本發(fā)明涉及一種銅合金。尤其涉及顯示高強度、高導電性及優(yōu)異的彎曲加工性且顯示優(yōu)異的耐應力松弛特性的銅合金。
背景技術：
近年來，隨著電子設備的小型化及輕量化的要求，電氣電子部件的電氣系統(tǒng)的復雜化、高集成化不斷進展，對各種電氣電子部件用材料要求薄壁化、能夠耐受復雜的形狀的加工的特性。例如，在構成電氣電子部件的連接器、引線框、繼電器、開關等通電部件中所使用的電氣電子部件用材料會因小型、薄壁化而使受到同一載荷的材料的截面積變小，相對于通電量的材料的截面積也變小。因此，要求能夠耐受在電氣電子設備的組裝時或工作時所賦予的應力的高強度、以抑制由通電所致的焦耳熱的產生為目的的高導電性、以及在電氣電子部件制造時即使進行彎曲加工也不產生斷裂等的優(yōu)異的彎曲加工性。
作為上述提高了高強度、高導電性、彎曲加工性的銅合金，例如在專利文獻1～3中提出了Cu-Cr-Ti-Si合金或其制造方法。
在專利文獻1中提出了規(guī)定了鉻量、鈦量、硅量的銅、鉻、鈦、硅的合金，并且，作為該合金的制造條件，提出：在鑄造后，合金在850℃～950℃的溫度下以1小時～24小時時間進行均質化，并且在600℃～830℃的溫度下熱軋1次以上，以10℃/分鐘～2000℃/分鐘的冷卻速度冷卻至室溫，之后進行冷軋、退火、回火。
在專利文獻2中提出了一種銅合金，其規(guī)定了Cr量、Ti量、Si量、上述Cr與上述Ti的質量比、上述Cr與上述Si的質量比，并且對于析出物而言，在上述銅合金中所含的Cr、Ti及Si的總量中的70％以上析出，在上述銅合金的寬度方向橫截面的距上述銅合金表面厚度方向25μm×橫截面方向40μm的區(qū)域中利用掃描型電子顯微鏡觀察到的當量圓直徑300nm以上的析出物為50個以下，且在上述銅合金的表面利用透射型電子顯微鏡觀察到的當量圓直徑不足300nm的析出物的平均當量圓直徑為15nm以下。另外，在專利文獻3中也提出了一種銅合金，其規(guī)定了Cr量、Ti量、Si量、上述Cr與上述Ti的質量比、上述Cr與上述Si的質量比，并且對于析出物而言，在上述銅合金的表面利用透射型電子顯微鏡觀察到的500nm×500nm區(qū)域中的當量圓直徑5nm以下的析出物為200個以上。
作為與上述Cu-Cr-Ti-Si合金不同的組成的銅合金，例如專利文獻4中提出了Cu-Cr-Zr-Si合金。該Cu合金含有Zr和Cr，余量由Cu及不可避免的雜質構成，拉伸強度為600N/mm2以上，導電率為75％IACS以上，對長度方向與軋制方向及板厚方向垂直的方向的彎曲試驗片依據JIS H3110進行90°W彎曲試驗后未產生破裂的最小彎曲半徑R與銅合金板材的厚度t之比R/t不足1.0。該Cu合金也使上述高強度、高導電性、彎曲加工性提高。
另外，在專利文獻5中提出能夠提高強度和延展性兩者的析出硬化型銅合金箔。該銅合金箔為Cu-Cr-Zr系的銅合金，與軋制方向垂直的剖面的組織滿足：(1)600nm×400nm的區(qū)域內的母相的晶粒直徑為50μm以下；(2)在上述區(qū)域內存在的含有Cr或Zr的任意100個析出物中，上述晶粒直徑最大的直徑的算術平均值為15nm以下；(3)在上述區(qū)域內的任意10個位置的900nm2的區(qū)域內，15nm以下的析出物的個數為5個以上。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第2515127號公報
專利文獻2：日本特開2013-173986號公報
專利文獻3：日本特開2014-114485號公報
專利文獻4：日本特開2012-162776號公報
專利文獻5：日本特開2012-92368號公報
專利文獻6：日本特開2012-214882號公報
技術實現要素：
發(fā)明要解決的問題
