CN101925680A

CN101925680A - 耐应力缓和特性优良的铜合金板

Info

Publication number: CN101925680A
Application number: CN2009801032079A
Authority: CN
Inventors: 有贺康博
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2008-01-31
Filing date: 2009-01-22
Publication date: 2010-12-22
Anticipated expiration: 2029-01-22
Also published as: EP2241643A4; EP2241643B1; EP2241643A1; CN101925680B; US20100284851A1; KR20100102192A; KR101227222B1; WO2009096314A1; US10053751B2; JP2009179864A

Abstract

本发明提供一种满足相对压延方呈直角方向的耐应力缓和特性，且作为其它端子·连接器的要求特性优良的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板。本发明涉及一种铜合金板，其具有特定的组成，其中，在提高最终冷轧的下压率的同时，有意识地缩短该压延的所需时间及到最终低温退火所需的时间，并以规定的密度包含由三维原子探针场离子显微镜测定的、至少包含Ni原子或P原子的任一种的特定的原子的集合体，提高作为端子·连接器3的要求特性的压延和直角方向的耐应力缓和特性，并缩小与压延相平行方向的耐应力缓和特性的差别(各向异性)。

Description

耐应力缓和特性优良的铜合金板

技术领域

本发明涉及一种耐应力缓和特性优良的铜合金板，特别涉及一种适合用作汽车用端子·连接器等连接部件用的耐应力缓和特性优良的铜合金板。

背景技术

在近年的汽车用端子·连接器等连接部件中，追求在发动机室之类高温环境下可以确保可靠性的性能。在该高温环境下的可靠性中，最重要的的特性之一是触点嵌合力的维持特性、即耐应力缓和特性。

图2表示作为汽车用端子·连接器等连接部件具有代表性的箱形连接器(阴端子3)的构造。图2(a)表示正面图，图2(b)表示剖面图。在该图2中，阴端子3的按压片5悬臂支承于上侧支架部4。而且，阳端子(阳极片)6插入支架内时，按压片5弹性形变，通过其反作用阳端子(阳极片)6被固定。另外，在图2中，7是引线连结部，8是固定用舌片。

如该图2所示，对由铜合金板构成的弹簧形状部件赋予恒定的变位，并将阳端子(阳极片)6在形成阴端子的弹簧形状的触点(按压片)5嵌合的情况下，保持于发动机房那样的高温环境下时，随着时间的经过，逐渐失去该触点嵌合力。因此，所谓耐应力缓和特性是指即使该连接部件保持于高温环境下，由铜合金板构成的弹簧形状部品的触点嵌合力也不会较大降低，具有对高温的抵抗特性。

图1(a)、(b)表示该规格的耐应力缓和特性的试验装置。使用该试验装置将切割为长方形状的试验片1的一端固定于刚体试验台2，将另一端悬臂梁式地举起使之翘曲(翘曲的大小d)，将其在规定的温度及时间内保持后，在室温下除去荷重，除去荷重的翘曲的大小(永久变形)作为δ求得。在此，应力缓和率(RS)以RS＝(δ/d)×100表示。

作为这样的耐应力缓和特性优良的铜合金，目前广泛公知的是Cu-Ni-Si系铜合金、Cu-Ti系铜合金、Cu-Be系铜合金等，最近，使用有添加元素量比较少的Cu-Ni-Sn-P系铜合金。该Cu-Ni-Sn-P系铜合金可以进行向大气中的开口部宽阔打开的大规模熔解炉即竖炉中的铸锭，由于其高生产性可以大宽度地低成本化。

目前各种提案也有提高Cu-Ni-Sn-P系铜合金自体的耐应力缓和特性的方法。例如，下述专利文献1、2公开了Cu-Ni-Sn-P系铜合金矩阵中将Ni-P金属间化合物均一微细地分散，在提高导电率的同时提高耐应力缓和特性等。

另外，下述专利文献2、3中公开有降低Cu-Ni-Sn-P系铜合金的P含量，形成抑制Ni-P化合物的析出的固溶型铜合金。另外，下述专利文献4中公开了规定Cu-Ni-Sn-P系铜合金板制造时的精加工退火的实体温度和保持时间，并在提高导电率的同时提高耐应力缓和特性等。

另外，在下述专利文献5的Cu-Ni-Sn-P系合金中，增加了通过由开孔尺寸0.1μm的过滤器的抽出残渣法测定的0.1μm以下的微细的尺寸的Ni化合物，并抑制超过0.1μm的粗大的尺寸的Ni化合物，使相对压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性有所提高。更具体来说，将透过0.1μm的粗大的尺寸的Ni化合物以相对铜合金中的Ni含量的比例设定为40％以下，增加0.1μm以下的微细的尺寸的Ni化合物。

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：日本特开平11-293367号公报

专利文献4：日本特开2002-294368号公报

专利文献5：日本特开2007-107087号公报

但是，在经压延(通过压延得到)的铜合金板的应力缓和率中存在各向异性，根据上述图2的阴端子3的长度方向相对坯料铜合金板的压延方向朝向哪一方向，应力缓和率得到不同的值。其与上述应力缓和率测定同样，根据试验片的长度方向相对坯料铜合金板的压延方向朝向那个方向，测定应力缓和率形成不同的值。在该点上，相对铜合金板的压延方向的直角方向与平行方向相比，应力缓和率更容易降低。

在该点上，上述图2中，在挤压加工坯料铜合金板并制造阴端子3时，存在以阴端子3的长度方向(按压片5的长度方向)相对压延方向朝向直角方向的方式进行板材下料(日文：板取り)的情况。要求高的耐应力缓和特性通常是针对向按压片5的长度方向的弯曲(弹性形变)。因此，这样，在以相对压延方向朝向直角方向的方式进行板材下料的情况下，相对铜合金板的压延方向不是在平行方向而是在直角方向上要求具有高的耐应力缓和特性。

因此，如果相对压延方向相平行方向以及相对压延方向呈直角方向的应力缓和率高，则即使不根据坯料铜合金板的板材下料方向而是在相对压延方向为平行方向及直角方向任一方向进行板材下料的情况下，也能够满足作为端子·连接器的耐应力缓和特性。但是，在上述的专利文献1～5中，尚未充分提高相对压延方向呈直角方向的应力缓和率，追求进一步地提高。

