JP2009041056A - 強度−延性バランスに優れた銅合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】前記高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応し、強度−延性バランスに優れ、同時に、耐応力緩和特性と導電率にも優れさせるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系の銅合金板を提供することを目的とする。
【解決手段】特定組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系の銅合金板であって、この銅合金板のＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に特定の強度ピークａが存在させるようにして、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上であるような新規な機械的特性を有するようにする。
【選択図】図１

Description

本発明は、強度−延性バランスに優れた銅合金板およびその製造方法に関し、特に、自動車用端子・コネクタなどの接続部品用として適する強度−延性バランスに優れた銅合金板およびその製造方法に関する。

近年の自動車用端子・コネクタなどの接続部品には、エンジンルームのような高温環境下で信頼性を確保できる性能が求められる。この高温環境下での信頼性において最も重要な特性のひとつは、接点嵌合力の維持特性、いわゆる耐応力緩和特性である。

図４に、自動車用端子・コネクタなどの接続部品として、代表的な箱形コネクタ（メス端子３）の構造を示す。図４（ａ）は正面図、図４（ｂ）は断面図を示す。この図４において、メス端子３は、上側ホルダー部４に押圧片５が片持ち支持されている。そしてホルダー内にオス端子（タブ）６が挿入されると、押圧片５が弾性変形し、その反力によりオス端子（タブ）６が固定される。なお、図４において、７はワイヤ接続部、８は固定用舌片である。

この図４のように、銅合金板からなるばね形状部品に定常の変位を与え、オス端子（タブ）6 をメス端子のばね形状をした接点（押圧片）５で嵌合しているような場合には、エンジンルームのような高温環境下に保持されていると、時間の経過とともに、その接点嵌合力を失っていく。したがって、耐応力緩和特性とは、これら接続部品が高温環境下に保持されても、銅合金板からなるばね形状部品の接点嵌合力が大きく低下しない、高温に対する抵抗特性である。

社団法人自動車技術会の規格ＪＡＳＯ−Ｃ４００では、この耐応力緩和特性に関して、１５０℃×１０００ｈｒ保持後の応力緩和率が１５％以下と定めている。図３（ａ）、（ｂ）に、この規格による耐応力緩和特性の試験装置を示す。この試験装置を用い、短冊状に切り出した試験片１の一端を剛体試験台２に固定し、他端を片持ち梁式に持ち上げて反らせ（反りの大きさｄ）、これを所定の温度及び時間で保持した後、室温下で除荷し、除荷後の反りの大きさ（永久歪み）をδとして求める。ここで、応力緩和率（ＲＳ）は、ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００で表される。

ただ、銅合金板の応力緩和率には異方性があり、試験片の長手方向が銅合金板の圧延方向に対しどの方向を向いているかによって異なった値となる。この点で、自動車用端子・コネクタなどの接続部品では、バネとして使用される方向である、板の圧延方向に対して平行方向か直角方向かのいずれかの方向ついて１５％以下の応力緩和率が必要である。

このような耐応力緩和特性に優れる銅合金としては、従来から、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金、Ｃｕ−Ｔｉ系合金、Ｃｕ−Ｂｅ系合金などが広く知られているが、最近では、添加元素量が比較的少ないＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金が使用されている。このＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金は、大気中への開口部が広く開いた大規模溶解炉であるシャフト炉での造塊が可能で、その高生産性ゆえに大幅な低コスト化が可能となる。

このＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金自体の耐応力緩和特性の向上策も、従来から種々提案されている。例えば、下記特許文献１、２には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金マトリックス中にＮｉ−Ｐ金属間化合物を均一微細に分散させ、導電率を向上させると同時に耐応力緩和特性等を向上させることが開示されている。また、下記特許文献２、３には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金のＰ含有量を下げて、Ｎｉ−Ｐ化合物の析出を抑えた固溶型銅合金とすることが開示されている。更に、下記特許文献４、５には、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板製造の際の仕上げ焼鈍の実体温度と保持時間とを規定して、導電率を向上させると同時に耐応力緩和特性等を向上させることが開示されている。
特許第２８４４１２０号公報 特許第３８７１０６４号公報 特開平１１−２９３３６７号公報 特開２００２−２９４３６８号公報 特開２００６−２１３９９９号公報

しかし、これら耐応力緩和特性を向上させた従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金の機械的な特性は、例えば０．２％耐力が５００ＭＰａ程度であると、伸びは１０％未満でしかなく、強度の割に伸びが低かった。また、端子・コネクタ特性としても、応力緩和率は、圧延方向に対し平行方向で１５％以下が達成されているものの、導電率は３５％ＩＡＣＳ未満と低いものであった。

ただ、これまでは、自動車用端子・コネクタなどの接続部品に、素材となるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板を曲げ加工などのプレス成形する際に、板にあまり大きなひずみ速度がかからない、比較的低速変形領域での加工条件が主流であった。この結果、前記したように、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金の伸びが低くても、加工条件などの緩和や工夫により、割れなどの種々の成形不良の発生は抑制でき、端子・コネクタへの加工の際の不都合はあまり無かった。

これに対して、銅合金板をプレス成形して、前記図４で示した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造する工程も、近年、益々高効率化、高速化している。このような高効率化、高速化したプレス成形では、１８０°密着曲げや、ノッチング後の９０°曲げなどの曲げ加工において、否応なく、板に大きなひずみ速度がかかる。そして、このような、ひずみ速度が大きい高速変形領域での加工条件では、割れなどの種々の成形不良が発生しやすく、素材銅合金板に対しては、高い成形性、即ち、より高い伸びの値が必要とされる。

