铜合金
阅读：539发布：2020-05-11
专利汇可以提供铜合金专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 的 铜 合金 含有17～34 质量 ％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，且具有12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、10≤〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、10≤f3＝{f1×(32-f1)×Ni〕}1/2≤33、1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、1.4≤Ni〕/〔Sn〕≤90的关系，导电率为13～25％IACS以下，α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系。，下面是铜合金专利的具体信息内容。
1.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系：
12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
1/2
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕} ≤33，
并且，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系：
1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90，
所述铜合金的导电率为13％IACS以上25％IACS以下，
所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为
99.5％以上，或者，α相基体中的γ相的面积率γ％与β相的面积率β％之间具有0≤2×γ+β≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
2.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn及1.5～4质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
15≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
12≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤30，
并且，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
1.4≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、
1.6≤〔Ni〕/〔Sn〕≤12，
所述铜合金的导电率为14％IACS以上25％IACS以下，
并且所述铜合金具有α单相的金属组织。
3.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且含有选自0.003～0.09质量％的P、0.005～0.5质量％的Al、0.01～0.09质量％的Sb、0.01～
0.09质量％的As及0.0005～0.03质量％的Pb中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33，
Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90，
所述铜合金的导电率为13％IACS以上25％IACS以下，
所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为
99.5％以上，或者，α相基体中的γ相的面积率γ％与β相的面积率β％之间具有0≤2×γ+β≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
4.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn、1.5～4质量％的Ni及0.003～0.08质量％的P，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
15≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
12≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤30，
Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
1.4≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、
1.6≤〔Ni〕/〔Sn〕≤12，
且Ni的含量〔Ni〕质量％与P的含量〔P〕质量％之间具有25≤〔Ni〕/〔P〕≤750的关系，所述铜合金的导电率为14％IACS以上25％IACS以下，
并且所述铜合金具有α单相的金属组织。
5.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33，
Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90，
所述铜合金的导电率为13％IACS以上25％IACS以下，
所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为
99.5％以上，或者，α相基体中的γ相的面积率γ％与β相的面积率β％之间具有0≤2×γ+β≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
6.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且含有选自0.003～0.09质量％的P、0.005～0.5质量％的Al、0.01～0.09质量％的Sb、0.01～
0.09质量％的As及0.0005～0.03质量％的Pb中的至少一种或两种以上，并且，分别含有
0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33，
Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90，
所述铜合金的导电率为13％IACS以上25％IACS以下，
所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为
99.5％以上，或者，α相基体中的γ相的面积率γ％与β相的面积率β％之间具有0≤2×γ+β≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
7.一种铜合金，其中，
所述铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn、1.5～4质量％的Ni及0.003～0.08质量％的P，并且，分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，
Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
15≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
12≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤30，
Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有如下关系:
1.4≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、
1.6≤〔Ni〕/〔Sn〕≤12，
且Ni的含量〔Ni〕质量％与P的含量〔P〕质量％之间具有25≤〔Ni〕/〔P〕≤750的关系，所述铜合金的导电率为14％IACS以上25％IACS以下，
并且所述铜合金具有α单相的金属组织。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的铜合金，其中，
所述铜合金用于以下用途，即，医疗用器具、扶手、门拉手以及给排水卫生设备。
9.根据权利要求1至7中任一项所述的铜合金，其中，
所述铜合金用于电子电气组件和汽车组件，所述电子电气组件和汽车组件为连接器、端子、继电器或开关。
10.一种铜合金板的制造方法，其为由权利要求1至9中任一项所述的铜合金构成的铜合金板的制造方法，其中，
所述铜合金板通过依次包括热轧工序、冷轧工序、再结晶热处理工序及精冷轧工序的制造工序来进行制造，
所述冷轧工序中的冷加工率为40％以上，
所述再结晶热处理工序具备：加热步骤，使用连续热处理炉，将冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，
在所述再结晶热处理工序中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax℃、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm分钟时，设为
540≤Tmax≤790、
0.04≤tm≤1.0、
500≤It1＝(Tmax-30×tm-1/2)≤680。
11.根据权利要求10所述的铜合金板的制造方法，
所述制造工序具有在所述精冷轧工序之后实施的恢复热处理工序，
所述恢复热处理工序具备：加热步骤，将精冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，且当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2℃、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm2分钟时，设为
150≤Tmax2≤580、
0.02≤tm2≤100、
120≤It2＝(Tmax2-25×tm2-1/2)≤390。
12.一种铜合金板的制造方法，所述铜合金板由根据权利要求1至9中任一项所述的铜合金构成，
所述制造方法包括铸造工序、成对的冷轧工序和退火工序、冷轧工序、再结晶热处理工序、精冷轧工序及恢复热处理工序，
且不包括对铜合金或轧材进行热加工的工序，
所述制造方法被构成为进行所述冷轧工序与所述再结晶热处理工序的组合工序、及所述精冷轧工序与所述恢复热处理工序的组合工序中的任意一方或双方，
所述冷轧工序中的冷加工率为40％以上，
所述再结晶热处理工序具备：加热步骤，使用连续热处理炉，将冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，
在所述再结晶热处理工序中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax℃、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm分钟时，设为
540≤Tmax≤790、
0.04≤tm≤1.0、
500≤It1＝(Tmax-30×tm-1/2)≤680，
所述恢复热处理工序具备：加热步骤，将精冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，其中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2℃、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm2分钟时，设为
150≤Tmax2≤580、
0.02≤tm2≤100、
120≤It2＝(Tmax2-25×tm2-1/2)≤390。
铜合金
技术领域
[0001] 本发明涉及一种呈黄铜色并且具有耐应力腐蚀破裂性、耐变色性、抗菌性，且应力松弛特性、强度、弯曲加工性优异的铜合金(Cu-Zn合金，即黄铜)。尤其，涉及一种用于汽车、电子/电气设备用的端子、连接器、以及医疗用器具、扶手、门拉手、给排水卫生设备等公共用途、有关建筑的用途的铜合金。
背景技术
[0003] 以往，以Cu和Zn为主成分的黄铜(Cu-Zn合金)作为使用于扶手、门拉手、照明用器材、电梯面板等装饰用部件、建筑用的部件/零件/金属器具、或电子/电气组件、汽车组件、通信设备、电子/电气设备等中的连接器、端子、继电器、弹簧、插口、开关等的构成材料而使用。然而，黄铜在高温、高湿状态下即使在室内也会因表面氧化而在短期间内发生变色。其结果，黄铜颜色受损，在美观上出现问题。并且，当为了避免变色而实施透明的无色涂装或Ni镀层或Sn镀层时，有时无法完全发挥铜合金所具有的抗菌性能或导电性。
[0004] 并且，在连接器、端子等中，随着近年来该种设备的小型化、轻量化、高性能化，要求极其严格地改善特性，并且要求性价比。例如，在连接器的弹簧接点部使用薄板，但为了实现薄壁化，对构成该种薄板的高强度铜合金要求较高的强度、伸展率与强度的高度平衡、以及耐于苛刻的使用环境，即要求耐变色性、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性优异。另外，要求较高的生产效率，尤其要求尽量减少贵金属铜的使用抑制为最小限度，且要求经济性优异。
[0006] 扶手、门拉手等、和未实施镀层的连接器/端子、门拉手等不仅有外观上的问题和应力腐蚀破裂的问题，还有抗菌性、导电性因黄铜的表面氧化而受损的问题。
[0007] 另外，连接器/端子等，还使用于烈日下的汽车室内和靠近引擎室的部分中，此时，使用环境的温度达到100℃左右。当要求材料的薄壁化时需要较高的材料强度，当使用于端子和连接器时，为了得到较高的接触压力而需要较高的材料强度。然而，当使用于弹簧、端子和连接器时，在常温下弹性极限的应力内利用该较高的材料强度，但其随着使用环境的温度上升，例如如上所述温度上升至90℃～150℃，则铜合金永久变形。尤其，为黄铜时，永久变形的程度较大，得不到预定的接触压力。为了发挥较高的强度，期待高温下的永久变形的程度较少，优选作为高温下的永久变形程度的尺度，而称为应力松弛特性的性质优异。
[0008] 然而，镀层产品因长期间使用而表面的电镀层发生剥离。并且，当廉价制作大量的连接器、端子等产品时，有时预先在成为坯料的板制造工序中对板表面实施Sn和Ni等的镀层，并对该板材进行冲切来进行使用。此时，由于在冲切面没有镀层，因此容易产生变色和应力腐蚀破裂。另外，若根据镀层的种类等而包含Sn或Ni，则难以再利用铜合金。
[0010] 并且，例如专利文献1中，作为用于满足高强度要求的合金,公开有Cu-Zn-Sn合金。
[0011] 另一方面，在医疗机关、公共设施、或依照其的设施/设备、卫生管理严格的研究设施(例如食品、化妆品、医药品等)中使用的护栏、床头板、床尾板、扶手、门拉手、门把手、门档、医疗用器具、交通工具等中使用的排水箱等给排水卫生设备/器具等的构成部件通过接合管、板、线材、棒材、及通过铸件或锻造来制作的各种形状的部件而构成。
