【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
＜産業上の利用分野＞
本発明は、優れた機械的強度とばね特性を有す
ると共に室温より高い70℃以上の中位の温度にお
いて高いクリープ抵抗性を示す高力銅基合金に関
し、特に電子・電気機器に応用して好適なもので
ある。
＜従来の技術＞
従来、適度の遅延性と強度とを兼ね備えた銅基
合金として黄銅が使用され、電子・電気機器用の
スイツチやターミナル、コネクタやホルダ、或い
はクリツプやリレー、ソケツト等の主としてばね
性を必要とする機能部品に永年使用されてきた。
ところが、近年に至つてこれら機能部品の小型化
及び高性能化が飛躍的に進歩し、使用環境も非常
に厳しいものとなつてきたため、黄銅の使用にも
限界がみられるに至つた。
即ち、従来の黄銅では、強度や応力腐食割れに
対する抵抗力の点で、近年の要求を充たすことが
困難になつてきたのである。例えば、強度不足を
補う目的で黄銅の冷間加工の度合いを上げると、
応力腐食割れに対する抵抗力が低下し、その使用
範囲に制限を受ける欠点があつた。
このような理由から、要求の厳しい用途の場合
には、黄銅に代えて洋白やりん青銅を使用してい
たが、これらの銅基合金は電子・電気機器等の製
品を製造する際に、黄銅よりも加工性が悪く、添
加元素として高価なニツケルや錫等を多量に用い
るため、広汎且つ大量に使用する場合には、経済
性の点で問題を有している。
上述の銅基合金の強度や加工性、或いは経済性
や耐食性、更には応力腐食割れに対する抵抗力を
改良するため、本件出願人は特公昭56−4138号に
おいて、「67〜80重量％の銅と、１〜４重量％の
アルミニウムと、0.05〜2.5重量％の鉄と、残部
が亜鉛とからなり、更に合金組織がα＋βの平衡
相とα鉄とを有し、ばね限界値が70Kg／mm2を越え
る高力銅基合金」を以前に提案した。
又、展延性や強度の良好な銅基合金として、特
公昭50−21966号公報において、「アルミニウム及
び亜鉛の含有率が
アルミニウム（重量％）＝−0.29×亜鉛
（重量％）＋9.2±1.35
に従うことを特徴とし、67〜80重量％の銅と、
15.0〜31重量％の亜鉛と、1.0〜5.0重量％のアル
ミニウムと、0.1〜3.0重量％のコバルトとから本
質的になり、本質的に大きい機械的強度と成形性
を有する」もの、及び特公昭50−24887号公報に
おいて、「本質的に66〜76重量％の銅と、15.0〜
32.5重量％の亜鉛と、2.5〜4.5重量％のアルミニ
ウムと、0.4〜5.0重量％のニツケルとからなり、
前記アルミニウム及び亜鉛の含有量は、
アルミニウム（重量％）＝−0.3×亜鉛
（重量％）＋10.3±1.25
で示される範囲であり、且つ微細構造は全体的に
分散した微細析出粒子を含む実質的に飽和された
α相であり、完全に焼鈍された状態で少くとも
3160Kg／mm2（45000psi）の降伏強度特性と、50％
の冷間圧延後の冷間加工温度状態で、少なくとも
6330Kg／cm2（90000psi）の降伏強度特性を持つ」
ものがそれぞれ開示されている。
＜発明が解決しようとする課題＞
上述した特公昭56−4138号公報や、特公昭50−
21966号公報及び特公昭50−24887号公報に開示さ
れた高力銅基合金は、経済性や加工性、或いは強
度や耐応力腐食割れ性の点で優れた特性を有して
いる。
しかし、これらは70℃以上の室温より高い中位
の温度におけるクリープ抵抗性（耐応力緩和特
性）が65−35黄銅よりも顕著に優れているもの
の、ばね用りん青銅やベリリウム銅と比較すると
不十分である。
最近の電子・電気機器用の機能部品の中でばね
材やコネクタ材は長年月に亙つて十分な接触圧力
を維持できることが必要であり、室温のみなら
ず、70℃以上の中位の温度でも高いクリープ抵抗
を有することが重要視されている。
＜発明の目的＞
本発明は、上述した従来の電子・電気機器用高
力銅基合金における経済性や良好な伸び性、或い
は強度や耐応力腐食割れ性を維持した上に、ばね
特性の向上と70℃以上の室温より高い中位の温度
においても十分なクリープ抵抗性を有する電子・
電気機器用高力銅基合金を提供することを目的と
する。
＜課題を解決するための手段＞
本発明の電子・電気機器用高力銅基合金は、15
〜30重量％の亜鉛と、１〜４重量％のアルミニウ
ムと、0.05〜0.8重量％の錫と、0.1〜１重量％の
鉄及び0.1〜３重量％のコバルトの内の少なくと
も一方と、残部が本質的に銅とからなることを特
徴とするものである。
ここで、「残部が本質的に銅とからなる」とは、
本発明の高力銅基合金が上述の主要構成元素の他
に、通常、銅に含まれる微量の鉛や燐、マンガ
ン、硅素等が不純物として含まれても良いことを
意味する。
前記亜鉛の含有量は、15〜30重量％の範囲まで
のものを含むが、特に好ましいのは20〜25重量％
の範囲である。この亜鉛の含有量が15重量％に達
