JPWO2013042678A1 - 銅合金板及び銅合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

この銅合金板の一態様は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、４４≧［Ｚｎ］＋２０?［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≰［Ｚｎ］＋９?（［Ｓｎ］−０．２５）１／２≰３７の関係を満たす。この銅合金板の一態様は、銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造され、前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下である。

Description

本発明は、銅合金板及び銅合金板の製造方法に関する。特に、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れた銅合金板及び銅合金板の製造方法に関する。
本願は、２０１１年９月２０日に、日本に出願された特願２０１１−２０４１７７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来より、電気部品，電子部品，自動車部品、通信機器，電子・電気機器等に使用されるコネクタ、端子、リレー、ばね、スイッチ等の構成材として、高導電で、高強度を有する銅合金板が使用されている。しかしながら、近年のかかる機器の小型化，軽量化，高性能化に伴って、それらに使用される構成材料にも、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極薄板が使用されるが、かかる極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を有す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。

高強度銅合金としては、ばね用りん青銅、ばね用洋白があり、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、黄銅が周知であるが、これらの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い。
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、高強度の代表品種であるりん青銅や洋白には、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、これら合金の密度が、いずれも約８．８と高いので、軽量化にも問題がある。
黄銅は安価であるが、強度的に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。
したがって、このような高導電・高強度銅合金は、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。

上記のような、高導電、高強度の要請を満たすための合金として、例えば特許文献１に示されるようなＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金が知られている。しかしながら、特許文献１に係る合金においても、強度は十分でない。

ところで、電気部品，電子部品，自動車部品、通信機器，電子・電気機器等に使用される，コネクタ、端子、リレー、ばね、スイッチ等の汎用の構成材において、伸び、曲げ性に優れることを前提として、薄肉化の要請により、より高い強度を必要とする部品、部位と、高電流が流れるために、より高い導電率、応力緩和特性が必要な部品、部位が存在する。しかしながら、強度と導電率は、相反する特性であり、強度が向上すれば、一般に導電率は下がる。この中で、高強度材であって、例えば５４０Ｎ／ｍｍ^２又はそれ以上の引張強度で、導電率が２１％ＩＡＣＳ以上、例えば２５％ＩＡＣＳ程度を求める部品がある。具体的には、コネクタ用途等であり、必要な伸び、曲げ加工性があることが前提で、高強度であってコストパフォーマンスの優れたものである。ところで、コストパフォーマンスに関しては、貴金属に属する銅に加え、銅と同等或いは銅よりもコストの高い元素を多く用いずに、具体的には、銅、及び銅と同等以上の高価な元素の合計含有量を少なくとも、７１．５mass％、又は、７１mass％以下に留め、かつ、純銅の密度８．９４ｇ／ｃｍ^３や、前述のりん青銅等の密度８．８〜８．９ｇ／ｃｍ^３よりも、約３％低くする、具体的には、合金の密度を少なくとも８．５５ｇ／ｃｍ^３以下にする。密度が下がる分、比強度が上がり、コストダウンにつながる。また、構成部材の軽量化につながる。

特開２００７−５６３６５号公報

本発明は、上記の従来技術の問題を解決するためになされたものであり、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性、応力緩和特性に優れた銅合金板を提供することを課題とする。

本発明者は、０．２％耐力（永久ひずみが０．２％になるときの強度であり、以下においては、単に「耐力」ということもある）は結晶粒径Ｄ_０の−１／２乗（Ｄ_０ ^−１／２）に比例して上昇する、とするホール・ペッチ（Hall-Petch）の関係式(E. O. Hall, Proc. Phys. Soc. London. 64 (1951) 747.及びN.J. Petch, J. Iron Steel Inst. 174 (1953) 25. 参照)に着目して、結晶粒を微細化することにより、上述した時代の要請を満足しうる高強度銅合金を得ることができると考え、結晶粒の微細化について種々の研究，実験を行った。
その結果、以下の知見を得た。
添加元素次第で銅合金を再結晶させることによる結晶粒の微細化を実現できる。結晶粒（再結晶粒）をある程度以下に微細化させることにより、引張強度、耐力を主とする強度を顕著に向上させることができる。すなわち、平均結晶粒径が小さくなるに従って強度も増大される。
具体的には、結晶粒の微細化における添加元素の影響について種々の実験を行った。これにより以下の事項を究明した。
Ｃｕに対するＺｎ、Ｓｎの添加は、再結晶核の核生成サイトを増加させる効果がある。更にＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金に対するＰの添加は粒成長を抑制する効果がある。このため、これらの効果を利用することで、微細な結晶粒を有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｐ系合金、更に粒成長を抑制する効果を有するＣｏ及びＮｉのうちいずれか一方又は両方を含有した合金を得ることが可能であることを究明した。
すなわち、再結晶核の核生成サイトの増加は、それぞれ原子価が２価、４価であるＺｎ、Ｓｎ添加により、積層欠陥エネルギーを低くさせることが主原因の１つであると考えられる。そして、生成した微細な再結晶粒を微細なまま維持させるために、Ｐの添加が有効である。更にはＰとＣｏ、Ｎｉの添加によって形成される微細な析出物により、微細な結晶粒の成長が抑制される。ただし、この中で再結晶粒の超微細化を目指すだけでは、強度、伸び、曲げ加工性のバランスが取れない。バランスを保つには、再結晶粒の微細化に余裕を持ち、ある範囲の大きさの結晶粒微細化領域が良いことが判明した。結晶粒の微細化又は超微細化については、ＪＩＳ Ｈ ０５０１において、記載されている標準写真で最小の結晶粒度が０．０１０ｍｍである。このことから、０．００７ｍｍ以下程度の平均結晶粒を有するものは結晶粒が微細化されていると称し、平均結晶粒径が０．００４ｍｍ（４ミクロン）以下のものを結晶粒が超微細化していると称しても差し支えないと考える。

本発明は、上記の本発明者の知見に基づき完成されたものである。すなわち、前記課題を解決するため、以下の発明を提供する。
本発明は、銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、銅合金材料は、α相マトリックスであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰ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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有することを特徴とする銅合金板を提供する。

本発明では、所定の粒径の結晶粒と、所定の粒子径の析出物を有する銅合金材料を冷間圧延しているが、冷間圧延をしても、圧延前の結晶粒と、α相マトリックス中のβ相及びγ相とを認識することができる。このため、圧延後に圧延前の結晶粒の粒径と、β相及びγ相の面積率とを測定することができる。また、結晶粒は、圧延されてもその体積は同じなので、結晶粒の平均結晶粒径は、冷間圧延の前後で変わらない。また、β相とγ相は、圧延されてもその体積は同じなので、β相とγ相との面積率は、冷間圧延の前後で変わらない。
また、以下において、銅合金材料は、適宜、圧延板とも称する。
本発明によれば、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。

また、本発明は、銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、かつ、０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有することを特徴とする銅合金板を提供する。

本発明によれば、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
また、０．００５〜０．０５mass％のＣｏと０．５〜１.５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有するので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなる。また、応力緩和特性が改善される。

また、本発明は、銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅ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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有することを特徴とする銅合金板を提供する。

本発明によれば、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
さらに、Ｆｅを０．００３mass％〜０．０３mass％含有するので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなる。Ｆｅは高価なＣｏの代替とすることができる。

また、本発明は、銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有することを特徴とする銅合金板を提供する。

本発明によれば、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
また、０．００５〜０．０５mass％のＣｏと０．５〜１.５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方と０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有するので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなる。また、応力緩和特性が改善される。

本発明に係る上記の４種類の銅合金板は、引張強度をＡ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＢ（％）、導電率をＣ（％ＩＡＣＳ）、密度をＤ（ｇ／ｃｍ^３）としたとき、前記仕上げ冷間圧延工程後に、Ａ≧５４０、Ｃ≧２１、であり、３４０≦［Ａ×｛（１００＋Ｂ）／１００｝×Ｃ^１／２×１／Ｄ］である。

比強度と伸びと導電率とのバランスに優れるので、コネクタ、端子、リレー、ばね、スイッチ等の構成材等に適している。

本発明に係る上記の４種類の銅合金板は、好ましくは、前記製造工程は、前記仕上げ冷間圧延工程の後に回復熱処理工程を含む。

回復熱処理を行うので、ばね限界値、導電率と応力緩和特性に優れる。

本発明に係る上記の４種類の銅合金板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程とを順に含み、前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終の熱間圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、熱間圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持される。前記冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０である。
尚、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焼鈍工程とを１回又は複数回行ってもよい。

回復熱処理を行なう本発明に係る上記の４種類の銅合金板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程と、回復熱処理工程とを順に含み、前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終の熱間圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、熱間圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持される。そして、前記冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０であり、前記回復熱処理工程は、前記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、前記回復熱処理工程において、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領域での保持時間をｔｍ２（ｍｉｎ）とし、前記仕上げ冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ２（％）としたときに、１２０≦Ｔｍａｘ２≦５５０、０．０２≦ｔｍ２≦６．０、３０≦｛Ｔｍａｘ２−４０×ｔｍ２^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２｝≦２５０である。
尚、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焼鈍工程とを１回又は複数回行ってもよい。

本発明によれば、銅合金材料は、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。

本発明の一実施形態に係る銅合金板について説明する。
本明細書では、合金組成を表すのに、［Ｃｕ］のように［ ］の括弧付の元素記号は当該元素の含有量値（mass％）を示すものとする。また、この含有量値の表示方法を用いて、本明細書において複数の計算式を提示する。しかしながら、Ｃｏの０．００１mass％以下の含有量、Ｎｉの０．０１mass％以下の含有量は銅合金板の特性への影響が少ない。従って、後述するそれぞれの計算式において、Ｃｏの０．００１mass％以下の含有量、及びＮｉの０．０１mass％以下の含有量は０として計算する。
また、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。例えば、０．０１mass％以下のＣｒは不可避不純物としている。
また、本明細書では、Ｚｎ、Ｓｎの含有量のバランスを表す指標として第１組成指数ｆ１と第２組成指数ｆ２を次のように定める。
第１組成指数ｆ１＝［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］
第２組成指数ｆ２＝［Ｚｎ］＋９（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２
ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。
また、本明細書では、再結晶熱処理工程、及び回復熱処理工程における熱処理条件を表す指標として熱処理指数Ｉｔを次のように定める。
それぞれの熱処理時の銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）、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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、それぞれの熱処理（再結晶熱処理工程又は回復熱処理工程）と、それぞれの熱処理の前に行われた再結晶を伴う工程（熱間圧延や熱処理）との間に行われた冷間圧延の冷間加工率をＲＥ（％）としたとき、以下のように定める。
熱処理指数Ｉｔ＝Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２
また、強度、特に比強度、伸び、導電率のバランスを表す指標として、バランス指数ｆｅを次のように定める。引張強度をＡ（Ｎ／ｍｍ^２）、延びをＢ（％）、導電率をＣ（％ＩＡＣＳ）、密度をＤ（ｇ／ｃｍ^３）としたとき、以下のように定める。
バランス指数ｆｅ＝Ａ×｛（１００＋Ｂ）／１００｝×Ｃ^１／２×１／Ｄ

第１の実施形態に係る銅合金板は、銅合金材料が仕上げ冷間圧延されたものである。銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍである。銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、α相の占める割合が９９％以上である。そして、銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。Ｚｎの含有量［Ｚｎ］mass％と、Ｓｎの含有量［Ｓｎ］mass％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有している。
この銅合金板は、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相と面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金が引張強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。

第２の実施形態に係る銅合金板は、銅合金材料が仕上げ冷間圧延されたものである。銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍである。銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、α相の占める割合が９９％以上である。そして、銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。Ｚｎの含有量［Ｚｎ］mass％と、Ｓｎの含有量［Ｓｎ］mass％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有している。
この銅合金板は、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相と面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金が引張強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
また、０．００５〜０．０５mass％のＣｏと０．５〜１.５mass％のＮｉのうち、いずれか一方又は両方を含有しているので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなり、応力緩和特性がよくなる。

第３の実施形態に係る銅合金板は、銅合金材料が仕上げ冷間圧延されたものである。銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍである。銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、α相の占める割合が９９％以上である。そして、銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。Ｚｎの含有量［Ｚｎ］mass％と、Ｓｎの含有量［Ｓｎ］mass％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有している。
この銅合金板は、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
さらに、Ｆｅを０．００３mass％〜０．０３mass％含有するので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなる。Ｆｅは高価なＣｏの代替とすることができる。

第４の実施形態に係る銅合金板は、銅合金材料が仕上げ冷間圧延されたものである。銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍである。銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、α相の占める割合が９９％以上である。そして、銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。Ｚｎの含有量［Ｚｎ］mass％と、Ｓｎの含有量［Ｓｎ］mass％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有している。
この銅合金板は、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
また、０．００５〜０．０５mass％のＣｏと０．５〜１.５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方と、０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有するので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなる。また、応力緩和特性が改善される。