しかし、伸びが低い従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金では、このような高効率化、高速化したプレス成形に対応できず、割れなどの種々の成形不良を生じる可能性が高い。そして、このような成形不良の発生は、単に成形品の歩留りを低下させるだけでなく、成形不良が発生する度に、高効率化、高速化したプレス成形工程（ライン）を停止させるような、製造ライン上の重大な問題ともなりかねない。

従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金は、前記した通り、強度の割に伸びが低いために、また、この伸びの特性自体の向上を図ったものが見当たらないために、伸びの値自体を開示した例はあまりない。この点、前記特許文献２と４の実施例（表）には、例外的に伸びの値が開示されている。これによると、前記特許文献２では、伸びが１０．１％と最も優れた例で、機械的な特性は０．２％耐力が５２１ＭＰａ、応力緩和率は圧延方向に対し平行方向で１２．７％、導電率は３１．２％ＩＡＣＳである。また、前記特許文献４では、伸びが９．１％と最も優れた例で、機械的な特性は０．２％耐力が５３０ＭＰａ、応力緩和率は圧延方向に対し平行方向で９．８％、導電率は３３．２％ＩＡＣＳである。

したがって、これら特許文献２と４とからも、前記した通り、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金では、０．２％耐力が５００ＭＰａ程度であると、伸びは１０％未満であり、強度の割に伸びが高くなく、また、応力緩和率が１５％以下であっても、導電率が高くないことが裏付けられる。

これに対して、前記した通り、高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応した、より高い伸びの値を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板が求められている。しかも、この銅合金板としては、単に伸びだけでなく、自動車用端子・コネクタなどの接続部品としての他の要求特性をも満たす必要がある。

即ち、新規な銅合金板として、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有するような、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板が求められている。

これらの点に鑑み、本発明は、前記高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応し、端子・コネクタとしての要求特性をも満たす、強度−延性バランスに優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板を提供することを目的とする。

この目的を達成するための、本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板の要旨は、質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｓｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．３％を各々含有し、残部銅および不可避的不純物からなる銅合金板であって、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有することである。

また、この目的を達成するための、本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板の別の要旨は、質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｓｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．３％を各々含有し、残部銅および不可避的不純物からなる銅合金板であって、この銅合金板のＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在し、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有することである。

より好ましい前記銅合金板の特性としては、導電率が３５％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１２％以上である機械的特性を有することである。

ここで、前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｆｅ：０．５％以下、Ｚｎ：１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｇ：０．３％以下に抑制することが好ましい。また、前記銅合金が、更に、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｐｔの含有量を、これらの元素の合計で１．０質量％以下とすることが好ましい。更に、前記銅合金が、Ｈｆ、Ｔｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｓｒ、Ｐｄ、Ｗ、Ｓ、Ｃ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｙ、Ｍｏ、Ｐｂ、Ｉｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｂ、ミッシュメタルの含有量を、これらの元素の合計で０．１質量％以下とすることが好ましい。

また、上記したあるいは後述するいずれかの本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板を製造する方法の要旨は、上記したあるいは後述するいずれかの組成の銅合金を鋳造し、この銅合金鋳塊の熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍を順次行って、銅合金板を得るに際し、前記仕上げ焼鈍を銅合金板の最高到達温度が５００〜８００℃の範囲で行い、この温度への銅合金板の平均昇温速度を５０℃／ｓ以上とするとともに、銅合金板を室温まで冷却する際に、４００℃から室温までの銅合金板の平均冷却速度を４０〜１００℃／ｈの範囲で行い、得られた銅合金板を、Ｘ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在し、かつ、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有するものとすることである。

本発明者らは、上記した仕上げ焼鈍条件の特徴的な制御によって、通常は仕上げ焼鈍によって低下する強度を下げること無しに、また、通常予想される導電率向上効果以上に導電率を向上させ、しかも耐応力緩和特性は維持した上で、得られた銅合金板の伸びを向上させ、本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板を得た。通常、常識的には、仕上げ焼鈍による回復・再結晶現象によって、仕上げ焼鈍後の強度は低下する。にもかかわらず、上記した仕上げ焼鈍条件の特徴的な制御では、驚くべきことに、強度は下がらずに保持され、却って伸びが向上する。また、導電率も向上する。

即ち、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板は、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上でも、伸びは１０％未満であり、応力緩和率が１５％以下であっても、導電率が３５％ＩＡＣＳ未満である。これに対して、本発明では、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であっても、伸びが１０％以上であり、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、応力緩和率が１５％以下であるような新規なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板を得た。この得られたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板の、より優れた特性としては、導電率が３５％ＩＡＣＳ以上、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下、０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上、伸びが１２％以上である。

しかし、この強度−延性バランスに優れた本発明銅合金板に対して、組織的な分析を行い、結晶粒形状や分析可能な限りの微細な、Ｎｉ−Ｐ化合物などの晶析出物、酸化物などの詳細な解析を行っても、現在に至るまで、従来の銅合金板と本発明との明確な組織的区別をつけることができなかった。この際に使用した組織的な分析機器は、この種、直接的な組織分析に汎用される、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）などである。勿論、調査した銅合金板組成は、全く同じＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金とし、製造条件としても、上記した仕上げ焼鈍条件を互いに変えているのみで、他の条件は同じとしている。

このため、本発明者らは、更に組織的な分析として、上記直接的な組織分析手法であるＳＥＭやＴＥＭに比べれば特殊なＸ線回折を行った。この結果、後述する通り、本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板には、Ｘ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在し、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板には、このような強度ピークが存在しないことが判明した。

