銅合金、銅合金板及其製造方法

2023-06-20 05:58:06 1

專利名稱：：銅合金、銅合金板及其製造方法
技術領域：
：本發明涉及彎曲加工性、衝剪性及耐應力鬆弛特性優異，特別適合於汽車用端子/連接器的銅合金、銅合金極及其製造方法。
背景技術：
：近年來對汽車用端子/連接器等的連接元件，要求在發動機室這樣的高溫環境下而能夠確保可靠性的性能處於低成本。在該高溫環境下的可靠性中最重要的特性之一是接觸點嵌合力的維持特性，就是所謂的耐應力鬆弛特性。即，予以由銅合金所構成的彈簧形狀元件正常的位移時，例如由母端子的呈彈簧形狀的接觸點嵌合公端子的接頭片(tab)這樣的情況下，若這些連接元件被保持在發動機室這樣的高溫環境下，則隨著時間推移會喪失掉該接觸點嵌合力，但所謂耐應力鬆弛性就是對其的抵抗特性。作為耐應力鬆弛特性優異的銅合金，歷來被廣泛認知的有Cu—Ni—Si系合金、Cu—Ti系合金、Cu—Be系合金等。因為它們均含有強氧化性元素(Si、Ti、Be等)，所以不能用朝向大氣中的開口部大敞的大規模熔解爐進行熔解，從生產性的層面出發則無法避免高成本。相對於此，添加元素量比較少的Cu—Ni—Sn—P系合金，可以進行所謂豎爐(shaftflimace)鑄錠，因其高生產性而可以實現大幅的低成本化。在該Cu—Ni—Sn—P系合金中，耐應力鬆弛特性的提高對策等一直以來也提出有多種。而且根據製造方法和添加元素量而發揮出的應力鬆弛特性已達到了Cu—Be系合金同等水平，是非常有希望的合金系。例如，在下述專利文獻l中，公開了一種耐應力鬆弛特性優異的連接器用銅基合金的製造方法。該製造方法是針對Cu—M—Sn—P系合金，使其基體中均一微細地分散Ni—P金屬間化合物，在使電傳導度提高的同時來提高耐應力鬆弛特性等，根據同文獻，為了得到期望的特性，需要嚴密地控制熱軋的冷卻開始、終止溫度、其冷卻速度，還有其後的在冷軋工序途中實施的5720分鐘的熱處理的溫度和時間。另外，在下述專利文獻2、3中，作為耐應力鬆弛特性優異的Cu—Ni一Sn—P合金及其製造方法，公開了儘量降低P含量而成為抑制了Ni—P化合物的析出的固溶型銅合金。據此帶來的優點是，不需要高度的熱處理技術，通過極短時間的熱處理就可以製造。專利文獻l:專利第2844120號公報專利文獻2:特開平11一293367號公報專利文獻3:特開2002—294368號公報在社團法人汽車技術會的規格JASO—C400中，關於耐應力鬆弛特性，15(TCX1000hr保持後的應力鬆弛率規定為15%以下。圖1(a)、(b)中顯示耐應力鬆弛特性的試驗裝置。使用該試驗裝置，將切割成狹條狀的試驗片的一端固定在剛體試驗臺2上，懸臂式地抬起另一端並使之彎曲(彎曲的大小d)，將其以規定的溫度及時間保持後，在室溫下卸除載荷，將卸除載荷後的彎曲的大小(永久應變)作為S並求得。應力鬆弛率由(RS)=(S/d)X100表示。銅合金板的應力鬆弛率存在各向異性，試驗片的長度方向與銅合金板的軋制方向相對，究竟朝向哪個方向會導致不同的值。一般來說，相對於軋制方向，平行方向的一方其應力鬆弛率比直角方向要小。但是，在前述JASO規格中，沒有對於該方向的規定，因此，歷來在相對於軋制方向無論是平行方向或直角方向的任何一方中，只要達成15%以下的應力鬆弛率即可。但是近年來，銅合金板在相對於其軋制方向成直角的方向上，期望具有高的耐應力鬆弛特性。圖2中顯示代表性的箱形連接器(母端子3)的剖面結構。在圖2中，上側支架(holder)部4上懸臂支持有壓接片5，若公端子6被插入，則壓接片5發生彈性變形，由其反作用力固定公端子6。還有，在圖2中，7是接線部，8是固定用舌簧。其中，擠壓加工銅合金板而製造母端子3時，下料方式是使母端子3的長度方向(壓接片5的長度方向)朝向相對於軋制方向的直角方向。在壓接片5中之所以要求特別高的耐應力鬆弛特性，是針對壓接片5在長度方向上的彎曲(彈性變形)。因此，對銅合金板就要求，在相對於其軋制方向的直角方向上具有高耐應力鬆弛特性。相對於此，在所述專利文獻2、3所公開的固溶型銅合金中，應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性雖然在相對於軋制方向的平行方向基本達成，但是在直角方向上尚未達成。因此，從用戶方出發，關於這種固溶型銅合金，就要求在相對於軋制方向的直角方向上，比起相對於軋制方向的平行方向，也具有應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性。另外，Ni—P金屬間化合物的生成能極低，通過銅合金製造工序中的熱處理容易粗大化，在發揮出現在的汽車技術所要求級別的應力鬆弛特性的同時，也會產生諸如保證端子形狀的正確度的彎曲加工性的劣化，和使磨耗端子衝裁金屬模的衝壓毛邊擴大化等的弊端。這裡，若觀看代表性的箱形連接器(母端子3)的剖面結構，如圖2所示，上側支架部4上懸臂支持有壓接片5，若公端子6被插入，則壓接片5發生彈性變形，由其反作用力固定公端子6。還有，在圖2中，7是接線管(wirebarrel),8是固定用舌簧。由銅合金原材板製造這樣的連接器時，多採用彎曲加工及剪衝加工。為了製造小型精密的連接器，相對於軋制方向的平行方向及直角方向的雙方都需要有優異的彎曲加工性。另外，在剪衝加工中若發生大的毛邊，則毛邊夾在彎曲加工部位而妨礙精密的彎曲加工，若毛邊發生在接線管部，則在彎曲加工時會產生接線的切斷，此外毛邊的發生還會加速衝裁金屬模的磨耗。因此，對這種銅合金板就要求有優異的彎曲加工性及衝剪性。相對於此，現有的Cu—Ni—Sn系的固溶型銅合金的彎曲加工性及衝剪性尚稱不上充分。