次に、本実施形態に係る銅合金板の好ましい製造工程について説明する。
製造工程は、熱間圧延工程と、第１冷間圧延工程と、焼鈍工程と、第２冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、上述した仕上げ冷間圧延工程とを順に含む。上記の第２冷間圧延工程が、請求項で記載されている冷間圧延工程に該当する。各工程について必要な製造条件の範囲を設定し、この範囲を設定条件範囲という。
熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰ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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第１発明合金と呼ぶ。
また、熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、かつ、０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第２発明合金と呼ぶ。
また、熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅ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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第３発明合金と呼ぶ。
また、熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第４発明合金と呼ぶ。
この第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金、第４発明合金を合わせて発明合金と呼ぶ。

熱間圧延工程は、熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の圧延材の冷却速度が１℃／秒以上である。又は、熱間圧延後に圧延材が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持される熱処理工程を含んでいる。
第１冷間圧延工程は、冷間加工率が５５％以上である。
焼鈍工程は、後述するように、再結晶熱処理工程後の結晶粒径をＨ１とし、その前の焼鈍工程後の結晶粒径をＨ０とし、該再結晶熱処理工程と該焼鈍工程との間の第２冷間圧延の冷間加工率をＲＥ（％）とすると、Ｈ０≦Ｈ１×４×（ＲＥ／１００）を満たすような条件である。この条件は、例えば、焼鈍工程が銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、加熱ステップ後に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、保持ステップ後に銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップとを具備する場合で、銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）、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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記第１冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４２０≦Ｔｍａｘ≦７２０、０．０４≦ｔｍ≦６００、３８０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５８０である。また、バッチ式焼鈍の場合は、一般にｔｍが６０以上になるので、所定の温度に達してからの保持時間を１〜１０時間とし、焼鈍温度は４２０℃以上、５６０℃以下の条件が好ましい。
この第１冷間圧延工程と焼鈍工程は、圧延板の仕上げ冷間圧延工程後の板厚が、厚い場合には行わなくてもよいし、薄い場合には、第１冷間圧延工程と焼鈍工程とを複数回行ってもよい。熱間圧延後の金属組織中に占めるβ相、γ相の割合が高い場合（例えば、β相、γ相の合計の面積率が、１．５％以上、特に２％以上の場合）は、β相、γ相の量を減少させるためにも、第１冷間圧延工程と焼鈍工程、又は、熱間圧延後に熱間圧延材を４５０〜６５０℃、好ましくは４８０〜６２０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持する焼鈍を入れることが好ましい。元々、熱間圧延材の結晶粒度は、０．０２〜０．０３ｍｍの大きさであり、５５０℃〜６００℃に加熱しても結晶粒の成長は僅かであり、熱間上がりの状態では、相変化の速度が遅い。すなわち、β相、γ相からα相への相変化が起こりにくいので、温度を高めに設定する必要がある。または、焼鈍工程において、金属組織中に占めるβ相、γ相の割合を減少させるために、０．０５≦ｔｍ≦６．０の短時間焼鈍の場合、５００≦Ｔｍａｘ≦７００、４４０≦（Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦５８０が好ましい。バッチ式焼鈍の場合は、加熱保持時間を１〜１０時間とし、焼鈍温度は４２０℃以上、５６０℃以下の条件で、３８０≦（Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２）≦５４０が好ましい。これは、冷間加工率の高い材料が、例えば、短時間焼鈍であれば、５００℃以上で、Ｉｔが４４０以上の加熱条件により、１時間以上の長時間の焼鈍であれば、４２０℃以上で、Ｉｔが３８０以上の加熱条件により、β相、γ相からα相への相変化が起こりやすくなる。再結晶熱処理では、所定の細かな結晶粒を得ることも重要であるので、前工程である本焼鈍工程で、最終の目的とする相の構成割合、すなわちβ相、γ相の合計の面積率を１．０％以下、さらには０．６％以下にしておくことが好ましい。但し、前記Ｈ０≦Ｈ１×４×（ＲＥ／１００）を満たすように焼鈍後の結晶粒径：Ｈ０を制御する必要がある。後述する、Ｃｏ、又はＮｉは、焼鈍温度が高くなっても、結晶粒成長をより抑制する効果を持つので、Ｃｏ、またはＮｉの含有は有効である。第１冷間圧延工程と焼鈍工程との実施の有無や実施回数は、熱間圧延工程後の板厚と仕上げ冷間圧延工程後の板厚との関係で決まる。
第２冷間圧延工程は、冷間加工率が５５％以上である。

再結晶熱処理工程は、銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、加熱ステップ後に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、保持ステップ後に銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップとを具備する。
ここで、銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）、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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とすると、再結晶熱処理工程は、次の条件を満たす。
（１）４８０≦最高到達温度Ｔｍａｘ≦６９０
（２）０．０３≦保持時間ｔｍ≦１．５
（３）３６０≦熱処理指数Ｉｔ≦５２０
この再結晶熱処理工程の後に後述するように回復熱処理工程を行う場合もあるが、この再結晶熱処理工程が、銅合金材料に再結晶を行わせる最終の熱処理になる。
この再結晶熱処理工程後に、銅合金材料は、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであって、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、α相の占める割合が９９％以上である金属組織を有している。

仕上げ冷間圧延工程は、冷間加工率が５〜４５％である。
仕上げ冷間圧延工程の後に回復熱処理工程を行ってもよい。また、本願発明銅合金の用途上、仕上げ圧延後にＳｎめっきされ、溶融Ｓｎめっき、リフローＳｎめっき等のめっき時に材料温度が上がるので、そのめっき処理時の加熱プロセス工程を、本回復熱処理工程の代わりとすることが可能である。
回復熱処理工程は、銅合金材料を所定の温度に加熱する加熱ステップと、加熱ステップ後に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、保持ステップ後に銅合金材料を所定の温度まで冷却する冷却ステップとを具備する。
ここで、銅合金材料の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）、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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とすると、再結晶熱処理工程は、次の条件を満たす。
（１）１２０≦最高到達温度Ｔｍａｘ≦５５０
（２）０．０２≦保持時間ｔｍ≦６．０
（３）３０≦熱処理指数Ｉｔ≦２５０

次に、各元素の添加理由について説明する。
Ｚｎは発明を構成する主要な元素であり、原子価が２価で積層欠陥エネルギーを下げ、焼鈍時、再結晶核の生成サイトを増やし、再結晶粒を微細化、超微細化する。また、Ｚｎの固溶により、引張強度や耐力等の強度を向上させ、マトリックスの耐熱性を向上させ、耐マイグレーション性を向上させる。Ｚｎは、メタルコストが安価であり、銅合金の比重、密度を下げる効果を持ち、具体的には、適量のＺｎの含有は、銅合金の比重を８．５５ｇ／ｃｍ^３より小さくするので、経済的な大きなメリットがある。Ｓｎ等の他の添加元素との関係にもよるが、前記の効果を発揮するためには、Ｚｎは、少なくとも２８mass％以上含有する必要があり、好ましくは２９mass％以上である。一方、Ｓｎ等の他の添加元素との関係にもよるが、Ｚｎの含有量が、３５mass％を超えて含有しても、結晶粒の微細化と強度の向上に関し、含有量に見合った効果が出なくなり、金属組織中に伸び、曲げ加工性、応力緩和特性を阻害するβ相やγ相が許容限度を超え、すなわち金属組織中にβ相とγ相の合計の面積率が０．９％を超えて存在する。より好ましくは、３４mass％以下であり、最適には３３．５mass％以下である。原子価が２価のＺｎの含有量が、上記の範囲であっても、Ｚｎ単独の添加であれば、結晶粒を微細化することは困難で、結晶粒を所定の粒径にまで微細にし、Ｚｎ、Ｓｎの固溶強化により、高強度化を図るためには、後述するようにＳｎとの共添加することや、第１組成指数ｆ１、及び第２組成指数ｆ２を後述する適正な範囲に入れる必要がある。（ｆ１＝［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］、ｆ２＝［Ｚｎ］＋９（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２）

Ｓｎは、発明を構成する主要な元素であり、原子価が４価で積層欠陥エネルギーを下げ、Ｚｎの含有と相まって焼鈍時に、再結晶核の生成サイトを増やし、再結晶粒を微細化、超微細化する。特に２８mass％以上、好ましくは２９mass％以上の２価のＺｎとの共添加により、それらの効果は、Ｓｎが少量の含有であっても顕著に現れる。また、Ｓｎは、マトリックスに固溶し、引張強度や耐力、ばね限界値等の強度を向上させる。また、Ｚｎおよび後述のｆ１、ｆ２の関係式、Ｐ、Ｃｏ、Ｎｉとの相乗作用により、応力緩和特性も向上させる。これらの効果を発揮するためには、Ｓｎは、少なくとも０．１５mass％以上含有する必要があり、好ましくは０．２mass％以上であり、最適には０．２５mass％以上である。一方、Ｚｎ等の他の元素との関係にもよるが、Ｓｎの含有量が、０．７５mass％を超えて含有すると、導電性が悪くなり、場合によっては純銅の導電率の１／５程度、２１％ＩＡＣＳ程度の低い導電率になることがあり、また曲げ加工性が悪くなる。更には、Ｚｎの含有量にもよるが、Ｓｎは、γ相、β相の形成を促進し、かつ、γ相、β相を安定的なものとする作用がある。γ、β相は少量であっても金属組織中に存在すると、伸び、曲げ加工性に悪影響を与え、β相とγ相の合計の面積率を０．９％以下となるような金属組織にしなければならない。ＺｎとＳｎに関し、Ｚｎ、Ｓｎの相互作用を勘案し、後述するｆ１、ｆ２を満足する最適配合比率にし、適切な製造条件によって造られる本発明合金の特徴は、金属組織中に占めるα相の割合が９９％以上、β相とγ相の合計の面積率が０％以上、０．９％以下であって、最適には、β相とγ相の合計の面積率を、０％を含み、限りなく０％に近い金属組織にすることである。よって、Ｓｎの含有は、Ｓｎが高価な元素であることを考え合わせ、好ましくは、０．７２mass％以下であり、更に好ましくは、０．６９mass％以下である。

Ｃｕは、発明合金を構成する主元素であるので残部とする。ただし、本発明を達成する上で、Ｃｕ濃度に依存する強度、伸びを保持すると共に、密度を含めた優れたコストパフォーマンスを達成するためには、好ましくは６５mass％以上、より好ましくは６５．５mass％以上であって、更に好ましくは、６６mass％以上である。上限は、好ましくは７１．５mass％以下であり、７１mass％以下にすることがより好ましい。

Ｐは、原子価が５価で結晶粒を微細化する作用と、再結晶粒の成長を抑制する作用を持つが、含有量が少ないので後者の作用が大きい。Ｐの一部は、後述するＣｏ、またはＮｉと化合して析出物を形成し、結晶粒成長抑制効果を更に強化することが出来る。また、Ｐは、Ｃｏ等と化合物形成により、または、固溶するＮｉとの相乗効果により、応力緩和特性を改善する。結晶粒成長抑制効果を発揮するためには、少なくとも０．００５mass％以上が必要であり、好ましくは０．００８mass％以上、最適には０．０１mass％以上である。特に応力緩和特性を良くするためには、Ｐを０．０１mass％以上含有することが好ましい。一方、０．０５mass％を超えて含有しても、Ｐ単独、更にはＰとＣｏとの析出物による再結晶粒成長抑制効果は飽和し、却って析出物が過多に存在すると、伸び、曲げ加工性が低下するので、０．０４mass％以下が好ましく、最適には０．０３５mass％以下である。

Ｃｏは、Ｐと結合し化合物を作る。ＰとＣｏの化合物は、再結晶粒の成長を抑制する。また、結晶粒微細化にともなう応力緩和特性の悪化を防止する。その効果を発揮するためには、０．００５mass％以上の含有が必要であり、０．０１mass％以上が好ましい。一方、０．０５mass％以上含有しても、効果が飽和するばかりでなく、プロセスによってはＣｏとＰの析出粒子により、伸び、曲げ加工性が低下することがある。好ましくは、０．０４mass％以下であり、最適には０．０３mass％以下である。Ｃｏによる再結晶粒成長を抑制する効果は、組成上、β相やγ相が多く析出し、圧延材に残留する場合に有効である。何故なら、例えば焼鈍工程で、焼鈍温度を高く、時間を長く、または、熱処理指数Itを大きくしても、生成する再結晶粒を細かいまま維持することができるからである。本発明は、β相、γ相の合計が、面積率で０．９％以下であることが最も重要な事項の１つであり、β相やγ相を所定の割合まで減少させるためには、例えば焼鈍時に、好ましくは、バッチ式の場合で温度を４２０℃以上、短時間熱処理の場合で５００℃以上にすることが必要であり、結晶粒を細い状態にすることと、β、γ相量を減らすことの相反する現象が、Ｃｏの含有によって解決される。