言い換えると、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板に、このような強度ピークが存在すると、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であっても、伸びが１０％以上であり、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、応力緩和率が１５％以下である知見を得た。一方、このような強度ピークが存在しないと、従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板のように、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上でも、伸びは１０％未満であり、応力緩和率が１５％以下であっても、導電率が３２％ＩＡＣＳ未満である知見も得た。即ち、事実として、上記特定の強度ピークが存在するか、否かによって、０．２％耐力、伸び、導電率、耐応力緩和特性を兼備した新規なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板であるか否かが判別される。

上記特定の強度ピークの存在、即ち、Ｘ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間の上記特定の強度ピークは、何らかの化合物が銅合金板組織中に確実に存在することを意味する。そして、本発明者らは、後述する通り、この化合物を特定のＳｎ系化合物と推考している。ただ、これも後述する通り、この合金系において可能性ある金属間化合物とＸ線回折パターンにおける強度ピーク位置との関係を種々解析しても、上記特定の強度ピークが、どのような金属間化合物であるのか必ずしも明確ではなく、現状では、あくまで推測の域をでない。したがって、上記特定の強度ピークが、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板の上記特性の違いや向上に、どのように寄与しているのか、あるいは寄与しているのかどうか、必ずしも明確ではない。

このように、上記特定の強度ピークは、本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板の新規性の重要な目安にはなるものの、上記した特性の違いを発揮するために、必須な要件か否かは必ずしも明確ではない。

このため、本発明では、請求項１を、特性の違いのみが新規なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板として設定し、請求項２を、この特性の違いとともに、このＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間の強度ピークの有無を従来との「もの」としての違いの目安とした、新規なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板として設定した。

ただ、本発明によれば、前記高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応し、端子・コネクタとしての要求特性をも満たす、強度−延性バランスに優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板を提供することが事実としてできる。

（Ｘ線回折）
本発明では、本発明強度−延性バランスに優れた銅合金板の新規性の重要な目安として、Ｘ線回折パターンにおける特定の強度ピークを規定する。即ち、銅合金板のＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在するものと規定する。

なお、この特定の強度ピークは、後述する通り、Ｎｉ−Ｓｎ系化合物によるものと推考されるが、マトリックスとして元々主要なＣｕの強度ピーク高さに比べれば、合金成分乃至合金元素であるので、著しくピーク高さが低い。また、この特定の強度ピーク高さの程度が、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板の上記伸びなどの特性の違いに寄与しているのかどうかは、前記した通り、必ずしも明確ではない。ただ、これも前記した通り、この特定の強度ピークが存在するか否かによって、銅合金板の特性は、従来の伸びや導電率が低い特性と明確に区別できる。

したがって、本発明では、Ｘ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間（１０１°近傍）に、ノイズによる強度ピークの振れ（ぶれ）を越えて、実質的に強度ピークが存在するものと客観的に認められれば、この特定の強度ピークが存在するものと規定する。

（図１、２）
図１に、後述する実施例における表２の、発明例１と比較例２０、２２、２３との種々の銅合金板のＸ線回折パターンを示し、図２に、図１の発明例１のＸ線回折パターンのみを取り出して示す。

図１、２においては、いずれも縦軸がＸ線回折強度（ＣＰＳ）、横軸がＸ線回折角（２θ）である。なお、縦軸のＸ線回折強度は、図１では０〜１０００ＣＰＳの範囲、図２では０〜３５００ＣＰＳの範囲と異なる。また、横軸のＸ線回折角も、図１では３０〜１１２°の範囲、図２では８０〜１２０°の範囲と、各々異なる。

図１において、一番上のＸ線回折パターンが発明例１で、その下に、上から順に比較例２０、２２、２３のＸ線回折パターンを配置している。これらは同じ図１に内に納めるために、基準線は比較例２３を除いて、各々敢えて嵩上げして配置して示している。

図１において、発明例１と各比較例との種々の銅合金板のＸ線回折パターンは、同じ組成系の銅合金であるために、同じＸ線回折角（２θ）の部分に、Ｃｕの矢印で示す、主要なＣｕの強度ピークが出ている。これらは、Ｘ線回折角で５０〜５１°、５９〜６０°、８９〜９０°、１１０〜１１１°の各間に、強度ピーク位置が存在する。

図１において、発明例１と各比較例とのＸ線回折パターンの唯一の違いが、Ｘ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に、ａの矢印で示す特定の強度ピークが存在するか否かの点である。この図１および発明例１のみ取り出した図２において、発明例１のみには、ノイズによる強度ピークの振れ（ぶれ）を越えた、強度ピークが実質的に存在すると客観的に認められる。

（強度ピークが意味する化合物）
通常、このように、Ｘ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークａ（特定の強度ピーク）が出る化合物（析出物）自体は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金においては不明である。ただ、Ｘ線回折角が最も近い例が（５１１）面に配向したＮｉ3 Ｓｎ化合物（析出物）であり、このＸ線回折角は１０２°で、この１０２°位置に強度ピークが出る。ただ、このＸ線回折角（２θ）は、本発明で規定する１００〜１０２°の間ではなく、強度ピークの位置が高角度側に若干ズレている。