發明內容鑑於這幾點，本發明的目的在於，對於Cu—Ni-Sn—P系合金，在相對於軋制方向的直角方向上，達成應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性。另外，本發明的目的還在於，在Cu—Ni—Sn系的固溶型銅合金中取得一種電連接元件用銅合金板，其在相對於軋制方向的直角方向及垂直方向上具有優異的彎曲加工性，同時具有優異的衝剪性。為了達成該目的，本發明耐應力鬆弛特性優異的銅合金的要旨為，以質量％計含有Ni:0.13.0%、Sn:0.013.0%、P:0.010.3%，餘量是銅和不可避免的雜質，根據下述提取殘渣法，使在網眼尺寸0.1pm的過濾器上所提取分離的提取殘渣中的下述Ni量，相對於所述銅合金中的Ni含量的比例為40%以下。在此，所述提取殘渣法是在醋酸銨濃度為10質量n/。的甲醇溶液300ml中浸漬10g所述銅合金，將該銅合金作為陽極，將白金作為陰極使用，在10mA/cmS的電流密度下進行恆定電流電解，並利用網眼尺寸為O.lpm的聚碳酸酯(polycarbonate)制的薄膜過濾器，對使該銅合金溶解的所述溶液進行抽吸過濾，在該過濾器上分離提取未溶解物殘渣。另外，所述提取殘渣中的所述Ni量，是利用以1比1的比例將王水和水加以混合的溶液將前述過濾器上的未溶解物殘渣進行溶解後，再通過ICP發射光譜法分析而求得。此外，為了達成所述目的的本發明耐應力鬆弛特性優異的銅合金板的製造方法的要旨為，是製造所述要旨至後述優選方式的銅合金板的方法，在經過銅合金的鑄造、熱軋、冷軋、最終退火而得到銅合金板時，從銅合金熔解爐中的合金元素的添加完畢至鑄造開始的所需時間為1200秒以內，此外，從鑄錠的加熱爐取出鑄錠之後至熱軋終止的所需時間為1200秒以下。另外，本發明的電連接元件用銅合金板，其組成為含有Ni:0.41.6%、Sn:0.41.6%、P:0.0270.15%、Fe:0.00050.15%，Ni含量和P含量的比Ni/P低於15，餘量實質上由銅和不可避免的雜質構成，以及在銅合金母相中具有分散了析出物的組織，所述析出物直徑.為60nm以下，在500nmX500nm的視野內可觀察到直徑5nm以上、60nm以下的析出物20個。所述銅合金板的組成，根據需要能夠含有Zn:1%以下、Mn:0.1%以下、Sh0.1°/。以下、Mg:0.3以下的任意1種以上，或/及Cr、Co、Ag、In、Be、Al、Ti、V、Zr、Mo、Hf、Ta、B以總量計為0.1%以下。根據本發明，在Cu—Ni—Sn—P系的銅合金中，能夠在相對於軋制方向的直角方向，達到應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性。另外，彎曲特性優異，導電率(約30%IACS以上)和強度(約480MPa以上的屈服點)也優異等等，能夠得到作為端子連接器用而具有優異的特性的銅入會(=1五o本發明者們，在所述現有的對Ni—P化合物的析出加以抑制的固溶型銅合金中，就應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性，在相對於軋制方向的平行方向可基本達成，但在直角方向尚無法達成的理由進行研究。其結果發現，如果對一定尺寸以上的粗大的Ni的氧化物、結晶物、析出物加以抑制，則應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性，在相對於軋制方向的直角方向上能夠達成。艮口，該所謂一定尺寸以上的粗大的Ni的氧化物、結晶物、析出物相當於所述本發明要旨中，網眼尺寸0.1nm的過濾器上被提取分離的提取殘渣中的Ni量。如果將該提取殘渣中的Ni量，如所述本發明要旨，以相對於所述銅合金中的Ni含量的比例計而抑制在40%以下，則應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性能夠在相對於軋制方向的直角方向上達成。另外，同時還能夠使彎曲特性、導電率和強度也優異。另外，如果像這樣對超過0.1,的一定尺寸以上的粗大的Ni的氧化物、結晶物、析出物等的Ni化合物(Ni生成物)加以抑制，另一方面，則關係到能夠確保O.lpm以下的微細的Ni化合物(包含毫微級以下的微細的Ni的團簇)等的量和Ni的固溶量。還有，所謂Ni的團簇(cluster),說的是在原子結構水平上的、在發生結晶化之前的原子的集團。如前述專利文獻1這樣只在Cu—Ni—Sn—P系合金基體中均一微細分散Ni—P金屬間化合物時，不能提高相對於軋制方向直角方向的耐應力鬆弛特性，而是需要確保所述0.1pm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量。只是這些O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量不能直接測定。相對於此，在本發明中，通過抑制所述超過0.1pm的粗大的Ni化合物，能夠間接地確保這些0.1pm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量。在本發明中，為了抑制所述超過O.lpm的粗大的Ni化合物，同時確保O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量，就需要與常規方法不同的製造條件。即，如所述本發明銅合金板的製造方法的要旨，在經過銅合金的鑄造、熱軋、冷軋、最終退火而得到銅合金板時，需要從銅合金熔解爐中的合金元素的添加完畢至鑄造開始的短時間化，還有從鑄錠的加熱爐取出鑄錠之後至熱軋終止的短時間化。在一般性的這種銅合金板的製造工序中，這些所需時間容易長時間化，因此，所添加的Ni含量的大部分被帶入到熔解/鑄造時產生的氧化物、結晶物，以及從鑄錠的均熱到熱軋結束所產生的粗大析出物中，應該對應所添加的Ni含量而生成的O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量意外變少了。通常，在一般性的製造工序中，是通過熱軋，然後再通過冷軋和退火的反覆而得到最終板(成品)，主要是通過冷軋條件、退火條件來控制0.1,以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量。這時，Ni等合金元素適當向分散的金屬間化合物的擴散使Ni等的固溶量和微細生成物的析出量穩定化，意圖由此進行強度級別等的機械的特性的控制。但是，在這些一般性的這種銅合金板的製造工序中，如所述在前段的工序中，O.ljxm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量的絕對量變少，因此，即使是通過熱軋以後的冷軋條件、退火條件而使前述微細生成物大量析出，O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量的絕對量仍就不足，從而難以使強度和耐應力鬆弛特性提高。此外，所述粗大的氧化物、結晶物和析出物(Ni化合物)多時，在冷軋、退火工序中析出的微細生成物被此粗大生成物捕集，基體中獨立存在的微細生成物進一步變少。因此在前述的一般性的製造方法中，Ni的添加量為高比例時，也不能得到充分的強度和優異的耐應力鬆弛特性。