冷轧、最终退火而得到铜合金板时，在铜合金板的最高达到温度为500～800℃的范围进行所述最终退火，使铜合金板向该温度的平均升温速度为50℃/s以上，并且将铜合金板冷却至室温时，在使铜合金板从400℃至室温的平均冷却速度为40～100℃/h的范围内进行，使得到的铜合金板，其X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)在100～102°之间存在强度峰值，并且具有导电率为32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下的端子/连接器特性，还具有0.2％屈服强度为500MPa以上，并且延伸率为10％以上的机械特性。

用于达成本发明的第二目的的耐应力松弛特性优异的铜合金板(以下称为本发明的第二形态)的要旨在于，是一种铜合金板，以质量％计，含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％、P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，其中，来自板表面的(200)面的X射线衍射强度I(200)和来自板表面的(220)面的X射线衍射强度I(220)的比I(200)/I(220)为0.25以下，并且平均晶粒直径为5.0μm以下。

用于达成本发明的第三目的的耐应力松弛特性和弯曲加工特性优异的铜合金板(以上称为本发明的第三形态)的要旨在于，是一种铜合金板，以质量％计，含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％、P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，其中，该铜合金板的集合组织为，Brass取向的取向分布密度为40％以下，且，Brass取向和S取向和Copper取向的取向分布密度的和为30％以上、90％以下。

用于达成本发明的第四目的的耐应力松弛特性和弯曲加工特性优异的铜合金板(以上称为本发明的第四形态)的要旨在于，是一种铜合金板，以质量％计，含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％、P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，其中，来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值为1.0×10^-4以上。

(本发明的第一形态的效果)

本发明者们通过上述的最终退火条件的特征的控制，从而不会降低通常因最终退火而降低的强度，另外使导电率提高到通常预想的导电率提高效果以上，而且耐应力松弛特性得到维持，除此之外还使得到的铜合金板的延伸率提高，从而得到了本发明第一形态的强度-延性平衡优异的铜合金板。通常，常识上由于最终退火造成的回复、再结晶现象，导致最终退火后的强度降低。然而，通过上述的最终退火条件的特征性的控制，令人惊讶的是，强度没有降低而是得到保持，而延伸率反而提高。另外导电率也提高。

即，现有的Cu-Ni-Sn-P系合金板，0.2％屈服强度为500MPa以上，延伸率低于10％，即使应力松弛率在15％以下，导电率也低于35％IACS。相对于此，根据本发明的第一形态，能够得到这样一种全新的Cu-Ni-Sn-P系合金板，即使0.2％屈服强度为500MPa以上，延伸率也会在10％以上，导电率为32％IACS以上，应力松弛率在15％以下。作为该Cu-Ni-Sn-P系合金板的更优异的特性为，导电率为35％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率在15％以下，0.2％屈服强度为520MPa以上，延伸率为12％以上。

但是，对于该强度-延性优异的本发明的第一形态的铜合金板进行组织上的分析，即使进行晶粒形状和分析尽可能的微细的Ni-P化合物等的结晶析出物、氧化物等的详细的解析，直至今日也不能将现有的铜合金板和本发明的铜合金板进行明确的组织上的区分。这时使用的组织的分析设备是这种直接的组织分析所通用的SEM(扫描型电子显微镜)、TEM(透射型电子显微镜)等。当然，调查的铜合金板组成，为完全相同的Cu-Ni-Sn-P系合金，制造条件也只是互相改变上述的最终退火条件，其他条件相同。

因此，本发明者们作为组织上的分析，还进行了比作为上述直接性的组织分析手法的SEM和TEM更特殊的X射线衍射。其结果如后述，在本发明的第一形成的强度-延性平衡优异的铜合金板中，判明X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)在100～102°之间存在强度峰值，而在现有的Cu-Ni-Sn-P系合金板中则不存在这样的强度峰值。

换言之，则是若在Cu-Ni-Sn-P系合金板中存在这样的强度峰值，则得出的结论是，即使0.2％屈服强度为500MPa以上，延伸率也会在10％以上，导电率为32％IACS以上，应力松弛率为15％以下。另一方面，若这样的强度峰值不存在，则如现在的Cu-Ni-Sn-P系合金板，0.2％屈服强度为500MPa以上，延伸率就会低于10％，即使应力松弛率在15％以下，导电率也会低于32％IACS。即，作为事实，根据上述特定的强度峰值存在与否，可以判别是否是兼具0.2％屈服强度、延伸率、导电率、耐应力松弛特性的全新的Cu-Ni-Sn-P系合金。

上述特定的强度峰值的存在，即X射线衍射角(2θ)为100～102°之间的上述特定的强度峰值，意味着有某种化合物存在于铜合金板组织中。然后，本发明者们如后述，将该化合物推测为特定的Sn系化合物。但是其也如后述，在该合金板中，即使对于有可能性的金属间化合物和X射线衍射图案中的强度峰值的位置的关系进行各种分析，仍然不一定能够明确上述特性的强度峰值是哪一种金属间化合物，现状是处于无法彻底推测的阶段。因此，上述特定的强度峰值在Cu-Ni-Sn-P系合金板的上述特性的差异和提高上如何贡献或是否有所贡献都未必明确。

如此，上述特定的强度峰值虽然是本发明的第一形态的强度-延性平衡优异的铜合金板的新颖性的重要的标准，但为了发挥上述的特性的差异，是否是必须的要件还不明确。

但是，根据本发明的第一形态，可以提供一种强度-延性平衡优异的铜合金板，其可应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为端子/连接器的要求特性。

(本发明的第二形态的效果)

在本发明的第二形态中，之所以规定上述X射线衍射强度比I(200)/I(220)，是为了抑制Cu-Ni-Sn-P系合金板的Cube取向的发达，并且使Cube取向以外的特定的晶体取向发达。另外与之相结合，使平均晶粒直径微细达到5.0μm以下。由此，在本发明的第二形态中，可使与轧制方向平行的方向或直角方向等特定的方向所对应的各向异性减小，使相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性提高，并且减小与轧制方向平行的方向或直角方向的耐应力松弛特性的差。

相对于此，与本发明的第二形态相反，使Cube取向发达，或抑制Cube取向以外的特定的晶体取向的发达，或使平均晶粒直径粗大化时，无论哪种情况下，相对于轧制方向为平等方向等的特定的方向所对应的各向异性都会变强，直角方向的耐应力松弛特性反而不会提高。另外，不能减小与轧制方向平行的方向或直角方向的耐应力松弛特性的差，两个方向间的各向异性(耐应力松弛特性的差)变大。

(本发明的第三形态的效果)

通常的铜合金板的情况下，主要形成以下所示的诸如被称为Cube取向、Goss取向、Brass取向(以下，也称B取向)、Copper取向(以下，也称Cu取向)、S取向等的集合组织，存在与之相应的结晶面。

这些集合组织的形成即使在相同的结晶系的情况下，也会由于加工、热处理方向而有所不同。经过轧制的板材的集合组织的情况下，以轧制面和轧制方向表示，轧制面以{ABC}表示，轧制方向以<DEF>表示。基于这样的表现，各取向以如下方式表现。

Cube取向 {001}<100>

Goss取向 {011}<100>

Rotated-Goss取向 {011}<011>

Brass取向(B取向) {011}<211>

Copper取向(Cu取向) {112}<111>

(或D取向{4411}<11118>

S取向 {123}<634>

B/G取向 {011}<511>

B/S取向 {168}<211>

P取向 {011}<111>

通常的铜合金板的集合组织如上述，由相当多的取向因素构成，但是若其构成比率变化，则板材的塑性各向异性变化。在Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，耐应力松弛特性和弯曲加工性等的特性有重大的变化。

根据本发明者们的发现，为了在维持上述高强度的状态下，提高Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的弯曲加工性，需要降低Brass取向(B取向)的取向分布密度。而且，为了进一步平衡地兼具上述高强度和弯曲加工性，还需要将B取向和S取向以及Cu取向的取向分布密度的和控制在特定范围。

另一方面，例如以往有这样的例子：合金系不同，是在Cu-Fe-P系的铜合金板中，在其集合组织之中，特别是通过将Cube取向的取向密度[以下也称D(Cube)]控制在适当范围，而达成弯曲加工性的提高和稳定化。但是，根据本发明者们的发现，在这样的Cube取向的控制下，特别是不能使这些提高了耐应力松弛特性的、0.2％屈服强度为500MPa以上的高强度的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的弯曲加工性提高。

在0.2％屈服强度为500MPa以上的高强度的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，上述集合组织之中，特别是B取向的取向分布密度，此外还有B取向和S取向的取向以及Cu取向的分布密度对强度有很大影响。B取向、S取向、Cu取向的取向分布密度越大，轧制集合组织越发达，强度越高。

但是另一方面，B取向的取向分布密度越大，或者B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和越大，耐应力松弛特性和弯曲加工性反而越降低。相对于此，越是减小B取向的取向分布密度，或者减小B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和，晶体取向越不规则化，耐应力松弛特性和弯曲加工性越提高。

即，在0.2％屈服强度为500MPa以上的高强度的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，为了在维持高强度的状态下提高耐应力松弛特性和弯曲加工性，有效的是减小B取向的取向分布密度，并且将B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和控制在特定范围。

(本发明的第四形态的效果)

在本发明的第四形态中控制Cu-Ni-Sn-P系铜合金板组织的位错密度。即，提高Cu-Ni-Sn-P系铜合金板组织的位错密度，使挤压冲孔性提高。根据本发明者们的发现，该位错密度是借助Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的轧制条件，从而可以控制其导入量，并且该位错密度控制带来的挤压冲孔性的提高效果很大。

这里，在本发明的第四形态中，并不是像前述特开平2000-328158号公报、特开2002-339028号公报、特开2000-328157号公报和特开2006-63431号公报等那样，规定来自Cu-Fe-P系铜合金等的板表面的特定晶体取向的X射线衍射强度，以控制特定的取向(晶体取向)的集聚比例等结晶的定向性的集合组织。在本来具有不规则的取向的铜合金中，只使特定的取向的集聚比例增大存在很大的局限。这也与前述的特开平2000-328158号公报、特开2002-339028号公报、特开2000-328157号公报和特开2006-63431号公报等的控制特定的取向(晶体取向)的集聚比例等的集合组织的情况相同。换言之，在这些现有的集合组织的控制下，不仅是Cu-Fe-P系铜合金，即使是Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，在挤压冲孔性提高效果上也有很大的局限。

但是，本发明的第四形态控制的位错密度因为是非常微观的问题，所以，直接观察被导入Cu-Ni-Sn-P系铜合金板组织中的位错密度或使之定量化非常困难。但是根据本发明者们的发现，被导入Cu-Ni-Sn-P系铜合金板组织中的该位错密度与X射线衍射强度峰值的半值宽度，以及半值宽度除以X射线衍射强度峰值高度的值有着非常密切的关联。

这种情况下，无论是哪个X射线衍射强度峰值，都同样与该位错密度相关。但是，本发明的第四形态规定的来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值，与来自其他面的X射线衍射强度峰值相比，除去半值宽度而X射线衍射强度峰值不太大(高)，半值宽度也是如此，因此X射线衍射强度峰值的半值宽度除以高度的值的可靠性高。因此，在本发明的第四形态中，利用板表面的来自{200}面的X射线衍射强度峰值，虽然是间接性地规定该位错密度并使之定量化，但却是正确且有再现性地进行规定、定量化。

如此，在本发明的第四形态中，通过与位错密度密切相关的、来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度规定该位错密度，从而使挤压冲孔性提高，以满足Cu-Ni-Sn-P系铜合金板所要求的挤压冲孔性。