因みに、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金において生成される、その他の主要な化合物（析出物）の強度ピーク位置（Ｘ線回折角）も、図２に各々示し、強度ピーク位置が１００〜１０２°の間に出る化合物（析出物）自体が不明であることを裏付ける。図２において、（３３１）面に配向したＮｉ3 Ｓｎ化合物、（４２０）面に配向したＣｕ3 Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が８１°と８２°の間である。（４２０）面に配向したＮｉ3 Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が８４°近傍である。（４２２）面に配向したＣｕ3 Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が９１°と９２°の間である。（４２２）面に配向したＮｉ3 Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が９４°近傍である。（５１１）面に配向したＣｕ３Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が９９°近傍である。（４４０）面に配向したＣｕ3 Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が１１１°と１１２°の間である。（４４０）面に配向したＮｉ3 Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が１１５°と１１６°の間である。（５３１）面に配向したＣｕ３Ｓｎ化合物は強度ピーク位置が１２０°近傍である。

したがって、これら事実に対する合理的な推論は、本発明で規定する、上記特定の強度ピークａが出る化合物（析出物）は、Ｎｉ3 Ｓｎ化合物（析出物）におけるＮｉの一部と、Ｃｕとが置換したために、強度ピークの位置が低角度側にズレて、１００〜１０２°の間になったという点である。即ち、本発明で規定するＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に出る（特定の強度ピークａの）化合物（析出物）は、Ｎｉの一部とＣｕとが置換した、ＮｉとＣｕとを含むＳｎ系化合物（以下、特定のＳｎ系化合物とも言う）であると推考される。ただ、このＮｉとＣｕとを含むＳｎ系化合物と推考される「化合物」が、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板の上記伸びなどの特性の違いに寄与しているのかどうかは、前記した通り、必ずしも明確ではない。

しかし、銅合金板のＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板では、事実として、前記高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応し、端子・コネクタとしての耐応力緩和特性と導電率にも優れ、強度−延性バランスに優れている。したがって、以下の成分組成や製造方法の説明では、Ｘ線回折パターンにおけるこの特定強度ピークａが、上記特定のＳｎ系化合物によるものとの推考の上に立って記載する。

（銅合金成分組成）
次に、本発明銅合金の成分組成につき、以下に説明する。本発明では、銅合金の成分組成を、前提として、前記した通り、シャフト炉造塊が可能で、その高生産性ゆえに大幅な低コスト化が可能なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金とする。

そして、前記高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応し、自動車用端子・コネクタなどの接続部品としての要求特性をも満たす、強度−延性バランスに優れ、同時に、耐応力緩和特性と導電率にも優れさせるために、基本的に、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｓｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．３％を各々含有し、残部銅および不可避的不純物からなる銅合金とする。なお、各元素の含有量の％表示は、全て質量％の意味である。以下に銅合金の合金元素につき、その添加理由や抑制理由について説明する。

（Ｎｉ）
Ｎｉは、Ｐとの微細な析出物を形成して、強度や耐応力緩和特性を向上させるのに必要な元素である。また、Ｎｉは、本発明で規定するＸ線回折パターンにおける上記特定強度ピークに関する、上記特定のＳｎ系化合物を形成する。０．１％未満の含有では、最適な本発明製造方法によっても、０．１μm 以下の微細なＮｉ化合物量やＮｉの固溶量の絶対量や特定のＳｎ系化合物量が不足する。このため、これらＮｉの効果を有効に発揮させるには、０．１％以上の含有が必要である。

但し、３．０％を超えて過剰に含有させると、Ｎｉの酸化物、晶出物、析出物などの化合物が粗大化、あるいは粗大なＮｉ化合物が増大する。この結果、微細なＮｉ化合物量やＮｉの固溶量が低下する。また、これらの粗大化したＮｉ化合物は、破壊の起点となるため、強度や耐応力緩和特性だけでなく、伸びも低下する。したがって、Ｎｉの含有量は０．１〜３．０％の範囲、好ましくは、０．３〜２．０％の範囲とする。

（Ｓｎ）
Ｓｎは、銅合金中に固溶して強度を向上させる。また、Ｓｎは、本発明で規定するＸ線回折パターンにおける上記特定強度ピークに関する、上記特定のＳｎ系化合物を形成する。さらに、マトリックスに固溶しているＳｎは焼鈍中の再結晶による軟化を抑制する。Ｓｎ含有量が０．０１％未満では、Ｓｎが少な過ぎて、強度−延性バランスを向上できない。一方、Ｓｎ含有量が３．０％を超えると導電率が著しく低下するだけでなく、前記固溶しているＳｎが結晶粒界に偏析して、伸びが低下する。したがって、Ｓｎの含有量は０．０１〜３．０％の範囲、好ましくは０．１〜２．０％の範囲とする。

（Ｐ）
Ｐは、Ｎｉと微細な析出物を形成して、強度や耐応力緩和特性を向上させるのに必要な元素である。また、Ｐは脱酸剤としても作用する。０．０１％未満の含有ではＰ系の微細な析出物粒子が不足するため、０．０１％以上の含有が必要である。但し、０．３％を超えて過剰に含有させると、Ｎｉ−Ｐ金属間化合物析出粒子が粗大化し、強度や耐応力緩和特性だけでなく、熱間加工性も低下する。したがって、Ｐの含有量は０．０１〜０．３％の範囲とする。好ましくは、０．０２〜０．２％の範囲とする。

（Ｆｅ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ）
Ｆｅ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇは、スクラップなどの溶解原料から混入しやすい不純物である。これらの元素は、各々の含有効果があるものの、総じて導電率を低下させる。また、含有量が多くなると、シャフト炉で造塊しにくくなる。したがって、高い導電率を得る場合には、各々、Ｆｅ：０．５％以下、Ｚｎ：１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｇ：０．３％以下と規制する。言い換えると、本発明では、これら上限値以下の含有は許容する。