相對於此，本發明中，通過抑制所述超過0.1pm的粗大的Ni化合物，能夠確保必要的(有用的)O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量。其結果是，應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性能夠在相對於軋制方向的直角方向上達成。另外，同時還能夠使彎曲特性、導電率和強度也優異。另外，根據本發明，在Cu—Ni—Sn系的固溶型銅合金中，能夠得到在相對於軋制方向的直角及垂直方向上具有優異的彎曲加工性，同時具有優異的衝剪性的電連接元件用銅合金板。圖1是說明銅合金板的耐應力鬆弛試驗的剖面圖。圖2是表示箱形連接器(母端子)的結構的正視圖(a)及剖面圖(b)。符號說明1試驗片3母端子具體實施例方式實施方式l(銅合金成分組成)首先，關於本發明銅合金的成分組成在以下進行說明。在本發明中，銅合金的成分組成為Cu—Ni—Sn—P系合金，而作為前提，如前述，其是可以進行豎爐鑄錠，並因其高生產性而可以實現大幅的低成本化的Cu—Ni—Sn—P系合金。然後，為了使作為汽車用端子/連接器等的連接元件所要求的、在相對於軋制方向的直角方向的高耐應力鬆弛特性優異，同時也使彎曲特性、導電率和強度優異，銅合金基本上分別含有Ni:0.13.0%、Sn:0.013.0%、P:0.010.3%，餘量由銅和不可避免的雜質構成。還有，各元素的含量的％表示全都是質量％的意思。以下關於銅合金的合金元素，就其添加理由和抑制理由進行說明。(Ni)Ni與P形成微細的析出物，是提高強度和耐應力鬆弛特性所需要元素。當其含有低於0.1%時，即使根據最佳的本發明製造方法，O.lnm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量的絕對量仍不足。因此，為了有效地發揮Ni的效果，需要含有0.1%以上。但是，若超過3.0%而過剩地使之含有，則Ni的氧化物、結晶物、析出物等的化合物粗大化，或者粗大的Ni化合物增大，所述提取殘渣中的Ni量相對於銅合金中的Ni含量的比例不能在40%以下。其結果是，O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量降低。另外，因為這些粗大化的Ni化合物成為破壞的起點，所以不僅強度和耐應力鬆弛特性降低，而且彎曲加工性也降低。因此，Ni的含量為0.13.0%的範圍。優選為0.32.0%的範圍。(Sn)Sn在銅合金中固溶而使強度提高。此外，Sn析出物會抑制因退火中的再結晶造成的軟化。但是，在本發明的銅合金中，為了積極地使Sn系析出物生成，需要更高溫度下的退火，但是當Sn含量低於0.1。/。時，則不能抑制退火中的再結晶造成的軟化，從而強度降低。因此，Sn含量低於0.1%時，需要增加退火後的最終冷軋的壓下率等來進行高強度化。這種情況下，會伴隨導電率和耐應力鬆弛特性的些許降低。但是，當Sn含量低於0.01%時，Sn過少，即使增加退火後的最終冷軋壓下率，強度仍就過低，這些特性平衡達不到期望的水平。另一方面，若超過3.0%，則導電率降低，不能達到30。/。ISCA。因此，Sn的含量為0.013.0。/。的範圍，優選為0.12.0%的範圍，更優選為0.32.0%的範圍。(P)P與Ni形成微細的析出物，是提高強度和耐應力鬆弛特性所需要元素。低於0.01%而含有時，因為P系的微細的析出物粒子不足，所以需要含有0.01%以上。但是，若超過0.3%而使之過剩含有時，Ni—P金屬間化合物析出粒子粗大化，不僅強度和耐應力鬆弛特性降低，而且熱加工性也降低。因此，P的含量為0.013.0。/。的範圍。優選為0.020.2%的範圍。(Fe、Zn、Mn、Si、Mg)Fe、Zn、Mn、Si、Mg容易從碎屑(scrap)等的溶解原料混入。雖然這些元素有各自的含有效果，但總的來說會使導電率降低。另外，若含量變多，則難以用豎爐鑄錠。因此，在獲得3(P/。IACS以上的導電率時，分別為Fe:0.5%以下、Zn:1%以下、Mn:0.1%以下、Si:0.1%以下、Mg:0.3%以下。換言之，在本發明中允許在這些上限值以下含有。Fe與Sn—樣會提高銅合金的再結晶溫度。但是，若超過0.5%則導電率降低，從而不能達成30。/。IACS。優選為0.3%以下。Zn防止鍍錫的剝離。但是，超過1%時導電率降低，不能達成30%IACS。另外，用豎爐鑄錠時優選為0.05%以下。而且，如果在作為汽車用端子使用的溫度區域(約150180'C)，則即使含有0.05%以下，也有能夠防止鍍錫剝離的效果。Mn、Si作為脫氧劑有效。但是，若超過0.1%，則導電率降低而不能達到30。/。IACS。另外，在用豎爐鑄錠時，還分別優選Mn:0.001%以下、Si:0.002%以下。Mg具有使耐應力鬆弛特性提高的作用。但是若超過0.3%，則導電率降低而不能達到30n/。IACS。另外在用豎爐鑄錠時，優選0.001%以下。(Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt)本發明銅合金還允許含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt這些元素合計為1.0%以下。這些元素具有防止晶粒的粗大化的作用，但是這些元素的合計超過1.0°/。時，導電率降低，不能達到30。/。IACS。另外難以用豎爐鑄錠。此外，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬是雜質，這些元素的合計控制在0.1%以下。(提取殘渣規定)在本發明中，如前述，抑制超過O.l(im的一定尺寸的粗大的Ni的氧化物、結晶物、析出物(Ni化合物)，從而在相對於軋制方向的直角方向上達成應力鬆弛率15%以下高耐應力鬆弛特性。該一定尺寸以上的粗大的Ni化合物量，在本發明中規定為在網眼尺寸0.1^im的過濾器上被提取分離的提取殘渣中的Ni量。而且，該提取殘渣中的Ni量(粗大的Ni化合物)相對於所述銅合金中的Ni含量的比例規定為40%以下。如此，如果抑制定一定尺寸以上的粗大的Ni化合物量，則產生這些粗大Ni化合物的抑制效果，以及確保O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni固溶量的效果。其結果是，應力鬆弛率15%以下高耐應力鬆弛特性在相對於軋制方向的直角方向上被達成。