TW201309817A - Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種適合作為連接器、端子、繼電器、開關等導電性彈簧材且具備優異之強度、彎曲加工性之Cu-Ni-Si系合金及其製造方法。上述Cu-Ni-Si系合金係含有1.0~4.5質量%之Ni及0.2~1.0質量%之Si，且剩餘部分由銅及不可避免之雜質所構成，並且於進行EBSD測定而分析結晶方位時，Cube方位{001}<100>之面積率為5%以上，Brass方位{110}<112>之面積率為20%以下，Copper方位{112}<111>之面積率為20%以下，且加工硬化指數為0.2以下。

Description

Cu-Ni-Si系合金及其製造方法

本發明係關於一種適合作為連接器、端子、繼電器、開關等之導電性彈簧材，且具備優異之強度、彎曲加工性之銅合金及其製造方法。

近年來，伴隨著電子機器之小型化，亦推進電性．電子零件之小型化。並且，對於用於該等零件之銅合金，要求良好之強度、導電率。

於車用端子中，亦伴隨著小型化，對於使用之銅合金要求良好之強度、導電率。進而，車用母端子常於加壓彎曲加工前，對彎曲內面實施稱為凹痕(notching)加工之切口加工。其係為提高加壓彎曲加工後之形狀精度而進行之加工。伴隨製品小型化，存在為進一步提高端子之形狀精度而使凹痕加工變深之傾向。因此，對用於車用母端子之銅合金，除要求有良好之強度、導電率以外，亦要求良好之彎曲加工性。進而，於繼電器端子中，伴隨小型化，為獲得所需之強度而對材料實施密合彎曲，故對於材料亦被要求良好之彎曲加工性。

根據該等要求，而使用具有高強度及導電率之卡遜合金等析出強化型銅合金來代替先前之磷青銅或黃銅等固溶強化型銅合金，且其需求日趨增加。於卡遜合金中，Cu-Ni-Si系合金兼具有高強度與相對較高之導電率，其強化機制係藉由在Cu基材中析出Ni-Si系之金屬間化合物粒子而使強 度及導電率提高者。

通常，強度與彎曲加工性係相反之性質，即使於Cu-Ni-Si系合金，亦期帶維持高強度同時改善彎曲加工性。

作為Cu-Ni-Si系合金之彎曲加工性之改善方法，有以專利文獻1~3記載之方式控制結晶方位之方法。專利文獻1，藉由使EBSD分析之測定結果之{001}<100>之面積比例為50%以上來改善彎曲加工性；專利文獻2，藉由使EBSP分析之測定結果之{001}<100>之面積比例為50%以上且使其不具有層狀邊界來改善彎曲加工性；專利文獻3，藉由使EBSD分析之測定結果之{110}<112>之面積比例為20%以下、使{121}<111>之面積比例為20%以下、使{001}<100>之面積比例為5~60%來改善彎曲加工性。

又，專利文獻4藉由使加工硬化指數設為0.05以上而改善彎曲成形性。

[專利文獻1]日本特開2006-283059號公報[專利文獻2]日本特開2006-152392號公報[專利文獻3]日本特開2011-017072號公報[專利文獻4]日本特開2002-266042號公報

本發明人等對上述先前發明之效果進行驗證試驗。其結果可知如下情況：對於專利文獻3之技術，雖以彎曲半徑0.15 mm(彎曲半徑/板厚度=1)之W彎曲對彎曲加工性進行評價時，可確認有一定之改善效果，但於以彎曲半徑0.075 mm(彎曲半徑/板厚度=0.5)進行W彎曲試驗時， 發生破裂，彎曲加工性之改善不充分。因此，本發明之課題在於提供一種適合作為連接器、端子、繼電器、開關等之導電性彈簧材，且具備優異之強度、彎曲加工性之Cu-Ni-Si系合金及其製造方法。

於先前技術，藉由控制銅合金之結晶方位而改善Cu-Ni-Si系合金之彎曲加工性，但發現藉由不僅控制結晶方位，而且進而控制加工硬化指數(n值)，可獲得優異之彎曲加工性。

以上述見解為背景而完成之本發明，於一態樣中為一種Cu-Ni-Si系合金，含有1.0~4.5質量%之Ni及0.2~1.0質量%之Si，且剩餘部分由銅及不可避免之雜質所構成，於進行EBSD(Electron Back Scatter Diffraction：電子背向散射繞射)測定且分析結晶方位時，Cube方位{001}<100>之面積率為5%以上，Brass方位{110}<112>之面積率為20%以下，Copper方位{112}<111>之面積率為20%以下，且加工硬化指數為0.2以下。

