TWI434946B - 銅合金板及銅合金板的製造方法 - Google Patents

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Mitsubishi Shindo Kk
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Description

銅合金板及銅合金板的製造方法
本發明係有關一種銅合金板及銅合金板的製造方法。尤其有關一種比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異之銅合金板及銅合金板的製造方法。
本申請基於2011年9月20日在日本申請之日本專利申請2011-204177號主張優先權，其內部援用於本說明書中。
以往以來，作為使用於電氣組件、電子組件、汽車組件、通信器件、電子/電氣器件等之連接器、端子、繼電器、彈簧、開關等的構成材料，使用高導電且具有高強度之銅合金板。然而，隨著近些年該種器件的小型化、輕質化及高性能化，對使用於那些之構成材料亦非常苛刻地要求改善特性，並且要求成本效益。例如，連接器的彈簧接點部使用極薄板，為了謀求薄壁化，對構成該種極薄板之高強度銅合金要求具有較高強度和伸展率與強度的高度平衡。進一步要求較高生產性，尤其要求將作為貴金屬之銅的使用抑制在最小限度且經濟性優異。
作為高強度銅合金有彈簧用磷青銅及彈簧用銅鎳鋅，作為通用的成本效益優異之高導電、高強度銅合金，通常眾所周知的是黃銅，但該些通常的高強度銅合金存在以下問題，無法應對上述要求。
磷青銅、銅鎳鋅的熱加工性較差，藉由熱軋難以製造，因此通常藉由臥式連續鑄造來製造。因此，生產性較差，能量成本較高，成品率亦較差。並且，作為高強度的代表品種之磷青銅和銅鎳鋅中含有大量作為貴金屬之銅，或者含有大量高價的Sn、Ni，因此經濟性上存在問題，缺乏導電性。並且，由於該些合金的密度均高達約8.8，因此輕質化上亦存在問題。
黃銅雖廉價，但無法滿足強度性，不適合作為上述之謀求小型化及高性能化之產品構成材料。
因此，該種高導電/高強度銅合金無論如何亦滿足不了成本效益優異、趨於小型化、輕質化及高性能化之各種器件的組件構成材料，強烈要求開發新的高強度銅合金。
作為如上述之用於滿足高導電、高強度的要求之合金，已知例如專利文獻1中所示之Cu-Zn-Sn合金。然而，於專利文獻1之合金中強度亦不充份。
但是，於使用於電氣組件、電子組件、汽車組件、通信器件、電子/電氣器件等之連接器、端子、繼電器、彈簧、開關等的通用的構成材料中，以伸展率、彎曲性優異為前提，因要求薄壁化而存在需要更高強度之組件及部位、以及由於高電流流動而存在需要更高導電率及應力緩和特性之組件及部位。然而，強度和導電率為相反之特性，若強度提高，則導電率通常是下降的。其中，有要求如下高強度材料之組件，該高強度材料的拉伸強度為例如540N/mm2 或其以上，且導電率為21%IACS以上，例如25%I ACS左右。具體而言，係連接器用途等，以具有所需之伸展率及彎曲加工性為前提，高強度且成本效益優異者。但是，關於成本效益，沒有大量使用屬於貴金屬之銅、以及成本與銅相等或高於銅之元素，具體而言，將銅及與銅相等或以上的高價元素的總計含量控制在至少71.5mass%，或者71mass%以下，並且，將合金的密度至少設為比純銅的密度8.94g/cm3 或者前述的磷青銅等的密度8.8~8.9g/cm3 降低約3%，具體而言，設為8.55g/cm3 以下。比強度提高與密度降低相當的量，涉及到成本降低。並且，涉及到構成構件的輕質化。
(先前技術文獻)
(專利文獻)
專利文獻1：日本特開2007-56365號公報
本發明係為了解決上述的習知技術的問題而完成者，其課題在於提供一種比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性、應力緩和特性優異之銅合金板。
本發明人等著眼於0.2%耐力(永久應變成為0.2%時的強度，以下還有時簡稱為“耐力”)與結晶粒徑D0 的-1/2乘方(D0 -1/2 )成比例而上昇該種霍尓-佩奇(Hall-Petch)的關係式(參閱E.O.Hall，Proc.Phys.Soc. London.64(1951)747.及N.J.Petch，J.Iron Steel Inst.174(1953)25.)，認為能夠藉由使晶粒微細化來得到上述之可滿足時代要求之高強度銅合金，對晶粒的微細化進行了各種研究及實驗。
其結果，得到了以下見解。
基於添加元素能夠藉由銅合金的再結晶來實現晶粒的微細化。使晶粒(再結晶晶粒)微細化至某種程度以下，藉此能夠顯著提高以拉伸強度及耐力為主之強度。亦即，隨著平均結晶粒徑變小，強度亦增大。
具體而言，關於晶粒的微細化中添加元素的影響進行了各種實驗。藉此查明了以下事項。
Zn、Sn相對於Cu之添加具有使再結晶核的核生成位置增加之效果。另外，P相對於Cu-Zn-Sn合金之添加具有抑制晶粒成長之效果。藉此查明了藉由利用該些效果，能夠得到具有微細晶粒之Cu-Zn-Sn-P系合金及進一步含有具有抑制晶粒成長之效果之Co及Ni中的任意一方或雙方之合金。
亦即，認為再結晶核的核生成位置增加的主要原因之一是藉由添加原子價分別為2價、4價之Zn、Sn來降低疊錯能。而且，為了將生成之微細的再結晶晶粒維持成微細狀態，有效的是添加P。另外，可藉由由添加P與Co、Ni而形成之微細析出物來抑制微細晶粒的成長。但是，其中僅以再結晶晶粒的超微細化為目標是無法取得強度、伸展率及彎曲加工性的平衡的。已明確為了保持平衡，富裕地 進行再結晶晶粒的微細化，某一範圍大小的晶粒微細化區域為較佳。關於晶粒的微細化或超微細化，於JIS H 0501中記載之標準照片中最小的晶粒粒度為0.010mm。因此，認為將具有0.007mm以下程度的平均晶粒者稱為晶粒已被微細化，平均結晶粒徑為0.004mm(4微米)以下者稱為晶粒已被超微細化亦無妨。
本發明係基於上述的本發明人等的見解而完成者。亦即，為了解決前述課題，提供以下發明。
本發明提供一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，銅合金材料為α相基體，金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37(其中，當Sn的含量為0.25%以下時，([Sn]-0.25)1/2 設為0)的關係。
本發明中，對具有預定粒徑的晶粒和預定粒徑的析出物之銅合金材料進行冷軋，但即使進行冷軋，亦能夠識別到軋製前的晶粒和α相基體中的β相及γ相。因此，於軋製後，能夠測定軋製前的晶粒的粒徑和β相及γ相的面積率。並且，由於晶粒被軋製後其體積亦相同，因此 晶粒的平均結晶粒徑於冷軋前後並無改變。再者，由於β相及γ相被軋製後其體積亦相同，因此β相和γ相的面積率於冷軋前後亦無改變。
並且，以下銅合金材料還適當地稱為軋板。
依本發明，精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
並且，本發明提供一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37(其中，當Sn的含量為0.25%以下時，([Sn]-0.25)1/2 設為0)的關係。
依本發明，精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
並且，由於含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，因此晶粒被微細化且拉伸強度增高。並且，改善應力緩和特性。
另外，本發明提供一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003~0.03mass%的Fe，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37(其中，當Sn的含量為0.25%以下時，([Sn]-0.25)1/2 設為0)的關係。
依本發明，精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
另外，由於含有0.003mass%~0.03mass%的Fe，因此晶粒被微細化且拉伸強度增高。Fe能夠代替高價的Co。
並且，本發明提供一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ 相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003~0.03mass%的Fe，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37(其中，當Sn的含量為0.25%以下時，([Sn]-0.25)1/2 設為0)的關係，並且Co的含量[Co]mass%及Fe的含量[Fe]mass%，具有[Co]+[Fe]0.04的關係。
依本發明，精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
並且，由於含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方和0.003mass%~0.03mass%的Fe，因此晶粒被微細化且拉伸強度增高。並且，改善應力緩和特性。
本發明之上述4種類銅合金板中，將拉伸強度設為A(N/mm2 )、伸展率設為B(%)、導電率設為C(%IACS)、密度設為D(g/cm3 )時，於前述精冷軋製程後，A540、C21且340[A×{(100+B)/100}×C1/2 ×1/D]。
由於比強度、伸展率及導電率的平衡優異，因此適於連接器、端子、繼電器、彈簧、開關等的構成材料等。
本發明之上述4種類銅合金板的前述製造製程於前述精冷軋製程之後包括恢復熱處理製程為較佳。
由於進行恢復熱處理，因此彈簧極限值、導電率及應 力緩和特性優異。
本發明之上述4種類銅合金板的製造方法依次包括熱軋製程、第1冷軋製程、退火製程、再結晶熱處理製程及前述精冷軋製程，前述熱軋製程的熱軋開始溫度為760~850℃，於最終熱軋後，480℃至350℃的溫度區域的銅合金材料的冷卻速度為1℃/秒以上，或者於熱軋後，在450~650℃的溫度區域中保持前述銅合金材料0.5~10小時。並且，前述第1冷軋製程中的冷加工率為55%以上，前述退火製程，將前述銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比前述銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第1冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，420Tmax720、0.04tm600、380{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580，或是為420℃以上且560℃以下的間歇式退火，前述再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，於前述再結晶熱處理製程中，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第2冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，480Tmax690、0.03tm1.5、360{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }520。