但是，當將銅合金在車載環(huán)境中制成彈簧來使用的情況下，存在曝露于比室溫高的溫度而使應力松弛現象進行、產生彈簧保持力降低等問題。但是，在上述專利文獻1～3中，雖然考慮到銅合金的強度、導電性、彎曲加工性，但是并未研究耐應力松弛特性的提高。另外，在上述專利文獻4、5中也并未研究耐應力松弛特性的提高。
作為在上述高強度等的基礎上還考慮用于車載用電裝部件等而力圖提高耐應力松弛特性的銅合金，在專利文獻6中提出規(guī)定Cr量、Ti量、Si量、Ni量、Fe量及Al量且不具有再結晶組織的銅合金。但是，在近年來，要求顯示更高的耐應力松弛特性。
本發(fā)明著眼于如上所述的情況，其目的在于實現顯示高強度、高導電性及優(yōu)異的彎曲加工性，且顯示比以往更優(yōu)異的耐應力松弛特性的銅合金。
用于解決問題的手段
能夠解決上述問題的本發(fā)明的銅合金具有以下幾點要旨：以質量％計含有Cr：0.15～0.4％、Si：0.01～0.1％、以及選自Ti和Zr中的至少1種元素：共計0.005～0.15％，余量由銅及不可避免的雜質構成，并且，利用X射線小角散射法測定的析出物的粒度分布的平均粒子直徑為2.0nm以上且7.0nm以下，且上述粒度分布的標準化方差為30～40％的范圍。
上述銅合金還可以含有下述(a)～(c)中的1種以上作為其他元素。(a)以質量％計，選自Fe、Ni及Co中的至少1種元素：共計超過0％且0.3％以下(b)以質量％計，Zn：超過0％且0.3％以下(c)以質量％計，選自Sn、Mg及Al中的至少1種元素：共計超過0％且0.3％以下
發(fā)明效果
根據本發(fā)明，可以提供通過與以往相比使析出物更微細化、且控制析出物的粒度分布而顯示高強度、高導電性及優(yōu)異的彎曲加工性并且顯示優(yōu)異的耐應力松弛特性的銅合金。
具體實施方式
本發(fā)明人等為了解決上述問題而反復進行深入研究。即，在上述的專利文獻2～6的技術中雖然對粗大的化合物的量、析出物的平均尺寸進行控制，但是，為了使強度、導電性、彎曲加工性以及耐應力松弛特性比以往有所提高，認為需要對銅合金中的、以Cr與Si的化合物、Ti與Si的化合物、Zr與Si的化合物、Ti、Zr與Si的化合物等形式析出的析出物的形態(tài)進行進一步的研究，并且從各個方面對該析出物的形態(tài)進行了研究。其結果發(fā)現：若基于利用X射線小角散射法測定時的上述析出物的粒度分布而使該粒度分布的平均粒子直徑微細且處于一定范圍內、并且該粒度分布的標準化方差處于一定范圍內，則能夠達成上述特性。從而完成本發(fā)明。
首先，對該析出物的形態(tài)進行說明。
如上述所示，本發(fā)明的析出物形態(tài)的規(guī)定基于使用采用了X射線的小角散射測定方法測定的析出物的粒度分布。例如，對于上述專利文獻3等中實施的利用透射型電子顯微鏡的觀察而言，雖然能夠測定平均尺寸，但是由于過于微細和位錯的對比度，而無法測定尺寸分布。另一方面，在本發(fā)明中如后述所示，使用即使析出物微細，也能夠準確測定粒度分布的X射線小角散射法。以下，對X射線小角散射法進行說明。
采用了X射線的小角散射法本身很早就被已知作為調查納米級的構造信息的代表方法。若對物質照射X射線，則入射X射線反映物質內部的電子密度分布的信息，在入射X射線的周圍產生散射X射線。例如，若在物質中存在粒子或電子密度不均勻的區(qū)域，則無論結晶或非晶質等，X射線發(fā)生干涉而產生因密度起伏所致的散射。若該物質為銅合金等金屬，則在銅合金組織中存在納米級的微小粒子時，觀測到來自粒子的散射。
例如在日本特開2014-62284號公報中，上述X射線小角散射法用于測定對Al-Zn-Mg系鋁合金中的強度造成影響的析出物的平均尺寸、標準化方差。