发明内容

鉴于该点，本发明的目的在于，提供作为端子·连接器，相对压延方向相平行方向以及相对压延方向呈直角方向的应力缓和率高的、耐应力缓和特性优良的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板。

用于实现该目的的本发明耐应力缓和特性优良的铜合金板的要旨如下。

(1)一种耐应力缓和特性优良的铜合金板，其含有Ni：0.1～3.0质量％、Sn：0.01～3.0质量％、P：0.01～0.3质量％，且含有余量铜及不可避免的杂质，其中，包含由三维原子探针场离子显微镜测定的原子的集合体，该原子的集合体至少包含Ni原子或P原子的任一种，该Ni原子或P原子距与该Ni原子或P原子相互邻接的Ni原子或P原子之间的距离为0.90nm以下，且Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数为15个以上且不足100个，该原子的集合体的平均密度为5×10⁵个/μm³以上。

(2)如上述(1)所述的耐应力缓和特性优良的铜合金板，其中，所述铜合金板还包含选自Fe：大于0且0.5质量％以下、Zn：大于0且1质量％以下、Mn：大于0且0.1质量％以下、Si：大于0且0.1质量％以下、Mg：大于0且0.3质量％以下中的一种以上的元素。

(3)如上述(1)或(2)所述的耐应力缓和特性优良的铜合金板，其中，所述铜合金板中，还以合计在1.0质量％以下的量含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt。

(4)如上述(1)～(3)中任一项所述的耐应力缓和特性优良的铜合金板，其中，所述铜合金板中，以合计为0.1质量％以下的量含有Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、铈合金料。

在本发明中，关于提高耐应力缓和特性的机构，根据转位理论，对最大化室温及热活性化下的转位移动的磁通钉扎力(磁通钉扎效果(日文：ピン止め効果))的方法进行研究。其结果是，着眼于不是现有所述的专利文献所注目的称为微细的微米级的析出物，而是利用目前为止还几乎没有注目的，更细的原子级的原子的集合体(群体)。该原子的集合体也可以称为超微细的析出物，但由于为原子级的微细度，如通常所述的析出物那样，不具有清晰的结晶构造。因此，在本发明中，不称为超微细析出物，而称为原子的集合体(群体)。

理论地导出，通过将原子数10个分(直径不到5nm)的原子的集合体(群体)高密度地分散于Cu-Ni-Sn-P系铜合金中，从而使室温及热活性化下的转位移动的磁通钉扎力形成最大化，提高耐应力缓和特性。

本发明者等进而证实该事实，通过能够对不足100个的原子构造进行分析的后述的三维原子探针场离子显微镜，尝试所述原子数10个分左右的原子的集合体(群体)的分析。即，关于相对压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性优劣不同的几个Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，确认了相互所述原子的集合体的存在方式(存在状态)的不同。

其结果是，通过本发明规定的所述原子的集合体的存在状态，可知在其它材料条件上相互没有差别的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板之间的耐应力缓和特性存在较大不同。即，本发明规定的所述原子的集合体越多，相对压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性越提高，同时对于相对压延方向为平行方向或直角方向等特定的方向的各向异性越小(相对压延方向为平行方向和直角方向的耐应力缓和特性的差变小)。在此，所谓所述其它材料条件没有差别，是指上述耐应力缓和特性的优劣不同的板的相互的成分组成，通过通常的TEM及SEM等组织观察、或抽出残渣法及X线衍射等分析，相互没有差别。

在此，本发明规定的所述原子的集合体即使由100个原子构成，其大小最多也为

(埃)程度。因此，即使最大倍率为20万倍的透过型电子显微镜(TEM)，可以观察的界限(检测限)也到达极限，或在界限以下。另外，铜合金板为了增加强度，多为冷轧完成品而形成最终的板制品，因为冷轧而转位产生较多的试料中，难以判定是转位还是析出物。因此，即使是所述最大倍率的TEM，作为实际问题，也不能观察(检测)本发明规定的所述原子的集合体。

另外，在如所述专利文献5那样用网眼尺寸0.1μm的过滤器抽出残渣法中，不能辨别为0.1μm以下的微细的尺寸的析出物还是超过0.1μm的粗大的尺寸的析出物。但是，即使是0.1μm以下的微细的尺寸的析出物，也不能辨别是由本发明规定的15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体，或是比其大的析出物，或是固溶的元素。

即，这些事实是指将即使对上述耐应力缓和特性的优劣不同的板进行这些TEM及SEM等组织观察、或抽出残渣法及X线衍射等分析，本发明规定的所述原子的集合体的存在状态的不同，不能充分进行检测。另外，即使所述最大倍率的TEM，或所述抽出残渣法，也不能辨别本发明规定的所述原子的集合体是否存在。

另一方面，用该三维原子探针场离子显微镜的分析广泛使用高密度化的磁记录膜及电子器件的分析等。另外，钢材的领域中也使用了组织分析。例如，在日本特开2006-29786号公报中使用了包含于钢材中的含碳微细析出物的元素的种类及量的分析。另外，日本特开2007-254766号公报中使用了对钢材中的硫化物与Fe的界面的C量、N量的分析(原子/nm²)。

但是，在本发明的铜合金分野中，还几乎没有使用该三维原子探针场离子显微镜的示例。这是因为，通过后述的制造条件的不同，在所述的现有的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板中，本发明规定的所述原子的集合体原来较少。即，目前，相对Cu-Ni-Sn-P系铜合金板，例如尝试用该三维原子探针场离子显微镜的分析，检测原来数量少的所述原子的集合体的准确率本身大大降低。

另外，如本发明，关于提高耐应力缓和特性的机构，如果没有根据所述的转位理论进行考察的技术思想，则没有尝试对铜合金板使用三维原子探针场离子显微镜进行分析的动机。目前资料中没有铜合金领域使用三维原子探针场离子显微镜进行分析的使用例及涉及本发明规定的所述原子的集合体的公知的记载，也以上述情况为起因。

