WO2015046470A1 - 銅合金 - Google Patents
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- composition relational expression f3 is in the range of 10 ⁇ f3 ⁇ 33
- the compositional relational expression f4 is in the range of 1.2 ⁇ f4 ⁇ 4
- the compositional relational expression f5 is in the range of 1.4 ⁇ f5 ⁇ 90. Has been.
- Ni is the balance of discoloration resistance and antibacterial properties, stress corrosion cracking resistance, stress relaxation properties, heat resistance, ductility and bending workability, strength and ductility, bending workability of the alloy of the present invention at high temperature and high humidity.
- Zn content is a high concentration of 18 mass% or more, 20 mass% or more, or 23 mass% or more, the above-described characteristics work more effectively.
- composition relational expression f4 0.7 ⁇ [Ni] + [Sn] is required to be 1.2 or more.
- the compositional relational expression f4 0.7 ⁇ [Ni] + [Sn] is preferably 1.4 or more, more preferably 1.6 or more, and in particular, 1.8 or more is further required in order to improve discoloration resistance. preferable.
- the average particle size of the precipitate was determined as follows.
- the transmission electron image by TEM of 150,000 times (detection limit is 2 nm) is elliptically approximated with the image analysis software “Win ROOF”, and the geometric mean value of the major axis and minor axis is within the field of view. It calculated
- the alloy of the present invention not only has a high yield strength at normal temperature or a low stress relaxation rate, but also has a high value of the previous formula. If the proof stress x 80% x (100%-stress relaxation rate (%)) is 275 N / mm 2 or more in a test at 150 ° C, it can be used in a high temperature state, and if it is 300 N / mm 2 or more, high temperature It is suitable for use in a state, and is optimal if it is 325 N / mm 2 or more.
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Abstract
本発明の銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、１０≦〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３、１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０の関係を有し、導電率が１３～２５％ＩＡＣＳ以下であり、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上またはα相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有する。
Description
本発明は、黄銅色を呈するとともに、耐応力腐食割れ、耐変色性、抗菌性を有し、応力緩和特性、強度、曲げ加工性に優れた銅合金（Ｃｕ－Ｚｎ合金、すなわち黄銅）に関する。特に、自動車、電子・電気機器用の端子、コネクタ、さらには、医療用器具、手すり、ドアハンドル、給排水衛生設備等の公共用途、建築関連の用途に用いられる銅合金に関する。
本願は、２０１３年９月２６日に、日本に出願された特願２０１３－１９９４７５号、及び２０１４年２月２８日に、日本に出願された特願２０１４－０３９６７９に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１３年９月２６日に、日本に出願された特願２０１３－１９９４７５号、及び２０１４年２月２８日に、日本に出願された特願２０１４－０３９６７９に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来、ＣｕとＺｎを主成分とする黄銅（Ｃｕ－Ｚｎ合金）は、手すり、ドアハンドル、照明用機材、エレベータパネル等の装飾用部材、建築用の部材・金具・金物、或いは電子・電気部品、自動車部品、通信機器、電子・電気機器等に用いられるコネクタ、端子、リレー、ばね、ソケット、スイッチ等の構成材として、使用されている。しかしながら、黄銅は、高温、高湿状態では、室内においても、表面酸化により短期間で変色する。その結果、黄銅色が損なわれ、美観上に問題が生じていた。また、変色を避けるために、透明のクリア塗装やＮｉやＳｎめっきを施した場合には、銅合金の持つ抗菌性能や導電性が全く発揮されないことがある。
また、コネクタ、端子等においては、近年のかかる機器の小型化，軽量化，高性能化に伴って、極めて厳しい特性改善が要求されていると共に、コストパフォーマンスが要求されている。例えば、コネクタのバネ接点部には薄板が使用されるが、かかる薄板を構成する高強度銅合金には、薄肉化を図るために、高い強度や、伸びと強度との高度なバランス、そして過酷な使用環境に耐えうること、すなわち、耐変色性、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性に優れることが要求されている。更に、高い生産性と、特に、貴金属である銅の使用を最小限に抑え、経済性に優れることが要求されている。
上述の銅合金の使用環境は、例えば、高温または高湿の室内（車内を含む）環境、不特定多数の人間が触れる環境、アンモニア、アミン等の窒素化合物物を微量含む環境などが挙げられ、これらの環境で耐え得る耐変色性、耐応力腐食割れ性を有していることが望まれる。
手すり、ドアハンドルなどや、めっきを施さないコネクタ・端子、ドアハンドルなどは、外観上の問題や応力腐食割れ問題だけでなく、黄銅の表面が酸化されることにより、抗菌性、導電性が損なわれる問題がある。
手すり、ドアハンドルなどや、めっきを施さないコネクタ・端子、ドアハンドルなどは、外観上の問題や応力腐食割れ問題だけでなく、黄銅の表面が酸化されることにより、抗菌性、導電性が損なわれる問題がある。
さらに、コネクタ・端子等においては、炎天下での自動車室内やエンジンルームに近い部分でも使用され、この場合、使用環境の温度は約１００℃に達する。高い材料強度は、材料の薄肉化を求められる場合に必要であり、端子やコネクタに使用される時、高い接触圧を得るために必要である。ところが、その高い材料強度は、ばね、端子やコネクタに使用される時、常温で弾性限の応力内で利用されるが、それが使用環境の温度が上がるに従って、例えば、前記のように９０℃～１５０℃に温度が上がると、銅合金は永久変形する。特に黄銅の場合は、永久変形の度合いが大きく、所定の接触圧が得られない。高い強度を活かすためにも、高温での永久変形の度合いが少ないことが望まれ、高温での永久変形の度合いの尺度として応力緩和特性と言われる性質が優れるのが好ましい。
ところで、めっき製品は、長期間の使用により表面のめっき層が剥離してしまう。また、大量で安価にコネクタ、端子等の製品を作る場合、予めその素材となる板製造工程内で、板表面をＳｎやＮｉ等のめっきが施され、その板材を打ち抜いて使用されることがある。この場合、打ち抜かれた面にはめっきが無いため、変色や応力腐食割れが生じやすくなる。さらに、めっきの種類等によってＳｎやＮｉを含むと、銅合金のリサイクルが困難となる。
ここで、高強度銅合金としては、例えばりん青銅（Ｃｕ－６～８ｍａｓｓ％Ｓｎ－Ｐ）、洋白（Ｃｕ－Ｚｎ－１０～１８ｍａｓｓ％Ｎｉ）がある。汎用のコストパフォーマンスに優れた高導電、高強度銅合金としては、一般に、黄銅が周知である。
また、例えば特許文献１には、高強度の要請を満たすための合金として、Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｎ合金が開示されている。
また、例えば特許文献１には、高強度の要請を満たすための合金として、Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｎ合金が開示されている。
一方、医療機関、公共施設、又はそれに準じる施設・設備、衛生管理に厳しい研究施設（例えば食品、化粧品、医薬品等）で使用されるサイドレール、ヘッドボード、フットボード、手すり、ドアハンドル、ドアノブ、ドアレバー、医療用器具、乗り物等で使用される排水タンクなどの給排水衛生設備・器具等の構成部材は、管、板、線、棒、鋳物や鍛造で作られた様々な形状の部材を接合することにより構成されている。
ここで、Ｚｎを含む銅合金を溶接する場合、溶接中にＺｎが蒸発し易いため溶接には技術が要される。また、溶接は、外観上もビードの痕が残り、美観の問題を解決するため、ビードの痕を研磨する工程が増えてしまう。形状によっては、ビートの痕を完全に除去することが困難な場合もあり、外観上の問題および手間がかかる為好ましくない。また、抗菌性（殺菌性）が損なわれるおそれがある。
そこで、十分な抗菌性（殺菌性）を得るために、銅合金部材を接合するのではなく、手すり、ドアハンドル、ドアノブ、ドアレバーなどの構成部材に薄い銅箔、又は銅箔と樹脂や紙等と張り合わせた複合材料を貼り付ける手法の試みがなされている（例えば、特許文献２参照）。
ここで、Ｚｎを含む銅合金を溶接する場合、溶接中にＺｎが蒸発し易いため溶接には技術が要される。また、溶接は、外観上もビードの痕が残り、美観の問題を解決するため、ビードの痕を研磨する工程が増えてしまう。形状によっては、ビートの痕を完全に除去することが困難な場合もあり、外観上の問題および手間がかかる為好ましくない。また、抗菌性（殺菌性）が損なわれるおそれがある。
そこで、十分な抗菌性（殺菌性）を得るために、銅合金部材を接合するのではなく、手すり、ドアハンドル、ドアノブ、ドアレバーなどの構成部材に薄い銅箔、又は銅箔と樹脂や紙等と張り合わせた複合材料を貼り付ける手法の試みがなされている（例えば、特許文献２参照）。
しかしながら、上述のりん青銅、洋白、黄銅のような一般的な高強度銅合金には次のような問題があり、上記した要求に応えることができなかった。
りん青銅、洋白は、熱間加工性が悪く、熱間圧延による製造が困難であるため、一般に横型連続鋳造により製造される。したがって、生産性が悪く、エネルギーコストが高く、歩留りも悪い。また、りん青銅、洋白には、貴金属である銅を多量に含有しており、又は高価なＳｎ、Ｎｉを多量に含有しているので、経済性に問題があり、導電性に乏しい。また、これら合金の比重が、約８．８と高いので、軽量化にも問題がある。１０ｍａｓｓ％以上のＮｉを含有する洋白や、Ｓｎを８ｍａｓｓ％以上含有するりん青銅は、高い強度を備える。しかしながら、導電率は、洋白で１０％ＩＡＣＳ以下、りん青銅は、１３％ＩＡＣＳ以下であり導電率が低く、使用上問題となる。
りん青銅、洋白は、熱間加工性が悪く、熱間圧延による製造が困難であるため、一般に横型連続鋳造により製造される。したがって、生産性が悪く、エネルギーコストが高く、歩留りも悪い。また、りん青銅、洋白には、貴金属である銅を多量に含有しており、又は高価なＳｎ、Ｎｉを多量に含有しているので、経済性に問題があり、導電性に乏しい。また、これら合金の比重が、約８．８と高いので、軽量化にも問題がある。１０ｍａｓｓ％以上のＮｉを含有する洋白や、Ｓｎを８ｍａｓｓ％以上含有するりん青銅は、高い強度を備える。しかしながら、導電率は、洋白で１０％ＩＡＣＳ以下、りん青銅は、１３％ＩＡＣＳ以下であり導電率が低く、使用上問題となる。
Ｚｎを２０～３５ｍａｓｓ％含む黄銅は安価であるが、変色しやすく、応力腐食割れが生じやすく、熱に弱い。すなわち、応力緩和特性に劣るという致命的な欠点を持ち、また強度、および強度と曲げバランスにも満足できるものでなく、上記した小型化，高性能化を図る製品構成材としては不適当である。特に、りん青銅、黄銅は、耐変色性に問題があり、Ｓｎ、Ｎｉなどをめっきして使用されることが多い。
具体的には、Ｃｕ－Ｚｎ合金においてＺｎ含有量を増すに従って、耐応力腐食割れ性が悪くなり、Ｚｎ含有量が、１５ｍａｓｓ％を超えると問題が生じ始め、２０ｍａｓｓ％を超え、さらに２５ｍａｓｓ％を超えるにしたがって、悪くなり、３０ｍａｓｓ％にもなると、応力腐食割れ感受性が非常に高くなり、深刻な問題となる。応力緩和特性は、Ｚｎ添加量を３～１５ｍａｓｓ％にすると一旦向上するが、Ｚｎ含有量が２０ｍａｓｓ％を超え、特に、２５ｍａｓｓ％を超えるにしたがって急激に悪くなり、例えば３０ｍａｓｓ％になると、応力緩和特性は非常に乏しいものとなる。そして、Ｚｎ含有量が増すに従って、強度は向上するものの、延性、曲げ加工性が悪くなり、強度と延性のバランスが悪くなる。また、耐変色性は、Ｚｎ含有量に関わらず乏しく、使用環境が悪いと、褐色、或いは赤色に変色する。
具体的には、Ｃｕ－Ｚｎ合金においてＺｎ含有量を増すに従って、耐応力腐食割れ性が悪くなり、Ｚｎ含有量が、１５ｍａｓｓ％を超えると問題が生じ始め、２０ｍａｓｓ％を超え、さらに２５ｍａｓｓ％を超えるにしたがって、悪くなり、３０ｍａｓｓ％にもなると、応力腐食割れ感受性が非常に高くなり、深刻な問題となる。応力緩和特性は、Ｚｎ添加量を３～１５ｍａｓｓ％にすると一旦向上するが、Ｚｎ含有量が２０ｍａｓｓ％を超え、特に、２５ｍａｓｓ％を超えるにしたがって急激に悪くなり、例えば３０ｍａｓｓ％になると、応力緩和特性は非常に乏しいものとなる。そして、Ｚｎ含有量が増すに従って、強度は向上するものの、延性、曲げ加工性が悪くなり、強度と延性のバランスが悪くなる。また、耐変色性は、Ｚｎ含有量に関わらず乏しく、使用環境が悪いと、褐色、或いは赤色に変色する。
したがって、これらのような高強度銅合金は、使用環境に対して信頼性が高く、コストパフォーマンスに優れ、小型化，軽量化，高性能化される傾向にある各種機器の部品構成材としては到底満足できるものではなく、新たな高強度銅合金の開発が強く要請されている。
また、特許文献１に記載されたＣｕ－Ｚｎ－Ｓｎ合金においても、強度を含む諸特性は十分でなかった。
また、特許文献１に記載されたＣｕ－Ｚｎ－Ｓｎ合金においても、強度を含む諸特性は十分でなかった。
さらに、特許文献２に示すように、銅箔を構成部材の表面に貼り付けた場合、銅箔は、厚みが薄いため、物理的にまたは使用環境によっては破れが生じるおそれがある。また、接着剤の経年劣化により構成部材と銅箔の剥離が生じるおそれがあった。また、銅箔は、耐変色性に問題があり、必ずしも抗菌性（殺菌性）及び耐変色性を同時に維持できるものではなかった。さらに、これらの手法では、構成部材の接合部分の強度低下の問題を解決することはできなかった。
本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、コストパフォーマンスに優れ、密度が小さく、りん青銅や洋白を上回る導電性を有し、高い強度と伸び・曲げ加工性と、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、抗菌性に優れた、様々な使用環境に対応した銅合金を提供することを課題とする。
本発明者は、上記課題を解決するため、様々な角度から検討を重ね、種々の研究、実験を重ねたところ、以下のような知見を得た。
３４ｍａｓｓ％以下の高濃度のＺｎを含むＣｕ－Ｚｎ合金に、まずＮｉとＳｎを適正量添加する。同時に、原子価（或いは、価電子数）が２価のＮｉと原子価が４価のＳｎの相互作用を最適化するために、ＮｉとＳｎの合計含有量、及び含有量の比率を適正な範囲内とし、すなわち、０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕と、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕を調整する。さらに、ＺｎとＮｉとＳｎの相互作用を鑑み、３つの関係式、ｆ１=〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕、ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕、および、ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２を同時に適正値とするように、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｓｎの含有量を調整する。
３４ｍａｓｓ％以下の高濃度のＺｎを含むＣｕ－Ｚｎ合金に、まずＮｉとＳｎを適正量添加する。同時に、原子価（或いは、価電子数）が２価のＮｉと原子価が４価のＳｎの相互作用を最適化するために、ＮｉとＳｎの合計含有量、及び含有量の比率を適正な範囲内とし、すなわち、０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕と、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕を調整する。さらに、ＺｎとＮｉとＳｎの相互作用を鑑み、３つの関係式、ｆ１=〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕、ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕、および、ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２を同時に適正値とするように、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｓｎの含有量を調整する。
そして、金属組織は、基本的にα単相、少なくとも、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上（電縫管・溶接管或いはろう付け等で、局所的に母材が溶融する、或いは高温度になる場合においても、接合部または溶融部と熱影響部、母材の金属組織が、それら３箇所の平均で、金属組織の構成相において、α相の占める割合が、面積率で９９．５％以上）である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織にする。
これらにより、コストパフォーマンスに優れ、比重が小さく、耐変色性に優れ、高い強度と伸び・曲げ加工性と導電率のバランスに優れ、応力緩和特性に優れ、耐応力腐食割れ性に優れ、抗菌性にも優れ、様々な使用環境に対応できる銅合金を見出し、本発明を成すに至った。
これらにより、コストパフォーマンスに優れ、比重が小さく、耐変色性に優れ、高い強度と伸び・曲げ加工性と導電率のバランスに優れ、応力緩和特性に優れ、耐応力腐食割れ性に優れ、抗菌性にも優れ、様々な使用環境に対応できる銅合金を見出し、本発明を成すに至った。
特に、端子・コネクタとして使用される場合には、高温環境で使用されることを鑑み、金属組織をα単相とした。また、原子価が５価のＰの含有と、Ｐ量とＮｉ量と適正な範囲内の含有比率とすることにより、より一層、応力緩和特性に優れるものとした。
本発明の第１の態様である銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３、
の関係を有するとともに、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０、
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３、
の関係を有するとともに、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０、
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
本発明の第２の態様である銅合金は、１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０、
の関係を有するとともに、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、α単相である金属組織を有している。
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０、
の関係を有するとともに、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、α単相である金属組織を有している。
本発明の第３の態様である銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、０．００３～０．０９ｍａｓｓ％のＰ、０．００５～０．５ｍａｓｓ％のＡｌ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＳｂ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＡｓ、０．０００５～０．０３ｍａｓｓ％のＰｂから選択される少なくとも１種または２種以上を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
本発明の第４態様である銅合金は、１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉと、０．００３～０．０８ｍａｓｓ％のＰとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、かつ、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％と、Ｐの含有量〔Ｐ〕ｍａｓｓ％との間に、
２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０
の関係を有しており、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、α単相である金属組織を有している。
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、かつ、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％と、Ｐの含有量〔Ｐ〕ｍａｓｓ％との間に、
２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０
の関係を有しており、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、α単相である金属組織を有している。
本発明の第５の態様である銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
本発明の第６の態様である銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、０．００３～０．０９ｍａｓｓ％のＰ、０．００５～０．５ｍａｓｓ％のＡｌ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＳｂ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＡｓ、０．０００５～０．０３ｍａｓｓ％のＰｂから選択される少なくとも1種または２種以上を含有し、かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともに、α相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされていることを特徴とする。
