对于被压制成形成一般的电子部件等而使用的铜合金的条、箔、 板、线及棒材等，希望同时具有从合金设计而言为相反的特性的机械 强度和导电性，此外，对于汽车搭载用的电子部件，希望同时具有耐 热性。
历来，Cu-Zr合金作为耐热引线框架材料为人们熟知。这是因为， Zr很少量地固溶在Cu中，提高耐热性，除此以外，在高温下过饱和 的Zr通过时效处理形成与Cu的稳定化合物而析出，因此强度提高(例 如参照专利文献1)。
可是，当不必要地较多添加Zr时，不仅招致导电性降低，还残 存无助于强度的粗大结晶物或析出物，在压制成形为电子部件时，成 为裂纹的起点，因此认为Zr合适的添加量按重量比是0.005-0.25％左 右(例如参照专利文献2)。
[专利文献1]专利第2501275号公报
[专利文献2]特开平10-183274号公报

可是，这样的Cu-Zr系合金，拉伸强度σ(由拉伸试验观测的最 高强度)和导电性δ(相对退火的纯铜的导电性的相对比％IACS)的 组合，至多是σ：300MPa-δ：90％IACS(参见幸田成康著，“合金的 析出”，丸善(株)，昭和47年7月25日发行，第442页，图13.3)。 在此，如果定义表示从合金设计而言相反的两特性的平衡情况的无因 次性能指数M＝σ(/MPa)×δ(/％IACS)，简便表述时，则以往的Cu-Zr系合金停留在性能指数M＝300×0.9＝270左右，M小，在强度和电导率 的组合宽的范围内不适用。
于是，作为在强度和电导率的组合宽的范围内优选的铜合金，热 切希望得到性能指数M＞400、兼备强度和导电性的铜合金。
另一方面，为了提高Cu-Zr系合金的性能指数M，已经尝试着添 加第3元素。例如在特开平10-183274号公报中，也提出了几个少量 添加Cr、Zn等多种元素，在Cu-Zr系合金中约M＝600×0.7＝420左右 的铜合金。可是，没有这以外的M＝σ×δ的组合、例如在更高的σ(高 强度)下达到M＞400的合金的例示，因此过去由于没有可选择的合金， 因此只能用于极有限的单一用途，也具有这一课题。而且，过了作为 部件的耐用年数，作为熔融原料再利用时，这样的多元系合金废料管 理极为烦杂，也具有这一课题。
于是，本发明人的一人研究了使用在铸造中得到非晶薄带的一般 方法即单辊型液体急冷法作成的Cu95Zr3M2(M＝Ti、V、Nb、Cr、Mn、Fe、 Co、Ni、Al)及Cu100-xZrx(x＝0-5)的厚度30-50μm薄带的特性，发 现在Cu-5％Zr(原子％)下得到Cu母相和Cu9Zr2化合物的复相组织，Cu母相的晶体粒径也极小(“铜和铜合金”，第42卷，1号第193页-第 197页，2003年)。可是，拉伸强度σ＝1080MPa，导电性δ＝24％IACS， 所以只能是M＝1080×0.24＝259。
其后，本发明人反复进行很多的实验研讨的结果，发现原子％的 组成用组成式：Cu100-(a+b)ZraBb(式中，0.05≤a≤8.0、0≤b≤4.0、a+b ≤8.0)表示的合金组成，并完成了本发明。
本发明的目的是提供一种兼备强度和导电性的铜合金及其制造方 法，所述的铜合金在由Cu-Zr二元系或Cu-Zr-B三元系组成的单纯合 金组成中，与强度和导电性的组合有关的性能指数M为M＞400，能够 根据电子部件的用途在宽的范围选择。
为了达到上述目的，第1发明的铜合金，其特征在于，原子％的 组成用组成式：Cu100-(a+b)ZraBb(式中0.05≤a≤8.0、0≤b≤4.0、a+b ≤8.0)表示，呈现这样的组织：由Cu母相、和Cu母相与Cu-Zr间 或Cu-Zr-B间的任一方或两方的化合物的共晶相相互成为层状的组织 构成，相邻的Cu母相晶粒彼此断续地相接。
另外，第2发明的铜合金，其特征在于，是根据第1发明所述的 兼备强度和导电性的铜合金，上述Cu母相晶粒的平均粒径是10μm 以下。
另外，第3发明的铜合金，其特征在于，是根据第1或第2发明 所述的兼备强度和导电性的铜合金，上述2相组织中，含有上述Cu-Zr间、Cu-B间、或者Cu-Zr-B间的化合物的任意一种以上的析出物，分 散在上述Cu母相晶粒的内部。
因此，第1-第3发明的任1项的铜合金，能够得到微细的Cu母 相晶粒周围被Cu母相和以Cu9Zr2为主的Cu-Zr间、及Cu-Zr-B间的 任意一方或两方的化合物包围的2相组织，据此以至能获得充分的强 度。