但是，觀測到的散射是源于析出物的散射與源于位錯的散射的加合。如上述日本特開2014-62284號公報那樣添加Zn或Mg多達數％且源于析出物的散射充分大于源于位錯的散射時，能夠進行忽略來自位錯的散射的解析。但是，像本發(fā)明的銅合金那樣，即使是含量最高的必須成分Cr，在其含量少至0.4％以下、即析出物量少且源于析出物的散射小時，無法忽略源于位錯的散射。
為此，對于析出物的評價，實施了活用異常分散的小角散射測定。例如在“放射光”vol.19，No.6，419-427等中已知異常小角散射作為通過利用吸收端附近的能量使X射線的能量改變而僅得到源于析出物的散射的方法。
要對銅合金組織測定微細析出物的粒度分布的平均粒子直徑、表示該粒度分布的廣度的標準化方差，首先，求得銅合金板的、利用X射線小角散射法測定的X射線的散射強度曲線。X射線的散射強度曲線例如以縱軸為X射線的散射強度即散射X射線的散射強度、橫軸為依存于測定角度2θ和波長λ的單位為nm-1的波向量q來求得。該X射線的散射強度采用的是在比Cr吸收端能量更高的5985eV下測定的散射強度與在比Cr吸收端能量更低的5720eV下測定的散射強度之差。
本發(fā)明中成為對象的微細析出物的粒度分布的平均粒子直徑、表示該粒度分布的廣度的標準化方差可以由上述X射線的散射強度曲線求得。即，按照測定得到的X射線的散射強度接近由粒子直徑和尺寸分布的函數所示的理論式計算的X射線散射強度的方式，利用非線性最小2乘法進行擬合，由此可以求得粒子直徑和標準化方差值。
作為對此種X射線的散射強度曲線進行解析而求得微小析出物的粒度分布的解析方法、解析軟件，例如可以使用Schmidt等的公知的解析方法、例如I.S.Fedorova and P.Schmidt：J.Appl.Cryst.1 1、405、1978中記載的方法。
本發(fā)明的銅合金利用上述X射線小角散射法測定的析出物的粒度分布的平均粒子直徑為2.0nm以上且7.0nm以下的范圍內。該析出物的粒度分布的平均粒子直徑尤其對強度和導電性帶來影響。為了確保高強度，使上述平均粒子直徑為7.0nm以下。上述平均粒子直徑優(yōu)選為6.5nm以下、更優(yōu)選為6.0nm以下。另一方面，若上述平均粒子直徑過小，則無法充分地生成析出物，導電率容易變低。因此，上述平均粒子直徑為2.0nm以上。上述平均粒子直徑優(yōu)選為3.0nm以上、更優(yōu)選為3.5nm以上。
進而，本發(fā)明的銅合金的上述粒度分布的標準化方差滿足30～40％。如下述式(1)所示，該標準化方差為將粒度分布的廣度用平均粒子直徑進行了標準化的參數。若使用該標準化方差，則不會影響各樣品的各平均粒子直徑，可以比較粒子分布的廣度。在下述式(1)中，σ為標準化方差、n為粒子數、xi為粒徑、<x>為粒徑的相加平均。
【數學公式1】
本發(fā)明人等發(fā)現：通過將上述的析出物的粒度分布的平均粒子直徑和表示該析出物的粒度分布大小的標準化方差的值控制在一定的范圍，從而使強度、導電性、耐應力松弛特性及彎曲加工性的平衡優(yōu)異。析出物連續(xù)地生成、生長，因此，若充分地產生析出，則標準化方差的值變大。換言之，在標準化方差的值過小的情況下，存在不會充分產生析出，強度、導電性、耐應力松弛特性容易變低的傾向。另一方面，在標準化方差的值過大的情況下，在最終的時效以外的工序中生成析出物，推測存在各種尺寸的化合物。因此，在標準化方差的值過大的情況下，存在強度、彎曲加工性容易劣化的傾向。
如后述的實施例所示，為了確保一定水平以上的強度、導電性、耐應力松弛特性及彎曲加工性，需要使該標準化方差的值為30～40％。上述標準化方差的值優(yōu)選為32～38％、更優(yōu)選為32～36％。
接著，對本發(fā)明的銅合金的成分組成進行如下說明。需要說明的是，成分組成中的％是指質量％。
(Cr：0.15～0.4％)