Ｆｅは、Ｓｎと同様に、銅合金の再結晶温度を高める。しかし、０．５％を超えると導電率が低下する。好ましくは、０．３％以下とする。

Ｚｎは、錫めっきの剥離を防止する。しかし、１％を超えると導電率が低下して高導電率を得られない。また、シャフト炉で造塊する場合は０．０５％以下が望ましい。そして、自動車用端子として使用する温度領域（約１５０〜１８０℃）であれば、０．０５％以下の含有でも錫めっきの剥離を防止できる効果がある。

Ｍｎ、Ｓｉには脱酸剤としての効果がある。しかし、０．１％を超えると、導電率が低下して高導電率を得られない。また、シャフト炉で造塊する場合には、更に、Ｍｎ：０．００１％以下、Ｓｉ：０．００２％以下と各々することが望ましい。

Ｍｇは耐応力緩和特性を向上させる作用がある。しかし、０．３％を超えると、導電率が低下して高導電率を得られない。また、シャフト炉で造塊する場合には、０．００１％以下が望ましい。

（Ｃａ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｐｔ）
本発明銅合金は、更に、不純物として、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｐｔを、これらの元素の合計で１．０％以下含有することを許容する。これらの元素は、結晶粒の粗大化を防止する作用があるが、これらの元素の合計で１．０％を越えた場合、導電率が低下して高導電率を得られない。また、シャフト炉で造塊しにくくなる。

この他、Ｈｆ、Ｔｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｓｒ、Ｐｄ、Ｗ、Ｓ、Ｃ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｙ、Ｍｏ、Ｐｂ、Ｉｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｂ、ミッシュメタルも不純物であり、これらの元素の合計で０．１％以下に制限することが好ましい。

（銅合金板製造方法）
次に、本発明銅合金板の製造方法について以下に説明する。本発明銅合金板の製造工程自体は、仕上げ焼鈍工程の条件を除き、常法により製造できる。即ち、成分組成を調整した銅合金溶湯の鋳造、鋳塊面削、均熱、熱間圧延、そして冷間圧延と焼鈍の繰り返しにより最終（製品）板を得る。但し、本発明銅合金板を製造するための好ましい製造条件があり、以下に説明する。

先ず、前記した本発明銅合金組成の鋳造の際には、大規模溶解炉であるシャフト炉での高生産性な造塊が可能である。但し、銅合金溶解炉での合金元素の添加完了から鋳造開始までの所要時間を１２００秒以内とし、更に、鋳塊の加熱炉より鋳塊を抽出してから熱延終了までの所要時間を１２００秒以下と、できるだけ短時間とすることが好ましい。

このような、銅合金溶解炉での合金元素の添加完了から鋳造開始までの短時間化と、更に、鋳塊の加熱炉より鋳塊を抽出してから熱間圧延終了までの短時間化によって、粗大なＮｉ化合物を抑制するとともに、微細なＮｉ化合物量やＮｉの固溶量を確保することができる。この結果、前提として、銅合金板の、導電率、耐応力緩和特性、強度を確保できる。

なお、後段の主に冷延条件、焼鈍条件により、微細なＮｉ化合物量やＮｉの固溶量を制御しようとしても、熱間圧延終了までの上記前段の工程において、微細なＮｉ化合物量やＮｉの固溶量の絶対量が少なくなっている。更に、上記前段の工程において生成した粗大なＮｉ化合物が多い場合には、冷延、焼鈍工程で析出した微細生成物は、この粗大生成物にトラップされてしまい、マトリックス中に独立して存在する微細生成物はますます少なくなる。このため、Ｎｉの添加量が多い割には、十分な強度と優れた耐応力緩和特性を得ることができなくなる可能性がある。

熱間圧延については、常法に従えばよく、熱間圧延の入り側温度は６００〜１０００℃程度、終了温度は６００〜８５０℃程度とされる。熱間圧延後は水冷又は放冷する。

その後、冷間圧延と焼鈍とを繰り返し行なって、製品板厚の銅合金板などとする。焼鈍と冷間圧延は、最終（製品）板厚に応じて繰り返されても良い。冷間粗圧延は最終仕上げ圧延において３０〜８０％程度の加工率が得られるように、加工率を選択する。冷間粗圧延の途中に適宜中間の再結晶焼鈍を挟むことができる。

（仕上げ焼鈍）
本発明銅合金板では、前記した通り、仕上げ焼鈍条件の特徴的な制御によって、前記した、Ｘ線回折パターンにおける強度ピーク位置が１００〜１０２°の間に出る、前記した特定Ｓｎ系化合物を生成させる。そして、通常は仕上げ焼鈍によって低下する強度を下げること無しに、また、通常予想される導電率向上効果以上に導電率を向上させ、しかも耐応力緩和特性は維持した上で、得られた銅合金板の伸びを向上させ、強度−延性バランスに優れた銅合金板を得る。通常、常識的には、仕上げ焼鈍による回復・再結晶現象によって、仕上げ焼鈍後の強度は低下するが、本発明の仕上げ焼鈍条件の特徴的な制御では、強度は下がらずに保持され、却って伸びが向上する。また、導電率も向上する。

仕上げ焼鈍温度は、板の実体温度として、最高到達温度が５００〜８００℃の範囲で行い、この温度範囲での保持時間は好ましくは１０〜６０秒とする。そして、この最高到達温度への板の平均昇温速度を５０℃／ｓ以上とするとともに、板を室温まで冷却する際に、４００℃から室温までの板の平均冷却速度を４０〜１００℃／ｈの範囲とする。