しない場合は、合金自体の強度が小さく、ばね材
やコネクタ材としての強度が不足する。逆に、30
重量％を越えると伸び性が不足するばかりでな
く、応力腐食割れに対する抵抗力が低くなる。
又、アルミニウムの含有量は１〜４重量％の範
囲が有効であるが、２〜４重量％の範囲のものが
特に好ましい。このアルミニウムの含有量が１重
量％未満の場合には、強度改善の効果が得られ
ず、逆に４重量％を越えると展延性が著しく低下
する。
更に、錫の含有量は0.05〜0.8重量％の範囲が
有効であるが、好ましくは0.1〜0.5重量％の範囲
である。この錫の含有量が0.05重量％未満の場合
には、特性改善の効果が得られず、逆に0.8重量
％を越えた場合には、特性が飽和に達するばかり
でなく、溶解時に酸化物が多くなり、後述する鋳
造性が損われる傾向がある。
一方、鉄及びコバルトは結晶微細化剤として添
加するものであり、鉄の添加量は0.1〜１重量％、
コバルトは0.1〜３重量％であるが、特に好まし
いのは鉄が0.2〜0.5重量％、コバルトが0.2〜１重
量％の範囲である。鉄及びコバルトの添加量が
0.1重量％未満の場合には、結晶微細化の効果が
少なく、鉄の添加量が1.0重量％が超えたり、或
いはコバルトの添加量が３重量％を越えた場合に
は、合金の展延性が低下する。又、鉄及びコバル
トを複合添加する時の総量は、１重量％以下にす
ることが望ましい。
このような本発明の電子・電気機器用高力銅基
合金の製造に際しては、大気中で構成金属元素を
溶解鋳造し、得られたインゴツトを800〜850℃で
熱間圧延する。かくして得られた熱間圧延材を
550〜650℃で調質焼鈍し、更に所定の圧延率で冷
間圧延し、再び450〜550℃での調質焼鈍と冷間圧
延を行う。次いで、得られた冷間圧延材のばね特
性を改善するため、200〜260℃で低温焼鈍する。
なお、本発明の電子・電気機器用高力銅基合金
は、10％以下の低い圧延率で冷間圧延した後、上
述した場合と同様に200〜340℃で１時間低温焼鈍
することによつても、ばね特性を改善することが
できる。
＜実施例＞
次に、本発明による電子・電気機器用高力銅基
合金の実施例を比較例となる従来の高力銅基合金
と比較参照しながら具体的に説明する。
本実施例の溶解原料として、第１表の実施例試
料１〜４に示すような重量割合の電気銅、電気亜
鉛、錫地金、アルミニウム地金、銅−鉄母合金、
銅−コバルト母合金を用い、以下に記す工程に従
つて製造した。
(1) 電気銅、電気亜鉛、アルミニウム地金をそれ
ぞれ配合し、木炭粉末被覆下でアルミナるつぼ
に入れ、高周波加熱により溶解した。
(2) 次に、約1150℃の上記溶解液に銅−鉄母合金
及び銅−コバルト母合金の内の少なくとも一方
と、錫地金とを投入し、撹拌棒で撹拌溶融し、
添加金属を溶湯中に均一に溶解させた。
(3) 上記融液を約1150℃に保持し、所定形状の金
型内へ鋳込み、厚さが35mmで幅が90mm、長さが
150mmの鋳塊を作製した。これらの鋳塊の成分
分析値を別紙第１表に示す。
(4) これによつて得られた鋳塊を25mmの厚さに切
削加工した後、これを800℃で４mmの厚さに熱
間圧延した。
(5) 次いで、これを620℃で約１時間調質焼鈍し
た後、0.8mmの厚さに冷間圧延し、再度510℃で
１時間調質焼鈍した後、更に0.7mmの厚さに冷
間圧延した。
<Industrial Application Field> The present invention relates to a high-strength copper-based alloy that has excellent mechanical strength and spring properties and exhibits high creep resistance at moderate temperatures of 70°C or higher, which is higher than room temperature. It is suitable for application to electrical equipment. <Conventional technology> Brass has traditionally been used as a copper-based alloy that has appropriate delay properties and strength, and is used primarily in springs such as switches, terminals, connectors, and holders for electronic and electrical equipment, as well as clips, relays, and sockets. It has been used for many years in functional parts that require high performance.