附图说明

图1是说明铜合金板的耐应力缓和试验的剖面图；

图2是表示箱形连接器的构造的剖面图。

符号说明

1：试验片、2：试验台、3：箱形连接器(阴端子)、4：上侧支架部、5：按压片、6：阳端子、7：引线连结部、8：固定用舌片

具体实施方式

(三维原子探针场离子显微镜)

本发明规定的由15个以上且不足100个的原子构成的上述原子的集合体在现在可以只使用公知的三维原子探针场离子显微镜进行测定。三维原子探针场离子显微镜(3DAP：3D Atom Probe Field Ion Microscope、以下简称为3DAP)是在场离子显微镜(FIM)上安装飞行时间型质量分析器的装置。是通过这样的构成，用场离子显微镜观察金属表面的各个原子，通过飞行时间质量分析，能够坚定鉴定这些原子的局部分析装置。另外，3DAP由于可以同时分析从试料放出的原子的种类和位置，因此，构成在原子的集合体的构造解析上非常有效的装置。因此，如上所述，可以用于磁记录膜及电子器件或钢材的组织分析。

在3DAP中，对将前端整形为针状的试料施加高电压，并利用产生于前端的高电场对该试料前端部分的原子构造进行调查。在场离子显微镜(FIM)中，首先，导入真空室内的显像气体在该试料前端附近离子化，并继续使试料的前端针状部的物质离子化。这些离子化的原子被导入电场，在与该试料对向的微细通道板等检测器侧顺次移动并进行成像。

该检测器为位置敏感型检测器，通过进行各个离子的质量分析(作为原子种的元素的鉴定)，同时对到各个离子的检测器的飞行时间进行测定，可以同时决定该检测的位置(原子构造位置)。因此，由于3DAP可以同时测定上述试料前端的原子的位置及原子种，因此，具有能够三维地再构成、观察上述试料前端的原子构造的优点。另外，由于上述电场蒸发从上述试料的前端面依次引起，所以可以通过原子级的分解能对从上述试料前端的原子的深度方向分布进行调查。

由于该3DAP利用了高电场，因此，分析的试料需要金属等的导电性高，而且，试料的形状通常需要设定为前端径为100nmφ前后或其以下的极细的针状。因此，从Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的板厚中央部采取试料，将该试料用精密切削装置进行切削及电解研磨并制作具有分析用的上述极细的针状前端部的试料。作为测定方法，例如使用Imago ScientificInstruments社制的“LEAP3000X”，对将上述前端成形为针状的铜合金板试料施加10kV级的高脉冲电压，并从试料前端对数百万个的原子继续进行离子化。测定区域在上述试料前端径约50nmφ的范围内，设定为距试料前端的深度100nm程度。离子通过上述位置敏感型检测器进行检测，并施加上述脉冲电压，根据从上述试料前端各个离子飞出至到达检测器的飞行时间，进行离子的质量分析(作为原子种的元素的鉴定)。

另外，上述电场蒸发利用从上述试料的前端面依次规则地引起的性质，并对表示离子的到达场所的二维映像赋予适当深度方向的坐标，使用解析软件“IVAS”进行三维映像(三维的原子构造：原子映像的构成)。由此，得到上述试料前端的三维原子映像。

而且，将三维原子映像进一步使用包络分析法(DEA＝Data Envelopment Analysis)进行解析。即，将该三维原子映像的Ni原子及P原子的邻接距离为0.90nm以下，且Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数为15个以上且不足100个构成的材料作为本发明规定的原子的集合体(群体)，对其个数密度进行测定、评价。该原子的集合体密度测定对上述试料数的3个进行，并将其结果平均化。

在此，上述包络分析法为如“关于包络分析法(Data Envelopment Analysis：DEA法)的报告(ISDL Report No.20020202002、渡边真也、广安知之、三木光范)”等中概要所述的公知的方法(软件)。该包络分析法在多输入、多输出的多目的问题中，从效率这一方面对评价对象进行评价。即，为进行从(输出值的总和/输入值的总和)导出的效率的评价(加权)，从更少的输入值得到更多的输出值的用于进行分析及解析的效率化的方法(软件)。该方法在1978年通过德克萨斯大学的Charnes等提出以来，不只是上述3DAP那样的金属分析，而且用于企业、经营、事业的诊断、及社会系统分析等各种领域。

(3DAP的原子的检测效率)

但是，对于这些3DAP的原子的检测效率，现在来说，上述离子化的原子中50％程度为界限，剩余的原子不能检测出。在该3DAP的原子的检测效率将来提高等大的变动时，本发明规定的原子的集合体的平均个数密度(个/μm³)的3DAP的测定结果可能会产生变动。因此，为了使该原子的集合体的平均个数密度的测定具有再现性，3DAP的原子的检测效率优选大致一定，为约50％。

(原子的集合体的定义)

在本发明中，将本发明规定的原子的集合体(群体)定义为如下构成，至少包含Ni原子或P原子任一种，同时，这些Ni原子和P原子相互邻接的原子之间的距离为0.90nm以下，且Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数为15个以上且不足100个，对其平均个数密度(个/μm³)进行测定、评价。在此，所谓上述的相互邻接的原子，不只是Ni原子和P原子的不同原子之间，也可以为Ni原子之间、P原子之间。这一点例如即使没有检测出Ni原子或P原子的任一种而为0个，只要Ni原子之间或P原子之间的任一种满足上述邻接的距离(0.90nm以下)、个数(15个以上且不足100个)，则可以设为本发明中定义的原子的集合体，并作为本发明中定义的原子的集合体对平均个数密度进行计数。另外，所谓邻接的原子，例如在存在Ni原子的情况下，是指处于离Ni原子最近位置的Ni原子或P原子。

因此，所谓上述的本发明中规定的原子的集合体(群体)，更具体来说，必然包含Ni原子和P原子这两方、或者Ni原子与P原子中的任一种原子。而且，可以说为如下构成：这些Ni原子和P原子的不同的原子之间、Ni原子之间、P原子之间的相互邻接的原子之间的距离为0.90nm以下，且Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数为15个以上且不足100个。因此，在通过上述3DAP分析进行测定时，假如即使上述邻接的距离内的原子的个数满足上述个数密度，如果该原子的集合体不包含Ni原子及P原子任一种，则不是本发明规定的原子的集合体，不进行计数。另外，在这些Ni原子和P原子相互邻接的原子之间的距离过大离开的情况下(不存在邻接的原子为0.90nm以下的情况)，不能说是本发明中规定的原子的集合体。