[0012] 在此，当焊接包含Zn的铜合金时，由于在焊接中Zn容易蒸发，因此焊接中对技术有要求。并且，焊接在外观上也残留焊珠的痕迹，为了解决美观问题，增加对焊珠的痕迹进行研磨的工序。根据形状，有时难以彻底去除焊珠的痕迹，且由于外观上的问题及费工夫，因此不优选。并且，有可能损害抗菌性(杀菌性)。
[0013] 因此，为了得到充分的抗菌性(杀菌性)，并非接合铜合金部件，而是尝试了在扶手、门拉手、门把手、门档等构成部件中贴附较薄的铜箔，或者将铜箔和树脂或纸等贴合而成的复合材料的方法(例如，参考专利文献2)。
[0014] 专利文献1：日本特开2007-056365号公报
[0015] 专利文献2：日本特开平11-239603号公报
[0016] 然而，上述的磷青铜、镍银、黄铜等通常的高强度铜合金存在如下问题，无法应对上述的要求。
[0017] 磷青铜、镍银由于热加工性较差，难以通过热轧来进行制造，因此一般通过卧式连续铸造来进行制造。因此，生产效率较差，能源成本较高，成品率也较差。并且，磷青铜、镍银含有大量作为贵金属的铜或者含有大量高价的Sn、Ni，因此经济性存在问题，且缺乏导电性。并且，由于该等合金的比重高达8.8左右，因此轻量化也存在问题。含有10质量％以上的Ni的镍银和含有8质量％以上的Sn的磷青铜具备较高的强度。然而，关于导电率，镍银为10％IACS以下，磷青铜为13％IACS以下，导电率较低，在使用上成为问题。
[0018] 包含20～35质量％的Zn的黄铜虽然廉价，但容易发生变色，容易产生应力腐蚀破裂，且不耐热。即，存在应力松弛特性较差的致命性缺点，而且并非能够满足强度、及强度与弯曲平衡，不适合作为谋求上述的小型化，高性能化的产品构成材料。尤其，磷青铜、黄铜耐变色性上存在问题，进行Sn、Ni等的镀层来使用的情况较多。
[0019] 具体而言，在Cu-Zn合金中，随着Zn含量的增加，耐应力腐蚀破裂性变差，若Zn含量超过15质量％则开始产生问题，随着超过20质量％、进而超过25质量％而变差，若成为30质量％，则应力腐蚀破裂敏感性极其增高，成为严重的问题。若将Zn添加量设为3～15质量％，则应力松弛特性暂时提高，随着Zn含量超过20质量％，尤其随着超过25质量％而急剧变差，例如若成为30质量％，则应力松弛特性变得极其缺乏。而且，随着Zn含量的增加，强度虽得到提高，但延展性、弯曲加工性变差，强度与延展性的平衡变差。并且，与Zn含量无关地缺乏耐变色性，若使用环境较差，则变为褐色或红色。
[0020] 从而，这种高强度铜合金无论如何也满足不了作为相对使用环境可靠性较高、性价比优异、具有小型化、轻量化、高性能化倾向的各种设备的组件构成材料，强烈要求开发新的高强度铜合金。
[0021] 并且，在专利文献1中所记载的Cu-Zn-Sn合金中，包括强度在内的诸多特性也不充分。
[0022] 另外，如专利文献2所示，当将铜箔贴附于构成部件的表面时，由于铜箔厚度较薄，因此物理性地或根据使用环境，有可能产生破裂。并且，因粘结剂的经年劣化，有可能产生构成部件和铜箔的剥离。并且，铜箔在耐变色性上存在问题，并非一定能够同时维持抗菌性(杀菌性)及耐变色性。另外，这些方法中，未能解决构成部件的接合部分的强度下降的问题。
发明内容
[0023] 本发明是为了解决这种以往技术的问题而完成的，其课题在于提供一种性价比优异，密度较小，具有高于磷青铜和镍银的导电性，且具有较高的强度，并且强度与伸展率/弯曲加工性的平衡、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性、抗菌性优异，且应对各种使用环境的铜合金。
[0025] 在包含34质量％以下的高浓度的Zn的Cu-Zn合金中，首先添加适量的Ni和Sn。同时，为了使原子价(或价电子数)为2价的Ni和原子价为4价的Sn的相互作用最佳化，将Ni和Sn的合计含量及含量的比率设在适当的范围内，即调整0.7×〔Ni〕+〔Sn〕、〔Ni〕/〔Sn〕。另外，鉴于Zn、Ni及Sn的相互作用，以3个关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕、f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕及f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2同时成为适当值的方式调整Zn、Ni、Sn的含量。
[0026] 而且，金属组织设为如下金属组织：基本上在α单相、至少在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为99.5％以上(在电焊管/焊接管或钎焊等中母材局部熔融或者成为高温度时，接合部或熔融部和热影响部、母材的金属组织以该等3个部位的平均计算，在金属组织的构成相中α相所占比例以面积率计为99.5％以上)，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0027] 由此发现性价比优异，比重较小，耐变色性优异，具有较高的强度，强度与伸展率/弯曲加工性与导电率的平衡优异，应力松弛特性优异，耐应力腐蚀破裂性优异，抗菌性也优异，且能够应对各种使用环境的铜合金，以至于完成本发明。
[0028] 尤其，当用作端子/连接器时，鉴于在高温环境中使用，将金属组织设为α单相。并且，通过将原子价为5价的P的含量及P量、Ni量设为适当的范围内的含有比率，由此设为应力松弛特性更加优异。
[0029] 本发明的第1方案的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0030] 12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0031] 10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0032] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33
[0033] 的关系，并且，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有[0034] 1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
[0035] 1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90
[0036] 的关系，导电率为13％IACS以上25％IACS以下，且所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0037] 本发明的第2方案的铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn及1.5～4质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0038] 15≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0039] 12≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0040] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤30
[0041] 的关系，并且Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有[0042] 1.4≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、
[0043] 1.6≤〔Ni〕/〔Sn〕≤12
[0044] 的关系，导电率为14％IACS以上25％IACS以下，并且具有α单相的金属组织。
[0045] 本发明的第3方案的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且含有选自0.003～0.09质量％的P、0.005～0.5质量％的Al、0.01～0.09质量％的Sb、0.01～0.09质量％的As及0.0005～0.03质量％的Pb中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0046] 12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0047] 10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0048] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33
[0049] 的关系，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0050] 1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
[0051] 1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90
[0052] 的关系，导电率为13％IACS以上25％IACS以下，且所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0053] 本发明的第4方案的铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn、1.5～4质量％的Ni及0.003～0.08质量％的P，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0054] 15≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0055] 12≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0056] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤30
[0057] 的关系，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0058] 1.4≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、
[0059] 1.6≤〔Ni〕/〔Sn〕≤12
[0060] 的关系，并且、Ni的含量〔Ni〕质量％与P的含量〔P〕质量％之间具有[0061] 25≤〔Ni〕/〔P〕≤750
[0062] 的关系，导电率为14％IACS以上25％IACS以下，并且具有α单相的金属组织。
[0063] 本发明的第5方案的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0064] 12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0065] 10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0066] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33
[0067] 的关系，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0068] 1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
[0069] 1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90
[0070] 的关系，导电率为13％IACS以上25％IACS以下，且所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0071] 本发明的第6方案的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且含有选自0.003～0.09质量％的P、0.005～0.5质量％的Al、0.01～0.09质量％的Sb、0.01～0.09质量％的As及0.0005～0.03质量％的Pb中的至少一种或两种以上，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0072] 12≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0073] 10≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0074] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤33
[0075] 的关系，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0076] 1.2≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤4、
[0077] 1.4≤〔Ni〕/〔Sn〕≤90
[0078] 的关系，导电率为13％IACS以上25％IACS以下，并且所述铜合金被设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0079] 本发明的第7方案的铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn、1.5～4质量％的Ni及0.003～0.08质量％的P，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，Zn的含量〔Zn〕质量％、Sn的含量〔Sn〕质量％及Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0080] 15≤f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤30、
[0081] 12≤f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕≤28、
[0082] 10≤f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2≤30
[0083] 的关系，Sn的含量〔Sn〕质量％与Ni的含量〔Ni〕质量％之间具有
[0084] 1.4≤0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、
[0085] 1.6≤〔Ni〕/〔Sn〕≤12
[0086] 的关系，且Ni的含量〔Ni〕质量％与P的含量〔P〕质量％之间具有
[0087] 25≤〔Ni〕/〔P〕≤750
[0088] 的关系，导电率为14％IACS以上25％IACS以下，并且具有α单相的金属组织。
[0089] 本发明的第8方案的铜合金为上述第1～7方案的铜合金，其用于医疗用器具、扶手、门拉手、给排水卫生设备/器具/容器、排水罐等用途。
[0090] 本发明的第9方案的铜合金为上述第1～7方案的铜合金，其用于连接器、端子、继电器、开关等电子/电气组件、汽车组件。另外，在连接器、端子、继电器、开关等电子/电气组件、汽车组件的用途中，优选使用上述的第2、4、7方案的铜合金