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともに、α相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされていることを特徴とする。
本発明の第７の態様である銅合金は、１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉと、０．００３～０．０８ｍａｓｓ％のＰとを含有し、かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、かつ、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％と、Ｐの含有量〔Ｐ〕ｍａｓｓ％との間に、
２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０
の関係を有しており、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、α単相である金属組織を有している。
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０
の関係を有し、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、かつ、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％と、Ｐの含有量〔Ｐ〕ｍａｓｓ％との間に、
２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０
の関係を有しており、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、α単相である金属組織を有している。
本発明の第８の態様である銅合金は、上述した第１～７の態様の銅合金であって、医療用器具、手すり、ドアハンドル、給排水衛生設備・器具・容器、排水タンク等の用途に用いられる。
本発明の第９の態様である銅合金は、上述した第１～７の態様の銅合金であって、コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の電子・電気部品、自動車部品に用いられる。なお、コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の電子・電気部品、自動車部品の用途においては、上述した第２，４，７の態様の銅合金を用いることが特に好ましい。
本発明の第１０の態様である銅合金板は、上述した第１～９の態様の銅合金からなる銅合金板であって、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、仕上げ冷間圧延工程と、をこの順に含む製造工程により製造され、前記冷間圧延工程での冷間加工率が４０％以上であり、前記再結晶熱処理工程は、連続熱処理炉を用い、冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、前記再結晶熱処理工程において、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、
５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、
０．０４≦ｔｍ≦１．０、
５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０とする。なお、銅合金板の板厚によっては、前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程との間に対となる冷間圧延工程とバッチ焼鈍を含む焼鈍工程とを１回又は複数回行ってもよい。
５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、
０．０４≦ｔｍ≦１．０、
５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０とする。なお、銅合金板の板厚によっては、前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程との間に対となる冷間圧延工程とバッチ焼鈍を含む焼鈍工程とを１回又は複数回行ってもよい。
本発明の第１１の態様である銅合金板は、上述した第１０の態様の銅合金板であって、前記製造工程は、前記仕上げ冷間圧延工程後に実施する回復熱処理工程を有し、前記回復熱処理工程は、仕上げ冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）としたときに、
１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、
０．０２≦ｔｍ２≦１００、
１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０とする。
１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、
０．０２≦ｔｍ２≦１００、
１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０とする。
本発明の第１２の態様である銅合金板の製造方法は、上述した第１～９の態様の銅合金からなる銅合金板であって、鋳造工程と、対となる冷間圧延工程と焼鈍工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、仕上げ冷間圧延工程と、回復熱処理工程と、を含み、銅合金又は圧延材を熱間加工する工程を含まず、前記冷間圧延工程と前記再結晶処理工程との組み合わせ、及び、前記仕上げ冷間圧延工程と前記回復熱処理工程との組み合わせ、のいずれか一方又は両方を行う構成とされており、前記冷間圧延工程での冷間加工率が４０％以上であり、前記再結晶熱処理工程は、連続熱処理炉を用い、冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、前記再結晶熱処理工程において、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、
５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、
０．０４≦ｔｍ≦１．０、
５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０
とされており、前記回復熱処理工程は、仕上げ冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）としたときに、
１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、
０．０２≦ｔｍ２≦１００、
１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０
とされている。
５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、
０．０４≦ｔｍ≦１．０、
５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０
とされており、前記回復熱処理工程は、仕上げ冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）としたときに、
１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、
０．０２≦ｔｍ２≦１００、
１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０
とされている。
本発明によれば、コストパフォーマンスに優れ、密度が小さく、りん青銅や洋白を上回る導電性を有し、高い強度と伸び・曲げ加工性と、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、抗菌性に優れた、様々な使用環境に対応した銅合金を提供することが可能となる。
以下に、本発明の実施形態に係る銅合金について説明する。本実施形態である銅合金は、自動車、電子・電気機器用の端子、コネクタとして使用される。さらには、医療用器具、手すり、ドアハンドル、給排水衛生設備・器具・容器等の公共用途、または公共に準じる用途、および建築関連の用途に用いられるものであり、電縫管、溶接管等の接合部を含む部材としても使用される。
ここで、本明細書では、〔Ｚｎ〕のように括弧付の元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、複数の組成関係式を規定している。なお、Ｃｏ、Ｆｅ等の有効添加元素、および不可避不純物もそれぞれの不可避不純物の含有量では、銅合金板の特性への影響が少ないので、後述するそれぞれの計算式に含めていない。さらに、例えば、０．００５質量％未満のＣｒは不可避不純物としている。
ここで、本明細書では、〔Ｚｎ〕のように括弧付の元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、複数の組成関係式を規定している。なお、Ｃｏ、Ｆｅ等の有効添加元素、および不可避不純物もそれぞれの不可避不純物の含有量では、銅合金板の特性への影響が少ないので、後述するそれぞれの計算式に含めていない。さらに、例えば、０．００５質量％未満のＣｒは不可避不純物としている。
組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕
組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕
組成関係式ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２
組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕
組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕
組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕
組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕
組成関係式ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２
組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕
組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕
組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕
本発明の第１の実施形態に係る銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１２≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１０≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３３の範囲内、組成関係式ｆ４が１．２≦ｆ４≦４の範囲内、組成関係式ｆ５が１．４≦ｆ５≦９０の範囲内とされている。
本発明の第２の実施形態に係る銅合金は、１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１５≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１２≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３０の範囲内、組成関係式ｆ４が１．４≦ｆ４≦３．６の範囲内、組成関係式ｆ５が１．６≦ｆ５≦１２の範囲内とされている。
本発明の第３の実施形態に係る銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、０．００３～０．０９ｍａｓｓ％のＰ、０．００５～０．５ｍａｓｓ％のＡｌ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＳｂ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＡｓ、０．０００５～０．０３ｍａｓｓ％のＰｂから選択される少なくとも１種または２種以上を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１２≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１０≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３３の範囲内、組成関係式ｆ４が１．２≦ｆ４≦４の範囲内、組成関係式ｆ５が１．４≦ｆ５≦９０の範囲内とされている。
本発明の第４の実施形態に係る銅合金は、１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉと、０．００３～０．０８ｍａｓｓ％のＰとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１５≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１２≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３０の範囲内、組成関係式ｆ４が１．４≦ｆ４≦３．６の範囲内、組成関係式ｆ５が１．６≦ｆ５≦１２の範囲内、組成関係式ｆ６が２５≦ｆ６≦７５０の範囲内とされている。
本発明の第５の実施形態に係る銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１２≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１０≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３３の範囲内、組成関係式ｆ４が１．２≦ｆ４≦４の範囲内、組成関係式ｆ５が１．４≦ｆ５≦９０の範囲内とされている。
本発明の第６の実施形態に係る銅合金は、１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、０．００３～０．０９ｍａｓｓ％のＰ、０．００５～０．５ｍａｓｓ％のＡｌ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＳｂ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＡｓ、０．０００５～０．０３ｍａｓｓ％のＰｂから選択される少なくとも1種または２種以上を含有し、かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１２≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１０≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３３の範囲内、組成関係式ｆ４が１．２≦ｆ４≦４の範囲内、組成関係式ｆ５が１．４≦ｆ５≦９０の範囲内とされている。
本発明の第７の実施形態に係る銅合金は、１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉと、０．００３～０．０８ｍａｓｓ％のＰとを含有し、かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、組成関係式ｆ１が１５≦ｆ１≦３０の範囲内、組成関係式ｆ２が１２≦ｆ２≦２８の範囲内、組成関係式ｆ３が１０≦ｆ３≦３０の範囲内、組成関係式ｆ４が１．４≦ｆ４≦３．６の範囲内、組成関係式ｆ５が１．６≦ｆ５≦１２の範囲内、組成関係式ｆ６が２５≦ｆ６≦７５０の範囲内とされている。
そして、上述した本発明の第１、３、５、６の実施形態に係る銅合金においては、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７、を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている。
また、上述した本発明の第２、４、７の実施形態に係る銅合金においては、α単相である金属組織を有している。
また、上述した本発明の第２、４、７の実施形態に係る銅合金においては、α単相である金属組織を有している。
また、上述した本発明の第１、３、５、６の実施形態に係る銅合金においては、導電率が１３％ＩＡＣＳ以上２５％ＩＡＣＳ以下の範囲内とされており、本発明の第２、４、７の実施形態に係る銅合金においては、導電率が１４％ＩＡＣＳ以上２５％ＩＡＣＳ以下の範囲内とされている。
以下に、成分組成、組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６、金属組織、導電率を、上述のように規定した理由について説明する。
（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕと共に本合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも１７ｍａｓｓ％以上必要である。Ｚｎは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎに比べ、安価であり、さらにコストを低くするために、純銅よりも本発明合金の密度を約３％以上小さくし、代表的なりん青銅や洋白より本発明合金の密度を約２％以上小さくする。また、引張強さ、耐力、降伏応力、ばね性、疲労強度などの強度を向上させ、かつ、高温、高湿下等での耐変色性を向上させ、そして、微細な結晶粒を得るためにＺｎ含有量は１７ｍａｓｓ％以上必要である。より効果的なものにするためには、Ｚｎ含有量が好ましくは、１８ｍａｓｓ％以上、または２０ｍａｓｓ％以上であり、更に好ましくは、２３ｍａｓｓ％以上である。より高い濃度のＺｎを含有することにより、原材料が安価になり、および密度が低くなることから、よりコストパフォーマンスに優れた銅合金となる。
一方、Ｚｎ含有量が、３４ｍａｓｓ％を超えると、後述する本願組成範囲内で、Ｎｉ、Ｓｎ等を含有させても、まず、延性、曲げ加工性が悪くなり、良好な応力緩和特性、耐応力腐食割れ性を得ることが困難になり、導電性も悪くなり、強度の向上も飽和する。より好ましくは、Ｚｎ含有量が３３ｍａｓｓ％以下であり、更に好ましくは３０ｍａｓｓ％以下である。
なお、従来から、１７または１８ｍａｓｓ％以上、或いは２３ｍａｓｓ％以上のＺｎを含有した銅合金であって、応力緩和特性、耐変色性に優れ、かつ強度、耐応力腐食割れ性、導電性が良好な銅合金は見当たらない。
Ｚｎは、Ｃｕと共に本合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも１７ｍａｓｓ％以上必要である。Ｚｎは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎに比べ、安価であり、さらにコストを低くするために、純銅よりも本発明合金の密度を約３％以上小さくし、代表的なりん青銅や洋白より本発明合金の密度を約２％以上小さくする。また、引張強さ、耐力、降伏応力、ばね性、疲労強度などの強度を向上させ、かつ、高温、高湿下等での耐変色性を向上させ、そして、微細な結晶粒を得るためにＺｎ含有量は１７ｍａｓｓ％以上必要である。より効果的なものにするためには、Ｚｎ含有量が好ましくは、１８ｍａｓｓ％以上、または２０ｍａｓｓ％以上であり、更に好ましくは、２３ｍａｓｓ％以上である。より高い濃度のＺｎを含有することにより、原材料が安価になり、および密度が低くなることから、よりコストパフォーマンスに優れた銅合金となる。
一方、Ｚｎ含有量が、３４ｍａｓｓ％を超えると、後述する本願組成範囲内で、Ｎｉ、Ｓｎ等を含有させても、まず、延性、曲げ加工性が悪くなり、良好な応力緩和特性、耐応力腐食割れ性を得ることが困難になり、導電性も悪くなり、強度の向上も飽和する。より好ましくは、Ｚｎ含有量が３３ｍａｓｓ％以下であり、更に好ましくは３０ｍａｓｓ％以下である。
なお、従来から、１７または１８ｍａｓｓ％以上、或いは２３ｍａｓｓ％以上のＺｎを含有した銅合金であって、応力緩和特性、耐変色性に優れ、かつ強度、耐応力腐食割れ性、導電性が良好な銅合金は見当たらない。
（Ｎｉ）
Ｎｉは、本発明合金の高温、高湿下等での耐変色性と抗菌性、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性、耐熱性、延性や曲げ加工性、強度と延性、曲げ加工性のバランスを向上させるために含有させる。特にＺｎ含有量が１８ｍａｓｓ％以上、または、２０ｍａｓｓ％以上、或いは２３ｍａｓｓ％以上の高濃度の時、上述の特性はより効果的に働く。これらの効果を発揮させるためには、１．５ｍａｓｓ％以上のＮｉの含有が必要であり、好ましくは１．６ｍａｓｓ％以上であり、ｆ１～ｆ６の組成関係式を満たす必要がある。一方、５ｍａｓｓ％を超えるＮｉの含有は、コストアップに繋がり、合金の色が淡くなって黄銅色から離れ、応力緩和特性が飽和し始め、抗菌性も飽和し、導電率も低くなるので、Ｎｉ含有量は５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは４ｍａｓｓ％以下、特にコネクタ用途等の場合、導電率の点から、より好ましくは３ｍａｓｓ％以下とした。
Ｎｉは、本発明合金の高温、高湿下等での耐変色性と抗菌性、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性、耐熱性、延性や曲げ加工性、強度と延性、曲げ加工性のバランスを向上させるために含有させる。特にＺｎ含有量が１８ｍａｓｓ％以上、または、２０ｍａｓｓ％以上、或いは２３ｍａｓｓ％以上の高濃度の時、上述の特性はより効果的に働く。これらの効果を発揮させるためには、１．５ｍａｓｓ％以上のＮｉの含有が必要であり、好ましくは１．６ｍａｓｓ％以上であり、ｆ１～ｆ６の組成関係式を満たす必要がある。一方、５ｍａｓｓ％を超えるＮｉの含有は、コストアップに繋がり、合金の色が淡くなって黄銅色から離れ、応力緩和特性が飽和し始め、抗菌性も飽和し、導電率も低くなるので、Ｎｉ含有量は５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは４ｍａｓｓ％以下、特にコネクタ用途等の場合、導電率の点から、より好ましくは３ｍａｓｓ％以下とした。
（Ｓｎ）
Ｓｎは、本発明合金の強度を向上させ、Ｎｉとの共添加により、耐変色性、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性、強度と延性・曲げ加工性のバランスを向上させるために含有させる。そして、再結晶時の結晶粒を微細にする。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも０．０２ｍａｓｓ％以上、特に耐変色性、応力緩和特性を向上させるためには、０．２ｍａｓｓ％以上のＳｎの含有が必要であり、同時にｆ１～ｆ５の組成関係式を満たすことが必要である。それらの効果をより顕著なものにするためには、Ｓｎ含有量が好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．３ｍａｓｓ％以上である。一方、Ｓｎを２ｍａｓｓ％以上含有しても、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性の効果が飽和するどころか悪くなり、コストが高くなり、導電率が低くなり、熱間での加工性、冷間延性・曲げ加工性が悪くなる。Ｚｎ濃度が２３ｍａｓｓ％以上、特に２６ｍａｓｓ％以上の高濃度の時、実施上、β相やγ相が残留し易くなる。好ましくは、Ｓｎ含有量が１．５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは１．２ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｎは、本発明合金の強度を向上させ、Ｎｉとの共添加により、耐変色性、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性、強度と延性・曲げ加工性のバランスを向上させるために含有させる。そして、再結晶時の結晶粒を微細にする。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも０．０２ｍａｓｓ％以上、特に耐変色性、応力緩和特性を向上させるためには、０．２ｍａｓｓ％以上のＳｎの含有が必要であり、同時にｆ１～ｆ５の組成関係式を満たすことが必要である。それらの効果をより顕著なものにするためには、Ｓｎ含有量が好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．３ｍａｓｓ％以上である。一方、Ｓｎを２ｍａｓｓ％以上含有しても、耐応力腐食割れ性、応力緩和特性の効果が飽和するどころか悪くなり、コストが高くなり、導電率が低くなり、熱間での加工性、冷間延性・曲げ加工性が悪くなる。Ｚｎ濃度が２３ｍａｓｓ％以上、特に２６ｍａｓｓ％以上の高濃度の時、実施上、β相やγ相が残留し易くなる。好ましくは、Ｓｎ含有量が１．５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは１．２ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