この平均昇温速度が５０℃／ｓ未満と遅すぎると、板の昇温中に、Ｎｉ−ＰなどのＮｉ化合物（析出物）が粗大化して、特に、伸び、強度、耐応力緩和特性を兼備させることができない。この平均昇温速度は速い程よいが、その上限値は、仕上げ焼鈍に使用する焼鈍炉の設備的な能力によって定まる。

また、４００℃から室温までの平均冷却速度が４０／ｈ未満と遅すぎても、Ｎｉ−ＰなどのＮｉ化合物（析出物）が粗大化して、特に、伸び、伸び、強度、耐応力緩和特性を兼備させることができない。更に、この平均冷却速度が遅すぎると、重大には、粗大化したＮｉ−ＰなどのＮｉ化合物成長のために、優先的に固溶Ｎｉが消費される。このため、前記した特定Ｓｎ系化合物が生成せずに、当該銅合金板のＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークも存在しなくなる。また、結晶粒も粗大化するために、強度と伸びが低下する。

一方、この４００℃から室温までの平均冷却速度が１００℃／ｈを越えて速すぎても、析出物の微細化は可能ではあるが、重大には、平均冷却速度が遅すぎる場合と同様に、前記した特定Ｓｎ系化合物が生成せずに、当該銅合金板の前記Ｘ線回折パターンにおける特定の強度ピークも存在しなくなる。この結果、４００℃から室温までの平均冷却速度が遅すぎても速すぎても、特に伸び、強度が低くなり、導電率、強度−延性バランスに優れた銅合金板を得ることができず、耐応力緩和特性を含めて、これら特性を兼備させることができない。

なお、最高到達温度からの冷却に際し、４００℃に至るまでの高温側の板の平均冷却速度は、自由に選択できる。ただ、焼鈍工程の効率低下防止と、結晶粒径の粗大化防止とを合わせて考慮すると、平均冷却速度を１００℃／ｈ以上とすることが好ましい。

最終仕上げ冷間圧延後の歪み取り焼鈍、あるいは安定化焼鈍は、実体温度２５０〜４５０℃×２０〜４０秒で行うのが望ましい。これにより最終仕上げ圧延で導入された歪みが除去され、かつ材料の軟化がなく強度の低下を抑制できる。

以下に本発明の実施例を説明する。組成と仕上げ焼鈍条件（連続焼鈍）を変えた種々のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金の銅合金薄板を製造し、導電率、強度、伸び、耐応力緩和特性などの諸特性を評価した。

具体的には、表１に示す各化学成分組成の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製した後、半連続鋳造法（鋳造の冷却凝固速度２℃/sec）で造塊して、厚さ７０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を得た。これら各鋳塊を、共通して、以下の条件にて圧延して銅合金薄板を製造した。各鋳塊の表面を面削して加熱後、加熱炉で９６０℃で加熱した後、直ちに熱延終了温度７５０℃で熱間圧延を行って厚さ１６ｍｍの板とし、６５０℃以上の温度から水中に急冷した。

この際、溶解炉での合金元素添加完了から鋳造開始までの所要時間は、各例とも共通して１２００秒以下とし、加熱炉抽出から熱延終了までの所要時間は、各例とも共通して１２００秒以下とした。

この板を、酸化スケールを除去した後、冷延→連続仕上げ焼鈍→冷延→歪み取り焼鈍を行なって、銅合金薄板を製造した。即ち、一次冷間圧延（粗冷間圧延、中延べ冷間圧延）後の板を面削した。この板の仕上げ焼鈍を、焼鈍炉にて、表２に示す平均昇温速度、最高到達温度、４００℃から室温までの平均冷却速度で各々行った。なお、最高到達温度から４００℃までの平均冷却速度は１００℃／ｓの急冷とした。また、各例とも、最高到達温度では、共通して２０秒間保持した。

この仕上げ焼鈍後に、圧下率を６０％とした仕上げ冷間圧延を行い、その後、実体温度４００℃×２０秒の低温の歪み取り焼鈍を行って、厚さ０．２５ｍｍの銅合金薄板を得た。

（Ｘ線回折パターン）
このようにして得た各銅合金薄板から試験片を採取し、理学電機製Ｘ線回折分析装置（型式：ＲＩＮＴ１５００）により、試験片表面のＸ線回折パターンを測定した。そして、このＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間（１０１°近傍）の強度ピークの有無を測定した。走査速度は２°／分、サンプリング幅は０．０２°とした。

なお、Ｘ線回折角１００〜１０２°の間に、ノイズによる強度ピークの振れ（ぶれ）を越えて、実質的に強度ピークが存在するものと認められれば、強度ピークが存在すると判定した。また、これとは逆に、このＸ線回折角の間に、ノイズによる強度ピークの振れ（ぶれ）しかないと認められれば、強度ピークが存在しないと判定した。これらの結果を表２に示す。

また、各例とも、得た各銅合金板から試料を切り出し、導電率測定、引張試験、応力緩和率測定を行った。これらの結果も表２に示す。

（引張試験）
前記銅合金薄板から試験片を採取し、試験片長手方向が板材の圧延方向に対し直角方向となるように、機械加工にてＪＩＳ５号引張試験片を作製した。そして、５８８２型インストロン社製万能試験機により、室温、試験速度１０．０ｍｍ／ｍｉｎ、ＧＬ＝５０ｍｍの条件で、伸びを含めた、機械的な特性を測定した。なお、耐力は永久伸び０．２％に相当する引張り強さである。

（導電率測定）
前記銅合金薄板から試料を採取し、導電率を測定した。銅合金板試料の導電率は、ミーリングにより、幅10mm×長さ300mm の短冊状の試験片を加工し、ＪＩＳ−Ｈ０５０５に規定されている非鉄金属材料導電率測定法に準拠し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により電気抵抗を測定して、平均断面積法により導電率を算出した。