此外，依銅合金板的板厚，可以於前述熱軋製程與前述第2冷軋製程之間進行1次或複數次成對之冷軋製程和退火製程。
進行恢復熱處理之本發明之上述4種類銅合金板的製造方法依次包括熱軋製程、第1冷軋製程、退火製程、再結晶熱處理製程、前述精冷軋製程及恢復熱處理製程，前述熱軋製程的熱軋開始溫度為760~850℃，於最終熱軋後，480℃至350℃的溫度區域的銅合金材料的冷卻速度為1℃/秒以上，或者於熱軋後，在450~650℃的溫度區域中保持前述銅合金材料0.5~10小時。而且，前述第1冷軋製程中的冷加工率為55%以上，前述退火製程，將前述銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比前述銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第1冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，420Tmax720、0.04tm600、380{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580，或是為420℃以上且560℃以下的間歇式退火，前述再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，於前述再結晶熱處理製程中，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第2冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，480Tmax690、0.03tm1.5、360{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }520，前述恢復熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻 至預定溫度，於前述恢復熱處理製程中，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax2(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm2(min)、前述精冷軋製程中的冷加工率設為RE2(%)時，120Tmax2550、0.02tm26.0、30{Tmax2-40×tm2-1/2 -50×(1-RE2/100)1/2 }250。
此外，依銅合金板的板厚，可以於前述熱軋製程與前述第2冷軋製程之間進行1次或複數次成對之冷軋製程和退火製程。
依本發明，銅合金材料的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
對本發明的一實施形態之銅合金板進行說明。
本說明書中，在表示合金組成時，如[Cu]般帶[ ]括號之元素符號表示該元素的含量值(mass%)。並且，本說明書中利用該含量值的表示方法提示複數個計算公式。然而，0.001mass%以下的Co含量及0.01mass%以下的Ni含量對銅合金板特性之影響較少。因此，於後述之每一個計算公式中，0.001mass%以下的Co含量及0.01mass%以下的Ni含量作為0計算。
並且，以每一種不可避免雜質的含量，不可避免雜質對銅合金板特性之影響亦較少，因此未包含在後述之每一個計算公式中。例如，0.01mass%以下的Cr當作不可避免雜質。
並且，本說明書中，作為表示Zn、Sn的含量平衡之 指標如下規定第1組成指數f1和第2組成指數f2。
第1組成指數f1=[Zn]+20[Sn]
第2組成指數f2=[Zn]+9([Sn]-0.25)1/2
其中，當Sn的含量為0.25%以下時，([Sn]-0.25)1/2 設為0。
另外，本說明書中，作為表示再結晶熱處理製程及恢復熱處理製程中之熱處理條件之指標如下規定熱處理指數It。
將每一種熱處理時的銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、於每一種熱處理(再結晶熱處理製程或恢復熱處理製程)與每一種熱處理之前進行之伴隨再結晶之製程(熱軋或熱處理)之間進行之冷軋的冷加工率設為RE(%)時，如下規定。
熱處理指數It=Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2
並且，作為表示強度尤其是比強度、伸展率及導電率的平衡之指標，如下規定平衡指數fe。將拉伸強度設為A(N/mm2 )、伸展率設為B(%)、導電率設為C(%IACS)、密度設為D(g/cm3 )時，如下規定。
平衡指數fe=A×{(100+B)/100}×C1/2 ×1/D
第1實施形態之銅合金板係對銅合金材料進行精冷軋而成者。銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm。銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，α相所佔之比例為99%以上。而且，銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~ 0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質。Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。
關於該銅合金板，由於精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金的拉伸強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
第2實施形態之銅合金板係對銅合金材料進行精冷軋而成者。銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm。銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，α相所佔之比例為99%以上。而且，銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質。Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。
該銅合金板由於精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金的拉伸強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
並且，由於含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5 mass%的Ni中的任意一方或雙方，因此晶粒被微細化且拉伸強度增高，應力緩和特性變佳。
第3實施形態之銅合金板係對銅合金材料進行精冷軋而成者。銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm。銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，α相所佔之比例為99%以上。而且，銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003mass%~0.03mass%的Fe，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質。Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。
該銅合金板由於精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
另外，由於含有0.003mass%~0.03mass%的Fe，因此晶粒被微細化且拉伸強度增高。Fe能夠代替高價的Co。
第4實施形態之銅合金板係對銅合金材料進行精冷軋而成者。銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm。銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，α相所佔之比例為99%以上。而且，銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003mass%~ 0.03mass%的Fe，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質。Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37(其中，當Sn的含量為0.25%以下時，([Sn]-0.25)1/2 設為0)的關係，並且Co的含量[Co]mass%及Fe的含量[Fe]mass%，具有[Co]+[Fe]0.04的關係。
該銅合金板由於精冷軋前的銅合金材料的晶粒的平均粒徑和β相及γ相的面積率處於預定的較佳範圍內，因此銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。
並且，由於含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方和0.003mass%~0.03mass%的Fe，因此晶粒被微細化且拉伸強度增高。並且，改善應力緩和特性。
接著，對本實施形態之銅合金板的較佳製造製程進行說明。
製造製程依次包括熱軋製程、第1冷軋製程、退火製程、第2冷軋製程、再結晶熱處理製程及上述之精冷軋製程。上述的第2冷軋製程相當於申請專利範圍中所述之冷軋製程。對各製程設定所需之製造條件的範圍，將該範圍稱為設定條件範圍。
用於熱軋之鑄塊的組成被調整為，銅合金板的組成含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，剩餘部份包括Cu及不可避免雜 質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。將該組成的合金稱為第1發明合金。
並且，用於熱軋之鑄塊的組成被調整為，銅合金板的組成含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。將該組成的合金稱為第2發明合金。
並且，用於熱軋之鑄塊的組成被調整為，銅合金板的組成含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003mass%~0.03mass%的Fe，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。將該組成的合金稱為第3發明合金。