本發明之Cu-Ni-Si系合金於一實施形態中，含有以總量計為0.005~2.5質量%之Sn、Zn、Mg、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Co、Cr及Ag中的1種以上。

又，本發明於另一態樣中，為本發明之Cu-Ni-Si系合金之製造方法，係製作含有1.0~4.5質量%之Ni及0.2~1.0質量%之Si，且剩餘部分由銅及不可避免之雜質構成的鑄錠(ingot)，對上述鑄錠進行熱壓延後，進行冷壓延，再進行軟化度0.25~0.75之熱處理，然後進行加工度7~50%之冷 壓延，繼而進行固溶處理，之後以任意順序進行時效處理及應變速度1×10^-4(l/s)以下之冷壓延。

於本發明之Cu-Ni-Si系合金之製造方法的一實施形態中，上述鑄錠含有以總量計為0.005~2.5質量%之Sn、Zn、Mg、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Co、Cr及Ag中的1種以上。

本發明於再另一態樣中為一種伸銅品，其具備上述銅合金。

本發明於再另一態樣中為一種電子機器零件，其具備上述銅合金。

根據本發明，可提供一種適合作為連接器、端子、繼電器、開關等之導電性彈簧材，且具備優異之強度、彎曲加工性之Cu-Ni-Si系合金及其製造方法。

(Ni及Si濃度)

Ni及Si係藉由進行時效處理而以Ni₂Si等金屬間化合物之形式析出。該化合物可提高強度，且藉由析出而減少固溶於Cu基質(matrix)中之Ni及Si，因此導電率提高。然而，若Ni濃度未達1.0質量%或Si濃度未達0.2質量%，則無法獲得所需之強度，反之若Ni濃度超過4.5質量%或Si濃度超過1.0質量%，則熱加工性會劣化。因此，本發明之Cu-Ni-Si系合金，將Ni濃度控制為1.0~4.5質量%，將Si濃度控制為0.2~1.0質量%。Ni濃度較佳為1.3~4.0質量%，Si濃度較佳為0.3~0.9質量%。

(其他添加元素)

Sn、Zn、Mg、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Co、Cr及Ag之添加有助於強度上升。進而，Zn具有提高鍍Sn之耐熱剝離性之效果，Mg具有提高應力緩和特性之效果，Zr、Cr、Mn具有提高熱加工性之效果。若Sn、Zn、Mg、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Co、Cr及Ag之濃度以總量計未達0.005質量%，則無法獲得上述效果，反之若超過2.5質量%，則導電率明顯下降，而無法用作電性．電子零件材料。因此，本發明之Cu-Ni-Si系合金，較佳為含有以總量計為0.005~2.5質量%之該等元素，更佳為含有0.1~2.0質量%。

(結晶方位)

銅合金於Cube方位多而Brass方位及Copper方位少之情形時，可抑制不均勻之變形，且彎曲性提高。此處，所謂Cube方位，係指使(001)面朝向壓延面法線方向(ND)，使(100)面朝向壓延方向(RD)之狀態，且以{001}<100>之指數表示。所謂Brass方位，係指使(110)面朝向ND，使(112)面朝向RD之狀態，且以{110}<112>之指數表示。所謂Copper方位，係指使(112)面朝向ND，使(111)面朝向RD之狀態，且以{112}<111>之指數表示。

本發明之Cu-Ni-Si系合金係將Cube方位之面積率控制為5%以上。若Cube方位之面積率變得未達5%，則彎曲加工性會急劇惡化。雖就彎曲性方面而言，Cube方位之面積率之上限值並無限制，但於本發明之Cu-Ni-Si系合金之情形時，無論如何使製造方法變化，Cube方位之面積率均不 會超過80%。

本發明之Cu-Ni-Si系合金係將Copper方位及Brass方位之面積率分別控制為20%以下。若Copper方位之面積率或Brass方位之面積率中任一者超過20%，則彎曲加工性會急劇惡化。雖就彎曲性方面而言，Copper方位及Brass方位之面積率之下限值並無限制，但於本發明之Cu-Ni-Si系合金之情形時，無論如何使製造方法變化，Copper方位之面積率或Brass方位之面積率中任一者均不會未達1%。

(加工硬化係數)

