本发明涉及到合金领域，具体指一种铜合金及其应用。
背景技术
一直以来，具有良好导电性且具有高强度的铜及铜合金材料是作为电气部件、汽车部件、通信器件等连接器、端子、开关的重要构成材料。随着近些年器件小型化、轻质化及高性能化，对这些构成材料也提出了更为严苛的性能改善要求，这些性能包括材料的强度、导电、耐应力松弛及弯曲加工性能。
弯曲加工性能是影响材料应用的重要因素，伴随着端子的小型化，接点部分的弯曲加工曲率半径变小，对材料要求比以往更严格的弯曲加工。因此，常常有在材料表面上出现裂纹或褶皱的问题。若在弯曲加工部分出现裂纹，接点部分的接触力降低，接点部分的接触电阻上升，温升就会超过器件的允许值，影响器件的正常使用。同时伴随着器件小型化，要求构成材料越来越轻薄，对材料强度也提出了更高的要求。强度和弯曲加工性之间存在着此消彼长的关系，要同时提高这两种特性非常不易。
目前构成材料通常选用黄铜、锡磷青铜及铍铜等，但这些合金还不能满足连接器、端子、开关发展应用需要。其中黄铜合金虽然成本较低，但在强度、导电、耐应力松弛和弯曲加工性上都难以满足高需求的领域。锡磷青铜是目前连接器、端子领域广泛使用的铜合金，其具有较高的强度，但导电率在20％iacs以下，无法满足当前高性能连接器对高导电工况的应用需求。同时考虑到sn价格较高，因此在部分领域锡磷青铜的应用受到一定的限制。铍青铜中含有的铍有毒，且铍青铜价格昂贵，一般仅应用于某些对弹性性能和强度要求较高的领域。
为弥补黄铜和磷青铜性能上的不足，c42500提出了添加sn元素以提升合金综合性能，该合金综合性能虽有所提升，但仍旧难以平衡导电率、强度、弯曲加工性能、抗应力松弛等性能以满足应用需求。
jp2014129569a提出了通过控制晶体取向来改善弯曲加工性能，其是在cu-zn-sn体系合金中，来自{220}、{311}面x射线衍射强度满足条件的晶体取向的情况下，弯曲加工性能优异。jp2013213236a提出了在合金体系中，来自{200}、{220}、{311}面x射线衍射强度满足条件的晶体取向的情况下，弯曲加工性能优异。但是，上述技术中，由于与具有一定宽度的结晶取向的分布中{200}、{220}、{311}等限定的特定晶面的集结只是晶面分布中很小一部分信息，仅与小部分特定面有关，因此有时不能充分地控制晶面取向且对弯曲加工性能的改善效果不够充分。
技术实现要素：
本发明所要解决的技术问题是针对现有技术的现状提供一种兼具良好的导电性能、屈服强度、耐应力松弛及弯曲加工性能的铜合金。
本发明所要解决的另一个技术问题是针对现有技术的现状提供一种兼具良好的导电性能、屈服强度、耐应力松弛及弯曲加工性能的铜合金的应用。
本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为：该铜合金，其特征在于包括下述组成：
余量为cu和不可避免的杂质。
在ebsd测定的晶体取向分析中，优选brass取向{011}<211>偏离角度小于15°的面积占比为10％～25％。
进一步地，控制1.0wt％≤ni+sn≤3.5wt％，并且ni与sn的重量比为0.08～10；
ni与p的重量比为2～15，并且ni、p在基体中形成nip化合物。
进一步地，上述各方案的铜合金中，还可以包括co。
co的含量优选为0.01～2.0wt％；
更好地，控制0.2％≤ni﹢co≤2.0wt％。
上述各方案的铜合金中，还可以包括元素x；
所述元素x选自al、zr、cr、mn、b、re中的至少一种；
其中，al：0.01wt％～0.8wt％，zr：0.01wt％～0.3wt％，cr：0.01wt％～0.8wt％，mn：0.01wt％～0.8wt％，b：0.0005wt％～0.2wt％，re：0.0001wt％～0.1wt％。
进一步地，控制铜合金的晶粒直径为0.5μm～10μm。
较好的，控制黄铜合金带材的90°弯曲加工性为：gw方向的值r/t≤1，bw方向的值r/t≤2。
铜合金带材的屈服强度大于600mpa，导电率大于25％iacs。