另外，根据铜合金的成分组成，Cu原子、Ni原子、P原子以外的Sn、Fe等原子(来自合金元素及杂质)包含于原子的集合体中，这些其它的原子必然产生通过3DAP分析进行计数的情况。但是，即使这样的Sn、Fe、Zn、Mn、Si、Mg等该其它原子(来自合金元素及杂质)包含于原子的集合体，与Cu、Ni及P原子的总数相比也较少，即使较多，各个最多也不过数个的程度(合计也不足10个)。因此，即使在这样的其它原子包含于集合体中的情况下，满足上述Ni、P原子的规定距离、上述Cu、Ni、P原子的规定合计个数的条件的材料是，作为本发明的原子的集合体，与只由Cu、Ni、P原子构成的原子的集合体同样起作用。因此，在满足上述的邻接的距离内的原子的个数密度的情况下，即使在其它原子也包含于集合体中的情况下，也能够作为本发明的原子的集合体进行计数，在不满足上述的邻接的距离内的原子的个数密度条件的情况下，不能作为本发明的原子的集合体，而不能进行计数。

作为本发明的原子的集合体，具有只有Cu-Ni-P、Cu-Ni、Cu-P、Ni-P、Ni、和只有P的6种组合。但是，实际上作为将以后述的适当条件制造的铜合金板进行上述3DAP分析并进行计数的本发明的原子的集合体，Cu-Ni-P为大部分，Cu-Ni为少量，其它种类几乎观察(计数)不到。这样的本发明的原子的集合体如后所述，由如下加工生成，即，在最终低温退火中，Cu、Ni、P的原子扩散并将通过最终冷轧前的退火的冷却过程和最终冷轧而生成的成为原子的集合体的核的原子空位闭塞(捕集)。

(原子的集合体规定的意义)

在本发明中，通过以上的定义进行规定，将通过上述3DAP分析进行测定的原子的集合体设定为以5×10⁵个/μm³以上的平均密度包含于Cu-Ni-Sn-P系铜合金板组织中。由此，可以提高Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的耐应力缓和特性。即，本发明规定的上述原子的集合体越多，越是提高相对于压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性，同时，对于相对于压延方向的平行方向或直角方向等特定方向的各向异性变小(相对压延方向的平行方向和直角方向的耐应力缓和特性的差变小)。

与此相对，在该原子的集合体不足5×10⁵个/μm³的平均密度中，原子的集合体过少，而不能使室温及热活性化下的转位移动的磁通钉扎力最大化。因此，不能提高Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的上述耐应力缓和特性。

在此，将本发明的原子的集合体的Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数设定为15个以上且不足100个是由于，该合计个数不足15个时，尺寸不足

而过小，在室温及热活性化下的转位移动的磁通钉扎力变小。另一方面，是由于，在构成该原子的集合体的Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数100个以上时，原子的集合体过于粗大，使提高耐应力缓和特性的室温及热活性化下的转位移动的磁通钉扎力最大化的效果变少。

(铜合金成分组成)

接着，关于本发明铜合金的成分组成如下进行说明。在本发明中，将铜合金的成分组成作为前提，如上所述，可以竖炉铸锭，而形成由于高生产性而可以大幅度低成本化的Cu-Ni-Sn-P系铜合金。

而且，该铜合金从成分组成方面考虑，与制造上述高效率化、高速化的汽车用端子·连接器等连接部件的挤压成形工序等相对应，也满足作为汽车用端子·连接器等连接部件的要求特性，强度、耐应力缓和特性、导电率也优异。因此，将Cu-Ni-Sn-P系铜合金的成分组成设定为分别含有Ni：0.1～3.0％、Sn：0.01～3.0％、P：0.01～0.3％，且余量铜及不可避的杂质的材料。另外，各元素的含量的％表示是全部质量％的意思。下面，关于铜合金的合金元素，对其添加理由及抑制理由进行说明。

(Ni)

Ni是与P一起形成本发明规定的由上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体，提高强度及耐应力缓和特性的重要元素。另外，除此之外，如通常，是在铜合金矩阵中固溶或与P等其它合金元素形成微细的析出物及化合物，提高强度及耐应力缓和特性必须的元素。

在Ni的含量不足0.1％时，通过后述的最适的本发明制造方法，本发明规定的由上述不足100个的原子构成的原子的集合体的密度不足，且耐应力缓和特性降低。另外，比其大的Ni化合物量及Ni的固溶量的绝对量也不足，最终强度及耐应力缓和特性降低。因此，Ni的含量需要在0.1％以上、优选为0.3％以上。

但是，在超过3.0％，更严格来说超过2.0％，且过剩地含有Ni时，Ni的氧化物、结晶物、析出物等化合物粗大化，或粗大的Ni化合物增大，另一方面，微细的Ni化合物量、Ni的固溶量降低。另外，这些粗大化的Ni化合物成为破坏的起点。其结果是，反而是耐应力缓和特性降低，强度及弯曲加工性也降低。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固溶于铜合金矩阵中而提高强度。进一步固溶的Sn抑制退火中的重结晶所引起的软化及应力缓和。Sn含量在不足0.01％时，Sn过少而不能抑制应力缓和。另一方面，Sn含量超过3.0％时，导电率显著降低，不仅不能达到30％IACS以上的导电率，而上述固溶的Sn偏析于结晶粒界，强度及弯曲加工性也降低。因此，Sn的含量为0.01～3.0％的范围，优选为0.1～2.0％的范围。

(P)

P是与Ni形成本发明规定的由上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体，提高强度及耐应力缓和特性的重要元素。另外，除此之外，通常也是与Ni等其它元素形成微细的析出物，提高强度及耐应力缓和特性所需的元素。另外，P也具有作为脱氧剂的作用。P的含量在不足0.01％时，通过最适的本发明制造方法，本发明规定的由上述不足100个的原子构成的原子的集合体的密度不足，耐应力缓和特性降低。另外，由于比其大的P系的析出物粒子也不足且耐应力缓和特性降低，因此，必须含有0.01％以上。但是，在超过0.3％而过剩含有时，P化合物粗大化，反而是耐应力缓和特性降低，强度及热加工性也降低。因此，P的含量设定为0.01～0.3％的范围。优选设定为0.02～0.2％的范围。