若使金屬塑性變形，則應變會堆積，產生加工硬化，金屬之拉伸強度會上升。所謂加工硬化係數(以下表示為n值)，係用作該加工硬化之指標值。n值越大，則表示該金屬之由加工硬化引起之拉伸強度之上升越大。

為將材料成型為連接器等電子零件，必須進行加壓彎曲加工。若進行加壓彎曲加工，則材料會加工硬化，其拉伸強度會上升。

通常材料之拉伸強度與彎曲加工性係相互取捨(trade off)之關係，拉伸強度越高，則彎曲加工性越差。

因此，若抑制由起因於材料之加壓彎曲加工的加工硬化導致之拉伸強度之上升，則於加壓彎曲加工時難以發生破裂。換言之，n值越小越可獲得良好之彎曲加工性。

本發明之Cu-Ni-Si系合金係將n值控制為0.2以下。n值較佳為0.1以下，進而較佳為未達0.05。若n值超過0.2，則彎曲加工性會急劇惡化。雖就彎曲性方面而言，n值之下 限值並無限制，但於本發明之Cu-Ni-Si系合金之情形時，無論如何使製造方法變化，n值均不會未達0.01。

(製造方法)

作為本發明之製造方法，首先以熔解爐熔解電解銅、Ni、Si等原料，以獲得所需之組成熔液。然後，將該熔液鑄造成鑄錠。其後，以熱壓延、第一冷壓延、熱處理、第二冷壓延、固溶處理、時效處理、第三冷壓延之順序精加工為具有所需之厚度及特性的條或箔。於熱處理、固溶處理及時效處理後，為去除加熱時生成之表面氧化膜，亦可進行表面酸洗或研磨等。亦可更換時效處理與第三冷壓延之順序。又，為實現高強度化，亦可於固溶處理與時效處理之間進行冷壓延。進而，為恢復由於第三冷壓延而下降之彈簧臨界值，亦可於第三冷壓延後進行弛力退火。

本發明為獲得上述結晶方位，而於固溶處理之前進行熱處理(以下表示為前退火)及相對較低加工度之第二冷壓延。前退火係以軟化度S為0.25~0.75之條件進行。

於圖1中，例示以各種溫度對本發明之Cu-Ni-Si系合金進行退火時之退火溫度與拉伸強度的關係。將安裝有熱電偶之試樣投入加熱至規定溫度之爐，於以熱電偶測定之試樣溫度達到規定溫度時，將試樣自爐取出並進行水冷，測定拉伸強度。於試樣到達溫度為500~700℃之間進行再結晶，而使拉伸強度急劇下降。高溫側之拉伸強度的平緩下降係由於再結晶粒之成長而引起。

以下式定義前退火中之軟化度S。

S=(σ₀-σ)/(σ₀-σ₉₀₀)

此處，σ₀係前退火前之拉伸強度，σ及σ₉₀₀分別為前退火後及900℃退火後之拉伸強度。，若於900℃對本發明之Cu-Ni-Si系合金進行退火，則可穩定地完全再結晶，因此，採用900℃之溫度作為用以曉得再結晶後之拉伸強度的基準溫度。

若S未達0.25，則Copper方位之面積率會增大並超過20%，伴隨此情形亦產生Cube方位之面積率下降。

若S超過0.75，則Brass方位之面積率會增大並超過20%，伴隨此情形亦產生Cube方位之面積率下降。

前退火之溫度、時間及冷卻速度並無特別限制，重要的是將S調整至上述範圍。通常，使用連續退火爐時，以爐溫400~700℃於5秒鐘~10分鐘之範圍內進行；使用批式(batch)退火爐時，以爐溫350~600℃於30分鐘~20小時之範圍內進行。

再者，可藉由以下步驟調整成0.25~0.75之軟化度S。

(1)對前退火前之材料測定拉伸試驗強度(σ₀)。

(2)將前退火前之材料於900℃下進行退火。具體而言，將安裝有熱電偶之材料插入950℃之管狀爐，以熱電偶測定之試樣溫度達到900℃時，將試樣自爐取出並進行水冷。

(3)求出上述900℃退火後材料之拉伸強度(σ₉₀₀)。

(4)例如於σ₀為800 MPa、σ₉₀₀為300 MPa時，相當於軟化度0.25及0.75之拉伸強度分別為675 MPa及425 MPa。

(5)以退火後之拉伸強度成為425~675 MPa之方式決定退火條件。

再者，上述步驟(2)中「以熱電偶測定之試樣溫度達到900℃時，將試樣自爐取出並進行水冷」具體而言係藉由如下方式進行：例如在爐內先將試樣吊於金屬絲(wire)，於達到900℃之時間點切斷金屬絲而落入預先設於下方之水槽內，藉此進行水冷，或者於試樣溫度達到900℃後，隨即藉由人工操作迅速自爐內取出試樣浸漬於水槽中等。