再者，用於熱軋之鑄塊的組成被調整為，銅合金板的組成含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003mass%~0.03mass%的Fe，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%具有 44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係，並且Co的含量[Co]mass%及Fe的含量[Fe]mass%，具有[Co]+[Fe]0.04的關係。將該組成的合金稱為第4發明合金。
將該第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金及第4發明合金統稱為發明合金。
熱軋製程中，熱軋開始溫度為760~850℃，於最終軋製後，480℃至350℃的溫度區域的軋材的冷卻速度為1℃/秒以上。或者，於熱軋後，包括在450~650℃的溫度區域中保持軋材0.5~10小時之熱處理製程。
第1冷軋製程中，冷加工率為55%以上。
如後述，退火製程條件是，若將再結晶熱處理製程後的結晶粒徑設為H1、其前的退火製程後的結晶粒徑設為H0、該再結晶熱處理製程與該退火製程之間的第2冷軋的冷加工率設為RE(%)，則滿足H0H1×4×(RE/100)。該條件例如在退火製程具備：加熱步驟，將銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於加熱步驟後，以預定溫度將銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於保持步驟後，將銅合金材料冷卻至預定溫度之情況下，將銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第1冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，420Tmax720、0.04tm600、380{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580。並且，當為間歇式退火時，通常tm變成60以上，因此將到達預 定溫度後之保持時間設為1~10小時，退火溫度為420℃以上且560℃以下的條件為較佳。
當軋板的精冷軋製程後的板厚較厚時，可以不進行該第1冷軋製程和退火製程，較薄時可以進行複數次第1冷軋製程和退火製程。當β相、γ相在熱軋後的金屬組織中所佔之比例較高時(例如，β相、γ相的總計面積率為1.5%以上，尤其為2%以上時)，欲減少β相、γ相的量，於第1冷軋製程和退火製程或者熱軋後，添加將熱軋材在450~650℃、較佳為480~620℃的溫度區域中保持0.5~10小時之退火為較佳。本來，熱軋材的結晶粒度為0.02~0.03mm的大小，即使加熱成550℃~600℃，晶粒亦稍微成長，於熱軋結束之狀態下，相變化的速度較慢。亦即，難以發生從β相、γ相至α相的相變化，因此需要將溫度設定得較高。或者，於退火製程中，為了減少β相、γ相在金屬組織中所佔之比例，當為0.05tm6.0的短時間退火時，500Tmax700、440(Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 )580為較佳。當為間歇式退火時，在將加熱保持時間設為1~10小時、退火溫度為420℃以上且560℃以下的條件下，380(Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 )540為較佳。例如，若為短時間退火，則冷加工率較高之材料藉由500℃以下且It為440以上之加熱條件容易發生從β相、γ相至α相的相變化，若為1小時以上的長時間退火，則冷加工率較高之材料藉由420℃以上且It為380以上之加熱條件容易發生從 β相、γ相至α相的相變化。再結晶熱處理中，得到預定的細微晶粒亦是很重要的，因此於作為前製程之本退火製程中，將作為最終目的之相的構成比例亦即β相、γ相的總計面積率設為1.0%以下，進一步設為0.6%以下為較佳。其中，需要以滿足前述H0H1×4×(RE/100)之方式控制退火後的結晶粒徑：H0。即使退火溫度增高，後述之Co或Ni亦具有進一步抑制晶粒成長之效果，因此含有Co或Ni是有效的。第1冷軋製程和退火製程的實施與否或實施次數由熱軋製程後的板厚與精冷軋製程後的板厚的關係決定。
第2冷軋製程中，冷加工率為55%以上。
再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於加熱步驟後，以預定溫度將銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於保持步驟後，將銅合金材料冷卻至預定溫度。
在此，若將銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)，則再結晶熱處理製程滿足以下條件。
(1)480最高到達溫度Tmax690
(2)0.03保持時間tm1.5
(3)360熱處理指數It520
如後述，還有時於該再結晶熱處理製程之後進行恢復熱處理製程，但該再結晶熱處理製程成為使銅合金材料進行再結晶之最終熱處理。
於該再結晶熱處理製程後，銅合金材料具有如下金屬組織：平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，α相所佔之比例為99%以上。
精冷軋製程中，冷加工率為5~45%。
可以於精冷軋製程之後進行恢復熱處理製程。並且，從本申請的發明銅合金的用途考慮，於精軋後，鍍Sn、熔融鍍Sn、迴流鍍Sn等電鍍時，材料溫度上昇，因此能夠以該電鍍處理時的加熱程序製程代替本恢復熱處理製程。
恢復熱處理製程具備：加熱步驟，將銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於加熱步驟後，以預定溫度將銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於保持步驟後，將銅合金材料冷卻至預定溫度。
在此，若將銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)，則恢復熱處理製程滿足以下條件。
(1)120最高到達溫度Tmax550
(2)0.02保持時間tm6.0
(3)30熱處理指數It250
接著，對各元素的添加理由進行說明。
Zn係構成發明之主要元素，原子價為2價，降低疊錯能，退火時，增加再結晶核的生成位置，且使再結晶晶粒微細化及超微細化。並且，藉由Zn的固溶，提高拉伸強度和耐力等強度，提高基體的耐熱性，並提高耐遷移性。Zn其金屬成本廉價，具有降低銅合金的比重及密度之效果，具體而言，含有適量的Zn，使銅合金的比重小於8.55g/cm3 ，因此存在很大的經濟上的優點。Zn的量雖然亦取決於與Sn等其他添加元素之間的關係，但為了發揮前述效果，Zn需含有至少28mass%以上，29mass%以上為較佳。另一方面，Zn的量雖然亦取決於與Sn等其他添加元素之間的關係，但即使Zn的含量超過35mass%，關於晶粒的微細化及強度的提高，亦開始顯現不出與含量相應之效果，阻礙伸展率、彎曲加工性及應力緩和特性之β相和γ相超過容許限度而存在於金屬組織中，亦即β相和γ相的總計面積率超過0.9%而存在於金屬組織中。34mass%以下為更佳，33.5mass%以下為最佳。即使原子價為2價的Zn含量在上述範圍內，若單獨添加Zn，則難以使晶粒微細化，為了使晶粒微細至預定粒徑，且藉由Zn、Sn的固溶強化來謀求高強度化，需考慮如後述之與Sn的共添加，或者使第1組成指數f1及第2組成指數f2進入後述之適當範圍內。(f1=[Zn]+20[Sn]、f2=[Zn]+9([Sn]-0.25)1/2 )
Sn係構成發明之主要元素，原子價為4價，降低疊錯能，在含有Zn以及進行退火時，增加再結晶核的生成位 置，使再結晶晶粒微細化及超微細化。該些效果尤其藉由與28mass%以上、29mass%以上為較佳的2價Zn的共添加，即使含有少量的Sn，亦顯著體現。並且，Sn固溶於基體，從而提高拉伸強度和耐力、彈簧極限值等強度。另外，藉由Zn及後述的f1、f2的關係式、與P、Co、Ni的相乘作用，還提高應力緩和特性。為了發揮該些效果，Sn需含有至少0.15mass%以上，0.2mass%以上為較佳，0.25mass%以上為最佳。另一方面，Sn的含量雖然亦取決於與Zn等其他元素之間的關係，但若Sn的含量超過0.75mass%，則導電性變差，依情況有時成為純銅的導電率的1/5左右、21%IACS左右的較低導電率，並且彎曲加工性變差。另外，雖然亦取決於Zn的含量，但Sn促進γ相及β相的形成，並且具有使γ相及β相穩定之作用。即使γ、β相為少量，若存在於金屬組織中，則亦對伸展率及彎曲加工性帶來不良影響，從而必需設為β相和γ相的總計面積率為0.9%以下之金屬組織。關於Zn和Sn，考慮Zn、Sn的相互作用來設成滿足後述之f1、f2之最佳配合比率且藉由適當的製造條件製造之本發明合金的特徵為，於金屬組織中所佔之α相的比例為99%以上，β相和γ相的總計面積率為0%以上且0.9%以下，設為使β相和γ相的總計面積率為包括0%在內之無限接近0%之金屬組織為最佳。藉此，綜合考慮Sn為高價的元素，Sn的含量為0.72mass%以下為較佳，0.69mass%以下為進一步較佳。
Cu係構成發明合金之主元素，因此作為剩餘部份。其中，為了實現本發明、以及保持依賴於Cu濃度之強度及伸展率、並且實現包括密度在內之優異之成本效益，需至少為65mass%以上為較佳，65.5mass%以上為更佳，66mass%以上為進一步較佳。上限為71.5mass%以下為較佳，設為71mass%以下為更佳。
P具有其原子價為5價時使晶粒微細化之作用、抑制再結晶晶粒成長之作用，但由於含量較少，所以後者的作用較大。P的一部份能夠與後述之Co或Ni化合而形成析出物，進一步強化晶粒成長抑制效果。並且，P藉由與Co等形成化合物，或者藉由與固溶之Ni的相乘效果，改善應力緩和特性。為了發揮晶粒成長抑制效果，需至少為0.005mass%以上，0.008mass%以上為較佳，0.01mass%以上為最佳。尤其為了使應力緩和特性良好，含有0.01mass%以上的P為較佳。另一方面，即使含量超過0.05mass%，基於單獨P、以及P與Co的析出物之再結晶晶粒成長抑制效果亦呈飽和，若存在過量析出物，則伸展率及彎曲加工性反而下降，因此0.04mass%以下為較佳，0.035mass%以下為最佳。
Co與P結合而生成化合物。P與Co的化合物抑制再結晶晶粒的成長。並且，防止伴隨晶粒微細化之應力緩和特性的惡化。為了發揮其效果，需含有0.005mass%以上，0.01mass%以上為較佳。另一方面，即使含有0.05mass%以上，不僅是效果飽和，而且依程序伸展率及彎曲加工性有 時因Co與P的析出顆粒而下降。0.04mass%以下為較佳，0.03mass%以下為最佳。於組成方面，當β相和γ相析出大量並殘留於軋材時，基於Co之抑制再結晶晶粒成長之效果是有效的。這是因為，例如於退火製程中，即使增高退火溫度、加長時間或者增大熱處理指數It，亦能夠將生成之再結晶晶粒維持成微細狀態。本發明的最重要的事項之一是β相和γ相的總計以面積率計為0.9%以下，為了使β相和γ相減少至預定比例，例如於退火時，在間歇式情況下需要將溫度設為420℃以上、在短時間熱處理情況下需設為500℃以上，藉由含有Co來解決使晶粒成為微細狀態和與減少β、γ相量相反之現象。