Ｎｉは、高価な金属であるが、ＮｉとＰとの共添加により析出物の形成し、結晶粒成長を抑制する効果と、析出物形成による応力緩和特性を改善する効果と、固溶状態にあるＮｉ、ＳｎとＰとの相乗効果によって応力緩和特性を改善する効果とがある。銅合金の応力緩和特性は、結晶粒が微細化、或いは、超微細化すると、悪くなるが、Ｐと化合物を形成するＣｏ、Ｎｉは、応力緩和特性の悪化を最小限にする効果がある。さらに多量のＺｎを含有すると、銅合金の応力緩和特性は一般に悪くなるが、固溶状態にあるＮｉ、ＳｎとＰとの相乗効果により、応力緩和特性は大幅に改善される。具体的には、Ｚｎ含有量が２８mass％以上であっても、本発明合金のＳｎ配合量と組成の指数ｆ１、ｆ２の関係式を満たせば、Ｎｉを０．５mass％以上含有することにより、応力緩和特性を向上させることができる。好ましくは０．６mass％以上である。また、Ｚｎ含有量が２８mass％以上の場合、結晶粒成長を抑制するＮｉとＰの化合物の形成は、Ｎｉ量が０．５mass％以上で顕著になる。一方、Ｎｉを１．５mass％以上含有しても、応力緩和特性の改善効果は飽和し、寧ろ、導電性を阻害し、経済的なデメリットも生じる。好ましくは、１．４mass％以下である。なお、Ｎｉの含有は、Ｃｏの含有と同様、結晶粒成長抑制効果により、焼鈍、再結晶熱処理工程において、所定のβ相、γ相の合計面積率と、所定の微細な、或いは細かな再結晶粒度を達成するために有効である。
なお、他の特性を損なわずに、応力緩和特性を向上させ、また、結晶粒成長抑制効果を得るためには、ＮｉとＰとの相互作用、つまりＮｉとＰとの配合比が重要である。すなわち１５≦Ｎｉ/Ｐ≦８５であることが好ましく、Ｎｉ/Ｐが８５より大きいと、応力緩和特性の向上効果が少なくなり、Ｎｉ/Ｐが１５より小さいと、応力緩和特性の向上効果、結晶粒成長抑制効果は、飽和し、曲げ加工性を悪くする。

ところで、強度、伸び、導電率、応力緩和特性のバランスを得るには、単にＺｎ、Ｓｎの配合量だけではなく、それぞれの元素の相互関係、金属組織を考慮する必要がある。添加量が多く、原子価が２であるＺｎ、原子価が４であるＳｎの含有により積層欠陥エネルギーを低くすることによる結晶粒の微細化による高強度化、結晶粒微細化に伴う伸びの低下、Ｓｎ、Ｚｎによる固溶強化、及び金属組織中でのγ、β相の存在による伸び、曲げ加工性の低下等を考慮に入れなければならない。発明者の研究から、各元素が発明合金の組成の範囲内において、４４≧ｆ１≧３７、かつ３２≦ｆ２≦３７を満足する必要があることが判明した。この関係を満足することにより、適切な金属組織が得られ、高い強度、高い伸び、良好な導電性、応力緩和特性、そしてこれら特性間に高度なバランスの取れた材料が出来上がる。
すなわち、仕上げ冷間圧延工程後の圧延材において、導電性が２１％ＩＡＣＳ以上の良好な導電性で、引張強度５４０Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは５７０Ｎ／ｍｍ^２以上、若しくは、耐力で４９０Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは５２０Ｎ／ｍｍ^２以上の高い強度、細かな結晶粒、高い伸び、及びこれらの特性の高いバランスを備えるためには、Ｚｎが２８〜３５mass％、Ｓｎが０．１５〜０．７５mass％であって、且つｆ１≧３７を満足する必要がある。ｆ１は、ＺｎとＳｎの固溶強化、及び最終の冷間仕上げ圧延による加工硬化、Ｚｎ、Ｓｎとの相互作用を含めた結晶粒微細化、Ｐ、Ｎｉ、ＣｏとＺｎ、Ｓｎとの相乗効果による応力緩和特性に関わるものであり、より高い強度を得るためには、ｆ１が、３７以上である必要がある。より高い強度、より細かな結晶粒を得るため、そして応力緩和特性を向上させるためには、好ましくはｆ１が、３７．５以上であり、より好ましくは３８以上である。一方、曲げ加工性、導電率、応力緩和特性を良好なものとし、さらには、β相とγ相の合計の占める面積率を０%以上、０．９％以下の金属組織にするためには、ｆ1は、４４以下である必要があり、好ましくは、４３以下であり、より好ましくは４２以下である。他方、実操業において、α相マトリックス中において、β相＋γ相の占める面積率を０％以上、０．９％以下とし、良好な伸び、曲げ加工性と導電率を確保するためには、実験的に求めたｆ２≦３７を満足する必要があり、好ましくは、ｆ２は３６以下、より好ましくは、３５．５以下である。そして、高い強度を得るためには、ｆ２は、３２以上であり、より好ましくは、３３以上である。Ｚｎ含有量の変化に伴った適正なＳｎ含有量の調整が必要である。ｆ１、ｆ２がより好ましい数値を取れば、β相とγ相の合計の面積率を、０％を含み、限りなく０％に近いより好ましい金属組織にすることができる。なお、ｆ１、ｆ２の関係式において、Ｃｏは少量であり、Ｐと析出物を形成し、関係式にほとんど影響を与えないことと、Ｎｉは、析出物の形成とｆ１、ｆ２の関係式とにおいて、Ｃｕとほとんど同じに見なせることから、関係式の中に、Ｃｏ、Ｎｉの項はない。

ところで、結晶粒の超微細化に関し、発明合金の組成範囲にある合金において再結晶粒を１μｍまで超微細化することは可能である。しかしながら、合金の結晶粒を１．５μｍや１μｍまで微細化すると、数原子程度の幅で形成される結晶粒界の占める割合が大きくなり、最終の仕上げ冷間圧延工程による加工硬化を施すことによって、更に高強度が得られるものの、伸び、曲げ加工性が悪くなる。したがって、高強度と高い伸びの両方を備えるためには、再結晶熱処理工程後の平均結晶粒径は２μｍ以上が必要であり、より好ましくは、２．５μｍ以上である。一方、結晶粒が大きくなるにつれ、良好な伸びを示すが、所望の引張強度、耐力が得られなくなる。少なくとも、平均結晶粒径を７μｍ以下に細かくする必要がある。より好ましくは、６μｍ以下であり、更に好ましくは、５．５μｍ以下である。なお、応力緩和特性は、平均結晶粒径が、やや大きいほうがよく、３μｍ以上が好ましく、より好ましくは３．５μｍ以上であり、上限は、７μｍ以下であり、６μｍ以下が好ましい。

また、例えば５５％以上の冷間加工率で冷間圧延を施した圧延材を焼鈍する時、時間との関係もあるが、ある臨界の温度を超えると、加工ひずみの蓄積された結晶粒界を中心に再結晶核が生じる。合金組成にもよるが本発明合金の場合、核生成後にできた再結晶粒の粒径は、１μｍや１．５μｍ、又はそれより小さな再結晶粒であるが、圧延材に熱を加えても、加工組織が一度にすべて再結晶粒に置き換わることはない。すべて、又は、例えば９７％以上が再結晶粒に置き換わるには、再結晶の核生成が開始する温度よりも更に高い温度、又は再結晶の核生成が開始する時間よりも更に長い時間が必要である。この焼鈍の間、最初にできた再結晶粒は、温度、時間と共に成長し、結晶粒径は大きくなる。微細な再結晶粒径を維持するためには、再結晶粒の成長を抑制する必要がある。その目的を達成するために、Ｐ、更にはＣｏ、またはＮｉが含有される。再結晶粒の成長を抑制するためには、再結晶粒の成長を抑制するピンのようなものが必要であり、そのピンのようなものに当たるものが、本発明では、Ｐ、又は、ＰとＣｏまたはＮｉで生成する化合物であり、ピンのような役目を果たすために最適なものである。なお、Ｐの結晶粒成長抑制効果は比較的緩やかで、本発明は平均結晶粒径２μｍ以下の超微細化を目指すものではないので適切である。更にＣｏを添加すると、形成される析出物は大きな結晶粒成長抑制効果を発揮する。Ｎｉは、Ｃｏよりも、Ｐとの析出物形成するために多くの量を必要とし、またその析出物は、結晶粒成長抑制効果は小さいが、本願で目的とする結晶粒度に調整することを容易にする。また本発明は、大きな析出硬化を目指すものではなく、上述のように、結晶粒の超微細化を目指すものでもないので、Ｃｏ含有量は、０．００５〜０．０５mass％の極少量で十分であり、最適には、０．０３５mass％以下でよい。Ｎｉの場合は、０．５〜１．５mass％を必要とするが、さらに、析出物に与らないＮｉは、応力緩和特性を大きく向上させることに使われる。なお、本発明合金の組成範囲のＣｏ、またはＮｉとＰで形成される析出物は、曲げ加工性を大きく阻害しないが、析出量が増えるに従って、伸び、曲げ加工性に影響を与える。また、析出量が多い、または、析出物の粒子径が小さいと、再結晶粒成長の抑制効果が効きすぎて、目的とする結晶粒径を得ることが難しくなる。
ところで、結晶粒成長を抑制する作用、および応力緩和特性を向上させる作用は、析出物の種類、量とサイズに依存する。析出物の種類は、前記のとおりＰとＣｏ、Ｎｉが有効であり、析出物の量はそれらの元素の含有量で決まる。一方、析出物のサイズは、結晶粒成長抑制作用、応力緩和特性向上作用を十分に発揮させるためには、析出物の平均粒径が、４〜５０ｎｍであることが必要である。析出物の平均粒径が４ｎｍより小さいと、結晶粒成長抑制効果が効きすぎて、目的とする本願で規定する再結晶粒が得られないばかりか、曲げ加工性を悪くする。好ましくは、５ｎｍ以上である。ＣｏとＰの析出物は、析出物の大きさが小さい。析出物の平均粒径が５０ｎｍより大きいと、結晶粒成長抑制作用が小さくなり、再結晶粒は成長し、目的とする大きさの再結晶粒が得られないし、場合によっては混粒状態になりやすい。好ましくは、４５ｎｍ以下である。析出物が大きすぎても、曲げ加工性を悪くする。

結晶粒成長を抑制するためには、Ｐの含有、ＰとＣｏ、またはＮｉの含有が最適であるが、たとえば、ＰとＦｅ、その他、Ｍｎ、Ｍｇ、ＣｒなどもＰと化合物を形成し、ある一定以上の量が含まれると過剰な結晶粒成長抑制作用や、化合物の粗大化により伸び等を阻害する恐れがある。
Ｆｅは、含有量や、Ｃｏとの関係を適切なものにすると、Ｃｏの析出物と同等の機能すなわち、結晶粒成長抑制機能、応力緩和特性向上機能を発揮し、Ｃｏとの代替が可能である。すなわち、Ｆｅの０．００３mass％以上の含有が必要であり、０．００５mass％以上が好ましい。一方、０．０３mass％以上含有しても、効果が飽和するばかりでなく、結晶粒成長抑制作用が効きすぎ、所定の大きさの細かな結晶粒が得られず、伸び、曲げ加工性が低下する。好ましくは、０．０２５mass％以下であり、最適には０．０２mass％以下である。なお、Ｃｏと共添加される場合、ＦｅとＣｏとの含有量の合計が、０．０４mass％以下にする必要がある。なぜなら、結晶粒成長抑制作用が効きすぎるからである。
したがって、Ｆｅを除くＣｒ等の元素を影響が及ぼさない濃度にしなければならない。その条件は、少なくとも各々、０．０２mass％以下、好ましくは０．０１mass％以下、又は、Ｐと化合するＣｒ等の元素の合計の含有量が、０．０３mass％以下であり、Ｃｏと共添加される場合、Ｃｒ等とＣｏとの含有量の合計が、０．０４mass％以下、または、Ｃｏの含有量の２／３以下、好ましくは、１／２以下にしなければならない。析出物の組成、構造、大きさが変化することにより、伸び、応力緩和特性に大きな影響を与える。