(Fe、Zn、Mn、Si、Mg)

Fe、Zn、Mn、Si、Mg是容易从废金属等熔解原料混入的杂质。这些元素虽然具有各自的含有效果，但总起来说会降低导电率。另外，在含量较多时，难以用竖炉进行铸锭。因此，在得到高的导电率的情况下，分别规定为：Fe：大于0且0.5％以下、Zn：大于0且1％以下、Mn：大于0且0.1％以下、Si：大于0且0.1％以下、Mg：大于0且0.3％以下。另一方面，Fe、Zn、Mn、Si、Mg也具有后述的含有效果，另外，这些Fe、Zn、Mn、Si、Mg越低，则熔解成本越高。因此，在本发明中，关于这些Fe、Zn、Mn、Si、Mg，容许大于0，优选为0.005％以上，且在上述上限值以下的含量。

Fe与Sn同样，提高铜合金的重结晶温度。但是，在超过0.5％时，导电率降低。优选设定为0.3％以下。Zn防止锡镀的剥离。但是，在超过1％时，导电率降低而不能得到高导电率。另外，在用竖炉铸锭的情况下希望为0.05％以下。而且，如果是作为汽车用端子使用的温度区域(约150～180℃)，则即使含有0.05％以下，也具有能够防止锡镀的剥離的效果。Mn、Si具有作为脱氧剂的效果。但是，在超过0.1％时，导电率降低而不能得到高导电率。另外，在用竖炉铸锭的情况下，更希望设定为Mn：0.001％以下、Si：0.002％以下。Mg具有提高耐应力缓和特性的作用。但是，在超过0.3％时，导电率降低而不能得到高导电率。另外，在用竖炉铸锭的情况下，希望设定为0.001％以下。

(Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt)

本发明铜合金进一步容许作为杂质，含有的Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt这些元素合计在1.0％以下，优选为0.5％以下，更优选为0.1％以下，进一步优选为检测界限以下。这些元素具有防止结晶粒的粗大化的作用，在这些元素合计超过1.0％的情况下，导电率降低而不能得到高导电率。另外，难以用竖炉铸锭。

另外，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、铈合金料也为杂质，这些元素合计设置为0.1％以下，优选为0.05％以下，更优选为0.01％以下，进一步优选限制为检测限以下。

(铜合金板制造方法)

接着，对本发明铜合金板的制造方法进行如下说明。本发明铜合金板的制造工序自身除精加工退火工序的条件外可以用常法进行制造。即，通过对调整了成分组成的铜合金熔水的铸造、铸块面削、均热、热轧，而且重复进行冷轧和退火，得到最终(产品)板。但是，本发明铜合金板为了得到强度、耐应力缓和特性等必须的特性，有优选的制造条件，下面分别进行说明。

本发明规定的由上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体通过铜合金板的制造工序的最终的低温退火而生成。因此，为了在最终的低温退火中，形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织，如后所述，需要调整作为前工序的精加工退火＝最终冷轧前的退火条件、最终的冷轧的条件以及从精加工退火到最终的低温退火的时间。

即，如后述，需要增大上述精加工退火中的至室温的平均冷却速度(加速)的同时，缩短从该精加工退火后到最终的冷轧开始所需的时间(板保持为室温下的时间)。另外，需要增大最终的冷轧的下压率的同时，关于从最终的冷轧结束后到最终的低温退火开始所需的时间，缩短保持在室温下的时间。

首先，在铸造上述的本发明铜合金组成时，通过作为大规模熔解炉的竖炉可以进行高生产性铸锭。但是，将在铜合金熔解炉中从合金元素的添加完成到铸造开始所需的时间设定在1200秒以内，进而将铸块的从通过加热炉抽出铸块到热轧完成所需的时间设为1200秒以下，优选设定为尽可能短的时间。

通过这样的铜合金熔解炉中的从合金元素的添加完成到铸造开始的短时间化，进而通过铸块的从加热炉抽出铸块到热轧完成的短时间化，可以在抑制粗大的Ni化合物的同时，确保微细的Ni化合物量及Ni的固溶量。其结果可以确保铜合金板的导电率、耐应力缓和特性、强度。

另外，即使通过后段主要的冷轧条件、退火条件，控制本发明规定的由上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体的密度及微细的Ni化合物量及Ni的固溶量，在至热轧完成的上述前段的工序中，微细的Ni化合物量及Ni的固溶量的绝对量也会变少。进而，在上述前段的工序中，生成的粗大的Ni化合物较多的情况下，在冷轧、退火工序中析出的微细生成物被该粗大生成物捕集，在矩阵中独立存在的微细生成物逐渐减少。因此，在Ni的添加量占有较多比例时，可能不能得到充分的强度和优良的耐应力缓和特性。

关于热轧，使用常用的方法即可，热轧的入侧温度为600～1000℃程度，结束温度为600～850℃程度。热轧后进行水冷或放置变冷。

其后，对热轧板进行一次冷轧(粗冷轧、中压延冷轧)→精加工退火(最终冷轧前的退火)→最终冷轧→最终低温退火，制造铜合金薄板。在一次冷轧(粗冷轧、中压延冷轧)中可以根据板厚而适当重复进行冷轧和退火。

(精加工退火＝最终冷轧前的退火)

精加工退火设定为作为板的实体温度，在最高到达温度为500～800℃的范围内进行，将从该温度到室温的平均冷却速度设定为100℃/s以上，优选为150℃/s以上，更优选为200℃/s以上。通过将平均冷却速度设定为100℃/s以上，优选为150℃/s以上，更优选为200℃/s以上，从而与继续将最终冷轧的下压率设定为60％以上，优选为65％以上，更优选为70％以上的情况相吻合，通过最终的低温退火生成的成为上述原子的集合体的核的原子空位的数量增加。相反，如果该平均冷却速度较小(迟缓)，则即使继续将最终冷轧的下压率设为60％以上，成为本发明规定的上述原子的集合体的核的原子空位的数量也会减少且不足。其结果是，最终低温退火中的上述原子的集合体的生成数减少，不能形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织的可能性提高。