[0091] 本发明的第10方案的铜合金板为由上述第1～9方案的铜合金构成的铜合金板，其通过依次包含热轧工序、冷轧工序、再结晶热处理工序及精冷轧工序的制造工序来进行制造，所述冷轧工序中的冷加工率为40％以上，所述再结晶热处理工序具备：加热步骤，使用连续热处理炉，将冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，在所述再结晶热处理工序中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃),将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm(分钟)时，设为
[0092] 540≤Tmax≤790、
[0093] 0.04≤tm≤1.0、
[0094] 500≤It1＝(Tmax-30×tm-1/2)≤680。另外，根据铜合金板的板厚，还可以在所述热轧工序与所述冷轧工序之间进行1次或多次包含成对的冷轧工序和间歇退火的退火工序。
[0095] 本发明的第11方案的铜合金板为上述第10方案的铜合金板，所述制造工序具有在所述精冷轧工序之后实施的恢复热处理工序，所述恢复热处理工序具备：加热步骤，将精冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，其中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2(℃)、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm2(分钟)时，设为
[0096] 150≤Tmax2≤580、
[0097] 0.02≤tm2≤100、
[0098] 120≤It2＝(Tmax2-25×tm2-1/2)≤390。
[0099] 本发明的第12方案的铜合金板的制造方法中，所述铜合金板为由上述第1～9方案的铜合金构成，所述制造方法包括铸造工序、成对的冷轧工序和退火工序、冷轧工序、再结晶热处理工序、精冷轧工序及恢复热处理工序，且不包括对铜合金或轧材进行热加工的工序，所述制造方法被设为进行所述冷轧工序与所述再结晶处理工序的组合、及所述精冷轧工序与所述恢复热处理工序的组合中的任意一方或双方的构成，所述冷轧工序中的冷加工率为40％以上，所述再结晶热处理工序具备：加热步骤，使用连续热处理炉，将冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，在所述再结晶热处理工序中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm(分钟)时，设为
[0100] 540≤Tmax≤790、
[0101] 0.04≤tm≤1.0、
[0102] 500≤It1＝(Tmax-30×tm-1/2)≤680，
[0103] 所述恢复热处理工序具备：加热步骤，将精冷轧之后的铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度，其中，当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2(℃)、将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm2(分钟)时，设为
[0104] 150≤Tmax2≤580、
[0105] 0.02≤tm2≤100、
[0106] 120≤It2＝(Tmax2-25×tm2-1/2)≤390。
[0107] 根据本发明，能够提供一种性价比优异，密度较小，具有高于磷青铜和镍银的导电性，且具有较高的强度，并且强度与伸展率/弯曲加工性的平衡、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性、抗菌性优异，且应对各种使用环境的铜合金。
具体实施方式
[0108] 以下，对本发明的实施方式的铜合金进行说明。本实施方式的铜合金被用作汽车、电子/电气设备用的端子、连接器。并且，该铜合金使用于医疗用器具、扶手、门拉手、给排水卫生设备/器具/容器等公共用途，或依照公共的用途、及有关建筑的用途中，且还被用作包括电焊管、焊接管等接合部的部件。
[0110] 而且，本实施方式中，使用该含量的表示方法如下规定多个组成关系式。另外，Co、Fe等有效添加元素、及不可避免的杂质在每一种不可避免的杂质的含量中，对铜合金板的特性的影响较少，因此未包含在后述的各计算式中。另外，例如，小于0.005质量％的Cr被设为不可避免的杂质。
[0111] 组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕
[0112] 组成关系式f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕
[0113] 组成关系式f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2
[0114] 组成关系式f4＝0.7×〔Ni〕+〔Sn〕
[0115] 组成关系式f5＝〔Ni〕/〔Sn〕
[0116] 组成关系式f6＝〔Ni〕/〔P〕
[0117] 本发明的第1实施方式所涉及的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在12≤f1≤30的范围内，组成关系式f2被设在10≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤33的范围内，组成关系式f4被设在1.2≤f4≤4的范围内，且组成关系式f5被设在1.4≤f5≤90的范围内。
[0118] 本发明的第2实施方式所涉及的铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn及1.5～4质量％的Ni，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在15≤f1≤30的范围内，组成关系式f2被设在12≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤30的范围内，组成关系式f4被设在1.4≤f4≤3.6的范围内，且组成关系式f5被设在1.6≤f5≤12的范围内。
[0119] 本发明的第3实施方式所涉及的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且含有选自0.003～0.09质量％的P、0.005～0.5质量％的Al、0.01～0.09质量％的Sb、0.01～0.09质量％的As及0.0005～0.03质量％的Pb中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在12≤f1≤30的范围内，组成关系式f2被设在10≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤33的范围内，组成关系式f4被设在1.2≤f4≤4的范围内，且组成关系式f5被设在1.4≤f5≤90的范围内。
[0120] 本发明的第4实施方式所涉及的铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn、1.5～4质量％的Ni及0.003～0.08质量％的P，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在15≤f1≤30的范围内，组成关系式f2被设在12≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤30的范围内，组成关系式f4被设在1.4≤f4≤3.6的范围内，组成关系式f5被设在1.6≤f5≤12的范围内，且组成关系式f6设在25≤f6≤750的范围内。
[0121] 本发明的第5实施方式所涉及的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在12≤f1≤
30的范围内，组成关系式f2被设在10≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤33的范围内，组成关系式f4被设在1.2≤f4≤4的范围内，且组成关系式f5被设在1.4≤f5≤90的范围内。
30的范围内，组成关系式f2被设在10≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤33的范围内，组成关系式f4被设在1.2≤f4≤4的范围内，且组成关系式f5被设在1.4≤f5≤90的范围内。
[0122] 本发明的第6实施方式所涉及的铜合金含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，并且含有选自0.003～0.09质量％的P、0.005～0.5质量％的Al、0.01～0.09质量％的Sb、0.01～0.09质量％的As及0.0005～0.03质量％的Pb中的至少一种或两种以上，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在12≤f1≤30的范围内，组成关系式f2被设在10≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤33的范围内，组成关系式f4被设在1.2≤f4≤4的范围内，且组成关系式f5被设在1.4≤f5≤90的范围内。
[0123] 本发明的第7实施方式所涉及的铜合金含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn、1.5～4质量％的Ni及0.003～0.08质量％的P，并且分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种以上，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成，组成关系式f1被设在15≤f1≤30的范围内，组成关系式f2被设在12≤f2≤28的范围内，组成关系式f3被设在10≤f3≤30的范围内，组成关系式f4被设在1.4≤f4≤3.6的范围内，组成关系式f5被设在1.6≤f5≤12的范围内，且组成关系式f6被设在25≤f6≤750的范围内。
[0124] 而且，在本发明的上述第1、3、5、6实施方式所涉及的铜合金中设为如下金属组织：在金属组织的构成相中，α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0125] 并且，在本发明的上述第2、4、7实施方式所涉及的铜合金中，具有α单相的金属组织。
[0126] 并且，在本发明的上述第1、3、5、6实施方式所涉及的铜合金中，导电率被设在13％IACS以上25％IACS以下的范围内，在本发明的第2、4、7实施方式所涉及的铜合金中，导电率被设在14％IACS以上25％IACS以下的范围内。
[0127] 以下，对如上规定成分组成、组成关系式f1、f2、f3、f4、f5、f6、金属组织、导电率的原因进行说明。
[0128] (Zn)
[0129] Zn与Cu一同为本合金的主要元素，为了克服本发明的课题，需至少为17质量％以上。Zn比Cu、Ni、Sn廉价，为了进一步降低成本，与纯铜相比，将本发明合金的密度约减小3％以上，与代表性的磷青铜和镍银相比，将本发明合金的密度约减小2％以上。并且，为了提高抗拉强度、屈服强度、降伏应力、弹性、疲劳强度等强度，并且提高高温、高湿下等中的耐变色性，且得到微细的晶粒，Zn含量需为17质量％以上。为了设为更加有效的合金，Zn含量优选为18质量％以上或20质量％以上，进一步优选为23质量％以上。通过含有浓度更高的Zn，原材料变得廉价，且密度降低，因此成为性价比更加优异的铜合金。
[0130] 另一方面，若Zn含量超过34质量％，则即使在后述的本申请组成范围内含有Ni、Sn等，首先，延展性、弯曲加工性变差，且难以得到良好的应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性，导电性也变差，强度的提高达到饱和。Zn含量进一步优选为33质量％以下，更进一步优选为30质量％以下。
[0131] 另外，以往未能发现一种含有17或18质量％以上或23质量％以上的Zn且应力松弛特性、耐变色性优异，且强度、耐应力腐蚀破裂性、导电性良好的铜合金。
[0132] (Ni)
[0133] 为了提高本发明合金的高温、高湿下等中的耐变色性和抗菌性、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性、耐热性、延展性和弯曲加工性、以及强度与延展性和弯曲加工性的平衡而含有Ni。尤其，当Zn含量为18质量％以上或20质量％以上或23质量％以上的高浓度时，更加有效地发挥上述特性。为了发挥该等效果，需含有1.5质量％以上的Ni，优选为1.6质量％以上，且需满足f1～f6的组成关系式。另一方面，含有超过5质量％的Ni，则会导致成本上升，合金的颜色变浅而脱离黄铜色，应力松弛特性开始饱和，抗菌性也饱和，导电率也降低，因此Ni含量为5质量％以下，优选为4质量％以下，尤其在端子/连接器等用途中，从导电率的观点考虑，优选设为3质量％以下。
[0134] (Sn)
[0135] 为了提高本发明合金的强度，且通过与Ni的共同添加来提高耐变色性、耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性、以及强度与延展性/弯曲加工性的平衡而含有Sn。而且，将再结晶时的晶粒微细化。为了发挥该等效果，需至少为0.02质量％以上，尤其为了提高耐变色性、应力松弛特性，需含有0.2质量％以上的Sn，同时需满足f1～f5的组成关系式。为了使该等效果变得更加显著，Sn含量优选为0.25质量％以上，进一步优选为0.3质量％以上。另一方面，即使含有2质量％以上的Sn，耐应力腐蚀破裂性、应力松弛特性的效果不但不饱和，反而变差，且成本增高，导电率降低，热轧中的加工性、冷延展性/弯曲加工性变差。当Zn浓度为23质量％以上，尤其为26质量％以上的高浓度时，实施过程中容易残留β相和γ相。优选Sn含量为1.5质量％以下，进一步优选为1.2质量％以下，更进一步优选为1.0质量％以下。
[0136] (P)
[0137] P与Ni的含有相结合，尤其提高应力松弛特性，进一步降低应力腐蚀破裂敏感性，且具有提高耐变色性的效果，能够使晶粒变细。因此，第4、7实施方式的铜合金被设为含有P的铜合金。
[0138] 在此，为了发挥上述的作用效果，P含量需为0.003质量％以上。另一方面，即使P含量超过0.09质量％，上述效果也会饱和，以P和Ni为主体的析出物增多，析出物的粒径也变大，弯曲加工性下降。P含量优选为0.08质量％以下，进一步为0.06质量％以下。另外，后述的Ni与P之比(组成关系式f6)非常重要。
[0139] (选自P、Al、Sb、As及Pb中的至少一种或两种)
[0140] P、Al、Sb、As及Pb提高合金的耐变色性、耐应力腐蚀破裂性、冲切性。因此，第3、6实施方式的铜合金被设为含有该等元素的铜合金。