上述铜合金，尤其适合应用于电气部件、汽车部件、通信器件等连接器、端子、开关部件。
本发明在cu-zn-sn基础上添加ni、p等元素，通过控制ni、sn、p之间成分配比，生成nip析出相并在基体中弥散析出，控制织构比例，在不降低材料导电的同时提升材料的强度和折弯性能。另一方面本发明选用cu-zn-sn基体，可以在满足性能要求的同时降低材料成本，而又因其含有ni、sn等元素，为产业链实现镀镍、镀锡铜合金工艺下脚料回收也提供了更多途径。
添加sn元素一方面可以提高合金的强度和弹性，另一方面还可以改善合金耐应力松弛性能。sn在铜合金中以间隙固溶方式进行固溶，相对于置换固溶其对晶体造成的晶格畸变程度更大，有利于合金在后续加工过程中有更好的加工硬化效果，使合金具有更高的强度。同时加工硬化造成变形合金中储能增加，在时效过程中有利于形成更多的nip化合物析出的形核点，从而达到改善化合物均匀分布的效果。由于sn原子与cu原子半径相差较大，在铜合金中添加sn元素，能引起较大的晶格畸变，有效的阻碍位错的运动，尤其在合金应力松弛过程中能有效地钉扎位错，提高合金耐应力松弛性能。但是，sn的含量不足0.2wt％时，改善合金性能的效果不理想；sn含量超过2.5wt％时，会大幅降低合金导电率。因此，本发明将sn含量控制在0.2wt％～2.5wt％。
ni在铜合金中通过固溶强化提升合金强度，但本发明中ni更重要的作用是与p形成nip相，在进一步提升合金强度的同时最大程度减少对导电率的影响。ni、p元素的脱溶同时提高了合金的强度、导电率。ni含量在0.1wt％以下时，对合金强度的提升不明显；当ni含量超过2.0wt％时，时效后析出的nip相过多，基体中的残留ni、p元素也增多，影响合金的导电率，且对折弯性能不利。因此，本发明中ni含量控制在0.1wt％～2.0wt％。
本发明所述铜合金，ni、sn和p元素满足以下公式：ni与sn的重量百分比满足1.0wt％≤ni+sn≤3.5wt％，ni与sn的重量比为0.08～10，ni与p的重量比为2～15，其中ni、p在基体中形成nip化合物并弥散析出。
本发明人发现，ni/sn比例是影响合金性能的关键因素，ni、sn元素是合金中重要的强化元素，ni、p元素的时效强化结合sn元素的加工硬化效果结合可实现超过单一时效、冷加工硬化达到的强化效果。sn与ni的配比应满足：1.0wt％＜(ni+sn)＜3.5wt％，0.08＜ni/sn＜10；ni与sn的百分含量低于范围时对合金的强度有影响，高于范围时合金的加工性能、及导电率会受到影响。ni/sn原子重量比超出合金范围，合金更倾向于单一的时效强化或加工硬度。合金的强度受到影响、同时过多的合金元素影响合金的导电率。
p元素是铜合金良好的除气剂、脱氧剂。p元素能少量固溶于cu基体中，起到固溶强化的作用。p能够与ni元素形成复杂的nip化合物，如ni3p、ni5p2、ni12p5。nip析出化合物具有良好的强化效果，提高合金的强度。p元素过多时容易出现热轧制开裂、导电率降低、铸造难度增大。p的上限值应不超过0.3wt％。当p的添加量不足0.01wt％时，不能形成足够的nip化合物。ni与p的原子重量比应满足：2＜ni/p＜15，在此范围内可以实现最大程度的ni、p原子的脱溶，实现时效强化的同时，最大程度的减少ni、p原子在基体中的残留，尽可能降低添加元素对合金导电率的影响。因此，本发明将p含量控制在0.01wt％～0.3wt％、2＜ni/p＜15，使p完全以nip相析出物的形式存在。
合金中析出相的存在，可显著提高合金的屈服强度。析出相越细小弥散，合金的强度越高。弯曲加工变形时，如果析出相粗大，易出现弱界面，合金带材弯曲加工开裂；析出相过于偏聚，易导致局部应力集中，合金带材弯曲加工同样容易出现开裂。细小的弥散分布的析出相不仅对合金带材的弯曲加工性能有益，还可提高合金的抗应力松弛性能(析出相对应力松弛过程中的位错移动具有阻碍作用)，此外，析出相弥散分布还可以提高带材抗应力松弛的稳定性。并保证热轧后未回溶的析出相尽可能少。