於上述退火後且固溶處理前，進行加工度R設為7~50%之第二冷壓延。加工度R(%)係以下式定義。

R=(t₀-t)/t₀×100

(t₀：壓延前之板厚度，t：壓延後之板厚度)

若加工度R自該範圍偏離，則Cube方位之面積率會未達5%。

進而，為將n值控制為0.2以下，而將第三冷壓延之應變速度控制為1×10^-4(l/s)以下。本發明所謂之應變速度規定為壓延速度/輥接觸弧長，且為了使應變速度降低，而有效的是將壓延速度降低，將壓延之道次次數增加且使輥接觸弧長變長等。就n值方面而言，應變速度之下限值並無限制，但若進行低於1×10^-5(l/s)之壓延，則其壓延時間會變長，就工業性而言欠佳。通常之工業中壓延之應變速度為2×10^-4~5×10^-4(l/s)左右。

若依序列出本發明之合金之製造方法的步驟，則如下所述。

(1)鑄錠之鋳造(2)熱壓延(溫度800~1000℃，厚度達到5~20 mm左右)(3)冷壓延(加工度30~99%)(4)前退火(軟化度S=0.25~0.75)(5)輕壓延(加工度7~50%)(6)固溶處理(於700~900℃進行5~300秒鐘)(7)冷壓延(加工度1~60%，應變速度1×10^-4(l/s)以下)(8)時效處理(於350~550℃進行2~20小時)(9)冷壓延(加工度1~50%，應變速度1×10^-4(l/s)以下)(10)弛力退火(於300~700℃進行5秒~10小時)

此處，冷壓延(3)之加工度較佳設為30~99%。為於前退火(4)部分生成再結晶粒，必需預先於冷壓延(3)導入應變，以30%以上之加工度下可獲得有效之應變。另一方面，若加工度超過99%，則有於壓延材之邊緣等產生破裂，而使壓延中之材料斷裂之情況。

冷壓延(7)及(9)係為實現高強度化以及控制n值而任意進行者，隨壓延加工度增加而強度增加，但另一方面彎曲性會下降。不論冷壓延(7)及(9)之加工度如何，均可獲得本發明之效果。其中，冷壓延(7)及(9)中各 自之加工度超過上述上限值時就彎曲性方面而言欠佳，各自之加工度低於上述下限值就高強度化之效果方面而言時欠佳。又，為控制n值，必需進行冷壓延(7)或冷壓延(9)中至少一種冷壓延。

弛力退火(10)係為了於進行冷壓延(9)之情形時，使因該冷壓延而下降之彈簧臨界值等恢復而任意進行者。不論有無弛力退火(10)，均可獲得本發明之效果。弛力退火(10)可進行亦可不進行。

再者，關於步驟(2)、(6)及(8)，只要選擇Cu-Ni-Si系合金之一般製造條件即可。

本發明之Cu-Ni-Si系合金可加工為各種伸銅品，例如板、條及箔，進而，本發明之Cu-Ni-Si系合金可用於引線架(leadframe)、連接器、接腳(pin)、端子、繼電器、開關、二次電池用箔材等電子機器零件等中。

又，本發明之Cu-Ni-Si系合金之最終板厚(製品板厚)並無特別限制，通常於上述製品用途之情形時，為0.05~1.0 mm。

[實施例]

以下，將本發明之實施例與比較例一起表示，但該等實施例係為了更佳理解本發明及其優點而提供者，而並無意圖限定發明者。

(實施例1)

將含有2.6質量%之Ni、0.58質量%之Si、0.5質量%之Sn、及0.4質量%之Zn，且剩餘部分由銅及不可避免之 雜質所構成的合金作為實驗材料，對前退火、第二冷壓延之加工度及第三冷壓延之應變速度與結晶方位及n值之關係，進而對結晶方位及n值對製品之彎曲性造成之影響進行研究。