[0141] 为了发挥上述的作用效果，优选P：0.003质量％以上，Al：0.005质量％以上，Sb：0.01质量％以上，As：0.01质量％以上，Pb：0.0005质量％以上。另一方面，即使分别含有超过P：0.09质量％、Al：0.5质量％、Sb：0.09质量％、As：0.09质量％及Pb：0.03质量％的P、Al、Sb、As及Pb，所述效果也会饱和，弯曲加工性变差。
[0142] (选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的至少一种或两种)[0143] Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素之类的元素具有提高各种特性的作用效果。尤其，Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr与P或Ni一同形成化合物，抑制退火时的再结晶晶粒的生长，晶粒微细化的效果较大。因此，在第5、6实施方式的铜合金中，被设为含有该等元素。
[0144] 为了发挥上述的作用效果，Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si及稀土类元素中的任意一种元素均需分别含有0.0005质量％以上。另一方面，若任意一种元素均超过0.05质量％则效果不但不饱和反而阻碍弯曲加工性。优选，任意一种元素的含量均为0.03质量％以下。另外，若该等元素的合计含量超过0.2质量％则效果不但不饱和反而阻碍弯曲加工性。优选，该等元素的合计含量为0.15质量％以下，进一步优选为0.1质量％以下。
[0145] 并且，当含有P时，Fe、Co的晶粒微细化的效果尤其大，Fe或Co即使为极少量，也容易与P形成化合物，结果形成含有Fe或Co的Ni和P的化合物，将化合物的结晶粒径微细化。微细的化合物将退火时的再结晶晶粒的大小进一步微细化，且提高强度。但是，若其效果过大，则损害弯曲加工性、应力松弛特性。最优选，Fe或Co的含量为0.001质量％以上，而且为0.03质量％以下或0.02质量％以下。
[0146] (不可避免的杂质)
[0148] 在此，在本实施方式的铜合金中，可将规定成分元素以外的元素作为不可避免的杂质来进行处理，优选将不可避免的杂质的含量设为0.1质量％以下。并且，在本实施方式的铜合金中，针对规定元素中的Zn、Ni、Sn以外的元素，可作为杂质以小于上述规定中的下限值的范围而含有。
[0149] (组成关系式f1)
[0150] 组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕＝30为本发明合金的金属组织能否成为基本上仅有α相的边界值。并且，该组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕＝30还为设为如下金属组织的边界值：在制作电焊管/焊接管等时或者钎焊时、即使在母材局部熔融或者加热至高温的情况下，接合部或熔融部和热影响部及母材的金属组织以该等3个部位的平均计算，在构成相中α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。
[0151] 组成关系式f1的上限值也为用于同时得到良好的应力松弛特性、耐变色性、抗菌性、延展性、弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性的边界值。若主要元素Zn的含量为34质量％以下或33质量％以下，则必须同时满足本关系式。例如，若在Cu-Zn合金中含有0.2质量％或0.3质量％以上的低熔点金属Sn，则在铸造时的最终凝固部和结晶粒界产生Sn的偏析。其结果，形成Sn浓度较高的γ相、β相。以非平衡状态存在的γ相、β相即使经铸造、热加工、退火/热处理，若上式的值超过30，则难以使其消失。同样地，当制造电焊管和焊接管等时，通过钎焊的接合等，材料成为局部熔融或高温的状态，因此再次产生Sn等的偏析。
[0152] 在组成关系式f1中，在本发明组成范围内对Sn赋予系数“+5”。该系数“5”大于作为主要元素的Zn的系数“1”。另一方面，Ni在本申请的组成范围内具有减少Sn的偏析且阻碍γ相、β相的形成的性质，赋予系数“-2”。若组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕为30以下，则包括电焊管等产品的加工状态在内，γ相、β相不存在或者量变得极少，因此延展性、弯曲加工性变得良好，同时应力松弛特性、耐变色性变得良好。理所当然地，包括接合部在内的部位的弯曲加工性变得良好。进一步优选，组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕的值为29.5以下，更进一步优选为29以下。另一方面，若组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕的值小于12，则强度降低，耐变色性也变差，因此设为12以上，优选设为15以上，进一步优选设为20以上。组成关系式f1的值较大是指即将析出β相和γ相之前的状态的铜合金。
[0153] (组成关系式f2)
[0154] 组成关系式f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕＝28是为了得到良好的耐应力腐蚀破裂性和延展性、弯曲加工性的边界值。如上所述，作为Cu-Zn合金的致命性缺点，可以例举应力腐蚀破裂的敏感性较高。当为Cu-Zn合金时，应力腐蚀破裂的敏感性依赖于Zn的含量，若Zn含量超过25质量％或26质量％，则应力腐蚀破裂的敏感性变得尤其高。组成关系式f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕＝28相当于Cu-Zn合金的Zn含量为25质量％或26质量％。如上式，在本申请的共同添加Ni、Sn的组成范围内Ni的系数为“-2”，通过含有Ni，尤其能够降低应力腐蚀破裂敏感性。组成关系式f2＝〔Zn〕-0.3×〔Sn〕-2×〔Ni〕优选为27以下，进一步优选为26以下。当在苛刻的应力腐蚀破裂环境下需要较高的可靠性时为24以下。另一方面，若组成关系式f2小于10，则强度降低，因此为10以上，优选为12以上，进一步优选为15以上。
[0155] (组成关系式f3)
[0156] 关于组成关系式f3＝{f1×(32-f1)×〔Ni〕}1/2，当共同添加Ni、Sn且f1为30以下，并且组成关系式f3的值为10以上时，即使含有高浓度的Zn，也发挥优异的应力松弛特性。组成关系式f3优选为12以上，进一步优选为14以上，尤其在组成关系式f1的值成为20之前应力松弛特性显著提高。另一方面，即使组成关系式f3超过33，其效果也会饱和，并影响性价比、导电率。组成关系式f3优选为30以下，进一步优选为28以下或25以下。而且，若该等优选的范围、1.4≤f4＝0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6、1.6≤f5＝〔Ni〕/〔Sn〕≤12、P的含有和后述的25≤f6＝〔Ni〕/〔P〕≤750的条件备齐，则在苛刻的高温环境中使用的端子/连接器中发挥更加优异的应力松弛特性。
[0157] (组成关系式f4)
[0158] 为了在本申请的组成范围内使合金的耐变色性变得良好，且为了同时满足耐变色性和抗菌性这双方，并且为了提高应力松弛特性，组成关系式f4＝0.7×〔Ni〕+〔Sn〕需为1.2以上。组成关系式f4＝0.7×〔Ni〕+〔Sn〕优选为1.4以上，进一步优选为1.6以上，尤其为了提高耐变色性，更进一步优选为1.8以上。另一方面，若组成关系式f4超过4，则合金的成本变高，导电性也变差，虽然耐变色性得到提高，但抗菌性有可能下降，因此优选为4以下，进一步优选为3.6以下，更进一步优选为3以下。即，为了将耐变色性、耐应力松弛特性、导电性设为特别优异，组成关系式f4的范围为1.4≤f4＝0.7×〔Ni〕+〔Sn〕≤3.6。
[0159] (组成关系式f5)
[0160] 在含有共同添加有本申请组成范围的Ni、Sn的高浓度的Zn的Cu-Zn合金的应力松弛特性中，组成关系式f5＝〔Ni〕/〔Sn〕非常重要。若含有1.5质量％以上的Ni时，若2价的Ni原子相对于在基体中存在的1个4价的Sn原子至少为2个以上，即，以质量比计〔Ni〕/〔Sn〕的值为1以上，则应力松弛特性开始得到提高。尤其发现如下：若2价的Ni原子相对于Sn原子1个大致为3个以上，即以质量比计〔Ni〕/〔Sn〕的值为1.5以上，则应力松弛特性得到进一步提高，同时耐变色性也得到提高。应力松弛特性的效果在已进行精轧后的恢复处理的本申请发明合金中变得显著。另外，关于本申请中规定的Ni、Sn浓度的范围，若〔Ni〕/〔Sn〕小于1.4左右，则弯曲加工性受损，耐应力腐蚀破裂性也变差。因此，本发明中〔，Ni〕/〔Sn〕为1.4以上，优选为1.6以上，最优选为1.8以上。另一方面，关于组成关系式f5＝〔Ni〕/〔Sn〕的上限，90以下时显示出良好的应力松弛特性和耐变色性，优选为30以下，进一步优选为12以下，最优选为10以下。当1.6≤f5＝〔Ni〕/〔Sn〕≤12时，在汽车的引擎室等苛刻的高温环境中使用的端子/连接器中，尤其能够发挥优异的应力松弛特性。
[0161] (组成关系式f6)
[0162] 并且，应力松弛特性受到处于固溶状态的Ni、P、及Ni和P的化合物的影响。若组成关系式f6＝〔Ni〕/〔P〕小于25，则Ni和P的化合物相对于处于固溶状态的Ni的比例增多，因此应力松弛特性变差，弯曲加工性也变差。即，若组成关系式f6＝〔Ni〕/〔P〕为25以上，优选为30以上，则应力松弛特性及弯曲加工性变得良好。另一方面，若组成关系式f6＝〔Ni〕/〔P〕超过750，则由Ni和P形成的化合物的量、固溶的P的量减少，因此应力松弛特性变差。并且，P和Ni的化合物具有使晶粒变细的作用，该作用也变小，合金的强度降低。组成关系式f6＝〔Ni〕/〔P〕优选为500以下，进一步优选为300以下。
[0163] (金属组织)
[0164] 若存在β相、γ相，则损害延展性、弯曲加工性。尤其，使应力松弛特性及耐变色性、尤其苛刻的环境下的抗菌性、耐应力腐蚀破裂性变差，因此最优选α单相的金属组织，α相所占比例以面积率计至少为99.5％以上，进一步优选为99.8％以上。其中，能够容许至如下金属组织状态：以电焊管、焊接管的接合部等接合部、热影响部、母材该3个部位的平均计算，在金属组织的构成相中α相所占比例以面积率计为99.5％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相。另外，在本发明中，β相及γ相将利用倍率300倍(89×127mm的显微镜照片)的金属显微镜对金属组织进行观察时，对所述特性带来显著影响且可以明确看到作为β相、γ相的大小的作为对象。即，在本发明中，基本上为α单相是表示除去包含氧化物的非金属夹杂物、析出物和晶出物等金属间化合物，利用倍率300倍的金属显微镜对金属组织进行观察时，金属组织中α相所占比例为100％。同样地，利用倍率300倍的金属显微镜对金属组织进行观察时，以接合部、热影响部、母材该3个部位的平均计算，可以明确看到β相、γ相的β相、γ相所占比例在α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％之间具有0≤2×(γ)+(β)≤0.7的关系，并且在α相基体中以面积率计满足0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相的关系即可。若考虑铜合金所得到的效果，则进一步优选的金属组织的状态为，α相所占比例以面积率计为99.7％以上，或者，α相基体的γ相的面积率(γ)％与β相的面积率(β)％的关系为0≤2×(γ)+(β)≤0.4，并且满足在α相基体中以面积率计γ相为0～0.2％且β相为0～0.3％的关系即可，但并不限定于此。
[0165] (平均结晶粒径)
[0166] 在本实施方式的铜合金中，结晶粒径没有特别限定，根据各用途优选如下规定平均结晶粒径。
[0167] 本实施方式的铜合金中，结晶粒径虽然取决于工艺，但能够得到最小1μm左右的晶粒。但是，若平均结晶粒径小于2μm，则应力松弛特性变差，虽然强度提高，但延展性、弯曲加工性变差。因此，平均结晶粒径为2μm以上为良好，优选为3μm以上。另一方面，在端子、连接器等用途中，为了得到更高的强度，平均结晶粒径优选为10μm以下或8μm以下。在其他的用于扶手、门拉手等电焊管、焊接管等中，从板材成形为管材的成形性、弯曲加工性的观点考虑，平均结晶粒径为3μm以上为良好，优选为5μm以上，从强度的观点考虑，25μm以下为良好，优选为20μm以下。
[0168] (析出物)
[0169] 在本实施方式的铜合金中，对析出物没有特别规定，但在含有Ni和P的铜合金中，从以下原因考虑，优选对析出物的大小和个数进行规定。
[0170] 根据本发明，存在以Ni和P为主的圆形或椭圆形的析出物，由此能够抑制再结晶晶粒的生长，而得到微细的晶粒，且能够提高应力松弛特性。退火时所生成的再结晶将因加工而受到显著应变的结晶替换为几乎无应变的新的结晶。然而，再结晶并非将接受加工的晶粒瞬间替换为再结晶晶粒，而是需要较长的时间或更高的温度。即，从再结晶的生成开始至再结晶结束为止，需要时间和温度。在再结晶完全结束之前，最初生成的再结晶晶粒生长而变大，但能够通过该析出物来抑制其生长。
[0171] 在本实施方式中，若该析出物的平均粒径为3～180nm，则发挥所述效果。若析出物的平均结晶粒径小于3nm，则虽然有抑制晶粒生长的作用，但析出物的量增多，阻碍弯曲加工性。另一方面，若析出物的平均结晶粒径大于180nm，则析出物的数量减少，因此抑制晶粒生长作用受损，对应力松弛特性的效果减少。
[0172] (导电率)
[0173] 在本案的作为对象的部件中，对导电率的上限并不特别要求超过25％IACS或24％IACS，作为以往黄铜的缺点，即应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性及强度优异的部件在本申请中最有益。并且，还存在作为本申请的用途上的对象之一的由电焊管、焊接管制作的门拉手，或用途上实施钎焊、点焊的部件，若热传导性过佳，即若导电率为25％IACS以上，则难以局部加热等，有时还产生接合不良的情况或者强度因过热而下降的情况。另一方面，在端子/连接器等用途中，与导电率相比，本发明合金更重视应力松弛特性，因此设为至少比在端子、连接器的用途中使用的磷青铜的导电率高的导电率，设为13％IACS以上，优选设为14％IACS以上。
[0174] (强度)
[0175] 本实施方式中，尤其关于连接器、端子的用途，以延展性、弯曲加工性良好为前提，在从相对于轧制方向为0度的方向、90度的方向采取试验片的试样中，常温的强度均如下：以抗拉强度计至少为500N/mm2以上，优选为550N/mm2以上，进一步优选为575N/mm2以上，更进一步优选为600N/mm2以上，以屈服强度计至少为450N/mm2以上，优选为500N/mm2以上，进一步优选为525N/mm2以上，更进一步优选为550N/mm2以上。由此，能够实现薄壁化。并且，优选的的常温的强度，以抗拉强度计为800N/mm2以下，以屈服强度计为750N/mm2以下。
[0176] 尤其，在端子、连接器的用途使用时，优选表示破断强度的抗拉强度和表示初期的变形强度的屈服强度这两者均较高。即，屈服强度/抗拉强度之比较大为良好，优选，相对于板材的轧制方向为平行的方向的强度与相对于轧制方向为正交的方向(垂直方向)的强度之差较少。在此，当将与轧制方向平行地采取试验片时的抗拉强度设为TSP、将屈服强度设为YSP、将与轧制方向正交地采取试验片时的抗拉强度设为TSO、将屈服强度设为YSO时，以数式表示上述关系则成为如下。