Cr是通過以單質的金屬Cr或與Si、Ti、Zr的化合物的形式析出而提高銅合金的強度的元素。若Cr量低于0.15％，則析出物量過少，難以確保強度。另外，若Cr量不足，則以Cr與Si、Ti、Zr的化合物的形式析出的析出量減少，其結果使固溶Ti、固溶Zr、固溶Si增加，導電率降低。因此，Cr量為0.15％以上。Cr量優(yōu)選為0.20％以上、更優(yōu)選為0.25％以上。另一方面，若Cr量超過0.4％，則固溶Cr過量，對彎曲加工性造成不良影響。另外，導電率也變小。因此，Cr量為0.4％以下。Cr量優(yōu)選為0.35％以下。
(Si：0.01～0.1％)
Si是使與Cr、Ti、Zr的化合物析出而有助于提高銅合金的強度的元素。若Si量低于0.01％，則析出物量過少，難以確保所需的強度。因此，Si量為0.01％以上。Si量優(yōu)選為0.015％以上。另一方面，若Si量超過0.1％，則Si與Cr、Ti、Zr容易形成粗大的晶出物。其結果使強度容易降低、并且對彎曲加工性也帶來不良影響。另外，若Si量過量，則固溶Si也變多，導電率也變小。因此，Si量為0.1％以下。Si量優(yōu)選為0.08％以下、更優(yōu)選為0.07％以下。
(選自Ti及Zr中的至少1種元素：共計0.005～0.15％)
Ti及Zr是通過以與Cr、Si的化合物的形式析出而提高銅合金的強度及耐應力松弛特性的元素。另外，Ti及Zr是還具有使Cr、Si的固溶限降低、并促進它們的析出的效果的元素。為了充分發(fā)揮它們的效果，本發(fā)明中將Ti及Zr的總含量設為0.005％以上。Ti及Zr的總含量優(yōu)選為0.02％以上、更優(yōu)選為0.030％以上。另一方面，若Ti及Zr的總含量超過0.15％，則固溶Ti及固溶Zr的量變得過多，導電率容易降低。另外，彎曲加工性也容易劣化。因此，Ti及Zr的總含量為0.15％以下。Ti及Zr的總含量優(yōu)選為0.09％以下、更優(yōu)選為0.080％以下。Ti及Zr可以為1種，也可以并用。需要說明的是，上述總含量在單獨含有Ti或Zr時為單獨的含量，在含有2種時為總量。
本發(fā)明滿足上述成分組成，余量為銅及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如可列舉Mn、Ca、V、Nb、Mo、W等元素。若該不可避免的雜質的含量變多，則強度、導電性、彎曲加工性等會降低，因此以總量計優(yōu)選為0.1％以下、更優(yōu)選為0.05％以下。
本發(fā)明的銅合金可以為還含有以下元素的銅合金。
(選自Fe、Ni及Co中的至少1種元素：共計超過0％且0.3％以下)
Fe、Ni、Co具有使與Si的化合物析出而提高銅合金的強度及導電性的作用。對于此種效果而言，在Fe、Ni、Co的任意組合、即Fe-Ni、Fe-Co、Ni-Co中均發(fā)揮同樣的效果，在包含全部的Fe、Ni、Co時也發(fā)揮同樣的效果。即，這些元素可以單獨使用，也可以使用2種以上。為了有效地發(fā)揮上述效果，上述元素的總含量優(yōu)選為0.01％以上、更優(yōu)選為0.015％以上。另一方面，若上述元素的總含量超過0.3％，則固溶量變得過多，導電率降低。另外，若上述元素的總含量過量，則這些元素與Cr、Ti、Zr容易形成粗大的化合物，標準化方差的值變大，對強度、彎曲加工性也產生不良影響。因此，上述元素的總含量優(yōu)選為0.3％以下、更優(yōu)選為0.2％以下。需要說明的是，上述元素的總含量在單獨含有Fe、Ni、Co時為單獨的含量，在含有多種時為總量。
(Zn：超過0％且0.3％以下)