更に、仕上げ冷間圧延工程で、例えば、１０％〜３５％の加工率を加えることにより、大きく伸びを損なわずに、すなわち少なくともＷ曲げで、Ｒ／ｔ（Ｒは曲げ部の曲率半径、ｔは圧延材の厚み）が１以下で割れが発生せず、圧延による加工硬化により引張強度、耐力を高めることが出来る。
強度、特に比強度、伸び、導電率の間で高度にバランスが取れた合金を表す指標として、これらの積が高いことで評価することが出来る。引張強度をＡ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＢ（％）、導電率をＣ（％ＩＡＣＳ）、密度をＤとしたとき、最終の圧延材又は圧延後低温焼鈍を施した圧延材においては、Ｗ曲げ試験で少なくともＲ／ｔ＝１（Ｒは曲げ部の曲率半径、ｔは圧延材の厚み）で割れが生じず、引張強度が５４０Ｎ／ｍｍ^２以上、導電率が２１％ＩＡＣＳ以上であることが前提で、Ａと（１００＋Ｂ）／１００とＣ^１／２と１／Ｄの積が３４０以上であることである。更に優れたバランスを備えるためには、Ａと（１００＋Ｂ）／１００とＣ^１／２と１／Ｄの積が、３６０以上であるが好ましい。又は、使用上、引張強度より、耐力が重要視されることが多いので、Ａの引張強度の代わりに、耐力Ａ１を用い、Ａ１と（１００＋Ｂ）／１００とＣ^１／２と１／Ｄの積が、３１５以上が好ましく、Ａ１と（１００＋Ｂ）／１００とＣ^１／２と１／Ｄの積が、３３０以上を満たすことが更に好ましい。
本発明のように、Ｚｎを２８〜３５％含み、その合金にＳｎを含有すると、鋳造段階、及び熱間圧延段階から、β相やγ相を含む金属組織を有し、製造プロセスの中で、β、γ相を如何にコントロールするかがポイントになる。製造プロセスに関し、熱間圧延開始温度は、熱間変形抵抗が低く、熱間変形能がよくなる７６０℃以上、好ましく７８０℃以上であり、上限は、温度が高すぎるとよりβ相が多く残留するので、８５０℃以下、好ましくは８４０℃以下である。そして、熱間圧延の最終圧延終了後、４８０℃から３５０℃の温度領域を１℃／秒以上の冷却速度で冷却する、又は、熱間圧延後に４５０〜６５０℃で、０．５時間から１０時間熱処理することが好ましい。

熱間圧延終了後、４８０℃から３５０℃の温度領域を１℃／秒以下の冷却速度で冷却すると、熱間圧延直後の圧延材にはβ相が残留するが、冷却過程で、β相がγ相に変化する。冷却速度が１℃／秒より遅いと、γ相に変化する量が多くなり、最終の再結晶焼鈍後にも、多くのγ相が残留する。冷却速度を３℃／秒以上にするのが好ましい。また、コストは掛かるが、熱間圧延後、４５０〜６５０℃で、０．５時間から１０時間熱処理することにより、熱間圧延材に存在するβ相、γ相を減少させることができる。４５０℃より低いと、相変化が起こり難く、またγ相の安定な温度領域になるので、γ相の大幅な減少が困難になる。一方、６５０℃を超えて熱処理すると、β相が安定な領域になり、β相の大幅な減少は困難であり、また、結晶粒の大きさが、場合によっては０．１ｍｍの粗大なものになるので、最終再結晶焼鈍時に結晶粒を微細化できたとしても、混粒状態となり、伸び、曲げ加工性が悪くなる。好ましくは、４８０℃以上であり、また、６２０℃以下が好ましい。

そして、再結晶熱処理工程前の冷間加工率が５５％以上であり、最高到達温度が４８０〜６９０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０３〜１．５分の熱処理であって、熱処理指数Ｉｔが、３６０≦Ｉｔ≦５２０である再結晶熱処理工程が施される。

再結晶熱処理工程で目標とする細かな再結晶粒を得るためには、積層欠陥エネルギーを低くするだけでは不十分なので、再結晶核の生成サイトを増やすために、冷間圧延によるひずみ、具体的には、結晶粒界でのひずみの蓄積が必要である。そのために、再結晶熱処理工程前の冷間圧延での冷間加工率が５５％以上必要であり、好ましくは、６０％以上であり、最適には６５％以上である。一方、再結晶熱処理工程前の冷間圧延の冷間加工率を上げ過ぎると、圧延材の形状、ひずみ等の問題が生じるので９５％以下が望ましく、最適には９２％以下である。すなわち、物理的な作用による再結晶核の生成サイトを増やすためには、冷間加工率を高くすることが有効であり、製品のひずみを許容できる範囲で、高い加工率を付加することにより、より微細な再結晶粒を得ることができる。

そして、最終の目的とする結晶粒の大きさが微細であり、且つ均一にするためには、再結晶熱処理工程の１つ前の熱処理である焼鈍工程後の結晶粒径と再結晶熱処理工程前の第２冷間圧延の加工率の関係を規定しておく必要がある。すなわち、再結晶熱処理工程後の結晶粒径をＨ１とし、その前の焼鈍工程後の結晶粒径をＨ０とし、該焼鈍工程と該再結晶熱処理工程との間の冷間圧延の冷間加工率をＲＥ（％）とすると、ＲＥが５５〜９５において、Ｈ０≦Ｈ１×４×（ＲＥ／１００）を満たすことが好ましい。なおこの数式はＲＥが４０から９５の範囲で適応が可能である。結晶粒の微細を実現させ、該再結晶熱処理工程後の再結晶粒を微細でより均一なものにするために、焼鈍工程後の結晶粒径を、該再結晶熱処理工程後の結晶粒径の４倍と、ＲＥ／１００の積以内にしておくことが好ましい。冷間加工率が高いほど、再結晶核の核生成サイトが増えるので、焼鈍工程後の結晶粒径が、該再結晶熱処理工程後の結晶粒径より３倍以上の大きさであっても微細でより均一な再結晶粒が得られる。なお、結晶粒が混粒状態すなわち、不均一であると、曲げ加工性等の特性が悪くなる。
なお、焼鈍工程の条件は４２０≦Ｔｍａｘ≦７２０、０．０４≦ｔｍ≦６００、３８０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５８０であるが、焼鈍工程前の金属組織中に占めるβ相、γ相の面積率の合計が大きい場合、例えば、合計の面積率が１．５％、特に２％を超える場合、焼鈍工程において、予めβ相、γ相の面積率を減少させておく必要があり、再結晶熱処理工程前の金属組織に占めるβ相、γ相の面積率の合計を１．０％以下、好ましくは０．６％以下にしておくことが好ましい。何故なら、再結晶熱処理工程では、結晶粒を所定の大きさにすることも重要であり、最適な金属組織の構成相を得ることと両方を満たすことが困難な場合がある。焼鈍工程の条件は、５００≦Ｔｍａｘ≦７００、０．０５≦ｔｍ≦６．０、４４０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５８０が好ましい。１時間以上、１０時間以下の長時間であれば、４２０℃以上、好ましくは、４４０℃以上であり、５６０℃以下、３８０≦Ｉｔ≦５４０の条件で加熱することにより、β、γ相を減少させることができる。一方、例えば前記のＩｔが５８０、または５４０を超えると、却ってβ相の量が減少せず、結晶粒が大きくなり、または、長時間焼鈍の場合、５６０℃を超えると、結晶粒が成長し、前記Ｈ０≦Ｈ１×４×（ＲＥ／１００）を満たすことができなくなる。このような場合、Ｃｏ、又はＮｉは、Ｉｔまたは焼鈍温度が高くなっても、結晶粒成長をより抑制する効果を持つので有効である。

そして再結晶熱処理工程では、短時間の熱処理がよく、最高到達温度が４８０〜６９０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０３〜１．５分、より好ましくは、最高到達温度が４９０〜６８０℃で「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０４〜１．０分の短時間焼鈍であって、具体的な条件は、３６０≦Ｉｔ≦５２０の関係を満たすことが必要である。Ｉｔにおいて、下限側は、３８０以上が好ましく、４００以上が更に好ましく、上限側は、５１０以下が好ましく、５００以下が更に好ましい。
Ｉｔの下限を下回ると、未再結晶部分が残る、または、結晶粒の大きさが本願で規定する大きさより小さくなる。４８０℃以下での短時間の再結晶焼鈍は、温度が低く、時間が短いために、非平衡状態にあるβ、γ相が、容易にα相に相変化せず、また、４２０℃、または４４０℃以下の温度領域は、γ相がより安定に存在することができるのでγ相からα相への相変化も起こりにくい。最高到達温度が６９０℃を超える又は、Ｉｔの上限を超えて焼鈍すると、Ｐによる結晶粒成長抑制効果が作用しなくなり、またＣｏ、またはＮｉ添加の場合、析出物の再固溶がおこり、所定の結晶粒成長の抑制効果が機能せず、所定の微細な結晶粒が得られない。また、再結晶熱処理工程までの工程において非平衡で、過度に残留していたβ相は、最高到達温度が６９０℃を超えるとβ相がより安定な状態となり、β相を減少させることが困難になる。焼鈍工程を含む場合、焼鈍工程において、結晶粒度が３〜１２μｍ、好ましくは、３．５〜１０μｍになってもよいので、十分にβ相、γ相を減少させる焼鈍条件で行うことが好ましい。すなわち、最終の熱処理工程前の焼鈍工程で、β相、γ相の合計の占める面積率を０〜１．０％にしておくことが好ましく、さらに好ましくは０〜０．６％である。
なお、再結晶熱処理工程は、勿論、バッチ式の焼鈍、例えば、３３０℃から４４０℃の加熱で、１〜１０時間保持の条件で、平均結晶粒径、析出物の粒径等の要件をすべて満たすことが前提で実施しても差し支えない。
更に、仕上げ冷間圧延工程後、最高到達温度が１２０〜５５０℃で、「最高到達温度−５０℃」から最高到達温度までの範囲での保持時間が０．０２〜６．０分の熱処理であって、３０≦Ｉｔ≦２５０の関係を満たす回復熱処理工程を施す場合がある。このような再結晶を伴わない、つまりほとんど金属組織の相の変化を伴わない、低温又は短時間の回復熱処理による低温焼鈍効果により、材料のばね限界値、強度、応力緩和特性を向上させ、そして、圧延により低下した導電率を回復させるための熱処理を場合によっては実施する。特にＮｉを含有する合金は、顕著に応力緩和特性が向上する。なお、Ｉｔにおいて、下限側は、５０以上が好ましく、９０以上が更に好ましく、上限側は、２３０以下が好ましく、２１０以下が更に好ましい。３０≦Ｉｔ≦２５０の条件式に相当する熱処理を施すことにより、回復熱処理工程前に比べ、ばね限界値は、約１．５倍向上し、導電率は、０．３〜１％ＩＡＣＳ向上する。なお、本発明合金は、主にコネクタ等の部品に使用され、圧延材の状態、または、部品に成形後、Ｓｎメッキが施されることが多い。Ｓｎめっき工程において、約１５０℃〜約３００℃の低温であるが圧延材、部品は加熱される。このＳｎめっき工程は、回復熱処理後に行っても、回復熱処理後の諸特性にほとんど影響を与えない。他方、Ｓｎめっき時の加熱工程は、前記回復熱処理工程の代替する工程になり得、回復熱処理工程を経なくても、圧延材の応力緩和特性、ばね強度、曲げ加工性を向上させることができる。