另外，Cu母相晶粒优选其平均粒径是10μm以下，此情况下能有 效地得到2相组织，同时，晶粒彼此相接的晶体的数量或总面积增加， 因此可进一步期待强度和导电性提高。
另外，2相组织，优选用使含有Cu-Zr间、Cu-B间、或者 Cu-Zr-B间的化合物的任意一种以上的析出物分散在上述Cu母相晶粒的内部 的组织构成，据此能取得更充分的强度。
另外，第4发明的铜合金的制造方法，英特征在于，是第1-第3 发明的任意一项所述的铜合金的制造方法，将原子％的组成用组成式： Cu100-(a+b)ZraBb(式中，0.05≤a≤8.0、0≤b≤4.0、a+b≤8.0)表示的 铜合金采用无耐火材料熔炼法熔炼铸造，接着进行50％以上的冷加工。
因此，第4发明的铜合金的制造方法中，对原子％的组成用组成 式：Cu100-(a+b)ZraBb(式中，0.05≤a≤8.0、0≤b≤4.0、a+b≤8.0)表 示的铜合金，不使用单辊液体急冷法之类的制造尺寸制约大的特殊铸造 法，而使用旨在将生成以氧(O)·硫(S)·硅(Si)等的氧化物或硫化 物为代表的杂质从而损害强度和导电性的元素的混入抑制在1000ppm以 下的无耐火材料熔炼法进行熔炼。熔炼后，以得到块体的程度的凝固速 度向Cu铸模铸造，能够得到平均粒径为10μm以下的微细Cu母相晶粒 周围被Cu母相和以Cu9Zr2为主的Cu-Zr间、及Cu-Zr-B间的任意一方 或两方的化合物包围的2相组织，据此能取得更充分的强度。
另外，通过对所铸造的块体进行50％以上的冷加工，共晶相优先 地发生剪切滑移，2相组织在加工方向伸长，而且Cu母相也变形、伸 长，据此相邻的Cu母相晶粒彼此变得断续地接触，助长了自由电子 的顺利流动，因此可提高导电性。
在此，添加硼(B)在本发明的组成范围的本铸造方法中易得到 共晶相，并且能够改善加工性，因此通过提高加工率，Cu母相晶粒彼 此接触的程度增加，因此能更提高导电性。
另外，第5发明的铜合金的制造方法，其特征在于，是根据第4 发明所述的铜合金的制造方法，在即将进行上述冷加工之前在550-800 ℃的范围进行1-5小时的热处理。
因此，第5发明的铜合金的制造方法中，如果在冷加工之前在550 ℃-800℃的范围进行1-5小时的热处理，则不会招致显著的Cu母相 的晶体粗大化，向母相内晶析出的含Zr或B的化合物再固溶，因此 易进行接下来进行的冷加工，能够避免块体表面的裂纹，同时有效地 加工至高的加工率。
另外，第6发明的铜合金的制造方法，其特征在于，是根据第4 或第5发明所述的铜合金的制造方法，在上述冷加工之后接着在300- 500℃的范围内进行1-10小时的时效处理。
因此，第6发明的铜合金的制造方法中，如果在冷加工之后接着 在300℃-500℃的范围进行1-10小时的时效处理，则固溶到Cu母相 内的含有Zr或B的化合物再向Cu母相内析出，能起辅助性地提高强 度和导电性的作用。
发明效果
根据本发明，能够提供：能够在旨在根据电子部件的用途而选择 的强度和导电性的组合的宽的范围内实现性能指数M＞400，同时，耐 热性也优异的兼备强度和导电性的铜合金及其制造方法。
另外，有关本发明的兼备强度和导电性的铜合金，由于是用由 Cu-Zr二元系或Cu-Zr-B三元系组成的单纯合金组成构成的，因此例 如过了电子部件的耐用年数而作为合金废料再利用于熔融原料时，也 能容易地进行管理。
附图说明
图1是表示作为本发明第1实施方案的Cu-Zr二元系铜合金的悬 浮熔炼铸造后90-98％冷加工后的拉伸强度和电导率相对于Zr添加量 的测定结果的曲线图。
图2是表示作为本发明第2实施方案的Cu-Zr-B三元系铜合金的 电弧熔炼铸造后90-97％冷加工后的拉伸强度和电导率相对于Zr添加 量的测定结果的曲线图。
图3是示意地表示作为第1和第2实施方案的铜合金的组织的图， (a)表示铸造组织，(b)表示在铸造后进行了冷轧的组织，(c)表 示在铸造及冷轧后进行了时效处理的组织。
图4示意地表示作为比较例的现有Cu-Zr二元系铜合金的代表性 的显微组织。
图5是包含第1实施方案在内的Cu-Zr二元系铜合金的性能指数 的特性线图。
图6是包含第2实施方案在内的Cu-Zr-B三元系铜合金的性能指 数的特性线图。

有关本发明的兼备强度和导电性的铜合金，原子％的组成用组成 式：Cu100-(a+b)ZraBb(式中，0.05≤a≤8.0、0≤b≤4.0、a+b≤8.0)表 示，在构成上呈现这样的2相组织：由Cu母相、和Cu母相与Cu-Zr间或Cu-Zr-B间的任意一方或两方的化合物的共晶相相互成为层状的 组织构成，相邻的Cu母相晶粒彼此断续地接触。