ni、p等元素是无法实现完全时效析出的，铜基体中过量的p易导致合金的导电率下降，其对导电率的危害大于ni。因此，尽量保证ni略微过量。ni/p原子重量比控制在2～15，超过范围时均会出现元素过剩，影响合金的导电率。由于在合金中同时添加了sn、zn等元素，这些元素影响到ni、p等元素在面心立方晶体中的最大固溶度。本发明人员经过大量研究发现，ni、p元素析出强化与sn元素的加工硬化相结合，相比单独采用sn元素或ni、p析出强化为主的合金能实现强度与导电率的平衡。
本发明中添加zn元素，一方面具有固溶强化作用，提高基体强度。另一方面，zn对于改善作为电气、电子元件材料所必需的焊料润湿性、镀锡附着性也具有明显效果。此外，与其他元素相比，zn价格较低，能够以廉价的黄铜废料作为本发明合金中zn的原料来源，降低原材料成本。若zn的含量不足5wt％时，固溶强化效果不明显，且会限制黄铜废料的回用，而若zn含量超过15wt％时，则会降低合金的导电率、弯曲加工性，同时会增加耐应力腐蚀开裂的风险。zn含量控制在5wt％～15wt％。
mg具有脱氧以及提高合金耐应力松弛性的效果，对合金的导电性能影响较小，在一定程度上可提高合金的的加工硬化效果。在合金时效析出时，加工硬化效果提升，有利于提升材料中的储能，增加化合物析出时的形核点。在但如果mg含量过大，易导致合金的铸造性能及弯曲加工性能下降。因此，应将合金中mg含量控制在0.3wt％以下。实际控制范围为0～0.3wt％。
fe能细化铜合金晶粒、提高铜合金的高温强度。同时fe具有一定的析出强化效果。但fe元素对合金的导电率有影响。fe的实际控制范围为0～0.5wt％。
co与p形成cop相，通过析出强化相提升合金强度的同时而对导电率的影响较小，本发明co的含量为0.01wt％～2.0wt％。同时添加co和ni有利于进一步提升合金的强度及导电性，但当ni+co含量超过2.0wt％时，时效后析出的nip、cop相过多，基体中的残留co、ni、p元素也增多，影响合金的导电率，且对折弯性能不利。ni+co的实际控制范围为0.2％～2.0wt％
除上述组成外，本发明还可以含有选自al、mn、cr、ti、zr及ag的一种或多种元素，总计0.005wt％～2.0wt％。其中，al：0.01wt％～0.8wt％，zr：0.01wt％～0.3wt，cr：0.01wt％～0.8wt％，mn：0.01wt％～0.8wt％，b：0.0005wt％～0.2wt％，re：0.0001wt％～0.1wt％。
这些元素的添加有利于提升合金强度、耐热性及细化晶粒，因此可因应必要添加1种或2种以上。如果这些元素添加含量过多则铜合金的导电率降低，因此将al、mn、cr、ti、zr及ag元素的总添加量控制在2.0wt％以下。
本发明所述的铜合金，在ebsd测定的晶体取向分析中，brass取向{011}<211>偏离角度小于15°的面积占比为10％～25％。
铜合金板带材料中，主要有cube取向、goss取向、brass取向、copper取向、s取向等织构，并存在对应上述织构的晶面、晶向。这些织构的比例即使在相同的晶系中，也会因加工、热处理方法的不同而发生变化。由轧制形成的板带材织构，用面和方向表示，面用{hkl}表示，方向用<uvw>表示。本说明书中的晶体取向的表示方法采用将材料的轧制方向(rd)作为x轴、板宽方向(td)作为y轴、轧制法线方向(nd)作为z轴的直角坐标系，材料中各区域使用与z轴垂直的晶面指数{hkl}和与x轴平行的晶向指数<uvw>，以{hkl}<uvw>的形式表示。伴随着上述记法，各取向如下表示。
cube取向{001}<100>
goss取向{011}<100>
rotated-goss取向{011}<100>
brass取向{011}<211>
s取向{123}<634>
r取向{124}<211>