次に、β相とγ相の合計の面積率が、０％以上、０．９％以下であることについて説明する。
本発明は、金属組織的見地から、α相マトリックスにおいて、β相、γ相が、僅かに残留するか、消滅するかのぎりぎりの状態、すなわち、β相とγ相の合計の面積率を、０％以上、０．９％以下にすることを基本に、Ｚｎと、少量のＳｎと、結晶粒成長抑制効果を備えるＰ、更には、微量のＣｏ、またはＮｉの添加、或いはＦｅの添加により、結晶粒を所定の微細、または細かなものとし、Ｚｎ、Ｓｎによる固溶強化と、延性、伸びを損なわない程度の加工硬化により、高強度と良好な伸び、導電性、さらには良好な応力緩和特性を備えるものである。硬く、脆いβ相やγ相が、α相マトリックスに、合計で０．９％を超えて存在すると、伸び、曲げ加工性が悪くなり、引張強さも寧ろ低下し、応力緩和特性も悪くなる。好ましくは、β相とγ相とを合わせて、０．６％以下であり、更に好ましくは、０．４％以下であり、最適には、０．２％以下であり、０%、または０％に近いことが好ましい。それらの面積率になると殆ど伸び、曲げ加工性に影響しなくなる。Ｓｎ、Ｚｎの固溶強化、比強度、相互作用を最大限に生かすためには、β相とγ相とが、伸びに影響を与えない程度に存在するか、存在しないかの境界が最も有効である。これらの面積率から外れると、Ｚｎを２８〜３５％含み、ＳｎおよびＰを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ-Ｐ合金で形成されるβ相、γ相は、Ｓｎを含まないＣｕ−Ｚｎ合金のβ相、γ相に比べ、硬くて脆い性質を持ち、合金の延性、曲げ加工性に悪影響を与える。大雑把には、γ相は、５０mass％Ｃｕ−４０mass％Ｚｎ−１０mass％Ｓｎからなり、β相は６０mass％Ｃｕ−３７mass％Ｚｎ−３mass％Ｓｎからなり、γ相、β相に多量のＳｎを含有するからである。したがって組成的には、Ｚｎ：２８〜３５mass％、Ｓｎ：０．１５〜０．７５mass％、Ｐ：０．００５〜０．０５mass％、及び残部がＣｕからなり、ＺｎとＳｎの関係において、４４≧［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７のようにコントロールする必要がある。なお、関係式において、より好ましい金属組織にするためには、［Ｚｎ］＋９（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３６であり、最適には、［Ｚｎ］＋９（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３５．５であり、３３≦［Ｚｎ］＋９（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２である。そして、４３≧［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］であり、最適には、４２≧［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］であり、［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］≧３７.５であり、最適には［Ｚｎ］＋２０［Ｓｎ］≧３８である。なお、本数式において、Ｓｎが０．２５mass％以下の場合は、Ｓｎの影響が少なくなるので、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２の項を０とするものとする。また、最終の再結晶熱処理工程前において、β相、γ相が所定の面積率より多い場合、最終の再結晶熱処理工程で、例えば、３３０〜３８０℃で、３〜８時間の結晶粒を微細化させる条件で行うと、β相、γ相は、少ししか減少しない。鋳造、熱間圧延工程以降において工業上生産上、非平衡状態で存在するβ相、γ相を効率よく減少させるために、中間の焼鈍工程時にＩｔの数値を、短時間焼鈍の場合、好ましくは４４０〜５８０で高めにし、または、バッチ式焼鈍の場合、４２０〜５６０℃の温度で焼鈍し、Itの数値を、３８０〜５４０とし、β相、γ相の合計の占める面積率を０〜１．０％に減少させ、但し、結晶粒が所定の大きさを超えない程度の３〜１２μｍとし、そして最終の再結晶焼鈍で、短時間であるが、高温の再結晶焼鈍が有効である。この温度（４８０〜６９０℃）は、いずれも、β、γ相が安定な領域から外れ、β、γ相を減少させることが出来ている。

本発明の一実施形態として、熱間圧延工程と、第１冷間圧延工程と、焼鈍工程と、第２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順に含む製造工程を例として示したが、再結晶熱処理工程までの工程を必ずしも行わなくてもよい。仕上げ冷間圧延工程前の銅合金材料の金属組織が、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であればよく、例えば、熱間押出や鍛造や熱処理等の工程によって、そのような金属組織の銅合金材料を得てもよい。

上述した第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金、第４発明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成した。
表１は、試料として作成した第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金、第４発明合金及び比較用の銅合金の組成を示す。ここで、Ｃｏが０．００１mass％以下の場合、Ｎｉが０．０１mass％以下の場合、Ｆｅが０．００５mass％以下の場合は空欄にしている。

比較用合金は、下記の点で、発明合金の組成範囲から外れている。
合金Ｎｏ，２１は、発明合金の組成範囲よりもＰの含有量が多い。
合金Ｎｏ，２２は、発明合金の組成範囲よりもＰの含有量が少ない。
合金Ｎｏ，２３は、発明合金の組成範囲よりもＰの含有量が少ない。
合金Ｎｏ，２４は、発明合金の組成範囲よりもＰの含有量が多い。
合金Ｎｏ，２５は、発明合金の組成範囲よりもＣｏの含有量が多い。
合金Ｎｏ，２６は、発明合金の組成範囲よりもＺｎの含有量が多い。
合金Ｎｏ，２７は、発明合金の組成範囲よりもＺｎの含有量が少ない。
合金Ｎｏ，２８は、発明合金の組成範囲よりもＳｎの含有量が多く、指数ｆ１が発明合金の範囲よりも大きい。
合金Ｎｏ，２９は、指数ｆ２が発明合金の範囲よりも大きい。
合金Ｎｏ，３０は、指数ｆ１が発明合金の範囲よりも小さい。
合金Ｎｏ，３１は、指数ｆ１が発明合金の範囲よりも小さい。
合金Ｎｏ，３２は、指数ｆ２が発明合金の範囲よりも大きい。
合金Ｎｏ，３３は、指数ｆ２が発明合金の範囲よりも大きい。
合金Ｎｏ，３４は、指数ｆ１が発明合金の範囲よりも大きく、指数ｆ２が発明合金の範囲よりも大きい。
合金Ｎｏ，３７は、発明合金の組成範囲よりもＮｉの含有量が少ない。
合金Ｎｏ，３９は、発明合金の組成範囲よりもＦｅの含有量が多い。
合金Ｎｏ，４０は、Ｃｒが入っている。
合金Ｎｏ，４１は、発明合金の組成範囲よりもＳｎの含有量が少ない。
合金Ｎｏ，４２は、発明合金の組成範囲よりもＺｎの含有量が少ない。

試料の製造工程はＡ、Ｂ、Ｃの３種類で行い、それぞれの製造工程で更に製造条件を変化させた。製造工程Ａは、実際の量産設備で行い、製造工程Ｂ、Ｃは実験設備で行った。表２は、各製造工程の製造条件を示す。

製造工程Ａ（Ａ１，Ａ２，Ａ３，Ａ４，Ａ４１，Ａ５，Ａ６）は、内容積１０トンの中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１２ｍｍ）―冷却工程−ミーリング工程（板厚１１ｍｍ）―第１冷間圧延工程（板厚１．５ｍｍ）―焼鈍工程（４８０℃、４時間保持）―第２冷間圧延工程（板厚０．３７５ｍｍ、冷間加工率７５％、一部は板厚０．３６ｍｍ、冷間加工率７６％）―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２０％、一部は冷間加工率１６．７％）−回復熱処理工程を行なった。
熱間圧延工程での熱間圧延開始温度は８３０℃とし、板厚１２ｍｍまで熱間圧延した後、冷却工程でシャワー水冷した。本明細書では、熱間圧延開始温度と鋳塊加熱温度とは同一の意味としている。冷却工程での平均冷却速度は、最終の熱間圧延後、圧延材の温度が４８０℃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５℃／秒であった。

冷却工程でのシャワー水冷は次のように行った。シャワー設備は、熱間圧延時に圧延材を送る搬送ローラ上であって熱間圧延のローラから離れた個所に設けられている。圧延材は、熱間圧延の最終パスが終了すると、搬送ローラによってシャワー設備に送られ、シャワーが行われている個所を通過しながら先端から後端にかけて順に冷却される。そして、冷却速度の測定は次のように行った。圧延材の温度の測定個所は、熱間圧延の最終パスにおける圧延材の後端の部分（正確には圧延材の長手方向において、圧延先端から圧延材長さの９０％の位置）とし、最終パスが終了しシャワー設備に送られる直前と、シャワー水冷が終了した時点で温度を測定し、このときの測定温度と測定を行った時間間隔に基づいて冷却速度を算出した。温度測定は放射温度計によって行った。放射温度計は高千穂精機株式会社の赤外線温度計 Ｆｌｕｋｅ−５７４を用いた。このために、圧延材後端がシャワー設備に到達し、シャワー水が圧延材にかかるまでは空冷の状態となり、そのときの冷却速度は遅くなる。また、最終板厚が薄いほどシャワー設備に到達するまでの時間がかかるので、冷却速度は遅くなる。

焼鈍工程は、圧延材をバッチ式の焼鈍炉で実施し、加熱温度４８０℃、保持時間４時間の条件で行った。
再結晶焼鈍工程では、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領域での保持時間ｔｍ（ｍｉｎ）とを、製造工程Ａ１（６２５℃‐０．０７ｍｉｎ）、製造工程Ａ２（５９０℃‐０．０７ｍｉｎ）、製造工程Ａ３（６６０℃‐０．０８ｍｉｎ）、製造工程Ａ４およびＡ４１（５３５℃‐０．０７ｍｉｎ）、製造工程Ａ５（６９５℃‐０．０８ｍｉｎ）に変化させた。
そして、製造工程Ａ４１は、仕上げ冷間圧延工程の冷間加工率を１６．７％とした。
また、製造工程Ａ６は、仕上げ冷間圧延工程後に回復熱処理工程を行い、条件は、圧延材の最高到達温度Ｔｍａｘ（℃）を４６０（℃）とし、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領域での保持時間ｔｍ（ｍｉｎ）を０．０３分とした。

また、製造工程Ｂ（Ｂ０，Ｂ１，Ｂ２１，Ｂ３１，Ｂ３２，Ｂ４１，Ｂ４２，Ｂ４３、Ｂ４４、Ｂ４５、Ｂ，４６）は、次のように行なった。
製造工程Ａの鋳塊から厚み４０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１９０ｍｍのラボ試験用鋳塊を切り出し、その後、熱間圧延工程（板厚８ｍｍ）―冷却工程（シャワー水冷）−酸洗工程―第１冷間圧延工程―焼鈍工程―第２冷間圧延工程（厚み０．３７５ｍｍ）―再結晶熱処理工程−仕上げ冷間圧延工程（板厚０．３ｍｍ、加工率２０％）を行なった。
熱間圧延工程は、８３０℃に鋳塊を加熱し、厚み８ｍｍにまで熱間圧延した。冷却工程での冷却速度（圧延材の温度が４８０℃のときから３５０℃までの冷却速度）は、５℃／秒で行い、製造工程Ｂ０、Ｂ２１については、０．３℃／秒で行った。
さらに製造工程Ｂ０については、冷却後に、最高到達温度：５５０℃で４時間保持の熱処理を行った。
冷却工程後に表面を酸洗し、第１冷間圧延工程で１．５ｍｍ、１．２ｍｍ（製造工程Ｂ３１）、又は０．６５ｍｍ（製造工程Ｂ３２）まで冷間圧延し、焼鈍工程の条件を製造工程Ｂ４３（５８０℃、０．２分保持）、製造工程Ｂ０、Ｂ１、Ｂ２１、Ｂ３１、Ｂ３２、（４８０℃、４時間保持）、製造工程Ｂ４１（５２０℃、４時間保持）、製造工程Ｂ４２（５７０℃、４時間保持）、製造工程Ｂ４４（５６０℃、０．４分保持）、製造工程Ｂ４５（４８０℃、０．２分保持）、製造工程Ｂ４６（３９０℃、４時間保持）に変化させて行った。その後、第２冷間圧延工程で、０．３７５ｍｍに圧延した。
再結晶熱処理工程は、Ｔｍａｘを６２５（℃）、保持時間ｔｍを０．０７分の条件で行った。そして、仕上げ冷間圧延工程で０．３ｍｍまで冷間圧延（冷間加工率：２０％）した。また、製造工程Ｂ４４は、仕上げ冷間圧延工程後に回復熱処理工程を行い、条件は、圧延材の最高到達温度Ｔｍａｘ（℃）を２４０（℃）とし、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領域での保持時間ｔｍ（ｍｉｎ）を０．２分とした。この条件は、実操業での、Ｓｎめっきに相当する条件である。
製造工程Ｂ及び後述する製造工程Ｃにおいては、製造工程Ａで、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とし、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。

更に、実験室テストとして工程Ｃ（Ｃ１、Ｃ２）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４０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１９０ｍｍのラボ試験用鋳塊を得た。以後、前述の製造工程Ｂ１と同じプロセスで製作した。すなわち、８３０℃に鋳塊を加熱し、厚み８ｍｍにまで熱間圧延し、熱間圧延後に、圧延材の温度が４８０℃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、第１冷間圧延工程で１．５ｍｍまで冷間圧延した。冷間圧延後に焼鈍工程を４８０℃、４時間の条件で行い、第２冷間圧延工程で０．３７５ｍｍに冷間圧延した。再結晶熱処理工程は、Ｔｍａｘを６２５（℃）、保持時間ｔｍを０．０７分の条件で実施した。そして、仕上げ冷間圧延工程で０．３ｍｍに冷間圧延（冷間加工率：２０％）した。製造工程Ｃ２は、仕上げ冷間圧延工程後に回復熱処理工程を行い、条件は、圧延材の最高到達温度Ｔｍａｘ（℃）を２６５（℃）とし、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領域での保持時間ｔｍ（ｍｉｎ）を０．１分とした。