（Ｐ）
Ｐは、Ｎｉの含有と相まって、特に応力緩和特性を向上させ、さらに応力腐食割れ感受性を低くし、耐変色性の向上に効果があり、結晶粒を細かくすることができる。そこで、第４、７の実施形態の銅合金は、Ｐを含有するものとされている。
ここで上述の作用効果を発揮させるためには、Ｐ含有量が０．００３ｍａｓｓ％以上必要である。一方、Ｐ含有量が０．０９ｍａｓｓ％を超えても上記効果は飽和し、ＰとＮｉを主体とする析出物が多くなり、析出物の粒径も大きくなり、曲げ加工性が低下する。Ｐ含有量は０．０８ｍａｓｓ％以下が好ましく、更には、０．０６ｍａｓｓ％以下である。なお、後述するＮｉとＰの比（組成関係式ｆ６）が重要である。
Ｐは、Ｎｉの含有と相まって、特に応力緩和特性を向上させ、さらに応力腐食割れ感受性を低くし、耐変色性の向上に効果があり、結晶粒を細かくすることができる。そこで、第４、７の実施形態の銅合金は、Ｐを含有するものとされている。
ここで上述の作用効果を発揮させるためには、Ｐ含有量が０．００３ｍａｓｓ％以上必要である。一方、Ｐ含有量が０．０９ｍａｓｓ％を超えても上記効果は飽和し、ＰとＮｉを主体とする析出物が多くなり、析出物の粒径も大きくなり、曲げ加工性が低下する。Ｐ含有量は０．０８ｍａｓｓ％以下が好ましく、更には、０．０６ｍａｓｓ％以下である。なお、後述するＮｉとＰの比（組成関係式ｆ６）が重要である。
（Ｐ、Ａｌ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂから選択される少なくとも１種または２種）
Ｐ、Ａｌ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂは、合金の耐変色性、耐応力腐食割れ性、打ち抜き性を向上させる。そこで、第３、６の実施形態の銅合金は、これらの元素を含有するものとされている。
上述の作用効果を発揮させるためには、Ｐ：０．００３ｍａｓｓ％以上、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以上、Ｓｂ：０.０１ｍａｓｓ％以上、Ａｓ：０．０１ｍａｓｓ％以上、Ｐｂ：０．０００５ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。一方、Ｐ、Ａｌ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂを、それぞれ、Ｐ：０．０９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０９ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０９ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有しても前記効果が飽和し、曲げ加工性が悪くなる。
Ｐ、Ａｌ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂは、合金の耐変色性、耐応力腐食割れ性、打ち抜き性を向上させる。そこで、第３、６の実施形態の銅合金は、これらの元素を含有するものとされている。
上述の作用効果を発揮させるためには、Ｐ：０．００３ｍａｓｓ％以上、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以上、Ｓｂ：０.０１ｍａｓｓ％以上、Ａｓ：０．０１ｍａｓｓ％以上、Ｐｂ：０．０００５ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。一方、Ｐ、Ａｌ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂを、それぞれ、Ｐ：０．０９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０９ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０９ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有しても前記効果が飽和し、曲げ加工性が悪くなる。
（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素といった元素は、各種特性を向上させる作用効果を有する。特に、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒは、ＰまたはＮｉともに化合物を形成し、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制し、結晶粒微細化の効果が大きい。そこで、第５、６の実施形態の銅合金においては、これらの元素を含有するものとされている。
上述の作用効果を発揮させるためには、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素のいずれの元素も、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。一方、いずれの元素も、０．０５ｍａｓｓ％を超えると効果が飽和するどころか、曲げ加工性を阻害する。好ましくはいずれの元素の含有量も０．０３ｍａｓｓ％以下である。さらに、これら元素の合計含有量も、０．２ｍａｓｓ％を超えると、効果が飽和するどころか、曲げ加工性を阻害する。好ましくは、これら元素の合計含有量が０．１５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下である。
また、Ｆｅ、Ｃｏは、Ｐが含有されている場合、結晶粒微細化の効果が特に大きく、ＦｅまたはＣｏは、極微量であっても、Ｐと化合物を形成しやすく、結果的に、ＦｅまたはＣｏを含有したＮｉとＰの化合物を形成し、化合物の粒径を微細にする。微細な化合物は、焼鈍時の再結晶粒の大きさを一層微細にし、強度を向上させる。ただし、その効果が過剰になると、曲げ加工性、応力緩和特性を損なう。最適には、ＦｅまたはＣｏの含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上であり、そして０．０３ｍａｓｓ％以下、若しくは０．０２ｍａｓｓ％以下である。
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素といった元素は、各種特性を向上させる作用効果を有する。特に、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒは、ＰまたはＮｉともに化合物を形成し、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制し、結晶粒微細化の効果が大きい。そこで、第５、６の実施形態の銅合金においては、これらの元素を含有するものとされている。
上述の作用効果を発揮させるためには、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素のいずれの元素も、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。一方、いずれの元素も、０．０５ｍａｓｓ％を超えると効果が飽和するどころか、曲げ加工性を阻害する。好ましくはいずれの元素の含有量も０．０３ｍａｓｓ％以下である。さらに、これら元素の合計含有量も、０．２ｍａｓｓ％を超えると、効果が飽和するどころか、曲げ加工性を阻害する。好ましくは、これら元素の合計含有量が０．１５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下である。
また、Ｆｅ、Ｃｏは、Ｐが含有されている場合、結晶粒微細化の効果が特に大きく、ＦｅまたはＣｏは、極微量であっても、Ｐと化合物を形成しやすく、結果的に、ＦｅまたはＣｏを含有したＮｉとＰの化合物を形成し、化合物の粒径を微細にする。微細な化合物は、焼鈍時の再結晶粒の大きさを一層微細にし、強度を向上させる。ただし、その効果が過剰になると、曲げ加工性、応力緩和特性を損なう。最適には、ＦｅまたはＣｏの含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上であり、そして０．０３ｍａｓｓ％以下、若しくは０．０２ｍａｓｓ％以下である。
（不可避不純物）
銅合金には、リターン材を含む原料、および、主として大気での溶解時を含む製造工程で、微量であるが、酸素、水素、水蒸気、炭素、硫黄等の元素が、不可避的に含有されるため、当然これらの不可避不純物を含む。
ここで、本実施形態である銅合金においては、規定した成分元素以外の元素は不可避不純物として扱ってもよく、不可避不純物の含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。また、本実施形態の銅合金において規定した元素のうちＺｎ、Ｎｉ、Ｓｎ以外の元素については、不純物として上記で規定した下限値未満の範囲で含有していてもよい。
銅合金には、リターン材を含む原料、および、主として大気での溶解時を含む製造工程で、微量であるが、酸素、水素、水蒸気、炭素、硫黄等の元素が、不可避的に含有されるため、当然これらの不可避不純物を含む。
ここで、本実施形態である銅合金においては、規定した成分元素以外の元素は不可避不純物として扱ってもよく、不可避不純物の含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。また、本実施形態の銅合金において規定した元素のうちＺｎ、Ｎｉ、Ｓｎ以外の元素については、不純物として上記で規定した下限値未満の範囲で含有していてもよい。
（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕＝３０は、本発明合金の金属組織が、実質的にα相だけになるかどうかの境界値である。さらに、電縫管・溶接管等製作時、或いはろう付け時、局所的に母材が溶融される、或いは高温に加熱される場合においても、接合部または溶融部と熱影響部と母材の金属組織が、これら３箇所の平均で、構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織にする境界値でもある。
組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕＝３０は、本発明合金の金属組織が、実質的にα相だけになるかどうかの境界値である。さらに、電縫管・溶接管等製作時、或いはろう付け時、局所的に母材が溶融される、或いは高温に加熱される場合においても、接合部または溶融部と熱影響部と母材の金属組織が、これら３箇所の平均で、構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織にする境界値でもある。
組成関係式ｆ１の上限値は、同時に良好な応力緩和特性、耐変色性、抗菌性、延性、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性を得るための境界値でもある。主要元素Ｚｎの含有量が、３４ｍａｓｓ％以下、または３３ｍａｓｓ％以下であると同時に本関係式を満たさなければならない。例えばＣｕ－Ｚｎ合金に、低融点金属であるＳｎを０．２ｍａｓｓ％、或いは０．３ｍａｓｓ％以上含有すると、鋳造時の最終の凝固部、結晶粒界にＳｎの偏析が生じる。その結果、Ｓｎ濃度の高い、γ相、β相が形成される。非平衡状態で存在するγ相、β相は、鋳造、熱間加工、焼鈍・熱処理を経ても、消滅させることが上式の値が３０を超えると困難である。同様に、電縫管や溶接管等製造時、ろう付けによる接合等、局所的に材料は、溶融、或いは高温の状態になるので、Ｓｎ等の偏析が再び生じる。
組成関係式ｆ１において、本発明組成範囲内で、Ｓｎは、係数「+５」が与えられる。この係数「５」は、主要元素であるＺｎの係数「１」に比べ大きい。一方、Ｎｉは、本願の組成範囲内で、Ｓｎの偏析を少なくし、γ相、β相の形成を阻害する性質を持ち、係数「－２」が与えられる。組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕が３０以下であれば、電縫管等の製品の加工状態を含め、γ相、β相が存在しない、或いは極僅かな量になるので、延性、曲げ加工性が良好となり、同時に応力緩和特性、耐変色性がよくなる。当然、接合部を含めた部位の曲げ加工性がよくなる。より好ましくは、組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕の値が、２９．５以下で、さらに好ましくは２９以下である。一方、組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕の値が１２未満であると、強度が低く、耐変色性も悪くなるため、１２以上、好ましくは１５以上、より好ましくは２０以上とする。組成関係式ｆ１の値が、大きいことは、β相やγ相が析出する直前の状態である銅合金を指す。
（組成関係式ｆ２）
組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕＝２８は、良好な耐応力腐食割れ性と延性、曲げ加工性を得るための境界値である。前記のとおり、Ｃｕ－Ｚｎ合金の致命的な欠点として、応力腐食割れの感受性が高いことが挙げられる。Ｃｕ－Ｚｎ合金の場合、応力腐食割れの感受性は、Ｚｎの含有量に依存し、Ｚｎ含有量が２５ｍａｓｓ％或いは２６ｍａｓｓ％を超えると、応力腐食割れの感受性が特に高くなる。組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕＝２８は、Ｃｕ－Ｚｎ合金のＺｎ含有量が２５ｍａｓｓ％或いは２６ｍａｓｓ％に相当する。本願のＮｉ，Ｓｎが共添加される組成範囲内で、上式のとおり、Ｎｉの係数が「－２」であり、Ｎｉの含有によって、特に応力腐食割れ感受性を低くできる。組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕は、好ましくは２７以下であり、より好ましくは、２６以下である。過酷な応力腐食割れ環境下で、高い信頼性が必要な場合は、２４以下である。一方、組成関係式ｆ２が、１０未満であると、強度が低くなるため、１０以上であり、好ましくは１２以上、より好ましくは、１５以上とする。
組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕＝２８は、良好な耐応力腐食割れ性と延性、曲げ加工性を得るための境界値である。前記のとおり、Ｃｕ－Ｚｎ合金の致命的な欠点として、応力腐食割れの感受性が高いことが挙げられる。Ｃｕ－Ｚｎ合金の場合、応力腐食割れの感受性は、Ｚｎの含有量に依存し、Ｚｎ含有量が２５ｍａｓｓ％或いは２６ｍａｓｓ％を超えると、応力腐食割れの感受性が特に高くなる。組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕＝２８は、Ｃｕ－Ｚｎ合金のＺｎ含有量が２５ｍａｓｓ％或いは２６ｍａｓｓ％に相当する。本願のＮｉ，Ｓｎが共添加される組成範囲内で、上式のとおり、Ｎｉの係数が「－２」であり、Ｎｉの含有によって、特に応力腐食割れ感受性を低くできる。組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕は、好ましくは２７以下であり、より好ましくは、２６以下である。過酷な応力腐食割れ環境下で、高い信頼性が必要な場合は、２４以下である。一方、組成関係式ｆ２が、１０未満であると、強度が低くなるため、１０以上であり、好ましくは１２以上、より好ましくは、１５以上とする。
（組成関係式ｆ３）
組成関係式ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２は、Ｎｉ、Ｓｎを共添加し、ｆ１が３０以下であって、さらに、組成関係式ｆ３の値が１０以上であるとき、高濃度のＺｎを含むにもかかわらず、優れた応力緩和特性を発揮する。組成関係式ｆ３は、好ましくは１２以上であり、より好ましくは１４以上であり、特に組成関係式ｆ１の値が２０までは応力緩和特性が顕著に向上する。一方、組成関係式ｆ３が３３を超えても、その効果が飽和し、コストパフォーマンス、導電率に影響する。組成関係式ｆ３は、好ましくは３０以下であり、更に好ましくは２８以下、または２５以下である。そしてそれらの好ましい範囲と、１．４≦ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、１．６≦ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２、Ｐの含有と後述する２５≦ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０の条件が揃うと、過酷な高温環境に使用される端子・コネクタにおいて、より優れた応力緩和特性を発揮する。
組成関係式ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２は、Ｎｉ、Ｓｎを共添加し、ｆ１が３０以下であって、さらに、組成関係式ｆ３の値が１０以上であるとき、高濃度のＺｎを含むにもかかわらず、優れた応力緩和特性を発揮する。組成関係式ｆ３は、好ましくは１２以上であり、より好ましくは１４以上であり、特に組成関係式ｆ１の値が２０までは応力緩和特性が顕著に向上する。一方、組成関係式ｆ３が３３を超えても、その効果が飽和し、コストパフォーマンス、導電率に影響する。組成関係式ｆ３は、好ましくは３０以下であり、更に好ましくは２８以下、または２５以下である。そしてそれらの好ましい範囲と、１．４≦ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、１．６≦ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２、Ｐの含有と後述する２５≦ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０の条件が揃うと、過酷な高温環境に使用される端子・コネクタにおいて、より優れた応力緩和特性を発揮する。
（組成関係式ｆ４）
本願の組成範囲内で、合金の耐変色性を良くするために、同時に、耐変色性と抗菌性の両方を満足するために、そして、応力緩和特性を向上させるためには、組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕が１．２以上であることが必要である。組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕が好ましくは１．４以上で、より好ましくは１．６以上で、特に耐変色性を向上させるためには１．８以上が更に好ましい。一方、組成関係式ｆ４が、４を超えると、合金のコストが上がり、導電性も悪くなり、耐変色性が向上するが抗菌性が低下する恐れがあるので、４以下が好ましく、３．６以下がより好ましく、３以下がさらに好ましい。すなわち、耐変色性、耐応力緩和特性、導電性を特に優れたものとするためには、組成関係式ｆ３の範囲は、１．４≦ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６である。
本願の組成範囲内で、合金の耐変色性を良くするために、同時に、耐変色性と抗菌性の両方を満足するために、そして、応力緩和特性を向上させるためには、組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕が１．２以上であることが必要である。組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕が好ましくは１．４以上で、より好ましくは１．６以上で、特に耐変色性を向上させるためには１．８以上が更に好ましい。一方、組成関係式ｆ４が、４を超えると、合金のコストが上がり、導電性も悪くなり、耐変色性が向上するが抗菌性が低下する恐れがあるので、４以下が好ましく、３．６以下がより好ましく、３以下がさらに好ましい。すなわち、耐変色性、耐応力緩和特性、導電性を特に優れたものとするためには、組成関係式ｆ３の範囲は、１．４≦ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６である。
（組成関係式ｆ５）
本願組成範囲のＮｉ，Ｓｎを共添加した高濃度のＺｎを含有するＣｕ－Ｚｎ合金の応力緩和特性においては、組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕が重要である。１．５ｍａｓｓ％以上のＮｉを含有する中で、マトリックスに存在する４価のＳｎ原子、１つに対し、２価のＮｉ原子が少なくとも２つ以上であると、すなわち質量比で、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が１以上であると、応力緩和特性が向上し始める。特に、Ｓｎ原子１つに対し、２価のＮｉ原子が概ね、３つ以上すなわち質量比で、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が１．５以上であると、一層応力緩和特性が向上し、同時に、耐変色性も向上することを見出した。応力緩和特性の効果は、仕上げ圧延後の回復処理した本願発明合金において、顕著になる。さらに、本願で規定するＮｉ、Ｓｎ濃度の範囲において、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕が約１．４より小さいと、曲げ加工性が損なわれ、耐応力腐食割れ性も悪くなる。したがって、本発明では、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕が、１．４以上であり、好ましくは１．６以上、最適には１．８以上である。一方、組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の上限については、９０以下である時、良好な応力緩和特性と耐変色性を示し、好ましくは３０以下、１２以下であると更に好ましく、最適には１０以下である。１．６≦ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２のとき、自動車のエンジンルームなど過酷な高温の環境で使われる端子・コネクタにおいて、特に優れた応力緩和特性を発揮することが可能となる。
本願組成範囲のＮｉ，Ｓｎを共添加した高濃度のＺｎを含有するＣｕ－Ｚｎ合金の応力緩和特性においては、組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕が重要である。１．５ｍａｓｓ％以上のＮｉを含有する中で、マトリックスに存在する４価のＳｎ原子、１つに対し、２価のＮｉ原子が少なくとも２つ以上であると、すなわち質量比で、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が１以上であると、応力緩和特性が向上し始める。特に、Ｓｎ原子１つに対し、２価のＮｉ原子が概ね、３つ以上すなわち質量比で、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が１．５以上であると、一層応力緩和特性が向上し、同時に、耐変色性も向上することを見出した。応力緩和特性の効果は、仕上げ圧延後の回復処理した本願発明合金において、顕著になる。さらに、本願で規定するＮｉ、Ｓｎ濃度の範囲において、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕が約１．４より小さいと、曲げ加工性が損なわれ、耐応力腐食割れ性も悪くなる。したがって、本発明では、〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕が、１．４以上であり、好ましくは１．６以上、最適には１．８以上である。一方、組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の上限については、９０以下である時、良好な応力緩和特性と耐変色性を示し、好ましくは３０以下、１２以下であると更に好ましく、最適には１０以下である。１．６≦ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２のとき、自動車のエンジンルームなど過酷な高温の環境で使われる端子・コネクタにおいて、特に優れた応力緩和特性を発揮することが可能となる。
（組成関係式ｆ６）