因此优选有关本发明的铜合金中的Cu母相晶粒的平均粒径是10 μm以下。
此外，优选有关本发明的铜合金中的2相组织，使含有Cu-Zr间、 Cu-B间、或者Cu-Zr-B间的化合物的任意一种以上的析出物分散在Cu母相晶粒的内部而构成。
另外，有关本发明的铜合金的制造方法，是通过将原子％的组成 用组成式：Cu100-(a+b)ZraBb(式中，0.05≤a≤8.0、0≤b≤4.0、a+b≤8.0) 表示的铜合金采用无耐火材料熔炼法熔炼铸造，接着进行50％以上的 冷加工，从而得到兼备强度和导电性的铜合金的方法。
因此优选有关本发明的铜合金的制造方法，在即将进行冷加工之 前在550-800℃的范围进行1-5小时的热处理。
此外，优选有关本发明的铜合金的制造方法，在冷加工之后接着 在300-500℃的范围进行1-10小时的时效处理。
以下基于图示的实施方案具体说明本发明。
图1表示出作为本发明第1实施方案的Cu-Zr二元系铜合金的拉 伸强度和电导率相对于Zr添加比例的测定结果。将Cu-Zr二元系合 金进行作为无耐火材料熔炼法之一的悬浮熔炼，向Cu铸模铸造，制 作了厚约10mm的板状块试验体。再将它切断成适当的尺寸后，在加 工率90％-98％下进行冷轧，制成厚0.2mm左右的片材，表1表示出测 定该片材的拉伸强度和电导率的结果。将其置换成性能指数M表示时， 用图5中的“黑圆”表示。
在图5中，用“◎”表示的是将相同试验体在冷加工后在450℃ 进行2小时的时效硬化处理的场合的测定结果，此外，“○”表示将 相同试验体在冷加工前在650℃进行1小时的热处理的场合的测定结 果。图中的曲线表示达到M＝400的组合，用“×”表示在幸田成康著， “合金的析出”，丸善(株)，昭和47年7月25日发行，第442页， 图13.3中的现有技术的结果(现有合金)，以进行比较表示。表明根 据本发明，能够在宽的范围(图中划斜线表示)实现现有技术不能达 到的M＞400。
图2表示出作为本发明第2实施方案的Cu-Zr-B三元系铜合金的 拉伸强度和电导率相对于Zr添加比例的测定结果。将Cu-Zr-B三元 系合金进行作为无耐火材料熔炼法之一的真空电弧熔炼，向Cu铸模 铸造，制作了厚约25mm的板状块体。再将它切断成适当的尺寸后， 进行加工率90％-97％的冷轧，制成厚0.2mm左右的片材，表2表示出 测定该片材的拉伸强度和电导率的结果。将其置换成性能指数M表示 时，用图6中的“黑圆”表示。
在图6中，用“◎”表示的是将相同试验体在冷加工后在460℃ 进行2小时的时效硬化处理的场合的测定结果，此外，“○”表示将 相同试验体在冷加工前在650℃进行1小时的热处理的场合的测定结 果。图中的曲线表示达到M＝400的组合，用“×”比较表示在特开平 10-183274号公报中记载的结果(现有合金)。表明根据本发明，在现 有技术得不到的宽的范围(图中划斜线表示)得到M＞400。
在此，无耐火材料熔炼法不必只限定于悬浮熔炼或真空电弧熔 炼，不用说，也能够使用电子束熔炼等。
另外，经铸造制作的块体不限于板状，通过调节铸模，也可选择 圆棒、块料、管状等各种各样的形状。
另外，在冷加工中，不需要限定于轧制，以挤压、拉拔、锻造、 冲压压缩为首可选择能得到2相组织伸长的所有的加工方法。
另外，在即将冷加工前的热处理、刚冷加工后的时效处理中，特 定气氛和冷却方法不选择。但是为了减少加热导致的氧化皮的发生， 优选是在氩和氮等的惰性气体气氛下、或者真空中。
另外，如果考虑作业时间的效率，则冷却方法也优选空冷或水冷。
图3是示意地表示作为第1和第2实施方案的铜合金的组织的图， 图3(a)表示实施中途的铸造后得到的铸造组织，构成这样的2相组 织：Cu母相和以Cu9Zr2为主体的Cu-Zr间化合物或Cu-Zr-B间化合物 的共晶相包围大体平均粒径为10μm以下的各向同性的Cu母相。
另外，图3(b)表示将(a)接着冷轧约90％时的组织，变化成Cu母相晶粒在加工方向伸长，而且共晶相易发生剪切滑移变形，呈现为 2相成为层状的组织，同时，相邻的Cu母相晶粒彼此断续地接触。
此外，图3(c)表示将(b)时效处理后的组织，显示出Cu-Zr间或Cu-B间或者Cu-Zr-B间的化合物向Cu母相晶粒内析出的情形。