(最终冷轧)

最终冷轧以通常的3～4次的路径数进行。但是，为了形成满足本发明规定的上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体的密度的铜合金板的组织，首先，将最终的冷轧的下压率增大为60％以上，优选为65％以上，更优选为70％以上。由此，成为本发明规定的上述原子的集合体的核的原子空位的数量增加，通过其后的最终的低温退火，生成上述原子的集合体，可以形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织。另一方面，在最终的冷轧的下压率不足60％时，至此的上述一次冷轧的下压率即使例如为60％以上，成为本发明规定的上述原子的集合体的核的原子空位的数量也会减少并不足，从而最终的低温退火的上述原子的集合体的生成数减少，不能形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织。

(至最终低温退火的所需时间)

另外，在最终低温退火中，为了使铜合金板的组织满足本发明规定的上述原子的集合体的密度，在这些各工序条件的基础上，将这些各工序间的板保持室温所需的时间分别设定为60分钟以内，优选为50分钟以内，更优选为40分钟以内的短时间，需要尽可能缩短至最终低温退火的时间。

即，首先，需要将从上述精加工退火后到最终的冷轧的从上述精加工退火后板因冷却到达室温时到最终的冷轧的第一路径开始的所需时间缩短为60分钟以内。另外，需要将从该最终的冷轧结束后(最终路径结束后)到最终的低温退火(板的升温)开始所需的时间缩短到60分钟以内的短时间。

在这些工序间各自的板在室温的保持时间超过60分钟时，到最终低温退火的时间、即板保持室温的时间变长。因此，不是本来的Cu原子及Ni原子或P原子，而特别是通过扩散快的H原子及C原子、O原子等，大幅推进成为上述原子的集合体的核的原子空位的闭塞(捕集)。即，由于该H原子及C原子、O原子等引起的捕集与上述的板的室温下的保持时间成比例进行推进，因此，各工序中的室温下保持的时间越长，本来的Cu原子及Ni原子及P原子捕集的成为原子的集合体的核的原子空位的数量越减少。

因此，在上述的各工序间的所需的时间(板保持在室温下的时间)分别超过60分钟时，例如即使最终的低温压延前的退火中的至室温的平均冷却速度设定为100℃/s以上，最终冷轧的下压率设定为60％以上，成为本发明规定的上述原子的集合体的核的原子空位的数量也会减少并不足。其结果，最终低温退火中的上述原子的集合体的生成数减少，不能形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织。另外，由于最终冷轧工序通过反向压延等经过短时间(数分钟)，上述路径数的压延完成，而且处于施加下压的状态，因此，成为上述原子的集合体的核的原子空位的闭塞不会推进，作为板在室温保持的所需时间没有问题。

这些工序间的板在室温下的保持时间的短缩只要没有意识地将其优先进行，则通过其它多数的优先事项及其它批量及工序的兼备，会必然地延长。因此，在通常或现有的制造方法中，兼顾其它多数的优先事项及其它批量及工序，而不优先进行这些工序间的板在室温的保持时间的短缩，因此必然以数小时的程度进行延长。因此，在通常的或现有的制造方法中，这些各工序间的板在室温下所保持的时间必然分别超过60分钟而延长。其结果是，最终低温退火中的上述原子的集合体的生成数必然减少，不能形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织。

另外，为了阻止向这样的原子空位的H原子及C原子、O原子等扩散、捕集，只要通过液氮等进行冷却等，使铜合金板不是保持在室温，而保持在极低温即可。但是，向这样的至极低温的冷却，在现阶段，作为铜合金板的制造方法并不现实。因此，在通常的板的制造工序中，将板在室温保持的从上述精加工退火后到最终的冷轧的所需时间、和该最终冷轧后开始最终的低温退火的所需时间分别设定为60分钟以内的短时间。

(最终低温退火)

在最终的低温退火中，生成本发明规定的上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体。在最终的低温下的退火中，通过Cu、Ni、P的各原子的扩散，闭塞(捕集)成为原子的集合体的核的原子空位，并生成上述原子的集合体，形成满足本发明规定的上述原子的集合体的密度的铜合金板的组织。该最终的低温退火可以为连续退火炉(实体温度200～500℃下10～60秒程度)、批量退火炉(实体温度100～400℃下1～20小时程度)的任一种。

实施例

下面对本发明的实施例进行说明。通过上述的优选的制造条件，制造本发明规定的上述15个以上且不足100个的原子构成的原子的集合体的密度各种不同的铜合金薄板。而且，对这些各铜合金薄板的导电率、拉伸强度、0.2％耐力、耐应力缓和特性等诸多特性进行评价。

具体而言，将表1所示的各化学成分组成的铜合金(除去所述元素量的余量组成为Cu)分别通过无心炉进行熔制后，通过半连续铸造法(铸造的冷却凝固速度2℃/sec)进行铸锭，得到厚度70mm×宽度200mm×长度500mm的铸块。将这些各铸块共同以下面的条件进行压延而制造铜合金薄板。即，对各铸块的表面进行面削并加热后，用加热炉在960℃下加热后，马上在热轧完成温度750℃下进行热轧，形成厚度10～20mm的板，从650℃以上的温度在水中急速冷却。

此时，熔解炉中从合金元素添加完成到铸造开始的所需时间在各例相同设定为1200秒以下，从加热炉抽出到热轧完成的所需时间在各例相同设定为1200秒以下。

对该热轧板除去氧化垢后，进行一次冷轧→精加工退火→最终冷轧→最终低温退火，制造铜合金薄板。即，对热轧板进行一次冷轧(粗冷轧、中压延冷轧)，并对一次冷轧后的板进行面削，将该板的精加工退火通过退火炉作为板的实体温度将最高到达温度设定为600℃，对从该温度到室温的平均冷却速度如表2所示进行各种变更。另外，从该精加工退火后板因冷却的到达室温时到最终的冷轧的第一路径的开始所需的时间也如表2所示进行各种变更。