本申请发明人经过大量试验发现，织构比例与弯曲加工性之间存在较大关联，在特定的铜合金组成中，控制特定的织构比例，可以显著提升弯曲加工性能。并发现通过特定工序的制造方法，可实现如上所述取向的织构比例。对于本发明的铜合金板材的织构而言，为了为保证合金屈服强度≥600mpa、导电率≥25％iacs、gw折弯r/t≤1、bw折弯r/t≤2，应控制发货状态合金织构如下：按照sem-ebsd法的测定结果，相对于brass取向的偏离角度(取向差)小于15°的面积占比为10％～25％。本发明中的上述晶向的分析利用了ebsd法。ebsd是electronbackscattereddiffraction(电子背散射分析)的缩写，是利用了在扫描电子显微镜(sem)内向倾斜样品表面照射电子束时产生的衍射菊池线反射电子衍射的晶向分析技术。铜合金板材的织构的相对于brass取向{011}<211>的偏离角度小于15°的聚集度测定。通过如下方法得到：采用ebsd对基于sem的电子显微镜组织进行测定，并基于得到的数据、使用晶体取向分布函数(odf)进行取向分析。
如上所述，通常铜合金板材的织构由相当多的取向因子组成，但是，若这些晶面的构成比例发生变化，则板材等材料的塑性行为发生变化，弯曲等加工性也发生变化。本发明铜合金带材主要的织构取向名称及晶面晶向指数为：cube取向{001}<100>、copper取向{112}<111>、goss取向{110}<001>、brass取向{011}<211>、s取向{123}<634>、r取向{124}<211>、rotated-goss取向{001}<110>。其中与热处理、轧制工艺关联性较大的是copper取向{112}<111>、goss取向{110}<001>、brass取向{011}<211>、s型{123}<634>、r取向{124}<211>取向，在合金的轧制过程中晶粒逐渐向brass取向、s取向、copper取向转变。其中brass取向{011}<211>晶面晶向取向面积占比较大、变化明显。晶体的转动促进位错的增值和原子的错乱排布。材料中增加的储能和晶格缺陷促进后续的时效处理中析出物的继续脱溶及均匀微细的分布，提高材料的导电率、屈服强度和弯曲加工性。本发明人发现，当brass取向{011}<211>偏离角度小于15°的面积占比不满足10％～25％时，合金的强度或弯曲加工性能出现明显恶化。
本发明所述铜合金，平均晶粒直径为0.5μm～10μm。
为了进一步提高本发明中的合金弯曲加工性能，平均晶粒直径优选为0.5μm～10μm。晶粒越细小，有利于合金屈服强度的提高，合金带材在弯曲形变时由于有更多晶粒参与协同变形，变形更为均匀，弯曲变形后的表面粗糙度较小；然而，晶粒过于细小，易导致带材的抗应力松弛性能下降。合金带材为了进一步获得强度时，在时效后往往需要进行一定的冷加工变形，在满足此条件下保证合金带材的弯曲加工性能，需将时效后组织保证为完全再结晶组织，晶粒大小控制在0.5μm～10μm之间。
上述各方案中的铜合金的制备方法可以是：
包括下述步骤：
1)配料：按配比取各组分；
2)熔炼：采用常规铜合金的熔炼方法，在1000℃～1300℃将铜合金原料熔化，然后通过半连续铸造，将其制成铸块；
3)热轧：在750℃～900℃下热轧，保温时间3h～6h；
4)铣面：用于去除热轧后合金表面的氧化皮，在热轧板上、下铣面0.5mm～1.0mm；
5)一次冷轧：控制总轧制率在30％～95％范围；优选70％～90％；
6)一次时效：时效温度控制在350℃～600℃，保持时间6h～12h；
7)二次冷轧：控制二次冷轧的变形量≥60％；
8)二次时效：时效温度控制在350℃～550℃，保温时间6h～12h；优选二次时效处理温度控制在400℃～550℃，保持时间4h～10h；
9)精轧：变形量控制在5％～60％；
10)低温退火：低温退火温度控制在200℃～250℃之间，保持时间1h～6h；
11)对得到的产品进行清洗、分条、包装。
或者，包括下述步骤：
1)配料：按配比取各组分；
2)水平连铸：采用常规铜合金的熔炼方法，在1000～1300℃将铜合金原料熔化，然后通过连续铸造，将其制成铸块；
3)铣面：用于去除热轧后合金表面的氧化皮，在热轧板上、下铣面0.5mm～1.0mm；