另外，同時也能夠使彎曲特性、導電率及強度也優異。所述提取殘渣中的Ni量相對於所述銅合金中的Ni含量的比例超過40°/。時，所述粗大化合物量增加。另外，與之相應，O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量不足。因此，相對於軋制方向的直角方向上的耐應力鬆弛特性和強度降低。與此同時，由於所述粗大化合物成為破壞的起點，所以彎曲加工性也降低。(提取殘渣法)本發明中規定的提取殘渣法，為了使測定有再現性而規定具體化的測定條件。即，在醋酸銨濃度10質量。/。的甲醇溶液300ml中，浸漬10g所述銅合金，將該銅合金作為陽極，另一方面將白金作為陰極使用，在10mA/cm2的電流密度下進行恆定電流電解。由此，通過網眼尺寸O.lpm的聚碳酸酯制的薄膜過濾器，對使該銅合金溶解的所述溶液進行抽吸過濾，在該過濾器上分離提取出未溶解物殘渣。還有，該過濾器0.1pm的網眼尺寸為現實中過濾器的最小網眼尺寸。在所述使銅合金熔解的溶液中，銅基體中預先固溶的Ni溶解，而超過O.lpm的粗大的Ni化合物和O.lpm以下的微細的Ni化合物並不溶解，而是分散。因此，在所述網眼尺寸0.1pm的過濾器上被分離提取的未溶解物殘渣只有超過O.lpm的粗大的Ni化合物。另一方面，預先固溶的Ni和0.1pm以下的微細的Ni化合物則與溶液一起透過所述過濾器。(提取殘渣中的M量)另外，所述被分離提取的殘渣中的Ni量，是利用以1比1的比例將王水和水加以混合的溶液將所述過濾器上的未溶解物殘渣加以溶解後，再通過ICP發射光譜法分析而求得的。(銅合金製造方法)接下來，就本發明銅合金的製造方法進行以下說明。本發明銅合金其工序本身能夠根據常規方法製造。即，調整了成分組成的銅合金熔液通過鑄造、鑄錠端面切削、均熱、熱軋，而後通過反覆冷軋和退火而得到最終(成品)板。然後，強度級別等的機械的特性的控制也是通過控制O.lpm以下的微細生成物的析出而實現，而控制O.lpm以下的微細生成物的析出主要是利用冷軋條件、退火條件。但是，作為用於製造本發明銅合金板最佳的製造方法是，在經過銅合金的鑄造、熱軋、冷軋、最終退火而得到銅合金板時，使從銅合金熔解爐中的合金元素的添加完畢至鑄造開始的所需時間為1200秒以內，此外，由鑄錠的加熱爐取出鑄錠之後至熱軋終止的所需時間為1200秒以下。本發明中，為了抑制所述超過0.1)Lim的粗大的Ni化合物，同時確保O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量，需要如此從銅合金熔解爐中的合金元素的添加完畢至鑄造開始的短時間化，還有從鑄錠的加熱爐取出鑄錠之後至熱軋終止的短時間化。在一般性的這種銅合金板的製造工序中，這些所需時間容易長時間化。因此，所添加的Ni含量的大部分被帶入到熔解/鑄造時產生的氧化物、結晶物中，以及從鑄錠的均熱到熱軋結束所產生的粗大析出物中，應該對應所添加的Ni含量而生成的O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量變少。因此，即使通過後段為主的冷軋條件、退火條件，而使0.1pm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量得到控制，但在所述前段的工序中，O.lpm以下的微細的Ni化合物量和Ni的固溶量的絕對量變少。此外，所述粗大的Ni化合物量多時，冷軋、退火工序中析出的微細生成物被該粗大生成物捕集，在基體中獨立存在的微細生成量進一步減少。因此，根據前述的一般性的製造方法，在Ni的添加量多的程度下，並不能得到充分的強度和優異的耐應力鬆弛特性。因此，在本發明中，所述製造工序中要在更高層次上抑制粗大Ni化合物。即，特別是為了粗大Ni化合物的抑制，(1)從熔解爐中的合金元素添加完畢至鑄造開始的時間管理，和(2)由加熱爐取出鑄錠之後至熱軋終止的時間管理很重要。首先，熔解/鑄造原本能夠根據連續鑄造、半連續鑄造等的通常的方法進行。但是，在所述(1)的從熔解爐中的合金元素添加完畢至鑄造開始的時間管理中，在熔解爐中的元素添加完畢之後1200秒以內，優選在1000秒以內進行鑄造，冷卻/凝固速度期望為o.rc/秒以上，優選為0.2'C/秒以上。由此，能夠抑制含Ni的氧化物和結晶物的生成及成長、粗大化，並使它們微細地分散。從抑制含Ni的氧化物的生成的觀點出發，進行真空熔解/鑄造或進行在氧分壓低的氣氛下的熔解/鑄造更為優選。歷來，為了確實地熔解含有添加元素的Cu—P等的母合金，並使固溶了的添加元素均一地分散在熔液中，且由於需要原料追加後的再分析，所以至開始鑄造需要1500秒左右或以上的時間。但是，若是至鑄造如此花費時間，則可知含Ni的氧化物的生成/粗大化促進，且使添加元素的成品率降低。為了避免這樣的含Ni氧化物的生成/粗大化，本發明的銅合金在製造時，如所述將熔解爐中的合金元素添加完畢至鑄造開始的所需時間縮短為1200秒以內，優選縮短為1100秒以內。這樣至鑄造的時間的縮短，能夠通過在過去的熔煉實際成績的基礎上預測原料追加後的組成，從而縮短再分析所需要的時間等來達成。其次，在所述(2)由加熱爐取出鑄錠之後至熱軋終止的時間管理中，以加熱爐加熱鑄錠後，從爐中被取出的鑄錠至熱軋開始會產生等候時間。但是，為了製造本發明的Ni化合物的粗大化得到了抑制的銅合金，推薦進行從所述熔解至鑄造開始的時間和冷卻/凝固速度的控制，並且將從加熱爐取出鑄錠的時刻至熱軋終止的所需(總過程)時間控制在1200秒以下，優選控制在U00秒以下。以前，對這樣的從加熱爐取出至熱軋終止的時間進行管理的問題並未得到研究，由於從加熱爐向熱軋線的搬運和隨著以生產性提高為目標的板坯的大型化帶來的熱軋時間的延長，一般會花費超過1500秒的時間。但是，若如此花費時間，則可知其間會有Ni系的粗大析出物析出，另外還會以熔解/鑄造中產生的結晶物和氧化物為核而析出Ni和P。若這些粗大的析出粒子增加，則所述Ni殘渣量也過剩地增加，因此強度和耐應力鬆弛特性降低。為了避免這樣的固溶Ni的減少和Ni化合物的粗大化等的作用，本發明的銅合金在製造時，如所述積極地將從加熱爐取出至熱軋終止的合計所需時間管理在1200秒以內。這樣的時間管理能夠通過從加熱爐向熱軋線迅速地搬運鑄錠，避免使用熱軋時間變長的大型坯，而是主動使用小型坯等來達成。在熱軋中，遵循常規方法即可，熱軋的進入側溫度為600100(TC左右，終止溫度為60085(TC左右。