（応力緩和特性）
前記銅合金薄板の、圧延方向に対して平行方向の応力緩和率を測定し、この方向の耐応力緩和特性を評価した。具体的には、前記銅合金薄板から試験片を採取し、図３に示す片持ち梁方式を用いて測定した。幅１０ｍｍの短冊状試験片１（長さ方向が板材の圧延方向に対し平行方向になるもの）を切り出し、その一端を剛体試験台２に固定し、試験片１のスパン長Ｌの部分にｄ（＝１０ｍｍ）の大きさのたわみ量を与える。このとき、材料耐力の８０％に相当する表面応力が材料に負荷されるようにＬを決める。これを１８０℃のオーブン中に３０時間保持した後に取り出し、たわみ量ｄを取り去ったときの永久歪みδを測定し、ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００で応力緩和率（ＲＳ）を計算する。なお、１８０℃×３０時間の保持は、ラーソン・ミラーパラメーターで計算すると、ほぼ１５０℃×１０００時間の保持に相当する。

表２から明らかな通り、表１の本発明組成内の銅合金（合金番号１〜１０）である発明例１〜１３は、仕上げ焼鈍の平均昇温速度と、特に４００℃から室温までの平均冷却速度とが、好ましい条件内で製造されている。また、加熱炉抽出温度、熱延終了温度も適切で、溶解炉での合金元素添加完了から鋳造開始までの所要時間や加熱炉抽出から熱延終了までの所要時間も短時間で適切である。

このため、表２の発明例には、前記Ｘ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間の強度ピーク（前記図１、２の特定強度ピークａ）が存在する。なお、前記した図１、２には、発明例１のみのＸ線回折パターンを示しているが、他の発明例にも、この発明例１と同様、Ｘ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に、ａの矢印で示す特定強度ピークが存在する。

また、この他、発明例は、組成範囲が適切で、また上記した好ましい条件内で製造されているために、粗大なＮｉの酸化物、晶出物、析出物などのＮｉ化合物が抑制され、微細なＮｉ化合物などの量や、Ｎｉの固溶量を確保できているものと推考される。

この結果、前記発明例は、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有している。そして、その上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有する。即ち、前記発明例は、特に伸び、強度、導電率が高く、導電率、強度−延性バランスに優れた銅合金板となっている。また、耐応力緩和特性も基準を満足するものであり、これら特性を兼備させることができている。

したがって、前記発明例は、前記大きなひずみ速度がかかる高速変形領域での曲げ加工条件となる、高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品製造のプレス成形工程でも、曲げ加工が可能な高い成形性を有している。

ただ、表２の発明例の中でも、仕上げ焼鈍の平均昇温速度が５０℃／ｓの下限値と比較的遅い発明例２、４００℃から室温までの平均冷却速度が４０℃／ｈの下限値と比較的遅い発明例３は、これらの条件が好適な発明例１、５に比して、強度、伸び、耐応力緩和特性が、いずれも比較的低くなっている。また、４００℃から室温までの平均冷却速度が１００℃／ｈの上限値と比較的速い発明例４は、これらの条件が好適な発明例１、５に比して、特に伸びが比較的低くなっている。

また、表２の発明例の中でも、その他の元素量が前記した好ましい上限を越える発明例１２、１３（表１の合金番号９、１０）は、導電率が比較的高い他の発明例に比して、導電率が低くなっている。発明例１２は、元素Ａグループ：Ｃａ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｐｔの元素の合計が、表１の合金番号９の通り、前記した好ましい上限１．０質量％を越えて高い。発明例１３は、Ｈｆ、Ｔｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｓｒ、Ｐｄ、Ｗ、Ｓ、Ｃ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｙ、Ｍｏ、Ｐｂ、Ｉｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｂ、ミッシュメタルの合計が、表１の合金番号１０の通り、前記した好ましい上限０．１質量％を越えて高い。

表２の発明例６（表１の合金番号３）はＮｉ含有量が下限値０．１％である。発明例７（表１の合金番号４）はＮｉ含有量が上限値３．０％である。発明例８（表１の合金番号５）はＳｎ含有量が下限値０．０１％である。発明例９（表１の合金番号６）はＳｎ含有量が上限値３．０％である。発明例１０（表１の合金番号７）はＰ含有量が下限値０．０１％である。発明例１１（表１の合金番号８）はＰ含有量が上限値０．３％である。

したがって、主要合金元素量が下限値である表２の発明例６、発明例８、発明例１０は、主要合金元素量が適切により多い発明例１、５に比して、特に、耐応力緩和特性、強度が比較的低い。また、主要合金元素量が上限値である発明例７、発明例９、発明例１１は、主要合金元素量が適切により少ない発明例１、５に比して、導電率や耐応力緩和特性、伸びが比較的低い。

表２の比較例１４〜１９は、仕上げ焼鈍などの製造条件が好ましい範囲内であるため、発明例と同様に、前記Ｘ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間の強度ピーク（前記図１、２の特定強度ピークａ）が存在する。にもかかわらず、これら比較例は、表１の合金番号１１〜１６の本発明組成外の銅合金を用いているために、導電率、耐応力緩和特性、強度、伸びのいずれかが、発明例に比して著しく劣る。

比較例１４はＮｉの含有量が下限を低めに外れている（表１の合金番号１１）。このため、強度や耐応力緩和特性、伸びが低い。比較例１５はＮｉの含有量が上限を高めに外れている（表１の合金番号１２）。このため、強度、耐応力緩和特性、伸びが低い。