附图说明

图1是表示铜合金板的X射线衍射图案的说明图。

图2是表示铜合金板的X射线衍射图案的说明图。

图3是说明铜合金板的耐应力松弛试验的剖面图。

图4是表示箱形连接器的构造的剖面图。

图5是表示X射线衍射强度峰值的半值宽度的模式图。

图6是表示剪切面率的测定方法的说明图。

符号说明

a：X射线衍射图案中的100～102°之间的特定强度峰值，

1：试验片，2：试验台，3：箱形连接器(母端子)，4：上侧支架部，5：压片，6：公端子，7：导线连接部，8：固定用舌片

具体实施方式

以下，对本发明进行详细地说明。还有，在本说明书中，以质量定义的全部的百分率，分别与由重量定义的百分率相同。

(1)本发明的第一形态的实施的最佳方式。

首先，以下对于本发明的第一形态进行详细地说明。

(X射线衍射)

在本发明的第一形态中，作为强度-延性平衡优异的铜合金板的新颖性的重要的标准，规定X射线图案中的特定的强度峰值。即，规定为铜合金板的X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)在100～102°之间存在强度峰值。

还有，该特定的强度峰值如后述，推测为源自Ni-Sn系化合物，但是，如果与作为基体原本主要的Cu的强度峰值高度相比，则因为是合金成分甚至合金元素，所以峰值高度显著地低。另外，该特定的强度峰值高度的程度，是否有助于Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的上述延伸率等的特性的差异，如前述还不明确。但是也如前述，该特定的强度峰值是否存在，却能够使铜合金板的特性与现有的延伸率和导电率低的特性明确地区别。

因此，在本发明的第一形态中，在X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)为100～102°之间(101°附近)，越过噪音造成的强度峰值的偏差(ぶれ)，如果客观上确认到有强度峰值实质存在，则规定为该特定的强度峰值存在。

(图1和2)

在图1中，表示后述的第一实施例的表2的发明例和比较例20、22、23的各种铜合金板的X射线衍射图案，图2中只择取图1的发明例1的X射线衍射图案显示。

在图1和2中，纵轴均是X射线的衍射强度(CPS)，横轴均是X射线衍射角(2θ)。还有，纵轴的X射线衍射强度图1中为0～1000CPS的范围，图2中有所不同，为0～3500CPS的范围。另外，横轴的X射线衍射角也各自不同，图1中为30～112°的范围，图2中为80～120°的范围。

在图1中，为首的X射线衍射图案是发明例1，其下是以从至下的顺序配置比较例20、22、23的X射线衍射图案为了将其纳入同一图1内，基准线的显示除去比较例23以外，分别假定水平配置。

在图1中，发明例和各比较例的各种铜合金板的X射线衍射图案，因为是同组成系铜合金，所以在相同的X射线衍射角(2θ)的部分，由Cu的箭头表示的主要的Cu的强度峰值出现。其在X射线衍射角为50～51°、59～60°、89～90°、110～111°各区间存在强度峰值位置。

在图1中，发明例和各比较例的X射线衍射图案的惟一的不同在于以下这点：在X射线衍射角(2θ)为100～102°之间，由a的箭头表示的特定的强度峰值是否存在。在该图1和只择取发光例1的图2中，只有在发明例1中，才能越过噪音造成的强度峰值的偏差(ぶれ)，客观确认到有强度峰值实质性地存在。

(强度峰值意味的化合物)

通常，如此在X射线衍射角(2θ)为100～102°之间有强度峰值a

(特定的强度峰值)出现的化合物(析出物)本身在Cu-Ni-Sn-P系合金中不明。但是，X射线衍射角最近的例子是沿(511)面定向的Ni₃Sn化合物(析出物)，其X射线衍射角为102°，在102°位置出现强度峰值。但是，该X射线衍射角(2θ)并不在本发明的第一形态所规定的100～102°之间，强度峰值的位置有一些向高角度侧偏移。

因此，在Cu-Ni-Sn-P系合金中生成的、其他主要的化合物(析出物)的强度峰值位置(X射线衍射角)，如图2分别所示，证实在强度峰值位置在100～102°之间出现的化合物(析出物)本身仍然不明。在图2中，沿(331)面定向的Ni₃Sn化合物、沿(420)面定向的Cu₃Sn化合物，强度峰值位置在81°和82°之间。沿(420)面定向的Ni₃Sn化合物，强度峰值位置在84°附近。沿(422)面定向的Cu₃Sn化合物，强度峰值位置在91°和92°之间。沿(422)面定向的Ni₃Sn化合物，强度峰值位置在94°附近。沿(511)面定向的Cu₃Sn化合物，强度峰值位置在99°附近。沿(440)面定向的Cu₃Sn化合物，强度峰值位置在111°和112°之间。沿(440)面定向的Ni₃Sn化合物，强度峰值位置在115°和116°之间。沿(531)面定向的Cu₃Sn化合物，强度峰值位置在120°附近。

因此，这些事实所对应的合理的推论为如下这一点：本发明的第一形态规定的、上述特定的强度峰值a出现的化合物(析出物)，因为Ni₃Sn化合物(析出物)中的Ni的一部分和Cu进行了置换，所以强度峰值的位置向低角度侧偏移，处于100～102°之间。即，本发明的第一形态中规定的X射线衍射角(2θ)在100～102°之间出现的(特定的强度峰值a的)化合物(析出物)，被推测是Ni的一部分和Cu进行了置换的、包含Ni和Cu的Sn系化合物(以下也称为特定的Sn系化合物)。但是，该被推测为是包含Ni和Cu的Sn系化合物的“化合物”，是否有助于Cu-Ni-Sn-P系合金板的上述延伸率等特性的异差，如前述还不明确。

但是，铜合金板的X射线衍射图案中的X射线射角(2θ)在100～102°之间有强度峰值存在的Cu-Ni-Sn-P系合金板，事实是可以应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，作为端子/连接器的耐应力松弛特性和导电率也优异，强度-延性平衡也优异。因此，在以下的成份组成和制造方法的说明中，其记述是确立在X射线衍射图案中的该特定强度峰值a是源自上述特定的Sn系化合物的推测之上。

(铜合金成分组成)

接着，以下对于本发明的第一形态的铜合金的成分组成进行说明。在本发明的第一形态中，铜合金的成分组成，前提如前述，是可以用竖炉铸锭，因其高生产性而可以进行大幅地低成本化的Cu-Ni-Sn-P系合金。

然后，为了应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为汽车用端子/连接器等的连接部件的要求特性，强度-延性平衡也优异，同时使耐应力松弛特性和导电率也优异，该铜合金基本上是分别含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成的铜合金。还有，各元素的含量的％显示，全部是质量％的意思。以下就铜合金的合金元素，对于其添加理由和抑制理由进行说明。

(Ni)

Ni与P形成微细的析出物，是使强度和耐应力松弛特性提高所需要的元素。另外，Ni形成本发明的第一形态中规定的X射线衍射图案中的关于上述特定强度峰值的上述特定的Sn系化合物。含有低于0.1％时，即使根据最佳的制造方法，0.1μm以下的微细的Ni化合物量和Ni的固溶量的绝对量和特定的Sn系化合物量也不足。因此，为了有效地发挥这些Ni的效果，需要使之含有0.1％以上。

但是，若超过3.0％而使之过剩地含有，则Ni的氧化物、结晶物、析出物等化合物粗大化，或者粗大的Ni化合物增大。其结果是，微细的Ni化合物量和Ni的固溶量降低。另外，这些粗大化的Ni化合物会成为破坏的起点，因此不仅强度和耐应力松弛特性降低，延伸率也降低。因此，Ni的含量为0.1～3.0％的范围，优选为0.3～2.0％的范围。

(Sn)

Sn在铜合金中固溶使强度提高。另外，Sn形成本发明的第一形态中规定的X射线衍射图案中的关于上述特定强度峰值的上述特定的Sn系化合物。此外，固溶于基体的Sn抑制因退火中的再结晶造成的软化。Sn含量低于0.01％时，Sn过剩少，不能提高强度-延性平衡。另一方面，若Sn含量超过3.0％，则不仅导电率显著降低，而且前述固溶的Sn在结晶晶界偏析，延伸率降低。因此，Sn含量为0.01～3.0％的范围，优选为0.1～2.0％的范围。

(P)

P与Ni形成微细的析出物，是使强度和耐应力松弛特性提高所需要的元素。另外，P作为脱氧剂发挥作用。含有低于0.01％时，P系的微细的析出物粒子不足，因此需要含有0.01％以上。但是，若超过0.3％而使之过剩地含有，则Ni-P金属间化合物析出粒子粗大化，不仅强度和耐应力松弛特性降低，而且热加工性也降低。因此，P的含量为0.01～0.3％的范围，优选为0.02～0.2％的范围。

(Fe、Zn、Mn、Si和Mg)

Fe、Zn、Mn、Si和Mg是容易从废料等熔融原料混入的杂质。这些元素虽然具有各自的含有效果，但是总的来说使导电率降低。另外若含量变多，则难以用竖炉铸锭。因此，在获得高导电率时，分别控制为Fe：0.5％以下、Zn：1％以下、Mn：0.1％以下、Si：0.1％以下和Mg：0.3％以下。换言之，在本发明的第一形态中，允许其在上限值以下含有。

Fe与Sn一样，提高铜合金的再结晶温度。但是若超过0.5％，则导电率降低。优选为0.3％以下。

Zn防止镀锡的剥离。但是若超过1％，则导电率降低，得不到高导电率。另外以竖炉铸锭时优选为0.05％以下。而且，如果作为汽车用端子使用的温度区域(约150～180℃)，则通过0.05％以下的含有还具有能够防止镀锡剥离的效果。

Mn和Si具有作为脱氧剂的效果。但是若超过0.1％，则导电率降低，得不到高导电率。另外以竖炉铸锭时，还分别优选Mn：0.001％以下，Si：0.002％以下。

Mg具有使耐应力松弛特性提高的作用。但是若超过0.3％，则导电率降低，得不到高导电率。另外以竖炉铸锭时，优选0.001％以下。

(Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt)

本发明的第一形态的铜合金，作为杂质还允许含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt之中的至少1种，这些元素的合计量为1.0％以下。这些元素具有防止晶粒的粗大化的作用，但是这些元素的合计量超过1.0％时，导电率降低，得不到高导电率。另外难以用竖炉铸锭。

此外，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属也是杂质，这些元素的量优选将合计量限制在0.1％以下。

(铜合金板制造方法)

接着，以下对于本发明的第一形态的铜合金板的制造方法进行说明。本发明的第一形态的铜合金板的制造工序本身，除了最终退火工序的条件以外，均能够通过常规方法制造。即，通过对调整了成分组成的铜合金熔汤的铸造、铸锭端面车削、均热、热轧，然后通过冷轧和退火的反复，得到最终(制品)板。但是，用于制造本发明的第一形态的铜合金板的优选的制造条件以下进行说明。

首先，在所述本发明的第一形态的铜合金组成的铸造时，可以用大规模熔融炉的竖炉进行高生产性地铸锭。但是，优选从铜合金熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的所需时间为1200秒以下，此外优选由铸锭的加热炉取出铸锭至热轧结束的所需时间为1200秒以下这样尽可能短的时间。

通过这样的从铜合金熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的短时间化，还有由铸锭的加热炉取出铸锭至热轧结束的短时间化，能够抑制粗大的Ni化合物，并且能够确保微细的Ni化合物量和Ni的固溶量。其结果作为前提是能够确保铜合金板的导电率、耐应力松弛特性、强度。

还有，即使主要通过后段的冷轧条件、退火条件来控制微细的Ni化合物量和Ni的固溶量，在至热轧结束的上述前述的工序中，微细的Ni化合物量和Ni的固溶量的绝对量也会变少。此外，在上述前段的工序中生成的粗大的Ni化合物多时，在冷轧、退火工序中析出的微细生成物被该大的粗大生成物捕获，独立存在于基体中的微细生成物越发变少。因此，存在不能得到充分的强度和优异的耐应力松弛特性的可能性。