其后，进行将下压率如表2所示进行各种变更的最终冷轧。在该最终冷轧中，最终的板厚在各例相同设定为0.25mm。即，表2所示的最终冷轧的下压率通过其前工序的热轧成品、一次冷轧成品的各板厚进行控制，各例均通过对最终冷轧的(最终冷轧前的)板厚进行各种变更而进行。

而且，从该最终冷轧的最终路径结束之后到开始最终低温退火的(板开始加热)的时间也如表2所示进行各种变更。该最终低温退火只将退火温度(实体温度：板的最高到达温度)变化成表2所示的值，并在该温度下保持30秒。而且，通过该最终低温退火，得到铜合金产品薄板(各例的板厚均为0.25mm)。

另外，如表1所示的各铜合金，除去所记载的元素量的余量组成为Cu，作为其它杂质元素，作为A组的元素的Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的含量除去表1的实施例9(表2、3的实施例15)，各例均相同，这些元素的合计为1.0质量％以下。另外，作为B组的元素的Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、Si、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、铈合金料的含量除去表1的实施例10(表2、3的实施例16)，各例均相同，这些元素整体的合计为0.1质量％以下。

相对这样得到的铜合金板，各例均从铜合金板切割试料，并对各试料的组织、导电率、拉伸强度、0.2％耐力、耐应力缓和特性等多种特性进行评价。其结果分别示于表3。

(组织的测定)

对从得到的铜合金板的任意的位置的板中央部采取的铜合金板试料3个，通过使用上述的三维原子探针场离子显微镜和分析解析软件的上述测定条件方法，求出以下集合体的平均密度(×10⁵个/μm³)，所述聚合体至少包含Ni原子或P原子的任一种，同时，这些Ni原子和P原子的相互邻接的原子之间的距离为0.90nm以下，且是以Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数为15个以上且不足100个构成的原子的集合体。另外，各例均相同，检测到的原子的集合体为将Cu、Ni、P原子以外的原子：Sn、Fe、Zn、Mn、Si、Mg分别以数个(1～2个)的程度包含于集合体中的材料，但满足上述Ni、P原子的规定距离、和上述Cu、Ni、P原子的规定合计个数的条件的原子的集合体作为本发明的原子的集合体进行计数。

(平均结晶粒径的测定)

另外，通过使用FESEM/EBSP的结晶方位解析方法，对各铜合金板试料的平均结晶粒径进行测定，其结果是，各实施例、各比较例均相同，平均结晶粒径微细为5.0μm以下。另外，试验片的测定位置相同，设定板的任意的位置的板中央部3处，对这些3处的各平均结晶粒径的测定值进行平均化，得到平均结晶粒径。

(拉伸试验)

从上述铜合金薄板采取试验片，按照试验片长度方向相对板材的压延方向形成直角方向的方式，通过机械加工制作JIS5号拉伸试验片。而且，通过5882型Instron社制万能试验机，通过室温、试验速度10.0mm/min、GL＝50mm的条件对包含拉伸的机械的特性进行测定。另外，耐力为相对于永久拉伸0.2％的拉伸强度。

(导电率测定)

从上述铜合金薄板采取试料，对导电率进行测定。铜合金板试料的导电率通过如下方法算出，通过铣床加工宽度10mm×长度300mm的长方形状的试验片，根据JIS-H0505中规定的非铁金属材料导电率测定法，通过双电桥式电阻测定装置对电阻进行测定，通过平均截面积法算出导电率。

(应力缓和特性)

分别对上述铜合金薄板的相对压延方向的呈平行方向和比平行方向更严格的直角方向的应力缓和率进行测定，并对该方向的耐应力缓和特性进行评价。在下述应力缓和率测定试验中，相对压延方向的平行方向和直角方向的应力缓和率均不足10％，该平行方向和直角方向的应力缓和率的差为3％以内的材料作为耐应力缓和特性合格。

应力缓和率具体来说，采用来自上述铜合金薄板的试验片，使用如图1所示的悬臂梁方式进行测定。切割宽度10mm的长方形状试验片1(长度方向相对板材的压延方向形成直角方向的材料)，将其一端固定于刚体试验台2，对试验片1的间距长度L的局部付与d(＝10mm)的大小的弯曲量。此时，按照相当于材料耐力的80％的表面应力负荷于材料的方式决定L。将其在120℃的炉中保持3000小时后取出，并测定除去弯曲量d时的永久变形δ，计算RS＝(δ/d)×100下的应力缓和率(RS：％)。

从表1、2表明，作为表1的本发明组成内的铜合金(合金编号1～10)的实施例特别是在500～800℃的范围内进行最终的低温压延前的退火，将从该温度到室温的平均冷却速度设定为100℃/s以上。另外，将最终的冷轧的下压率设定为60％以上，关于从上述的精加工退火后到最终的冷轧开始的所需时间、和从上述的该最终的冷轧后到最终的低温退火所需的时间，分别将其保持在室温下的时间设定为60分钟内并进行制造。另外，也满足上述的另外优选的制造条件。

因此，从表3可知，实施例包含通过三维原子探针场离子显微镜测定的以5×10⁵个/μm³以上的平均密度包含本发明的上述原子的集合体。

另外，此外，实施例为了使组成范围适当且在上述优选的条件内进行制造，考虑抑制粗大的Ni的氧化物、结晶物、析出物等Ni化合物，可以确保除上述原子的集合体之外的比较大的微细的Ni化合物等的量及Ni的固溶量的材料。

其结果是，实施例具有导电率为30％IACS以上，且相对压延方向呈直角方向的更严格的应力缓和率为不足10％的端子·连接器特性。另外，相对压延方向呈直角方向和平行方向的应力缓和率之差也减少为2～3％左右。而且，在此基础上，进而具有0.2％耐力为500MPa以上的机械特性。即，实施例中，形成导电率、强度高，特别是耐应力缓和特性优良，并兼备这些特性的铜合金板。

但是，在表2、3的实施例中，其它元素量超过上述的优选的上限的实施例15、16(表1的合金编号9、10)与其它实施例相比，导电率比较低。实施例15的上述元素A组的元素的合计如表1的合金编号9所示，提高到超过上述的优选的上限1.0质量％。实施例16的上述元素B组的元素的合计如表1的合金编号10所示，提高到超过上述的优选上限0.1质量％。