[0177] (1)屈服强度/抗拉强度(相对于轧制方向为平行，相对于轧制方向为正交)为0.9以上1以下，即，
[0178] 0.9≤YSP/TSP≤1.0、
[0179] 0.9≤YSO/TSO≤1.0，
[0180] 优选为
[0181] 0.92≤YSP/TSP≤1.0、
[0182] 0.92≤YSO/TSO≤1.0，
[0183] (2)相对于轧制方向平行地采取试验片时的抗拉强度/相对于轧制方向正交地采取试验片时的抗拉强度为0.9以上1.1以下，即，
[0184] 0.9≤TSP/TSO≤1.1，优选为0.92≤TSP/TSO≤1.07，
[0185] (3)相对于轧制方向平行地采取试验片时的屈服强度/相对于轧制方向正交地采取试验片时的屈服强度为0.9以上1.1以下，即，
[0186] 0.9≤YSP/YSO≤1.1，优选为0.92≤YSP/YSO≤1.07。
[0187] 为了实现这些，最终的冷加工率、平均结晶粒径非常重要。若最终的冷加工率小于5％，则得不到较高的强度，屈服强度/抗拉强度之比变小。优选冷加工率为10％以上。另一方面，当加工率超过50％时，弯曲加工性、延展性变差。冷加工率优选为35％以下。另外，通过后述的恢复热处理，能够加大屈服强度/抗拉强度之比，并且减小相对于轧制方向平行的方向与垂直的方向的屈服强度之差。
[0188] 另外，虽为局部，但当通过高热实施接合等时，例如电焊管的强度，以抗拉强度计为425N/mm2以上，优选为475N/mm2以上，以屈服强度计为275N/mm2以上，优选为325N/mm2以上。若有上述强度，则当使用于扶手等时，能够实现薄壁化。
[0189] (应力松弛特性)
[0190] 铜合金在100℃左右或100℃以上的环境，例如烈日下的汽车室内、靠近引擎室的环境中，作为端子、连接器、继电器而使用。对端子、连接器要求的主要功能之一可以例举具有较高的接触压力。若为常温，则最大的接触压为进行材料的拉伸试验时的弹性极限的应力或屈服强度的80％。然而，若在100℃以上的环境中长时间使用，则材料永久变形，因此在相当于弹性极限的应力、屈服强度的80％的应力、接触压力下无法使用。应力松弛试验是为了检查将屈服强度的80％的应力施加于材料的状态下以120℃或150℃保持1000小时之后应力松弛程度的试验。即，在100℃左右或100℃以上的环境中使用时的有效的最大接触压以屈服强度×80％×(100％-应力松弛率(％))来表示，不仅期待常温的屈服强度较高，还期待前式的值也较高。本申请中，尤其主要着眼于以往黄铜合金所没有的优异的应力松弛特性，因此即使导电率稍微低，若在150℃、1000小时的试验中屈服强度×80％×(100％-应力松弛率(％))若为275N/mm2以上，则能够在高温状态下使用，若为300N/mm2以上，则适合在高温状态下使用，或者，若为325N/mm2以上则设为最佳。例如，当屈服强度为500N/mm2的黄铜的代表性合金70质量％Cu-30质量％Zn时，在150℃下屈服强度×80％×(100％-应力松弛率(％))的值为70N/mm2左右、同样地屈服强度为550N/mm2的92质量％Cu-8质量％Sn的磷青铜中所述值为190N/mm2左右，用目前的实用合金无论如何也满足不了。
[0191] 当如上设定作为材料的目标强度时，若以150℃下1000小时的苛刻条件进行的试验中，应力松弛率为20％以下，则可以说在铜合金中应力松弛特性优异，水平非常高。若应力松弛率超过20％且为25％以下则优异，若超过25％且为35％以下则良好，若超过35％且为50％以下则使用时存在问题，若超过50％则基本上可以说难以在苛刻的热环境中使用。另一方面，以120℃下1000小时的稍微温和的条件下进行的试验中，要求更高的性能，若应力松弛率为10％以下，则可以说是较高的水准。若应力松弛率超过10％且为15％以下则良好，若超过15％且为30％以下则使用时存在问题，若超过30％则没有太多的作为材料的优势。
[0192] 接着，对本发明的第1～7实施方式的铜合金的制造方法进行说明。
[0193] 首先，准备设为上述成分组成的铸块，并对该铸块进行热加工。代表性的是热轧，为了使各元素成为固溶状态，进而减轻Sn的偏析，并且，从热延展性的观点考虑，将热轧的开始温度设为760℃以上890℃以下。为了破坏铸块的粗大的铸造组织且为了减轻Sn等元素的偏析，优选将热轧的加工率至少设为50％以上。而且，当含有P时，为了使P、Ni进一步成为固溶状态，且为了防止该等析出物即Ni和P的化合物变得粗大，优选将最终轧制结束时的温度或650℃至350℃的温度区域以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
[0194] 而且，通过冷轧使厚度变薄，并过度到再结晶热处理即退火工序。冷轧率虽然取决于最终的产品厚度，但至少为40％以上，优选为55％以上，优选为97％以下。为了破坏热轧组织，期待为55％以上，通过常温下的强加工在材料应变变差之前结束。结晶粒径虽然取决于作为最终目标的结晶粒径，但在退火工序中优选将结晶粒径设为3μm～40μm。关于具体的温度、时间的条件，当为间歇式时，以450℃～650℃下保持1～10小时的条件进行。或者，多使用称为连续退火的短时间内在高温下进行的退火方法，但该退火时，在材料的最高到达温度为540℃～790℃，优选为560℃～790℃，以“最高到达温度减去50℃”的高温状态保持0.04分钟～1.0分钟，优选保持0.06分钟～1.0分钟。连续退火方法还在后述的恢复热处理中使用。另外，退火工序、及冷轧工序即成对的冷轧工序和退火工序根据最终的产品厚度、轧材的应变状态等能省略或者可以实施多次。
[0195] 接着，进行精轧前冷轧。冷轧率虽然取决于最终的产品厚度，但优选为40％～96％为。接下来的最终的再结晶热处理即最终的退火中，为了得到更细且均匀的晶粒，需要40％以上的加工率，从材料应变的关系考虑为96％以下，优选为90％以下。
[0196] 而且，最终的退火区别于所述退火工序，是为了成为目标晶粒的大小的热处理。当为端子/连接器等用途时，作为目标的平均结晶粒径为2～10μm，当重视强度时，优选将平均结晶粒径设为2～6μm。当重视应力松弛特性时，优选将平均结晶粒径设为3～10μm。作为优选的退火条件，虽然取决于精轧前的轧制率、材料的厚度、目标结晶粒度，但当为间歇式时，在350℃～570℃下保持1～10小时。在高温短时间退火中，最高到达温度为540℃～790℃，以最高到达温度减去50℃的温度保持0.04分钟～1.0分钟。当350℃至600℃或最高到达温度低于600℃时，将最高到达温度为止的温度区域以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，优选以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。当为扶手、医疗用、卫生用器具、建筑用等时，强度以及加工性和材料的应变均非常重要，作为目标的平均结晶粒径为3～25μm。作为优选的退火条件，虽然取决于精轧前的轧制率、材料的厚度、作为目标的结晶粒度，但当为间歇式时，在400℃～630℃下保持1～10分钟。在高温短时间退火中，最高到达温度为540℃～790℃，以最高到达温度减去50℃的温度保持0.04分钟～1.0分钟。优选，最高到达温度为
560℃～790℃，以最高到达温度减去50℃的温度保持0.06分钟～1.0分钟。当350℃至600℃或最高到达温度低于600℃时，将最高到达温度为止的温度区域以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，优选以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
560℃～790℃，以最高到达温度减去50℃的温度保持0.06分钟～1.0分钟。当350℃至600℃或最高到达温度低于600℃时，将最高到达温度为止的温度区域以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，优选以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
[0197] 另外，当将平均结晶粒径设为大于5μm时或者含有P来提高应力松弛特性时，与间歇式的退火相比，优选高温短时间退火。当含有本申请中规定的量的Ni、Sn且以间歇式进行退火时，若设为大于5μm的结晶粒径，则容易成为较大的再结晶晶粒和较小的再结晶晶粒混合存在的混粒状态。尤其，若含有P，则随着温度上升，Ni和P的化合物开始固溶，一部分中化合物消失，由此部分再结晶晶粒异常生长，容易与较细的再结晶晶粒成为混粒状态。另一方面，在高温短时间退火中，在短时间内成为高温状态，均匀地生成再结晶核，没有再结晶晶粒异常生长的时间，因此能够避免混粒状态。即使存在Ni和P的化合物，也由于快速成为高温，因此Ni、P大致均匀地固溶，即化合物大致均匀地消失，因此抑制晶粒生长的效果也均匀地受损，不会成为混粒状态，由结晶粒径大致一致的再结晶晶粒构成。并且，当含有P时，若为间歇退火，则缓慢冷却，因此Ni和P的化合物过量析出，与固溶的Ni、P的平衡变差，应且力松弛特性稍微变差。若为高温短时间退火，则以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却350～600℃的温度区域，因此Ni和P的化合物不会过量析出。
[0198] 具体而言，高温短时间退火具备：加热步骤，将铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度。当将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax(℃)，将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm(分钟)时，为540≤Tmax≤790、0.04≤tm≤1.0、500≤It1＝(Tmax-30×tm-1/2)≤700。
[0199] 尤其，当为端子/连接器等用途时，优选540≤Tmax≤790、0.04≤tm≤1.0、500≤It1＝(Tmax-30×tm-1/2)≤680。若最高到达温度超过790℃或者It1超过680、尤其超过700，则再结晶晶粒变大，大部分的Ni、P的析出物固溶，析出物变得过少。另一方面，数量较少的析出物粗大化，因此在热处理中析出β相和γ相。由此，应力松弛特性变差，强度降低，弯曲加工性变差，并且，有可能产生与轧制方向平行及垂直的方向的、抗拉强度、屈服强度、伸展率等机械性质的各向异性。优选，Tmax为780℃以下且It1为670以下。另一方面，若Tmax低于540℃或者It1小于500，则未再结晶，或者即使再结晶也为超微细，成为小于2μm，弯曲加工性、应力松弛特性变差。优选，Tmax为550℃以上且It1为520以上。但是，高温短时间的连续热处理方法的加热、冷却步骤在装置的构造上有所不同，条件稍有偏差，但若为所述的范围，则不成问题。
[0200] 在最终退火之后实施精轧。虽然精轧率因结晶粒度、作为目标的强度、弯曲加工性而不同，但本申请的作为目的的弯曲加工性和强度的平衡良好，因此在端子、连接器等用途中，期待精轧率为5～50％。若小于5％，则结晶粒度即使细微至2～3μm，也难以得到高强度、尤其是较高的屈服强度，因此优选为10％以上。另一方面，随着轧制率增高，强度通过加工固化而增高，但延展性、弯曲加工性变差。即使在晶粒的大小较大的情况下，若轧制率超过50％，则延展性、弯曲加工性也会变差。轧制率优选为40％以下，进一步优选为35％以下。
[0201] 在最终精轧之后，为了使应变的状态变得良好，有时利用拉弯矫直机进行矫正。另外，当用于端子、连接器等用途时，实施恢复热处理，该恢复热处理中，轧材的最高到达温度为150℃～580℃，以最高到达温度减去50℃的温度保持0.02分钟～100分钟，且不伴随再结晶。通过该低温的热处理，应力松弛特性、弹性极限、导电率、机械性质、延展性、弹簧极限值变得良好。另外，在精轧之后，成形为板材或产品之后实施施加相当于所述条件的热条件的熔融镀Sn或回流镀Sn工序时，可以省略恢复热处理。
[0202] 具体的恢复热处理工序通过高温-短时间的连续热处理进行，且具备：加热步骤，将铜合金材料加热至预定温度；保持步骤，在该加热步骤之后，将该铜合金材料以预定温度保持预定时间；及冷却步骤，在该保持步骤之后，将该铜合金材料冷却至预定温度。若将该铜合金材料的最高到达温度设为Tmax2(℃)，将在比该铜合金材料的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中被加热保持的时间设为tm2(分钟)，则为150≤Tmax2≤580、0.02≤tm2≤100、120≤It2＝(Tmax2-25×tm2-1/2)≤390。若Tmax2超过580℃或者It2超过390，则进行软化，根据情况在一部分中生成再结晶，强度降低。优选，Tmax2为550℃以下或者It2为380以下。若Tmax2低于150℃或者It2小于120，则应力松弛特性的提高程度较小。最优选，Tmax2为250℃以上或者It2为240以上。但是，高温短时间的连续热处理方法的加热、冷却步骤在装置的构造上有所不同，条件稍微偏离，但若为所述的范围，则不成问题。
[0203] 另外，省略热轧，并通过对铸块重复进行冷轧和退火及恢复热处理，能够得到本实施方式的铜合金。具体而言，通过连续铸造制作厚度为10mm～25mm的薄板的铸件，根据需要，在650℃～850℃下进行1～24小时的均质化退火，通过1次或多次的成对的冷轧和退火，破壊铸件的金属组织来设为再结晶组织。以后，进行与上述同样的精轧前轧制、最终的退火、最终精轧及所述恢复热处理，由此可以得到与通过热轧而制作的板材大致相同的特性的板材。另外，在本说明书中，将在低于所加工的铜合金材料的再结晶温度的温度下进行的加工定义为冷加工，将在高于再结晶温度的温度下进行的加工定义为热加工，将该等通过辊进行成形的加工分别定义为冷轧、热轧。并且，将再结晶定义为从一个结晶组织变为另一个结晶组织，或者从存在因加工而产生的应变的组织形成为新的无应变的结晶组织。
[0204] 尤其，在端子、连接器、继电器等用途中，在最终精轧之后，通过在轧材的温度以150℃～580℃下基本上保持0.02分钟～100分钟来提高应力松弛特性。在精轧之后，若预定成形为板材或产品后实施施加相当于所述条件的热条件的镀Sn工序，则还可以省略恢复热处理。在熔融镀Sn和回流镀Sn等镀Sn工序中，在150℃左右～300℃左右下短时间成形为轧材，根据情况成形为端子、连接器之后进行加热。即使在恢复热处理之后进行该镀Sn工序，对恢复热处理之后的特性也几乎没有影响。另一方面，镀Sn工序的加热工序成为恢复热处理工序的代替工序。
[0205] 该恢复热处理工序不伴随再结晶，通过低温或短时间的恢复热处理来提高材料的弹性极限、应力松弛特性、弹簧极限值、及伸展率，并且用于使因冷轧而下降的导电率恢复的热处理。
[0206] 另一方面，当为含有17质量％以上的Zn的普通的Cu-Zn合金时，若对以10％以上的加工率冷加工的轧材进行低温退火，则因低温退火固化而变硬，变脆。若以保持10分钟的条件进行恢复热处理，则在150～200℃下固化，以250℃左右为边界急剧软化，一部分中开始再结晶，在约300℃下再结晶，强度下降至原来的轧材的屈服强度的约50～65％的屈服强度。如此，在较狭窄的温度下机械性质发生变化。