以高頻熔解爐在氬氣環境中使用內徑60 mm、深度200 mm之石墨坩鍋熔解2.5 kg之電解銅。為獲得上述合金組成而添加合金元素，將熔液溫度調整為1300℃後，澆鑄至鑄鐵製之鑄模，而製造厚度30 mm、寬度60 mm、長度120 mm之鑄錠。將該鑄錠於950℃下加熱3小時，熱壓延直至厚度達到10 mm。利用研磨機(grinder)研磨去除熱壓延板表面之氧化銹皮。研磨後之厚度為9 mm。其後，按以下步驟順序實施壓延及熱處理，從而製作板厚0.15 mm之製品試樣。

(1)第一冷壓延：依第二冷壓延之壓延加工度冷壓延直至達到規定厚度。

(2)前退火：將試樣插入調整為規定溫度之電爐中，保持規定時間後，於如下2種條件下進行冷卻：將試樣放入水槽中進行冷卻(水冷)，或將試樣放置於大氣中進行冷卻(空冷)。

(3)第二冷壓延：於各種壓延加工度冷壓延直至厚度達到0.18 mm。

(4)固溶處理：將試樣插入調整為800℃之電爐中，保持10秒鐘後，將試樣放入水槽中進行冷卻。

(5)時效處理：使用電爐，於450℃在Ar環境中加熱 5小時。

(6)第三冷壓延：於各種應變速度，以17%之加工度冷壓延直至厚度自0.18 mm至0.15 mm。

(7)弛力退火：將試樣插入調整為400℃之電爐中，保持10秒鐘後，將試樣放置於大氣中進行冷卻。

對前退火後之試樣及製品試樣(該情形時為弛力退火完成)進行如下評價。

(於前退火之軟化度評價)

對於前退火前及前退火後之試樣，使用拉伸試驗機，依據JIS Z 2241，測定與壓延方向平行之拉伸強度，將各自之值作為σ₀及σ。又，根據上述步驟(插入950℃之爐之試樣達到900℃時進行水冷)製作900℃退火試樣，並以相同方式測定與壓延方向平行之拉伸強度，而求出σ₉₀₀。藉由下述式，由σ₀、σ、σ₉₀₀求出軟化度S。

S=(σ₀-σ)/(σ₀-σ₉₀₀)

(製品之結晶方位測定)

藉由EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction：電子背向散射繞射)測定Cube方位、Copper方位及Brass方位之面積率。

於EBSD測定，對於包含200個以上結晶粒之500 μm見方之試樣面積，以步寬0.5 μm進行掃描並分析方位。關於自理想方位偏離之角度，以共用之旋轉軸為中心計算旋轉角作為偏離角度。例如(121)[1-11]以(201017)方向為旋轉軸，相對於S方位(231)[6-43]旋轉19.4°之關係， 而以該角度作為偏離角度。共用之旋轉軸係採用可以最小之偏離角度表現者。對所有測定點計算該偏離角度並使至小數第一位為有效數字，並使具有自Cube方位、Copper方位、Brass方位分別偏離10°以內之方位的結晶粒面積除以總測定面積，作為面積率。於利用EBSD之方位分析中獲得之資訊雖包含電子束穿透至試樣數10 nm之深度的方位資訊，但相對於測定之範圍非常小，因此記為面積率。

(製品之拉伸試驗)

使用拉伸試驗機，依據JIS Z 2241進行與壓延方向平行之拉伸試驗而獲得應力-應變曲線。藉由該曲線求出拉伸強度及0.2%耐力。進而，將應力-應變曲線轉換為真應力-真應變曲線，讀取n值。

(製品之彎曲試驗)

相對於壓延方向之平行方向進行JIS H 3130所記載之W彎曲試驗時，求出不產生破裂之最小彎曲半徑(MBR，單位：mm)，並測出與板厚(t，單位：mm)之比(MBR/t)。

將試驗條件及評價結果示於表1。發明例係以本發明規定之條件製造者，以使結晶方位及n值滿足本發明之規定，而可獲得MBR/t為0.5以下之良好之彎曲加工性。

比較例1由於在前退火之軟化度未達0.25，故Copper方位之面積率超過20%，Cube方位之面積率未達5%。比較例2由於在前退火之軟化度超過0.75，故Brass方位之面積率超過20%，Cube方位之面積率未達5%。比較例3及4之第二壓延之加工度偏離本發明之規定者，而使Cube方位 之面積率未達5%。比較例5之第三壓延之應變速度偏離本發明之規定者，而使n值超過0.2。於以上比較例，MBR/t為1，而使彎曲加工性差。