However, in recent years, the miniaturization and high performance of these functional parts have progressed dramatically, and the environment in which they are used has become extremely harsh, so the use of brass has reached its limits. That is, it has become difficult for conventional brass to meet recent demands in terms of strength and resistance to stress corrosion cracking. For example, if you increase the degree of cold working of brass to compensate for its lack of strength,
This had the disadvantage that its resistance to stress corrosion cracking was reduced, limiting its range of use. For these reasons, nickel silver and phosphor bronze have been used instead of brass in demanding applications, but these copper-based alloys are often used in the manufacture of electronic and electrical equipment. It has poor workability compared to brass, and uses large amounts of expensive additives such as nickel and tin, so it poses a problem in terms of economy when used widely and in large quantities. In order to improve the strength, workability, economic efficiency, corrosion resistance, and resistance to stress corrosion cracking of the above-mentioned copper-based alloy, the applicant proposed in Japanese Patent Publication No. 1983-4138 that ``67 to 80% by weight copper It is composed of 1 to 4% by weight of aluminum, 0.05 to 2.5% by weight of iron, and the balance is zinc, and furthermore, the alloy structure has an α+β equilibrium phase and α iron, and the spring limit value is 70Kg/mm. We have previously proposed ``high strength copper-based alloys exceeding 2' '. In addition, as a copper-based alloy with good malleability and strength, Japanese Patent Publication No. 1982-21966 states that the content of aluminum and zinc is: aluminum (wt%) = -0.29 x zinc (wt%) + 9.2 ± 1.35 67-80% by weight copper;
consisting essentially of 15.0 to 31% by weight of zinc, 1.0 to 5.0% by weight of aluminum, and 0.1 to 3.0% by weight of cobalt, and having essentially high mechanical strength and formability; No. 50-24887, "Essentially 66 to 76% by weight of copper and 15.0 to 76% by weight of copper
Consisting of 32.5% by weight zinc, 2.5-4.5% by weight aluminum, and 0.4-5.0% by weight nickel,
The content of aluminum and zinc is in the range shown by aluminum (wt%) = -0.3 x zinc (wt%) + 10.3 ± 1.25, and the microstructure is a substantial one containing fine precipitated particles dispersed throughout. α-phase is saturated in α phase, and at least
Yield strength properties of 3160Kg/ mm2 (45000psi) and 50%
At the cold working temperature state after cold rolling, at least
It has a yield strength characteristic of 6330Kg/cm 2 (90000psi).”
Each item is disclosed. <Problem to be solved by the invention> The above-mentioned Japanese Patent Publication No. 4138-1983 and Japanese Patent Publication No. 1983-
The high-strength copper-based alloys disclosed in Japanese Patent Publication No. 21966 and Japanese Patent Publication No. 50-24887 have excellent properties in terms of economy, workability, strength, and stress corrosion cracking resistance. However, although these materials have significantly better creep resistance (stress relaxation properties) than 65-35 brass at medium temperatures higher than room temperature (70°C or higher), they are inferior to phosphor bronze and beryllium copper for springs. It is enough. Among the functional parts for modern electronic and electrical equipment, spring materials and connector materials need to be able to maintain sufficient contact pressure for many years, not only at room temperature but also at moderate temperatures of 70°C or higher. Emphasis is placed on having high creep resistance. <Object of the invention> The present invention maintains the economic efficiency, good elongation, strength, and stress corrosion cracking resistance of the conventional high-strength copper-based alloys for electronic and electrical equipment as described above, and also improves the spring characteristics. It is an electronic metal with sufficient creep resistance even at moderate temperatures higher than room temperature (70°C or higher).