关于热轧，遵循常规方法即可，热轧的进入侧温度为600～1000℃左右，结束温度为600～850℃左右。热轧后水冷或放冷。

其后，反复进行冷轧和退火，成为制品板厚的铜合金板等。退火和冷轧也可以根据最终(制品)板厚加以反复。冷粗轧以能够在在最终精轧中获得30～80％左右的加工率的方式选择加工率。冷粗轧的途中能够适宜夹入中间的再结晶退火。

(最终退火)

本发明的第一形态的铜合金板，如前述，通过最终退火条件的特征性的控制，使前述的X射线衍射图案中的强度峰值在100～102°之间出现的前述特定Sn系化合物生成。而且，不会使通常会由于退火而降低的强度降低，另外还会使导电率提高到通常预想的导电率提高效果以上，而且在维持耐应力松弛特性的基础上，还使得到的铜合金板的延伸率提高，得到强度-延性平均优异的铜合金板。通常，常识上在由于最终退火造成的回复、再结晶现象的作用下，会导致最终退火后的强度降低，但在最终退火条件的特征性的控制下，强度不会降低而是得以保持，延伸率反而提高。另外导电率也提高。

最终退火温度，作为板的实体温度，以最高到达温度在500～800℃的范围进行，该温度范围下的保持时间优选为10～60秒。然后，板向该最高到达温度的平均升温速度为50℃/s以上，并且将板冷却到室温时，从400℃到室温的板的平均冷却速度为40～100℃/h的范围。

若该平均升温速度过慢而低于50℃/s，则在板的升温中，Ni-P等的Ni化合物(析出物)粗大化，特别是不能兼备延伸率、强度、耐应力松弛特性。该平均升温速度越快越好，但其上限值根据最终退火所使用的退火炉的设备的能力而定。

另外，从400℃到室温的平均冷却速度过慢而低于40/h，Ni-P等的Ni化合物(析出物)也会粗大化，特别是不能兼备延伸率、强度、耐应力松弛特性。此外，若该平均冷却速度过慢，则严重的是，粗大化的Ni-P等的Ni化合物成长，因此优先的固溶Ni被消耗。因此，不会使前述的特定Sn系化合物生成，该铜合金板的X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)为100～102°之间也不存在强度峰值。另外因为晶粒也粗大化，所以强度和延伸率降低。

另一方面，从400℃到室温的平均冷却速度过快而超过100℃/h，析析出物也有可能微细化，但严重的是，与平均冷却速度过慢的情况相同，不会使前述的特定Sn系化合物生成，该铜合金板的X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)为100～102°之间也不存在强度峰值。其结果是，从400℃到室温的平均冷却速度无论是过慢还是过快，都不能得到导电率、强度-延性平衡优异的铜合金板，特别是延伸率、强度也变低，不能兼具包括耐应力松弛特性在内的这些特性。

还有，从最高到达温度进行冷却时，至400℃的高温侧的板的平均冷却速度能够自由选择。但是，若结合考虑防止退火工序的效率降低和防止晶粒直径的粗大化，则优选平均冷却速度为100℃/h以上。

最终精冷轧后的去应变退火或稳定化退火，优选以实体温度250～450℃×20～40秒进行。由此，由最终精轧导入的应变被去除，并且材料不会软化，能够抑制强度的降低。

(2)本发明的第二形态的实施的最佳方式

接着，以下对于本发明的第二形态进行详细地说明。

(X射线衍射强度比)

本发明的第二形态的X射线衍射强度比，采用通常的X射线衍射法，对于板表面的、来自作为Cube取向的(200)面的X射线衍射强度I(200)和来自作为Cube取向以外的取向的(220)面的X射线衍射强度I(220)进行测定。然后，根据I(200)/I(220)能够求得其X射线衍射强度比(X射线衍射峰值比)。

通常的铜合金板的集合组织由相当多的取向因素构成，但若其构成比率变化，则板材的塑性各向异性变化，耐应力松弛特性变化。其中，特别是通过将Cube取向的取向密度[也称为D(Cube)]和其以外的特定的晶体取向密度控制在适当范围，与轧制方向平行的方向或直角方向等的特定的方向所对应的各向异性减小。

即，抑制Cube取向的发达，并且加强Cube取向以外的特定的晶体取向的发达。由此，可使相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性提高，并且减小与轧制方向平行的方向和直角方向的耐应力松弛特性的差异。而且，无论原材铜合金板的板材下料方向，在与轧制方向平行的方向和直角方向的任意一个方向进行板材下料时，与轧制方向平行的方向和相对于轧制方向的直角方向的应力松弛率都高，满足作为端子/连接器的耐应力松弛特性。

因此，在本发明的第二形态中，来自板表面的作为Cube取向的(200)面的X射线衍射强度I(200)和来自作为Cube取向以外的取向的(220)面的X射线衍射强度I(220)的比I(200)/I(220)为0.25以下，优选为0.20以下。

该I(200)/I(220)超过0.25时，Cube取向发达，Cube取向以外的特定的晶体取向的发达受到抑制，与轧制方向平行的方向等的特定的方向所对应的各向异性变强，直角方向的耐应力松弛特性反而不会提高。另外，不能减小与轧制方向平行的方向和直角方向的耐应力松弛特性的差异，两方向间的各向异性(耐应力松弛特性的差异)变大。

(平均晶粒直径)

在本发明的第二形态中，通过使Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的上述集合组织的控制，和减小平均晶粒直径的控制加以组合，与轧制方向平行的方向和直角方向等的特定的方向所对应的各向异性减小，使相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性提高，并且使与轧制方向平行的方向和直角方向的耐应力松弛特性的差异减小。

因此，在本发明的第二形态中，使平均晶粒直径微细至5.0μm以下。平均晶粒直径超过5.0μm，使平均晶粒直径粗大化时，即使进行上述集合组织的控制，与轧制方向平行的方向等的特定的方向所对应的各向异性也会变强，直角方向的耐应力松弛特性反而不会提高。另外，不能减小与轧制方向平行的方向和直角方向的耐应力松弛特性的差异，两个方向的各向异性(耐应力松弛特性的差异)变大。

该平均晶粒直径，能够在基于使用了FESEM/EBSP的晶体取向分析法的特定取向的取向分布密度测定之中进行测定。即，该晶体取向分析法，是基于试料表面倾斜地碰撞电子射线时产生的电子背散射衍射图案(菊池图案)分析晶体取向。而且，该方法作为高分辨率晶体取向分析法(FESEM/EBSP)，还公知有金刚石薄膜和铜合金等的晶体取向分析。以该方法进行与本发明的第二形态相同的铜合金的晶体取向分析的例子，也在特开2005-29857号公报、特开2005-139501号公报等中被公开。

该晶体取向分析法的分析步骤如下：首先，将被测定的材料的测定区域通常分割成六角形等的区域，在被分割的各区域中，由入射试料表面的电子射线的反射电子，得到菊池图案(特定取向映射mapping)。这时，如果使电子射线二维扫描试料表面，以每个规定间距测定晶体取向，能够测定试料表面的取向分布。

其次，分析得到的上述菊池图案，了解电子射线入射位置的晶体取向。即，将得到的菊池图案与已知的结晶构造的数据比较，求得该测定点的晶体取向。同样，求得与该测定点邻接的测定点的晶体取向，这些相互邻接的结晶的取向差为±10°以内(从结晶面偏移±10°以内)的属于相同的结晶面(视为)。另外，两方的结晶的取向差超过±10°时，以其间(两方的六角形接触的边等)为晶界。如此求得试料表面的结晶晶界的分布。

更具体地说，从制造的铜合金板提取组织观察用的试验片，进行机械研磨和抛光后，实施电解研磨而调整表面。对于如此得到的试验片，使用日本电子公司制的FESEM和TSL公司制的EBSP测定/分析系统OIM(Orientation Imaging Macrograph)，使用同系统的分析软件(软件名“OIMAnalysis”)，能够测定各晶粒的平均粒径。测定视野范围例如为500μm×500μm左右的区域，在试验片的适当地方的数处对其进行测定并平均化。

(铜合金成分组成)

接着，以下对于本发明的第二形态的铜合金的成分组成进行说明。在本发明的第二形态中，铜合金的成分组成，前提如前述，是可以用竖炉铸锭，因其高生产性而可以进行大幅地低成本化的Cu-Ni-Sn-P系合金。

然后，为了应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为汽车用端子/连接器等的连接部件的要求特性，强度、耐应力松弛特性和导电率也优异，基本上是分别含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成的铜合金。还有，各元素的含量的％显示，全部是质量％的意思。以下就铜合金的合金元素，对于其添加理由和抑制理由进行说明。

(Ni)

Ni在铜合金基体中固溶或与P等其他合金元素形成微细的析出物和化合物，是使强度和耐应力松弛特性提高所需要的元素。Ni的含量低于0.1％时，即使根据最佳的制造方法，0.1μm以下的微细的Ni化合物量和Ni的固溶量的绝对量也不足。因此，为了有效地发挥这些Ni的效果，需要使之含有0.1％以上。

但是，若超过3.0％而使之过剩地含有，则Ni的氧化物、结晶物、析出物等化合物粗大化，或者粗大的Ni化合物增大。其结果是，微细的Ni化合物量和Ni的固溶量反而降低。另外，这些粗大化的Ni化合物会成为破坏的起点，因此强度和和弯曲加工性也降低。因此，Ni的含量为0.1～3.0％的范围，优选为0.3～2.0％的范围。

(Sn)

Sn在铜合金基体中固溶使强度提高。此外，固溶Sn抑制因退火中的再结晶造成的软化。Sn含量低于0.01％时，Sn过剩少，不能提高强度。另一方面，若Sn含量超过3.0％，则不仅导电率显著降低，而且前述固溶的Sn在结晶晶界偏析，强度和弯曲加工性也降低。因此，Sn含量为0.01～3.0％的范围，优选为0.1～2.0％的范围。

(P)

P与Ni形成微细的析出物，是使强度和耐应力松弛特性提高所需要的元素。另外，P也作为脱氧剂发挥作用。含有低于0.01％时，P系的微细的析出物粒子不足，因此需要含有0.01％以上。但是，若超过0.3％而使之过剩地含有，则Ni-P金属间化合物析出粒子粗大化，不仅强度和耐应力松弛特性降低，而且热加工性也降低。因此，P的含量为0.01～0.3％的范围，优选为0.02～0.2％的范围。

(Fe、Zn、Mn、Si和Mg)

Fe、Zn、Mn、Si和Mg是容易从废料等熔融原料混入的杂质。这些元素虽然具有各自的含有效果，但是总的来说使导电率降低。另外若含量变多，则难以用竖炉铸锭。因此，在获得高导电率时，分别控制为Fe：0.5％以下、Zn：1％以下、Mn：0.1％以下、Si：0.1％以下和Mg：0.3％以下。换言之，在本发明的第二形态中，允许其在上限值以下含有。

(Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt)

本发明的第二形态的铜合金，作为杂质还允许含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt之中的至少1种，这些元素的合计量为1.0％以下。这些元素具有防止晶粒的粗大化的作用，但是这些元素的合计量超过1.0％时，导电率降低而得不到高导电率。另外难以用竖炉铸锭。

(铜合金板制造方法)

接着，以下对于本发明的第二形态的铜合金板的制造方法进行说明。本发明的第二形态的铜合金板的制造工序本身，除了最终退火工序的条件以外，均能够通过常规方法制造。即，通过对调整了成分组成的铜合金熔汤的铸造、铸锭端面车削、均热、热轧，然后通过冷轧和退火的反复，得到最终(制品)板。但是，本发明的第二形态的铜合金板，为了得到强度、耐应力松弛特性等需要的特性，有优选的制造条件，以下分别进行说明。另外，为了成为本发明的第二形态的铜合金板的组织，如后述，需要组合进行最终的冷轧和之后的最终的低温退火，并且需要控制这些工序的条件。