[0207] 通过本实施方式的铜合金中所含的Ni、Sn等的效果，若在最终精轧之后例如在约200℃下保持10分钟，则通过低温退火固化而强度稍微增高，但若在300℃左右下保持10分钟，则大致恢复到原来的轧材的强度，延展性得到提高。在此，若低温退火的固化程度较大，则与Cu-Zn合金同样地，材料变脆。为了避免该情况，精轧率为50％以下为良好，优选为40％以下，进一步优选为35％以下。另外，为了得到较高的强度，轧制率至少为5％以上，优选为
10％以上。结晶粒度为2μm以上为良好，进一步优选为3μm以上。为了使较高的强度、强度与延展性的平衡变得良好，结晶粒度设为10μm以下，优选设为8μm以下。
10％以上。结晶粒度为2μm以上为良好，进一步优选为3μm以上。为了使较高的强度、强度与延展性的平衡变得良好，结晶粒度设为10μm以下，优选设为8μm以下。
[0208] 另外，若保持轧制的状态，则与轧制方向正交的方向的屈服强度较低，但通过本恢复热处理，不会损害延展性反而能够提高延展性，且能够提高与轧制方向正交的方向的屈服强度。通过该效果，与轧制方向正交的方向的抗拉强度与屈服强度之差为10％左右，但变得小于10％，与轧制方向平行的方向及垂直的方向的抗拉强度、或屈服强度之差为10％左右，但均变得小于10％，从而成为各向异性较小的材料。
[0209] 如以上，在本发明的第1～6实施方式的铜合金中，耐变色性优异，强度较高，弯曲加工性良好，应力松弛特性优异，耐应力腐蚀破裂性也良好。因该等特性，成为较低的金属成本、较低的合金密度等性价比优异的连接器、端子、继电器、开关、弹簧、插口等电子/电气设备组件、汽车组件、扶手、门拉手、电梯面板、给排水卫生设备/器具等装饰/建筑用金属零件/部件、医疗用器具等的适当的坯料。并且，由于耐变色性良好，因此在端子、连接器的用途、装饰/建筑用、卫生设备等的一部分中也可以省略镀层。另外，在扶手、门拉手、电梯的内壁材、给排水卫生设备/器具等装饰/建筑用金属零件/部件、医疗用器具等用途中，能够最大限度地发挥铜所具有的抗菌作用。
[0210] 另外，若平均结晶粒径为2～10μm，导电率为14％IACS以上25％IACS以下，存在圆形或椭圆形的析出物，该析出物的平均粒径为3～180nm，则强度、强度与弯曲加工性的平衡更加优异，应力松弛特性，尤其150℃的有效应力增高。因此，成为在苛刻的环境中使用的连接器、端子、继电器、开关、弹簧、插口等电子/电气设备组件、汽车组件的适当的坯料。
[0211] 以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离该发明的技术思想的范围内能够进行适当的变更。
[0212] [实施例]
[0213] 以下，示出为了确认本发明的效果而进行的确认实验的结果。另外，以下的实施例用于对说明本发明的效果进行说明，实施例中记载的构成、工艺、条件并不限定本发明的技术范围。
[0214] 使用上述本发明的第1～6实施方式的铜合金及比较用的组成的铜合金，改变制造工序来制作试样。将铜合金的组成示于表1～4。并且，将制造工序示于表5。另外，在表1～4中示出上述的实施方式所示的组成关系式f1、f2、f3、f4、f5、f6。
[0215] [表1]
[0216]
[0217] [表2]
[0218]
[0219] [表3]
[0220]
[0221] [表4]
[0222]
[0223] [表5]
[0224]
[0225] 制造工序A(A1-1～A1-4、A2-1～A2-10、A3-1)中，利用内容积5吨的低频熔解炉来熔解原料，并通过半连续铸造来制造截面的厚度190mm、宽度630mm的铸块。铸块分别切断为长度1.5m，其后，进行热轧工序(板厚13mm)-冷却工序-铣削工序(板厚12mm)-冷轧工序。
[0226] 热轧工序中的热轧开始温度设为820℃，热轧至板厚成为13mm之后，通过冷却工序进行喷淋水冷。冷却工序中的平均冷却速度设为最终的热轧后的轧材温度或从轧材的温度为650℃时至350℃的温度区域中的冷却速度，在轧板的后端进行测定。测定的平均冷却速度为3℃/秒。
[0227] 工序A1-1～A1-4中进行冷轧(板厚2.5mm)-退火工序(580℃，保持4小时)-冷轧(板厚0.9mm)-退火工序(500℃，保持4小时)-精轧前轧制工序(板厚0.36mm，冷加工率60％)-最终退火工序(最终的再结晶热处理工序)-精冷轧工序(板厚0.3mm，冷加工率17％)-恢复热处理工序。
[0228] 工序A1-1～3的最终退火通过(425℃，保持4小时)的间歇退火来进行。工序A1-1中，在实验室中以间歇式(在300℃下保持30分钟)的条件进行恢复热处理。工序A1-2中，通过实际操作线的连续的高温短时间退火方法进行恢复热处理，当以(Tmax(℃)-tm(min或分钟)表示轧材的最高到达温度Tmax(℃)、和在比轧材的最高到达温度低50℃的温度至最高到达温度的温度区域中的保持时间tm(分钟)时，以(450℃-0.05分钟)的条件进行。工序A1-3的恢复热处理中，在实验室中以(300℃-0.07分钟)的条件实施后述的热处理。工序A1-4中，以高温短时间退火方法的(690℃-0.14分钟)进行最终退火，以(450℃-0.05分钟)的条件进行恢复热处理。
[0229] 工序A2-1～A2-10中，将退火工序设为1次，并进行冷轧(板厚1mm)-退火工序-精轧前轧制工序(工序A2-1～A2-4、A2-10中，板厚0.36mm，冷加工率64％，工序A2-5～工序A2-9中，板厚0.4mm，冷加工率60％)-最终退火工序-精冷轧工序(工序A2-1～A2-4、A2-10中，板厚0.3mm，冷加工率17％，工序A2-5～工序A2-9中，板厚0.3mm，冷加工率25％)-恢复热处理工序。
[0230] 工序A2-1～A2-6、A2-9的退火工序以(510℃，保持4小时)的条件进行，工序A2-7、A2-8、A2-10通过高温短时间退火方法以(670℃-0.24分钟)的条件进行。
[0231] 工序A2-1的最终退火通过(425℃，保持4小时)的间歇退火进行，工序A2-2、3、4以连续的高温短时间退火方法的(670℃-0.09分钟)，工序A2-5、A2-6以(690℃-0.14分钟)，工序A2-7以(705℃-0.18分钟)，工序A2-8以(770℃-0.25分钟)，工序A2-10以(620℃-0.05分钟)，工序A2-9以间歇退火的(580℃-保持4小时)的条件进行。
[0232] 另外，在所实施的连续的高温短时间退火方法中，当600℃或最高到达温度为600℃以下时，最高到达温度至350℃的温度范围中的平均冷却速度因条件而有所不同，为3℃～18℃/秒。
[0233] 工序A2-1、2、5、7～10的恢复热处理以连续的高温短时间退火的(450℃-0.05分钟)，在实验室中工序A2-3以(300℃-0.07分钟)，在实验室中工序A2-6以(250℃-0.15分钟)的条件进行。关于工序A2-4，未进行恢复热处理。
[0234] 另外，关于所述高温短时间退火条件(300℃-0.07分钟)或(250℃-0.15分钟)，作为相当于代替恢复热处理工序的熔融镀Sn工序的条件，通过在将JISK 2242：2012、JIS 3种中规定的热处理油分别加热至300℃、250℃的2公升的油浴槽中，将精轧材分别完全浸渍0.07分钟、0.15分钟的方法实施。
[0235] 工序A3-1中，将铣削材进行冷轧至1mm，并且通过连续的高温短时间退火方法以(680℃-0.3分钟)的条件实施，以使平均结晶粒径成为10～18μm。将该线圈切开成宽度成为86mm，制造焊接管时，以进给速度60m/分钟供给坯料条材(宽度86mm×厚度1mm的退火材料)，通过多个辊来塑性加工成圆形。将成为圆筒状的材料通过高频感应加热线圈来进行加热，并通过将坯料条材的两端对接而进行接合。该接合部分的焊珠部分通过使用车刀(切削刃具)的切削加工来去除，由此得到直径为25.4mm、壁厚为1.08mm的焊接管。从壁厚的变化考虑，当成形为焊接管时，实际上实施数百分比的冷加工。
[0236] 并且，使用实验设备如下进行制造工序B。
[0237] 从制造工序A的铸块切割出厚度30mm、宽度120mm、长度190mm的实验室用的铸块。对该铸块进行热轧工序(板厚6mm)-冷却工序(空冷)-酸洗工序-轧制工序-退火工序-精轧前轧制工序(厚度0.36mm)-再结晶热处理工序-精冷轧工序(板厚0.3mm，加工率17％)-恢复热处理工序。
[0238] 热轧工序中，将铸块加热至830℃，并热轧至厚度成为6mm。冷却工序中的冷却速度(热轧后的轧材温度或轧材的温度为650℃时至350℃的冷却速度)为5℃/秒，在冷却工序之后对表面进行酸洗。
[0239] 工序B1-1～B1-3中，进行1次退火工序，在轧制工序中冷轧至0.9mm，以(510℃，保持4小时)的退火工序的条件进行，在精轧前轧制工序中冷轧至0.36mm。工序B1-1中以(425℃，保持4小时)，工序B1-2、B1-3中以(670℃-0.09分钟)的条件进行最终退火，且精轧至0.3mm。而且，工序B1-1中以(450℃-0.05分钟)，工序B1-2中以(300℃-0.07分钟)，工序B1-3以(300℃，保持30分钟)的条件进行恢复热处理。
[0240] 工序B2-1中省略退火工序。在精轧前轧制工序中将酸洗后的厚度6mm的板材冷轧至0.36mm(加工率94％)，以(425℃，保持4小时)的条件进行最终退火，而且精轧至0.3mm，另外，以(300℃，保持30分钟)的条件进行恢复热处理。
[0241] 工序B3-1、B3-2中不进行热轧，而反覆实施冷轧和退火。以720℃、4小时对厚度为30mm的铸块进行均质化退火并且冷轧至6mm，以(620℃，保持4小时)的条件进行退火工序并冷轧至0.9mm，以(510℃，保持4小时)的条件进行退火工序并冷轧至0.36mm。工序B3-1中以(425℃，保持4小时)，工序B3-2中以(670℃-0.09分钟)的条件进行最终退火，并精冷轧至
0.3mm，而且以(300℃，保持30分钟)的条件进行恢复热处理。
0.3mm，而且以(300℃，保持30分钟)的条件进行恢复热处理。
[0242] 在制造工序B中，通过在盐浴中浸渍轧材来代替相当于在制造工序A中实际操作连续退火线等而进行的短时间的热处理的工序。将最高到达温度作为盐浴的液体温度，将浸渍时间作为保持时间来浸渍之后进行空冷。另外，盐(溶液)使用BaCl、KCl、NaCl的混合物。
[0243] 另外，作为实验室测试，如下进行工序C(C1、C1A)。利用实验室的电气炉进行熔解、铸造以成为预定成分，得到厚度30mm、宽度120mm、长度190mm的试验用铸块。以后，通过与所述工序B1-1相同的工艺进行制作。将铸块加热至830℃，并热轧至厚度成为6mm。热轧之后，以冷却速度5℃/秒对轧材的温度为热轧之后的轧材温度或650℃时至350℃的温度范围进行冷却。冷却之后对表面进行酸洗，轧制工序中冷轧至0.9mm。冷轧之后，以510℃、4小时的条件进行退火工序，接下来的轧制工序中冷轧至0.36mm。最终退火条件在工序C1中以(425℃，保持4小时)，工序C1A中以(670℃-0.09分钟)的情况下进行，通过精冷轧来冷轧(冷加工率：17％)至0.3mm，并以(300℃，保持30分钟)的条件进行恢复热处理。
[0244] 另外，工序C2为比较材的工序，从材料的特性考虑，以最终的平均结晶粒径成为10μm以下且抗拉强度成为500N/mm2左右的方式改变厚度及热处理条件来进行。酸洗之后，冷轧至1mm，并以430℃、4小时的条件进行退火工序，轧制工序中冷轧至0.4mm。最终退火条件为380℃、保持4小时，通过精冷轧来冷轧(冷加工率：25％)至0.3mm，并以(230℃，保持30分钟)的条件进行恢复热处理。
[0245] 关于磷青铜，准备具有640N/mm2的抗拉强度且含有8质量％的市售Sn的厚度0.3mm的C5210。
[0246] 对通过上述方法而制作的铜合金的金属组织进行观察来测定平均结晶粒径、β相、γ相所占的比例。并且，通过TEM测定析出物的平均结晶粒径。另外，作为铜合金的特性评价，实施导电率、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、抗拉强度、屈服强度、伸展率、弯曲加工性、耐变色试验、抗菌试验并进行测定。
[0247] ＜组织观察＞
[0248] 关于晶粒的平均结晶粒径的测定，在300倍、600倍、及150倍等的金属显微镜照片中，根据晶粒的大小选定适当的倍率，依JIS H 0501中的伸铜品结晶粒度试验方法的求积法进行测定。另外，双晶不视为晶粒。另外，平均结晶粒径的计算方法依照求积法(JIS H 0501)。
[0249] 另外，1个晶粒可以通过轧制而拉伸，但晶粒的体积几乎不会通过轧制而发生变化。在与轧制方向平行地切断板材的截面中，能够由通过求积法测定的平均结晶粒径推断再结晶阶段中的平均结晶粒径。
[0250] 利用300倍(视场89×127mm的显微镜照片)的金属显微镜照片判断各材料的α相率。使用氨水与过氧化氢的混合液进行蚀刻，当利用金属显微镜进行观察时，α相看似为较浅的黄色，β相看似为比α相深的黄色，γ相看似为水色，氧化物及非金属夹杂物看似为灰色，粗大的金属化合物看似为比γ相更带有蓝色的水色或蓝色。因此，还包括非金属夹杂物等在内，α、β、γ各相的区别非常容易。如上所述，由于还包括非金属夹杂物等，因此α、β、γ各相的区别非常容易。对该观察的金属组织使用图像处理软件“WinROOF”，对β相及γ相进行2值化处理，将β相及γ相的面积相对于金属组织整体的面积的比例作为面积率。对于金属组织进行3个视场的测定，并计算各个面积率的平均值。对于电焊管，在接合部、从接合部与热影响部的边界进入热影响部1mm的热影响部、及母材的任意部位分别进行3个视场的测定，并将该等的平均值的合计除以3。
[0251] ＜析出物＞
[0252] 如下求出析出物的平均粒径。对基于150,000倍(检测极限为2nm)TEM的透射电子图像，使用图像分析软件“Win ROOF”使析出物的对比度近似于椭圆，对视场内的所有析出粒子求出长轴与短轴的相乘平均值，将该平均值作为平均粒径。对于平均粒径约小于5nm的析出物，以750,000倍(检测极限为0.5nm)进行，对于平均粒径约大于50nm的析出物，以50,000倍(检测极限为6nm)进行。当为透射型电子显微镜时，冷加工材中位错密度较高，因此难以准确地掌握析出物的信息。并且，析出物的大小不会因冷加工而发生变化，因此此次观察中对精冷轧工序前及再结晶热处理工序后的再结晶部分进行了观察。将测定位置设为从轧材的表面、背面这两个面起进入板厚的1/4的长度的2个部位，对2个部位的测定值进行平均。
[0253] ＜导电率＞
[0254] 导电率的测定中使用FOERSTER JAPAN Limited制的导电率测定装置(SIGMATEST D2.068)。另外，在本说明书中，以相同涵义使用单词“电传导”和“导电”。并且，由于热传导性与电传导性具有较强的相关性，因此导电率越高表示热传导性越良好。
[0255] ＜应力松弛特性＞
[0256] 如下进行应力松弛率的测定。被测材的应力松弛试验中使用悬臂梁螺纹式夹具。从相对于轧制方向为平行及垂直的2个方向进行采取，试验片的形状设为板厚0.3mm×宽度
10mm×长度60mm。对被测材的负载应力设为0.2％屈服强度的80％，在150℃及120℃的气氛中暴露1000小时。应力松弛率设为
10mm×长度60mm。对被测材的负载应力设为0.2％屈服强度的80％，在150℃及120℃的气氛中暴露1000小时。应力松弛率设为
[0257] 应力松弛率＝(开放后的变位/应力负载时的变位)×100(％)