4)一次冷轧：控制总轧制率在30％～95％范围；优选70％～90％；
5)固溶处理：在700℃～980℃温度下进行1min至1h；
6)二次冷轧：控制二次冷轧的变形量≥60％；
7)时效处理：时效温度控制在350℃～550℃，保温时间6h～12h；时效处理温度优选控制在400℃～550℃，保持时间4h～10h；
8)精轧：变形量控制在5％～60％；
9)低温退火：低温退火温度控制在200℃～250℃之间，保持时间1h～6h；
10)对得到的产品进行清洗、分条、包装。
其中，
熔炼：采用常规铜合金的熔炼方法，将铜合金原料熔化，然后通过连续铸造或半连续铸造，将其制成铸块，熔炼温度为1000℃～1300℃。
热轧：为保证铸锭中存在的粗大析出相再次固溶到基体，合金的热轧温度控制在750℃～900℃，保温时间3h～6h，此工艺下合金可达均匀化的目的，为尽量减少热轧后相粒子的析出，合金终轧温度控制在650℃以上，优选通过水冷方式进行急冷，轧制率保证在85％以上。
铣面：热轧后表面氧化皮较厚，为保证后期带材的表面质量，热轧板上下铣面0.5mm～1.0mm。
一次冷轧：在第一冷轧步骤中，要求总轧制率等于或大于30％。但是，如果第一冷轧的轧制率太高，则最终生产的铜合金板的可弯曲加工性会变差。因此，第一冷轧的总轧制率优选在30～95％范围、更优选在70～90％范围。
固溶处理是一种用于在基质中再次形成溶质元素固溶体并且进行再结晶的热处理。固溶处理后沿着轧制方向brass取向{011}<211>、s型{123}<634>取向比例减小，有利于提高合金的塑形，便于后期的冷加工。固溶处理在700～980℃温度下优选进行1min至1h，更优选进行10min至50min。如果固溶处理温度太低，则再结晶不完全，不利于沿轧制方向brass取向{011}<211>、s取向{123}<634>取向的控制，不利于后续加工。溶质元素的再溶解到固溶体中也不充分。另一方面，如果固溶处理温度太高，则晶粒变得粗大，该板的可弯曲加工性容易变差。
一次时效处理主要达到第二相析出和组织软化的目的。相对于冷轧态，时效后合金沿着轧制方向brass取向{112}<111>、goss取向{110}<001>、copper取向{011}<211>、s取向{123}<634>、r取向{124}<211>的分布比例较小，合金的具有较好的塑性。时效温度控制在350℃～600℃，保持时间6～12h，更优选是，温度控制在400℃～550℃，保持时间4～10h，这样ni与p形成化合物，在铜母相中以微小形状弥散析出，可以兼具有高的强度和优异的弯曲加工性，如果时效温度过高、时间长，析出物粗大化，得不到最佳的强度与晶粒度的搭配；反之，如果温度低、时间短，析出不能充分进行，弯曲加工性能、强度得不到充分的值。
二次冷轧：对热处理后的铜合金材料进行冷轧，随着冷轧的进行，沿着轧制方向copper取向{112}<111>、goss取向{110}<001>、brass取向{011}<211>、s取向{123}<634>、r取向{124}<211>均逐渐增加。晶体的转动促进位错的增值和原子的错乱排布。材料中增加的储能和晶格缺陷促进后续的时效处理中析出物的继续脱溶及均匀微细的分布，提高材料的导电率、屈服强度和弯曲加工性。因此，二次冷轧的变形量控制在60％以上，变形量过小，析出相的均匀分散度较差、析出量较小，同时不利于后期时效组织完全再结晶的完成，对最终带材的弯曲加工不利。
二次时效处理：合金实现析出强化的关键工艺，该时效温度控制在350～550℃，保温时间6～12h，优选时效温度控制在400～500℃，时间4～10h。温度高有利于组织的完全再结晶和第二相的析出，但过高易出现析出物聚集及过时效问题。低温时效，既不利于带材的再结晶也不利于第二相的析出。沿着轧制方向的copper取向{112}<111>、goss取向{110}<001>、brass取向{011}<211>、s取向{123}<634>、r取向{124}<211>占比较高，对带材的弯曲加工影响较大。