Ni雖然是高價的金屬，但藉由Ni與P的共添加而形成析出物，具有抑制晶粒成長之效果、藉由形成析出物改善應力緩和特性之效果及藉由處於固溶狀態之Ni、Sn與P的相乘效果改善應力緩和特性之效果。若晶粒微細化或超微細化，則銅合金的應力緩和特性變差，但與P形成化合物之Co、Ni具有將應力緩和特性的惡化控制在最小限度之效果。若進一步含有大量Zn，則銅合金的應力緩和特性通常變差，但藉由處於固溶狀態之Ni、Sn與P的相乘效果大幅改善應力緩和特性。具體而言，即使Zn含量為28mass%以上，只要滿足本發明合金的Sn配合量和組成指數f1、f2的關係式，則藉由含有0.5mass%以上的Ni，亦能夠提高應力緩和特性。0.6mass%以上為較佳。並且，當Zn含量為28mass%以上時，抑制晶粒成長之Ni與P的化 合物的形成在Ni量為0.5mass%以上時變得顯著。另一方面，即使含有1.5mass%以上的Ni，應力緩和特性的改善效果亦是飽和，反而阻礙導電性，還產生經濟上的缺點。1.4mass%以下為較佳。此外，與含有Co時相同，Ni的含有藉由晶粒成長抑制效果於退火、再結晶熱處理製程中用於有效地實現預定的β相、γ相的總計面積率和預定的微細或細微的再結晶粒度。
此外，為了不損害其他特性而提高應力緩和特性且得到晶粒成長抑制效果，Ni與P的相互作用亦即Ni與P的配合比是很重要的。亦即15Ni/P85為較佳，若Ni/P大於85，則減少應力緩和特性的提高效果，若Ni/P小於15，則應力緩和特性的提高效果及晶粒成長抑制效果飽和，使彎曲加工性變差。
然而，為了得到強度、伸展率、導電率及應力緩和特性的平衡，不僅是Zn、Sn的配合量，還需考慮各元素的相互關係及金屬組織。必須考慮根據藉由含有添加量較多且原子價為2之Zn、原子價為4之Sn來降低疊錯能之、基於晶粒的微細化之高強度化、伴隨晶粒微細化之伸展率的下降、基於Sn、Zn之固溶強化及由金屬組織中的γ、β相的存在引起之伸展率、彎曲加工性的下降等。從本發明人等的研究明確了，各元素於發明合金的組成範圍內需滿足44f137且32f237。藉由滿足該關係，可得到適當的金屬組織，並能夠製造出較高強度、較高伸展 率、良好的導電性及應力緩和特性、以及該些特性之間取得高度平衡之材料。
亦即，為了使精冷軋製程後的軋材具備導電性為21%IACS以上的良好導電性、且拉伸強度為540N/mm2 以上、570N/mm2 以上為更佳、或者以耐力計為490N/mm2 以上、520N/mm2 以上為更佳的較高強度、細微晶粒、較高伸展率及該些特性的較高平衡，需滿足Zn為28~35mass%，Sn為0.15~0.75mass%，且f137。f1係與Zn和Sn的固溶強化、及基於最終精冷軋之加工硬化、包括與Zn、Sn的相互作用在內之晶粒微細化、基於P、Ni、Co與Zn、Sn的相乘效果之應力緩和特性相關者，為了得到更高強度，f1需為37以上。為了得到更高強度及更細微晶粒，以及為了提高應力緩和特性，f1為37.5以上為較佳，38以上為更佳。另一方面，為了使彎曲加工性、導電率、應力緩和特性變得良好，以及設為β相和γ相的總計所佔之面積率為0%以上且0.9%以下之金屬組織，f1需為44以下，43以下為較佳，42以下為更佳。另一方面，在實時操作時，為了將α相基體中的β相+γ相所佔之面積率設為0%以上且0.9%以下，且確保良好伸展率、彎曲加工性和導電率，需滿足實驗求出之f237，f2為36以下為較佳，35.5以下為更佳。而且，為了得到較高強度，f2為32以上，33以上為更佳。需調整伴隨Zn含量變化之適當的Sn含量。若f1、f2取更佳數值，則能夠設為使β相和γ相的總計面積率為包括0%在內之無限接近0%之金屬組 織。此外，關於f1、f2的關係式，由於以下原因，於關係式中沒有Co、Ni的項：Co為少量，與P形成析出物，幾乎不影響關係式；Ni於析出物的形成和f1、f2的關係式中看作與Cu大致相同。
但是，關於晶粒的超微細化，在處於發明合金的組成範圍內之合金中能夠使再結晶晶粒超微細化至1μm。然而，若使合金的晶粒微細化至1.5μm或1μm，則以數原子程度的寬度形成之結晶粒界所佔之比例變大，雖然藉由實施基於最終精冷軋製程之加工硬化可得到進一步高強度，但伸展率及彎曲加工性變差。因此，為了具備高強度和較高伸展率雙方，再結晶熱處理製程後的平均結晶粒徑需為2μm以上，2.5μm以上為更佳。另一方面，隨著晶粒變大，顯示良好伸展率，但得不到所希望的拉伸強度及耐力。需至少將平均結晶粒徑細化至7μm以下。6μm以下為更佳，5.5μm以下為進一步較佳。此外，應力緩和特性及平均結晶粒徑稍大為較佳，3μm以上為較佳，3.5μm以上為更佳，上限為7μm以下，6μm以下為較佳。
並且，對例如以55%以上的冷加工率已實施冷軋之軋材進行退火時，亦存在與時間之間的關係，但若超過某一臨界溫度，則以加工應變蓄積之結晶粒界為中心產生再結晶核。雖然亦取決於合金組成，但是為本發明合金時，核生成後形成之再結晶晶粒的粒徑為1μm或1.5μm或者小於1.5μm之再結晶晶粒，即使對軋材進行加熱，加工組織亦不會一次性全部取代為再結晶晶粒。欲使全部或例如 97%以上取代為再結晶晶粒，需要比再結晶的核生成開始之溫度更高之溫度或者比再結晶的核生成開始之時間更長之時間。該退火期間，最初形成之再結晶晶粒隨著溫度及時間成長，結晶粒徑變大。為了維持微細之再結晶粒徑，需抑制再結晶晶粒成長。為了實現該目的而含有P以及Co或Ni。為了抑制再結晶晶粒成長，需抑制再結晶晶粒成長之如PIN之類者，於本發明中，相當於該PIN之類者為由P或者P與Co或Ni生成之化合物，係最適合用於發揮如PIN之類之作用者。此外，由於P的晶粒成長抑制效果比較緩慢，且本發明並非以平均結晶粒徑2μm以下的超微細化為目標，因此較適當。若進一步添加Co，則形成之析出物發揮較大的晶粒成長抑制效果。為了與P形成析出物，因此與Co相比需要更大量的Ni，並且其析出物的晶粒成長抑制效果較小，但有助於調整至本申請中的目的結晶粒度。並且，本發明並非以較大析出硬化為目標，如上述，亦非以晶粒的超微細化為目標，因此Co含量為0.005~0.05mass%的極少量是充份的，0.035mass%以下為最佳。當為Ni時，需要0.5~1.5mass%，另外，未供給於析出物之Ni用於大幅提高應力緩和特性。此外，由本發明合金的組成範圍的Co或Ni與P形成之析出物大幅阻礙彎曲加工性，但隨著析出量增加，對伸展率及彎曲加工性帶來影響。並且，若析出量較多或者析出物的粒徑較小，則再結晶晶粒成長的抑制效果過度見效而難以得到目的結晶粒徑。
然而，抑制晶粒成長之作用及提高應力緩和特性之作用依賴於析出物的種類、量及尺寸。如前述，有效的析出物的種類是P與Co、Ni，析出物的量由該些元素的含量來決定。另一方面，關於析出物的尺寸，為了使晶粒成長抑制作用及應力緩和特性提高作用充份發揮，析出物的平均粒徑需為4~50nm。若析出物的平均粒徑小於4nm，則晶粒成長抑制效果過度見效而得不到本申請中規定之目的再結晶晶粒，而且使彎曲加工性變差。5nm以上為較佳。關於Co與P的析出物，析出物大小較小。若析出物的平均粒徑大於50nm，則晶粒成長抑制作用變小，再結晶晶粒成長，得不到目標大小的再結晶晶粒，依情況容易成為混粒狀態。45nm以下為較佳。析出物過大亦會使彎曲加工性變差。
為了抑制晶粒成長，含有P、含有P與Co或Ni為最佳，例如，若P與Fe形成化合物，此外Mn、Mg、Cr等亦與P形成化合物，且包含某一定以上的量，則因過度的晶粒成長抑制作用或化合物的粗大化而有可能阻礙伸展率等。
Fe若適當地設定含量或與Co的關係，則發揮與Co的析出物相同的功能，亦即晶粒成長抑制功能、應力緩和特性提高功能，能夠代替Co。亦即，需含有0.003mass%以上的Fe，0.005mass%以上為較佳。另一方面，即使含有0.03mass%以上，效果亦呈飽和，而且晶粒成長抑制作用過度起效而得不到預定大小的細微晶粒，伸展率、彎曲加 工性下降。0.025mass%以下為較佳，0.02mass%以下為最佳。此外，當與Co共添加時，Fe與Co的總計含量需設為0.04mass%以下。這是因為晶粒成長抑制作用過度起效。
因此，必需將除Fe以外之Cr等元素設為不帶來影響之濃度。其條件需至少分別為0.02mass%以下，0.01mass%以下為較佳，或者與P化合之Cr等元素的總計含量為0.03mass%以下，當與Co共添加時，Cr等與Co的總計含量為0.04mass%以下或Co含量的2/3以下，1/2以下為較佳。析出物的組成、結構、大小發生變化，藉此對伸展率、應力緩和特性帶來較大影響。
另外，於精冷軋製程中，例如施加10%~35%的加工率，藉此能夠藉由基於軋製之加工硬化提高拉伸強度及耐力，而不會較大損害伸展率，亦即至少於W彎曲中R/t(R為彎曲部的曲率半徑，t為軋材的厚度)為1以下時不產生破裂。
作為表示於強度尤其比強度、伸展率及導電率之間高度平衡之合金之指標，能夠藉由它們的積的大小來對其進行評價。當將拉伸強度設為A(N/mm2 )、伸展率設為B(%)、導電率設為C(%IACS)、密度設為D時，於最終軋材或軋製後實施低溫退火之軋材中，在W彎曲試驗中至少在R/t=1(R為彎曲部的曲率半徑，t為軋材的厚度)時不產生破裂，且拉伸強度為540N/mm2 以上、導電率為21%IACS以上之前提下，A、(100+B)/100、C1/2 及1/D之積為340以上。為了具備更加優異之平衡，A、(100+ B)/100、C1/2 及1/D之積為360以上為較佳。或者，在使用時比拉伸強度更加重視耐力之情況較多，因此使用耐力A1來代替拉伸強度A，A1、(100+B)/100、C1/2 及1/D之積為315以上為較佳，A1、(100+B)/100、C1/2 及1/D之積滿足330以上為進一步較佳。
如本發明，若包含28~35%的Zn且使其合金含有Sn，則從鑄造階段及熱軋階段起就具有包含β相和γ相之金屬組織，於製造程序中如何控制β相、γ相成為關鍵因素。關於製造程序，熱軋開始溫度為熱變形阻力較低且熱變形能變佳之760℃以上，780℃以上為較佳，若溫度過高則殘留大量β相，因此上限為850℃以下，840℃以下為較佳。而且，於熱軋的最終軋製結束後，以1℃/秒以上的冷卻速度對480℃至350℃的溫度區域進行冷卻，或者於熱軋後以450~650℃進行0.5小時至10小時的熱處理。
若於熱軋結束後，以1℃/秒以下的冷卻速度對480℃至350℃的溫度區域進行冷卻，則熱軋後的軋材中殘留β相，於冷卻過程中β相變為γ相。若冷卻速度慢於1℃/秒，則變為γ相之量變多，於最終的再結晶退火後亦殘留大量γ相。將冷卻速度設為3℃/秒以上為較佳。並且，雖然耗費成本，但藉由於熱軋後以450~650℃進行0.5小時至10小時的熱處理，能夠減少存在於熱軋材之β相、γ相。若低於450℃，很難引起相變化，並且變成γ相穩定的溫度區域，因此難以大幅減少γ相。另一方 面，若進行超過650℃之熱處理，則變成β相穩定的區域，難以大幅減少β相，並且晶粒大小依情況粗大至0.1mm，因此即使於最終再結晶退火時能夠使晶粒微細化，亦變成混粒狀態而伸展率、彎曲加工性變差。480℃以上且620℃以下為較佳。