[0258] 而求出，采用从相对于轧制方向为平行及垂直的2个方向采取的试验片的平均值。本发明的目标是即使为含有高浓度的Zn的Cu-Zn合金，其应力松弛性尤其优异。因此，若150℃下的应力松弛率为25％以下，则应力松弛特性优异，超过25％且为35％以下时应力松弛特性良好，超过35％且为50％以下时使用时存在问题，超过50％为难以使用的水平，尤其，超过70％在高温环境下使用时存在较大的问题，为“不可”。
[0259] 另一方面，在120℃下1000小时的稍微温和条件的试验中，要求更高的性能，若应力松弛率为10％以下，则作为较高的水准而设为“评价A”，若超过10％且为15％以下，则作为良好而设为“评价B”，若超过15％且为30％以下，则使用时存在问题，若超过30％，则即使基本上温和也会失去作为材料的较大的优势。在本申请中，以应力松弛尤其优异为目标，因此应力松弛率超过15％，则设为“评价C”。
[0260] 另一方面，有效的最大接触压以屈服强度×80％×(100％-应力松弛率(％))表示。本发明合金中，不仅要求常温的屈服强度较高或者应力松弛率较低，而且前式的值较高也非常重要。若在150℃的试验中，屈服强度×80％×(100％-应力松弛率(％))若为275N/mm2以上，则能够在高温状态下使用，若为300N/mm2以上，则适于在高温状态下使用，若为325N/mm2以上则最佳。另外，本申请中，在含有大量Zn的黄铜的端子/连接器等用途中，目标是耐于苛刻的高温环境，且耐变色性及应力松弛特性同时优异，因此在120℃及150℃、1000小时的应力松弛率、或有效应力中以较高的水准作为目标。本申请中，屈服强度、应力松弛率均采用从相对于轧制方向为平行及垂直的2个方向采取的试验片的平均值。关于屈服强度及应力松弛特性，从切条后的切条宽度的关系考虑，即，宽度小于60㎜时，有时无法从与轧制方向成90度(垂直)的方向进行采取。此时，对于试验片，仅在与轧制方向成0度(平行)的方向上对应力松弛特性及有效的最大接触压力(有效应力)进行评价。
[0261] 另外，在试验No.31、34、36(合金No.3)及试验No.50、54、54A(合金No.4)中确认到，由与轧制方向成90度(垂直)的方向及与轧制方向成0度(平行)的方向上的应力松弛试验的结果计算的有效应力、由仅在与轧制方向成0度(平行)的方向上的应力松弛试验的结果计算的有效应力、及仅在与轧制方向成90度(垂直)的方向上的应力松弛试验的结果计算的有效应力不存在较大的差异。
[0262] ＜应力腐蚀破裂1＞
[0263] 使用ASTMB858-01中规定的试验容器，在试验液即107g/500ml的氯化铵中加入氢氧化钠和纯水来将pH调整为10.1±0.1，并将室内的空调控制为23±1℃来测定应力腐蚀破裂性。
[0264] 首先，对轧材附加弯曲的塑性加工和残留应力并对应力腐蚀破裂性进行评价。利用后述的弯曲加工性的评价方法，将以板厚的2倍的R(半径0.6mm)进行W弯曲的试验片暴露在所述应力腐蚀破裂环境中。预定暴露时间后，取出试验片，利用硫酸清洗之后，利用10倍(视场200×200mm，基本上为20×20mm(实物))的实体显微镜检查有无破裂，并对耐应力腐蚀破裂性进行评价。另外，从相对于轧制方向为平行的方向采取试样来实施。将暴露48小时后无破裂的作为耐应力腐蚀破裂性优异而设为“评价A”，将暴露48小时后产生较小破裂但暴露24小时后无破裂的作为耐应力腐蚀破裂性良好(实际使用时不存在问题)而设为“评价B”，将暴露24小时后产生破裂的作为耐应力腐蚀破裂性较差(实际使用时存在问题)而设为“评价C”。
[0265] 关于电焊管，利用在后述的扁平试验中压扁至平板之间的距离成为管材壁厚的5倍的试样来进行。
[0266] ＜应力腐蚀破裂2＞
[0267] 并且，与上述评价不同地，利用另一种方法对应力腐蚀破裂性进行评价。
[0268] 本应力腐蚀破裂试验中，为了检查附加有应力的状态下的应力腐蚀破裂的敏感性，使用树脂制的悬臂梁螺纹式夹具，与所述应力松弛试验同样地，将处于施加有屈服强度的80％的弯曲应力即材料的弹性极限的应力状态的轧材暴露在上述应力腐蚀破裂气氛中，由应力松弛率对耐应力腐蚀破裂性进行评价。即，若产生微细的龟裂，则无法恢复原来的状态，若该龟裂的程度增大则应力松弛率增大，因此能够对耐应力腐蚀破裂性进行评价。将暴露24小时的应力松弛率为15％以下的作为耐应力腐蚀破裂性优异而设为“评价A”，将应力松弛率超过15％且为30％以下作为耐应力腐蚀破裂性良好而设为“评价B”，将超过30％的作为难以在苛刻的应力腐蚀破裂环境中使用而设为“评价C”。另外，从相对于轧制方向平行的方向采取试样来实施。
[0269] ＜板材的机械特性、弯曲加工性＞
[0270] 按照JIS Z 2201、JIS Z 2241中规定的方法测定板材的抗拉强度、屈服强度及伸展率，关于试验片的形状，利用5号试验片来实施。另外，从与轧制方向平行及垂直的2个方向采取试样。其中，工序B、工序C中所试验的材料的宽度为120mm，因此利用以5号试验片为基准的试验片来实施。
[0271] 以JIS H 3110中规定的W弯曲来对板材的弯曲加工性进行评价。如下进行弯曲试验(W弯曲)。弯曲半径设为材料厚度的1倍(弯曲半径＝0.3mm，1t)及0.5倍(弯曲半径＝0.15mm，0.5t)。在被称为坏的方向(Bad Way)的方向即相对于轧制方向成90度的方向上、及在被称为好的方向(Good Way)的方向即与轧制方向成0度的方向上，对样品进行W弯曲。关于弯曲加工性的判定，通过利用20倍(视场200×200mm，基本上为10×10mm(实物))的实体显微镜进行观察并根据有无龟裂来进行判定，将弯曲半径为材料厚度的0.5倍的条件下未产生龟裂的评价为“评价A”，将在弯曲半径为材料厚度的1倍的条件下未产生龟裂的设为“评价B”，将在材料厚度的1倍的条件下产生龟裂的设为“评价C”。
[0272] ＜电焊管的机械性质、加工性＞
[0273] 关于电焊管的机械性质，设为JIS Z 2241的金属材料拉伸试验片的11号试验片(标点间距离50mm：试验片保持从管材剪切的状态)，在夹紧部中放入带芯棒来实施拉伸试验。
[0274] 首先，通过JIS H 3320的铜及铜合金的焊接管中记载的扁平试验进行电焊管的接合部的评价。从电焊管的端部采取约100mm的试样，将试样夹在2片平板之间，压扁至平板之间的距离成为管材壁厚的3倍。将此时的电焊管的接合部置于与压缩方向正交的方向上，以接合部成为弯曲的前端的方式进行扁平弯曲，目视观察经弯曲加工的接合部的状态。接着，通过JIS H 3320中记载的方法进行扩张试验。扩张试验中，在将焊接管切断为50mm的试样的1端压入顶角为60°的圆锥形的工具，扩展至成为外径的1.25倍(即，通过扩张，端面部分的直径成为25.4mm的1.25倍的直径31.8mm)，通过目视来观察焊接部分的破裂。关于两种试验的评价，将看不到破裂、微细孔等缺陷的设为“评价A”，接合部存在破裂或孔等缺陷而无法使用的设为“评价C”。
[0275] ＜耐变色性试验1：高温高湿气氛试验＞
[0276] 对材料的耐变色性进行评价的耐变色性试验中，使用恒温恒湿槽(KusumotoChemicals,Ltd.HIFLEX FX2050)将各样品暴露在温度60℃、相对湿度95％的气氛中。另外，试验片使用实施最终的恢复热处理之前的试样即精轧之后的板材。试验时间设为72小时，试验之后取出试样，通过分光测色计对暴露前后的材料的表面颜色测定L*a*b*，对色差进行计算并进行评价。铜及铜合金尤其在含有较高浓度的Zn的Cu-Zn合金中，颜色变为红褐色或红色。由此，作为耐变色性的评价，将试验前后的a*差即a*的变化值为1以下的情况设为“评价A”，将大于1且2以下的情况设为“评价B”，将大于2的情况设为“评价C”。能够判断出数值越大，耐变色性越差，还与目视时的评价良好地吻合。
[0277] ＜耐变色性试验2：高温试验＞
[0278] 假定严酷的烈日下的室内，尤其汽车内或引擎室来对高温下的耐变色性进行评价。并且，试验片使用实施最终的恢复热处理之前的板材。在大气中，在电气炉内以120℃保持100小时，通过分光测色计对试验前后的表面颜色测定L*a*b*。与所述试验同样地，作为耐变色性的评价，将试验前后的a*差即a*的变化值为3以下的情况设为“评价A”，将大于3且5以下的情况设为“评价B”，将大于5的情况设为“评价C”。
[0279] ＜色调及色差＞
[0280] 关于所述耐变色性试验中所评价的铜合金的表面颜色(色调)，实施依照JISZ 8722-2009(颜色的测定方法-反射及透射物体色)的物体颜色的测定方法，并以JIS Z
8729-2004(颜色的显示方法-L*a*b*表色系及L*u*v*表色系)中规定的L*a*b*表色系进行显示。具体而言，使用Konica Minolta,Inc.制的分光测色计“CM-700d”，以SCI(含正反射光)方式，试验前后的L*a*b*测定进行3点测定。
8729-2004(颜色的显示方法-L*a*b*表色系及L*u*v*表色系)中规定的L*a*b*表色系进行显示。具体而言，使用Konica Minolta,Inc.制的分光测色计“CM-700d”，以SCI(含正反射光)方式，试验前后的L*a*b*测定进行3点测定。
[0281] ＜抗菌性＞
[0282] 关于抗菌性(杀菌性)，通过参考JIS Z 2801的(抗菌加工产品-抗菌性试验方法/抗菌效果)的试验方法、薄膜粘附法来实施，并改变试验面积(薄膜面积)及接触时间来进行评价。用于试验的细菌设为大肠杆菌(菌株的保存号码：NBRC3972)，使用1/500NB稀释在35±1℃下预培养(预培养的方法为JIS Z 2801中记载的5.6.a的方法)的大肠杆菌，将菌数调6
整为1.0×10 个/mL的液体作为试验菌液。试验方法如下：将各精轧之后的板材、所述60℃、湿度95％的高温高湿试验之后的试样、及120℃×100小时的高温试验之后的试样、变色试验之后的试样分别切成20mm×20mm。将该等置于已灭菌的培养器皿，滴下所述的试验菌液(大肠杆菌：1.0×106个/mL)0.045mL，覆盖φ15mm的薄膜，盖上培养器皿的盖。对该培养器皿在35℃±1℃、相对湿度95％的气氛中培养10分钟(接种时间：10分钟)。通过SCDLP培养基
10mL洗出培养的试验菌液，得到洗出菌液。使用磷酸缓冲生理食盐水每10倍稀释洗出菌液，在该菌液中加入标准琼脂培养基，在35±1℃下培养48小时，当集落数(菌落数)为30以上时测量该集落数，并求出活菌数(cfu/mL)。以接种时的菌数(杀菌性试验开始时的菌数：cfu/mL)为基准。
整为1.0×10 个/mL的液体作为试验菌液。试验方法如下：将各精轧之后的板材、所述60℃、湿度95％的高温高湿试验之后的试样、及120℃×100小时的高温试验之后的试样、变色试验之后的试样分别切成20mm×20mm。将该等置于已灭菌的培养器皿，滴下所述的试验菌液(大肠杆菌：1.0×106个/mL)0.045mL，覆盖φ15mm的薄膜，盖上培养器皿的盖。对该培养器皿在35℃±1℃、相对湿度95％的气氛中培养10分钟(接种时间：10分钟)。通过SCDLP培养基
10mL洗出培养的试验菌液，得到洗出菌液。使用磷酸缓冲生理食盐水每10倍稀释洗出菌液，在该菌液中加入标准琼脂培养基，在35±1℃下培养48小时，当集落数(菌落数)为30以上时测量该集落数，并求出活菌数(cfu/mL)。以接种时的菌数(杀菌性试验开始时的菌数：cfu/mL)为基准。
[0283] 首先，与各精轧之后的样品的活菌数进行比较，如下进行评价：将小于10％的情况设为“评价A”，将小于10～33％的情况设为“评价B”，将33％以上的情况设为“评价C”。得到A(相对于接种时的活菌数，评价样品的活菌数小于1/10)评价的样品判断为抗菌性(杀菌性)优异，得到B(相对于接种时的活菌数，评价样品的活菌数小于1/3)评价的样品判断为抗菌性(杀菌性)良好。将培养时间(接种时间)设为较短的10分钟是因为对抗菌性(杀菌性)的即效性进行了评价。
[0284] 接下来的抗菌性(杀菌性)的评价中，以2个变色试验之后的试样实施的活菌率CH相对于变色试验之前的活菌率C0为CH≤1.10×C0的情况设为“评价A”，将1.10×C0＜CH≤1.25×C0的情况设为“评价B”，将CH＞1.25×C0的情况设为“评价C”。即，若铜合金发生变色，则担心抗菌性下降，通过所述高温高湿下和高温下的苛刻的试验，在本发明合金中还可以看到稍微的变色，可以预测表面的极表层生成有氧化物等。在该等稍有变色的试样中，与试验之前的具有清洁的表面的试样相比，若评价为A、至少为B，则相当于抗菌性能没有受损。
[0285] 并且，与上述评价另行通过以下的方法对抗菌性进行评价。关于试验片(容器)，使用电焊管用的厚度1㎜的坯料，通过旋压加工将利用穿孔机冲切为φ125mm的板材加工成底面φ80mm、高度50mm的杯状，在丙酮中进行超声波清洗并经5分钟左右进行脱脂清洗。准备合计3个试样，其中，1个为保持成形的状态，后2个为对所述杯状的试验片进行60℃、湿度95％的高温高湿试验之后的试样、及进行120℃×100小时的高温试验之后的试样。另外，关于比较材的合金No.201，也使用以1mm的阶段采样并且在430℃下经4小时的热处理的材料。
[0286] 抗菌性试验中，利用5mL的普通肉汤培养基在27℃下将大肠杆菌(NBRC3972)彻夜振荡培养之后，离心分离1mL而得到菌体。使菌体悬浮于1mL的灭菌生理水(0.85％)，利用包含以最终浓度计为1/500浓度的普通肉汤培养基的灭菌水稀释为1200倍。将该大肠杆菌的活菌数为约8×106cfu/mL的悬浊液200mL放入所述3种类的试验容器中，在开有空调的室温(约25℃)下放置。4小时之后，将该悬浊液0.05mL回收至4.95mL的SCDLP培养基“DAIGO”，每10倍进行4阶段稀释，测定该等悬浊液1mL中的活菌数。比较试验之前和4小时之后的活菌数，将小于3％的情况设为“评价A”，将小于3～10％的情况设为“评价B”，将10％以上的情况设为“评价C”。得到A(相对于接种时的活菌数，评价样品的活菌数小于1/33)评价的样品判断为抗菌性(杀菌性)优异，得到B(相对于接种时的活菌数，评价样品的活菌数小于1/10)评价的样品判断为抗菌性(杀菌性)良好。通过所述活菌率CH对基于变色的抗菌性(杀菌性)持续评价进行评价。
[0287] 即，最初精轧材的试样中评价为A，且，若即使在苛刻的试验之后的试样中也评价为A、至少为B，则可以说在实际使用的器具和金属零件中具有充分的抗菌性能、杀菌性能。能够成为以公共设施、医院、福利设施、交通工具等依照公用的用途为代表，在高楼大厦等使用人较多的扶手、门拉手、门把手、门档、医疗用器具、医疗用容器类、床头板、床尾板、交通工具等中使用的排水罐等给排水卫生设备/器具的适当的材料。
[0288] 将板材的评价结果示于表6～25。将电焊管的评价结果示于表26。将抗菌性的评价结果示于表27、28。
[0289] [表6]
[0290]
[0291] [表7]
[0292]
[0293] [表8]
[0294]
[0295] [表9]
[0296]
[0297] [表10]
[0298]
[0299] [表11]
[0300]
[0301] [表12]
[0302]
[0303] [表13]
[0304]
[0305] [表14]
[0306]
[0307] [表15]
[0308]
[0309] [表16]
[0310]
[0311] [表17]
[0312]
[0313] [表18]
[0314]
[0315] [表19]
[0316]
[0317] [表20]
[0318]
[0319] [表21]
[0320]