The purpose is to provide high-strength copper-based alloys for electrical equipment. <Means for solving the problem> The high-strength copper-based alloy for electronic/electrical equipment of the present invention has 15
~30% by weight zinc, 1-4% by weight aluminum, 0.05-0.8% by weight tin, at least one of 0.1-1% by weight iron and 0.1-3% by weight cobalt, the balance It is characterized by consisting essentially of copper. Here, "the remainder consists essentially of copper" means:
This means that the high-strength copper-based alloy of the present invention may contain trace amounts of lead, phosphorus, manganese, silicon, etc., which are normally contained in copper, as impurities in addition to the above-mentioned main constituent elements. The content of zinc may range from 15 to 30% by weight, particularly preferably from 20 to 25% by weight.
is within the range of If the zinc content does not reach 15% by weight, the strength of the alloy itself will be low, resulting in insufficient strength as a spring material or connector material. On the contrary, 30
If it exceeds % by weight, not only will the elongation be insufficient, but also the resistance to stress corrosion cracking will be low. Further, it is effective to have an aluminum content in the range of 1 to 4% by weight, but a range of 2 to 4% by weight is particularly preferable. When the aluminum content is less than 1% by weight, no effect of improving strength can be obtained, and on the other hand, when it exceeds 4% by weight, the malleability is significantly reduced. Furthermore, the tin content is effectively in the range of 0.05 to 0.8% by weight, preferably in the range of 0.1 to 0.5% by weight. If the tin content is less than 0.05% by weight, no improvement in properties will be obtained, and if it exceeds 0.8% by weight, not only will the properties reach saturation, but oxides will form during dissolution. As a result, castability, which will be described later, tends to be impaired. On the other hand, iron and cobalt are added as crystal refiners, and the amount of iron added is 0.1 to 1% by weight.
The content of cobalt is 0.1 to 3% by weight, and particularly preferred ranges are 0.2 to 0.5% by weight of iron and 0.2 to 1% by weight of cobalt. The amount of iron and cobalt added is
If the amount is less than 0.1% by weight, the crystal refining effect will be small, and if the amount of iron added exceeds 1.0% by weight or if the amount of cobalt added exceeds 3% by weight, the malleability of the alloy will decrease. descend. Further, when adding iron and cobalt in combination, the total amount is desirably 1% by weight or less. In producing the high-strength copper-based alloy for electronic and electrical equipment of the present invention, the constituent metal elements are melted and cast in the atmosphere, and the resulting ingot is hot-rolled at 800 to 850°C. The hot-rolled material thus obtained is
Temper annealing is performed at 550 to 650°C, further cold rolling is performed at a predetermined rolling ratio, and temper annealing and cold rolling are performed again at 450 to 550°C. Next, in order to improve the spring properties of the obtained cold-rolled material, it is annealed at a low temperature of 200 to 260°C. The high-strength copper-based alloy for electronic and electrical equipment of the present invention is cold-rolled at a low rolling reduction of 10% or less, and then low-temperature annealed at 200 to 340°C for 1 hour in the same manner as described above. However, the spring characteristics can be improved. <Example> Next, Examples of the high-strength copper-based alloy for electronic and electrical equipment according to the present invention will be specifically described with reference to a conventional high-strength copper-based alloy serving as a comparative example. As the melted raw materials of this example, electrolytic copper, electrolytic zinc, tin ingot, aluminum ingot, copper-iron master alloy in the weight proportions shown in Example Samples 1 to 4 in Table 1,
It was manufactured using a copper-cobalt master alloy according to the steps described below. (1) Electrolytic copper, electrolytic zinc, and aluminum ingot were mixed, placed in an alumina crucible under a coating of charcoal powder, and melted by high-frequency heating. (2) Next, at least one of the copper-iron master alloy and the copper-cobalt master alloy and the tin metal are added to the above solution at about 1150°C, stirred and melted with a stirring rod,
The added metal was uniformly dissolved in the molten metal. (3) The above melt is maintained at approximately 1150℃ and cast into a mold of a specified shape, with a thickness of 35 mm, a width of 90 mm, and a length of 35 mm.