熱軋後進行水冷或放冷。其後，進行冷軋和退火而成為成品板厚的銅合金。退火和冷軋也可以根據最終(成品)板厚而反覆進行。冷粗軋是以在最終精軋中得到3080%左右的加工率的方式來選擇加工率。冷粗軋的途中能夠適宜夾雜中間的再結晶退火。對於冷粗軋後的銅合金板的最終退火可以是連續退火，也可以是分批退火。只是，為了增多微細的Ni—P金屬間化合物的析出量，必然要在連續退火(短時間)中提高保持溫度，而在分批退火(長時間)中降低保持溫度。這一點，作為處理溫度(主體溫度)和保持時間的目標，連續退火中優選的時間是500800°CX1060秒，分批退火(長時間)中優選的時間為30060(TCX220秒。還有，該最終退火後優選以10'C/秒以上的冷卻速度進行急冷。最終冷精軋後的去除應變退火或穩定化退火，優選以250450'CX2040秒的主體溫度進行。據此，由最終精軋導入的應變被去除，且材料不會軟化，強度的降低少。實施方式2以下，對於本發明的實施的方式2的銅合金板進行說明。首先，就本發明的實施方式2的銅合金的組成進行說明。Ni固溶在銅合金中而強化耐應力鬆弛特性，是使強度提高的元素。但是在0.4%以下時則沒有該效果，若超過1.6%，則容易與同時添加的P析出金屬間化合物，從而固溶Ni降低，耐應力鬆弛特性降低。因此，含量為0.41.6%。更優選為0.70.9%的範圍。Sn在銅合金中固溶，是利用加工硬化帶來強度提高的元素。此外在本合金系中也是有助於耐熱性的元素。在本發明的銅合金板中，為了使彎曲加工性及衝剪性提高，需要在高溫下進行最終退火，但是當Sn含量低於0.4%時，而熱性降低，在最終退火中因為再結晶軟化推進，所以不能充分地提高最終退火的溫度。另一方面，若超過1.6%,則導電率降低，在銅合金板最終成品中不能達到30%ISCA。因此，Sn含量為0.41.6%的範圍.0.61.3%的範圍更為優選。還有，通過在高溫下進行最終退火，還有能夠充分獲得耐應力鬆弛特性提高所需要的固溶Ni的優點。P在製造工序途中顯現Ni—P析出物，是使最終退火時的耐熱性提高的元素。由此，可以進行高溫下的最終退火，從而提高彎曲加工性及衝剪性。但是當低於0.027%時，P與比其添加量相對多的Ni變得容易化合，而形成強固的Ni—P金屬間化合物，另一方面，若P被添加超過0.15。/。，則Ni—P金屬間化合物析出量進一步增加，無論哪種情況在最終退火中都不會發生Ni—P金屬間化合物的再固溶，彎曲加工性及衝剪性降低，並且不能充分獲得用於提高耐應力鬆弛特性的固溶Ni。因此，P含量為0.0270.15%。更優選0.050.08%。另外，使Ni/P比率低於15的理由是為了使如下兩者並存，即，用於在高的最終退火溫度下進行Ni再固溶及位錯固定的Ni—P析出物帶來的耐熱性提高，和最終退火造成的再結晶軟化時的Ni—P析出物的分解、再固溶。Ni/P比率在15以上時，耐熱性提高不充分而不得不在比較低的溫度下進行最終退火，彎曲加工性及衝剪性無法提高，且得不到充分的耐應力鬆弛特性。Fe是在最終退火中抑制再結晶粒的粗大化的元素。通過在銅合金中添加0.0005%以上，能夠在最終退火中將銅合金加熱到高溫並使添加元素充分固溶，同時抑制再結晶粒的粗大化。但是，若超過0.15%則導電率降低，不能達成約30。/。IACS。本發明的銅合金，作為次要成分還有Zn、Mn、Si、Mg，也可以添加其他。為了防止鍍錫的剝離，Zn能夠添加P/。以下。然而，如果處於作為汽車端子使用的溫度區域(約150180'C)，則添加0.05%以下即充分。此外，以豎爐鑄錠時優選在0.05%以下。Mn、Si作為脫氧劑分別能夠添加0.01。/。以下。但是，分別優選在0.001%以下，0.002%以下。Mg具有使耐應力鬆弛特性提高的作用。能夠添加0.3%以下。但是在用豎爐鑄錠時，優選0.001%以下。Cr、Co、Ag、In、Be、Al、Ti、V、Zr、Mo、Hf、Ta、B等具有防止結晶粒粗大化的作用，以總量計能夠添加0.1%以下。Pt作為雜質優選限制在0.001%以下。其次，就本發明的銅合金板的組織進行說明。本發明的銅合金板，具有在銅合金母相中分散有Ni—P金屬間化合物的析出物的組織。析出物之中直徑超過60nm的粒子，在R/t(R:彎曲半徑，t:板厚)小的彎曲加工中成為裂紋發生的原因，若其存在則彎曲加工性降低。還有，析出物粒子脫離球形時，將該析出物粒子的外接圓的直徑(長徑)作為本發明中所說的析出物的直徑。另一方面，析出物成為剪衝時的裂紋的起點，其以高密度分布的一方衝剪性優異。直徑低於5nm這樣的微細析出物，在剪應力場中與位錯交互而引起局部性的加工硬化特性，雖然有助於剪衝的傳送/行進，但是若直徑5nm以上的析出物微細分散，則是為了傳到其存在的地方而進行剪衝的斷裂，以進一步提高衝壓性，從而有助於降低毛邊。因此，對於不使彎曲加工性降低的直徑60nm以下的粒子來說，優選5nm以上的在500nmX500nm的視野中平均存在20個以上，更優選30個以上。接下來，就本發明的銅合金板的製造方法進行說明。本發明的銅合金板，能夠通過如下方法製造對銅合金鑄錠進行均質化處理後，進行熱軋及冷粗軋，接著對冷粗軋後的銅合金板進行最終連續退火，再進冷軋及穩定化退燒火。因為本發明的銅合金不是析出型銅合金，所以在均質化處理、熱軋及冷粗軋中，條件方面沒有必要進行特別嚴密的管理。例如均質化處理進行8001000°CX0.54小時，熱軋以800950'C進行，熱軋後進行水冷或放冷。冷粗軋是以在最終精軋中得到3080%左右的加工率的方式來選擇加工率。冷粗軋的途中能夠適宜夾雜中間的再結晶退火。另一方面，在對於冷粗軋後的銅合金板的最終退火可以是連續退火中需要進行嚴密的管理，設定適當的保持溫度及保持時間。本發明規定內的合金系的重大特徵之一在於，在保持時間數十秒的超過65(TC的退火下，析出相轉移。如前述若保持溫度低，則觀察到粗大析出物比較多。在熱力學上若進一步提高保持溫度，則析出物普遍進一步凝集《粗大化。然而，在本合金系中從600到650。C區間析出相轉移，艮卩，600到650'C附近的溫度為邊界，在低溫區域發生的粗大析出物分解/再固溶，使微細的Ni—P化合物析出的新相顯現。該析出物有助於彎曲加工性提高及衝壓毛邊降低。保持溫度低時，容易觀察到直徑超過60nm的析出物粒子，另外在Ni及P的含量極少的組成區域中，直徑60nm以下的粒子不足。另一方面，即使是超過65(TC的退火溫度，若保持時間短，則粗大析出物的分散/再固溶仍不充分，微細析出物將難以顯現，直徑超過60nm的析出物殘留。