首先，在所述本发明的第二形态的铜合金组成的铸造时，可以用大规模熔融炉的竖炉进行高生产性地铸锭。但是，优选从铜合金熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的所需时间为1200秒以下，此外优选由铸锭的加热炉取出铸锭至热轧结束的所需时间为1200秒以下这样尽可能短的时间。

通过这样的从铜合金熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的短时间化，还有由铸锭的加热炉取出铸锭至热轧结束的短时间化，能够抑制粗大的Ni化合物，并且能够确保微细的Ni化合物量和Ni的固溶量。其结果是能够确保铜合金板的导电率、耐应力松弛特性、强度。

还有，即使主要通过后段的冷轧条件、退火条件来控制微细的Ni化合物量和Ni的固溶量，在至热轧结束的上述前述的工序中，微细的Ni化合物量和Ni的固溶量的绝对量也会变少。此外，在上述前段的工序中生成的粗大的Ni化合物多时，在冷轧、退火工序中析出的微细生成物被该大的粗大生成物捕获，独立存在于基体中的微细生成物越发变少。因此，Ni的添加量多的比例下，仍存在不能得到充分的强度和优异的耐应力松弛特性的可能性。

其后，反复进行冷轧和退火，成为制品板厚的铜合金板等。退火和冷轧也可以根据最终(制品)板厚加以反复。冷轧以能够在在最终精轧中获得30～80％左右的加工率的方式选择加工率。冷轧的途中能够适宜夹入中间的再结晶退火。

最终退火温度，作为板的实体温度，在最高到达温度为500～800℃的范围进行，该温度范围的保持时间优选为10～60秒。

(最终冷轧)

最终冷轧中，将轧制速度增大到200m/min以上。另外与之相结合，如后述，进行低温下的最终退火。通过增加最终冷轧的轧制速度，被导入Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的应变速度变大。由此，Cube取向以外的晶体取向容易发达，Cube取向的发达得到抑制，因此能够减小耐应力松弛特性的各向异性。另外，晶体取向的不规则化得到促进，同一取向晶粒群(晶体取向相近的晶粒邻接而成群)降低，因此也使各个晶粒直径也微细化。因此，能够使Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的表面的所述X射线衍射强度比I(200)/I(220)达到0.25以下，能够使平均晶粒直径微细至5.0μm以下。其结果是，能够使相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性提高，也能够减小与与轧制方向平行的方向的应力松弛率的差异。

另一方面，若最终冷轧中的轧制速度过小而低于200m/min，则应变速度小，因此在本发明的第二形态这样的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，特别是Cube取向以外的晶体取向的发达受到抑制，另外，同一取向晶粒群容易形成，各个晶粒直径变大。因此，不能使上述X射线衍射强度比I(200)/I(220)成为0.25以下，平均晶粒直径也容易超过5.0μm而粗大化。

最终冷轧的道次数避免过少和过多的道次数，优选以通常的3～4回的道次数进行。另外，每1道次的压下率不需要超过50％，每1道次的各压下率考虑原本的板厚、冷轧后的最终板后、道次数、其最大压下率而决定。

(最终退火)

在本发明的第二形态的铜合金的制造中，在最终冷轧后，以连续性的热处理炉进行低温下的最终退火。在连续性的热处理炉的连续退火工序中，可以控制通过炉内的板的通板速度，短时间进行最高到达温度为100～400℃的范围的低温的退火。这一点上，通过使所述最高到达温度在100～400℃的范围，使板的通板速度10～100m/min的范围，能够抑制Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的Cube取向的发达，并且能够加强Cube取向以外的特定的晶体取向的发达，减小各向异性。另外，也能够抑制晶粒的成长。因此，能够使Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的表面的所述X射线衍射强度比I(200)/I(220)达到0.25以下，能够使平均晶粒直径微细至5.0μm以下。其结果是，能够使相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性提高，也能够减小与与轧制方向平行的方向的应力松弛率的差异。

板的通板速度超过100m/min时，从室温至所述最高到达温度范围100～400℃，板的温度发生剧烈变化，留在通板后的板上的残留应变量增加，容易发生位错的再排列和回复现象。即，相对于轧制方向的直角方向和平行方向这两方的耐应力松弛特性均降低。另一方面，板的通板速度低于10m/min时，在所述最高到达温度范围100～400℃下，不仅处理时间过长，而且升温和降温速度小，因此在本发明的第二形态这样的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，特别是Cube以外的晶体取向的发达受到抑制，另外晶粒的成长促进。因此，耐应力松弛特性的各向异性强，不能使上述X射线衍射强度比I(200)/I(220)达到0.25以下，平均晶粒直径也容易超过5.0μm而粗大化。

另外，在退火温度比100℃低的温度和不进行该低温退火的条件下，铜合金板的组织、特性从最终冷轧后的状态几乎不发生变化的可能性高。反之，退火温度超过400℃时，再结晶产生，位错的再排列和回复现象过度发生，析出物也粗大化，因此强度降低的可能性高。

(3)本发明的第三形态的实施的最佳方式

接着，以下对于本发明的第三形态进行详细地说明。

(取向分布密度的测定)

本发明的第三形态中的B取向的取向分布密度，B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和的测定，根据晶体取向分析法测定，该方法使用来自场发射扫描电子显微镜FESEM(Field Emission Scanning ElectronMicroscope)的电子背散射衍射图案EBSP(ElectronBackscatter DiffractionPattern)。

规定此各取向的取向密度时，之所以借助使用了上述EBSP的晶体取向分析法进行的测定进行规定，是因为为了在维持高强度的状态下使耐应力松弛特性和弯曲加工性提高，发挥影响的是板(板表面)的更微观的区域的组织(集合组织)。在上述使用EBSP的晶体取向分析法中，能够使该微观区域的集合组织定量化。

相对于此，集合组织规定以及测定中广泛使用的X射线衍射(X射线衍射强度等)中，与上述使用EBSP的结晶方位解析方法相比，测定比较宏观的区域的组织(集合组织)。因此，不能够正确测定微观区域的组织(集合组织)。

使用电子背散射衍射图案EBSP了的晶体取向分析法，是基于试料表面倾斜地碰撞电子射线时产生的电子背散射衍射图案(菊池图案)来分析晶体取向。而且，该方法作为高分辨率晶体取向分析法(FESEM/EBSP)，还公知有金刚石薄膜和铜合金等的晶体取向分析。以该方法进行与本发明的第三形态相同的铜合金的晶体取向分析的例子，也在特开2005-29857号公报、特开2005-139501号公报等中被公开。

该晶体取向分析法的分析步骤如下：首先，将被测定的材料的测定区域通常分割成六角形等的区域，在被分割的各区域中，由入射试料表面的电子射线的反射电子，得到菊池图案。这时，如果使电子射线二维扫描试料表面，以每个规定间距测定晶体取向，能够测定试料表面的取向分布。

其次，分析得到的上述菊池图案，了解电子射线入射位置的晶体取向。即，将得到的菊池图案与已知的结晶构造的数据比较，求得该测定点的晶体取向。同样，求得与该测定点邻接的测定点的晶体取向，这些相互邻接的结晶的取向差为±15°以内(从结晶面偏移±10°以内)的属于相同的晶面(视为)。

更具体地说，从制造的铜合金板提取组织观察用的试验片，进行机械研磨和抛光后，实施电解研磨而调整表面。对于如此得到的试验片，例如使用日本电子公司制的FESEM和TSL公司制的EBSP测定/分析系统OIM(Orientation Imaging Macrograph)，使用同系统的分析软件(软件名“OIMAnalysis”)，就各晶粒判定是否是作为对象的取向(偏离理想取向10°以内)，求得测定视野中的取向密度。

该测定视野范围为500μm×500μm左右的微小(微观的)区域，与X射线衍射的测定范围相比较也是显著微小的区域。因此，影响到耐应力松弛特性和弯曲加工性的、板的更微观的区域的组织的取向密度测定与基于X射线衍射进行的取向密度测定相比，如前述，能够更详细且更高精度地进行。

还有，这些取向分布沿板厚方向变化，因此优选在板厚方向对几点或任意几处取平均而求得。但是，作为汽车用端子/连接器等连接部件，因为是板厚为0.1～0.3mm左右的薄板，所以能够通过在板厚中测定的值直接进行评价。

(取向分布密度的意义)

在本发明的第三形态中，如前述，在0.2％屈服强度为500MPa以上的高强度的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，为了在维持上述高强度的状态下，使耐应力松弛特性和弯曲加工性提高，要减小B取向的取向分布密度，并且，将B取向和S取向以及Cu取向的取向分布密度的和控制在特定范围。

因此在本发明的第三形态中，该铜合金板的集合组织规定为，B取向的取向分布密度为40％以下，且B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和为30％以上、90％以下。

B取向的取向分布密度超过30％时，或者B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和超过90％时，如后述的实施例，在上述高强度下，不能使弯曲加工性提高。

另一方面，为了使B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和低于30％，不得不减小冷轧的加工硬化量。因此，B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和低于30％时，如后述的实施例，虽然能够使弯曲加工性提高，但是却不能达成上述高强度化，作为所述端子/连接器用途的需要强度不足。

在Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，使冷轧的强加工带来的加工硬化量增大而使之主同强度化的通常的板中，轧制集合组织必然不发达。因此，B取向的取向分布密度必然容易变大而超过40％。因此，该轧制集合组织的发达也对前述的Cube取向等其他取向密度造成影响。但是，特别是在0.2％屈服强度为500MPa以上的高强度的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的区域中，与前述的Cube取向等其他取向相比，Cu取向、B取向和S取向的发达对弯曲加工性的影响格外地大。

(铜合金成分组成)

接着，以下对于本发明的第三形态的铜合金的成分组成进行说明。在本发明的第三形态中，铜合金的成分组成，前提如前述，是可以用竖炉铸锭，因其高生产性而可以进行大幅地低成本化的Cu-Ni-Sn-P系合金。

然后，为了应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为汽车用端子/连接器等的连接部件的要求特性，强度、耐应力松弛特性、导电率、弯曲加工性也优异，基本上是分别含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成的铜合金。还有，各元素的含量的％显示，全部是质量％的意思。以下就铜合金的合金元素，对于其添加理由和抑制理由进行说明。

(Ni)

但是，若超过3.0％而使Ni过剩地含有，则Ni的氧化物、结晶物、析出物等化合物粗大化，或者粗大的Ni化合物增大。其结果是，微细的Ni化合物量和Ni的固溶量反而降低。另外，这些粗大化的Ni化合物会成为破坏的起点，因此强度和和弯曲加工性也降低。因此，Ni的含量为0.1～3.0％的范围，优选为0.3～2.0％的范围。

(Sn)

(P)

(Fe、Zn、Mn、Si和Mg)

Fe、Zn、Mn、Si和Mg是容易从废料等熔融原料混入的杂质。这些元素虽然具有各自的含有效果，但是总的来说使导电率降低。另外若含量变多，则难以用竖炉铸锭。因此，在获得高导电率时，分别控制为Fe：0.5％以下、Zn：1％以下、Mn：0.1％以下、Si：0.1％以下和Mg：0.3％以下。换言之，在本发明的第三形态中，允许其在上限值以下含有。

(Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt)

本发明的第三形态的铜合金，作为杂质还允许含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt之中的至少1种，这些元素的合计量为1.0％以下。这些元素具有防止晶粒的粗大化的作用，但是这些元素的合计量超过1.0％时，导电率降低而得不到高导电率。另外难以用竖炉铸锭。

(铜合金板制造方法)

接着，以下对于本发明的第三形态的铜合金板的制造方法进行说明。本发明的第三形态的铜合金板的制造工序本身，除了最终退火工序的条件以外，均能够通过常规方法制造。即，通过对调整了成分组成的铜合金熔汤的铸造、铸锭端面车削、均热、热轧，然后通过冷轧和退火的反复，得到最终(制品)板。但是，本发明的第三形态的铜合金板，为了得到强度、耐应力松弛特性等需要的特性，有优选的制造条件，以下分别进行说明。另外，为了成为本发明的第三形态的铜合金板的集合组织，如后述，需要组合进行最终的冷轧和之后的最终的低温退火，并且需要控制这些工序的条件。