さらに、応力緩和特性は、固溶状態にあるＮｉと、Ｐと、そしてＮｉとＰの化合物に影響を受ける。組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が２５未満であると、固溶状態にあるＮｉに対するＮｉとＰの化合物の割合が多くなるので、応力緩和特性が悪くなり、曲げ加工性も悪くなる。すなわち、組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が、２５以上、好ましくは３０以上であると、応力緩和特性、および曲げ加工性が良くなる。一方で、組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が７５０を超えると、ＮｉとＰで形成される化合物の量、固溶するＰの量が少なくなるので、応力緩和特性が悪くなる。また、ＰとＮｉの化合物には、結晶粒を細かくする作用があるが、その作用も小さくなり、合金の強度が低くなる。組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が好ましくは、５００以下、より好ましくは３００以下である。
さらに、応力緩和特性は、固溶状態にあるＮｉと、Ｐと、そしてＮｉとＰの化合物に影響を受ける。組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が２５未満であると、固溶状態にあるＮｉに対するＮｉとＰの化合物の割合が多くなるので、応力緩和特性が悪くなり、曲げ加工性も悪くなる。すなわち、組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が、２５以上、好ましくは３０以上であると、応力緩和特性、および曲げ加工性が良くなる。一方で、組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が７５０を超えると、ＮｉとＰで形成される化合物の量、固溶するＰの量が少なくなるので、応力緩和特性が悪くなる。また、ＰとＮｉの化合物には、結晶粒を細かくする作用があるが、その作用も小さくなり、合金の強度が低くなる。組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が好ましくは、５００以下、より好ましくは３００以下である。
（金属組織）
β相、γ相が存在すると、延性、曲げ加工性を損なう。特に応力緩和特性、そして耐変色性、特に過酷な環境下での抗菌性、耐応力腐食割れ性を悪くするのでα単相の金属組織が最適であり、少なくともα相の占める割合が、面積率で９９．５％以上、より好ましくは９９．８％以上である。ただし、電縫管、溶接管の接合部等の接合部、熱影響部、母材の３箇所の平均で、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織状態まで許容することができる。なお、本発明において、β相およびγ相は、倍率３００倍（８９×１２７ｍｍの顕微鏡写真）の金属顕微鏡で金属組織を観察した時、前記特性に影響を顕著に与え、明瞭にβ相、γ相として認められる大きさのものを対象とする。すなわち、本発明において、実質的にα単相であることは、酸化物を含む非金属介在物、析出物や晶出物等の金属間化合物を除き、倍率３００倍の金属顕微鏡で金属組織を観察した時、金属組織中に、α相の占める割合が１００％であることを示す。同様に、倍率３００倍の金属顕微鏡で金属組織を観察した時、接合部、熱影響部、母材の３箇所の平均で、明瞭にβ相、γ相が認められるβ相、γ相の占める割合が、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともに、α相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相、および０～０．５％のβ相の関係を満たせばよい。銅合金の得られる効果を考慮すると、より好ましい金属組織の状態は、α相の占める割合が面積率で９９．７％以上、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との関係は、０≦２×（γ）+（β）≦０．４であるとともに、α相マトリックスに面積率でγ相が０～０．２％、およびβ相が０～０．３％の関係を満たせばよいが、これに限定されることはない。
β相、γ相が存在すると、延性、曲げ加工性を損なう。特に応力緩和特性、そして耐変色性、特に過酷な環境下での抗菌性、耐応力腐食割れ性を悪くするのでα単相の金属組織が最適であり、少なくともα相の占める割合が、面積率で９９．５％以上、より好ましくは９９．８％以上である。ただし、電縫管、溶接管の接合部等の接合部、熱影響部、母材の３箇所の平均で、金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織状態まで許容することができる。なお、本発明において、β相およびγ相は、倍率３００倍（８９×１２７ｍｍの顕微鏡写真）の金属顕微鏡で金属組織を観察した時、前記特性に影響を顕著に与え、明瞭にβ相、γ相として認められる大きさのものを対象とする。すなわち、本発明において、実質的にα単相であることは、酸化物を含む非金属介在物、析出物や晶出物等の金属間化合物を除き、倍率３００倍の金属顕微鏡で金属組織を観察した時、金属組織中に、α相の占める割合が１００％であることを示す。同様に、倍率３００倍の金属顕微鏡で金属組織を観察した時、接合部、熱影響部、母材の３箇所の平均で、明瞭にβ相、γ相が認められるβ相、γ相の占める割合が、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともに、α相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相、および０～０．５％のβ相の関係を満たせばよい。銅合金の得られる効果を考慮すると、より好ましい金属組織の状態は、α相の占める割合が面積率で９９．７％以上、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との関係は、０≦２×（γ）+（β）≦０．４であるとともに、α相マトリックスに面積率でγ相が０～０．２％、およびβ相が０～０．３％の関係を満たせばよいが、これに限定されることはない。
（平均結晶粒径）
本実施形態である銅合金においては、結晶粒径に特に規定はないが、各用途に応じて、以下のように平均結晶粒径を規定することが好ましい。
本実施形態である銅合金では、プロセスによるが、最小で１μｍ程度の結晶粒を得ることが可能である。しかし、平均結晶粒径が２μｍ未満であると、応力緩和特性が悪くなり、強度は高くなるものの延性、曲げ加工性が悪くなる。そのため、平均結晶粒径は２μｍ以上がよく、好ましくは、３μｍ以上である。一方、端子、コネクタ等の用途においては、より高い強度を得るためには、平均結晶粒径が１０μｍ以下、若しくは８μｍ以下が好ましい。その他の手すり、ドアハンドル等に使用される電縫管、溶接管等においては、板材からの管への成形性、曲げ加工性の観点から、平均結晶粒径は３μｍ以上がよく、５μｍ以上が好ましく、強度の点から、２５μｍ以下がよく、２０μｍ以下が好ましい。
本実施形態である銅合金においては、結晶粒径に特に規定はないが、各用途に応じて、以下のように平均結晶粒径を規定することが好ましい。
本実施形態である銅合金では、プロセスによるが、最小で１μｍ程度の結晶粒を得ることが可能である。しかし、平均結晶粒径が２μｍ未満であると、応力緩和特性が悪くなり、強度は高くなるものの延性、曲げ加工性が悪くなる。そのため、平均結晶粒径は２μｍ以上がよく、好ましくは、３μｍ以上である。一方、端子、コネクタ等の用途においては、より高い強度を得るためには、平均結晶粒径が１０μｍ以下、若しくは８μｍ以下が好ましい。その他の手すり、ドアハンドル等に使用される電縫管、溶接管等においては、板材からの管への成形性、曲げ加工性の観点から、平均結晶粒径は３μｍ以上がよく、５μｍ以上が好ましく、強度の点から、２５μｍ以下がよく、２０μｍ以下が好ましい。
（析出物）
本実施形態である銅合金においては、析出物について特に規定はないが、ＮｉとＰとを含有する銅合金においては、以下の理由から、析出物の大きさや個数を規定することが好ましい。
本発明によれば、ＮｉとＰを主とする円形又は楕円形の析出物が存在することにより、再結晶粒の成長を抑制し、微細な結晶粒を得ることと、応力緩和特性を向上させることができる。焼鈍時に生成する再結晶は、加工により著しくひずみを受けた結晶を、ひずみのほとんど無い、新たな結晶として、置き換えることである。しかしながら、再結晶は加工を受けた結晶粒が瞬時に再結晶粒に置き換わるものではなく、長い時間、或いはより高い温度を必要とする。すなわち、再結晶の生成開始から、再結晶の終了まで、時間と温度を要する。再結晶が完全に終了するまで、初めに生成した再結晶粒は、成長して大きくなるが、該析出物により、その成長を抑制することができる。
本実施形態においては、該析出物の平均粒子径が３～１８０ｎｍであると、前記効果を発揮する。析出物が、平均粒径が３ｎｍより小さいと、結晶粒成長の抑制作用はあるが、析出物の量が多くなり、曲げ加工性を阻害する。一方、析出物が平均粒径が１８０ｎｍより大きいと、析出物の数が少なくなるので、結晶粒成長抑制作用が損なわれ、応力緩和特性への効果が少なくなる。
本実施形態である銅合金においては、析出物について特に規定はないが、ＮｉとＰとを含有する銅合金においては、以下の理由から、析出物の大きさや個数を規定することが好ましい。
本発明によれば、ＮｉとＰを主とする円形又は楕円形の析出物が存在することにより、再結晶粒の成長を抑制し、微細な結晶粒を得ることと、応力緩和特性を向上させることができる。焼鈍時に生成する再結晶は、加工により著しくひずみを受けた結晶を、ひずみのほとんど無い、新たな結晶として、置き換えることである。しかしながら、再結晶は加工を受けた結晶粒が瞬時に再結晶粒に置き換わるものではなく、長い時間、或いはより高い温度を必要とする。すなわち、再結晶の生成開始から、再結晶の終了まで、時間と温度を要する。再結晶が完全に終了するまで、初めに生成した再結晶粒は、成長して大きくなるが、該析出物により、その成長を抑制することができる。
本実施形態においては、該析出物の平均粒子径が３～１８０ｎｍであると、前記効果を発揮する。析出物が、平均粒径が３ｎｍより小さいと、結晶粒成長の抑制作用はあるが、析出物の量が多くなり、曲げ加工性を阻害する。一方、析出物が平均粒径が１８０ｎｍより大きいと、析出物の数が少なくなるので、結晶粒成長抑制作用が損なわれ、応力緩和特性への効果が少なくなる。
（導電率）
導電率の上限は、本件で対象とする部材では、２５％ＩＡＣＳ、或いは、２４％ＩＡＣＳを超えることは特に必要とせず、従来の黄銅の欠点であった応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、強度の優れたものが、本願で最も有益である。また、本願の用途上の対象の１つである電縫管、溶接管で作られるドアハンドル、或いは用途上、ろう付け、スポット溶接を施すものもあり、熱伝導性が良過ぎると、つまり導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であると、局所加熱等が難しく、接合の不具合が生じりたり、過熱により強度が低下することもある。一方、本発明合金は、端子・コネクタ等の用途において、導電率より応力緩和特性を重視しているので、端子コネクタ用途に使用されているりん青銅の導電率を少なくとも上回る導電率とし、１３％ＩＡＣＳ以上、好ましくは１４％ＩＡＣＳ以上とした。
導電率の上限は、本件で対象とする部材では、２５％ＩＡＣＳ、或いは、２４％ＩＡＣＳを超えることは特に必要とせず、従来の黄銅の欠点であった応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、強度の優れたものが、本願で最も有益である。また、本願の用途上の対象の１つである電縫管、溶接管で作られるドアハンドル、或いは用途上、ろう付け、スポット溶接を施すものもあり、熱伝導性が良過ぎると、つまり導電率が２５％ＩＡＣＳ以上であると、局所加熱等が難しく、接合の不具合が生じりたり、過熱により強度が低下することもある。一方、本発明合金は、端子・コネクタ等の用途において、導電率より応力緩和特性を重視しているので、端子コネクタ用途に使用されているりん青銅の導電率を少なくとも上回る導電率とし、１３％ＩＡＣＳ以上、好ましくは１４％ＩＡＣＳ以上とした。
（強度）
本実施形態では、特に、コネクタ、端子用途については、延性、曲げ加工性が良好であることを前提に、圧延方向に対して、０度方向、９０度方向から試験片を採取した試料において、共に、常温の強度は、引張強さで少なくとも５００Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、５５０Ｎ／ｍｍ２以上、より好ましくは、５７５Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは６００Ｎ／ｍｍ２以上、耐力で、少なくとも４５０Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、５００Ｎ／ｍｍ２以上、より好ましくは、５２５Ｎ／ｍｍ２以上、更に好ましくは、５５０Ｎ／ｍｍ２以上である。これにより、薄肉化を図ることができる。また、好ましい常温の強度は、引張強さで８００Ｎ／ｍｍ２以下、耐力で７５０Ｎ／ｍｍ２以下である。
本実施形態では、特に、コネクタ、端子用途については、延性、曲げ加工性が良好であることを前提に、圧延方向に対して、０度方向、９０度方向から試験片を採取した試料において、共に、常温の強度は、引張強さで少なくとも５００Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、５５０Ｎ／ｍｍ２以上、より好ましくは、５７５Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは６００Ｎ／ｍｍ２以上、耐力で、少なくとも４５０Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、５００Ｎ／ｍｍ２以上、より好ましくは、５２５Ｎ／ｍｍ２以上、更に好ましくは、５５０Ｎ／ｍｍ２以上である。これにより、薄肉化を図ることができる。また、好ましい常温の強度は、引張強さで８００Ｎ／ｍｍ２以下、耐力で７５０Ｎ／ｍｍ２以下である。
特に端子、コネクタ用途に用いられる場合、破断強度を示す引張強さと、初期の変形強さを示す耐力の両者がともに高いほうが好ましい。すなわち、耐力／引張強さの比が大きいほうがよく、板の圧延方向に対して平行方向の強度と圧延方向に対して直交方向（垂直方向）の強度との差が少ないほうが好ましい。ここで、圧延方向に平行に試験片を採取したときの引張強さをＴＳＰ、耐力をＹＳＰとし、圧延方向に直交に試験片を採取したときの引張強さをＴＳＯ、耐力をＹＳＯとしたとき、上記の関係を数式で表すと以下のようになる。
（１）耐力／引張強さ（圧延方向に対して平行、圧延方向に対して直交）が０．９以上１以下
０．９≦ＹＳＰ／ＴＳＰ≦１．０
０．９≦ＹＳＯ／ＴＳＯ≦１．０
好ましくは
０．９２≦ＹＳＰ／ＴＳＰ≦１．０
０．９２≦ＹＳＯ／ＴＳＯ≦１．０
（２）圧延方向に対して平行に試験片を採取したときの引張強さ／圧延方向に対して直交に試験片を採取したときの引張強さが、０．９以上、１．１以下
０．９≦ＴＳＰ／ＴＳＯ≦１．１、好ましくは ０．９２≦ＴＳＰ／ＴＳＯ≦１．０７
（３）圧延方向に対して平行に試験片を採取したときの耐力／圧延方向に対して直交に試験片を採取したときの耐力が、０．９以上、１．１以下
０．９≦ＹＳＰ／ＹＳＯ≦１．１、好ましくは ０．９２≦ＹＳＰ／ＹＳＯ≦１．０７である。
（１）耐力／引張強さ（圧延方向に対して平行、圧延方向に対して直交）が０．９以上１以下
０．９≦ＹＳＰ／ＴＳＰ≦１．０
０．９≦ＹＳＯ／ＴＳＯ≦１．０
好ましくは
０．９２≦ＹＳＰ／ＴＳＰ≦１．０
０．９２≦ＹＳＯ／ＴＳＯ≦１．０
（２）圧延方向に対して平行に試験片を採取したときの引張強さ／圧延方向に対して直交に試験片を採取したときの引張強さが、０．９以上、１．１以下
０．９≦ＴＳＰ／ＴＳＯ≦１．１、好ましくは ０．９２≦ＴＳＰ／ＴＳＯ≦１．０７
（３）圧延方向に対して平行に試験片を採取したときの耐力／圧延方向に対して直交に試験片を採取したときの耐力が、０．９以上、１．１以下
０．９≦ＹＳＰ／ＹＳＯ≦１．１、好ましくは ０．９２≦ＹＳＰ／ＹＳＯ≦１．０７である。
これらを達成するためには、最終の冷間加工率、平均結晶粒径が、重要である。最終の冷間加工率が５％未満であると高い強度が得られず、耐力／引張強さの比が小さくなる。好ましくは、冷間加工率が１０％以上である。一方、５０％を越える加工率では、曲げ加工性、延性が悪くなる。冷間加工率が好ましくは３５％以下である。なお、後述する回復熱処理により、耐力/引張強さの比を大きく、圧延方向に対して平行方向と垂直方向の耐力の差を小さくすることができる。
なお、局部的であるが高熱による接合等が施される場合、例えば電縫管の強度は、引張強さで４２５Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、４７５Ｎ／ｍｍ２以上、耐力で、２７５Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、３２５Ｎ／ｍｍ２以上である。上記強度があれば、手すり等に使用される場合、薄肉化が達成できる。
なお、局部的であるが高熱による接合等が施される場合、例えば電縫管の強度は、引張強さで４２５Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、４７５Ｎ／ｍｍ２以上、耐力で、２７５Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは、３２５Ｎ／ｍｍ２以上である。上記強度があれば、手すり等に使用される場合、薄肉化が達成できる。
（応力緩和特性）
銅合金は、約１００℃、或いは１００℃以上の環境、例えば、自動車の炎天下の室内、エンジンルームに近い環境で、端子、コネクタ、リレーとして使用される。端子、コネクタに求められる主要な機能の１つに、高い接触圧力を有することが挙げられる。常温であれば、最大の接触圧は、材料の引張試験を行ったときの弾性限界の応力、或いは耐力の８０％である。しかしながら、１００℃以上の環境で長時間使用すると、材料は永久変形するので、弾性限界の応力、耐力の８０％に相当する応力、接触圧力では、使用できない。応力緩和試験は、耐力の８０％の応力を材料に加えた状態で、１２０℃、または、１５０℃で１０００時間保持後、応力がどれだけ緩和されたかを調べるための試験である。すなわち、約１００℃または、１００℃以上の環境で使用される場合の、実効の最大の接触圧は、耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））で現され、単に常温の耐力が高いだけでなく、前式の値が高いことが望まれる。本願では、少し導電率が低くとも、特に従来の黄銅合金に無い優れた応力緩和特性に主眼を置いているので、１５０℃、１０００時間の試験で耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））が、２７５Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用が可能であり、３００Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用に適しており、若しくは３２５Ｎ／ｍｍ２以上であれば最適であるとした。例えば、耐力が５００Ｎ／ｍｍ２である黄銅の代表的な合金７０ｍａｓｓ％Ｃｕ－３０ｍａｓｓ％Ｚｎの場合、１５０℃で、耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））の値が約７０Ｎ／ｍｍ２、同様に耐力が５５０Ｎ／ｍｍ２である９２ｍａｓｓ％Ｃｕ－８ｍａｓｓ％Ｓｎのりん青銅で、約１９０Ｎ／ｍｍ２であり、現行の実用合金では、到底満足できない。
銅合金は、約１００℃、或いは１００℃以上の環境、例えば、自動車の炎天下の室内、エンジンルームに近い環境で、端子、コネクタ、リレーとして使用される。端子、コネクタに求められる主要な機能の１つに、高い接触圧力を有することが挙げられる。常温であれば、最大の接触圧は、材料の引張試験を行ったときの弾性限界の応力、或いは耐力の８０％である。しかしながら、１００℃以上の環境で長時間使用すると、材料は永久変形するので、弾性限界の応力、耐力の８０％に相当する応力、接触圧力では、使用できない。応力緩和試験は、耐力の８０％の応力を材料に加えた状態で、１２０℃、または、１５０℃で１０００時間保持後、応力がどれだけ緩和されたかを調べるための試験である。すなわち、約１００℃または、１００℃以上の環境で使用される場合の、実効の最大の接触圧は、耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））で現され、単に常温の耐力が高いだけでなく、前式の値が高いことが望まれる。本願では、少し導電率が低くとも、特に従来の黄銅合金に無い優れた応力緩和特性に主眼を置いているので、１５０℃、１０００時間の試験で耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））が、２７５Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用が可能であり、３００Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用に適しており、若しくは３２５Ｎ／ｍｍ２以上であれば最適であるとした。例えば、耐力が５００Ｎ／ｍｍ２である黄銅の代表的な合金７０ｍａｓｓ％Ｃｕ－３０ｍａｓｓ％Ｚｎの場合、１５０℃で、耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））の値が約７０Ｎ／ｍｍ２、同様に耐力が５５０Ｎ／ｍｍ２である９２ｍａｓｓ％Ｃｕ－８ｍａｓｓ％Ｓｎのりん青銅で、約１９０Ｎ／ｍｍ２であり、現行の実用合金では、到底満足できない。
材料の目標とする強度を前記のとおりとした場合、１５０℃で１０００時間の過酷な条件の試験で、応力緩和率が２０％以下であれば、銅合金の中でも応力緩和特性に優れ、非常に高い水準であるといえる。応力緩和率が２０％を超え、２５％以下であれば、優れており、２５％を超え、３５％以下であれば、良好であり、３５％を超え５０％以下であれば、使用に問題があり、５０％を超えると、実質上、過酷な熱環境で使用することは困難といえる。一方、１２０℃で１０００時間の少しマイルドな条件の試験では、より高い性能が要望され、応力緩和率が１０％以下であれば、高い水準であるといえる。応力緩和率が１０％を超え１５％以下であれば、良好であり、１５％を超え３０％以下であれば、使用に問題があり、３０％を超えると、材料としての優位性は余りない。
次に、本発明の第１～７の実施形態に係る銅合金の製造方法について説明する。
まず、上述の成分組成とされた鋳塊を準備し、この鋳塊を熱間加工する。代表的には熱間圧延であり、熱間圧延の開始温度は、各元素を固溶状態にするために、さらにＳｎの偏析を軽減させるために、また、熱間延性の点から、７６０℃以上、８９０℃以下とする。熱間圧延の加工率は、鋳塊の粗大な鋳造組織を破壊するために、Ｓｎなどの元素の偏析を軽減するために、少なくとも、５０％以上とするのが望ましい。そして、Ｐを含有する場合、Ｐ、Ｎｉをより固溶状態にするために、これらの析出物、すなわちＮｉとＰの化合物が粗大にならないように、最終圧延終了時の温度又は６５０℃から３５０℃の温度領域を１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
そして、冷間圧延で厚みを薄くし、再結晶熱処理、すなわち焼鈍工程に進む。冷間圧延率は、最終の製品厚みにもよるが、少なくとも４０％以上、好ましくは５５％以上で、９７％以下が好ましい。熱間圧延組織を破壊するためには、５５％以上が望ましく、常温での強加工により、材料ひずみが悪くなる前に終了する。最終の目標とする結晶粒径にもよるが、焼鈍工程では、結晶粒径を３μｍ～４０μｍとするのが好ましい。具体的な、温度、時間の条件は、バッチ式の場合、４５０℃～６５０℃で、１～１０時間保持の条件で行う。または、連続焼鈍という、短時間で、高温で行う焼鈍方法が多く使用されているが、その焼鈍の場合、材料の最高到達温度が５４０℃～７９０℃、好ましくは、５６０℃～７９０℃で、「最高到達温度マイナス５０℃」の高温状態で、０．０４分間～１．０分間、好ましくは、０．０６分間～１．０分間保持する。連続焼鈍方法は、後述する回復処理熱処理でも使用される。なお、焼鈍工程、および冷間圧延工程は、すなわち、対となる冷間圧延工程と焼鈍工程は、最終の製品厚み、圧延材のひずみの状態等により、省略することができ、または、複数回実施してもよい。
次に、仕上げ前冷間圧延を行う。最終の製品厚みにもよるが、冷間圧延率は、４０％～９６％であることが望ましい。次の最終の再結晶熱処理すなわち最終の焼鈍で、より細かな、均一な結晶粒を得るためには４０％以上の加工率が必要であり、材料のひずみの関係から９６％以下、好ましくは９０％以下が好ましい。