相反若過長，則再結晶粒粗大化，有招致彎曲加工性降低的可能性。本發明的銅合金組成的情況下，通過主體溫度保持在超過650'C的溫度，保持時間為1530秒的高溫短時間退火，能夠得到在銅合金母相中適度分散有Ni—P金屬間化合物的析出物的組織。退火後優選以1(TC/秒以上的冷卻速度進行急冷。還有，通過在所述這樣的高溫短時間的條件下進行最終退火，升溫過程中析出的Ni—P金屬間化合物的析出物會再固溶，還有能夠充分地得到耐應力鬆弛特性提高所需的固溶Ni的優點。最終精軋後的穩定化退火優選以250450'CX2040秒進行。由此，由最終精軋導入的應變被去除，且材料不會軟化，強度的降低很少。實施例實施例1以下說明本發明的實施例。製造組織中的Ni化合物的狀態不同的Cu一Ni—Sn—P系合金的各種銅合金薄板，評價強度、導電率、耐應力鬆弛特性等的特性。具體來說，用無心感應電爐將表1所示的各化學成分組成的銅合金分別加以熔煉後，以半連續鑄造法進行鑄錠，得到厚70mmX寬200mmX長500mm的鑄錠。將各鑄錠統一按以下的條件進行軋制而製造成銅合金薄板。對各鑄錠的表面進行端面切削並加熱後，進行熱軋而成為厚16mm的板，從65(TC以上的溫度在水中急冷。[表l]complextableseeoriginaldocumentpage20*-表錄檢界限以下。*其他的元榮遞iCa,Ag.Cii,Ba、Ti、Co、Au、Pt的臺i十含量。*其他的元榮鄉,丁h,Li、Ni,、li、Sr'Pd、W、S,C,htfc、At,V,Y,Pb.In,C'a、Ge、AlS、！3i、Te,P:'稀土歪屬合金的脅計奮重。對該板除去氧化皮後，進行冷軋一連續退火一冷軋一應變去除退火，製造成銅合金薄板。即，對一次冷軋(粗冷軋、中間延展冷軋)後的板進.行端面切削，通過在66(TC的主體溫度下保持20秒的連續退火進行最終退火後，將壓下率作為50%而進行精冷軋。但是，只有表2的發明例16與比較例19其Sn含量少至低於0.1%，從而不能抑制退火造成的軟化(退火中的再結晶)，因為強度降低，所以將精冷軋的壓下率提高較高的80%，以實現強度提高。其後，進行主體溫度400'CX20秒的低溫的應變去除退火，得到厚0.25mm的銅合金薄板。這時，如表2所示，使從熔解爐中的合金元素添加完畢到鑄造開始的所需時間(表2中記述為至鑄造開始的所需時間)、鑄造時的冷卻凝固速度、加熱爐取出溫度、熱軋終止溫度、從加熱爐取出到熱軋終止的所需時間(表2中記述為至熱軋終止的所需時間)發生各種改變，以控制銅合金薄板組織中的Ni化合物的狀態。從如此得到的各銅合金薄板上提取10g提取殘渣測定用的試驗片，根據前述方法，對於通過網眼0.1pm的篩目提取分離的提取殘渣中所含的Ni量，通過前述的ICP發射光譜法分析而求得。然後，求得所述銅合金的Ni含量所對應的比例(％)。這些結果顯示在表2中。[表2]tableseeoriginaldocumentpage21另外，從隨各例一起得到的各銅合金板上切下試料，進行拉伸試驗、導電率測定、應力鬆弛率測定、彎曲試驗。這些結果也顯示在表2中。(拉伸試驗)從所述銅合金薄板上提取試驗片，使試驗片長度方向相對於板材的軋制方向成直角方向，如此通過機械加工製作成JIS5號拉伸試驗片。然後，利用5882型英斯特朗(Instron)公司製成能試驗機，在試驗速度10.0mm/min，GL=50mm的條件下測定機械的特性。還有，屈服點為相當於永久延伸率0.2%的抗拉強度。(導電率測定)從所述銅合金薄板上提取試驗片，測定導電率。銅合金板試驗的導電率，是通過銑(milling)來加工寬10mmX長300mm的短狹條狀的試驗片，依照JIS—H0505所規定的非鐵金屬材料導電率測定法，利用雙橋式(dubblebridge)抵抗測定裝置測定電抵抗，並根據平均截面積法計算出導電率。(應力鬆弛特性)測定所述銅合金薄板相對於軋制方向的直角方向的應力鬆弛率，評價該方向的耐應力鬆弛特性。具體來說，從所述銅合金薄板上提取試驗片，採用圖1所示的懸臂方式進行測定。切下寬10mm的短狹條狀試驗片K長度方向相對於板材的軋制方向為直角方向)，將其一端固定在剛體試驗臺2上，對試驗片1的跨距長L的部分施加d(=10mm)大小的撓量。這時，以使相當於材料屈服點的80%的表面應力被材料負荷的方式決定L。將其在180'C的乾燥爐(oven)中保持30小時後取出，測定去除了撓量d時的永久應變5，據RS-(5/d)X100計算應力鬆弛率(RS)。還有，180°CX30小時的保持若以拉森一米勒參數(Larson—Millerparameter)進行計算，則幾乎相當於保持150°CX1000小時。(彎曲加工性的評價試驗)銅合金板試料的彎曲試驗，遵循日本伸銅協會技術標準進行。將板材切割成寬10mm、長30mm，以0.5mm的彎曲半徑進行GoodWay(彎曲軸與軋制方向成直角)彎曲，用50倍的光學顯微鏡目視觀察彎曲部裂紋的有無。無裂紋的評價為O，產生裂紋的評價為X。如表2所表明的，作為表l的本發明組成內的銅合金(合金編號113)的發明例101116是在如下優選的條件內被製造gP，從熔解爐中的合金元素添加完畢至鑄造開始的所需時間在1200秒以內，鑄造之是地的冷卻凝固速度為0.5'C/秒以上，從加熱爐取出至熱軋開始的所需時間在1200秒以內。另外，加熱爐取出溫度、熱軋終止溫度均恰當。因此，表2的發明例101116，使根據所述的提取法提取分離的提取殘渣中的Ni量相對於合金Ni含量的比例為80%以下，並以此方式控制超過0.1pm的粗大的Ni氧化物、結晶物、析出物等的Ni化合物。因此，被推定為能夠確保O.l]am以下的微細的Ni化合物(含毫微級以下的微細的Ni的團簇)等的量和Ni的固溶量。其結果是，本發明例101116在相對於軋制方向的直角方向上，能夠達成應力鬆弛率15%以下的高耐應力鬆弛特性。另外，彎曲特性優異，強度也優異等等，作為端子/連接器用具有優異的特性。但是，在表2的發明例101106之中的比較中，熔解爐中的合金元素添加完畢至鑄造開始的所需時間比較長的發明例102、106，從加熱爐取出至熱軋開始的所需時間比較長的發明例103、104，它們與比較短的發明例IOI、105相比較，耐應力鬆弛特性較低。另外，在表2的發明例101106之中，還有其他的元素量超過所述優選上限的發明例109115(表1的合金編號為612)，其導電率與發明例101108相比也低。