图4示意地表示作为比较例的、采用现有技术中的Cu-Zr合金组 成和制法(对于本领域技术人员，一般按顺序进行熔炼铸造、热轧、 固溶热处理、冷轧及时效处理)得到的代表性的显微组织。
另外，原子％的组成用组成式：Cu100-(a+b)ZraBb(式中，0.05≤a≤8.0、 0≤b≤4.0、a+b≤8.0)表示的铜合金中的Zr的限定理由是因为，当 比本发明的范围过少时，未产生所要求的组织，无助于强度，相反， 当过多时，招致导电性降低，不仅M＜400，还损害冷加工性。
另外，上述铜合金中的B不会造成导电性降低，起补填Zr元素 构成组织的作用，有助于强度。在抑制晶粒粗大化的作用外，还具有 提高冷加工性的效果。可是，当超过本发明的范围添加时，相反，损 害冷加工性。顺便说明，专利第2501275号公报中有添加B损害加工 性的报告。
另外，Cu母相晶粒优选其平均粒径为10μm以下，该情况下，能 有效地得到上述的2相组织。关于Cu母相晶粒粒径，按照本发明的 制造方法必然地为10μm以下，但假如附加在本发明中未知的装置， 则制备成大于10μm的粒径。在该场合，预想帮助2相组织伸长的共 晶相的体积比减少，剪切滑移变形不能顺利地进行。另外，由于Cu母相晶粒大，因此即使通过冷加工伸长，相邻的晶粒彼此接触的晶粒 数或总面积也减少，因此不能期待导电性提高，不能达到M＞400。
另外，在制造方法中，将冷加工定为50％以上是因为，当小于50％ 时，难以得到层状组织，Cu母相晶粒彼此接触的程度变少，因此作为 电导率降低的结果不能得到M＞400。
另外，将制造方法中的冷加工前的热处理定为在550℃-800℃的 范围热处理1-5小时是因为，当小于550℃时，原子扩散不充分，不 能引起化合物的再固溶，相反，当高于800℃时，由于晶体粗大化变 得显著，因此不优选。关于处理时间，当小于1小时时，虽然再固溶 但不充分，当大于5小时时，不仅没有效率，而且由于温度作用，有 时会导致晶体粗大化，故不优选。
此外，将制造方法中的冷加工后的时效处理定为在300-500℃的 范围时效处理1-10小时，这是因为，当小于300℃时，无法进行 Cu-Zr间、Cu-B间或者Cu-Zr-B间的化合物的析出，没有提高强度的效 果，另一方面，当大于500℃时，化合物的一部分开始固溶到母相中， 因此强度再次降低。时效时间由与温度的组合而决定，但小于1小时 时，不能期待提高强度，相反，当过长于10小时时，析出物粗大化， 不仅强度不提高，而且由于长时间，因此没有效率。
[实施例]
表1表示供试体。供试体为实施例1-17、比较例1-6、及现有例 7-11(文献记载的)，表1表示出它们的合金组成、及熔炼方法等(包 括凝固体(凝固形态)、耐火材料、铸造尺寸、加工前处理、冷加工 率、时效处理)。
                                                                表1   组成(at％)   熔炼方法   凝固体   耐火材料   铸造尺寸   加工前处理   冷加工率   时效处理     (厚mm)  温度×小时)     ％  (温度×小时) 实施例1   Cu-0.1Zr   无耐火材料熔炼   块     -     10   无     99   无 实施例2   Cu-1.0Zr   ″   ″     -     ″   ″     98   ″ 实施例3   Cu-3.0Zr   ″   ″     -     25   ″     95   ″ 实施例4   Cu-5.0Zr   ″   ″     -     ″   ″     90   ″ 实施例5   Cu-8.0Zr   ″   ″     -     10   ″     85   ″ 实施例6   Cu-8.0Zr   ″   ″     -     ″   650℃×1h     95   ″ 实施例7   Cu-5.0Zr   ″   ″     -     ″   无     97   450℃×2h 实施例8   Cu-1.0Zr   ″   ″     -     ″   650℃×1h     98   45℃×2h 实施例9   Cu-8.0Zr   ″   ″     -     ″   无     55   无 实施例10   Cu-0.1Zr-0.05B   ″   ″     -     25   ″     97   ″ 实施例11   Cu-1.0Zr-0.3B   ″   ″     -     ″   ″     90   ″ 实施例12   Cu-2.0Zr-1.0B   ″   ″     -     10   无     90   ″ 实施例13   Cu-4.0Zr-3.9B   ″   ″     -     ″   ″     68   ″ 实施例14   Cu-3.0Zr-2.0B   ″   ″     -     25   650℃×1h     97   ″ 实施例15   ″   ″   ″     -     ″   无     90   460℃×2h 实施例16   ″   ″   ″     -     ″   650℃×1h     92   450℃×2h 实施例17   ″   ″   ″     -     ″   无     53   无 比较例1   Cu-0.03Zr   ″   ″     -     10   无     98   无 比较例2   Cu-0.3Zr   ″   ″     -     ″   ″     不能轧制   - 比较例3   Cu-3.0Zr   坩堣熔炼   ″     氧化铝     ″   ″     95   无 比较例4   ″   无耐火材料熔炼   ″     -     ″   820℃×1h     ″   ″ 比较例5   ″   ″   ″     -     ″   无     ″   600℃×2h 比较例6   ″   ″   ″     -     ″   ″     44   无 现有例7   Cu-0.023Zr   坩堣熔炼   ″     氧化铝     铸锭   900℃×0.5h     95   550℃×1h 现有例8   Cu-0.17Zr-0.3Cr   ″   ″     碳     30mm   ″     90   ″ 现有例9   Cu-5.0Zr   单辊法   箔     石英     30μm   -     -   - 现有例10   Cu-3.0Zr-2.0Cr   ″   ″     ″     ″   -     -   - 现有例11   Cu-3.0Zr-2.0Ti   ″   ″     ″     ″   -     -   -
表1中，实施例1-17是采用无耐火材料熔炼法熔炼铸造而得到 的，更详细地讲，实施例1、2、5、6、7、8、9、12、13通过悬浮熔 炼得到，实施例3、4、10、11、14、15、16、17通过真空电弧熔炼 得到。
另外，实施例1、2、3、4、5、9、10、11、17是不经过冷加工 前后的热处理及时效处理两工序而得到的。实施例8、16是通过经过 上述两工序而得到的。实施例6、14是只经过冷加工前的热处理工序 而得到的，实施例7、15是只经过冷加工后的时效处理工序而得到的。
冷加工的方法通过轧制进行。加工前的热处理及时效处理在电炉 内的氮气氛中进行，为空气冷却。
表2表示各供试体中2相组织有元(○有、×无)、层状组织有 无(○有、×无)、母相粒径、强度(拉伸强度)σ、电导率δ、以 及性能指数M。“2相组织”是相邻的Cu母相晶粒彼此断续地接触的2 相组织，“层状组织”是Cu母相、和Cu母相与Cu-Zr间或Cu-Zr-B间的任一方或两方的化合物的共晶相相互成为层状的组织。
                                        表2     2相组织     层状组织 母相粒径     强度σ   电导率δ    性能指数 μm     MPa   ％IACS    M＝σ×δ 实施例1     ○     ○ 4     540   76    410 实施例2     ○     ○ 3     670   64    428 实施例3     ○     ○ 2     900   45    405 实施例4     ○     ○ 3     1,100   38    418 实施例5     ○     ○ 2     1,250   37    475 实施例6     ○     ○ 2     1,230   40    492 实施例7     ○     ○ 3     1,120   41    459 实施例8     ○     ○ 2     890   67    482 实施例9     ○     ○ 3     1,100   37    407 实施例10     ○     ○ 5     490   88    421 实施例11     ○     ○ 3     650   87    435 实施例12     ○     ○ 2     790   81    481 实施例13     ○     ○ 2     1,000   39    425 实施例14     ○     ○ 2     1,120   38    425 实施例15     ○     ○ 2     1,120   40    448 实施例16     ○     ○ 2     1,120   41    459 实施例17     ○     ○ 4     1,100   38    418 比较例1     ×     × 40     350   95    332 比较例2     ○     × 4     无数据   无数据    无数据 比较例3     ×     × 20     400   85    340 比较例4     ○     ○ 30     800   40    320 比较例5     ○     ○ 15     820   47    385 比较例6     ○     × 12     880   30    264 现有例7     ×     × 300     310   90    279 现有例8     ×     × 300     480   77    348 现有例9     ○     × ＜1     1,080   24    259 现有例10     ×     × 25     670   5    33 现有例11     ×     × 30     780   5    39
在组织判定中，对于实施例，主要进行电子显微镜观察，辅助地 也进行光学显微镜观察，对于比较例进行了光学显微镜观察。强度通 过拉伸试验求出，电导率通过测定在室温的电阻，经与纯铜的电阻相 对比较而算出。
表2表明，实施例1-17具有2相组织及层状组织而构成，并且 强度σ＝490-1250MPa及电导率δ＝37-86％IACS，由此显示性能指数 M＝405-492，能在强度和电导率的组合的宽的范围实现M＞400。
与之相对，比较例1-6及现有例7-11，如表2所示，至多只得到 性能指数M＝385，不能获得M＞400。据此能够理解实施例1-17在强度 和电导率上多么优异。
在比较例中显示高的性能指数的比较例4(M＝320)、5(M＝385)， 如表1所示，只是冷加工前后的热处理及时效处理的温度条件不同， 其他条件与实施例同样而作成的。即，比较例4是进行820℃×1小 时冷加工前的热处理的例子，比较例5是进行600℃×2小时冷加工 后的时效处理的例子。
这样，比较例4、5中，冷加工前后的热处理及时效处理的温度 条件比实施例的温度高，起因于该高温，在冷加工前的热处理中，Cu 母相晶粒的平均粒径达到30μm，在冷加工后的时效处理中，阻止固 溶在Cu母相内的含有Zr或B的化合物的再析出，同时，母相晶粒的 平均粒径达到15μm，Cu母相晶粒的平均粒径都超过了10μm而粗大 化。
由于该粗大化，比较例4、5中，强度σ分别为800MPa、820MPa， 电导率δ分别为40％IACS、47％IACS，其结果，性能指数M分别为320、 385，不能达到M＞400。
与之相比，实施例1-17中，其Cu母相晶粒的平均粒径为2-5μm， 据此可理解，铜合金中的Cu母相晶粒的平均粒径为10μm以下而构 成是重要的。
另外，实施例4和实施例7、及实施例14和实施例16的各比较， 是有无时效处理的比较，有时效处理的实施例7及实施例16，显示出 比分别相应的无时效处理的实施例4及实施例14大的M值。这是因 为，经时效处理，固溶于Cu母相内的含有Zr或B的化合物再次在Cu母相内析出，辅助地提高强度和导电性。
因此可知，优选的是，2相组织中，含有Cu-Zr间、Cu-B间、或 者Cu-Zr-B间的化合物的任1种以上的析出物分散在Cu母相晶粒的 内部有助于提高性能指数M值。
另外，实施例1-17由于直到超过500℃的时效温度都未引起再固 溶，因此可知是也兼备优异的耐热性的铜合金。
再者，在比较例2中，由于在进行冷轧的中途发生了显著的裂纹， 因此中止，不能测定特性数据。