そして、最終の焼鈍は、前記の焼鈍工程とは区別され、目的とする結晶粒の大きさにするための熱処理である。端子・コネクタ用途等の場合、目標とする平均結晶粒径は２～１０μｍであるが、強度を重視する場合、好ましくは、平均結晶粒径は２～６μｍとする。応力緩和特性を重視する場合は、好ましくは、平均結晶粒径は、３～１０μｍとする。仕上げ前の圧延率、材料の厚み、目的とする結晶粒度にもよるが、好ましい焼鈍条件としては、バッチ式の場合、３５０℃～５７０℃で、１～１０時間保持する。高温短時間焼鈍では、最高到達温度が５４０℃～７９０℃で、最高到達温度マイナス５０℃の温度で０．０４分間～１．０分間保持する。３５０℃から６００℃または最高到達温度が６００℃に満たない場合は最高到達温度までの温度領域を２℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。手すり、医療用、衛生用器具、建築用等の場合は、強度と共に加工性や材料のひずみが重要であり、目標とする平均結晶粒径は、３～２５μｍである。仕上げ前の圧延率、材料の厚み、目標とする結晶粒度にもよるが、好ましい焼鈍条件としては、バッチ式の場合、４００℃～６３０℃で、１～１０時間保持する。高温短時間焼鈍では、最高到達温度が５４０℃～７９０℃で、最高到達温度－５０℃の温度で０．０４分間～１．０分間保持する。好ましくは、最高到達温度が５６０℃～７９０℃で、最高到達温度－５０℃の温度で０．０６分間～１．０分間保持する。３５０℃から６００℃または最高到達温度が６００℃に満たない場合は最高到達温度までの温度領域を２℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
なお、平均結晶粒径を５μｍより大きくする場合、或いは、Ｐを含有し、応力緩和特性を向上させる場合は、バッチ式の焼鈍よりも、高温短時間焼鈍が好ましい。本願で規定する量のＮｉ、Ｓｎを含有させ、バッチ式で焼鈍する場合、５μｍより大きな結晶粒径にすると大きな再結晶粒と小さな再結晶粒が混在する混粒状態になり易い。特に、Ｐを含有すると、温度が上がるにつれ、ＮｉとＰの化合物が固溶し始め、一部で化合物が消滅することにより、一部の再結晶粒が異常成長し、細かな再結晶粒と混粒状態になり易くなる。一方、高温短時間焼鈍では、短時間でより高温状態にするため、均一に再結晶核の生成が行われ、再結晶粒が異常成長する時間を与えないため、混粒状態を回避できる。ＮｉとＰの化合物が存在しても、急速に高温になるため、ほぼ均一にＮｉ、Ｐの固溶、すなわちほぼ均一に化合物が消滅していくため、結晶粒成長を抑制する効果も均一に損なわれ、混粒状態にならず、概ね粒径の揃った再結晶粒で構成される。また、Ｐを含有する場合、バッチ焼鈍であると、徐冷されるため、ＮｉとＰの化合物が過剰に析出し、固溶するＮｉ、Ｐとのバランスが悪くなり、応力緩和特性が少し悪くなる。高温短時間焼鈍であると、３５０～６００℃の温度領域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するので、過剰なＮｉとＰの化合物は析出しない。
高温短時間焼鈍は、具体的には、銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備する。該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、０．０４≦ｔｍ≦１．０、５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦７００である。
特に端子・コネクタ等の用途の場合、５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、０．０４≦ｔｍ≦１．０、５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０が好ましい。最高到達温度が７９０℃を超えると、または、Ｉｔ１が６８０、特に７００を超えると、再結晶粒が大きくなり、Ｎｉ、Ｐの析出物の多くが固溶し、析出物が少なくなり過ぎる。その一方で、数少ない析出物が粗大化するため、熱処理中にβ相やγ相が析出する。これらによって、応力緩和特性が悪くなり、強度が低くなり、曲げ加工性が悪くなり、また、圧延方向に平行と垂直方向の、引張強さ、耐力、伸びなどの機械的性質の異方性が生じる恐れがある。好ましくは、Ｔｍａｘは７８０℃以下であり、Ｉｔ１は６７０以下である。一方、Ｔｍａｘが、５４０℃より低いと、または、Ｉｔ１が５００未満であると、未再結晶、或いは、再結晶しても超微細であり、２μｍより小さくなり、曲げ加工性、応力緩和特性が悪くなる。好ましくは、Ｔｍａｘは５５０℃以上であり、Ｉｔ１は、５２０以上である。但し、高温短時間の連続熱処理方法は、装置の構造上、加熱、冷却ステップが異なり、条件が多少ずれるが、前記の範囲であれば、問題とならない。
なお、平均結晶粒径を５μｍより大きくする場合、或いは、Ｐを含有し、応力緩和特性を向上させる場合は、バッチ式の焼鈍よりも、高温短時間焼鈍が好ましい。本願で規定する量のＮｉ、Ｓｎを含有させ、バッチ式で焼鈍する場合、５μｍより大きな結晶粒径にすると大きな再結晶粒と小さな再結晶粒が混在する混粒状態になり易い。特に、Ｐを含有すると、温度が上がるにつれ、ＮｉとＰの化合物が固溶し始め、一部で化合物が消滅することにより、一部の再結晶粒が異常成長し、細かな再結晶粒と混粒状態になり易くなる。一方、高温短時間焼鈍では、短時間でより高温状態にするため、均一に再結晶核の生成が行われ、再結晶粒が異常成長する時間を与えないため、混粒状態を回避できる。ＮｉとＰの化合物が存在しても、急速に高温になるため、ほぼ均一にＮｉ、Ｐの固溶、すなわちほぼ均一に化合物が消滅していくため、結晶粒成長を抑制する効果も均一に損なわれ、混粒状態にならず、概ね粒径の揃った再結晶粒で構成される。また、Ｐを含有する場合、バッチ焼鈍であると、徐冷されるため、ＮｉとＰの化合物が過剰に析出し、固溶するＮｉ、Ｐとのバランスが悪くなり、応力緩和特性が少し悪くなる。高温短時間焼鈍であると、３５０～６００℃の温度領域を２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するので、過剰なＮｉとＰの化合物は析出しない。
高温短時間焼鈍は、具体的には、銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備する。該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、０．０４≦ｔｍ≦１．０、５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦７００である。
特に端子・コネクタ等の用途の場合、５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、０．０４≦ｔｍ≦１．０、５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０が好ましい。最高到達温度が７９０℃を超えると、または、Ｉｔ１が６８０、特に７００を超えると、再結晶粒が大きくなり、Ｎｉ、Ｐの析出物の多くが固溶し、析出物が少なくなり過ぎる。その一方で、数少ない析出物が粗大化するため、熱処理中にβ相やγ相が析出する。これらによって、応力緩和特性が悪くなり、強度が低くなり、曲げ加工性が悪くなり、また、圧延方向に平行と垂直方向の、引張強さ、耐力、伸びなどの機械的性質の異方性が生じる恐れがある。好ましくは、Ｔｍａｘは７８０℃以下であり、Ｉｔ１は６７０以下である。一方、Ｔｍａｘが、５４０℃より低いと、または、Ｉｔ１が５００未満であると、未再結晶、或いは、再結晶しても超微細であり、２μｍより小さくなり、曲げ加工性、応力緩和特性が悪くなる。好ましくは、Ｔｍａｘは５５０℃以上であり、Ｉｔ１は、５２０以上である。但し、高温短時間の連続熱処理方法は、装置の構造上、加熱、冷却ステップが異なり、条件が多少ずれるが、前記の範囲であれば、問題とならない。
最終焼鈍後、仕上げ圧延が実施される。結晶粒度、目標とする強度、曲げ加工性によって仕上げ圧延率が異なるが、本願が目的とする曲げ加工性と強度のバランスがよいことであるから、端子、コネクタ等の用途においては、仕上げ圧延率は、５～５０％が望ましい。５％未満であると、結晶粒度が２～３μｍで微細であっても、高強度、特に高い耐力を得ることが困難で、１０％以上が好ましい。一方、圧延率が高くなるにしたがって、加工硬化により強度が高くなるが、延性、曲げ加工性が悪くなる。結晶粒の大きさが大きい場合であっても、圧延率が５０％を超えると延性、曲げ加工性が悪くなる。圧延率が好ましくは４０％以下、より好ましくは３５％以下である。
最終仕上げ圧延後、ひずみの状態をよくするために、テンションレベラーで矯正することもある。さらに、端子、コネクタ等の用途に使用される場合、圧延材の最高到達温度が１５０℃～５８０℃で、最高到達温度マイナス５０℃の温度で、０．０２分～１００分間で保持する再結晶を伴わない回復熱処理を施す。この低温の熱処理により、応力緩和特性、弾性限、導電率、機械的性質、延性、ばね限界値が良くなる。なお、仕上げ圧延後、板材或いは、製品に成形後、前記条件に相当する熱条件が加わる溶融Ｓｎめっき、またはリフローＳｎめっき工程を施す場合、回復熱処理を省略することもできる。
具体的な回復熱処理工程は、高温-短時間の連続熱処理によって製造される。銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備する。該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）とし、１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、０．０２≦ｔｍ２≦１００、１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０である。Ｔｍａｘ２が５８０℃を超えると、または、Ｉｔ２が３９０を超えると、軟化が進み、場合によっては一部で再結晶が生成し、強度が低くなる。好ましくは、Ｔｍａｘ２が５５０℃以下であり、または、Ｉｔ２は、３８０以下である。Ｔｍａｘ２が１５０℃より低いと、または、Ｉｔ２が１２０未満であると、応力緩和特性の向上の度合いが小さい。最適には、Ｔｍａｘ２が２５０℃以上であり、または、Ｉｔ２は、２４０以上である。但し、高温短時間の連続熱処理方法は、装置の構造上、加熱、冷却ステップが異なり、条件が多少ずれるが、前記の範囲であれば、問題とならない。
なお、本実施形態の銅合金は、熱間圧延を省略して、鋳塊を冷間圧延と焼鈍の繰り返し、および回復熱処理により、得ることもできる。具体的には、連続鋳造により、厚み１０ｍｍ～２５ｍｍの薄板の鋳物を作り、必要であれば、６５０℃～８５０℃で１～２４時間の均質化焼鈍し、１回または、複数回の、対となる冷間圧延と焼鈍と、により鋳物の金属組織を破壊し、再結晶組織とする。以後、前記と同様の仕上げ前圧延、最終の焼鈍、最終仕上げ圧延、そして前記の回復熱処理を行うことにより、熱間圧延で製作したものとほぼ同等の特性の板材が得られる。なお、本明細書においては、加工される銅合金材料の再結晶温度より低い温度で行われる加工を冷間加工、再結晶温度より高い温度で行われる加工を熱間加工とし、それらがロールによって成形される加工を各々、冷間圧延、熱間圧延と定義する。また、再結晶は、一つの結晶組織から別の結晶組織への変化あるいは、加工によって生じるひずみの存在する組織から、新しい、歪みのない結晶組織へ形成されることと定義される。
具体的な回復熱処理工程は、高温-短時間の連続熱処理によって製造される。銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備する。該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）とし、１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、０．０２≦ｔｍ２≦１００、１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０である。Ｔｍａｘ２が５８０℃を超えると、または、Ｉｔ２が３９０を超えると、軟化が進み、場合によっては一部で再結晶が生成し、強度が低くなる。好ましくは、Ｔｍａｘ２が５５０℃以下であり、または、Ｉｔ２は、３８０以下である。Ｔｍａｘ２が１５０℃より低いと、または、Ｉｔ２が１２０未満であると、応力緩和特性の向上の度合いが小さい。最適には、Ｔｍａｘ２が２５０℃以上であり、または、Ｉｔ２は、２４０以上である。但し、高温短時間の連続熱処理方法は、装置の構造上、加熱、冷却ステップが異なり、条件が多少ずれるが、前記の範囲であれば、問題とならない。
なお、本実施形態の銅合金は、熱間圧延を省略して、鋳塊を冷間圧延と焼鈍の繰り返し、および回復熱処理により、得ることもできる。具体的には、連続鋳造により、厚み１０ｍｍ～２５ｍｍの薄板の鋳物を作り、必要であれば、６５０℃～８５０℃で１～２４時間の均質化焼鈍し、１回または、複数回の、対となる冷間圧延と焼鈍と、により鋳物の金属組織を破壊し、再結晶組織とする。以後、前記と同様の仕上げ前圧延、最終の焼鈍、最終仕上げ圧延、そして前記の回復熱処理を行うことにより、熱間圧延で製作したものとほぼ同等の特性の板材が得られる。なお、本明細書においては、加工される銅合金材料の再結晶温度より低い温度で行われる加工を冷間加工、再結晶温度より高い温度で行われる加工を熱間加工とし、それらがロールによって成形される加工を各々、冷間圧延、熱間圧延と定義する。また、再結晶は、一つの結晶組織から別の結晶組織への変化あるいは、加工によって生じるひずみの存在する組織から、新しい、歪みのない結晶組織へ形成されることと定義される。
特に、端子、コネクタ、リレー等の用途において、最終仕上げ圧延後、圧延材の温度を１５０℃～５８０℃で、実質的に０．０２分～１００分間保持することにより、応力緩和特性が向上する。仕上げ圧延後、板材或いは、製品に成形後、前記条件に相当する熱条件が加わるＳｎめっき工程を施す予定があれば、回復熱処理を省略することもできる。溶融ＳｎめっきやリフローＳｎめっき等のＳｎめっき工程において、約１５０℃～約３００℃で、短時間であるが圧延材、場合によっては端子、コネクタに成形後、加熱される。このＳｎめっき工程は、回復熱処理後に行っても、回復熱処理後の特性にほとんど影響を与えない。一方で、Ｓｎめっき工程の加熱工程は、回復熱処理工程の代替の工程になる。
この回復熱処理工程は、再結晶を伴わず、低温又は短時間の回復熱処理により、材料の弾性限、応力緩和特性、ばね限界値、及び伸びを向上させ、また、冷間圧延により低下した導電率を回復させるための熱処理である。
この回復熱処理工程は、再結晶を伴わず、低温又は短時間の回復熱処理により、材料の弾性限、応力緩和特性、ばね限界値、及び伸びを向上させ、また、冷間圧延により低下した導電率を回復させるための熱処理である。
一方、Ｚｎを１７ｍａｓｓ％以上含有する一般のＣｕ－Ｚｎ合金の場合、１０％以上の加工率で冷間加工された圧延材を低温焼鈍すると、低温焼鈍硬化により硬くなり、脆くなる。１０分間保持の条件で回復熱処理を行うと、１５０～２００℃で硬化し、約２５０℃を境に急激に軟化、一部で再結晶が開始し、約３００℃で再結晶し、元の圧延材の耐力の約５０～６５％の耐力にまで強度が低下する。このように狭い温度の中で、機械的性質が変化する。
本実施形態である銅合金に含有されるＮｉ、Ｓｎ等の効果により、最終仕上げ圧延後、例えば、約２００℃で１０分間保持すると、低温焼鈍硬化により少し強度が高くなるが、約３００℃で１０分間保持すると、概ね元の圧延材の強度に戻り、延性が向上する。ここで、低温焼鈍の硬化の度合いが大きいと、Ｃｕ－Ｚｎ合金と同様、材料は脆くなる。それを避けるためにも、仕上げ圧延率は、５０％以下がよく、好ましくは、４０％以下であり、より好ましくは、３５％以下である。なお、高い強度を得るためには、圧延率を少なくとも５％以上、好ましくは１０％以上である。結晶粒度は、２μｍ以上がよく、より好ましくは、３μｍ以上である。高い強度、強度と延性のバランスをよくするためには、結晶粒度は１０μｍ以下、好ましくは８μｍ以下にする。
さらに、圧延のままの状態であると、圧延方向に垂直方向の耐力が低いが、本回復熱処理により、延性を損なわずに寧ろ向上させ、圧延方向に垂直方向の耐力を向上させることができる。この効果により、圧延方向に垂直方向の引張強さと耐力の差が約１０％であったものが、１０％より小さくなり、圧延方向に平行方向と垂直方向の、引張強さ、または耐力の差が、約１０％あったものが、共に、１０％より小さくなり、異方性の小さい材料になる。
以上のように、本発明の第１～６の実施形態に係る銅合金においては、耐変色性に優れ、強度が高く、曲げ加工性がよく、耐変色性に優れ、応力緩和特性に優れ、耐応力腐食割れ性も良好である。これらの特性から、安いメタルコスト、低い合金密度等のコストパフォーマンスに優れた、コネクタ、端子、リレー、スイッチ、ばね、ソケット等電子・電気機器部品、自動車部品、手すり、ドアハンドル、エレベータパネル、給排水衛生設備・器具などの装飾・建築用金具・部材、医療用器具等の好適素材となる。また、耐変色性が良いので、一部で端子、コネクタ用途、装飾・建築用、衛生設備等でめっきを省略することも可能となる。さらに、手すり、ドアハンドル、エレベータの内壁材、給排水衛生設備・器具などの装飾・建築用金具・部材、医療用器具等の用途において、銅の持つ抗菌作用を最大限に活かせることができる。
さらに、平均結晶粒径が２～１０μｍで、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、円形又は楕円形の析出物が存在し、該析出物の平均粒子径が３～１８０ｎｍであると、より一層、強度、強度と曲げ加工性のバランスが優れ、応力緩和特性、特に１５０℃の実効応力が高くなる。そのため、過酷な環境で使用される、コネクタ、端子、リレー、スイッチ、ばね、ソケット等電子・電気機器部品、自動車部品の好適素材となる。
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。
以下、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果を示す。なお以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成、プロセス、条件が本発明の技術的範囲を限定するものでない。
上述した本発明の第１～６の実施形態に係る銅合金及び比較用の組成の銅合金を用い、製造工程を変えて試料を作製した。銅合金の組成を表１～４に示す。また、製造工程を表５に示す。なお、表１～４には、上述した実施形態に示す組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６を示している。
上述した本発明の第１～６の実施形態に係る銅合金及び比較用の組成の銅合金を用い、製造工程を変えて試料を作製した。銅合金の組成を表１～４に示す。また、製造工程を表５に示す。なお、表１～４には、上述した実施形態に示す組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６を示している。
製造工程Ａ（Ａ１－１～Ａ１－４，Ａ２－１～Ａ２－１０、Ａ３－１）は、内容積５トンの低周波溶解炉で原料を溶解し、半連続鋳造で断面が厚み１９０ｍｍ、幅６３０ｍｍの鋳塊を製造した。鋳塊は、各々長さ１．５ｍに切断し、その後、熱間圧延工程（板厚１３ｍｍ）―冷却工程－ミーリング工程（板厚１２ｍｍ）―冷間圧延工程を行った。
熱間圧延工程での熱間圧延開始温度は８２０℃とし、板厚１３ｍｍまで熱間圧延した後、冷却工程でシャワー水冷した。冷却工程での平均冷却速度は、最終の熱間圧延後の圧延材温度、又は、圧延材の温度が６５０℃のときから３５０℃までの温度領域での冷却速度とし、圧延板の後端において測定した。測定した平均冷却速度は３℃／秒であった。
熱間圧延工程での熱間圧延開始温度は８２０℃とし、板厚１３ｍｍまで熱間圧延した後、冷却工程でシャワー水冷した。冷却工程での平均冷却速度は、最終の熱間圧延後の圧延材温度、又は、圧延材の温度が６５０℃のときから３５０℃までの温度領域での冷却速度とし、圧延板の後端において測定した。測定した平均冷却速度は３℃／秒であった。
工程Ａ１－１～Ａ１－４は、冷間圧延（板厚２．５ｍｍ）―焼鈍工程（５８０℃、４時間保持）―冷間圧延（板厚０．９ｍｍ）―焼鈍工程（５００℃、４時間保持）―仕上げ前圧延工程（板厚０．３６ｍｍ、冷間加工率６０％）―最終焼鈍工程（最終の再結晶熱処理工程）－仕上げ冷間圧延工程（板厚０．３ｍｍ、冷間加工率１７％）－回復熱処理工程を行なった。
工程Ａ１－１～３の最終焼鈍は、（４２５℃、４時間保持）のバッチ焼鈍で行った。工程Ａ１－１は、回復熱処理を、実験室においてバッチ式（３００℃で３０分間保持）の条件で行った。工程Ａ１－２は、回復熱処理を実操業ラインの連続の高温短時間焼鈍方法で、圧延材の最高到達温度Ｔｍａｘ（℃）と、圧延材の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間ｔｍ（ｍｉｎ）とを（Ｔｍａｘ（℃）‐ｔｍ（ｍｉｎ、または分）で表すと、（４５０℃‐０．０５分）の条件で行った。工程Ａ１－３の回復熱処理は、後述する熱処理を実験室において、（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）の条件で実施した。工程Ａ１－４は、最終焼鈍を高温短時間焼鈍方法の（６９０℃‐０．１４分）、回復熱処理を（４５０℃‐０．０５分）の条件で行った。
工程Ａ１－１～３の最終焼鈍は、（４２５℃、４時間保持）のバッチ焼鈍で行った。工程Ａ１－１は、回復熱処理を、実験室においてバッチ式（３００℃で３０分間保持）の条件で行った。工程Ａ１－２は、回復熱処理を実操業ラインの連続の高温短時間焼鈍方法で、圧延材の最高到達温度Ｔｍａｘ（℃）と、圧延材の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間ｔｍ（ｍｉｎ）とを（Ｔｍａｘ（℃）‐ｔｍ（ｍｉｎ、または分）で表すと、（４５０℃‐０．０５分）の条件で行った。工程Ａ１－３の回復熱処理は、後述する熱処理を実験室において、（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）の条件で実施した。工程Ａ１－４は、最終焼鈍を高温短時間焼鈍方法の（６９０℃‐０．１４分）、回復熱処理を（４５０℃‐０．０５分）の条件で行った。
工程Ａ２－１～Ａ２－１０は、焼鈍工程を１回とし、冷間圧延（板厚１ｍｍ）―焼鈍工程―仕上げ前圧延工程（工程Ａ２－１～Ａ２－４、Ａ２－１０は、板厚０．３６ｍｍ、冷間加工率６４％、工程Ａ２－５～工程Ａ２－９は板厚０．４ｍｍ、冷間加工率６０％）―最終焼鈍工程－仕上げ冷間圧延工程（工程Ａ２－１～Ａ２－４、Ａ２－１０は、板厚０．３ｍｍ、冷間加工率１７％、工程Ａ２－５～工程Ａ２－９は、板厚０．３ｍｍ、冷間加工率２５％）－回復熱処理工程を行なった。
工程Ａ２－１～Ａ２－６、Ａ２－９の焼鈍工程は、（５１０℃、４時間保持）の条件で、工程Ａ２－７、Ａ２－８、Ａ２－１０は、高温短時間焼鈍方法で、（６７０℃－０．２４分）の条件で行った。
工程Ａ２－１の最終焼鈍は、（４２５℃、４時間保持）のバッチ焼鈍で行い、工程Ａ２－２、３、４は、連続の高温短時間焼鈍方法の（６７０℃－０．０９分）で、工程Ａ２－５、Ａ２－６は、（６９０℃－０．１４分）で、工程Ａ２－７は、（７０５℃－０．１８分）で、工程Ａ２－８は、（７７０℃－０．２５分）、工程Ａ２－１０は、（６２０℃－０．０５分）、工程Ａ２－９は、バッチ焼鈍の（５８０℃－４時間保持）の条件で、行った。
なお、実施した連続の高温短時間焼鈍方法で、６００℃または、最高到達温度が６００℃以下の場合は最高到達温度から３５０℃の温度範囲での平均冷却速度は、条件によって多少異なるが、３℃～１８℃/秒であった。
工程Ａ２－１、２、５、７～１０の回復熱処理を連続の高温短時間焼鈍の（４５０℃‐０．０５分）、工程Ａ２－３を実験室において（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）、工程Ａ２－６を実験室において（２５０℃‐０．１５ｍｉｎ）の条件で行った。工程Ａ２－４については、回復熱処理を行わなかった。
なお、前記、高温短時間焼鈍条件（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）または、（２５０℃‐０．１５ｍｉｎ）は、回復熱処理工程の代わりに溶融Ｓｎめっき工程に相当する条件として、ＪＩＳ Ｋ ２２４２：２０１２、ＪＩＳ ３種に規定される熱処理油をそれぞれ３００℃、２５０℃に加熱した２リットルの油浴槽中に、仕上げ圧延材をそれぞれ０．０７分間、０．１５分間完全に浸漬する方法で実施した。
工程Ａ２－１～Ａ２－６、Ａ２－９の焼鈍工程は、（５１０℃、４時間保持）の条件で、工程Ａ２－７、Ａ２－８、Ａ２－１０は、高温短時間焼鈍方法で、（６７０℃－０．２４分）の条件で行った。
工程Ａ２－１の最終焼鈍は、（４２５℃、４時間保持）のバッチ焼鈍で行い、工程Ａ２－２、３、４は、連続の高温短時間焼鈍方法の（６７０℃－０．０９分）で、工程Ａ２－５、Ａ２－６は、（６９０℃－０．１４分）で、工程Ａ２－７は、（７０５℃－０．１８分）で、工程Ａ２－８は、（７７０℃－０．２５分）、工程Ａ２－１０は、（６２０℃－０．０５分）、工程Ａ２－９は、バッチ焼鈍の（５８０℃－４時間保持）の条件で、行った。