發明例109113，其Fe、Zn、Mn、Si、Mg如表1的合金編號610，分別高得超出所述優選的上限。發明例lM其Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt的元素的合計，如表l的合金編號ll，高出所述優選的上限1.0質量％。發明例115其Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬的合計，如表1的合金編號12，高出所述優選的上限O.l質量％。另一方面，發明例116如表1的合金13，Sn含量低至低於0.1Q/。，雖然如前述使精冷軋的壓下率比較高以實現強度提高，但是由於退火造成的軟化，與其他發明例相比其強度仍比較低。相對於此，表2的比較例123126，雖然是表1的本發明組織內的銅合金(合金編號O，但是各個製造條件脫離優選範圍。比較例123、124其從在熔解爐中的合金元素添加完畢至鑄造開始的所需時間超過1200秒而過長。另外，比較例125、126其從加熱爐取出至熱軋開始的所需時間超過1200秒而過長。因此，表2的比較例123126，其通過所述提取殘渣法提取分離的提取殘渣中的Ni量相對於合金Ni含量的比例超過40%，超過O.lpm的粗大的Ni氧化物、結晶物、析出物等的Ni化合物過多而未受到抑制。因此，推定為不能確保O.lpm以下的微細的Ni化合物等的量和Ni的固溶量。其結果是，比較例123126，其相對於軋制方向的直角方向的耐應力鬆弛特性顯著地比發明例低。表2的比較例117122採用表1的合金編號1419的本發明組成外的銅合金。因此，儘管製造條件處於優選範圍內，但是提取殘渣中的Ni量相對於合金Ni含量的比例、耐應力鬆弛特性、彎曲特性、導電率、強度的任一項均顯著地比發明例差。比較例117的銅合金其Ni的含量低得脫離下限(表1的合金編號14)。因此，強度和耐應力鬆弛特性低。比較例118的銅合金其Ni的含量高得脫離上限(表1的合金編號15)。因此，強度、耐應力鬆弛特性、彎曲加工性低。比較例119的銅合金其Sn的含量低得脫離下限(表1的合金編號16)。因此，比較例119如前述使精冷乳的壓下率比較高以實現強度提高，但是由於退火造成的軟化，仍導致強度過低的結果。比較例120的銅合金其Sn的含量高得脫離上限(表1的合金編號17)。因此導電率低。比較例121的銅合金其P的含量低得脫離下限(表1的合金編號18)。因此強度和耐應力鬆弛特性低。比較例122的銅合金其P的含量高得脫離上限(表1的合金編號19)。因此，強度、耐應力鬆弛特性、彎曲加工性低。根據以上的結果，提示出在高強度、高導電率化的基礎上，用於使相對於軋制方向的直角方向的耐應力鬆弛特性和彎曲加工性優異的本發明銅合金板的成分組成、組織，還有用於獲得組織的優選的製造條件的意義實施例2接下來，說明本發明的實施的方式2的銅合金板的實施例。在碳粒電阻爐(kryptolfUrnace)中將銅合金在大氣中木碳覆蓋下熔解，得到具有表3所示的組成的45mm厚的鑄錠(No.201209)。接著，在以965。C進行3小時的均熱化處理或以85(TC進行30分鐘的均熱化處理後，進行熱軋而成為15mm厚，在83(TC以上淬火(水冷)，對兩面各進行lmm端面切削而成為13mm厚，之後進行冷粗軋而成為表3所示的厚度。接著，對於No.201208進行最終連續退火，對於No.209以夾雜冷軋的方式進行分批式的中間及最終退火，此外，進行精冷軋後，進行低溫退火(穩定化退火)。各工序的條件記載在表3中。還有，最終成品板厚為0.25mm。tableseeoriginaldocumentpage25*印本發明餞定範圍或火特性差的位寶25導電率導電率測定依據JIS—H0505所規定的非鐵金屬材料導電率測定法，通過使用了雙橋的四端子法進行。硬度硬度的測定依據JIS—Z2251所規定的微小硬度試驗方法，在試驗加重100g(0.9807N)下測定維氏硬度。機械的特性使長度方向相對於板材的軋制方向成平行方向(LD)及垂直方向(TD)，以此方式通過機械加工來製作JIS5號拉伸試驗片，依據JIS—Z3341實施拉伸試驗並進行測定。屈服點為相當於永久延伸率0.2c/。的抗拉強度。彈力臨界值使用AKASHI制彈力臨界值試驗機(MODEL:APT)通過moment式試驗求得。材料的試驗方向為相對於板材的軋制方向成平行方向(LD)及垂直方向(TD)。耐應力鬆弛特性採用圖l所示的懸臂方式測定應力鬆弛率。使長度方向相對於板材的軋制方向成平行方向(LD)及垂直方向(TD),如此切割下寬10mm的短狹條狀試驗片1，將其一端固定在剛體試驗臺2上，對試驗片1的跨距長L的部分施加d(=10mm)大小的撓量。這時，以使相當於材料屈服點的80%的表面應力被材料負荷的方式決定L。將其在180"C的乾燥爐中保持30小時後取出，測定去除了撓量d時的永久應變S，據RS=(5/d)X100計算應力鬆弛率(RS)。還有，180'CX30小時的保持若以拉森一密勒參數(Larson—Millerparameter)進行計算，則幾乎相當於保持150。CX1000小時。彎曲加工性使長度方向相對於板材的軋制方向成平行方向(LD)及垂直方向(TD)，如此切割下寬10mm、長35mm的供試材，以使曲線與長度方向垂直的方式，採用CESM0002金屬材料W彎曲試驗所規定的B型彎曲夾具將其夾住，使用島津製作所制萬能試驗機RH—30，在lt的荷重下，使RA-2(R:彎曲半徑，t:板厚)進行90°W彎曲加工，之後評價彎曲部有無裂紋，無裂紋的評價為O，產生裂紋的評價為X。衝剪性實施依據日本伸銅協會標準JCBAT310(銅及銅合金薄板條的剪切試驗方法)的圓形衝壓試驗，測定剪切毛邊高度。具體來說，將通過預刷而塗布了日石三菱unipresPA—5潤滑油的供試材，通過衝頭TCA10.00Omm0、衝模徑10.040mm0的衝壓而衝成圓形。該衝壓的間隙(clearance)為(一側間隔(衝模刃口與衝頭外周的間隔)/供試材的板厚)X100(%))=8%,剪切速度為50mm/min。對於在衝成的圓形孔周圍發生的毛邊，圓周每90°測定4處，採用平均值作為毛邊高度。析出物的分布狀態的觀察以電解薄膜法(TwinJet法)將供試材做成TEM觀察用薄膜。使用日立製作所制TEMH—800(加速電壓200kV)，以40000倍及100000的拍攝位率對其進行拍攝，再在複印紙上放大到1.5倍並轉印。