而且，實施以下再結晶熱處理製程，係再結晶熱處理製程前的冷加工率為55%以上，最高到達溫度為480~690℃且於“最高到達溫度-50℃”至最高到達溫度的範圍中的保持時間為0.03~1.5分鐘的熱處理，且熱處理指數It為360It520。
為了於再結晶熱處理製程中得到細微的目標再結晶晶粒，僅降低疊錯能是不充份的，因此為了增加再結晶核的生成位置，需要蓄積基於冷軋之應變，具體而言蓄積結晶粒界中的應變。為此，再結晶熱處理製程前的冷軋中的冷加工率需為55%以上，60%以上為較佳，65%以上為最佳。另一方面，若過度提高再結晶熱處理製程前的冷軋的冷加工率，則產生軋材的形狀及應變等的問題，因此希望為95%以下，92%以下為最佳。亦即，為了基於物理作用而增加再結晶核的生成位置，有效的是提高冷加工率，於可容許之產品應變範圍內，賦予較高加工率，藉此能夠得到更微細的再結晶晶粒。
而且，為了使最終的目的晶粒的大小微細且均勻，需預先規定作為再結晶熱處理製程的前一個熱處理之退火製程後的結晶粒徑與再結晶熱處理製程前的第2冷軋的加工 率的關係。亦即，若將再結晶熱處理製程後的結晶粒徑設為H1、其前的退火製程後的結晶粒徑設為H0、該退火製程與該再結晶熱處理製程之間的冷軋的冷加工率設為RE(%)，則RE於55~95時，滿足H0H1×4×(RE/100)為較佳。此外，RE在40~95範圍時能夠適合該公式。為了實現晶粒的微細化，並使該再結晶熱處理製程後的再結晶晶粒成為微細且更均勻之晶粒，將退火製程後的結晶粒徑設在該再結晶熱處理製程後的結晶粒徑的4倍與RE/100之積以內為較佳。由於冷加工率越高，再結晶核的核生成位置越增加，因此即使退火製程後的結晶粒徑為該再結晶熱處理製程後的結晶粒徑的3倍以上的大小，亦可得到微細且更均勻之再結晶晶粒。此外，若晶粒為混粒狀態亦即不均勻，則彎曲加工性等特性變差。
此外，退火製程的條件為420Tmax720、0.04tm600、380{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580，但退火製程前的金屬組織中所佔之β相、γ相的面積率的總計較大時，例如，當總計面積率為1.5%、尤其超過2%時，於退火製程中，需預先減少β相、γ相的面積率，將再結晶熱處理製程前的金屬組織中所佔之β相、γ相的面積率的總計設為1.0%以下，設為0.6%以下為較佳。這是因為，於再結晶熱處理製程中，使晶粒成為預定大小亦很重要，有時難以滿足使晶粒成為預定大小以及獲得最佳金屬組織的構成相這雙方。關於退火製程的條件，500Tmax700、0.05tm6.0、440{Tmax- 40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580為較佳。若為1小時以上且10小時以下的長時間，則能夠藉由在420℃以上，較佳在440℃以上，且560℃以下、380It540的條件下進行加熱來減少β、γ相。另一方面，例如若前述的It為580或者超過540，則β相的量反而不會減少，晶粒變大，或者當為長時間退火時，若超過560℃，則晶粒成長，從而無法滿足前述H0H1×4×(RE/100)。在該種情況下，即使It或退火溫度增高，Co或Ni亦具有更加抑制晶粒成長之效果，因此是有效的。
而且，於再結晶熱處理製程中，短時間的熱處理為較佳，係最高到達溫度為480~690℃且於“最高到達溫度-50℃”至最高到達溫度的範圍中的保持時間為0.03~1.5分鐘，最高到達溫度為490~680℃且於“最高到達溫度-50℃”至最高到達溫度的範圍中的保持時間為0.04~1.0分鐘為更佳之短時間退火，具體條件需滿足360It520的關係。關於It，下限側為380以上為較佳，400以上為進一步較佳，上限側為510以下為較佳，500以下為進一步較佳。
若低於It的下限，則殘留未再結晶部份，或者晶粒的大小變得小於本申請中規定之大小。480℃以下的短時間的再結晶退火的溫度較低，且時間較短，因此處於非平衡狀態之β、γ相不會輕易變化為α相，並且，於420℃或440℃以下的溫度區域中，γ相能夠更加穩定地存在，因此亦難以發生從γ相至α相的相變化。若最高到達溫 度超過690℃，或者超過It的上限而進行退火，則基於P之晶粒成長抑制效果起不到作用，並且添加Co或Ni時，發生析出物的再固溶，預定的晶粒成長的抑制效果不能發揮作用，得不到預定的微細晶粒。並且，關於在再結晶熱處理製程為止的製程中非平衡且過度殘留之β相，若最高到達溫度超過690℃，則β相成為更加穩定的狀態，很難減少β相。當包括退火製程時，退火製造中，結晶粒度可以為3~12μm，亦可成為3.5~10μm，因此在使β相、γ相充份減少之退火條件下進行為較佳。亦即，於最終的熱處理製程前的退火製程中，將β相、γ相的總計所佔之面積率設為0~1.0%為較佳，0~0.6%為進一步較佳。
此外，當然可以在間歇式退火例如330℃至440℃的加熱保持1~10小時之條件下，以全部滿足平均結晶粒徑、析出物的粒徑等要件之前提，實施再結晶熱處理製程亦無妨。
另外，於精冷軋製程後，有時實施恢復熱處理製程，係最高到達溫度為120~550℃且於“最高到達溫度-50℃”至最高到達溫度的範圍中的保持時間為0.02~6.0分鐘的熱處理，亦即滿足30It250的關係。依情況實施熱處理，該熱處理用於藉由基於不伴隨該種再結晶亦即幾乎不伴隨金屬組織的相變化之低溫或短時間的恢復熱處理之低溫退火效果來提高材料的彈簧極限值、強度及應力緩和特性，並且使藉由軋製而下降之導電率恢復。尤其含 有Ni之合金其應力緩和特性顯著提高。此外，關於It，下限側為50以上為較佳，90以上為進一步較佳，上限側為230以下為較佳，210以下為進一步較佳。與恢復熱處理製程前相比，藉由實施相當於30It250條件式之熱處理，彈簧極限值提高約1.5倍，導電率提高0.3~1%IACS。此外，本發明合金主要使用於連接器等組件，於成型為軋材的狀態或者組件後通常實施鍍Sn。於鍍Sn製程中，雖然是約150℃~約300℃的低溫，但軋材及組件亦會被加熱。即使於恢復熱處理後進行該鍍Sn製程，亦幾乎不會影響恢復熱處理後的諸多特性。另一方面，鍍Sn時的加熱製程可以成為前述恢復熱處理製程的代替製程，即使未經恢復熱處理製程，亦能夠提高軋材的應力緩和特性、彈簧強度及彎曲加工性。
接著，對β相和γ相的總計面積率為0%以上且0.9%以下之情況進行說明。
本發明從金屬組織觀點考慮，以於α相基體中，稍微殘留或最大限度消除β相、γ相之狀態，亦即β相和γ相的總計面積率設為0%以上且0.9%以下為基礎，藉由添加Zn、少量Sn、具備晶粒成長抑制效果之P、進而添加微量Co或Ni、或者添加Fe來使晶粒變成預定微細或細微的晶粒，藉由基於Zn、Sn之固溶強化和不損害延展性、伸展率之程度的加工硬化來具備高強度、良好伸展率、導電性、以及良好應力緩和特性。若於α相基體中總計存在超過0.9%之硬脆之β相和γ相，則伸展率、彎曲加工 性變差，拉伸強度亦反而下降、應力緩和特性亦變差。β相和γ相共計為0.6%以下為較佳，0.4%以下為進一步較佳，0.2%以下為最佳，0%或接近0%為較佳。若成為該種面積率，則幾乎不會影響伸展率及彎曲加工性。為了最大限度地發揮Sn、Zn的固溶強化、比強度、相互作用，β相和γ相以不會對伸展率帶來影響之程度存在或不存在的邊界為最有效。若脫離該種面積率，與未包含Sn之Cu-Zn合金的β相、γ相相比，於包含28~35%的Zn且含有Sn及P之Cu-Zn-Sn-P合金中形成之β相、γ相具有硬脆之性質，對合金的延展性、彎曲加工性帶來不良影響。这是因為，大體上γ相由50mass%Cu-40mass%Zn-10mass%Sn构成，β相由60mass%Cu-37mass%Zn-3mass%Sn构成，γ相、β相含有大量Sn。因此需如下控制：在組成方面，Zn：28~35mass%、Sn：0.15~0.75mass%、P：0.005~0.05mass%、及剩餘部份包括Cu，Zn與Sn的関係滿足44[Zn]+20[Sn]37且32[Zn]+9([Sn]-0.25)1/2 37。此外，為了設為更佳之金屬組織，關係式為[Zn]+9([Sn]-0.25)1/2 36，[Zn]+9([Sn]-0.25)1/2 35.5且33[Zn]+9([Sn]-0.25)1/2 為最佳。而且，43[Zn]+20[Sn]，42[Zn]+20[Sn]且[Zn]+20[Sn]37.5為較佳，[Zn]+20[Sn]38為最佳。此外，本公式中Sn為0.25mass%以下時，Sn的影響較小，因此將([Sn]-0.25)1/2 項設為0。另外，於最終再結晶熱處理製程前，β相、γ相多於預定面積率時，若例如以在 330~380℃下進行3~8小時的晶粒微細化之條件進行最終再結晶熱處理製程，則β相、γ相只減少少量。為了於鋳造、熱軋製程之後在工業上、生產上使以非平衡狀態存在之β相、γ相有效地減少，中間退火製程時，就It數值而言，在短時間退火的情況下提高至440~580，或者，在間歇式退火的情況下以420~560℃溫度進行退火，將It數值設為380~540，β相、γ相的總計所佔之面積率減少至0~1.0%為較佳，其中，將晶粒設為未超過預定大小之程度的3~12μm，而且在最終再結晶退火中，有效的是短時間但高溫的再結晶退火。該溫度(480~690℃)均脫離β、γ相穩定的區域，能夠使β、γ相減少。
作為本發明的一實施形態，例示出依次包括熱軋製程、第1冷軋製程、退火製程、第2冷軋製程、再結晶熱處理製程及精冷軋製程之製造製程，但未必一定要進行再結晶熱處理製程為止的製程。精冷軋製程前的銅合金材料的金屬組織只要平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下即可，例如，可以藉由熱擠出或鍛造或熱處理等製程來獲得該種金屬組織的銅合金材料。
[實施例]
使用上述第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金、第4發明合金及比較用組成的銅合金並改變製造製程而作成試料。
表1示出作為試料作成之第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金、第4發明合金及比較用銅合金的組成。其中，Co為0.001mass%以下、Ni為0.01mass%以下、Fe為0.005mass%以下時為空欄。
在以下方面，比較用合金脫離發明合金的組成範圍。
合金No.21的P含量多於發明合金的組成範圍。
合金No.22的P含量少於發明合金的組成範圍。
合金No.23的P含量少於發明合金的組成範圍。
合金No.24的P含量多於發明合金的組成範圍。
合金No.25的Co含量多於發明合金的組成範圍。
合金No.26的Zn含量多於發明合金的組成範圍。
合金No.27的Zn含量少於發明合金的組成範圍。
合金No.28的Sn含量多於發明合金的組成範圍，指數f1大於發明合金的範圍。
合金No.29的指數f2大於發明合金的範圍。
合金No.30的指數f1小於發明合金的範圍。
合金No.31的指數f1小於發明合金的範圍。
合金No.32的指數f2大於發明合金的範圍。
合金No.33的指數f2大於發明合金的範圍。
合金No.34的指數f1大於發明合金的範圍，指數f2大於發明合金的範圍。
合金No.37的Ni含量少於發明合金的組成範圍。