なお、実施した連続の高温短時間焼鈍方法で、６００℃または、最高到達温度が６００℃以下の場合は最高到達温度から３５０℃の温度範囲での平均冷却速度は、条件によって多少異なるが、３℃～１８℃/秒であった。
工程Ａ２－１、２、５、７～１０の回復熱処理を連続の高温短時間焼鈍の（４５０℃‐０．０５分）、工程Ａ２－３を実験室において（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）、工程Ａ２－６を実験室において（２５０℃‐０．１５ｍｉｎ）の条件で行った。工程Ａ２－４については、回復熱処理を行わなかった。
なお、前記、高温短時間焼鈍条件（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）または、（２５０℃‐０．１５ｍｉｎ）は、回復熱処理工程の代わりに溶融Ｓｎめっき工程に相当する条件として、ＪＩＳ Ｋ ２２４２：２０１２、ＪＩＳ ３種に規定される熱処理油をそれぞれ３００℃、２５０℃に加熱した２リットルの油浴槽中に、仕上げ圧延材をそれぞれ０．０７分間、０．１５分間完全に浸漬する方法で実施した。
工程Ａ３－１は、ミーリング材を、１ｍｍまで冷間圧延を行い、平均結晶粒径が１０～１８μｍになるよう連続の高温短時間焼鈍方法で（６８０℃－０．３分）の条件で実施した。そのコイルを幅８６ｍｍにスリットし、溶接管の製造は素条（幅８６ｍｍ×厚み１ｍｍの焼鈍材）を送り速度６０ｍ／ｍｉｎで材料の供給を行い、複数個のロールにより円形に塑性加工させた。円筒状となった材料を高周波誘導加熱コイルにより加熱し、素条の両端を付き合わせることにより接合した。その接合部分のビード部分はバイト（切削刃具）による切削加工で除去することにより、直径２５．４ｍｍ、肉厚１．０８ｍｍの溶接管を得た。肉厚の変化から、溶接管に成形する際に、実質上数パーセントの冷間加工が施されている。
また、製造工程Ｂは、実験設備を用い、次のように行った。
製造工程Ａの鋳塊から厚み３０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１９０ｍｍの実験室用の鋳塊を切り出した。その鋳塊を、熱間圧延工程（板厚６ｍｍ）―冷却工程（空冷）－酸洗工程―圧延工程―焼鈍工程―仕上げ前圧延工程（厚み０．３６ｍｍ）―再結晶熱処理工程－仕上げ冷間圧延工程（板厚０．３ｍｍ、加工率１７％）－回復熱処理工程を行なった。
熱間圧延工程は、８３０℃に鋳塊を加熱し、厚み６ｍｍにまで熱間圧延した。冷却工程での冷却速度（熱間圧延後の圧延材温度、又は、圧延材の温度が６５０℃のときから３５０℃までの冷却速度）は、５℃／秒であり、冷却工程後に表面を酸洗した。
製造工程Ａの鋳塊から厚み３０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１９０ｍｍの実験室用の鋳塊を切り出した。その鋳塊を、熱間圧延工程（板厚６ｍｍ）―冷却工程（空冷）－酸洗工程―圧延工程―焼鈍工程―仕上げ前圧延工程（厚み０．３６ｍｍ）―再結晶熱処理工程－仕上げ冷間圧延工程（板厚０．３ｍｍ、加工率１７％）－回復熱処理工程を行なった。
熱間圧延工程は、８３０℃に鋳塊を加熱し、厚み６ｍｍにまで熱間圧延した。冷却工程での冷却速度（熱間圧延後の圧延材温度、又は、圧延材の温度が６５０℃のときから３５０℃までの冷却速度）は、５℃／秒であり、冷却工程後に表面を酸洗した。
工程Ｂ１－１～Ｂ１－３は、焼鈍工程が１回で、圧延工程で０．９ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍工程の条件を（５１０℃、４時間保持）で行い、仕上げ前圧延工程で、０．３６ｍｍまで冷間圧延した。最終焼鈍を工程Ｂ１－１は（４２５℃、４時間保持）、工程Ｂ１－２、Ｂ１－３は（６７０℃‐０．０９分）の条件で行い、０．３ｍｍに仕上げ圧延を行った。そして回復熱処理を工程Ｂ１－１は（４５０℃‐０．０５分）、工程Ｂ１－２は（３００℃‐０．０７ｍｉｎ）、工程Ｂ１－３は（３００℃、３０分保持）の条件で行った。
工程Ｂ２－１は、焼鈍工程を省略した。酸洗後の厚み６ｍｍの板材を、仕上げ前圧延工程で、０．３６ｍｍまで冷間圧延し（加工率９４％）、最終焼鈍を（４２５℃、４時間保持）の条件で行い、０．３ｍｍに仕上げ圧延、さらに回復熱処理を（３００℃、３０分保持）の条件で行った。
工程Ｂ２－１は、焼鈍工程を省略した。酸洗後の厚み６ｍｍの板材を、仕上げ前圧延工程で、０．３６ｍｍまで冷間圧延し（加工率９４％）、最終焼鈍を（４２５℃、４時間保持）の条件で行い、０．３ｍｍに仕上げ圧延、さらに回復熱処理を（３００℃、３０分保持）の条件で行った。
工程Ｂ３－１、Ｂ３－２は、熱間圧延を行わず、冷間圧延と焼鈍の繰り返しで実施した。厚み３０ｍｍの鋳塊を７２０℃、４時間で均質化焼鈍し、６ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍工程を（６２０℃、４時間保持）の条件で行い、０．９ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍工程を（５１０℃、４時間保持）の条件で行い、０．３６ｍｍまで冷間圧延した。最終焼鈍を工程Ｂ３－１は（４２５℃、４時間保持）、工程Ｂ３－２は（６７０℃‐０．０９分）の条件で行い、０．３ｍｍに仕上げ冷間圧延、そして、回復熱処理を（３００℃、３０分保持）の条件で行った。
製造工程Ｂにおいて、製造工程Ａで、実操業の連続焼鈍ライン等で行う短時間の熱処理に相当する工程は、ソルトバスに圧延材を浸漬することにより代用した。最高到達温度をソルトバスの液温度とし、浸漬時間を保持時間とし、浸漬後空冷した。なお、ソルト（溶液）は、ＢａＣｌ、ＫＣｌ、ＮａＣｌの混合物を使用した。
製造工程Ｂにおいて、製造工程Ａで、実操業の連続焼鈍ライン等で行う短時間の熱処理に相当する工程は、ソルトバスに圧延材を浸漬することにより代用した。最高到達温度をソルトバスの液温度とし、浸漬時間を保持時間とし、浸漬後空冷した。なお、ソルト（溶液）は、ＢａＣｌ、ＫＣｌ、ＮａＣｌの混合物を使用した。
さらに、実験室テストとして工程Ｃ（Ｃ１、Ｃ１Ａ）を次のように行なった。実験室の電気炉で所定の成分になるように溶解、鋳造し、厚み３０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１９０ｍｍの試験用鋳塊を得た。以後、前述の工程Ｂ１－１と同じプロセスで製作した。８３０℃に鋳塊を加熱し、厚み６ｍｍにまで熱間圧延した。熱間圧延後に、圧延材の温度が熱間圧延後の圧延材温度、又は、６５０℃のときから３５０℃までの温度範囲を冷却速度５℃／秒で冷却した。冷却後に表面を酸洗し、圧延工程で０．９ｍｍまで冷間圧延した。冷間圧延後に焼鈍工程を５１０℃、４時間の条件で行い、次の圧延工程で０．３６ｍｍに冷間圧延した。最終焼鈍条件を工程Ｃ１は（４２５℃、４時間保持）、工程Ｃ１Ａは（６７０℃‐０．０９分）で行い、仕上げ冷間圧延で０．３ｍｍに冷間圧延（冷間加工率：１７％）し、回復熱処理を（３００℃、３０分保持）の条件で行った。
なお、工程Ｃ２は、比較材の工程であり、材料の特性から、最終の平均結晶粒径が１０μｍ以下で、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ２程度になるよう、厚みおよび熱処理条件を変更して行った。酸洗後、１ｍｍに冷間圧延、焼鈍工程を４３０℃、４時間の条件で行い、圧延工程で０．４ｍｍに冷間圧延した。最終焼鈍条件は、３８０℃、４時間保持し、仕上げ冷間圧延で０．３ｍｍに冷間圧延（冷間加工率：２５％）し、回復熱処理を（２３０℃、３０分保持）の条件で行った。
りん青銅については、引張強さが約６４０Ｎ／ｍｍ２を有する市販のＳｎを８ｍａｓｓ％含有した、厚み０．３ｍｍのＣ５２１０を準備した。
上述した方法により作成した銅合金の金属組織を観察して平均結晶粒径、β相、γ相の占める割合を測定した。また、ＴＥＭにより析出物の平均粒径を測定した。さらに、銅合金の特性評価として、導電率、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、引張強度、耐力、伸び、曲げ加工性、耐変色試験、抗菌試験を実施し、測定した。
上述した方法により作成した銅合金の金属組織を観察して平均結晶粒径、β相、γ相の占める割合を測定した。また、ＴＥＭにより析出物の平均粒径を測定した。さらに、銅合金の特性評価として、導電率、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、引張強度、耐力、伸び、曲げ加工性、耐変色試験、抗菌試験を実施し、測定した。
＜組織観察＞
結晶粒の平均粒径の測定は、３００倍、６００倍、及び１５０倍等の金属顕微鏡写真で結晶粒の大きさに応じ、適宜倍率を選定し、ＪＩＳ Ｈ ０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法の求積法に準じて測定した。なお、双晶は結晶粒とはみなさない。なお、平均結晶粒径の算出方法は求積法（ＪＩＳ Ｈ ０５０１）による。
なお、１つの結晶粒は、圧延により伸ばされるが、結晶粒の体積は、圧延によってほとんど変化することは無い。板材を圧延方向に平行に切断した断面において、求積法によって測定された平均結晶粒径により、再結晶段階での平均結晶粒径を推定することが可能である。
結晶粒の平均粒径の測定は、３００倍、６００倍、及び１５０倍等の金属顕微鏡写真で結晶粒の大きさに応じ、適宜倍率を選定し、ＪＩＳ Ｈ ０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法の求積法に準じて測定した。なお、双晶は結晶粒とはみなさない。なお、平均結晶粒径の算出方法は求積法（ＪＩＳ Ｈ ０５０１）による。
なお、１つの結晶粒は、圧延により伸ばされるが、結晶粒の体積は、圧延によってほとんど変化することは無い。板材を圧延方向に平行に切断した断面において、求積法によって測定された平均結晶粒径により、再結晶段階での平均結晶粒径を推定することが可能である。
各材料のα相率は、３００倍（視野８９×１２７ｍｍの顕微鏡写真）の金属顕微鏡写真で判断した。アンモニア水と過酸化水素の混合液を用いてエッチングし、金属顕微鏡で観察した時、α相は薄い黄色、β相はα相より濃い黄色、γ相は水色、酸化物および非金属介在物は灰色、粗大な金属化合物はγ相より青みを帯びた水色若しくは青色に見える。そのため、α、β、γ各相の区別は、非金属介在物等も含め容易である。前記のとおり、α、β、γ各相の区別は、非金属介在物等も含め容易である。その観察した金属組織を画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」を用い、β相およびγ相について２値化の処理を行ない、金属組織全体の面積に対するβ相、およびγ相の面積の割合を面積率とした。金属組織は３視野の測定を行い、それぞれの面積率の平均値を算出した。電縫管については、接合部、接合部と熱影響部の境界から１ｍｍ熱影響部に入った熱影響部、そして母材の任意の個所で、各々３視野で行い、それらの平均値の合計を３で除した。
＜析出物＞
析出物の平均粒径は次のようにして求めた。１５０，０００倍（検出限界は、２ｎｍ）のＴＥＭによる透過電子像を画像解析ソフト「Ｗｉｎ ＲＯＯＦ」を用いて析出物のコントラストを楕円近似し、長軸と短軸の相乗平均値を視野内の中の全ての析出粒子に対して求め、その平均値を平均粒子径とした。析出物の平均粒径が約５ｎｍより小さいものについては、７５０，０００倍（検出限界は、０．５ｎｍ）で、析出物の平均粒径が約５０ｎｍより大きいものについては、５０，０００倍（検出限界は、６ｎｍ）で行った。透過型電子顕微鏡の場合、冷間加工材では転位密度が高いので析出物の情報を正確に把握することは難しい。また、析出物の大きさは、冷間加工によっては変化しないので、今回の観察は、仕上げ冷間圧延工程前、およびの再結晶熱処理工程後の再結晶部分を観察した。測定位置は、圧延材の表面、裏面の両面から板厚の１／４の長さの入った２箇所とし、２箇所の測定値を平均した。
析出物の平均粒径は次のようにして求めた。１５０，０００倍（検出限界は、２ｎｍ）のＴＥＭによる透過電子像を画像解析ソフト「Ｗｉｎ ＲＯＯＦ」を用いて析出物のコントラストを楕円近似し、長軸と短軸の相乗平均値を視野内の中の全ての析出粒子に対して求め、その平均値を平均粒子径とした。析出物の平均粒径が約５ｎｍより小さいものについては、７５０，０００倍（検出限界は、０．５ｎｍ）で、析出物の平均粒径が約５０ｎｍより大きいものについては、５０，０００倍（検出限界は、６ｎｍ）で行った。透過型電子顕微鏡の場合、冷間加工材では転位密度が高いので析出物の情報を正確に把握することは難しい。また、析出物の大きさは、冷間加工によっては変化しないので、今回の観察は、仕上げ冷間圧延工程前、およびの再結晶熱処理工程後の再結晶部分を観察した。測定位置は、圧延材の表面、裏面の両面から板厚の１／４の長さの入った２箇所とし、２箇所の測定値を平均した。
＜導電率＞
導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ Ｄ２．０６８）を用いた。なお、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。
導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ Ｄ２．０６８）を用いた。なお、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。
＜応力緩和特性＞
応力緩和率の測定は、次のように行なった。供試材の応力緩和試験には片持ち梁ねじ式治具を使用した。圧延方向に対して、平行および垂直の２つから採取し、試験片の形状は、板厚０．３ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍとした。供試材への負荷応力は０．２％耐力の８０％とし、１５０℃および１２０℃の雰囲気中に１０００時間暴露した。応力緩和率は、
応力緩和率＝（開放後の変位／応力負荷時の変位）×１００（％）
として求め、圧延方向に対して、平行および垂直の２つから採取した試験片の平均値を採用した。本発明は、高濃度を含有するＣｕ－Ｚｎ合金であっても、特に応力緩和性に優れることを目指している。そのため、１５０℃での応力緩和率が２５％以下であれば、応力緩和特性に優れ、２５％を超え３５％以下は、応力緩和特性が良好であり、３５％を超え５０％以下は、使用に問題があり、５０％を超えるものは、使用に困難なレベルであり、特に、７０％を超えるものは、高温環境での使用に大きな問題があり、「不可」である。
応力緩和率の測定は、次のように行なった。供試材の応力緩和試験には片持ち梁ねじ式治具を使用した。圧延方向に対して、平行および垂直の２つから採取し、試験片の形状は、板厚０．３ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍとした。供試材への負荷応力は０．２％耐力の８０％とし、１５０℃および１２０℃の雰囲気中に１０００時間暴露した。応力緩和率は、
応力緩和率＝（開放後の変位／応力負荷時の変位）×１００（％）
として求め、圧延方向に対して、平行および垂直の２つから採取した試験片の平均値を採用した。本発明は、高濃度を含有するＣｕ－Ｚｎ合金であっても、特に応力緩和性に優れることを目指している。そのため、１５０℃での応力緩和率が２５％以下であれば、応力緩和特性に優れ、２５％を超え３５％以下は、応力緩和特性が良好であり、３５％を超え５０％以下は、使用に問題があり、５０％を超えるものは、使用に困難なレベルであり、特に、７０％を超えるものは、高温環境での使用に大きな問題があり、「不可」である。
一方、１２０℃で１０００時間の少しマイルドな条件の試験では、さらに高い性能が要望され、応力緩和率が、１０％以下であれば、高い水準であるものとして「評価Ａ」とし、１０％を超え、１５％以下であれば、良好であるものとして「評価Ｂ」とし、１５％を超え、３０％以下であれば、使用に問題があり、３０％を超えると、実質上、マイルドであっても材料としての大きな優位性はなくなる。本願においては、特に応力緩和に優れることを目標としているので、応力緩和率が１５％を超えるものは、「評価Ｃ」とした。
一方、実効の最大の接触圧は、耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））で現される。本発明合金は、単に常温の耐力が高い、または、応力緩和率が低いだけでなく、前式の値が高いことが重要である。１５０℃の試験で耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））が、２７５Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用が可能であり、３００Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用に適しており、３２５Ｎ／ｍｍ２以上であれば最適である。なお、本願では、Ｚｎを多量に含有する黄銅の端子・コネクタ等の用途で、過酷な高温環境に耐える、耐変色性と同時に、優れた応力緩和特性を目指すものであることから、１２０℃、および１５０℃、１０００時間での応力緩和率、または実効の応力において高い水準を目指した。本願では、耐力、応力緩和率ともに、圧延方向に対して、平行および垂直の２つから採取した試験片の平均値を採用している。耐力、および応力緩和特性は、スリッター後のスリッター幅の関係から、つまり、幅が６０ｍｍより小さい場合、圧延方向に９０度（垂直）をなす方向から採取できない場合がある。その場合、試験片は圧延方向に０度（平行）方向のみで、応力緩和特性、および実効の最大の接触圧（実効応力）を評価するものとする。
なお、試験Ｎｏ．３１、３４、３６（合金Ｎｏ．３）、及び試験Ｎｏ．５０、５４、５４Ａ（合金Ｎｏ．４）において、圧延方向に９０度（垂直）をなす方向及び圧延方向に０度（平行）方向での応力緩和試験の結果から算出した実効応力と、圧延方向に０度（平行）方向のみでの応力緩和試験の結果から算出した実効応力と、圧延方向に９０度（垂直）方向のみでの応力緩和試験の結果から算出した実効応力とで大きな差がないことを確認した。
一方、実効の最大の接触圧は、耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））で現される。本発明合金は、単に常温の耐力が高い、または、応力緩和率が低いだけでなく、前式の値が高いことが重要である。１５０℃の試験で耐力×８０％×（１００％－応力緩和率（％））が、２７５Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用が可能であり、３００Ｎ／ｍｍ２以上あれば、高温状態での使用に適しており、３２５Ｎ／ｍｍ２以上であれば最適である。なお、本願では、Ｚｎを多量に含有する黄銅の端子・コネクタ等の用途で、過酷な高温環境に耐える、耐変色性と同時に、優れた応力緩和特性を目指すものであることから、１２０℃、および１５０℃、１０００時間での応力緩和率、または実効の応力において高い水準を目指した。本願では、耐力、応力緩和率ともに、圧延方向に対して、平行および垂直の２つから採取した試験片の平均値を採用している。耐力、および応力緩和特性は、スリッター後のスリッター幅の関係から、つまり、幅が６０ｍｍより小さい場合、圧延方向に９０度（垂直）をなす方向から採取できない場合がある。その場合、試験片は圧延方向に０度（平行）方向のみで、応力緩和特性、および実効の最大の接触圧（実効応力）を評価するものとする。
なお、試験Ｎｏ．３１、３４、３６（合金Ｎｏ．３）、及び試験Ｎｏ．５０、５４、５４Ａ（合金Ｎｏ．４）において、圧延方向に９０度（垂直）をなす方向及び圧延方向に０度（平行）方向での応力緩和試験の結果から算出した実効応力と、圧延方向に０度（平行）方向のみでの応力緩和試験の結果から算出した実効応力と、圧延方向に９０度（垂直）方向のみでの応力緩和試験の結果から算出した実効応力とで大きな差がないことを確認した。
＜応力腐食割れ１＞
応力腐食割れ性の測定は、ＡＳＴＭＢ８５８－０１に規定された試験容器と、試験液すなわち１０７ｇ／５００ｍｌの塩化アンモニウムに水酸化ナトリウムと純水を加え、ｐＨを１０．１±０．１に調整し、２３±１℃に室内の空調を制御して行った。
まず、圧延材に、曲げの塑性加工と残留応力を付加し、応力腐食割れ性を評価した。後述する曲げ加工性の評価方法を用い、板厚の２倍のＲ（半径０．６ｍｍ）でＷ曲げを行った試験片を前記の応力腐食割れ環境に暴露した。所定の暴露時間後、試験片を取り出し、硫酸で洗った後に１０倍（視野２００×２００ｍｍ、実質的には、２０×２０ｍｍ（実物））の実体顕微鏡で割れの有無を調査し、耐応力腐食割れ性の評価を行った。なお、試料は、圧延方向に対して平行方向から採取して実施した。４８時間暴露で割れのないものを、耐応力腐食割れ性に優れるものとして「評価Ａ」とし、４８時間暴露では、小さな割れを生じたが２４時間暴露では割れのないものを、耐応力腐食割れ性が良好なもの（実用上の問題はない）として「評価Ｂ」とし、２４時間暴露で割れを生じたものを、耐応力腐食割れ性に劣るもの（実用上問題あり）として「評価Ｃ」とした。
電縫管については、後述するへん平試験で平板間の距離が管の肉厚の５倍になるまで押しつぶした試料で行った。
応力腐食割れ性の測定は、ＡＳＴＭＢ８５８－０１に規定された試験容器と、試験液すなわち１０７ｇ／５００ｍｌの塩化アンモニウムに水酸化ナトリウムと純水を加え、ｐＨを１０．１±０．１に調整し、２３±１℃に室内の空調を制御して行った。
まず、圧延材に、曲げの塑性加工と残留応力を付加し、応力腐食割れ性を評価した。後述する曲げ加工性の評価方法を用い、板厚の２倍のＲ（半径０．６ｍｍ）でＷ曲げを行った試験片を前記の応力腐食割れ環境に暴露した。所定の暴露時間後、試験片を取り出し、硫酸で洗った後に１０倍（視野２００×２００ｍｍ、実質的には、２０×２０ｍｍ（実物））の実体顕微鏡で割れの有無を調査し、耐応力腐食割れ性の評価を行った。なお、試料は、圧延方向に対して平行方向から採取して実施した。４８時間暴露で割れのないものを、耐応力腐食割れ性に優れるものとして「評価Ａ」とし、４８時間暴露では、小さな割れを生じたが２４時間暴露では割れのないものを、耐応力腐食割れ性が良好なもの（実用上の問題はない）として「評価Ｂ」とし、２４時間暴露で割れを生じたものを、耐応力腐食割れ性に劣るもの（実用上問題あり）として「評価Ｃ」とした。
電縫管については、後述するへん平試験で平板間の距離が管の肉厚の５倍になるまで押しつぶした試料で行った。
＜応力腐食割れ２＞
また、上記の評価とは別に、もう一つの方法で応力腐食割れ性を評価した。
本応力腐食割れ試験は、応力を付加した状態での応力腐食割れの感受性を調べるため、樹脂製の片持ち梁ねじ式治具を用い、前記の応力緩和試験と同様、耐力の８０％の曲げ応力、すなわち材料の弾性限界の応力を加えた状態にある圧延材を、上記の応力腐食割れ雰囲気中に暴露し、応力緩和率から、耐応力腐食割れ性の評価を行った。つまり、微細なクラックが発生しておれば、元の状態には戻らず、そのクラックの度合いが大きくなると応力緩和率が大きくなるので、耐応力腐食割れ性を評価できる。２４時間暴露で応力緩和率が１５％以下のものを、耐応力腐食割れ性に優れるものとして「評価Ａ」とし、応力緩和率が、１５％を超え、３０％以下を耐応力腐食割れ性が良好として「評価Ｂ」とし、３０％を超えるものは、過酷な応力腐食割れ環境での使用は困難であり、「評価Ｃ」とした。なお、試料は、圧延方向に対して平行から採取して実施した。
また、上記の評価とは別に、もう一つの方法で応力腐食割れ性を評価した。
本応力腐食割れ試験は、応力を付加した状態での応力腐食割れの感受性を調べるため、樹脂製の片持ち梁ねじ式治具を用い、前記の応力緩和試験と同様、耐力の８０％の曲げ応力、すなわち材料の弾性限界の応力を加えた状態にある圧延材を、上記の応力腐食割れ雰囲気中に暴露し、応力緩和率から、耐応力腐食割れ性の評価を行った。つまり、微細なクラックが発生しておれば、元の状態には戻らず、そのクラックの度合いが大きくなると応力緩和率が大きくなるので、耐応力腐食割れ性を評価できる。２４時間暴露で応力緩和率が１５％以下のものを、耐応力腐食割れ性に優れるものとして「評価Ａ」とし、応力緩和率が、１５％を超え、３０％以下を耐応力腐食割れ性が良好として「評価Ｂ」とし、３０％を超えるものは、過酷な応力腐食割れ環境での使用は困難であり、「評価Ｃ」とした。なお、試料は、圧延方向に対して平行から採取して実施した。
＜板材の機械的特性、曲げ加工性＞
板材の引張強度、耐力、及び伸びの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される方法に従い、試験片の形状は、５号試験片で実施した。なお、試料は圧延方向に平行と垂直の２つの方向から採取した。但し、工程Ｂ、工程Ｃで試験した材料は、幅が１２０ｍｍであったので、５号試験片に準じた試験片で実施した。