上述した方法により作成した銅合金の評価として、引張強度、耐力、伸び、導電率、曲げ加工性、ばね限界値を測定した。また、金属組織を観察して平均結晶粒径と、β相とγ相の面積率を測定した。
上記の各試験の結果を表３乃至表９に示す。尚、製造工程Ａ６は、回復熱処理工程を行っているので、「仕上げ冷間圧延後の特性」の欄に回復熱処理工程後のデータを記載している。

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。

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。

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。曲げ治具の先端の曲げ半径（Ｒ）は、材料の厚さの０．６７倍（０．３ｍｍ×０．６７=０．２０１ｍｍ 曲げ半径＝０．２ｍｍ）、及び０．３３倍（０．３ｍｍ×０．３３＝０．０９９ｍｍ 曲げ半径＝０．１ｍｍ）とした。サンプルは、いわゆるバッドウェイ（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０．３３倍で、クラックが生じなかったものを評価Ａ、曲げ半径が、材料の厚さの０．６７倍で、クラックが生じなかったものを評価Ｂ、材料の厚さの０．６７倍で、クラックが生じたものを評価Ｃとした。

ばね限界値の測定は、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に記載される方法に従い、繰り返したわみ式試験によって評価し、永久たわみ量が０．１ｍｍを超えるまで試験を行った。

再結晶粒の平均粒径の測定は、６００倍、３００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。金属顕微鏡から判断が困難なものは、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering diffraction Pattern）法によって求めた。すなわち、ＦＥ−ＳＥＭは日本電子株式会社製 ＪＳＭ−７０００Ｆ、解析にはＴＳＬソリューションズＯＩＭ−Ｖｅｒ．５．１を使用し、平均結晶粒径は解析倍率２００倍と５００倍の粒度マップ（Ｇｒａｉｎマップ）から求めた。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、及び圧延方向に垂直に切断した断面において、各々求積法によって測定された平均結晶粒径の平均値を取れば、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。

β相とγ相の面積率については、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法によって求めた。ＦＥ−ＳＥＭは日本電子株式会社製 ＪＳＭ−７０００Ｆ、解析には株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ−Ｖｅｒ．５．１を使用し、解析倍率２００倍と５００倍の相マップ（Ｐｈａｓｅマップ）から求めた。

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。試験片は圧延方向に０度（平行）をなす方向から採取し、試験片の形状は、板厚ｔ×幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍとした。製造工程Ａ１、製造工程Ａ３１、製造工程B１、および製造工程Ｃ１については、圧延方向に９０度（垂直）をなす方向からも採取し、試験した。供試材への負荷応力は０．２％耐力の８０％とし、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（％）
として求めた。試料は、圧延方向に、０度（平行）、９０度（垂直）をなす方向の２つの方向から採取し、試験した試料については、圧延方向に平行、垂直に採取した試験片で実施した結果の平均の応力緩和値を求め記載した。
応力緩和特性の評価としては、応力緩和率の数字が大きいほど悪く、一般に、応力緩和特性は、７０％を超えると特に悪く、５０％を超えると悪く、３０％〜５０％で可、２０％〜３０％が良、２０％未満が優れるとされる。なお、良の２０％〜３０％の中でも、数字が小さいほど応力緩和特性が優れる。

析出物の平均粒径は次のようにして求めた。５００，０００倍及び１５０，０００倍（検出限界はそれぞれ、１．０ｎｍ、３ｎｍ）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。なお、５０万倍、１５万倍の測定で、粒径の検出限界をそれぞれ１．０ｎｍ、３ｎｍとし、それ未満のものは、ノイズとして扱い、平均粒径の算出には含めなかった。なお、平均粒径が、概ね８ｎｍを境にしてそれ以下のものは、５００，０００倍で、それ以上のものは、１５０，０００倍で測定した。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の長さ入った２箇所とし、２箇所の測定値を平均した。

試験の結果を下記に示す。
（１）第１発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延したものは、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８等参照）。
（２）第２発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延したものは、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる（試験Ｎｏ．４５、６０、７５、７８等参照）。
（３）第３発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延したものは、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる（試験Ｎｏ．Ｎ６６参照）。
（４）第４発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延したものは、比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる（試験Ｎｏ．Ｎ６８、Ｎ７０参照）。
（５）第１発明合金〜第４発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延したものであり、引張強度をＡ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＢ（％）、導電率をＣ（％ＩＡＣＳ）、密度をＤ（ｇ／ｃｍ^３）としたとき、前記仕上げ冷間圧延工程後に、Ａ≧５４０、Ｃ≧２１、であり、３４０≦［Ａ×｛（１００＋Ｂ）／１００｝×Ｃ^１／２×１／Ｄ］である銅合金板を得ることができた。これらの銅合金板は、比強度と伸びと導電率とのバランスに優れる（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８、４５、６０、７５、７８、Ｎ６６、Ｎ６８、Ｎ７０等参照）。
（６）第１発明合金〜第４発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延し、回復熱処理したものは、ばね限界値、応力緩和特性と導電率に優れる（試験Ｎｏ．７、２２、２９、４４、５１、６６、８３、Ｎ６７、Ｎ６９、Ｎ７１等参照）。
（７）第１発明合金〜第４発明合金であって、平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０．９％以下である銅合金材料を冷間圧延し、回復熱処理したものであり、引張強度をＡ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＢ（％）、導電率をＣ（％ＩＡＣＳ）、密度をＤ（ｇ／ｃｍ^３）としたとき、前記仕上げ冷間圧延工程後に、Ａ≧５４０、Ｃ≧２１、であり、３４０≦［Ａ×｛（１００＋Ｂ）／１００｝×Ｃ^１／２×１／Ｄ］である銅合金板を得ることができた。これらの銅合金板は、比強度と伸びと導電率とのバランスに優れる（試験Ｎｏ．７、２２、２９、４４、５１、６６、８３、Ｎ６７、Ｎ６９、Ｎ７１等参照）。
（８）熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程とを順に含み、前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、最終圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持され、前記冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０である製造条件によって、上記（１）〜（４）で述べた圧延材を得ることができる（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８、４５、６０、７５、７８、Ｎ６６、Ｎ６８、Ｎ７０等参照）。
（７）熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程と、回復熱処理工程とを順に含み、前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、最終圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持され、前記冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０であり、前記回復熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ２（ｍｉｎ）とし、前記仕上げ冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ２（％）としたときに、１２０≦Ｔｍａｘ２≦５５０、０．０２≦ｔｍ２≦６．０、３０≦｛Ｔｍａｘ２−４０×ｔｍ２^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２｝≦２５０である製造条件によって、上記（１）〜（４）で述べた圧延材を得ることができる（試験Ｎｏ．７、２２、２９、４４、５１、６６、８３、Ｎ６７、Ｎ６９、Ｎ７１等参照）。

発明合金を用いた場合において、下記のようであった。
（１）Ｃｏを含有している第２発明合金の圧延板の方が、第１発明合金の圧延板よりも、Ｃｏの含有によって、結晶粒が微細化し、引張強度が高く、応力緩和特性が良くなっているが、伸びは低下する（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８、４５、６０、７５、７８等参照)。Ｃｏの含有量が０．０４mass％であると、析出物の粒径が小さいこと等により、結晶粒成長抑制作用が少し効きすぎて、平均結晶粒径が小さくなり、曲げ加工性が悪くなる（試験Ｎｏ．Ｎ５８参照）。
Ｎｉを含有している第２発明合金の圧延板の方が、第１発明合金の圧延板よりも、Ｎｉの含有によって、結晶粒が微細化し、引張強度が高くなっている。応力緩和特性も大きく向上する。Ｆｅを含有している第３発明合金の圧延板の方が、第１発明合金の圧延板よりも、Ｆｅの含有によって、析出物の粒径が小さくなることにより、結晶粒がさらに微細化し、引張強度が高くなっているが、伸びは低下する。適切にＦｅの含有量を制御することにより、Ｃｏの代替ができている。
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅを含有する合金の析出物の平均粒径が、４〜５０ｎｍ、更には、５〜４５ｎｍであると強度、伸び、曲げ加工性、バランス指数ｆｅ、応力緩和性が良くなる。析出物の平均粒径が、４ｎｍ未満または、５ｎｍ未満になると、結晶粒成長抑制効果が効いて、平均結晶粒径が小さくなり、伸びが低くなり、曲げ加工性も悪くなる（工程Ａ４）。５０ｎｍ、または４５ｎｍを超えると結晶粒成長抑制効果は少なくなり、混粒状態になりやすく、場合によっては、曲げ加工性が悪くなる（工程Ａ５）。熱処理指数Ｉｔが上限を超えると、析出物の粒径が大きくなる。下限を下回ると析出物の粒径は小さくなる。
（２）仕上げ冷間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が高い程、引張強度は、同程度か、少し高くなるが、曲げ加工性が悪くなる。β相とγ相の合計の面積率が０．９％超えると特に曲げ加工性が悪くなり、小さくなるほど良くなる（試験Ｎｏ．１０、１２、１５、Ｎ１、Ｎ２等参照)。β相とγ相の合計の面積率が、０．６％以下、０．４%以下、０．２％以下、すなわち０％に近いほど、伸び、曲げ加工性がよく、バランスが取れ、また応力緩和特性もよくなる（試験Ｎｏ．６０、６１、６５、６７等参照)。β相とγ相の面積率が０．９％超えると、Ｎｉを添加しても応力緩和特性は余り良くならない（試験Ｎｏ．１０２、Ｎ７２、Ｎ７３参照）。
再結晶焼鈍工程において、Ｉｔが小さいと、β相とγ相の合計の面積率は余り減少しない（試験Ｎｏ．３、１８、６２等参照)。また、Ｉｔが適正範囲であっても、β相とγ相の合計の面積率は大きく減少しない（試験Ｎｏ．２、１７、６１等参照)。
本発明合金は、熱間圧延後の金属組織において、β相とγ相の合計の面積率は、ほとんどが０．９％を超える。仕上げ冷間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率は、熱間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が高いほど、高い。熱間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が、２％以上で高い場合、再結晶熱処理工程では、β相とγ相を大きく減少させることができないので、焼鈍工程の熱処理条件を、４８０℃で４時間か、５２０℃で４時間か、または５８０℃で０．２分、５６０℃で０．４分で行うか、熱間圧延後、５５０℃、４時間の熱処理を行うとよい（試験Ｎｏ．６８、７２、７４、Ｎ１０等参照)。
Ｃｏ、Ｎｉを含有する場合、Ｐと化合する析出物により、結晶粒成長抑制効果が働くので、最終の再結晶熱処理工程で、やや高めのＩｔの条件で熱処理を行っても（工程Ａ３）、平均結晶粒径は、３〜５μｍで、良好な曲げ加工性、応力緩和特性を示す。また、前工程で、熱間圧延後熱処理の実施、焼鈍工程で高めの温度で焼鈍すると、最終の平均結晶粒径は、３〜４μｍになるので、良好な曲げ加工性、バランス特性、応力緩和特性を示す。これらのようにＣｏ、Ｎｉの添加は、特に、熱間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が高い場合に効果が大きい（試験Ｎｏ．６４、７２、７４、Ｎ１０等参照)。
（３）仕上げ冷間圧延後の結晶粒径が細かいほど、引張強度は高くなるが、伸び、曲げ加工性、応力緩和特性が悪くなる（試験Ｎｏ．１〜７、４５〜５１等参照)。
（４）再結晶熱処理工程でＩｔが低い場合、仕上げ冷間圧延の冷間加工率を下げると、加工硬化が少なくなって、伸び、曲げ加工性は改善されるが、結晶粒径が微細であることと、β相とγ相の面積率が高いことにより、依然として曲げ加工性は悪い（試験Ｎｏ．４、１９、２６、４１、４８、６３等参照)。
（５）結晶粒径が大きいと、曲げ加工性は良いが、引張強度が低く、比強度と伸びと導電率のバランスが悪い（試験Ｎｏ．６、２１、２８、４３、５０、６５等参照)。
（６）結晶粒径は、第１組成指数ｆ１が小さいと細かくならない。結晶粒径、引張強度はＺｎとＳｎの単独の量よりも、第１組成指数ｆ１との関係が強い（試験Ｎｏ．９９、１００等参照)。
（７）熱間圧延の最終圧延後に圧延材を４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持する熱処理を行うと、その熱処理後、及び仕上げ冷間圧延後のβ相とγ相の面積率が少なくなり、曲げ加工性が向上する。しかし、その熱処理によって結晶粒径が大きくなるので、引張強度は少し低くなる（試験Ｎｏ．８、３０、５２、６７等参照）。
（８）焼鈍工程を高温短時間（５８０℃、０．２分）で行うと、β相とγ相の面積率が少なくなり、曲げ加工性が良くなり、引張強度の低下も少ない（試験Ｎｏ．１５、３７、５９、７４等参照）。
（９）焼鈍工程を高温短時間（４８０℃、０．２分）で行うと、時間が短いため、β相とγ相の面積率が少なくならないので、曲げ加工性が悪くなる（試験Ｎｏ．１５、３７、５９、７４、Ｎ２７、Ｎ５３等参照）。
（１０）焼鈍工程を長時間の焼鈍（４８０℃、４時間）で行うと、β相とγ相の面積率が少なくなり、曲げ加工性が良くなり、引張強度の低下も少ない（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８、４５、６０、Ｎ６６、Ｎ６８等参照）。
（１１）焼鈍工程を長時間の焼鈍（３９０℃、４時間）で行うと、温度が低いため、β相とγ相の面積率が少なくならないので、曲げ加工性が悪くなる（試験Ｎｏ．Ｎ３、Ｎ５、Ｎ８、Ｎ１２、Ｎ５６等参照）。
（１２）焼鈍工程の最高到達温度が高い（５７０℃）と、Ｃｏ、またはＮｉを含有しても焼鈍工程後の結晶粒径が大きくなり、仕上げ冷間圧延後の結晶粒径が小さくならず、また、析出粒子が大きくなって、混粒状態になり、曲げ加工性が悪い（試験Ｎｏ．１４、３６、５８、７３等参照）。
（１３）第２冷間圧延工程の冷間加工率が設定条件範囲より小さいと、仕上げ冷間圧延後の結晶粒径が混粒状態になる（試験Ｎｏ．１２、３４、５６、７１等参照）。
（１４）熱間圧延後の冷却速度が遅いと、熱間圧延後のβ相とγ相の面積率が低くなるが、仕上げ冷間圧延工程後のβ相とγ相の面積率があまり減少しない。熱間圧延後にβ相とγ相が一旦析出すると、消滅し難い（試験Ｎｏ．１０、３２、５４、６９等参照）。
（１５）量産設備を用いた製造工程Ａと実験設備を用いた製造工程Ｂ（特にＡ1とＢ1）では、製造条件が同等なら、同等の特性が得られる（試験Ｎｏ．１、９、２３、３１、４５、５３、６０、６８等参照）。
（１６）仕上げ圧延後、回復熱処理を行うと、引張強さ、耐力、導電率は、向上するが、加工性が少し悪くなる。また、ばね限界値は、高くなり、応力緩和特性が良くなる。特に、Ｎｉを含有した合金がよくなる（試験Ｎ０．７、Ｎ１，２２，２９，Ｎ６、５１、Ｎ９、６６、Ｎ１０、Ｎ６７、Ｎ６９、Ｎ７１等参照）。Ｓｎめっきに相当する条件でも、同様の効果があると思われる。
応力緩和特性は、Ｎｉの含有と回復熱処理に実施により、２８mass％以上の大量のＺｎを含有するＣｕ-Ｚｎ-Ｓｎ-Ｐ合金の応力緩和特性を大幅に改善できるが、これらに加え、平均結晶粒径が、３〜６μｍであると更に応力緩和特性はよくなる。
（１７）マトリックスのα相、β相とγ相以外の相等の有無について、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法によって求めた。試験Ｎｏ．１、および試験Ｎｏ．１６の各々３視野で、倍率５００倍で調査した結果、α、β、γ相以外の相は、認められず、非金属介在物と思われるものが、０．２％以下の面積率で認められた。したがって、β相、γ相以外は、ほとんどがα相であると考えられる。