Zn是對改善用于電子部件的接合的Sn鍍料、焊料的耐熱剝離性且抑制熱剝離有效的元素。為了有效地發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.01％以上的Zn。另一方面，若Zn量過量，則導電率變得過低，因此Zn量優(yōu)選為0.3％以下。Zn量更優(yōu)選為0.1％以下。
(選自Sn、Mg及Al中的至少1種元素：共計超過0％且0.3％以下)
Sn、Al、Mg是通過固溶來提高強度的元素。這些元素可以單獨使用，也可以使用2種以上。為了有效地發(fā)揮上述效果，優(yōu)選使上述元素的總含量為0.01％以上。另一方面，若上述元素的總含量過量，則導電率變得過低，或者彎曲加工性降低，因此上述元素的總含量優(yōu)選為0.3％以下、更優(yōu)選為0.1％以下。需要說明的是，上述元素的總含量在單獨含有Sn、Mg、Al時為單獨的含量，在含有多種時為總量。
接著，對本發(fā)明的銅合金的優(yōu)選制造條件進行說明。
首先，將調整了成分組成的銅合金熔解、鑄造，并對所得的鑄錠進行加熱(包括均熱處理)后進行熱軋，接著進行冷軋，之后進行時效處理，由此制造作為最終板的本發(fā)明的銅合金。
銅合金的熔解、鑄造、之后的加熱處理可以利用通常的方法來進行。例如將調整成規(guī)定化學成分組成的銅合金在電爐中熔解后，利用連續(xù)鑄造等來鑄造銅合金鑄錠。之后，加熱處理是將鑄錠加熱到大致800～1000℃左右，并根據需要保持一定時間、例如10～120分鐘。
在本發(fā)明中，熱軋的壓下率并無特別限定，只要根據目標板厚及與后工序的冷軋的壓下率的關系來確定即可。需要說明的是，熱軋可以分1次或多次進行。
在本發(fā)明中，為了以得到顯示上述粒度分布的組織為目的而使后工序的時效處理中生成微細的析出物，重要的是提高熱軋后的銅合金中的固溶Cr量、固溶Ti量、固溶Zr量。為了提高固溶Cr量、固溶Ti量、固溶Zr量，具體而言，優(yōu)選：(A)使熱軋的結束溫度為800℃以上，或者(B)在熱軋后實施800℃以上的固溶處理。在上述(A)的情況下，熱軋的結束溫度更優(yōu)選為830℃以上。在上述(B)的情況下，固溶處理溫度更優(yōu)選為830℃以上、進一步優(yōu)選為850℃以上，上限為大致1000℃。固溶處理時間可以為例如10秒鐘～30分鐘左右。
期望在上述(A)的熱軋后和上述(B)的固溶處理后均急冷至室溫。這是由于：若熱軋后的冷卻速度小，則在冷卻過程中生成粗大的析出物，即使進行時效處理，也無法充分地生成微細的析出物，無法得到所需的組織。在本發(fā)明中，急冷是指以超過空冷的平均冷卻速度進行的冷卻，優(yōu)選為20℃/秒以上。上述平均冷卻速度的上限并無特別限定，若考慮實際操作等，則優(yōu)選大致500℃/秒以下。急冷手段并無特別限定，例如可以采用水冷等各種公知的冷卻手段。
冷軋的條件無特別限制，可以采用通常的條件。例如，可以在冷軋率80～99％下進行。軋制次數也并無特別限定。
冷軋后進行時效處理。在本發(fā)明中，為了以得到顯示上述的粒度分布的組織為目的而將析出物的粒度分布的標準化方差控制在規(guī)定的范圍，重要的是使時效處理的保持時間長時間化。若保持時間過短，則析出物尺寸、標準化方差變得過小，使各種特性劣化。具體而言，將進行時效處理的到達溫度設為300～550℃，并且將在該300～550℃下的保持時間設為5小時以上。該保持時間優(yōu)選為6小時以上。另外，若考慮生產率等，上述保持時間的上限為24小時左右。在上述300～550℃下的保持除了在單一溫度下保持以外，若為該溫度范圍內，也可以存在溫度的變動、即溫度的上升或下降。例如，像連續(xù)退火那樣使溫度發(fā)生連續(xù)或階段性地變化。
直至進行上述時效處理的到達溫度的平均升溫速度并無限定。另外，上述時效處理后的平均冷卻速度也無限定。可列舉：上述時效處理后通過例如水冷或放冷冷卻至室溫。
實施例