首先，在所述本发明的第三形态的铜合金组成的铸造时，可以用大规模熔融炉的竖炉进行高生产性地铸锭。但是，优选从铜合金熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的所需时间为1200秒以下，此外优选由铸锭的加热炉取出铸锭至热轧结束的所需时间为1200秒以下这样尽可能短的时间。

(最终冷轧)

为了得到0.2％屈服强度为500MPa以上的高强度的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，在本发明的第三形态中，也进行最终冷轧的强加工带来的加工强化量的增大(基于Orowan机制的导入位错的高堆积化)。但是，为了使该铜合金板的集合组织成为B取向的取向分布密度为40％以下，且B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和为30％以上、90％以下，使之不能脱离该范围而使轧制集合组织发达，需要控制最终冷轧的每1道次的冷轧率(压下率)。

即，最终冷轧的每1道次的冷轧率为10～50％。这时，最终冷轧的道次数避免过少和过多的道次数，优选以通常的3～4回的道次数进行。

为此通常的道次数时，若最终冷轧的每1道次的冷轧率超过50％，则即使遵循铜合金的成分组成、直至这时的制造过程和制造条件，B取向的取向分布密度超过40％，或者B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和变大而超过90％的可能性仍然很高。

另一方面，若最终冷轧的每1道次的冷轧率低于10％，则B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和容易低于30％，冷轧的加工硬化量不足的可能性也高。因此，不能提高上述高强度化、耐应力松弛特性和弯曲加工性的可能性高。

(最终退火)

在此基础上，通过以连续性的热处理炉进行该最终退火，能够成为本发明的第三形态中规定的集合组织，能够提高强度，使耐应力松弛特性、弯曲加工性提高。即，用连续性的热处理炉，通过控制通板时的板上所负荷的张力，由此，能够将该铜合金板的集合组织控制为B取向的取向分布密度为40％以下，且B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和为30％以上、90％以下的轧制集合组织。连续的热处理炉中，通板时的板所负荷的张力对Brass取向(B取向)的取向分布密度有重大影响。

为了成为本发明第三形态规定的集合组织，在利用连续的热处理炉进行的最终退火中的通板时，在0.1～8kgf/mm²的范围，控制施加到铜合金板上的张力。通板时的张力脱离此范围时，不能成为本发明的第三形态规定的集合组织的可能性高。

优选该连续的热处理炉中的最终退火为100～400℃的范围。在退火温度比100℃低的温度条件下，与不进行该低温退火一样，铜合金板的组织、特性从最终冷轧后的状态几乎不发生变化的可能性高。反之，若以退火温度超过400℃的温度进行退火，则再结晶产生，位错的再排列和回复现象过度发生，析出物也粗大化，因此不能成为本发明的第三形态规定的集合组织，另外强度降低的可能性高。

(4)本发明的第四形态的实施的最佳方式

接着，以下对于本发明的第四形态进行详细地说明。

(半值宽度)

在本发明的第四形态中，为了使挤压冲孔性提高，要具有如下这样一定量以上的位错密度：来自Cu-Ni-Sn-P系铜合金板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值为1.0×10^-4以上。由此，能够使Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的耐应力松弛特性和挤压冲孔性提高。

该X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值低于1.0×10^-4时，板中导入的位错密度变少，与现有的位错密度少的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板没有太大差异，耐应力松弛特性和挤压冲孔性降低或没有提高。

该半值宽度众所周知，如图5模式化所示，纵轴：定义为X射线衍射强度，横轴：定义为以角度(2θ)表示的X射线衍射强度峰值(高度H)的二分之一位置(高度H/2)的X射线衍射强度峰值的宽度(β)。

因此，该X射线衍射强度峰值的半值宽度，通常用于判别、定量化金属表面的结晶性、非结晶、微晶尺寸、晶格应变。对此，在本发明的第四形态中，如前述，不能直接观察或定量化位错密度通过与该位错密度非常密切相关的、来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度β除以其峰值高度H的值(β/H)规定。

还有，作为Cu-Ni-Sn-P系铜合金板表面的X射线衍射强度峰值，来自另外的{220}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度(β)和其峰值高度(H)最大。但是，若X射线衍射峰值的高度大(高)，则除半值宽度的峰值高度也变大，作为X射线衍射峰值的半值宽度除以该峰值高度的值过小，值自身的误差变大，缺乏再现性。因此，在本发明的第四形态中，采用X射线衍射峰值的半值宽度除以其峰值高度的值大(峰值高度不大，半值宽度相应地大)的、来自{200}面的X射线衍射强度峰值。

因此在本发明的第四形态中，归根结蒂的问题是位错密度向板的导入状态，而不是前述的以板表面的特定结晶面的X射线衍射强度峰值控制组织的集聚比例、板表面的晶粒直径或轧集合组织。换言之，就是在这些板表面的特定结晶面的X射线衍射强度峰值或组织的集聚比例、板表面的晶粒直径或轧制集合组织等的控制下，都不能规定或控制位错密度向板的导入状态。

(位错密度的导入)

为了导入Cu-Ni-Sn-P系铜合金板表面的来自{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值为1.0×10^-4以上这样的位错密度，如后述加大最终冷轧的导入应变量。即，使之为最终冷轧的辊径为低于

的小径辊，或使每1道次的压下率(冷轧率)为20％以上等，选择或组合使用这些方法。

(毛刺高度)

在本发明的第四形态中，依据日本伸铜协会技术标准JCBA T310“铜和铜合金薄板条的剪切试验方法”，对于铜合金板冲压圆形的孔，根据在此冲孔试验中产生的“毛刺高度”正确地评价其挤压冲孔性。如果该毛刺高度在5μm以下，则Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的挤压冲孔性能够评价为良好。

这时，为了使挤压冲孔试验中的剪切面率测定具有再现性，在上述挤压冲孔试验中，具体规定尽可能保证再现性的试验条件。即，上述挤压冲孔试验使用图6(a)所示的冲孔压力机，利用

的冲头，对于支持在凹模固定板上的具有圆形的圆孔的冲模上部所保持的铜合金板(试验片被加工材)自上而下地冲孔。与冲头的间隙为3％，铜合金板从上部被板状限位器(stopper)固定在冲模上部。润滑油使用日石三菱优尼冲压(Unipres)PA5。冲头、冲模的材质为SKS-3，冲模刃口长度为5mm，冲模锥度为0°。

由此，在铜合金板上生成的冲孔的侧截面显示在图6(b)中，如此，以扫描型显微镜观察冲孔的侧截面，测定在冲孔下部的周边部，朝向下方突出的“毛刺高度”(毛边、毛刺的高度：μm)。这时，每1个冲孔的“毛刺高度”，是将圆形的冲孔圆周分割成各90°的4点的平均值，在此基础上，对各铜合金板冲孔6枚(6个)，再将其平均作为“毛刺高度”(μm)。在图6(b)中，t为铜合金板的厚度，a为冲孔的剪切面，b为冲孔的断裂面，c为在冲孔上部周边部发生的塌边。

(铜合金成分组成)

接着，以下对于本发明的第四形态的铜合金的成分组成进行说明。在本发明的第四形态中，铜合金的成分组成，前提如前述，是可以用竖炉铸锭，因其高生产性而可以进行大幅地低成本化的Cu-Ni-Sn-P系合金。

然后，为了应对制造汽车用端子·连接器等的连接部件的高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为汽车用端子/连接器等的连接部件的要求特性，也使强度、耐应力松弛特性和导电率也优异，基本上是分别含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成的铜合金。

还有，各元素的含量的％显示，含专利要求的范围中的记述在内，全部是质量％的意思。以下就本发明的第四形态的铜合金的合金元素，对于其含有(添加)理由和抑制理由进行说明。

(Ni)

(Sn)

(P)

(Fe、Zn、Mn、Si和Mg)

Fe、Zn、Mn、Si和Mg是容易从废料等熔融原料混入的杂质。这些元素虽然具有各自的含有效果，但是总的来说使导电率降低。另外若含量变多，则难以用竖炉铸锭。因此，在获得高导电率时，分别控制为Fe：0.5％以下、Zn：1％以下、Mn：0.1％以下、Si：0.1％以下和Mg：0.3％以下。换言之，在本发明的第四形态中，允许其在上限值以下含有。

(Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt)

本发明的第四形态的铜合金，作为杂质还允许含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt之中的至少1种，这些元素的合计量为1.0％以下。这些元素具有防止晶粒的粗大化的作用，但是这些元素的合计量超过1.0％时，导电率降低而得不到高导电率。另外难以用竖炉铸锭。

(铜合金板制造方法)

接着，以下对于本发明的第四形态的铜合金板的制造方法进行说明。本发明的第四形态的铜合金板的制造工序本身，除了最终退火工序的条件以外，均能够通过常规方法制造。即，通过对调整了成分组成的铜合金熔汤的铸造、铸锭端面车削、均热、热轧，然后通过冷轧和退火的反复，得到最终(制品)板。但是，本发明的第四形态的铜合金板，为了得到强度、耐应力松弛特性、挤压冲孔性等需要的特性，有优选的制造条件，以下分别进行说明。另外，为了成为本发明的第四形态规定的X射线衍射强度峰值的半值宽度，导入一定量以上的位错密度，如后述，需要控制最终的冷轧条件。

首先，在所述本发明的第四形态的铜合金组成的铸造时，可以用大规模熔融炉的竖炉进行高生产性地铸锭。但是，优选从铜合金熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的所需时间为1200秒以下，此外优选由铸锭的加热炉取出铸锭至热轧结束的所需时间为1200秒以下这样尽可能短的时间。

(最终冷轧)

为了导入铜合金板表面的来自{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值为1.0×10^-4以上这样的位错密度，要加大最终冷轧的导入应变量。即，使之为最终冷轧的辊长度(辊宽度)为500mm以上，并且使辊径为低于

的小径辊，或使每1道次的最小压下率(冷轧率、加工率)为20％以上，选择或组合使用如上方法。

若最终冷轧的辊径过小，每1道次的最小压下率过小，辊长度过短，则导入铜合金板的位错密度不足的可能性高。因此，来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值低于1.0×10^-4，与现有的位错密度少的铜合金板没有太大差异，耐应力松弛特性和挤压冲孔性降低或没有提高。

该最终冷轧的道次数避免过少和过多的道次数，优选以通常的3～4回的道次数进行。另外，每1道次的压下率不需要超过50％，每1道次的各压下率考虑原本的板厚、冷轧后的最终板后、道次数、所述每1道次的最小压下率和其最大压下率而决定。

(最终退火)

在最终退火中，最终退火温度作为板的实体温度，以最高到达温度在500～800℃的范围进行，该温度范围下的保持时间优选为10～60秒。

实施例

(1)第一实施例(关于本发明的第一形态的实施例)

以下说明本发明的第一形态的实施例。制造将组成和最终退火条件(连续退火)改变了的各种Cu-Ni-Sn-P系合金的铜合金薄板，评价导电率、强度、延伸率、耐应力松弛特性等诸特性。

具体来说，分别以无芯炉熔炼表1所示的各化学成分组成的铜合金后，以半连续铸造法(铸造的冷却凝固速度为2℃/sec)铸锭，得到厚70mm×幅200mm×长500mm的铸锭。均按以下的条件对这些铸锭进行轧制，制造铜合金薄板。端面车削各铸锭的表面并加热后，用加热炉以960℃加热后，立即以750℃的热轧结束温度进行热轧而成为厚16mm的板，从650℃以上的温度在水中急冷。

这时，从熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的所需时间，各例均在1200秒以下，从铸锭的加热炉取出至热轧结束的所需时间，各例通用为1200秒以下。