A 150mm ingot was produced. The component analysis values of these ingots are shown in Appendix Table 1. (4) The ingot thus obtained was cut to a thickness of 25 mm, and then hot rolled at 800°C to a thickness of 4 mm. (5) Next, this was heat annealed at 620°C for about 1 hour, then cold rolled to a thickness of 0.8 mm, and then heat annealed again at 510°C for 1 hour, and further cooled to a thickness of 0.7 mm. It was rolled for a while.
【表】
(6) 上記冷間圧延加工後、200℃で１時間低温焼
鈍を行い、所定の実施例試料１〜４を得た。
一方、比較例の溶解原料として第１表の比較例
試料１に示す電気銅、電気亜鉛、アルミニウム地
金、銅−鉄母合金を用いる以外は、上述した本実
施例と同じ工程に従つて0.7mmの厚さの電子・電
気機器用高力銅基合金の圧延材（比較例試料１）
を作製した。
同様に、別な比較例の溶解原料として第１表の
比較例試料２に示す電気銅、電気亜鉛、アルミニ
ウム地金及び銅−コバルト母合金を用いる以外
は、先の本実施例と同じ工程に従い、0.7mmの厚
さの電子・電気機器用高力銅基合金の圧延材（比
較例試料２）を作製した。
次に、上述した本実施例及び比較例で得られた
実施例試料１〜４及び比較例試料１、２の性能と
して、引張強さ（Kgｆ／mm2）、伸び（％）、ビツカ
ース硬さ（Hv(5)）、ばね限界値（Kgｆ／mm2）及び
導電率（％ IACS）に付き、測定した結果を第
２表に示す。
この第２表から明らかなように、実施例試料１
〜４の引張強さ及びばね限界値は、比較例試料
１、２と比べて向上していることが判る。特に、
実施例試料１〜３のばね限界値は比較例試料１に
対し、それぞれ６％、10％、11％も向上している
ことが判る。
しかも、本発明の高力銅基合金では錫を多少添
加しているにもかかわらず、導電率はそれ程低下
していないことも判る。[Table] (6) After the above cold rolling process, low-temperature annealing was performed at 200°C for 1 hour to obtain predetermined example samples 1 to 4. On the other hand, the same process as in the present example described above was followed except that electrolytic copper, electrolytic zinc, aluminum base metal, and copper-iron master alloy shown in Comparative Example Sample 1 in Table 1 were used as melting raw materials for the comparative example. Rolled material of high-strength copper-based alloy for electronic and electrical equipment with a thickness of mm (Comparative Example Sample 1)
was created. Similarly, the same process as in this example was followed except that electrolytic copper, electrolytic zinc, aluminum base metal, and copper-cobalt master alloy shown in Comparative Example Sample 2 in Table 1 were used as melting raw materials for another comparative example. A rolled material (Comparative Example Sample 2) of a high-strength copper-based alloy for electronic and electrical equipment with a thickness of 0.7 mm was produced. Next, the properties of Example Samples 1 to 4 and Comparative Example Samples 1 and 2 obtained in the above-mentioned Examples and Comparative Examples are tensile strength (Kgf/mm 2 ), elongation (%), and Vickers hardness. (Hv(5)), spring limit value (Kgf/mm 2 ), and conductivity (% IACS) are shown in Table 2. As is clear from this Table 2, Example sample 1
It can be seen that the tensile strength and spring limit value of Samples 1 to 4 are improved compared to Comparative Samples 1 and 2. especially,
It can be seen that the spring limit values of Example Samples 1 to 3 are improved by 6%, 10%, and 11%, respectively, compared to Comparative Example Sample 1. Furthermore, it can be seen that in the high-strength copper-based alloy of the present invention, the electrical conductivity did not decrease significantly despite the addition of some tin.