板材の曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｈ ３１１０で規定されているＷ曲げで評価した。曲げ試験（Ｗ曲げ）は、次のように行なった。曲げ半径は、材料の厚さの１倍（曲げ半径＝０．３ｍｍ、１ｔ）、及び、０．５倍（曲げ半径＝０．１５ｍｍ、０．５ｔ）とした。サンプルは、バッドウェイ（Ｂａｄ Ｗａｙ）と言われる方向で圧延方向に対して９０度をなす方向、及びグッドウェイ（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）と言われる方向で圧延方向に０度をなす方向に行った。曲げ加工性の判定は、２０倍（視野２００×２００ｍｍ、実質的には、１０×１０ｍｍ（実物））の実体顕微鏡で観察してクラックの有無で判定し、曲げ半径が、材料の厚さの０．５倍で、クラックが生じなかったものを「評価Ａ」とし、曲げ半径が、材料の厚さの１倍で、クラックが生じなかったものを「評価Ｂ」とし、材料の厚さの１倍で、クラックが生じたものを評価Ｃとした。
板材の引張強度、耐力、及び伸びの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される方法に従い、試験片の形状は、５号試験片で実施した。なお、試料は圧延方向に平行と垂直の２つの方向から採取した。但し、工程Ｂ、工程Ｃで試験した材料は、幅が１２０ｍｍであったので、５号試験片に準じた試験片で実施した。
板材の曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｈ ３１１０で規定されているＷ曲げで評価した。曲げ試験（Ｗ曲げ）は、次のように行なった。曲げ半径は、材料の厚さの１倍（曲げ半径＝０．３ｍｍ、１ｔ）、及び、０．５倍（曲げ半径＝０．１５ｍｍ、０．５ｔ）とした。サンプルは、バッドウェイ（Ｂａｄ Ｗａｙ）と言われる方向で圧延方向に対して９０度をなす方向、及びグッドウェイ（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）と言われる方向で圧延方向に０度をなす方向に行った。曲げ加工性の判定は、２０倍（視野２００×２００ｍｍ、実質的には、１０×１０ｍｍ（実物））の実体顕微鏡で観察してクラックの有無で判定し、曲げ半径が、材料の厚さの０．５倍で、クラックが生じなかったものを「評価Ａ」とし、曲げ半径が、材料の厚さの１倍で、クラックが生じなかったものを「評価Ｂ」とし、材料の厚さの１倍で、クラックが生じたものを評価Ｃとした。
＜電縫管の機械的性質、加工性＞
電縫管の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の金属材料引張試験片の１１号試験片（標点間距離５０ｍｍ：試験片は管材から切り取ったまま）とし、つかみ部に芯金を入れて、引張試験を実施した。
電縫管の接合部の評価を、まず、ＪＩＳ Ｈ ３３２０の銅及び銅合金の溶接管に記載のへん平試験により行った。電縫管の端から約１００ｍｍの試料を採取し、２枚の平板間に試料を挟み、平板間の距離が管の肉厚の３倍になるまで押しつぶす。そのときの電縫管の接合部を、圧縮方向と垂直の方向に置き、接合部が曲げの先端となるようにへん平曲げを行い、曲げ加工された接合部の状態を目視で観察した。次に、ＪＩＳ Ｈ ３３２０に記載の方法で押し広げ試験を行った。押し広げ試験は溶接管を５０ｍｍに切断した試料の１端に頂角６０°の円すい形の工具を押し込み、外径の１．２５倍（つまり押し広げにより端面部分の直径が２５．４ｍｍの１．２５倍である直径３１．８ｍｍ）となるところまで押し広げ、溶接部分の割れを目視により確認した。両試験の評価は、割れ、微細ホール等の欠陥が認められないものを「評価Ａ」、接合部に割れ、または、ホール等の欠陥があるとして不可としたものを「評価Ｃ」とした。
電縫管の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の金属材料引張試験片の１１号試験片（標点間距離５０ｍｍ：試験片は管材から切り取ったまま）とし、つかみ部に芯金を入れて、引張試験を実施した。
電縫管の接合部の評価を、まず、ＪＩＳ Ｈ ３３２０の銅及び銅合金の溶接管に記載のへん平試験により行った。電縫管の端から約１００ｍｍの試料を採取し、２枚の平板間に試料を挟み、平板間の距離が管の肉厚の３倍になるまで押しつぶす。そのときの電縫管の接合部を、圧縮方向と垂直の方向に置き、接合部が曲げの先端となるようにへん平曲げを行い、曲げ加工された接合部の状態を目視で観察した。次に、ＪＩＳ Ｈ ３３２０に記載の方法で押し広げ試験を行った。押し広げ試験は溶接管を５０ｍｍに切断した試料の１端に頂角６０°の円すい形の工具を押し込み、外径の１．２５倍（つまり押し広げにより端面部分の直径が２５．４ｍｍの１．２５倍である直径３１．８ｍｍ）となるところまで押し広げ、溶接部分の割れを目視により確認した。両試験の評価は、割れ、微細ホール等の欠陥が認められないものを「評価Ａ」、接合部に割れ、または、ホール等の欠陥があるとして不可としたものを「評価Ｃ」とした。
＜耐変色性試験１：高温高湿雰囲気試験＞
材料の耐変色性を評価する耐変色性試験は、恒温恒湿槽（楠本化成株式会社ＨＩＦＬＥＸ ＦＸ２０５０）を用いて温度６０℃、相対湿度９５％の雰囲気中に各サンプルを暴露した。なお、試験片は、最終の回復熱処理を施す前の試料、つまり仕上げ圧延後の板材を用いた。試験時間は７２時間とし、試験後に試料を取り出し、暴露前後の材料の表面色を分光測色計によりＬ＊ａ＊ｂ＊を測定し、色差を算出し評価した。銅及び銅合金、特に、高い濃度のＺｎを含有するＣｕ－Ｚｎ合金では、変色が、赤褐色、または赤色になる。このことから、耐変色性の評価として、試験前後でのａ＊の差、すなわちａ＊の変化の値が１以下の場合を「評価Ａ」とし、１より大きく、２以下の場合を「評価Ｂ」とし、２より大きい場合を「評価Ｃ」とした。数値が大きいほど耐変色性が劣ると判断出来、目視での評価ともよく一致していた。
材料の耐変色性を評価する耐変色性試験は、恒温恒湿槽（楠本化成株式会社ＨＩＦＬＥＸ ＦＸ２０５０）を用いて温度６０℃、相対湿度９５％の雰囲気中に各サンプルを暴露した。なお、試験片は、最終の回復熱処理を施す前の試料、つまり仕上げ圧延後の板材を用いた。試験時間は７２時間とし、試験後に試料を取り出し、暴露前後の材料の表面色を分光測色計によりＬ＊ａ＊ｂ＊を測定し、色差を算出し評価した。銅及び銅合金、特に、高い濃度のＺｎを含有するＣｕ－Ｚｎ合金では、変色が、赤褐色、または赤色になる。このことから、耐変色性の評価として、試験前後でのａ＊の差、すなわちａ＊の変化の値が１以下の場合を「評価Ａ」とし、１より大きく、２以下の場合を「評価Ｂ」とし、２より大きい場合を「評価Ｃ」とした。数値が大きいほど耐変色性が劣ると判断出来、目視での評価ともよく一致していた。
＜耐変色性試験２：高温試験＞
過酷な炎天下の室内、特に自動車内、或いはエンジンルームを想定して、高温での耐変色性を評価した。なお、試験片は、最終の回復熱処理を施す前の板材を用いた。大気中、電気炉内で１２０℃で１００時間保持し、試験前後の表面色を分光測色計によりＬ＊ａ＊ｂ＊を測定した。前記の試験と同様に、耐変色性の評価として、試験前後でのａ＊の差、すなわちａ＊の変化の値が３以下の場合を「評価Ａ」とし、３より大きく、５以下の場合を「評価Ｂ」とし、５より大きい場合を「評価Ｃ」とした。
過酷な炎天下の室内、特に自動車内、或いはエンジンルームを想定して、高温での耐変色性を評価した。なお、試験片は、最終の回復熱処理を施す前の板材を用いた。大気中、電気炉内で１２０℃で１００時間保持し、試験前後の表面色を分光測色計によりＬ＊ａ＊ｂ＊を測定した。前記の試験と同様に、耐変色性の評価として、試験前後でのａ＊の差、すなわちａ＊の変化の値が３以下の場合を「評価Ａ」とし、３より大きく、５以下の場合を「評価Ｂ」とし、５より大きい場合を「評価Ｃ」とした。
＜色調及び色差＞
前記の耐変色性試験において評価する銅合金の表面色（色調）については、ＪＩＳ Ｚ ８７２２－２００９（色の測定方法－反射及び透過物体色）に準拠した物体色の測定方法を実施し、ＪＩＳ Ｚ ８７２９－２００４（色の表示方法─Ｌ＊ａ＊ｂ＊表色系及びＬ＊ｕ＊ｖ＊表色系）で規定されているＬ＊ａ＊ｂ＊表色系で示した。具体的には、コニカミノルタ社製の分光測色計「ＣＭ－７００ｄ」を使用して、ＳＣＩ（正反射光込み）方式で、試験前後のＬ＊ａ＊ｂ＊測定は３点測定した。
前記の耐変色性試験において評価する銅合金の表面色（色調）については、ＪＩＳ Ｚ ８７２２－２００９（色の測定方法－反射及び透過物体色）に準拠した物体色の測定方法を実施し、ＪＩＳ Ｚ ８７２９－２００４（色の表示方法─Ｌ＊ａ＊ｂ＊表色系及びＬ＊ｕ＊ｖ＊表色系）で規定されているＬ＊ａ＊ｂ＊表色系で示した。具体的には、コニカミノルタ社製の分光測色計「ＣＭ－７００ｄ」を使用して、ＳＣＩ（正反射光込み）方式で、試験前後のＬ＊ａ＊ｂ＊測定は３点測定した。
＜抗菌性＞
抗菌性（殺菌性）は、ＪＩＳ Ｚ ２８０１の（抗菌加工製品－抗菌性試験方法・抗菌効果）を参考にした試験方法、フィルム密着法により実施し、試験面積（フィルム面積）及び接触時間を変更して評価した。試験に用いた細菌は大腸菌（菌株の保存番号：ＮＢＲＣ３９７２）とし、３５±１℃で前培養（前培養の方法はＪＩＳ Ｚ ２８０１に記載の５．６．ａの方法）した大腸菌を１／５００ＮＢを用いて希釈し、菌数が１．０×１０６個／ｍＬに調整した液を試験菌液とした。試験方法は、各々仕上げ圧延後の板材と、前記、６０℃、湿度９５％の高温高湿試験後の試料、および、１２０℃×１００時間の高温試験後の試料、変色試験後の試料を、それぞれ２０ｍｍ×２０ｍｍに切り出した。それらを滅菌したシャーレに置き、前述の試験菌液（大腸菌：１．０×１０６個／ｍＬ）０．０４５ｍＬを滴下し、φ１５ｍｍのフィルムをかぶせ、シャーレの蓋を閉じた。そのシャーレを３５℃±１℃、相対湿度９５％の雰囲気で１０分間培養（接種時間：１０分）した。培養した試験菌液をＳＣＤＬＰ培地１０ｍＬにより洗い出し、洗い出し菌液を得た。洗い出し菌液を、リン酸緩衝生理食塩水を用いて１０倍ずつに希釈し、その菌液に標準寒天培地を加え、３５±１℃、４８時間培養し、集落数（コロニー数）が３０以上となる場合にその集落数を計測し、生菌数（ｃｆｕ／ｍＬ）を求めた。接種時の菌数（殺菌性試験開始時の菌数：ｃｆｕ／ｍＬ）を基準とした。
抗菌性（殺菌性）は、ＪＩＳ Ｚ ２８０１の（抗菌加工製品－抗菌性試験方法・抗菌効果）を参考にした試験方法、フィルム密着法により実施し、試験面積（フィルム面積）及び接触時間を変更して評価した。試験に用いた細菌は大腸菌（菌株の保存番号：ＮＢＲＣ３９７２）とし、３５±１℃で前培養（前培養の方法はＪＩＳ Ｚ ２８０１に記載の５．６．ａの方法）した大腸菌を１／５００ＮＢを用いて希釈し、菌数が１．０×１０６個／ｍＬに調整した液を試験菌液とした。試験方法は、各々仕上げ圧延後の板材と、前記、６０℃、湿度９５％の高温高湿試験後の試料、および、１２０℃×１００時間の高温試験後の試料、変色試験後の試料を、それぞれ２０ｍｍ×２０ｍｍに切り出した。それらを滅菌したシャーレに置き、前述の試験菌液（大腸菌：１．０×１０６個／ｍＬ）０．０４５ｍＬを滴下し、φ１５ｍｍのフィルムをかぶせ、シャーレの蓋を閉じた。そのシャーレを３５℃±１℃、相対湿度９５％の雰囲気で１０分間培養（接種時間：１０分）した。培養した試験菌液をＳＣＤＬＰ培地１０ｍＬにより洗い出し、洗い出し菌液を得た。洗い出し菌液を、リン酸緩衝生理食塩水を用いて１０倍ずつに希釈し、その菌液に標準寒天培地を加え、３５±１℃、４８時間培養し、集落数（コロニー数）が３０以上となる場合にその集落数を計測し、生菌数（ｃｆｕ／ｍＬ）を求めた。接種時の菌数（殺菌性試験開始時の菌数：ｃｆｕ／ｍＬ）を基準とした。
まず、各仕上げ圧延後のサンプルの生菌数と比較し、１０％未満の場合を「評価Ａ」とし、１０～３３％未満の場合を「評価Ｂ」とし、３３％以上の場合を「評価Ｃ」として評価した。Ａ（接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／１０未満となる）の評価を得たサンプルは抗菌性（殺菌性）が優れ、Ｂ（接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／３未満となる）の評価を得たサンプルは抗菌性（殺菌性）が良好と判断した。培養時間（接種時間）を１０分と短時間にしたのは、抗菌性（殺菌性）の即効性について評価したためである。
次の抗菌性（殺菌性）の評価は、２つの変色試験後の試料で実施した生菌率ＣＨが、変色試験前の生菌率Ｃ０に対して、ＣＨ≦１．１０×Ｃ０の場合を「評価Ａ」、１．１０×Ｃ０＜ＣＨ≦１．２５×Ｃ０の場合を「評価Ｂ」、ＣＨ＞１．２５×Ｃ０の場合を「評価Ｃ」とした。すなわち、銅合金が変色すると抗菌性能が低下することが懸念され、前記の高温高湿下や高温下の過酷な試験により本発明合金においても、少しの変色は認められ、表面の極表層は、酸化物等が生成されていることが予測される。それら多少変色した試料においても、試験前の清浄な表面を有する試料と比べ、評価がＡ、少なくともＢであれば、抗菌性能は損なわれないことになる。
また、上記の評価とは別に、以下の方法で抗菌性を評価した。試験片（容器）は、電縫管用の厚み１ｍｍの素材を用い、パンチでφ１２５ｍｍに打ち抜いた板材をヘラ絞り加工によって底面φ８０ｍｍ、高さ５０ｍｍのカップ形状に加工し、アセトンで超音波洗浄に約５分かけて脱脂洗浄した。１つは成形まま、あと２つは、前記、カップ形状の試験片を６０℃、湿度９５％の高温高湿試験後の試料、および、１２０℃×１００時間の高温試験後の試料、合計３つの試料を準備した。なお、比較材の合金Ｎｏ.２０１についても、１ｍｍの段階でサンプリングし、４３０℃で４時間の熱処理をした材料を用いた。
抗菌性試験では、５ｍＬの普通ブイヨン培地で大腸菌（ＮＢＲＣ３９７２）を２７℃で一晩振盪培養後、１ｍＬを遠心分離し菌体を得た。菌体を１ｍＬの滅菌生理水（０．８５%）に懸濁し、終濃度で１／５００濃度の普通ブイヨン培地を含む滅菌水で１２００倍に希釈した。この大腸菌の生菌数、約８×１０６ ｃｆｕ／ｍＬの懸濁液２００ｍＬを前記の３種類の試験容器に入れ、空調の効いた室温（約２５℃）に放置した。４時間後にこの懸濁液０．０５ｍＬを４．９５ｍＬのＳＣＤＬＰ培地「ダイゴ」に回収し、１０倍ずつ４段階希釈を行ない、これら懸濁液１ｍＬ中の生菌数を測定した。試験前と４時間後の生菌数を比較し、３％未満の場合を「評価Ａ」とし、3～１０％未満の場合を「評価Ｂ」とし、１０％以上の場合を「評価Ｃ」とした。Ａ（接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／３３未満となる）の評価を得たサンプルは抗菌性（殺菌性）が優れ、Ｂ（接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／１０未満となる）の評価を得たサンプルは抗菌性（殺菌性）が良好と判断した。変色による抗菌性（殺菌性）の持続の評価は前記の生菌率ＣＨで評価した。
すなわち、最初の仕上げ圧延材の試料で、評価がＡであり、かつ、過酷な試験後の試料においても、評価がＡ、少なくともＢであれば、実際に使用される器具や金具において、十分な抗菌性能、殺菌性能があると言える。公共施設、病院、福祉施設、乗り物など公共に準じる用途を始め、ビル等で多くの人が使用する手すり、ドアハンドル、ドアノブ、ドアレバー、医療用器具、医療用容器類、ヘッドボード、フットボード、乗り物等で使用される排水タンクなどの給排水衛生設備・器具の好適材となり得る。
次の抗菌性（殺菌性）の評価は、２つの変色試験後の試料で実施した生菌率ＣＨが、変色試験前の生菌率Ｃ０に対して、ＣＨ≦１．１０×Ｃ０の場合を「評価Ａ」、１．１０×Ｃ０＜ＣＨ≦１．２５×Ｃ０の場合を「評価Ｂ」、ＣＨ＞１．２５×Ｃ０の場合を「評価Ｃ」とした。すなわち、銅合金が変色すると抗菌性能が低下することが懸念され、前記の高温高湿下や高温下の過酷な試験により本発明合金においても、少しの変色は認められ、表面の極表層は、酸化物等が生成されていることが予測される。それら多少変色した試料においても、試験前の清浄な表面を有する試料と比べ、評価がＡ、少なくともＢであれば、抗菌性能は損なわれないことになる。
また、上記の評価とは別に、以下の方法で抗菌性を評価した。試験片（容器）は、電縫管用の厚み１ｍｍの素材を用い、パンチでφ１２５ｍｍに打ち抜いた板材をヘラ絞り加工によって底面φ８０ｍｍ、高さ５０ｍｍのカップ形状に加工し、アセトンで超音波洗浄に約５分かけて脱脂洗浄した。１つは成形まま、あと２つは、前記、カップ形状の試験片を６０℃、湿度９５％の高温高湿試験後の試料、および、１２０℃×１００時間の高温試験後の試料、合計３つの試料を準備した。なお、比較材の合金Ｎｏ.２０１についても、１ｍｍの段階でサンプリングし、４３０℃で４時間の熱処理をした材料を用いた。
抗菌性試験では、５ｍＬの普通ブイヨン培地で大腸菌（ＮＢＲＣ３９７２）を２７℃で一晩振盪培養後、１ｍＬを遠心分離し菌体を得た。菌体を１ｍＬの滅菌生理水（０．８５%）に懸濁し、終濃度で１／５００濃度の普通ブイヨン培地を含む滅菌水で１２００倍に希釈した。この大腸菌の生菌数、約８×１０６ ｃｆｕ／ｍＬの懸濁液２００ｍＬを前記の３種類の試験容器に入れ、空調の効いた室温（約２５℃）に放置した。４時間後にこの懸濁液０．０５ｍＬを４．９５ｍＬのＳＣＤＬＰ培地「ダイゴ」に回収し、１０倍ずつ４段階希釈を行ない、これら懸濁液１ｍＬ中の生菌数を測定した。試験前と４時間後の生菌数を比較し、３％未満の場合を「評価Ａ」とし、3～１０％未満の場合を「評価Ｂ」とし、１０％以上の場合を「評価Ｃ」とした。Ａ（接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／３３未満となる）の評価を得たサンプルは抗菌性（殺菌性）が優れ、Ｂ（接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／１０未満となる）の評価を得たサンプルは抗菌性（殺菌性）が良好と判断した。変色による抗菌性（殺菌性）の持続の評価は前記の生菌率ＣＨで評価した。
すなわち、最初の仕上げ圧延材の試料で、評価がＡであり、かつ、過酷な試験後の試料においても、評価がＡ、少なくともＢであれば、実際に使用される器具や金具において、十分な抗菌性能、殺菌性能があると言える。公共施設、病院、福祉施設、乗り物など公共に準じる用途を始め、ビル等で多くの人が使用する手すり、ドアハンドル、ドアノブ、ドアレバー、医療用器具、医療用容器類、ヘッドボード、フットボード、乗り物等で使用される排水タンクなどの給排水衛生設備・器具の好適材となり得る。
板材の評価結果を表６～２５に示す。電縫管の評価結果を表２６に示す。抗菌性の評価結果を表２７、２８に示す。
以上の評価結果から、組成及び組成関係式と特性に関して、次のようなことが確認された。
１７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物であって、１２≦ｆ１≦３０、１０≦ｆ２≦２８、１０≦ｆ３≦３３、１．２≦ｆ４≦４と、１．４≦ｆ５≦９０の関係をすべて満たし、金属組織の構成相において、α相の占める割合が、面積率で９９．５％以上である金属組織を有する等の条件をすべて満たすことにより、耐変色性に優れ、強度が高く、曲げ加工性がよく、高温高湿、および高温での耐変色性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性も良好な高濃度のＺｎを含むＣｕ－Ｚｎ合金になった（試験Ｎｏ．５、２０、１０９、１１３等参照）。
前記に加え、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ａｌを含有すると、さらに、耐変色性、耐応力腐食割れ性が向上した（試験Ｎｏ．５０、７２、７５、１２２、１２８～１３１等参照）。
前記に加え、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ａｌを含有すると、さらに、耐変色性、耐応力腐食割れ性が向上した（試験Ｎｏ．５０、７２、７５、１２２、１２８～１３１等参照）。
１８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物であって、１５≦ｆ１≦３０、１２≦ｆ２≦２８、１０≦ｆ３≦３０、１．４≦ｆ４≦３．６、１．６≦ｆ５≦１２を満足し、α単相である金属組織を有することよって、耐変色性に優れ、強度が高く、曲げ加工性がよく、耐変色性に優れ、応力緩和特性に優れていた。そのため高温で使用される環境下での実効応力が高く、材料の弾性限に近い応力を負荷した状態および、高い残留応力が存在する状態での耐応力腐食割れ性も良好な高濃度のＺｎを含むＣｕ－Ｚｎ合金になった（試験Ｎｏ．５、２０、１０７等参照）。
前記に加え、Ｐを０．００３～０．０８ｍａｓｓ%含有し、２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０を満足することにより、一段と応力緩和特性が向上し、耐応力腐食割れ性、耐変色性も向上した（試験Ｎｏ．３５、５０、７２等参照）。
前記に加え、Ｐを０．００３～０．０８ｍａｓｓ%含有し、２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０を満足することにより、一段と応力緩和特性が向上し、耐応力腐食割れ性、耐変色性も向上した（試験Ｎｏ．３５、５０、７２等参照）。
Ｚｎ量が３４ｍａｓｓ％を超えると、曲げ加工性が悪くなり、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性が悪くなった。Ｚｎ量が１７ｍａｓｓ％より少ないと、強度が低くなり、耐変色性も悪くなった。（試験Ｎｏ．３０３、３０３Ａ、３０４，３１７等参照）
Ｎｉ量が１．５ｍａｓｓ％より少ないと、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性が悪くなった。Ｎｉ量が１．５ｍａｓｓ％より多いと、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性が良くなった。（試験Ｎｏ．３０１、３０１A、３０２、３２０、１０２、１１０等参照）
Ｎｉ量が１．５ｍａｓｓ％より少ないと、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性が悪くなった。Ｎｉ量が１．５ｍａｓｓ％より多いと、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性が良くなった。（試験Ｎｏ．３０１、３０１A、３０２、３２０、１０２、１１０等参照）
Ｓｎ量が０．０２ｍａｓｓ％より少ないと、強度が低く、応力緩和特性が悪くなった。Ｓｎ量が、０.２ｍａｓｓ％以上であると強度が高くなり、耐変色性、応力緩和特性も良くなった。Ｓｎ量が２ｍａｓｓ％を超えると、熱間加工性、曲げ加工性が悪くなり、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が悪くなった。Ｓｎ量が１．５ｍａｓｓ％以下であると、熱間加工性、曲げ加工性が良くなり、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が良くなった。なお、試験Ｎｏ．３０５では、熱間圧延時に耳割れが発生したため、割れ部分を除去してその後の工程を実施した（試験Ｎｏ．１１０、１０１、１０４、１３０、３０５、３０９、３２１、３２２等参照）。
組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕において、３０を超えると、α相以外のβ相、γ相が出現し、曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、抗菌性（殺菌性）が悪くなった。また、組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕が曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性の良否の境界値になることが分かった（試験Ｎｏ．５０，５６、８０、１０１～１０５、３０７、３０７Ａ、３０８、３１４～３１６等参照）。
板材において、α相の占める割合が９９．５％より小さいと、若しくは９９．８％より小さいと、曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、抗菌性が悪くなったが、α相の占める割合が１００％であると、これら特性がよくなり、引張強さ、耐力、伸びの間のバランスがよくなった。また、α相の占める割合が１００％であると、圧延方向に対し、平行と垂直に採取した試料において、採取方向の引張強さの割合と耐力の割合、および、同じ採取方向の引張強さと耐力の割合が１に近くなった（試験Ｎｏ．５０，５６、８０、１０１～１０５、３０７、３０７Ａ、３０８、３１１、３１４～３１６等参照）。
電縫管において、元の板材の金属組織の構成相中で、α相の占める割合が、９９．８％より小さいと、電縫管の金属組織中に占める割合が９９．５％より小さくなり、電縫管のへん平試験、拡管試験において、割れが発生した。また、耐応力腐食割れも悪くなった。α相の占める割合が１００％であると、これら加工性、耐応力腐食割れ性がよくなり、引張強さ、耐力、伸びが各々高い数値を示した（試験Ｎｏ．１０、２５、４０、５５、６６、７３、７６、２０６、２１３等参照）。
電縫管において、元の板材の金属組織の構成相中で、α相の占める割合が１００％であっても、電縫管の金属組織中に占める割合が１００％にならないこともあった。電縫管の金属組織中に占める割合が９９．５％以上、または、０≦２×（γ）+（β）≦０．７で、α相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織であると、電縫管のへん平試験、拡管試験において、割れが発生しなかった。電縫管においても、組成関係式ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕が重要であり、組成関係式ｆ１＝３０が、１つの閾値になった（試験Ｎｏ．７３、７９、２０６、２１３等参照）。