合金No.39的Fe含量多於發明合金的組成範圍。
合金No.40含有Cr。
合金No.41的Sn含量少於發明合金的組成範圍。
合金No.42的Zn含量少於發明合金的組成範圍。
試料的製造製程以A、B、C這3種類進行，於每一個製造製程中進一步改變了製造條件。製造製程A是藉由實際批量生產設備進行，製造製程B、C是藉由實驗設備進行。表2示出各製造製程的製造條件。
關於製造製程A(A1、A2、A3、A4、A41、A5、A6)，於內容積為10噸的中頻熔解爐中熔解原料，藉由半連續鑄造製造出截面為厚度190mm、寬度630mm的鑄塊。鑄塊分別切斷成1.5m長度，之後進行熱軋製程(板厚為12mm)-冷卻製程-銑削製程(板厚為11mm)-第1冷軋製程(板厚為1.5mm)-退火製程(480℃下保持4小時)-第2冷軋製程(板厚為0.375mm、冷加工率為75%，一部份板厚為0.36mm、冷加工率為76%)-再結晶熱處理製程-精冷軋製程(板厚為0.3 mm、冷加工率為20%，一部份冷加工率為16.7%)-恢復熱處理製程。
將熱軋製程中的熱軋開始溫度設為830℃，熱軋至板厚為12mm之後，於冷卻製程中進行淋浴水冷。本說明書中，熱軋開始溫度和鑄塊加熱溫度的意義相同。冷卻製程中的平均冷卻速度設為於最終熱軋後軋材的溫度為480℃時起至350℃的溫度區域中的冷卻速度，於軋板的後端進行測定。所測定之平均冷卻速度為5℃/秒。
如下進行冷卻製程中的淋浴水冷。淋浴設備設置於熱軋時傳送軋材之傳送輥上的遠離熱軋輥之部位。若熱軋的最終軋道結束，則軋材藉由傳送輥被傳送到淋浴設備，通過進行淋浴之部位的同時從前端至後端依次被冷卻。然後，如下進行冷卻速度的測定。將熱軋的最終軋道中之軋材的後端部份(準確來說，軋材的長邊方向上從軋製前端距軋材長度的90%之位置)設為軋材溫度的測定部位，於最終軋道結束並被傳送到淋浴設備之前和淋浴水冷結束之 時刻測定溫度，基於此時的測定溫度和進行測定之時間間隔而計算冷卻速度。藉由放射溫度計進行溫度測定。放射溫度計使用Takachihoseiki Co.，LTD.的紅外線溫度計Fluke-574。因此，軋材後端到達淋浴設備且淋浴水淋上軋材之前成為空冷狀態，此時的冷卻速度變慢。並且，由於最終板厚越薄，到達淋浴設備之前越耗費時間，因此冷卻速度變慢。
於間歇式退火爐中在加熱溫度480℃、保持時間4小時的條件下對軋材實施退火製程。
再結晶熱處理製程中，將軋材的最高到達溫度Tmax(℃)和於比軋材的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間tm(min)改變為製造製程A1(625℃-0.07min)、製造製程A2(590℃-0.07min)、製造製程A3(660℃-0.08min)、製造製程A4及A41(535℃-0.07min)、製造製程A5(695℃-0.08min)。
而且，製造製程A41中，將精冷軋製程的冷加工率設為16.7%。
並且，製造製程A6中，於精冷軋製程後進行恢復熱處理製程，條件為如下：將軋材的最高到達溫度Tmax(℃)設為460(℃)，於比軋材的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間tm(min)設為0.03分鐘。
並且，如下進行製造製程B(B0、B1、B21、B31、B32、B41、B42、B43、B44、B45、B46)。
從製造製程A的鑄塊切出厚度為40mm、寬度為120mm、長度為190mm的實驗室試驗用鑄塊，之後進行熱軋製程(板厚為8mm)-冷卻製程(淋浴水冷)-酸洗製程-第1冷軋製程-退火製程-第2冷軋製程(厚度為0.375mm)-再結晶熱處理製程-精冷軋製程(板厚為0.3 mm、加工率為20%)。
熱軋製程中，將鑄塊加熱成830℃，並熱軋至厚度為8mm。關於冷卻製程中的冷卻速度(軋材的溫度為480℃時起至350℃的冷卻速度)以5℃/秒進行，關於製造製程B0、B21，以0.3℃/秒進行。
另外，關於製造製程B0，於冷卻後進行最高到達溫度550℃下保持4小時的熱處理。
冷卻製程後對表面進行酸洗，於第1冷軋製程中冷軋至1.5 mm、1.2 mm(製造製程B31)或0.65 mm(製造製程B32)，將退火製程條件改變為製造製程B43(580℃下保持0.2分鐘)、製造製程B0、B1、B21、B31、B32(480℃下保持4小時)、製造製程B41(520℃下保持4小時)、製造製程B42(570℃下保持4小時)、製造製程B44(560℃下保持0.4分鐘)、製造製程B45(480℃下保持0.2分鐘)、製造製程B46(390℃下保持4小時)而進行。之後，第2冷軋製程中軋製至0.375mm。
於Tmax為625(℃)、保持時間tm為0.07分鐘的條件下進行再結晶熱處理製程。然後，精冷軋製程中冷軋(冷加工率：20%)至0.3mm。並且，製造製程B44中，於 精冷軋製程後進行恢復熱處理製程，條件為如下：將軋材的最高到達溫度Tmax(℃)設為240(℃)，於比軋材的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間tm(min)設為0.2分鐘。該條件是相當於實時操作時的鍍Sn之條件。
於製造製程B及後述之製造製程C中，藉由將軋材浸漬於鹽浴中來代用與製造製程A中於連續退火生產線等中進行之短時間的熱處理相當之製程，並將最高到達溫度設為鹽浴的液體溫度，浸漬時間作為保持時間，於浸漬後進行空冷。此外，鹽(溶液)使用BaCl、KCl、NaCl的混合物。
另外，作為實驗室測試如下進行製程C(C1、C2)。實驗室的電爐中進行熔解及鑄造以成為預定成份，從而得到厚度為40mm、寬度為120mm、長度為190mm的實驗室試驗用鑄塊。以後，藉由與前述製造製程B1相同之程序進行製作。亦即，將鑄塊加熱成830℃，並熱軋至厚度為8mm，熱軋後以5℃/秒的冷卻速度於軋材的溫度為480℃時起至350℃的溫度範圍中進行冷卻。冷卻後對表面進行酸洗，於第1冷軋製程中冷軋至1.5mm。冷軋後於480℃、4小時的條件下進行退火製程，於第2冷軋製程中冷軋至0.375mm。於Tmax為625(℃)、保持時間tm為0.07分鐘的條件下實施再結晶熱處理製程。然後，於精冷軋製程中冷軋至0.3mm(冷加工率：20%)。製造製程C2中，於精冷軋製程後進行恢復熱處理製程，條件為如下：將軋材的 最高到達溫度Tmax(℃)設為265(℃)，於比軋材的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間tm(min)設為0.1分鐘。
作為藉由上述方法作成之銅合金的評價，測定拉伸強度、耐力、伸展率、導電率、彎曲加工性及彈簧極限值。並且，觀察金屬組織來測定平均結晶粒徑及β相和γ相的面積率。
將上述各試驗的結果示於表3至表9。此外，由於製造製程A6沒有進行恢復熱處理製程，因此“精冷軋後的特性”欄中記載恢復熱處理製程後的資料。
根據JIS Z 2201、JIS Z 2241中規定之方法，並以5號試驗片的試驗片形狀實施拉伸強度、耐力及伸展率的測定。
使用INSTITUT DR.FOERSTER GMBH&CO.KG製的導電率測定裝置(SIGMATEST D2.068)進行導電率的測定。此外，本說明書中，以相同意思使用“電傳導”和“導電”。並且，由於熱傳導性和電傳導性相關性較大，因此導電率越高表示熱傳導性越良好。
藉由JIS H 3110中規定之W彎曲來評價彎曲加工性。如下進行彎曲試驗(W彎曲)。彎曲夾具的前端的彎曲半徑(R)設為材料厚度的0.67倍(0.3mm×0.67=0.201mm，彎曲半徑=0.2mm)及0.33倍(0.3mm×0.33=0.099mm，彎曲半徑=0.1mm)。於所謂稱為壞的方向(Bad Way)之方向上相對於軋製方向呈90度之方向以及稱為好的方向(Good Way)之方向上與軋製方向呈0度之方向採取樣品。用20倍的實體顯微鏡觀察並根據有無龜裂來進行彎曲加工性的判定，彎曲半徑為材料厚度的0.33倍且沒有產生龜裂者設為評價A，彎曲半徑為材料厚度的0.67倍且沒有產生龜裂者設為評價B，材料厚度的0.67倍且產生龜裂者設為評價C。
關於彈簧極限值的測定，按照JIS H 3130中記載之方法藉由重複變形式試驗進行評價，將試驗進行至永久變形量超過0.1mm。
關於再結晶晶粒的平均粒徑的測定，於600倍、300 倍及150倍等的金屬顯微鏡照片中依據晶粒大小而選定適當倍率，根據JIS H 0501中之伸銅品結晶粒度試驗方法的求積法進行測定。此外，雙晶不視為晶粒。藉由FE-SEM-EBSP(Electron Back Scattering diffraction Pattern)法求出難以由金屬顯微鏡判斷者。亦即，FE-SEM使用JEOL Ltd.製JSM-7000F，分析時使用TSL Solutions OIM-Ver.5.1，由分析倍率為200倍及500倍的粒度圖(Grain圖)求出平均結晶粒徑。平均結晶粒徑的計算方法基於求積法(JIS H 0501)。
此外，1個晶粒可藉由軋製而伸展，但晶粒的體積幾乎不因軋製而發生變化。將板材與軋製方向平行以及與軋製方向垂直地切斷之截面中，若取分別藉由求積法測定之平均結晶粒徑的平均值，則能夠推斷再結晶階段中的平均結晶粒徑。
關於β相和γ相的面積率，藉由FE-SEM-EBSP法求出。FE-SEM使用JEOL Ltd.製JSM-7000F，分析時使用TSL Solutions製OIM-Ver.5.1，由分析倍率為200倍及500倍的相圖(Phase圖)求出。
如下進行應力緩和率的測定。供試材料的應力緩和試驗中使用懸臂樑螺紋式夾具。從與軋製方向呈0度(平行)之方向採取試驗片，試驗片的形狀設為板厚t×寬度10mm×長度60mm。關於製造製程A1、製造製程A31、製造製程B1及製造製程C1，還從與軋製方向呈90度(垂直)之方向進行採取，並進行了試驗。對供試材料的負荷應力 設為0.2%耐力的80%，於120℃的氣氛中暴露1000小時。如下求出應力緩和率。應力緩和率=(開放後的變位/應力負荷時的變位)×100(%)。從與軋製方向呈0度(平行)、90度(垂直)之方向的2個方向採取試料，關於試驗後之試料，求出藉由與軋製方向平行及垂直採取之試驗片實施之結果的平均應力緩和值並記載。
作為應力緩和特性的評價，應力緩和率的數字越大越差，通常就應力緩和特性而言，若超過70%，則特別差，若超過50%，則較差，30%~50%設為合格，20%~30%設為良好，小於20%設為優異。此外，於良好的20%~30%中，數字越小，應力緩和特性越優異。
如下求出析出物的平均粒徑。對於將基於500，000倍及150，000倍(檢測極限分別為1.0nm、3nm)的TEM之透射電子像，利用圖像分析軟件“Win ROOF”對析出物的對比度進行橢圓近似，針對於視野內的所有析出顆粒求出長軸和短軸的相乘平均值，並將該平均值設為平均粒徑。此外，於50萬倍、15萬倍的測定中，將粒徑的檢測極限分別設為1.0nm、3nm，小於該些者設為不符合條件者來處理，未包含在平均粒徑的計算中。此外，以平均粒徑大致8nm為邊界，其以下者以500，000倍測定，其以上者以150，000倍測定。透射型電子顯微鏡之場合，由於冷加工材中錯位密度較高，因此很難準確地掌握析出物的情報。並且，析出物的大小不會因冷加工而發生變化，因此這次對精冷軋製程前的再結晶熱處理製程後的再結晶部 份進行觀察。將距軋材的表面、裏面這兩個面進入板厚的1/4長度之2個部位設為測定位置，且將2個部位的測定值進行平均。