对该板除去氧化皮后，进行冷轧→连续最终退火→冷轧→去应变退火，制造铜合金薄板。即，端面车削一次冷轧(粗冷轧、中轧冷轧)后的板。用退火炉，以表2所示的平均升温速度、最高到达温度从400℃至室温的平均冷却速度分别进行该板的最终退火。还有，是从最高到达温度到400℃的平均冷却速度为100℃/s的急冷。另外，各例均在最高到达温度下，统一保持20秒。

在该最终退火后，进行压下率为60％的精冷轧，其后进行实体温度400℃×20秒的低温的去应变退火，得到厚0.25mm的铜合金薄板。

(X射线衍射图案)

从如此得到的各铜合金薄板上提取试验片，用理学电机制X射线稍衍射分析装置(型号：RINT1500)，测定试验片表面的X射线衍射图案。然后，测定该X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)在100～102°之间(101°附近)有无强度峰值。扫描速度2°/分，循环宽度为0.02°。

还有，如果在X射线衍射角100～102°之间，越过因噪音引起的强度峰值的偏压(ぶれ)而实质性地确认到有强度峰值存在，则判定为强度峰值存在。另外，与之相反，如果在该X射线衍射角之间，只能确认到由于噪音引起的强度峰值的偏压(ぶれ)，则判定为强度峰值不存在。这些结果显示在表2中。

另外，各例均从得到的各铜合金板上切割下试料，进行导电率测定、拉伸试验、应力松弛率测定。这些结果也显示在表2中。

(拉伸试验)

从所述铜合金薄板上提取试验片，使试验片纵长方向相对于板材的轧制方向成直角方向，如此通过机械加工制作JIS5号拉伸试验片。然后，利用5882型インストロン社制万能试验机，以室温、试验速度10.0mm/min、GL＝50mm的条件，测定包括延伸率在内的机械特性。还有，屈服强度为相当于永久伸长率0.2％的抗拉强度。

(导电率测定)

从所述铜合金薄板提取试料，测定导电率。铜合金板试料的导电率，是通过铣削(milling)加工宽10mm×长300mm的狭条状的试验片，依据JIS-H0505所规定的非铁金属材料导电率测定法，利用双臂电桥(doublebridge)式电阻测定装置测定电阻，根据平均截面法计算导电率。

(应力松弛特性)

测定所述铜合金薄板的与轧制方向平行的方向的应力松弛率，评价该方向的应力松弛特性。具体来说，是从所述铜合金薄板上提取试验片，使用图3所示的悬臂式方式进行测定。切割宽10mm的狭条试验片1(长度方向相对于板材的轧制方向为平行方向)，将其一端固定在刚体试验台2上，对试验片的跨距长L的部分施加d(＝10mm)大小的挠曲量。这时，使相当于材料屈服强度的80％的表面应力被材料负荷而决定L。将其在180℃的烘炉(oven)中保持30小时后取出，测定取消挠曲量d时的永久应变δ，以RS＝(δ/d)×100计算应力松弛率(RS)。还有，180℃×30小时的保持，若以拉森-米勒参数(Larson-Miller parameter)计算，则大致相当于150℃×1000小时的保持。

由表2可知，作为表1的本发明的第一形态的组成内的铜合金(合金编号1～10)的发明例1～13，在最终退火的平均升温度速度、特别是从400℃至室温的平均冷却速度为优选的条件内制造。另外，加热炉取出温度、热轧结束温度也适当，从熔融炉中的合金元素添加完毕至铸造开始的所需时间，和从加热炉取出至热轧结束的所需时间也是适当的短时间。

因此，在表2的发明例中，所述X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)为100～102°之间的强度峰值(所述图1、2的特定强度峰值a)存在。还有，在所述图1、2中，只显示发明例1的X射线衍射图案，但其他发明例也与该发明例1一样，在X射线衍射角(2θ)为100～102°之间，存在由a的箭头表示的特定强度峰值。

另外，其他发明例因组成范围适当，另外在上述的优选条件内制造，所以粗大的Ni氧化物、结晶物、析出物等的Ni化合物受到抑制，推测能够确保微细的Ni化合物等的量和Ni的固溶量。

其结果是，所述发明例具有导电率在32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下的端子/连接器特性。而且在此基础上，还具有0.2％屈服强度为500MPa以上，并且延伸率为10％以上的机械特性。即，所述发明例特别是延伸率、强度、导电率高，导电率、强度-延性平衡优异的铜合金板。另外，耐应力松弛特性也满足标准，能够兼具这些特性。

因此，所述本发明例即使在施加有所述大的应变速度的高速变形区域中的弯曲加工条件下的高效率化、高速化的汽车用端子/连接器等的连接部件制造的挤压成形工序中，也具有可以弯曲加工的高成形性。

但是，在表2的发明例之中，也有最终退火的平均升温速度比较慢，为50℃/s的下限值的发明例2，从400℃至室温的平均冷却速度比较慢，为40℃/h的下限值的发明例3，与这些条件的合适的发明例1、5相比，强度、延伸率、耐应力松弛特性均比较低。另外，从400℃至室温的平均冷却速度比较快，为100℃/h的上限值的发明例4，与这些条件合适的发明例1、5相比，，尤其是延伸率比较低。

另外，在表2中的发明例中，也有其他元素量超过前述优选的上限的发明例12、13(表1的合金编号9、10)，与导电率比较高的其他发明例相比，其导电率低。发明例12其元素A群：Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的元素的合计，如表1的合金编号9，高得超过所述优选的上限1.0质量％。发明例13，其Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的合计，如表1的合金编号10，高得超过所述优选的上限0.1质量％。

表2的发明例6(表1的合金编号3)Ni含量为下限值0.1％。发明例7(表1的合金编号4)Ni含量为上限值3.0％。发明例8(表1的合金编号5)Sn含量为下限值0.01％。发明例9(表1的合金编号6)Sn含量为上限值3.0％。发明例10(表1的合金编号7)P含量为下限值0.01％。发明例11(表1的合金编号8)P含量为上限值0.3％。

因此，主要合金元素量为下限值的表2的发明例6、发明例8、发明例10，与主要合金元素量适当较多的发明例1、5相比，特别是耐应力松弛特性、强度比较低。另外，主要合金元素量为上限值的发明例7、发明例9、发明例11，与主要合金元素量适当较少的发明例1、5相比，导电率和耐应力松弛特性、延伸率比较低。

表2的比较例14～19，因为最终退火等制造条件在优选的范围内，所以与发明例一样，所以所述X射线衍射图案中的X射线衍射角(2θ)为100～102°之间的强度峰值(所述图1、2的特定强度峰值a)存在。尽管如此，这些比较例因为使用了表1的合金编号11～16的本发明的第一形态的组成外的铜合金，所以导电率、耐应力松弛特性、强度、延伸率的某一项比发明例显著地差。

比较例14其Ni的含量低而脱离下限(表1的合金编号11)。因此，强度、耐应力松弛特性和延伸率低。比较例15其Ni含量高而脱离上限(表1的合金编号12)。因此，强度、耐应力松弛特性、延伸率低。

比较例16其Sn的含量低而脱离下限(表1的合金编号13)。因此，比较例16其强度、延伸率、耐应力松弛特性过低。比较例17的铜合金其Sn的含量高而脱离上限(表1的合金编号14)。因此，导电率、延伸率低。

比较例18其P含量低而脱离下限(表1的合金编号15)。因此，强度、延伸率、耐应力松弛特性低。比较例19其P的含量高而脱离上限(表1的合金编号16)。因此，在热轧中产生裂纹，不能进行特性评价。

表2的比较例20～24是表1的本发明的第一形态的组成内的铜合金(合金编号1、2)，其他的制造条件在与发明例相同的优选的范围内。尽管如此，只有最终退火条件脱离优选的范围。比较例20最终退火的平均升温速度过慢而低于下限。比较例21、22从400℃至室温的平均冷却速度过快而超过上限。比较例23、24从400℃至室温的平均冷却速度过慢而低于下限。

其结果是，比较例20～24与发明例不同，如前述图1，在X射线衍射角(2θ)为100～102°之间，不存在特定强度峰值a。因此，这些比较例虽然耐应力松弛特性与发明例等同，但共通的是，特别是导电率、强度、延伸率与发明例相比均显著地差。

由以上的结果，证明了用于得到应对作为应变速度大的高速变形区域中的加工条件的、高效率化、高速化的挤压成形工序，还满足作为端子/连接器的要求特性，强度-延性优异的Cu-Ni-Sn-P系合金板的本发明的第一形态的铜合金板的成分组成、所述X射线衍射图案的意义，还有证明了用于得到所述X射线衍射图案的优选的制造条件的意义。

即，在本发有的第一形态中，能够得到这样一种全新的Cu-Ni-Sn-P系合金板，即使0.2％屈服强度为500MPa以上，延伸率也在10％以上，导电率为32％IACS以上，应力松弛率为15％以下。另外，作为更优异的特性，能够得到导电率为35％IACS以上，应力松弛率为15％以下，0.2％屈服强度为520MPa以上，延伸率也在12％以上的Cu-Ni-Sn-P系合金板。

[表1]

*-表示检测极限以下。

*其他的元素A组：

Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的合计含量

*其他的元素B组：

Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金属的合计含量。

[表2]

(2)第二实施例(关于本发明的第二形态的实施例)

以下说明本发明的第二形态的实施例。分别控制最终冷轧的冷却轧速度、该最终冷轧后的连续的热处理炉中的低温最终退火时的通板速度、退火温度，制造所述X射线衍射强度比I(200)/I(220)有种种不同的铜合金薄板。然后，评价这些铜合金薄板的导电率、抗拉强度、0.2％屈服强度、耐应力松弛特性等诸特性。

具体来说，分别以无芯炉熔炼表3所示的各化学成分组成的铜合金(除了记述元素量的余量组成为Cu)后，以半连续铸造法(铸造的冷却凝固速度为2℃/sec)铸锭，得到厚70mm×幅200mm×长500mm的铸锭。均按以下的条件对这些铸锭进行轧制，制造铜合金薄板。端面车削各铸锭的表面并加热后，用加热炉以960℃加热后，立即以750℃的热轧结束温度进行热轧而成为厚16mm的板，从650℃以上的温度在水中急冷。

对该板除去氧化皮后，进行冷轧→连续最终退火→冷轧→去应变退火，制造铜合金薄板。即，端面车削一次冷轧(粗冷轧、中轧冷轧)后的板。用退火炉进行该板的最终退火，作为板的实体温度，最高到达温度为600℃，在该温度下的保持时间为60秒。

在该最终退火后，进行压下率为60％的最终冷轧。分别控制最终冷轧的轧制速度。还有，最终冷轧中4道次均使用同辊径(60mm)、辊长度(500mm)的辊，每1道次的压下率也为相同的30％。

在该最终冷轧后，实体温度(最高到达温度)恒定为350℃，使板的通板速度分别改变为表4所示的值，以连续退火炉进行低温的退火，得到厚0.25mm的铜合金薄板。

还有，表3所示的铜合金，除了记述元素量的余量组成均为Cu，作为其他杂质元素，作为A群的元素的Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的含量，除了表3的发明例25(表4的发明例34)，这些元素的合计均在1.0质量％以下。

另外，作为B群的元素的Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的含量，除了表3的发明例26(表4的发明例35)，这些元素总体的合计均在0.1质量％以下。

对于如此得到的铜合金板，各例均是从铜合金板上切下试验片，评价各试料的导电率、抗拉强度、0.2％屈服强度、耐应力松弛特性等诸特性。这些结果分别显示在表4中。

(组织的测定)

对于铜合金板试料，用理学电机制X射线稍衍射分析装置(型号：RINT1500)，靶材使用Co，以管电压40kv、管电流200mA、扫描速度2°/min，取样宽度0.02°、测定范围(2θ)30°～115°的条件，测定来自板表面的(200)面的X射线衍射强度I(200)和来自板表面的(220)面的X射线衍射强度I(220)，求得此X射线衍射强度比I(200)/I(220)。测定在2处进行，I(200)/I(220)为其平均值。