[0321] [表22]
[0322]
[0323] [表23]
[0324]
[0325] [表24]
[0326]
[0327] [表25]
[0328]
[0329] [表26]
[0330]
[0331] [表27]
[0332]
[0333] [表28]
[0334]
[0335] 关于组成及组成关系式和特性，由以上的评价结果确认到如下。
[0336] 通过均满足含有17～34质量％的Zn、0.02～2.0质量％的Sn及1.5～5质量％的Ni，剩余部分为Cu及不可避免的杂质，均满足12≤f1≤30、10≤f2≤28、10≤f3≤33、1.2≤f4≤4及1.4≤f5≤90的关系，且具有在金属组织的构成相中α相所占比例以面积率计为99.5％以上的金属组织等的条件，从而成为耐变色性优异、强度较高、弯曲加工性良好、高温高湿及高温下的耐变色性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性也良好的包含高浓度的Zn的Cu-Zn合金(参考试验No.5、20、109、113等)。
[0337] 若除上述以外还含有Sb、As、P、Al，则耐变色性、耐应力腐蚀破裂性进一步得到提高(参考试验No.50、72、75、122、128～131等)。
[0338] 通过含有18～33质量％的Zn、0.2～1.5质量％的Sn及1.5～4质量％的Ni，剩余部分为Cu及不可避免的杂质，满足15≤f1≤30、12≤f2≤28、10≤f3≤30、1.4≤f4≤3.6、1.6≤f5≤12，且具有α单相的金属组织，从而耐变色性优异，强度较高，弯曲加工性良好，耐变色性优异，应力松弛特性优异。因此，成为在高温下使用的环境下的有效应力较高、负载有接近材料的弹性极限的应力的状态及存在较高残留应力的状态下的耐应力腐蚀破裂性也良好的包含高浓度的Zn的Cu-Zn合金(参考试验No.5、20、107等)。
[0339] 除上述以外，通过还含有0.003～0.08质量％的P且满足25≤〔Ni〕/〔P〕≤750，应力松弛特性进一步得到提高，耐应力腐蚀破裂性、耐变色性也得到提高(参考试验No.35、50、72等)。
[0340] 若Zn量超过34质量％，则弯曲加工性变差，应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性变差。若Zn量少于17质量％，则强度降低，耐变色性也变差(参考试验No.303、303A、304、317等)。
[0341] 若Ni量少于1.5质量％，则应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性变差。若Ni量多于1.5质量％，则应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性变得良好。(参考试验No.301、301A、302、320、102、110等)
[0342] 若Sn量少于0.02质量％，则强度较低，应力松弛特性变差。若Sn量为0.2质量％以上，则强度增高，耐变色性、应力松弛特性也变得良好。若Sn量超过2质量％，则热加工性、弯曲加工性变差，应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性变差。若Sn量为1.5质量％以下，则热加工性、弯曲加工性变得良好，应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性变得良好。另外，试验No.305中，由于在热轧时未产生边缘破裂，因此去除破裂部分并实施其后的工序(参考试验No.110、101、104、130、305、309、321、322等)。
[0343] 若在组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕中超过30，则会出现α相以外的β相、γ相，弯曲加工性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性、抗菌性(杀菌性)变差。并且，可知组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕成为弯曲加工性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性是否良好的边界值(参考试验No.50、56、80、101～105、307、307A、308、314～316等)。
[0344] 在板材中，若α相所占比例小于99.5％或者小于99.8％，则弯曲加工性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性、抗菌性变差，但若α相所占比例为100％，则该等特性变得良好，抗拉强度、屈服强度、伸展率之间的平衡变得良好。并且，若α相所占比例为100％，则在从相对于轧制方向平行及垂直地采取的试样中，采取方向的抗拉强度的比例与屈服强度的比例、及相同采取方向的抗拉强度与屈服强度的比例接近1(参考试验No.50、56、80、101～105、307、307A、308、311、314～316等)。
[0345] 在电焊管中，若在原来的板材的金属组织的构成相中α相所占比例小于99.8％，则在电焊管的金属组织中所占比例小于99.5％，在电焊管的扁平试验、扩管试验中产生破裂。并且，耐应力腐蚀破裂也变差。若α相所占比例为100％，则该等加工性、耐应力腐蚀破裂性变得良好，抗拉强度、屈服强度、伸展率分别显示出较高的数值(参考试验No.10、25、40、55、
66、73、76、206、213等)。
66、73、76、206、213等)。
[0346] 在电焊管中，即使在原来的板材的金属组织的构成相中α相所占比例为100％，在电焊管的金属组织中所占比例有时也不会成为100％。在电焊管的金属组织中所占比例为99.5％以上或者0≤2×(γ)+(β)≤0.7并且为在α相基体中分散有以面积率计为0～0.3％的γ相及0～0.5％的β相的金属组织时，在电焊管的扁平试验、扩管试验中未产生破裂。在电焊管中，组成关系式f1＝〔Zn〕+5×〔Sn〕-2×〔Ni〕也非常重要，组成关系式f1＝30成为1个阈值(参考试验No.73、79、206、213等)。
[0347] 若组成关系式f2＝〔Zn〕-0.5×〔Sn〕-3×〔Ni〕超过28，则耐应力腐蚀破裂性变差。组成关系式f2＝28为在苛刻的环境中是否能够耐于应力腐蚀破裂的边界值，随着数字降低，耐应力腐蚀破裂性得到提高(参考试验No.56、80、101、102、104、105、310、313等)。在比较例所示的Cu-Zn合金(试验No.401～404)中，应力腐蚀破裂依赖于Zn量，Zn量：25质量％左右时成为在苛刻的环境中能否耐于应力腐蚀破裂的边界含量，其结果与组成关系式f2的值
28大致一致。
28大致一致。
[0348] 若组成关系式f3的值小于10则应力松弛特性变差。组成关系式f3＝10为应力松弛特性是否良好的边界值，组成关系式f3在10至20之间，随着值增大，应力松弛特性变得更加2
良好，高温下的有效应力超过300N/mm(参考试验No.56、80、101～104、106、106A、108、307、
307A、315等)。
良好，高温下的有效应力超过300N/mm(参考试验No.56、80、101～104、106、106A、108、307、
307A、315等)。
[0349] 通过Ni、Sn的含有效果，耐变色性得到提高，但若组成关系式f4＝0.7×〔Ni〕+〔Sn〕的值小于1.2，则耐变色性、应力松弛特性变差。若组成关系式f4为1.2以上，进而成为1.4以上，则耐变色性、应力松弛特性变得更加良好(参考试验No.56、110、302、309、310等)。
[0350] 若组成关系式f5＝〔Ni〕/〔Sn〕的值小于1.4，则应力松弛特性变差，弯曲加工性也变差。若组成关系式f5为1.6以上，则应力松弛特性变得良好，若成为1.8以上则变得更加良好。认为组成关系式f5＝1.6成为表示应力松弛特性是否良好的1个阈值(参考试验No.312、103、67等)。并且，若f5＝〔Ni〕/〔Sn〕的值大于90，则应力松弛特性、耐变色性较差，强度也降低。若f5＝〔Ni〕/〔Sn〕的值为12以下，则应力松弛特性、耐变色性变得良好，强度也增高(参考试验No.110、133、321、322等)。
[0351] 当含有P时，若组成关系式f6＝〔Ni〕/〔P〕满足25≤f6≤750、或30≤f6≤500，则应力松弛特性变得更加良好，不会损害弯曲加工性，提高耐应力腐蚀破裂性(参考试验No.56、112、108、109、128、123、134、135、306等)。
[0352] 并且，形成以Ni和P为中心的析出物、换言之形成化合物，析出物的平均结晶粒径为10～70nm，晶粒变得稍微细(参考试验No.46～60、118等)。
[0353] 若分别含有0.0005质量％以上0.05质量％以下且合计含有0.0005质量％以上0.2质量％以下的选自Fe、Co、Mg、Mn、Ti、Zr、Cr、Si、Pb及稀土类元素中的至少一种或两种以上，则晶粒变细，强度稍微得到提高(参考试验No.118～127、132等)。尤其，Fe、Co的含量即使为0.001质量％，也会使析出物变细，使平均结晶粒径变小，抗拉强度、屈服强度得到提高。
[0354] 若含有超过0.05质量％的Fe或Co，则析出物的结晶粒径小于3nm，平均结晶粒径小于2μm，虽然强度增高，但弯曲加工性变差，应力松弛特性也稍微变差(参考试验No.318、319)。
[0355] 如表27、表28所示，关于发明合金的抗菌性，若各添加元素在本申请组成范围内且满足各关系式，则发挥优异的抗菌性能。另外，即使在60℃、湿度95％的高温高湿试验之后的试验片、120℃的高温试验之后的试验片中也持续发挥优异的抗菌性能。不仅在门把手等接触手的场所中，在用作容器等时也具有优异的抗菌性(杀菌性)。
[0356] 并且，关于制造工序和特性，由以上的评价结果确认到如下。
[0357] 在实际生产设备中，即使包含最终退火且退火次数为2、3次(工序A1-2和A2-2等)，并且退火方法为连续退火法、间歇法(工序A2-1和A2-2等)，恢复热处理为在实验室中实施的间歇法、连续退火法(工序A1-1和A1-2等)，也可以得到在本申请中作为目标的强度、弯曲加工性、耐变色性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性。
[0358] 从实际生产设备得到的诸多特性与在设为小片的工序B的实验室中试制的诸多特性为相同(工序A2-1和B1-1等)。
[0359] 在小片的实验室试验中，即使为最终退火、或恢复热处理为连续退火法、间歇法(工序B1-1和工序B1-3)，也可以得到在本申请中作为目标的强度、弯曲加工性、耐变色性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性。
[0360] 利用工序B的小片样品，通过1次退火、不进行退火而仅通过精退火，或者不进行热轧工序而反覆进行退火和冷轧来试制的发明合金得到大致相同的诸多特性(工序B1-1、B2-1及B3-1)。
[0361] 并且，若进行恢复热处理，则应力松弛特性得到提高，屈服强度/抗拉强度增大，接近1.0(工序A2-2和工序A2-4等)。
[0362] 工序C1、C1A中，在实验室中熔解铸造，使用实验室的设备进行试制，通过间歇法及连续热处理法实施最终的热处理。在两个工序中试制的发明合金中，关于应力松弛特性，连续退火法稍微良好，但其他特性大致相同。
[0363] 与包含实际机械中的恢复热处理的其他恢复热处理条件相比，假定熔融镀Sn等的热处理(300℃-0.07分钟)、(250℃-0.15分钟)的条件下的强度较高，虽然伸展率值较低，应力松弛特性、150℃下的有效的应力值变差，但能够实现作为目标的特性。这暗示着通过实施熔融镀Sn等，能够代替恢复热处理工序，或者可以省略恢复热处理工序。
[0364] 热处理的条件式It1的值较高的工序A2-5、A2-6中，最终的加工率为25％，虽然强度稍微增高，但弯曲加工性、耐应力腐蚀破裂性得到维持，为良好。
[0365] 关于应力松弛特性，与间歇式退火方法相比，通过连续的高温短时间退火方法实施最终的退火时稍微良好。尤其，当含有P时，通过高温短时间退火方法实施时应力松弛特性良好。并且，指数It1稍微高时应力松弛特性良好(工序A1-4、A2-2、A2-5、A2-7)。认为处于固溶状态的Ni、P、及Ni和P的析出物的平衡产生影响。
[0366] It1的值接近上限的工序A2-7中，虽然轧制率较高，但与工序A2-2相比，强度相同或变低，应力松弛特性饱和，弯曲加工性稍微变差。It1的值超过上限值的工序A2-8中，虽然平均结晶粒径变大，轧制率较高但强度较低，产生材料强度的方向性，弯曲加工性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性也变差。工序A2-9中，当在间歇退火中过度升高温度时，晶粒变大，同时成为显著的混粒。因此，弯曲加工性变差，材料强度的方向性即YSP/TSP、YSP/YSO低于0.9，应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性也变差。工序A2-10中，It1低于预定的值，因此成为包含未再结晶部分的金属组织，虽然强度较高，但弯曲加工性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性变差。
[0367] 在间歇式的(300℃，保持30分钟)的条件和连续的高温短时间的(450℃-0.05分钟)的条件下，恢复热处理几乎没有差异(工序A2-1、工序A2-2、工序A1-1和工序A1-2等)。
[0368] 如上所述，在高Zn浓度的铜合金中，通过适当、最佳地含有Ni、Sn等元素，能够完成耐变色性优异、强度较高、弯曲加工性良好、高温高湿及高温下的耐变色性、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性良好、且具备较高的抗菌性能的板材、电焊管。由，能够实现性价比优异，符合时代要求的薄壁化、紧凑化，能够得到耐于包含高温、高湿的苛刻的环境的最终产品，并且高性能、高功能、多功能的最终产品。尤其，以解决变色和应力腐蚀问题为目的实施镀层时可以省略镀层，且能够持续发挥铜合金所具有的较高的导电性和抗菌/杀菌性能。具体而言，强度较高，应力松弛特性优异，还耐于苛刻的使用环境，因此适于在电子/电气设备组件、汽车组件中使用的连接器、端子、继电器、开关、弹簧、插口等。并且，强度较高，还耐于苛刻的使用环境，具有较高的抗菌性能且维持较高的抗菌性能，因此成为扶手、门拉手、内装壁材等建筑用金属零件/部件、医疗用器具/容器、给排水卫生设备/器具/容器、装饰用等的适当的坯料。
[0369] 另外，若导电率为14％IACS以上25％IACS以下且金属组织由α相构成，则强度、强度和弯曲加工性的平衡更加优异，应力松弛特性、尤其150℃的有效应力增高，因此成为在苛刻的环境中使用的电子/电气设备组件、在汽车组件中使用的连接器、端子、继电器、开关、弹簧、插口等的更加适当的坯料。
[0370] 产业上的可利用性
[0371] 根据本发明的铜合金，性价比优异，密度较小，具有高于磷青铜和镍银的导电性，且具有较高的强度，并且能够提高强度与伸展率/弯曲加工性的平衡、应力松弛特性、耐应力腐蚀破裂性、耐变色性、抗菌性。
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