以下，列舉實施例對本發(fā)明進行更具體地說明，本發(fā)明當然不會受下述實施例的限制，也當然可以在能夠符合上述及后述的主旨的范圍加以變更后實施，這些均包含在本發(fā)明的技術范圍內。
在炭粒爐中，在大氣中在木炭被覆下將銅合金熔解，鑄造成鑄鐵制書型模具(book mold)，得到具有下述表1記載的化學組成的厚45mm的鑄錠。
對該鑄錠的表面進行平面切削后對其加熱，到達1000℃后，進行保存30分鐘～2小時的均熱處理，之后，熱軋至厚度達到20mm，以下述表2所示的熱軋結束溫度：700～850℃結束熱軋，以平均冷卻速度：20℃/秒進行水冷。在本實施例中，為了使上述熱軋結束溫度發(fā)生變化，在上述均熱處理后進行5～2分鐘的空冷處理，變更熱軋的開始溫度。在熱軋后，對部分的試樣實施900℃×5分鐘的固溶處理，進行水冷、即急冷至室溫。
對熱軋板的表面進行平面切削，除去氧化皮膜，從而使厚度為18mm后，進行冷軋，得到厚度為0.5mm的銅合金板。之后，進行使用了平均升溫速度為約50℃/秒的鹽浴的2階段的時效處理、或者使用了平均升溫速度為約100℃/小時的間歇退火爐的連續(xù)時效處理即僅1階段的時效處理。在下述表2中一并示出300～550℃的保持時間。下述表2的No.2、6、7、10及11的上述“300～550℃的保持時間”包括從300℃升溫至450℃需要的時間：1.5小時。
將這樣得到的銅合金板用作試驗片，如下述所示，進行利用X射線小角散射法的測定、拉伸強度和0.2％屈服強度的測定、導電性的評價、彎曲加工性的評價及耐應力松弛特性的評價。
(利用X射線小角散射法的測定)
X射線小角散射測定在各例中均共同地使用“Spring-8”的“BL08B2”、并且使用5720keV及5985keV的能量的X射線進行測定，測定了X射線的散射強度曲線。試驗裝置是：對試驗片表面垂直地入射X射線，使用檢測器對相對于入射X射線以5度以下的微小角度(小角)從上述試驗片向后方散射的X射線進行測定的裝置。作為測定試樣，使用的是通過機械研磨將銅合金板薄片化成約30μm后的試樣。
使用安裝有上述Schmidt等公知解析方法的、作為解析軟件的理學株式會社制造的粒徑·孔隙解析軟件“NANO-Solver、Ver.3.5”，以使測定的X射線散射強度與利用解析軟件計算出的X射線散射強度的值接近的方式，利用非線性最小2乘法對該X射線的散射強度曲線進行擬合，由此求出析出物的粒度分布的平均粒子直徑及標準化方差。需要說明的是，假設粒子呈完全的球狀，使用理論式計算散射強度，擬合成實驗值，求得上述平均粒子直徑。
(拉伸強度和0.2％屈服強度的測定)
與銅合金板的軋制方向平行地切割，制作JIS 5號尺寸的試驗片，利用5882型INSTRON公司制萬能試驗機，在室溫、試驗速度為10.0mm/min、GL為50mm的條件下，測定拉伸強度及0.2％屈服強度。在本發(fā)明中，將0.2％屈服強度為500MPa以上的情況評價為高強度。
(導電性的評價)
關于導電性，通過磨削機將銅合金板加工成寬10mm×長300mm的條狀的試驗片，利用雙橋式電阻測定裝置測定該試驗片的電阻，利用平均截面積法計算以單位％IACS計的導電率。在本發(fā)明中，將導電率為80％IACS以上的情況評價為高導電性。
(彎曲加工性的評價)
彎曲試驗按照日本伸銅協(xié)會技術標準來進行。使用從銅合金板切割成寬10mm×長30mm的試驗片進行W彎曲試驗。關于W彎曲試驗，邊進行W彎曲加工，邊利用10倍的光學顯微鏡觀察有無彎曲部的破裂。而且，求出不產生破裂的最小彎曲半徑R與銅合金板的板厚t：0.5mm之比即R/t。該R/t小的情況表示彎曲加工性優(yōu)異。在本發(fā)明中，將R/t為1.0以下的情況評價為彎曲加工性良好，在表3中記作“OK”。另一方面，將R/t超過1.0的情況評價為彎曲加工性不良，在表3中標記為“NG”。