再者，比較例5係於專利文獻3推薦之條件範圍內進行者，且其結晶方位滿足專利文獻2之規定。

(實施例2)

對於不同成分及製造條件之Cu-Ni-Si系合金是否亦可獲得實施例1所示之彎曲性改善效果進行研究。

以與實施例1相同之方法進行鋳造、熱壓延及表面研磨，獲得具有表2之成分之厚度9 mm之板。按以下步驟順序對該板實施壓延及熱處理，製作板厚0.15 mm之製品試樣。

(1)第一冷壓延：依第二冷壓延之壓延加工度進行冷壓延直至達到規定厚度。

(2)前退火：將試樣插入調整為規定溫度之電爐，保持規定時間後，於如下2種條件下進行冷卻：將試樣放入水槽中進行冷卻(水冷)，或將試樣放置於大氣中進行冷卻(空冷)。

(3)第二冷壓延：於各種壓延加工度進行冷壓延直至厚度達到0.18 mm。

(4)固溶處理：將試樣插入調整為規定溫度之電爐，保持10秒鐘後，將試樣放入水槽進行冷卻。以再結晶粒之平均直徑成為5~25 μm之範圍的範圍內選擇該溫度。

(5)時效處理：使用電爐，於規定溫度在Ar環境中加熱5小時。該溫度係以時效後之拉伸強度成為最大之方式選擇。

(6)第三冷壓延：於各種應變速度，以加工度17%冷壓延直到厚度自0.18 mm至0.15 mm。

(7)弛力退火：將試樣插入調整為規定溫度之電爐， 保持10秒鐘後，將試樣放置於大氣中進行冷卻。

對前退火後之試樣及製品試樣進行與實施例1相同之評價。將試驗條件及評價結果分別示於表2及3。於不進行弛力退火之情形時，在其溫度之欄中標明為「無」。

本發明合金係含有本發明規定濃度之Ni及Si，且以本發明規定之條件製造者，結晶方位及n值滿足本發明之規定，可獲得MBR/t為0.5以下之良好之彎曲加工性。

另一方面，比較例6由於第三壓延之應變速度偏離本發明之規定，故n值超過0.2，而使其彎曲加工性差。比較例7、8及9由於前退火下之軟化度偏離本發明之規定，故其結晶方位偏離本發明之規定，而使彎曲加工性差，比較例10及11由於第二壓延之加工度偏離本發明之規定，故其結晶方位偏離本發明之規定，而使彎曲加工性差。比較例12之Ni及Si濃度低於本發明之規定者，雖其彎曲加工性良好，但0.2%耐力甚至未達到500 MPa。

圖1係表示將本發明之Cu-Ni-Si系合金在各種溫度下進行退火時之退火溫度與拉伸強度之關係圖。

Claims (6)

1. 一種Cu-Ni-Si系合金，含有1.0~4.5質量%之Ni及0.2~1.0質量%之Si，且剩餘部分由銅及不可避免之雜質所構成，並且於進行EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction：電子背向散射繞射)測定且分析結晶方位時，Cube方位{001}<100>之面積率為5%以上，Brass方位{110}<112>之面積率為20%以下，Copper方位{112}<111>之面積率為20%以下，且加工硬化指數為0.2以下。
2. 如申請專利範圍第1項之Cu-Ni-Si系合金，含有以總量計為0.005~2.5質量%之Sn、Zn、Mg、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Co、Cr及Ag中的1種以上。
3. 一種如申請專利範圍第1或2項之Cu-Ni-Si系合金之製造方法，係製作含有1.0~4.5質量%之Ni及0.2~1.0質量%之Si，且剩餘部分由銅及不可避免之雜質所構成的鑄錠，對該鑄錠進行熱壓延後，進行冷壓延，再進行軟化度0.25~0.75之熱處理，然後進行加工度7~50%之冷壓延，繼而，進行固溶處理後，以任意順序進行時效處理及應變速度1×10^-4(l/s)以下之冷壓延。
4. 如申請專利範圍第3項之Cu-Ni-Si系合金之製造方法，其中，該鑄錠含有以總量計為0.005~2.5質量%之Sn、Zn、Mg、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Co、Cr及Ag中的1種以上。
5. 一種伸銅品，具備申請專利範圍第1或2項之銅合金。
6. 一種電子機器零件，具備申請專利範圍第1或2項之 銅合金。