在該60000倍拍攝複印紙上，統計相當於1000nmX1000nm的正方形的視野中直徑超過60nm的析出物的個數，以及在150000倍拍攝複印紙上，統計相當於500nmX500nm的正方形的視野中直徑5nm60nm的析出物的個數。對其進行多個視野觀察，算出平均值。還有，在視野中所觀察到的所述析出物粒子全部為球形。如表4所示，直徑超過60nm的析出物未被觀察到的No.201207，其LD、TD方向彎曲加工性均優異。另外，在500nmX500nm的視野內觀察到5nm以上、60nm以下的析出物20個以的No.201204及No.208，平均毛邊高度小，而No.201204的毛邊高度特別小。此夕卜，No.201204其應力鬆弛率在LD、TD方向上也在15%以下。相對於此，No.205207其Ni添加量少，雖然超過60nm的粗大析出物難以發生，但是由於最終退火溫度低，所以，未轉移成以65(TC附近為界而發生的微細析出新相，微細Ni—P化合物也沒有達到規定的析出個數。因為使剪切性提高的60nm以下的微細析出物不足，所以毛邊高度超過10pm，衝剪性差。因為添加Ni量少，此外析出物中奪走了基體中的固溶Ni，所以Ni固溶量達不到能夠維持應力鬆弛特性的量，應力鬆弛率變高(特別是在TD方向)。No.208因為最終退火溫度沒有達到600'C和高於65(TC，所以超過60nm的粗大的析出物未充分地分解、再固溶而有一部分殘留，彎曲加工性差。雖然沒有完全轉移成以650'C附近為界而發生的微細析出新相，但因為Ni添加量多，所以發生一部分微細析出物，毛邊高度被壓低。另外，因為Ni—P析出物總量多，Ni再固溶量不足，所以耐應力鬆弛特性提高所需要的固溶Ni量未充分獲得，TD方向的應力鬆弛率高。No.209由於低於65(TC的分批退火而成為析出物凝集在60nm以上狀態。雖然進行二次的分批退火而命名再結晶完全，但沒有達到分解凝集析出物以使微細析出物顯現的溫度，因此彎曲加工性降低，同時毛邊高度也變高。產業上的利用可能性如以上說明，根據本發明，能夠提供一種相對於軋制方向的直角方向的耐應力鬆弛特性高，併兼備了高強度、高導電率、優異的彎曲加工性的Cu—Ni—Sn—P系合金。其結果是，特別是作為汽車用端子/連接器的連接元件用，能夠適當於相對於軋制方向的直角方向有耐應力鬆弛特性要求的用途。權利要求1.一種耐應力鬆弛特性優異的銅合金，其特徵在於，以質量％計含有Ni0.1～3.0％、Sn0.01～3.0％、P0.01～0.3％，餘量是銅和不可避免的雜質，通過提取殘渣法在網眼尺寸為0.1μm的過濾器上被提取分離的提取殘渣中的Ni量，相對於所述銅合金中的Ni含量的比例為40％以下，所述提取殘渣法是在醋酸銨濃度為10質量％的甲醇溶液300ml中浸漬10g所述銅合金，將該銅合金作為陽極，將白金作為陰極使用，在10mA/cm2的電流密度下進行恆定電流電解，並利用網眼尺寸為0.1μm的聚碳酸酯制的薄膜過濾器，對該銅合金溶解後得到的所述溶液進行抽吸過濾，在該過濾器上分離提取未溶解物殘渣，另外，所述提取殘渣中的所述Ni量，是利用將王水和水以1比1的比例混合而成的溶液溶解所述過濾器上的未溶解物殘渣後，通過ICP發射光譜法分析而求得的。2.根據權利要求1所述的銅合金，其特徵在於，所述銅合金以質量X計還含有Fe:0.5%以下、Zn:1%以下、Mn:0.1%以下、Si:0.1%以下、Mg:0.3%以下。3.根據權利要求1或2所述的銅合金，其特徵在於，所述銅合金還含有Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Au、Pt，這些元素的含量以質量％計合計為1.0%以下。4.根據權利要求13中任一項所述的銅合金，其特徵在於，所述銅合金還含有Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、S、C、Nb、Al、V、Y、Mo、Pb、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬，這些元素的含量以質量％計合計為0.1%以下。5.—種銅合金，其特徵在於，以質量X計含有Ni:0.41.6%、Sn:0.41.6%、P:0.0270.15°/o、Fe:0.00050.15%，Ni含量和P含量的比Ni/P低於15，餘量實質上包括Cu和雜質，並具有在銅合金母相中分散有析出物的組織，所述析出物的直徑為60nm以下，在500nmX500nm的視野內觀察到有20個以上的直徑為5nm以上、60nm以下的析出物。6.根據權利要求5所述的銅合金，其特徵在於，所述銅合金以質量X計還含有Zn:1%以下、Mn:0.1%以下、Si:0.1%以下、Mg:0.3%以下中的任意l種以上。7.根據權利要求5或6所述的銅合金，其特徵在於，所述銅合金還含有Cr、Co、Ag、In、Be、Al、Ti、V、Zr、Mo、Hf、Ta、B，這些元素以質量％計總量為0.1%以下。8.—種電連接元件用銅合金板，其特徵在於，使用了權利要求17中任一項所述的銅合金。9.一種耐應力鬆弛特性優異的銅合金板的製造方法，是製造使用了權利要求14中任一項所述的銅合金的銅合金板的方法，其特徵在於，在通過銅合金的鑄造、熱軋、冷軋、最終退火得到銅合金板時，從在銅合金熔解爐中添加合金元素完畢到鑄造開始為止的所需時間為1200秒以內，並且，從鑄錠的加熱爐取出鑄錠之後到熱軋結束為止的所需時間為1200秒以下。全文摘要一種耐應力鬆弛特性優異的銅合金，含有Ni0.1～3.0％(質量％，下同)、Sn0.01～3.0％、P0.01～0.3％，餘量是銅和不可避免的雜質，根據提取殘渣法而在網眼尺寸0.1μm的過濾器上被提取分離的提取殘渣中的Ni量，相對於銅合金中的Ni含量的比例為40％以下，提取殘渣法是在醋酸銨濃度10質量％的甲醇溶液300ml中浸漬10g所述銅合金，將該銅合金作為陽極，將白金作為陰極使用，在10mA/cm2的電流密度下進行恆定電流電解，並利用網眼尺寸0.1μm的聚碳酸酯制的薄膜過濾器，對使該銅合金溶解的所述溶液進行抽吸過濾，在該過濾器上分離提取出未溶解物殘渣，另外，所述提取殘渣中的所述Ni量，是利用以1比1的比例將王水和水加以混合的溶液，將所述過濾器上的未溶解物殘渣進行溶解後，再通過ICP發射光譜法分析而求得的。文檔編號C22C9/06GK101171349SQ200680015290公開日2008年4月30日申請日期2006年6月8日優先權日2005年6月8日發明者坂本浩,有賀康博,杉下幸男,梶原桂,野村幸矢申請人:株式會社神戶制鋼所