組成関係式ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．５×〔Ｓｎ〕－３×〔Ｎｉ〕が２８を超えると、耐応力腐食割れ性が悪くなった。組成関係式ｆ２＝２８は、過酷な環境で応力腐食割れに耐えられるかどうかの境界の値であり、数字が低くなるに従って、耐応力腐食割れ性が向上した（試験Ｎｏ．５６、８０、１０１、１０２、１０４，１０５，３１０、３１３等参照）。比較例で示すＣｕ－Ｚｎ合金（試験Ｎｏ．４０１～４０４）において、応力腐食割れは、Ｚｎ量に依存し、Ｚｎ量：約２５ｍａｓｓ％が、過酷な環境で応力腐食割れに耐えられるかどうかの境界の含有量になり、その結果は組成関係式ｆ２の値２８とほぼ一致した。
組成関係式ｆ３の値が１０より小さいと応力緩和特性が悪くなった。組成関係式ｆ３＝１０が、応力緩和特性の良否の境界値であり、組成関係式ｆ３が１０から２０までの間で、値が大きくなるに従って応力緩和特性が一層良くなり、高温下での実効応力が３００Ｎ／ｍｍ２を超えた（試験Ｎｏ．５６、８０、１０１～１０４、１０６、１０６Ａ、１０８、３０７、３０７Ａ、３１５等参照）。
Ｎｉ、Ｓｎの含有の効果により耐変色性は向上するが、組成関係式ｆ４＝０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕の値が１．２より小さいと、耐変色性、応力緩和特性が悪くなった。組成関係式ｆ４が１．２以上、そして１．４以上になると、さらに耐変色性、応力緩和特性が良くなった（試験Ｎｏ．５６、１１０、３０２、３０９、３１０等参照）。
組成関係式ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が１．４より小さいと、応力緩和特性が悪くなり、曲げ加工性も悪くなった。組成関係式ｆ５が１．６以上であると、応力緩和特性が良くなり、１．８以上になるとさらに良くなった。組成関係式ｆ５＝１．６が、応力緩和特性の良否を示す１つの閾値になるように思われた（試験Ｎｏ．３１２、１０３、６７等参照）。また、ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が、９０より大きいと、応力緩和特性、耐変色性が悪く、強度も低くかった。ｆ５＝〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕の値が、１２以下であると、応力緩和特性、耐変色性が良くなり、強度も高くなった（試験Ｎｏ．１１０、１３３、３２１、３２２等参照）。
Ｐを含有する場合には、組成関係式ｆ６＝〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕が、２５≦ｆ６≦７５０、或いは３０≦ｆ６≦５００を満たすとさらに応力緩和特性が良くなり、曲げ加工性を損なわずに、耐応力腐食割れ性が向上した（試験Ｎｏ．５６、１１２、１０８、１０９、１２８、１２３、１３４、１３５、３０６等参照）。
また、ＮｉとＰを中心とした析出物、言い換えれば化合物が形成され、析出物の平均粒径は、１０～７０ｎｍであり、結晶粒を少し細かくした（試験Ｎｏ．４６～６０、１１８等参照）。
また、ＮｉとＰを中心とした析出物、言い換えれば化合物が形成され、析出物の平均粒径は、１０～７０ｎｍであり、結晶粒を少し細かくした（試験Ｎｏ．４６～６０、１１８等参照）。
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｐｂ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を各々、０．０００５ｍａｓｓ％以上、０．０５ｍａｓｓ％以下、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上、０．２ｍａｓｓ％以下含有すると、結晶粒が細かくなり、強度が少し高くなった（試験Ｎｏ．１１８～１２７、１３２等参照）。特に、Ｆｅ、Ｃｏは、含有量が、０．００１ｍａｓｓ％であっても、析出物を細かくし、平均結晶粒径を小さくし、引張強さ、耐力が向上した。
ＦｅまたはＣｏを、０．０５ｍａｓｓ％を超えて含有すると析出物の粒径が３ｎｍより小さくなり、平均結晶粒径が２μｍより小さくなり、強度は高くなるが、曲げ加工性悪くなり、応力緩和特性も少し悪くなった（試験Ｎｏ．３１８、３１９参照）。
ＦｅまたはＣｏを、０．０５ｍａｓｓ％を超えて含有すると析出物の粒径が３ｎｍより小さくなり、平均結晶粒径が２μｍより小さくなり、強度は高くなるが、曲げ加工性悪くなり、応力緩和特性も少し悪くなった（試験Ｎｏ．３１８、３１９参照）。
表２７、表２８に示すように、発明合金の抗菌性は、各添加元素が本願組成範囲内にあり、各関係式を満たすと、優れた抗菌性能を発揮した。さらに、６０℃、湿度９５％の高温高湿下後の試験片、１２０℃の高温変色試験後の試験片においても、優れた抗菌性能を持続した。ドアノブ等、手に触れる場所だけでなく、容器等としての使用においても、優れた抗菌性（殺菌性）を有していた。
また、以上の評価結果から、製造工程と特性に関して、次のようなことが確認された。
実生産設備において、最終焼鈍を含み焼鈍回数が、２、３回であっても（工程Ａ１－２とＡ２－２等）、また、焼鈍方法が連続焼鈍法、バッチ法であっても(工程Ａ２－１とＡ２－２等)、回復熱処理が実験室で実施したバッチ法であっても、連続焼鈍法であっても(工程Ａ１－１とＡ１－２等)、本願において目標とする、強度、曲げ加工性、耐変色性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が得られた。
実生産設備から得た諸特性と、小片にした工程Ｂの実験室で試作した諸特性は同等であった（工程Ａ２－１とＢ１－１等）。
小片の実験室試験において、最終焼鈍、または回復熱処理が連続焼鈍法、バッチ法であっても（工程Ｂ１－１とＢ１－３）、本願において目標とする、強度、曲げ加工性、耐変色性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が得られた。
工程Ｂの小片サンプルで、１回焼鈍、焼鈍無しで最終焼鈍のみ、または、熱間圧延工程無しで、焼鈍と冷間圧延を繰り返し試作した発明合金の諸特性はほぼ同等のものが得られた（工程Ｂ１－１とＢ２－１とＢ３－１）。
また、回復熱処理を行うと、応力緩和特性が向上し、耐力／引張強さが大きくなり、１．０に近づいた（工程Ａ２－２と工程Ａ２－４等）。
工程Ｃ１、Ｃ１Ａは、実験室で溶解鋳造し、実験室の設備を用いて試作し、最終の熱処理をバッチ法と、連続熱処理法で実施した。両工程で試作した発明合金は、応力緩和特性に関しては少し連続焼鈍法の方が良かったが、その他の特性はほぼ同等であった。
小片の実験室試験において、最終焼鈍、または回復熱処理が連続焼鈍法、バッチ法であっても（工程Ｂ１－１とＢ１－３）、本願において目標とする、強度、曲げ加工性、耐変色性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が得られた。
工程Ｂの小片サンプルで、１回焼鈍、焼鈍無しで最終焼鈍のみ、または、熱間圧延工程無しで、焼鈍と冷間圧延を繰り返し試作した発明合金の諸特性はほぼ同等のものが得られた（工程Ｂ１－１とＢ２－１とＢ３－１）。
また、回復熱処理を行うと、応力緩和特性が向上し、耐力／引張強さが大きくなり、１．０に近づいた（工程Ａ２－２と工程Ａ２－４等）。
工程Ｃ１、Ｃ１Ａは、実験室で溶解鋳造し、実験室の設備を用いて試作し、最終の熱処理をバッチ法と、連続熱処理法で実施した。両工程で試作した発明合金は、応力緩和特性に関しては少し連続焼鈍法の方が良かったが、その他の特性はほぼ同等であった。
溶融Ｓｎめっき等を想定した熱処理（３００℃－０．０７分）、（２５０℃－０．１５分）の条件は、実機での回復熱処理を含む、他の回復熱処理条件に比べ、少し、強度が高く、伸び値が低く、応力緩和特性、１５０℃での実効の応力値が悪くなったが、目標とする特性を達成することができた。これは、溶融Ｓｎめっき等を実施することにより、回復熱処理工程の代わりとなる、または回復熱処理工程を省略できることを示唆している。
熱処理の条件式Ｉｔ１の値が高い、工程Ａ２－５、Ａ２－６は、最終の加工率が、２５％で、少し強度が高くなるものの、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性が、維持され、良好であった。
応力緩和特性に関して、最終の焼鈍を、連続の高温短時間焼鈍方法で実施した方が、バッチ式焼鈍方法よりも、少し良かった。特に、Ｐを含有する場合、高温短時間焼鈍方法で実施した方が、応力緩和特性が良かった。また、指数Ｉｔ１が、少し高めのほうが、応力緩和特性が良かった（工程Ａ１－４、Ａ２－２、Ａ２－５、Ａ２－７）。固溶状態にあるＮｉ、Ｐと、ＮｉとＰの析出物のバランスが影響しているものと思われた。
Ｉｔ１の値が上限に近い工程Ａ２－７は、圧延率が高いにもかかわらず、工程Ａ２－２と比べ、強度が同等か、低くなり、応力緩和特性は飽和し、曲げ加工性は、少し悪くなった。Ｉｔ１の値が上限の値を超える工程Ａ２－８は、平均結晶粒径が大きくなり、圧延率が高いにもかかわらず強度が低く、材料強度の方向性が生じ、曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性も悪くなった。工程Ａ２－９は、バッチ焼鈍で温度を上げ過ぎた場合、結晶粒が大きくなると同時に、著しい混粒となった。そのため、曲げ加工性が悪くなり、材料強度の方向性、すなわちＹＳＰ／ＴＳＰ、ＹＳＰ／ＹＳＯが、０．９を下回り、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性も悪くなった。工程Ａ２－１０は、Ｉｔ１が、所定の値より低いため、未再結晶部分を含む金属組織になったため、強度は高いが、曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が悪くなった。
回復熱処理は、バッチ式の（３００℃、３０分保持）の条件と、連続の高温短時間の（４５０℃－０．０５分）の条件とでは、ほとんど差がなかった（工程Ａ２－１と工程Ａ２－２と工程Ａ１－１と工程Ａ１－２等）。
熱処理の条件式Ｉｔ１の値が高い、工程Ａ２－５、Ａ２－６は、最終の加工率が、２５％で、少し強度が高くなるものの、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性が、維持され、良好であった。
応力緩和特性に関して、最終の焼鈍を、連続の高温短時間焼鈍方法で実施した方が、バッチ式焼鈍方法よりも、少し良かった。特に、Ｐを含有する場合、高温短時間焼鈍方法で実施した方が、応力緩和特性が良かった。また、指数Ｉｔ１が、少し高めのほうが、応力緩和特性が良かった（工程Ａ１－４、Ａ２－２、Ａ２－５、Ａ２－７）。固溶状態にあるＮｉ、Ｐと、ＮｉとＰの析出物のバランスが影響しているものと思われた。
Ｉｔ１の値が上限に近い工程Ａ２－７は、圧延率が高いにもかかわらず、工程Ａ２－２と比べ、強度が同等か、低くなり、応力緩和特性は飽和し、曲げ加工性は、少し悪くなった。Ｉｔ１の値が上限の値を超える工程Ａ２－８は、平均結晶粒径が大きくなり、圧延率が高いにもかかわらず強度が低く、材料強度の方向性が生じ、曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性も悪くなった。工程Ａ２－９は、バッチ焼鈍で温度を上げ過ぎた場合、結晶粒が大きくなると同時に、著しい混粒となった。そのため、曲げ加工性が悪くなり、材料強度の方向性、すなわちＹＳＰ／ＴＳＰ、ＹＳＰ／ＹＳＯが、０．９を下回り、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性も悪くなった。工程Ａ２－１０は、Ｉｔ１が、所定の値より低いため、未再結晶部分を含む金属組織になったため、強度は高いが、曲げ加工性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が悪くなった。
回復熱処理は、バッチ式の（３００℃、３０分保持）の条件と、連続の高温短時間の（４５０℃－０．０５分）の条件とでは、ほとんど差がなかった（工程Ａ２－１と工程Ａ２－２と工程Ａ１－１と工程Ａ１－２等）。
以上のように、高Ｚｎ濃度の銅合金において、Ｎｉ，Ｓｎ等の元素を適切、最適に含有させることにより、耐変色性に優れ、強度が高く、曲げ加工性がよく、高温高湿、および高温での耐変色性、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性が良好で、高い抗菌性能を備える板材、電縫管に仕上げることができる。それにより、コストパフォーマンスに優れ、時代の要請である薄肉化、コンパクト化が可能となり、高温、高湿を含む過酷な環境に耐える最終製品、さらには、高性能、高機能、多機能な最終製品を得ることができる。特に、変色や応力腐食問題に対処する目的で、めっきが施されている場合、めっきを省略することが可能であり、銅合金の持つ高い導電性や抗菌・殺菌性能を継続的に発揮することができる。具体的には、強度が高く、応力緩和特性に優れ、過酷な使用環境にも耐えるので、電子・電気機器部品、自動車部品に使われるコネクタ、端子、リレー、スイッチ、ばね、ソケット等に適している。また、強度が高く、過酷な使用環境にも耐え、高い抗菌性能と、その高い抗菌性能が維持させるので手すり、ドアハンドル、内装壁材等の建築用金具・部材、医療用器具・容器、給排水衛生設備・器具・容器、装飾用等の好適素材となる。
さらに、導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、金属組織がα相からなると、より一層、強度、強度と曲げ加工性のバランスが優れ、応力緩和特性、特に１５０℃の実効応力が高くなるので、過酷な環境で使用される、電子・電気機器部品、自動車部品に使用されるコネクタ、端子、リレー、スイッチ、ばね、ソケット等のより好適な素材となる。
本発明の銅合金によれば、コストパフォーマンスに優れ、密度が小さく、りん青銅や洋白を上回る導電性を有し、高い強度と伸び・曲げ加工性と、応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐変色性、抗菌性を向上させることができる。
Claims (12)
- １７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３、
の関係を有するとともに、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０、
の関係を有し、
導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている銅合金。 - １８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０、
の関係を有するとともに、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、
導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
α単相である金属組織を有している銅合金。 - １７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、０．００３～０．０９ｍａｓｓ％のＰ、０．００５～０．５ｍａｓｓ％のＡｌ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＳｂ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＡｓ、０．０００５～０．０３ｍａｓｓ％のＰｂから選択される少なくとも１種または２種以上を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、
導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている銅合金。 - １８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉと、０．００３～０．０８ｍａｓｓ％のＰとを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０
の関係を有し、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、
かつ、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％と、Ｐの含有量〔Ｐ〕ｍａｓｓ％との間に、
２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０
の関係を有しており、
導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
α単相である金属組織を有している銅合金。 - １７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、
導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともにα相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている銅合金。 - １７～３４ｍａｓｓ％のＺｎと、０．０２～２．０ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～５ｍａｓｓ％のＮｉとを含有するとともに、０．００３～０．０９ｍａｓｓ％のＰ、０．００５～０．５ｍａｓｓ％のＡｌ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＳｂ、０．０１～０．０９ｍａｓｓ％のＡｓ、０．０００５～０．０３ｍａｓｓ％のＰｂから選択される少なくとも1種または２種以上を含有し、かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１２≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１０≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３３
の関係を有し、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．２≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦４、
１．４≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦９０
の関係を有し、
導電率が、１３％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
金属組織の構成相において、α相の占める割合が面積率で９９．５％以上である、または、α相マトリックスのγ相の面積率（γ）％とβ相の面積率（β）％との間に０≦２×（γ）+（β）≦０．７の関係を有するとともに、α相マトリックスに面積率で０～０．３％のγ相および０～０．５％のβ相が分散した金属組織とされている銅合金。 - １８～３３ｍａｓｓ％のＺｎと、０．２～１．５ｍａｓｓ％のＳｎと、１．５～４ｍａｓｓ％のＮｉと、０．００３～０．０８ｍａｓｓ％のＰとを含有し、かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を、各々０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下、かつ、合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上０．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
Ｚｎの含有量〔Ｚｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％の間に、
１５≦ｆ１＝〔Ｚｎ〕＋５×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦３０、
１２≦ｆ２＝〔Ｚｎ〕－０．３×〔Ｓｎ〕－２×〔Ｎｉ〕≦２８、
１０≦ｆ３＝｛ｆ１×（３２－ｆ１）×〔Ｎｉ〕｝１／２≦３０
の関係を有し、
Ｓｎの含有量〔Ｓｎ〕ｍａｓｓ％と、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％との間に、
１．４≦０．７×〔Ｎｉ〕+〔Ｓｎ〕≦３．６、
１．６≦〔Ｎｉ〕／〔Ｓｎ〕≦１２
の関係を有し、
かつ、Ｎｉの含有量〔Ｎｉ〕ｍａｓｓ％と、Ｐの含有量〔Ｐ〕ｍａｓｓ％との間に、
２５≦〔Ｎｉ〕／〔Ｐ〕≦７５０
の関係を有しており、
導電率が、１４％ＩＡＣＳ以上、２５％ＩＡＣＳ以下であり、
α単相である金属組織を有している銅合金。 - 請求項１から請求項７のいずれか一項に記載の銅合金であって、
医療用器具、手すり、ドアハンドル、給排水衛生設備・器具・容器等の用途に用いられる銅合金。 - 請求項１から請求項７のいずれか一項に記載の銅合金であって、
コネクタ、端子、リレー、スイッチ等の電子・電気部品、自動車部品に用いられる銅合金。 - 請求項１から請求項９のいずれか一項に記載の銅合金からなる銅合金板であって、
熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、仕上げ冷間圧延工程と、をこの順に含む製造工程により製造され、
前記冷間圧延工程での冷間加工率が４０％以上であり、
前記再結晶熱処理工程は、連続熱処理炉を用い、冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、
前記再結晶熱処理工程において、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、
５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、
０．０４≦ｔｍ≦１．０、
５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０
とする銅合金板。 - 請求項１０に記載の銅合金板であって、
前記製造工程は、前記仕上げ冷間圧延工程後に実施する回復熱処理工程を有し、
前記回復熱処理工程は、仕上げ冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）としたときに、
１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、
０．０２≦ｔｍ２≦１００、
１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０
とする銅合金板。 - 請求項１から請求項９のいずれか一項に記載の銅合金からなる銅合金板の製造方法であって、
鋳造工程と、対となる冷間圧延工程と焼鈍工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、仕上げ冷間圧延工程と、回復熱処理工程と、を含み、
銅合金又は圧延材を熱間加工する工程を含まず、
前記冷間圧延工程と前記再結晶処理工程との組み合わせ、及び、前記仕上げ冷間圧延工程と前記回復熱処理工程との組み合わせ、のいずれか一方、又は両方を行う構成とされており、
前記冷間圧延工程での冷間加工率が４０％以上であり、
前記再結晶熱処理工程は、連続熱処理炉を用い、冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、
前記再結晶熱処理工程において、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ（ｍｉｎ）としたときに、
５４０≦Ｔｍａｘ≦７９０、
０．０４≦ｔｍ≦１．０、
５００≦Ｉｔ１＝（Ｔｍａｘ－３０×ｔｍ－１／２）≦６８０
とされており、
前記回復熱処理工程は、仕上げ冷間圧延後の銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、該加熱ステップ後に該銅合金材料を所定の温度に所定の時間保持する保持ステップと、該保持ステップ後に該銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップを具備し、該銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ２（℃）とし、該銅合金材料の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域で、加熱保持される時間をｔｍ２（ｍｉｎ）としたときに、
１５０≦Ｔｍａｘ２≦５８０、
０．０２≦ｔｍ２≦１００、
１２０≦Ｉｔ２=（Ｔｍａｘ２－２５×ｔｍ２－１／２）≦３９０
とされている銅合金板の製造方法。
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