組成について、下記のようであった。
（１）発明合金の組成範囲よりＰが多いと、曲げ加工性が悪い（試験Ｎｏ．９０等参照）。また組成範囲よりＣｏが多いと、伸びが低く、曲げ加工性が悪い（試験Ｎｏ．９４等参照）。特に過剰のＣｏは結晶粒径を微細にする。また、発明合金の組成範囲よりＳｎが多いと、曲げ加工性が悪い（試験Ｎｏ．９７等参照）。
（２）発明合金の組成範囲よりＰが少ないと、結晶粒は細かくなり難い。引張強さが低く、バランス指数も低い（試験Ｎｏ．９１、９２等参照）。
（３）Ｚｎ量が、３５mass％を超えると、指数ｆ１、ｆ２の関係式を満たしても、適切な金属組織が得られず、また平均結晶粒粒径もやや大きく、延性、曲げ加工性が悪くなり、引張強さもやや低く、応力緩和特性も悪い（試験Ｎｏ．９５等参照）。
（４）Ｚｎ量が、２８mass％未満であると、指数ｆ１、ｆ２の関係式を満たしても、引張強さが低くバランス指数も低い。Ｎｉを含有しても応力緩和特性は、余り良くない。また、密度が８．５５を超え、比強度が低く、バランス指数ｆｅが低い（試験Ｎｏ．９６、Ｎ８４等参照）。
（５）Ｓｎが所定量より多いと、適正な金属組織が得られず、延性、曲げ加工性が低い。応力緩和特性も悪い。少ないと強度が低く、応力緩和特性も悪い（試験Ｎｏ．９７、Ｎ８３等参照）。
（６）第１組成指数ｆ１が３７より小さいと、結晶粒径が細かくなり難く、固溶強化、加工硬化量も少ないので引張強度が低い（試験Ｎｏ．９９、１００等参照）。
第１組成指数ｆ１が４４より大きいと、仕上げ冷間圧延工程後のβ相とγ相の面積率が０．９％を超え、曲げ加工性が悪く、応力緩和特性もよくない。Ｎｉを添加しても応力緩和特性はあまり良くならない（試験Ｎｏ．９７、Ｎ７２、Ｎ７３等参照）。
ｆ1が、３７以上、３７．５、更には３８を超えるにしたがって、結晶粒径が小さくなり、強度が高くなる（試験Ｎｏ．８５、８７等参照）。
一方、ｆ1が、４４より小さく、４３、更には４２より小さくなるにしたがって、β相とγ相の合計の面積率が、０．６％以下、更には、０．４％以下になり、曲げ加工性、応力緩和特性が良くなる（試験Ｎｏ．Ｎ３１、Ｎ３７、Ｎ６４、Ｎ６５、２３、等参照）。
（７）第２組成指数ｆ２が３７を超えると、仕上げ冷間圧延工程後のβ相とγ相の合計の面積率が０．９％を超え、曲げ加工性が悪い（試験Ｎｏ．９８、１０１、１０２等参照）。第２組成指数ｆ２が３２より小さいと、仕上げ冷間圧延工程後のβ相とγ相の面積率が、０％になるが、結晶粒径が細かくなり難く、固溶強化、加工硬化量も少ないので引張強度が低い（試験Ｎｏ．９９、１００等参照）。
ｆ２が、３７より小さく、３６、更には３５．５より小さくなるにしたがって、β相とγ相の合計の面積率が、０．６％以下、更には、０．４％以下になり、曲げ加工性、応力緩和特性が良くなる（試験Ｎｏ．１、１６、３８、８５、Ｎ１３、Ｎ１９、Ｎ６２、Ｎ６３等参照）。
ｆ２が、３２以上、３３以上になるにしたがって、結晶粒径が小さくなり、強度が高くなる（試験Ｎｏ．８４等参照）。
Ｎｉ／Ｐの比率が、１５〜８５の範囲から外れると、Ｎｉを含有しても、応力緩和特性は、余り良くない（試験Ｎｏ．Ｎ７４、Ｎ７５、Ｎ７６、Ｎ７７等参照）。
Ｎｉ含有量が、０．５mass％未満であると、あまり応力緩和特性は良くならない（試験Ｎｏ．Ｎ７８、Ｎ７９等参照）。
（８）Ｆｅを、０．０４mass％を超え、Ｃｏ＋Ｆｅが０．０４mass％を超えて含有すると、析出物の粒子径が小さく、結晶粒径が小さくなりすぎる。逆にＣｒを含有すると析出物の粒径が大きくなり、強度が低くなる。これらから、析出物の性質が変わったためと思われ、曲げ加工性が悪くなる（試験Ｎｏ．Ｎ８０、Ｎ８１、Ｎ８２等参照）。

本発明の銅合金板は、比強度と伸びと導電率とのバランスと、曲げ加工性に優れる。このため、本発明の銅合金板は、コネクタ、端子、リレー、ばね、スイッチ等の構成材等として好適に適用できる。

また、本発明は、銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有するとともに、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％と、Ｆｅの含有量［Ｆｅ］mass％とは、［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］≦０．０４の関係を有することを特徴とする銅合金板を提供する。

本発明に係る上記の４種類の銅合金板の製造方法は、熱間圧延工程と、第１冷間圧延工程と、焼鈍工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程とを順に含み、前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、最終圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持される。そして、前記第１冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、前記焼鈍工程は、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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４２０≦Ｔｍａｘ≦７２０、０．０４≦ｔｍ≦６００、３８０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ ^−１／２ −５０×（１−ＲＥ／１００） ^１／２ ｝≦５８０、または、４２０℃以上、５６０℃以下のバッチ焼鈍であり、前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記第２冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０である。
尚、銅合金板の板厚によっては、前記熱間圧延工程と前記第２冷間圧延工程との間に対となる冷間圧延工程と焼鈍工程とを１回又は複数回行ってもよい。

回復熱処理を行なう本発明に係る上記の４種類の銅合金板の製造方法は、熱間圧延工程と、第１冷間圧延工程と、焼鈍工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程と、回復熱処理工程とを順に含み、前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終の熱間圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、熱間圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持される。そして、前記第１冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、前記焼鈍工程は、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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４２０≦Ｔｍａｘ≦７２０、０．０４≦ｔｍ≦６００、３８０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ ^−１／２ −５０×（１−ＲＥ／１００） ^１／２ ｝≦５８０、または、４２０℃以上、５６０℃以下のバッチ焼鈍であり、前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記第２冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０であり、前記回復熱処理工程は、前記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、前記回復熱処理工程において、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領域での保持時間をｔｍ２（ｍｉｎ）とし、前記仕上げ冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ２（％）としたときに、１２０≦Ｔｍａｘ２≦５５０、０．０２≦ｔｍ２≦６．０、３０≦｛Ｔｍａｘ２−４０×ｔｍ２^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２｝≦２５０である。
尚、銅合金板の板厚によっては、前記熱間圧延工程と前記第２冷間圧延工程との間に対となる冷間圧延工程と焼鈍工程とを１回又は複数回行ってもよい。

第４の実施形態に係る銅合金板は、銅合金材料が仕上げ冷間圧延されたものである。銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍである。銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、α相の占める割合が９９％以上である。そして、銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。Ｚｎの含有量［Ｚｎ］mass％と、Ｓｎの含有量［Ｓｎ］mass％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７（ただし、Ｓｎの含有量が０．２５％以下の場合は、（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２は０とする。）の関係を有するとともに、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％と、Ｆｅの含有量［Ｆｅ］mass％とは、［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］≦０．０４の関係を有している。
この銅合金板は、仕上げ冷間圧延前の銅合金材料の結晶粒の平均粒径と、β相及びγ相の面積率が所定の好ましい範囲内にあるので、銅合金板が比強度と伸びと導電率のバランスと、曲げ加工性に優れる。
また、０．００５〜０．０５mass％のＣｏと０．５〜１.５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方と、０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有するので、結晶粒が微細化され引張強度が高くなる。また、応力緩和特性が改善される。

次に、本実施形態に係る銅合金板の好ましい製造工程について説明する。
製造工程は、熱間圧延工程と、第１冷間圧延工程と、焼鈍工程と、第２冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、上述した仕上げ冷間圧延工程とを順に含む。上記の第２冷間圧延工程が、請求項で記載されている冷間圧延工程に該当する。各工程について必要な製造条件の範囲を設定し、この範囲を設定条件範囲という。
熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰ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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第１発明合金と呼ぶ。
また、熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、かつ、０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第２発明合金と呼ぶ。
また、熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅ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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するように調整する。この組成の合金を第３発明合金と呼ぶ。
また、熱間圧延に用いる鋳塊の組成は、銅合金板の組成が、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とが、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ、３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有するとともに、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とが［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］≦０．０４の関係を有するように調整する。この組成の合金を第４発明合金と呼ぶ。
この第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金、第４発明合金を合わせて発明合金と呼ぶ。