(平均晶粒直径的测定)

根据前述的使用了FESEM/EBSP的晶体取向分析法，测定平均晶粒直径。试验片的测定处均为任意的五处，将这五处的各平均晶粒直径的测定值平均化，作为平均晶粒直径。

(拉伸试验)

(导电率测定)

从所述铜合金薄板提取试料，测定导电率。铜合金板试料的导电率，是通过铣削加工宽10mm×长300mm的狭条状的试验片，依据JIS-H0505所规定的非铁金属材料导电率测定法，利用双臂电桥式电阻测定装置测定电阻，根据平均截面法计算导电率。

(应力松弛特性)

分别测定所述铜合金薄板的与轧制方向平行的方向、和比平行方向更严格的直角方向的应力松弛率，评价该方向的应力松弛特性。在下述的应力松弛率测定试验中，与轧制方向平行的方向和直角方向的应力松弛率均低于10％，该平行方向和直角方向的应力松弛率的差在3％以内，作为耐应力松弛特性合格。

应力松弛率具体来说是从所述铜合金薄板上提取试验片，使用图3所示的悬臂式方式进行测定。切割宽10mm的狭条试验片1(长度方向相对于板材的轧制方向为直角方向)，将其一端固定在刚体试验台2上，对试验片的跨距长L的部分施加d(＝10mm)大小的挠曲量。这时，使相当于材料屈服强度的80％的表面应力被材料负荷而决定L。将其在120℃的烘炉(oven)中保持3000小时后取出，测定取消挠曲量d时的永久应变δ，以RS＝(δ/d)×100计算应力松弛率(RS)。

由表4可知，作为表3的本发明的第二形态的组成内的铜合金(合金编号17～26)的发明例25～35，最终冷轧的轧制速度和最终退火的通板速度等的制造方法均分别在优选的条件内制造。因此，表4的发明例，Cu-Ni-Sn-P系铜合金板表面的所述X射线衍射强度比I(200)/I(220)为0.25以下。另外，平均晶粒直径微细，达5.0μm以下。

另外，其他方面，发明例组织范围适当，另外在上述的优选的条件内制造，因此粗大的Ni氧化物、结晶物、析出物等的Ni化合物受到抑制，推测能够确保微细的Ni化合物等的量和Ni的固溶量。

其结果是，所述发明例25～33具有导电率在32％IACS以上，相对于轧制方向的直行方向的更为严格的应力松弛率低于10％的端子/连接器特性。另外，相对于轧制方向的直角方向和平行方向的应力松弛率的差也小至2～3％左右。而且在此基础上，还具有0.2％屈服强度在500MPa以上的机械特性。即，本发明例为导电率、强度高，特别是耐应力松弛特性优异，并兼具这些特性的铜合金板。

但是，在表4的发明例之中，其他元素量超过前述优选的上限的发明例34、35(表3的合金编号25、26)，与导电率比较高的其他发明例相比，其导电率低。发明例34其元素A群：Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的元素的合计，如表3的合金编号25，高得超过所述优选的上限1.0质量％。发明例35，元素B群：Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的合计，如表3的合金编号26，高得超过所述优选的上限0.1质量％。

表4的发明例28(表3的合金编号19)Ni含量为下限值0.1％。发明例29(表3的合金编号20)Ni含量为上限值3.0％。发明例30(表3的合金编号21)Sn含量为下限值0.01％。发明例31(表3的合金编号22)Sn含量为上限值3.0％。发明例32(表3的合金编号23)P含量为下限值0.01％。发明例33(表3的合金编号24)P含量为上限值0.3％。

另外，最终冷轧的轧制速度和最终退火的通板速度等的制造条件为下限侧的表4的发明例26比起发明例25，耐应力松弛特性、强度都比较低。

表4的比较例36～41，其制造最终冷轧的轧制速度和最终退火的通板速度等的制造方法也在优选的条件内。因此，比较例36～41具有Cu-Ni-Sn-P系铜合金板表面的所述X射线衍射强度比I(200)/I(220)为0.25以下的各向异性。尽管如此，这些比较例因为使用的是表3的合金编号27～32的本发明的第二形态的组成外的铜合金，所以导电率、强度、耐应力松弛特性的某一项比发明例显著地差。

表4的比较例36其Ni的含量低而脱离下限(表3的合金编号27)。因此，强度和耐应力松弛特性低。比较例37其Ni含量高而脱离上限(表3的合金编号28)。因此，强度和导电率的平衡低。

比较例38其Sn的含量低而脱离下限(表3的合金编号29)，因此强度、耐应力松弛特性过低。比较例39的铜合金其Sn的含量高而脱离上限(表3的合金编号30)，因此导电率低。

比较例40其P含量低而脱离下限(表3的合金编号31)，因此强度、耐应力松弛特性低。比较例41其P的含量高而脱离上限(表3的合金编号32)，因此在热轧中产生裂纹，不能进行特性评价。

表4的比较例42、43，是表3的本发明的第二形态的组成内的铜合金(合金编号17、18)，其他的制造条件也在与发明例相同的优选的范围内。尽管如此，最终冷轧的轧制速度和最终退火中的通板速度脱离优选的范围。比较例42最终冷轧中的轧制速度过慢。比较例43最终冷轧中的轧制速度过慢，且最终退火中的通板速度过慢。

其结果是，比较例42、43其Cu-Ni-Sn-P系铜合金板表面的所述X射线衍射强度比I(200)/I(220)超过0.25。另外，平均晶粒直径也粗大化而超过5.0μm。其结果是，这些比较例相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性比发明例显著地差。另外，相对于轧制方向的直角方向的应力松弛率与与轧制方向平行的方向的应力松弛率的差也大。此外，强度也比发明例低。

根据以上的结果，证明了用于得到满足相对于直角方向的耐应力松弛特性，与与轧制方向平行的方向的耐应力松弛特性的差不太大，作为端子/连接器的其他要求特性也优异的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的本发明的第二形态的铜合金板的成分组成、组织的意义，还证明用于得到该组织的优选的制造条件的意义。

[表3]

*-表示检测极限以下。

*其他元素的A组：

Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的合计含量

*其他元素的B组：

Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金属的合计含量

[表4]

(3)第三实施例(关于本发明的第三形态的实施例)

以下说明本发明的第三形态的实施例。控制最终冷轧中的每1道次的冷轧率(压下率)、由连续的热处理炉进行的最终退火中的通板时施加在铜合金上的张力，制造集合组织各有不同的铜合金薄板。然后，评价这些铜合金薄板的导电率、抗拉强度、0.2％屈服强度、耐应力松弛特性、弯曲加工性等诸特性。

具体来说，分别以无芯炉熔炼表5所示的各化学成分组成的铜合金(除了记述元素量的余量组成为Cu)后，以半连续铸造法(铸造的冷却凝固速度为2℃/sec)铸锭，得到厚70mm×幅200mm×长500mm的铸锭。均按以下的条件对这些铸锭进行轧制，制造铜合金薄板。端面车削各铸锭的表面并加热后，用加热炉以960℃加热后，立即以750℃的热轧结束温度进行热轧而成为厚16mm的板，从650℃以上的温度在水中急冷。

这时，从熔融炉中的合金元素的添加完毕至铸造开始的所需时间，各例均在1200秒以下，从铸锭的加热炉取出至热轧结束的所需时间，各例均为1200秒以下。

在该最终退火后进行最终冷轧。分别将该最终冷轧的冷轧率(压下率)控制为表6所示的值。还有，在该最终冷轧中4道次均使用同辊径(60mm)、辊长度(500mm)的辊。

在该最终冷轧后，实体温度(最高到达温度)恒定为350℃，分别改变通板时施加到铜合金板上的张力，以连续退火炉进行低温退火，得到厚0.25mm的铜合金薄板。

还有，表5所示的各铜合金，除了记述元素量的余量组成均为Cu，作为其他杂质元素，作为A群的元素的Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的含量，除了表5的发明例41(表6的发明例54)，这些元素的合计均在1.0质量％以下。

另外，作为B群的元素的Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的含量，除了表5的发明例42(表6的发明例55)，这些元素总体的合计均在0.1质量％以下。

对于如此得到的铜合金板，各例均是从铜合金板上切下试验片，评价各试料的导电率、抗拉强度、0.2％屈服强度、耐应力松弛特性、弯曲加工性等诸特性。这些结果分别显示在表6中。

(集合组织的测定)

从上述得到的铜合金板上提取组织观察用的试验片，进行机械研磨或抛光研磨后，实施电解研磨以调整表面。对于得到的各试验片，针对500μm×500μm左右的区域，以1μm的间隔进行基于前述的方法的测定。测定和分析如前述，使用日本电子公司制的FESEM和TSL公司制的EBSP测定/分析系统和同系统的分析软件进行，求得B取向的取向分布密度、B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和。

(拉伸试验)

(导电率测定)

(应力松弛特性)

测定所述铜合金薄板的相对于轧制方向的、比平行方向更严格的直角方向的应力松弛率，评价该方向的应力松弛特性。在下述的应力松弛率测定试验中，相对于轧制方向的直角方向的应力松弛率均低于10％，作为耐应力松弛特性合格。

(弯曲加工性的评价试验)

铜合金板试料的弯曲加工性，遵循日本伸铜协会技术标准进行。将板材切割成宽10mm×长30mm，一边进行Bad Way(弯曲轴与轧制方向平行)，一边用50倍的光学显微镜观察弯曲部有无裂纹。这时，以最小弯曲半径R和铜合金板的板厚t(0.25mm)的比R/t无限小，几乎成为0这样的条件进行，评价弯曲加工性，无裂纹的评价为○，有微小的裂纹发生的评价为＝△，发生比较大的裂纹的为×。通常，该R/t小的一方评价为弯曲加工性优异。

由表6可知，作为表5的本发明的第三形态的组成内的铜合金(合金编号33～42)的发明例44～55，最终冷轧的每1道次的冷轧率(压下率)、由连续的热处理炉进行最终退火中的通板时施加到铜合金板上的张力等的制造方法也分别在优选的条件内制造。因此，表6的发明例，作为Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的集合组织，B取向的取向分布密度为40％以下，朋B取向和S取向和Cu取向的取向分布密度的和为30％以上、90％以下。

其结果是，表6的发明例44～53具有导电率在30％IACS以上，相对于轧制方向的直行方向的更为严格的应力松弛率低于10％的端子/连接器特性。而且，发明例弯曲加工性优异。在此基础上，还具有0.2％屈服强度在500MPa以上的机械特性。即，本发明例为导电率、强度高，特别是耐应力松弛特性和弯曲加工性优异，并兼具这些特性的铜合金板。

但是，在表6的发明例之中，其他元素量超过前述优选上限的发明例54、55(表5的合金编号41、42)，与导电率比较高的其他发明例相比，导电率低。发明例54其元素A群：Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的元素的合计，如表5的合金编号41，高得超过所述优选的上限1.0质量％。发明例55，元素B群：Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的合计，如表5的合金编号42，高得超过所述优选的上限0.1质量％。

表6的发明例48(表5的合金编号35)Ni含量为下限值0.1％。发明例49(表5的合金编号36)Ni含量为上限值3.0％。发明例50(表5的合金编号37)Sn含量为下限值0.01％。发明例51(表5的合金编号38)Sn含量为上限值3.0％。发明例52(表5的合金编号39)P含量为下限值0.01％。发明例53(表5的合金编号40)P含量为上限值0.3％。

另外，最终冷轧中的每1道次的冷轧率和由连续的热处理炉进行的最终退火中的通板时施加到铜合金板上的张力等的制造条件为下限侧的发明例45，耐应力松弛特性、强度与发明例44相比都比较低。