【表】
更に、実施例試料１〜４及び比較例試料１、２
から作製した厚さが0.7mmで幅５mm、長さが200mm
の試験片の中央部をチヤツクで水平に固定し、こ
れら試験片に引張強さの70％に相当する表面最大
曲げ応力が付与されるように、試験片の固定部分
から100mmの先端位置に錘を吊り下げる一方、試
験装置全体を100℃の恒温槽内に保持した。そし
て、それぞれ５時間経過後、24時間経過後、48時
間経過後、96時間経過後の曲げ変位量を測定した
結果を第１図に示す。
この第１図において、横軸は経過時間を１時間
を単位にプロツトしたものであり、縦軸は曲げ変
位量をmm単位で示したものである。
このグラフから明らかなように、70℃以上の中
位の温度において、実施例試料１〜４の曲げ変位
量は、比較例試料１、２の曲げ変位量に対して著
しく低いことが判る。例えば、96時間経過後の比
較例試料１の曲げ変位量を100とした時、実施例
試料１〜３の曲げ変位量はそれよりもそれぞれ12
％、24％、28％も低下していることが判る。この
ことは、本発明の高力銅基合金の中位温度におけ
るクリープ抵抗性が優れていることを示してい
る。
更に、応力腐食割れに対する抵抗性能を調べる
ため、実施例試料２、４及び65−35黄銅に対し、
それぞれ引張り強さの50％の最大曲げ応力を加え
たままASTM規格でG37−73に示されたマトソ
ン溶液中に浸漬し、96時間の加速試験を行い、各
試料の割れの有無を調べたところ、65−35黄銅は
36時間経過後に割れが発生したが、実施例試料
２、４については96時間経過後も割れが発生せ
ず、応力腐食割れに対する抵抗力が優れているこ
とが判つた。
＜発明の効果＞
本発明の高力銅基合金によると、銅と、亜鉛
と、アルミニウムと、錫と、鉄及びコバルトの内
の少なくとも一方とを最適な割合で構成したの
で、強度及び応力腐食割れに対する抵抗力が従来
の高力銅基合金と比較して優れているばかりでな
く、室温より高い70℃以上の中位の温度において
優れたクリープ抵抗力を有し、更に優れたばね特
性をも有しており、電気機器用ばねやコネクタ材
或いは機能部品等に利用することができる。[Table] Additionally, Example Samples 1 to 4 and Comparative Example Samples 1 and 2
The thickness was 0.7mm, the width was 5mm, and the length was 200mm.
The central part of the test piece is fixed horizontally with a chuck, and a weight is placed at the tip position 100 mm from the fixed part of the test piece so that the maximum surface bending stress equivalent to 70% of the tensile strength is applied to the test piece. was suspended, while the entire test apparatus was kept in a constant temperature bath at 100°C. FIG. 1 shows the results of measuring the amount of bending displacement after 5 hours, 24 hours, 48 hours, and 96 hours, respectively. In FIG. 1, the horizontal axis plots the elapsed time in units of one hour, and the vertical axis plots the amount of bending displacement in mm units. As is clear from this graph, the bending displacement amounts of Example Samples 1 to 4 are significantly lower than those of Comparative Example Samples 1 and 2 at a medium temperature of 70° C. or higher. For example, when the bending displacement of Comparative Example Sample 1 after 96 hours has passed is set to 100, the bending displacement of Example Samples 1 to 3 is 12
%, 24%, and 28%. This shows that the high-strength copper-based alloy of the present invention has excellent creep resistance at intermediate temperatures. Furthermore, in order to investigate the resistance performance against stress corrosion cracking, Example samples 2, 4 and 65-35 brass were
Each sample was immersed in a Matson solution specified by ASTM G37-73 while applying a maximum bending stress of 50% of its tensile strength, and subjected to an accelerated test for 96 hours to examine the presence or absence of cracks in each sample. , 65−35 brass
Cracking occurred after 36 hours, but no cracking occurred in Example Samples 2 and 4 even after 96 hours, indicating that they had excellent resistance to stress corrosion cracking. <Effects of the Invention> The high-strength copper-based alloy of the present invention is composed of copper, zinc, aluminum, tin, and at least one of iron and cobalt in an optimal ratio, so it has excellent strength and stress corrosion. Not only does it have better resistance to cracking than conventional high-strength copper-based alloys, but it also has excellent creep resistance at moderate temperatures of 70°C or higher, which is higher than room temperature, and it also has excellent spring properties. It can be used for springs for electrical equipment, connector materials, functional parts, etc.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
第１図は本発明による高力銅基合金の各実施例
及び従来の銅基合金の比較例に対し、一定荷重を
負荷した状態における曲げ変位量の経時的変化を
表すグラフである。
FIG. 1 is a graph showing changes over time in the amount of bending displacement when a constant load is applied to each example of the high-strength copper-based alloy according to the present invention and a comparative example of a conventional copper-based alloy.