発明合金を用いた場合において、下記のようであった。
（１）Ｃｏを含有している第２発明合金の圧延板の方が、第１発明合金の圧延板よりも、Ｃｏの含有によって、結晶粒が微細化し、引張強度が高く、応力緩和特性が良くなっているが、伸びは低下する（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８、４５、６０、７５、７８等参照)。Ｃｏの含有量が０．０４mass％であると、析出物の粒径が小さいこと等により、結晶粒成長抑制作用が少し効きすぎて、平均結晶粒径が小さくなり、曲げ加工性が悪くなる（試験Ｎｏ．Ｎ５８参照）。
Ｎｉを含有している第２発明合金の圧延板の方が、第１発明合金の圧延板よりも、Ｎｉの含有によって、結晶粒が微細化し、引張強度が高くなっている。応力緩和特性も大きく向上する。Ｆｅを含有している第３発明合金の圧延板の方が、第１発明合金の圧延板よりも、Ｆｅの含有によって、析出物の粒径が小さくなることにより、結晶粒がさらに微細化し、引張強度が高くなっているが、伸びは低下する。適切にＦｅの含有量を制御することにより、Ｃｏの代替ができている。
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅを含有する合金の析出物の平均粒径が、４〜５０ｎｍ、更には、５〜４５ｎｍであると強度、伸び、曲げ加工性、バランス指数ｆｅ、応力緩和性が良くなる。析出物の平均粒径が、４ｎｍ未満または、５ｎｍ未満になると、結晶粒成長抑制効果が効いて、平均結晶粒径が小さくなり、伸びが低くなり、曲げ加工性も悪くなる（工程Ａ４）。５０ｎｍ、または４５ｎｍを超えると結晶粒成長抑制効果は少なくなり、混粒状態になりやすく、場合によっては、曲げ加工性が悪くなる（工程Ａ５）。熱処理指数Ｉｔが上限を超えると、析出物の粒径が大きくなる。下限を下回ると析出物の粒径は小さくなる。
（２）仕上げ冷間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が高い程、引張強度は、同程度か、少し高くなるが、曲げ加工性が悪くなる。β相とγ相の合計の面積率が０．９％超えると特に曲げ加工性が悪くなり、小さくなるほど良くなる（試験Ｎｏ．１０、１２、１５、Ｎ１、Ｎ２等参照)。β相とγ相の合計の面積率が、０．６％以下、０．４%以下、０．２％以下、すなわち０％に近いほど、伸び、曲げ加工性がよく、バランスが取れ、また応力緩和特性もよくなる（試験Ｎｏ．６０、６１、６５、６７等参照)。β相とγ相の面積率が０．９％超えると、Ｎｉを添加しても応力緩和特性は余り良くならない（試験Ｎｏ．１０２、Ｎ７２、Ｎ７３参照）。
再結晶焼鈍工程において、Ｉｔが小さいと、β相とγ相の合計の面積率は余り減少しない（試験Ｎｏ．３、１８、６２等参照)。また、Ｉｔが適正範囲であっても、β相とγ相の合計の面積率は大きく減少しない（試験Ｎｏ．２、１７、６１等参照)。
本発明合金は、熱間圧延後の金属組織において、β相とγ相の合計の面積率は、ほとんどが０．９％を超える。仕上げ冷間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率は、熱間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が高いほど、高い。熱間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が、２％以上で高い場合、再結晶熱処理工程では、β相とγ相を大きく減少させることができないので、焼鈍工程の熱処理条件を、４８０℃で４時間か、５２０℃で４時間か、または５８０℃で０．２分、５６０℃で０．４分で行うか、熱間圧延後、５５０℃、４時間の熱処理を行うとよい（試験Ｎｏ．６８、７２、７４、Ｎ１０等参照)。
Ｃｏ、Ｎｉを含有する場合、Ｐと化合する析出物により、結晶粒成長抑制効果が働くので、最終の再結晶熱処理工程で、やや高めのＩｔの条件で熱処理を行っても（工程Ａ３）、平均結晶粒径は、３〜５μｍで、良好な曲げ加工性、応力緩和特性を示す。また、前工程で、熱間圧延後熱処理の実施、焼鈍工程で高めの温度で焼鈍すると、最終の平均結晶粒径は、３〜４μｍになるので、良好な曲げ加工性、バランス特性、応力緩和特性を示す。これらのようにＣｏ、Ｎｉの添加は、特に、熱間圧延後のβ相とγ相の合計の面積率が高い場合に効果が大きい（試験Ｎｏ．６４、７２、７４、Ｎ１０等参照)。
（３）仕上げ冷間圧延後の結晶粒径が細かいほど、引張強度は高くなるが、伸び、曲げ加工性、応力緩和特性が悪くなる（試験Ｎｏ．１〜７、４５〜５１等参照)。
（４）再結晶熱処理工程でＩｔが低い場合、仕上げ冷間圧延の冷間加工率を下げると、加工硬化が少なくなって、伸び、曲げ加工性は改善されるが、結晶粒径が微細であることと、β相とγ相の面積率が高いことにより、依然として曲げ加工性は悪い（試験Ｎｏ．４、１９、２６、４１、４８、６３等参照)。
（５）結晶粒径が大きいと、曲げ加工性は良いが、引張強度が低く、比強度と伸びと導電率のバランスが悪い（試験Ｎｏ．６、２１、２８、４３、５０、６５等参照)。
（６）結晶粒径は、第１組成指数ｆ１が小さいと細かくならない。結晶粒径、引張強度はＺｎとＳｎの単独の量よりも、第１組成指数ｆ１との関係が強い（試験Ｎｏ．９９、１００等参照)。
（７）熱間圧延の最終圧延後に圧延材を４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持する熱処理を行うと、その熱処理後、及び仕上げ冷間圧延後のβ相とγ相の面積率が少なくなり、曲げ加工性が向上する。しかし、その熱処理によって結晶粒径が大きくなるので、引張強度は少し低くなる（試験Ｎｏ．８、３０、５２、６７等参照）。
（８）焼鈍工程を高温短時間（５８０℃、０．２分）で行うと、β相とγ相の面積率が少なくなり、曲げ加工性が良くなり、引張強度の低下も少ない（試験Ｎｏ．１５、３７、５９、７４等参照）。
（９）焼鈍工程を高温短時間（４８０℃、０．２分）で行うと、時間が短いため、β相とγ相の面積率が少なくならないので、曲げ加工性が悪くなる。
（１０）焼鈍工程を長時間の焼鈍（４８０℃、４時間）で行うと、β相とγ相の面積率が少なくなり、曲げ加工性が良くなり、引張強度の低下も少ない（試験Ｎｏ．１、１６、２３、３８、４５、６０、Ｎ６６、Ｎ６８等参照）。
（１１）焼鈍工程を長時間の焼鈍（３９０℃、４時間）で行うと、温度が低いため、β相とγ相の面積率が少なくならないので、曲げ加工性が悪くなる（試験Ｎｏ．Ｎ３、Ｎ５、Ｎ８、Ｎ１２、Ｎ５６等参照）。
（１２）焼鈍工程の最高到達温度が高い（５７０℃）と、Ｃｏ、またはＮｉを含有しても焼鈍工程後の結晶粒径が大きくなり、仕上げ冷間圧延後の結晶粒径が小さくならず、また、析出粒子が大きくなって、混粒状態になり、曲げ加工性が悪い（試験Ｎｏ．１４、３６、５８、７３等参照）。
（１３）第２冷間圧延工程の冷間加工率が設定条件範囲より小さいと、仕上げ冷間圧延後の結晶粒径が混粒状態になる（試験Ｎｏ．１２、３４、５６、７１等参照）。
（１４）熱間圧延後の冷却速度が遅いと、熱間圧延後のβ相とγ相の面積率が低くなるが、仕上げ冷間圧延工程後のβ相とγ相の面積率があまり減少しない。熱間圧延後にβ相とγ相が一旦析出すると、消滅し難い（試験Ｎｏ．１０、３２、５４、６９等参照）。
（１５）量産設備を用いた製造工程Ａと実験設備を用いた製造工程Ｂ（特にＡ1とＢ1）では、製造条件が同等なら、同等の特性が得られる（試験Ｎｏ．１、９、２３、３１、４５、５３、６０、６８等参照）。
（１６）仕上げ圧延後、回復熱処理を行うと、引張強さ、耐力、導電率は、向上するが、加工性が少し悪くなる。また、ばね限界値は、高くなり、応力緩和特性が良くなる。特に、Ｎｉを含有した合金がよくなる（試験Ｎ０．７、Ｎ１，２２，２９，Ｎ６、５１、Ｎ９、６６、Ｎ１０、Ｎ６７、Ｎ６９、Ｎ７１等参照）。Ｓｎめっきに相当する条件でも、同様の効果があると思われる。
応力緩和特性は、Ｎｉの含有と回復熱処理に実施により、２８mass％以上の大量のＺｎを含有するＣｕ-Ｚｎ-Ｓｎ-Ｐ合金の応力緩和特性を大幅に改善できるが、これらに加え、平均結晶粒径が、３〜６μｍであると更に応力緩和特性はよくなる。
（１７）マトリックスのα相、β相とγ相以外の相等の有無について、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法によって求めた。試験Ｎｏ．１、および試験Ｎｏ．１６の各々３視野で、倍率５００倍で調査した結果、α、β、γ相以外の相は、認められず、非金属介在物と思われるものが、０．２％以下の面積率で認められた。したがって、β相、γ相以外は、ほとんどがα相であると考えられる。

Claims (8)

1. 銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、
   前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、
   前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰ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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有することを特徴とする銅合金板。
2. 銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、
   前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍである銅合金材料であり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、
   前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、及び０．００５〜０．０５mass％のＰを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有することを特徴とする銅合金板。
3. 銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、
   前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、
   前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅ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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有することを特徴とする銅合金板。
4. 銅合金材料が冷間圧延される仕上げ冷間圧延工程を含む製造工程によって製造された銅合金板であり、
   前記銅合金材料の平均結晶粒径が２．０〜７．０μｍであり、前記銅合金材料の金属組織中のβ相の面積率とγ相の面積率との合計が０％以上、０．９％以下であり、
   前記銅合金板は、２８．０〜３５．０mass％のＺｎ、０．１５〜０．７５mass％のＳｎ、０．００５〜０．０５mass％のＰ、及び０．００３mass％〜０．０３mass％のＦｅを含有し、かつ０．００５〜０．０５mass％のＣｏ及び０．５〜１．５mass％のＮｉのいずれか一方又は両方を含有し、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％とは、４４≧［Ｚｎ］＋２０×［Ｓｎ］≧３７、かつ３２≦［Ｚｎ］＋９×（［Ｓｎ］−０．２５）^１／２≦３７の関係を有することを特徴とする銅合金板。
5. 引張強度をＡ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＢ（％）、導電率をＣ（％ＩＡＣＳ）、密度をＤ（ｇ／ｃｍ^３）としたとき、前記仕上げ冷間圧延工程後に、Ａ≧５４０、Ｃ≧２１、であり、３４０≦［Ａ×｛（１００＋Ｂ）／１００｝×Ｃ^１／２×１／Ｄ］であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の銅合金板。
6. 前記製造工程は、前記仕上げ冷間圧延工程の後に回復熱処理工程を含むことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の銅合金板。
7. 請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の銅合金板の製造方法であって、
   熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程とを順に含み、
   前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、最終圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持され、
   前記冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、
   前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０であることを特徴とする銅合金板の製造方法。
8. 請求項６に記載の銅合金板の製造方法であって、
   熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、再結晶熱処理工程と、前記仕上げ冷間圧延工程と、回復熱処理工程とを順に含み、
   前記熱間圧延工程の熱間圧延開始温度が７６０〜８５０℃であって最終圧延後に４８０℃から３５０℃までの温度領域の銅合金材料の冷却速度が１℃／秒以上であり、又は、最終圧延後に前記銅合金材料が４５０〜６５０℃の温度領域で０．５〜１０時間保持され、
   前記冷間圧延工程での冷間加工率が５５％以上であり、
   前記再結晶熱処理工程は、前記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領域での保持時間をｔｍ（ｍｉｎ）とし、前記冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ（％）としたときに、４８０≦Ｔｍａｘ≦６９０、０．０３≦ｔｍ≦１．５、３６０≦｛Ｔｍａｘ−４０×ｔｍ^−１／２−５０×（１−ＲＥ／１００）^１／２｝≦５２０であり、
   前記回復熱処理工程は、前記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、
   前記回復熱処理工程において、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領域での保持時間をｔｍ２（ｍｉｎ）とし、前記仕上げ冷間圧延工程での冷間加工率をＲＥ２（％）としたときに、１２０≦Ｔｍａｘ２≦５５０、０．０２≦ｔｍ２≦６．０、３０≦｛Ｔｍａｘ２−４０×ｔｍ２^−１／２−５０×（１−ＲＥ２／１００）^１／２｝≦２５０であることを特徴とする銅合金板の製造方法。