表2、3的实施例9(表1的合金编号3)的Ni含量为下限值0.1％。实施例10(表1的合金编号4)的Ni含量为上限值3.0％。实施例11(表1的合金编号5)的Sn含量为下限值0.01％。实施例12(表1的合金编号6)的Sn含量为上限值3.0％。实施例13(表1的合金编号7)的P含量为下限值0.01％。实施例14(表1的合金编号8)的P含量为上限值0.3％。

另外，表2的实施例2～4、6～8中，精加工退火后的冷却速度为100℃/s以上但比较小，或者，最终的冷轧的下压率为60％以上但比较低，或者，到最终的低温退火的各工序间的所需时间分别在60分钟以内但比较长。因此，由于除此之外的条件相同，最终的冷轧的下压率比较高，到最终的低温退火的各工序间所需时间比较短，与表2的实施例1、5相比如表3所示，本发明的原子的集合体的平均密度比较小。该结果，这些实施例与实施例1、5相比，各个耐应力缓和特性、强度比较低。

与此相对，表2、3的比较例17～22在制造方法优选的条件内进行制造。无论怎样，这些比较例由于使用了表1的合金编号11～16的本发明组成外的铜合金，偏离了本发明的原子的集合体的平均密度等组织，另外，例如该组织即使在范围内，无论导电率、强度、耐应力缓和特性的任一种，与实施例相比多显著劣化。

比较例17的Ni的含量低于下限，处于限制之外(表1的合金编号11)。因此，强度及耐应力缓和特性降低。比较例18的Ni的含量高于上限，处于限制之外(表1的合金编号12)。因此，强度和导电率的平衡较低。

由于比较例19的Sn的含量低于下限，处于限制之外(表1的合金编号13)，因此，强度、耐应力缓和特性过低。由于比较例20的铜合金的Sn的含量高于上限，处于限制之外(表1的合金编号14)，因此，导电率低。

由于比较例21的P的含量低于下限，处于限制之外(表1的合金编号15)，强度、耐应力缓和特性较低。由于比较例22的P的含量高于上限，处于限制之外(表1的合金编号16)，在热轧中产生裂缝而不能进行特性评价。

表2的比较例23～31模拟通常或现有的制造方法。即，为表1的本发明组成内的铜合金(合金编号1、2)，其它制造条件也与实施例同样在优选的范围内。但是，与上述实施例不同，如表2所示，精加工退火后到室温的平均冷却速度过低，或者，最终的冷轧的下压率过低，或者，到最终的低温退火的各工序间的所需时间过长。由此，其以外的条件相同，与表2的实施例1、5相比，如表3所示，本发明的原子的集合体的平均密度超出本发明范围而过小。

这些比较例23～31中，除了使组成范围适当、用于生成上述本发明的原子的集合体的优选的制造条件以外，其它制造条件在与实施例相同的优选的范围内进行制造。因此，考虑抑制粗大的Ni的氧化物、结晶物、析出物等Ni化合物，可以确保比较大的微细的Ni化合物等的量及Ni的固溶量。但是，这些比较例如表3所示，由于本发明的原子的集合体的平均密度超出本发明范围而过小，因此，与实施例1、5相比，各个耐应力缓和特性显著降低。即，这些比较例相对压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性与实施例相比显著劣化。另外，相对压延方向呈直角方向的应力缓和率、与相对压延方向呈平行方向的应力缓和率之差也较大。

表2的比较例31的最终的低温退火温度过低，与不进行最终的低温退火的情况相同。由此，这些以外的条件相同，与表2的实施例5相比，如表3所示，本发明的原子的集合体的平均密度超出本发明范围而过小。其结果是，比较例31与实施例5相比，各个耐应力缓和特性显著降低，相对压延方向呈直角方向的应力缓和率，与相对压延方向呈平行方向的应力缓和率之差也较大。

从以上的结果可知，满足相对压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性，与相对压延方向呈平行方向的耐应力缓和特性几乎没有差别，作为另外的端子·连接器的要求特性上也证明了用于得到优良的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板的本发明铜合金板的成分组成、组织，进而，用于得到该组织的优选的制造条件的意义。

表1

*-表示检测限以下。

*其它元素A组：Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的合计含量

*其它元素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、铈合金料的合计含量

表2

表3

参照特定的实施例对本发明详细地进行了说明，但本领域人员可知，在不脱离本发明的精神和范围内可以添加各种变更及修正。

本申请根据2008年1月31日申请的日本专利申请(特愿2008-021355)编写而成，其内容在此作为参照而引用。

工业上的可利用性

如上述说明，根据本发明，满足相对压延方向呈直角方向的耐应力缓和特性，与相对压延方向呈平行方向的耐应力缓和特性几乎没有差别。作为其它端子·连接器的要求特性也可以提供优良的Cu-Ni-Sn-P系铜合金板。其结果是，特别适合作为汽车用端子·连接器等连接部件使用。

Claims

1.一种耐应力缓和特性优良的铜合金板，其含有Ni：0.1～3.0质量％、Sn：0.01～3.0质量％、P：0.01～0.3质量％，且含有余量铜及不可避免的杂质，其中，

包含由三维原子探针场离子显微镜测定的原子的集合体，所述原子的集合体至少包含Ni原子或P原子的任一种，该Ni原子或P原子距与该Ni原子或P原子相互邻接的Ni原子或P原子之间的距离为0.90nm以下，且Cu原子、Ni原子和P原子的合计个数为15个以上且不足100个，所述原子的集合体的平均密度为5×10⁵个/μm³以上。

2.根据权利要求1所述的耐应力缓和特性优良的铜合金板，其中，所述铜合金板还包含选自Fe：大于0且0.5质量％以下、Zn：大于0且1质量％以下、Mn：大于0且0.1质量％以下、Si：大于0且0.1质量％以下、Mg：大于0且0.3质量％以下中的一种以上的元素。

3.根据权利要求1或2所述的耐应力缓和特性优良的铜合金板，其中，所述铜合金板中，还以合计为1.0质量％以下的量含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的耐应力缓和特性优良的铜合金板，其中，所述铜合金板中，以合计为0.1质量％以下的量含有Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、铈合金料。