表6的比较例56～61，最终冷轧中的冷轧速度和最终退火中的通板速度等的制造方法也在优选的条件内被制造。因此，比较例56～61其Cu-Ni-Sn-P系铜合金板具有本发明的第三形成所规定的集合组织。尽管如此，这些比较例因为使用的是表5的合金编号43～48的本发明的第三形态的组成外的铜合金，所以导电率、强度、耐应力松弛特性、弯曲加工性的某一项比发明例显著地差。

表6的比较例56其Ni的含量低而脱离下限(表5的合金编号43)。因此，强度和耐应力松弛特性低。比较例57其Ni含量高而脱离上限(表5的合金编号44)。因此，强度和导电率的平衡和弯曲加工性低。

比较例58其Sn的含量低而脱离下限(表5的合金编号45)，因此强度、耐应力松弛特性过低。比较例59的铜合金其Sn的含量高而脱离上限(表5的合金编号46)，因此导电率和弯曲加工性低。

比较例60其P含量低而脱离下限(表5的合金编号47)，因此强度、耐应力松弛特性低。比较例61其P的含量高而脱离上限(表5的合金编号48)，因此在热轧中产生裂纹，不能进行特性评价。

表6的比较例62、63，是表5的本发明的第三形态的组成内的铜合金(合金编号33、34)，其他的制造条件也在与发明例相同的优选的范围内。尽管如此，最终冷轧的每1道次的冷轧率(压下率)和由连续的热处理炉进行的最终退火中的通板时施加到铜合金板上的张力等脱离优选的范围。比较例62最终冷轧中施加到板上的张力实质上不存在，过小。比较例63最终冷轧中的每1次道的冷轧率过小，且最终退火中施加到板上的张力过大。

其结果是，比较例62、63其Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的集合组织脱离本发明的第三形态的规定。其结果是，这些比较例轧制与直角方向的耐应力松弛特性比发明例显著地差。另外，弯曲加工性也比发明例显著地差。

根据以上的结果，证明了用于得到满足轧制与直角方向的耐应力松弛特性，弯曲加工性优异，作为端子·连接器的其他要求特性也优异的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的本发明的第三形态的铜合金板的成分组成、组织的意义，还证明用于得到该组织的优选的制造条件的意义。

[表5]

*-表示检测极限以下

*其他的元素A组；

Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的合计含量

*其他的元素B组：

[表6]

(4)第四实施例(关于本发明的第四形态的实施例)

以下说明本发明的第四形态的实施例。改变最终冷轧中的辊径和每1道次的最小压下率，制造具有各种来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度(位错密度)的铜合金薄板。然后，评价这些铜合金薄板的导电率、抗拉强度、0.2％屈服强度、剪切面率、耐应力松弛特性等诸特性。

具体来说，分别以无芯炉熔炼表7所示的各化学成分组成的铜合金(除了记述元素量的余量组成为Cu)后，以半连续铸造法(铸造的冷却凝固速度为2℃/sec)铸锭，得到厚70mm×幅200mm×长500mm的铸锭。均按以下的条件对这些铸锭进行轧制，制造铜合金薄板。端面车削各铸锭的表面并加热后，用加热炉以960℃加热后，立即以750℃的热轧结束温度进行热轧而成为厚16mm的板，从650℃以上的温度在水中急冷。

在该最终退火后进行压下率为60％的最终冷轧。该最终冷轧的辊径(mm)和每1道次的最小压下率(％)分别显示在表7中。还有，即使改变辊径，各辊长度也统一恒定为500mm。在该最终冷轧后，进行实体温度400℃×20秒的低温的去应变退火，得到厚0.25mm的铜合金薄板。

还有，表7所示的各铜合金，除了记述元素量的余量组成均为Cu，作为其他杂质元素，作为A群的元素的Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的含量，除了表7的发明例57(表8的发明例73)，这些元素的合计均在1.0质量％以下。

另外，作为B群的元素的Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的含量，除了表7的发明例42(表8的发明例74)，这些元素总体的合计均在0.1质量％以下。

对于如此得到的铜合金板，各例均是从铜合金板上切下试验片，评价各试料的导电率、抗拉强度、0.2％屈服强度、剪切面率、耐应力松弛特性等诸特性。这些结果分别显示在表8中。

(半值宽度的测定)

对于铜合金板试料，利用通常的X射线衍射法，靶材使用Co，以管电压40kv、管电流200mA、扫描速度2°/min，取样宽度0.02°、测定范围(2θ)30°～115°的条件，用理学电机制X射线稍衍射分析装置(型号：RINT1500)，取得X射线衍射图案。由此，根据前述的方法求得来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度。测定在2处进行，半值宽度是其平均值。

(拉伸试验)

(导电率测定)

(毛刺高度测定)

在所述试验条件下，测定铜合金板材料毛刺高度。然后，如果毛刺高度为5μm以下则评价为○，毛刺高度为5～10μm评价为△，毛刺高度超过10μm评价为×。

(应力松弛特性)

由表8可知，作为表7的本发明的第四形态的组成内的铜合金(合金编号49～59)的发明例64～74，最终冷轧的辊径和每1道次的最小压下率等的制造方法也分别在优选的条件内而被制造。因此，表8的发明例具有如下位错密度：来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值为1.0×10^-4以上。

其结果是，所述发明例64～72具有导电率在30％IACS以上，相对于轧制方向的直行方向的更为严格的应力松弛率低于10％的端子/连接器特性。而且在此基础上，还具有0.2％屈服强度在500MPa以上，并且挤压冲孔性也优异的机械特性。即，本发明例为导电率、强度高，特别是挤压冲孔和耐应力松弛特性优异，并兼具这些特性的铜合金板。

但是，在表8的发明例之中，其他元素量超过前述优选上限的发明例73、74(表7的合金编号57、58)，与导电率比较高的其他发明例相比，导电率低。发明例73其元素A群：Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的元素的合计，如表7的合金编号57，高得超过所述优选的上限1.0质量％。发明例74，元素B群：Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属的合计，如表7的合金编号58，高得超过所述优选的上限0.1质量％。

表8的发明例67(表7的合金编号51)Ni含量为下限值0.1％。发明例68(表7的合金编号52)Ni含量为上限值3.0％。发明例69(表7的合金编号53)Sn含量为下限值0.01％。发明例70(表7的合金编号54)Sn含量为上限值3.0％。发明例71(表7的合金编号55)P含量为下限值0.01％。发明例72(表7的合金编号56)P含量为上限值0.3％。

另外，最终冷轧中的辊径和每1道次的最小压下率等的制造条件为下限侧的发明例65，耐应力松弛特性、强度与发明例64相比都比较低。

表8的比较例75～80，最终冷轧中的最终冷轧中的辊径和每1道次的最小压下率等的制造方法也在优选的条件内被制造。因此，比较例75～80具有来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值为1.0×10^-4以上的位错密度。尽管如此，这些比较例因为使用的是表7的合金编号59～64的本发明的第四形态的组成外的铜合金，所以导电率、强度、耐应力松弛特性、挤压冲孔性的某一项比发明例显著地差。

表8的比较例75其Ni的含量低而脱离下限(表7的合金编号59)。因此，强度和耐应力松弛特性低，因为是低强度，所以挤压冲孔性也低。比较例76其Ni含量高而脱离上限(表7的合金编号60)。因此，强度和导电率的平衡低。

比较例77其Sn的含量低而脱离下限(表7的合金编号61)，因此强度过低，挤压冲孔性也低。比较例78的铜合金其Sn的含量高而脱离上限(表7的合金编号62)，因此导电率显著低。

比较例79其P含量低而脱离下限(表7的合金编号63)，因此强度、耐应力松弛特性低。比较例80其P的含量高而脱离上限(表7的合金编号64)，因此在热轧中产生裂纹，不能进行特性评价。

表8的比较例81、82，是表1的本发明的第四形态的组成内的铜合金(合金编号49、50)，其他的制造条件也在与发明例相同的优选的范围内。尽管如此，只有最终冷轧的条件脱离优选的范围。比较例81最终冷轧的第1道次的最小压下率(％)过小。比较例82最终冷轧的辊径(mm)过大，每1道次的最小压下率(％)过小。

其结果是，比较例81、82，来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度的值低于1.0×10^-4，位错密度过少。其结果是，这些比较例挤压冲孔性比发明例显著地差。另外，强度、耐应力松弛特性也比发明例低。

根据以上的结果，证明了用于得到满足挤压冲孔性，作为端子/连接器的其他要求特性也优异的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的本发明的第四形态的铜合金板的成分组成、组织的意义，还证明用于得到该组织的优选的制造条件的意义。

[表7]

*-表示检测极限以下

*其他元素的A组：

Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的合计含量

*其他元素的B组：

[表8]

参照特定的形态对本发明进行了详细的说明，但在不脱离本发明的精神和范围内可以进行各种的变更和修改，这对于本领域技术人员来说是明确的。

还有，本申请是基于下述申请，全体引用：21007年8月7日申请的日本特专利申请(特愿2007-205630)、2007年9月7日申请的日本专利申请(特愿2007-232641)、2007年9月27日申请的日本专利申请(特愿2007-252036)以及2007年9月27日申请的日本专利申请(特愿2007-252037。

另外，在此所引用的全部的参照作为整体利用。

产业上的利用可能性

如以上说明的，根据本发明的第一形态，能够提供一种Cu-Ni-Sn-P系合金板，其可应对制造汽车用端子/连接器等的连接部件的所述高效率化、高速化的挤压成形工序，也满足作为端子/连接器的要求特性，强度-延性平衡优异的。

另外根据本发明的第二形态，能够提供一种Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，其满足相对于轧制方向的直角方向的耐应力松弛特性，与与轧制方向平行的方向的耐应力松弛特性的差异也不太大，作为端子/连接器其他要求特性也优异。

另外根据本发明的第三形态，能够提供一种Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，其满足轧制与直角方向的耐应力松弛特性，弯曲加工性优异，作为端子·连接器的其他的要求特性也优异。

另外根据本发明的第四形态，能够提供一种Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，其满足挤压冲孔性，作为端子/连接器的强度、耐应力松弛特性其他的要求特性也优异。

因此，本发明特别适合作为汽车用端子/连接器等的连接部件使用。

Claims

1.一种铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，并且，具有导电率为32％IACS以上，与轧制方向平行的方向的应力松弛率为15％以下的端子/连接器特性，还具有0.2％屈服强度为500MPa以上，并且延伸率为10％以上的机械特性。

2.根据权利要求1所述的铜合金板，其特征在于，所述铜合金板在X射线衍射图案中，在X射线衍射角(2θ)的100～102°之间存在强度峰值。

3.根据权利要求1或2所述的铜合金板，其特征在于，所述铜合金板的导电率为35％IACS以上，且具有0.2％屈服强度为520MPa以上，并且延伸率为12％以上的机械特性。

4.一种铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，并且，来自板表面的(200)面的X射线衍射强度I(200)和来自板表面的(220)面的X射线衍射强度I(220)的比I(200)/I(220)为0.25以下，并且平均晶粒直径为5.0μm以下。

5.一种铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，并且，该铜合金板的集合组织为Brass取向的取向分布密度为40％以下，且Brass取向和S取向和Copper取向的取向分布密度的和为30％以上90％以下。

6.一种铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％和P：0.01～0.3％，余量由铜和不可避免的杂质构成，并且，来自板表面的{200}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值的高度的值为1.0×10^-4以上。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的铜合金板，其特征在于，以质量％计还含有从Fe：0.5％以下、Zn：1％以下、Mn：0.1％以下、Si：0.1％以下和Mg：0.3％以下中选出的至少一种元素。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的铜合金板，其特征在于，还含有从Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au和Pt中选出的至少一种元素，且所述至少一种元素的合计含量以质量％计为1.0质量％以下。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的铜合金板，其特征在于，还含有从Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B和混合稀土金属中选出的至少一种元素，且所述至少一种元素的合计含量以质量％计为0.1质量％以下。