比較例１６はＳｎの含有量が下限を低めに外れている（表１の合金番号１３）。このため、比較例１６は、強度、伸び、耐応力緩和特性が低すぎる。比較例１７の銅合金はＳｎの含有量が上限を高めに外れている（表１の合金番号１４）。このため、導電率、伸びが低い。

比較例１８はＰの含有量が下限を低めに外れている（表１の合金番号１５）。このため、強度、伸び、耐応力緩和特性が低い。比較例１９はＰの含有量が上限を高めに外れている（表１の合金番号１６）。このため、熱間圧延中に割れを生じて、特性評価ができなかった。

表２の比較例２０〜２４は、表１の本発明組成内の銅合金（合金番号１、２）であり、他の製造条件は発明例と同じく好ましい範囲内である。にもかかわらず、仕上げ焼鈍の条件のみが好ましい範囲から外れる。比較例２０は仕上げ焼鈍の平均昇温速度が下限未満で遅過ぎる。比較例２１、２２は４００℃から室温までの平均冷却速度が上限を超えて速すぎる。比較例２３、２４は４００℃から室温までの平均冷却速度が下限未満で遅すぎる。

この結果、比較例２０〜２４は、発明例と異なり、前記した図１のように、Ｘ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間には特定強度ピークａは存在しない。したがって、これら比較例は、耐応力緩和特性では、むしろ発明例と同等であるものの、共通して、特に導電率、強度、伸びが、いずれも発明例に比して著しく劣る。

以上の結果から、ひずみ速度が大きい高速変形領域での加工条件となる、高効率化、高速化したプレス成形工程に対応し、端子・コネクタとしての要求特性をも満たし、強度−延性バランスに優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板を得るための、本発明銅合金板の成分組成、前記Ｘ線回折パターン、更には、前記Ｘ線回折パターンを得るための好ましい製造条件の意義が裏付けられる。

即ち、本発明では、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であっても、伸びが１０％以上であり、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、応力緩和率が１５％以下であるような新規なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板が得られた。また、より優れた特性として、導電率が３５％ＩＡＣＳ以上、応力緩和率が１５％以下、０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上、伸びが１２％以上であるようなＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板が得られた。

以上説明したように、本発明によれば、前記高効率化、高速化した自動車用端子・コネクタなどの接続部品を製造するプレス成形工程に対応し、端子・コネクタとしての要求特性をも満たす、強度−延性バランスに優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系合金板を提供することができる。この結果、特に自動車用端子・コネクタなどの接続部品用として、高効率化、高速化したプレス成形工程により製造される用途に好適である。

銅合金板のＸ線回折パターンを示す説明図である。 銅合金板のＸ線回折パターンを示す説明図である。 銅合金板の耐応力緩和試験を説明する断面図である。 箱形コネクタの構造を示す断面図である。

符号の説明

ａ：Ｘ線回折パターンにおける１００〜１０２°の間の特定強度ピーク、
１：試験片、２：試験台、３：箱形コネクタ（メス端子）、４：上側ホルダー部、５：押圧片、６：オス端子、７：ワイヤ接続部、８：固定用舌片

Claims (7)

1. 質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｓｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．３％を各々含有し、残部銅および不可避的不純物からなる銅合金板であって、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有することを特徴とする強度−延性バランスに優れた銅合金板。
2. 質量％で、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｓｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０１〜０．３％を各々含有し、残部銅および不可避的不純物からなる銅合金板であって、この銅合金板のＸ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在し、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有することを特徴とする強度−延性バランスに優れた銅合金板。
3. 前記銅合金板が、導電率が３５％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子・コネクタ特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１２％以上である機械的特性を有する請求項１または２に記載の強度−延性バランスに優れた銅合金板。
4. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｆｅ：０．５％以下、Ｚｎ：１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｇ：０．３％以下とした請求項１乃至３のいずれか１項に記載の強度−延性バランスに優れた銅合金板。
5. 前記銅合金板が、更に、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ａｕ、Ｐｔの含有量を、これらの元素の合計で１．０質量％以下とした請求項１乃至４のいずれか１項に記載の強度−延性バランスに優れた銅合金板。
6. 前記銅合金板が、Ｈｆ、Ｔｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｓｒ、Ｐｄ、Ｗ、Ｓ、Ｃ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｙ、Ｍｏ、Ｐｂ、Ｉｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｂ、ミッシュメタルの含有量を、これらの元素の合計で０．１質量％以下とした請求項１乃至５のいずれか１項に記載の強度−延性バランスに優れた銅合金板。
7. 請求項１乃至６のいずれかの銅合金板を製造する方法であって、請求項１乃至６のいずれかの組成の銅合金を鋳造し、この銅合金鋳塊の熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍を順次行って、銅合金板を得るに際し、前記仕上げ焼鈍を銅合金板の最高到達温度が５００〜８００℃の範囲で行い、この温度への銅合金板の平均昇温速度を５０℃／ｓ以上とするとともに、銅合金板を室温まで冷却する際に、４００℃から室温までの銅合金板の平均冷却速度を４０〜１００℃／ｈの範囲で行い、得られた銅合金板を、Ｘ線回折パターンにおけるＸ線回折角（２θ）が１００〜１０２°の間に強度ピークが存在し、かつ、導電率が３２％ＩＡＣＳ以上で、圧延方向に対し平行方向の応力緩和率が１５％以下である端子特性を有した上で、更に、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上であるとともに、伸びが１０％以上である機械的特性を有するものとする強度−延性バランスに優れた銅合金板の製造方法。

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