以下示出試驗結果。
(1)第1發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下之銅合金材料進行冷軋而成者，其比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異(參閱試驗No.1、16、23、38等)。
(2)第2發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下之銅合金材料進行冷軋而成者，其比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異(參閱試驗No.45、60、75、78等)。
(3)第3發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下之銅合金材料進行冷軋而成者，其比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異(參閱試驗No.N66)。
(4)第4發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下之銅合金材料進行冷軋而成者，其比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異(參閱試驗No.N68、N70)。
(5)第1發明合金~第4發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0.9%以下之銅合金材料進行冷軋而成者，能夠得到如下銅合金板：將拉伸強度設為A(N/mm2 )、伸展率設為B(%)、導電率設為C(%IACS)、密度設為D(g/cm3 )時，於前述精冷軋製程後，A540、C21且340[A×{(100+B)/100}×C1/2 ×1/D]。該些銅合金板的比強度、伸展率及導電率的平衡優異(參閱試驗No.1、16、23、38、45、60、75、78、N66、N68、N70等)。
(6)第1發明合金~第4發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下之銅合金材料進行冷軋及恢復熱處理而成者，其彈簧極限值、應力緩和特性及導電率優異(參閱試驗No.7、22、29、44、51、66、83、N67、N69、N71等)。
(7)第1發明合金~第4發明合金，係對平均結晶粒徑為2.0~7.0μm、金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0.9%以下之銅合金材料進行冷軋及恢復熱處理而成者，能夠得到如下銅合金板：將拉伸強度設為A(N/mm2 )、伸展率設為B(%)、導電率設為C(%IACS)、密度設為D(g/cm3 )時，於前述精冷軋製程後，A540、C21且340[A×{(100+B)/100}×C1/2 ×1/D]。該些銅合金板的比強度、伸展率及導電 率的平衡優異(參閱試驗No.7、22、29、44、51、66、83、N67、N69、N71等)。
(8)藉由以下製造條件，能夠得到上述(1)~(4)中敘述之軋材，製造條件，係依次包括熱軋製程、冷軋製程、再結晶熱處理製程及前述精冷軋製程，前述熱軋製程的熱軋開始溫度為760~850℃，最終軋製後，480℃至350℃的溫度區域的銅合金材料的冷卻速度為1℃/秒以上，或者於最終軋製後前述銅合金材料在450~650℃的溫度區域中保持0.5~10小時，前述冷軋製程中的冷加工率為55%以上，前述再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，480Tmax690、0.03tm1.5、360{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }520(參閱試驗No.1、16、23、38、45、60、75、78、N66、N68、N70等)。
(9)藉由以下製造條件，能夠得到上述(1)~(4)中敘述之軋材，製造條件，係依次包括熱軋製程、冷軋製程、再結晶熱處理製程、前述精冷軋製程及恢復熱處理製程，前述熱軋製程的熱軋開始溫度為760~850℃， 最終軋製後，480℃至350℃的溫度區域的銅合金材料的冷卻速度為1℃/秒以上，或者於最終軋製後前述銅合金材料在450~650℃的溫度區域中保持0.5~10小時，前述冷軋製程中的冷加工率為55%以上，前述再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，480Tmax690、0.03tm1.5、360{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }520，前述恢復熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax2(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm2(min)、前述冷軋製程中的冷加工率設為RE2(%)時，120Tmax2550、0.02tm26.0、30{Tmax2-40×tm2-1/2 -50×(1-RE2/100)1/2 }250(參閱試驗No.7、22、29、44、51、66、83、N67、N69、N71等)。
使用發明合金時為如下。
(1)與第1發明合金的軋板相比，含有Co之第2發明合金的軋板藉由含有Co而使晶粒微細化，拉伸強度增高，應力緩和特性變佳，但伸展率下降(參閱試驗No.1、16、23、38、45、60、75、78等)。若Co含量為0.04mass%，則因析出物的粒徑較小等而晶粒成長抑制作用稍過度起效，從而平均結晶粒徑變小，彎曲加工性變差(參閱試驗No.N58)。
與第1發明合金的軋板相比，含有Ni之第2發明合金的軋板藉由含有Ni而使晶粒微細化，且拉伸強度增高。還大幅提高應力緩和特性。與第1發明合金的軋板相比，含有Fe之第3發明合金的軋板藉由含有Fe而析出物的粒徑變小，藉此使晶粒進一步微細化，拉伸強度增高，但伸展率下降。藉由適當地控制Fe含量，能夠代替Co。
若含有Co、Ni、Fe之合金的析出物的平均粒徑為4~50nm，進一步為5~45nm，則強度、伸展率、彎曲加工性、平衡指數fe及應力緩和性變佳。若析出物的平均粒徑小於4nm或者小於5nm，則起到晶粒成長抑制效果而平均結晶粒徑變小，伸展率變低，彎曲加工性亦變差(製程A4)。若超過50nm或45nm，則晶粒成長抑制效果減少，易成為混粒狀態，依情況，彎曲加工性變差(製程A5)。若熱處理指數It超過上限，則析出物的粒徑變大。若低於下限，則析出物的粒徑變小。
(2)精冷軋後的β相和γ相的總計面積率越高，拉伸強度稍增高或為相同程度，但彎曲加工性變差。若β 相和γ相的總計面積率超過0.9%，則彎曲加工性尤其變差，越減小越變佳(參閱試驗No.10、12、15、N1、N2等)。β相和γ相的總計面積率為0.6%以下、0.4%以下、0.2%以下、亦即越接近0%，伸展率及彎曲加工性越變佳，可得到平衡，並且應力緩和特性亦變佳(參閱試驗No.60、61、65、67等)。若β相和γ相的總計面積率超過0.9%，則即使添加Ni，應力緩和特性亦不怎麼變佳(參閱試驗No.102、N72、N73)。
再結晶退火製程中，若It較小，則β相和γ相的總計面積率不怎麼減少(參閱試驗No.3、18、62等)。並且，即使It處於適當範圍內，β相和γ相的總計面積率亦不會大幅減少(參閱試驗No.2、17、61等)。
本發明合金中，熱軋後的金屬組織中的β相和γ相的總計面積率幾乎超過0.9%。熱軋後的β相和γ相的總計面積率越高，精冷軋後的β相和γ相的總計面積率越高。當熱軋後的β相和γ相的總計面積率為2%以上較高時，再結晶熱處理製程中，無法大幅減少β相和γ相，因此於480℃下4小時、520℃下4小時、或者580℃下0.2分鐘、560℃下0.4分鐘的退火製程的熱處理條件下進行，或者於熱軋後進行550℃、4小時的熱處理即可(參閱試驗No.68、72、74、N10等)。
當含有Co、Ni時，藉由與P化合之析出物，起到晶粒成長抑制效果，因此即使於最終再結晶熱處理製程中在稍提高之It的條件下進行熱處理(製程A3)，平均結晶 粒徑仍為3~5μm，顯示良好的彎曲加工性及應力緩和特性。並且，若於前製程中熱軋後實施熱處理，於退火製程中以提昇之溫度進行退火，則最終平均結晶粒徑成為3~4μm，因此顯示良好的彎曲加工性、平衡特性及應力緩和特性。如此，添加Co、Ni的效果尤其在熱軋後的β相和γ相的總計面積率較高時較大(參閱試驗No.64、72、74、N10等)。
(3)精冷軋後的結晶粒徑越細，拉伸強度越增高，但伸展率、彎曲加工性及應力緩和特性越變差(參閱試驗No.1~7、45~51等)。
(4)再結晶熱處理製程中It較低時，若降低精冷軋的冷加工率，則加工硬化減少而改善伸展率及彎曲加工性，但結晶粒徑微細，β相和γ相的總計面積率較高，從而彎曲加工性依然較差(參閱試驗No.4、19、26、41、48、63等)。
(5)若結晶粒徑較大，則彎曲加工性良好，但拉伸強度較低，比強度、伸展率及導電率的平衡較差(參閱試驗No.6、21、28、43、50、65等)。
(6)若第1組成指數f1較小，則結晶粒徑不會變細。與Zn和Sn的單獨量之間的關係相比，結晶粒徑及拉伸強度與第1組成指數f1之間的關係更強(參閱試驗No.99、100等)。
(7)若熱軋的最終軋製後對軋材進行在450~650℃的溫度區域中保持0.5~10小時之熱處理，則該熱處理後 以及精冷軋後的β相和γ相的總計面積率減少，彎曲加工性提高。但是，藉由該熱處理結晶粒徑變大，因此拉伸強度稍變低(參閱試驗No.8、30、52、67等)。
(8)若以高溫短時間(580℃、0.2分鐘)進行退火製程，則β相和γ相的面積率減少，彎曲加工性變佳，拉伸強度的下降亦較小(參閱試驗No.15、37、59、74等)。
(9)若以高溫短時間(480℃、0.2分鐘)進行退火製程，則由於時間較短而β相和γ相的面積率不會減少，因此彎曲加工性變差。
(10)若藉由長時間退火(480℃、4小時)來進行退火製程，則β相和γ相的面積率減少，彎曲加工性變佳，拉伸強度的下降亦較小(參閱試驗No.1、16、23、38、45、60、N66、N68等)。
(11)若藉由長時間退火(390℃、4小時)來進行退火製程，則由於溫度較低而β相和γ相的面積率不會減少，因此彎曲加工性變差(參閱試驗No.N3、N5、N8、N12、N56等)。
(12)若退火製程的最高到達溫度較高(570℃)，則即使含有Co或Ni，退火製程後的結晶粒徑亦變大，精冷軋後的結晶粒徑不會變小，並且，析出顆粒變大，從而成為混粒狀態，彎曲加工性較差(參閱試驗No.14、36、58、73等)。
(13)若第2冷軋製程的冷加工率小於設定條件範圍，則精冷軋後的結晶粒徑成為混粒狀態(參閱試驗No.12、34、56、71等)。
(14)若熱軋後的冷卻速度較慢，則熱軋後的β相和γ相的面積率變低，但精冷軋製程後的β相和γ相的面積率不怎麼減少。若於熱軋後一旦析出β相和γ相，則難以消除(參閱試驗No.10、32、54、69等)。