(耐應力松弛特性的評價)
利用懸臂方式測定應力松弛率，從而評價了耐應力松弛特性。詳細情況如下所示。首先，作為測定用的板材，以使長度方向成為銅合金板的軋制方向的平行方向(L.D.)及垂直方向(T.D.)的方式，切割寬10mm×長60mm的條狀試驗片。將其一端固定于剛體試驗臺，在距離固定端一定距離(以下，有時稱作橫跨(span)長度。)的位置對試驗片賦予10mm的撓曲，并且按照試驗片的各長度方向對固定端負載相當于0.2％屈服強度的80％的表面應力。橫跨長度利用日本伸銅協(xié)會技術標準JCBA-T309：2004中規(guī)定的“基于銅及銅合金薄板條的彎曲的應力松弛試驗方法”來計算。在將一端部固定在剛體試驗臺、且對距固定端隔離橫跨長度的位置賦予撓曲的狀態(tài)下，將各試驗片在烘箱中以180℃保持24小時，之后將其取出，測定除去撓曲量d：10mm時的永久應變δ，利用下述式(2)測定應力松弛率RS。下述式(2)中，RS表示應力松弛率(％)、δ表示永久應變(-)、d表示撓曲量。在本實驗中，撓曲量d為10mm。在本發(fā)明中，將應力松弛率RS為15.0％以下的情況評價為合格。
RS＝(δ/d)×100...(2)
將它們的結果示于表3中。
【表1】
※余量為銅及不可避免的雜質
【表2】
【表3】
由表1～表3可知如下內容。No.1、5、8～14滿足本發(fā)明中規(guī)定的成分組成、且在所推薦的條件下制造而使析出物的形態(tài)滿足規(guī)定，因此顯示高強度、高導電性及優(yōu)異的彎曲加工性，并且顯示比以往更優(yōu)異的耐應力松弛特性。
與此相對，No.2～4、6、7、15～18不滿足本發(fā)明中規(guī)定的至少任一項，因此強度、導電性、彎曲加工性、耐應力松弛特性中的至少任一項變差。詳細情況如下述所示。
No.2為不是在所推薦的條件下制造的例子，熱軋的結束溫度低，并且也未實施固溶處理。另外，時效處理中的300～550℃下的保持時間也短。因此，析出物的粒度分布的標準化方差的值變大。其結果是導電性及彎曲加工性劣化。另外，與化學組成相同的No.1相比，強度相對降低，耐應力松弛特性相對變差。
No.3為不是在所推薦的條件下制造的例子，時效處理中的300～550℃下的保持時間短。而且，認為：時效處理的溫度低至本發(fā)明中推薦的最下限300℃，因此未充分地生成析出物，析出物的粒度分布的平均粒子直徑和標準化方差的值均低于本發(fā)明中規(guī)定的范圍。其結果是強度、導電性、彎曲加工性、耐應力松弛特性均劣化。
No.4為不是在所推薦的條件下制造的例子，時效處理中的300～550℃下的保持時間短。因此，析出物粗大化，析出物的粒度分布的平均粒子直徑變大。其結果是強度降低。
No.6為不是在所推薦的條件下制造的例子，熱軋的結束溫度低，并且也未實施固溶處理。因此，析出物的粒度分布的平均粒子直徑及標準化方差的值變大。其結果是強度及耐應力松弛特性劣化。
No.7為不是在所推薦的條件下制造的例子，時效處理中的300～550℃下的保持時間短。因此，析出物的粒度分布的標準化方差的值變小。其結果是強度、導電性及耐應力松弛特性劣化。
No.15中，由于Cr量過量，因此彎曲加工性降低。另外，導電率也變小。
No.16中，由于Ti量過量，因此導電率顯著變低，并且彎曲加工性劣化。
No.17中，由于Ti與Zr的總含量不足，因此強度低，且耐應力松弛特性也劣化。
No.18中，由于Si量過量，因此強度降低，導電率低，且彎曲加工性也降低。
No.19和20是任意添加的元素的量偏離本發(fā)明中所推薦的范圍的例子。其中，No.19中，由于Fe量過量，因此強度降低，導電率低，彎曲加工性也降低。No.20中，由于Sn量過量，因此導電率低，彎曲加工性也降低。