(15)利用批量生產設備之製造製程A和利用實驗設備之製造製程B(尤其是A1和B1)中，若製造條件同等，則得到同等特性(參閱試驗No.1、9、23、31、45、53、60、68等)。
(16)若精軋後進行恢復熱處理，則拉伸強度、耐力及導電率上昇，但加工性稍變差。並且，彈簧極限值增高，應力緩和特性變佳。尤其，含有Ni之合金變佳(參閱試驗No.7、N1、22、29、N6、51、N9、66、N10、N67、N69、N71等)。認為，在相當於鍍Sn之條件下亦具有相同效果。
關於應力緩和特性，能夠藉由含有Ni及實施恢復熱處理，大幅改善含有28mass%以上的大量Zn之Cu-Zn-Sn-P合金的應力緩和特性，但除此之外，若平均結晶粒徑為3~6μm，則應力緩和特性進一步變佳。
(17)關於基體的α相、β相及γ相以外的相等的有無，藉由FE-SEM-EBSP法求出。於試驗No.1及試驗No.16中分別以3個視野，用500倍倍率進行調查，其結 果沒看到α、β、γ相以外的相，看到了0.2%以下面積率的、認為是非金屬介入物者。因此，認為β相、γ相以外幾乎為α相。
組成如下。
(1)若P多於發明合金的組成範圍，則彎曲加工性較差(參閱試驗No.90等)。並且，若Co多於組成範圍，則伸展率較低，彎曲加工性較差(參閱試驗No.94等)。尤其，過量的Co使結晶粒徑變微細。並且，若Sn多於發明合金的組成範圍，則彎曲加工性較差(參閱試驗No.97等)。
(2)若P少於發明合金的組成範圍，則晶粒難以變細。拉伸強度較低，平衡指數亦較低(參閱試驗No.91、92等)。
(3)若Zn量超過35mass%，則即使滿足指數f1、f2的關係式，亦得不到適當的金屬組織，並且平均結晶粒徑亦稍大，延展性及彎曲加工性變差，拉伸強度亦稍低，應力緩和特性亦較差(參閱試驗No.95等)。
(4)若Zn量小於28mass%，則即使滿足指數f1、f2的關係式，拉伸強度亦較低，平衡指數亦較低。即使含有Ni，應力緩和特性亦不怎麼變佳。並且，密度超過8.55，比強度較低，平衡指數fe較低(參閱試驗No.96、N84等)。
(5)若Sn多於預定量，則得不到適當的金屬組織，延展性及彎曲加工性較低。應力緩和特性亦較差。若較 少，則強度較低，應力緩和特性亦較差(參閱試驗No.97、N83等)。
(6)若第1組成指數f1小於37，則結晶粒徑難以變細，固溶強化，加工硬化量亦較少，因此拉伸強度較低(參閱試驗No.99、100等)。
若第1組成指數f1大於44，則精冷軋製程後的β相和γ相的面積率超過0.9%，彎曲加工性較差，應力緩和特性亦不佳。即使添加Ni，應力緩和特性亦不怎麼變佳(參閱試驗No.97、N72、N73等)。
隨著f1為37以上，超過37.5進而超過38，結晶粒徑變小，強度增高(參閱試驗No.85、87等)。
另一方面，隨著f1小於44，逐漸小於43進而小於42，β相和γ相的總計面積率成為0.6%以下，進而成為0.4%以下，彎曲加工性及應力緩和特性變佳(參閱試驗No.N31、N37、N64、N65、23等)。
(7)若第2組成指數f2超過37，則精冷軋製程後的β相和γ相的總計面積率超過0.9%，彎曲加工性較差(參閱試驗No.98、101、102等)。若第2組成指數f2小於32，則精冷軋製程後的β相和γ相的面積率成為0%，但結晶粒徑難以變細，固溶強化，加工硬化量亦較少，因此拉伸強度較低(參閱試驗No.99、100等)。
隨著f1小於37，逐漸小於36進而小於35.5，β相和γ相的總計面積率成為0.6%以下，進而成為0.4%以下，彎曲加工性及應力緩和特性變佳(參閱試驗 No.1、16、38、85、N13、N19、N62、N63等)。
隨著f2為32以上，逐漸成為33以上，結晶粒徑變小，強度增高(參閱試驗No.84等)。
若Ni/P的比率脫離15~85的範圍，則即使含有Ni，應力緩和特性亦不怎麼變佳(參閱試驗No.N74、N75、N76、N77等)。
若Ni含量小於0.5mass%，應力緩和特性亦不怎麼變佳(參閱試驗No.N78、N79等)。
(8)若含有超過0.04mass%之Fe及超過0.04mass%之Co+Fe，則析出物的粒徑過度變小，結晶粒徑過度變小。相反，若含有Cr，則析出物的粒徑變大，強度變低。
認為由於以上情況而析出物的性質發生了變化，彎曲加工性變差(參閱試驗No.N80、N81、N82等)。
【產業上的可利用性】
本發明的銅合金板，其比強度、伸展率及導電率的平衡和彎曲加工性優異。因此，本發明的銅合金板能夠作為連接器、端子、繼電器、彈簧、開關等的構成材料等較佳地加以適用。

Claims (8)

  1. 一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。
  2. 一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn及0.005~0.05mass%的P，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5mass%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質， Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。
  3. 一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003~0.03mass%的Fe，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係。
  4. 一種銅合金板，其特徵為：該銅合金板藉由包括對銅合金材料進行冷軋之精冷軋製程之製造製程來製造，前述銅合金材料的平均結晶粒徑為2.0~7.0μm，前述銅合金材料的金屬組織中的β相的面積率和γ相的面積率的總計為0%以上且0.9%以下，前述銅合金板含有28.0~35.0mass%的Zn、0.15~0.75mass%的Sn、0.005~0.05mass%的P及0.003~0.03mass%的Fe，並且含有0.005~0.05mass%的Co及0.5~1.5ma ss%的Ni中的任意一方或雙方，剩餘部份包括Cu及不可避免雜質，Zn的含量[Zn]mass%和Sn的含量[Sn]mass%，具有44[Zn]+20×[Sn]37且32[Zn]+9×([Sn]-0.25)1/2 37的關係，並且Co的含量[Co]mass%及Fe的含量[Fe]mass%，具有[Co]+[Fe]0.04的關係。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項所述之銅合金板，其中，將拉伸強度設為A(N/mm2 )、伸展率設為B(%)、導電率設為C(%IACS)、密度設為D(g/cm3 )時，於前述精冷軋製程後，A540、C21且340[A×{(100+B)/100}×C1/2 ×1/D]。
  6. 如申請專利範圍第1至4項中任一項所述之銅合金板，其中，前述製造製程於前述精冷軋製程之後包括恢復熱處理製程。
  7. 一種銅合金板的製造方法，是申請專利範圍第1至4項中任一項所述之銅合金板的製造方法，其特徵為：該製造方法依次包括熱軋製程、第1冷軋製程、退火製程、第2冷軋製程、再結晶熱處理製程及前述精冷軋製程，前述熱軋製程的熱軋開始溫度為760~850℃，於最終軋製後，480℃至350℃的溫度區域的銅合金材料的冷卻速 度為1℃/秒以上，或者於最終軋製後，在450~650℃的溫度區域中保持前述銅合金材料0.5~10小時，前述第2冷軋製程中的冷加工率為55%以上，前述退火製程，將前述銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比前述銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第1冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，420Tmax720、0.04tm600、380{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580，或是為420℃以上且560℃以下的間歇式退火，前述再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，於前述再結晶熱處理製程中，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第2冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，480Tmax690、0.03tm1.5、360{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }520。
  8. 一種銅合金板的製造方法，是申請專利範圍第6項所述之銅合金板的製造方法，其特徵為： 該製造方法依次包括熱軋製程、第1冷軋製程、退火製程、第2冷軋製程、再結晶熱處理製程、前述精冷軋製程及恢復熱處理製程，前述熱軋製程的熱軋開始溫度為760~850℃，於最終軋製後，480℃至350℃的溫度區域的銅合金材料的冷卻速度為1℃/秒以上，或者於最終軋製後，在450~650℃的溫度區域中保持前述銅合金材料0.5~10小時，前述第2冷軋製程中的冷加工率為55%以上，前述退火製程，將前述銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比前述銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第1冷軋製程中的冷加工率設為RE(%)時，420Tmax720、0.04tm600、380{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }580，或是為420℃以上且560℃以下的間歇式退火，前述再結晶熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，於前述再結晶熱處理製程中，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm(min)、前述第2冷軋製程中的冷加工率設為 RE(%)時，480Tmax690、0.03tm1.5、360{Tmax-40×tm-1/2 -50×(1-RE/100)1/2 }520，前述恢復熱處理製程具備：加熱步驟，將前述銅合金材料加熱成預定溫度；保持步驟，於該加熱步驟後，以預定溫度將該銅合金材料保持預定時間；及冷卻步驟，於該保持步驟後，將該銅合金材料冷卻至預定溫度，於前述恢復熱處理製程中，將該銅合金材料的最高到達溫度設為Tmax2(℃)、於比該銅合金材料的最高到達溫度低50℃之溫度至最高到達溫度的溫度區域中的保持時間設為tm2(min)、前述精冷軋製程中的冷加工率設為RE2(%)時，120Tmax2550、0.02tm26.0、30{Tmax2-40×tm2-1/2 -50×(1-RE2/100)1/2 }250。
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