精轧：对时效后的合金施加冷变形有利于带材强度的进一步提高，但变形量不宜过大，过大易导致易形成明显的各向异性，不利于bw方向带材的弯曲加工能，同时影响合金的晶粒直径控制。随着加工率的增加，沿着轧制方向copper取向{112}<111>、goss取向{110}<001>、brass取向{011}<211>、s取向{123}<634>、r取向{124}<211>分布比例增大，其中尤以brass取向{011}<211>的增加趋势明显。晶面晶向的这种转动造成晶体的变形协调性变差，合金的折弯性能恶化。其中bw方向恶化更加明显。因此，变形量控制在60％以下。
低温退火：对于含锌量较高的铜合金而言，冷变形后低温退火有利于屈服强度、可弯曲加工性能的提高，同时还少量的化合物析出可以改善合金的电导率，释放一定的残余应力，且有利于晶粒直径的调整。所以将第三次冷轧后的铜合金板进行低温退火，低温退火温度控制在200℃～250℃之间。温度过高，铜合金板在短时间内软化，合金强度特征出现降低，不利于使用。另一方面，如果温度太低，则无法充分获得提高上述特征的作用。
与现有技术相比，本发明的优点在于：
(1)本发明合金在cu-zn-sn基础上添加ni、p等元素，通过控制ni、sn、p之间成分配比，生成nip析出相并在基体中弥散析出，控制织构比例，在保持材料导电的同时提升材料的强度和折弯性能；
(2)另一方面本发明选用cu-zn-sn基体，可以在满足性能要求的同时降低材料成本，而又因其含有ni、sn等元素，为产业链实现镀镍、镀锡铜合金工艺下脚料回收也提供了更多途径，可作为以c51900锡磷青铜为代表的合金的替代品；
(3)本发明合金经时效和冷轧变形后可以实现屈服强度600mpa以上，导电25％iacs以上；该黄铜合金的带材的90°弯曲加工性为：gw方向的值r/t≤1，bw方向的值r/t≤2；在150℃下保温1000小时，残余应力60％以上，耐应力松弛性能优异；
(4)本发明合金可以加工成棒线、板带等产品，广泛应用于电气部件、汽车部件、通信器件等连接器、端子、开关部件。
附图说明
图1为本发明实施例1所得合金电镜扫描图，右下角的横线为尺寸标线，图中边界线所圈定的面积为一个晶粒。
具体实施方式
以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。
按表1各实施例成分所示的铜合金配料，采用半连续铸造在1120℃-1200℃下进行熔炼，制造规格为440mm×250mm的铸锭。将上述铸锭在850℃下保温5小时之后，进行热轧使其板厚达到16.5mm。然后，由于表面除垢所以要实施铣面，热轧板上、下铣面0.5～1.0mm后使热轧板厚度达到15mm；之后，通过一次冷轧得到厚度为2mm的板；接着将一次冷轧后的板加热至440℃，保温8h，进行第一次时效。接着将一次时效后的板进行第二次冷轧，冷轧至0.35mm，然后在400℃中保温8h进行二次时效处理。最后进行精轧，轧制目标板厚0.2mm。在精轧后，在210℃中保温4h进行低温退火，得到带材样品。
对于制备得到的20个实施例合金和7个对比例合金的带材样品，分别测试力学性能、导电率、耐应力松弛性能、折弯性能、晶体取向。
室温拉伸试验按照《gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》在电子万能力学性能试验机上进行，采用宽度为12.5mm的带头试样，拉伸速度为5mm/min。
导电率测试按照《gb/t3048.2-2007电线电缆电性能试验方法第2部分：金属材料电阻率试验》，本检测仪器为zfd微电脑电桥直流电阻测试仪，样品宽度为20mm，长度为500mm。
平均晶粒度尺寸测定，根据600倍、300倍及150倍等的金属显微镜照片中的晶粒大小而选定适当倍率，按照《jish0501：1986伸铜品结晶粒度试验方法》中的求积法进行测定。其中，双晶不视为晶粒。样品宽度10mm，长度为10mm。
耐应力松弛性能测试按照《jcbat309：2004铜及铜合金薄板条弯曲应力松弛试验方法》，沿平行于轧制方向取样，样品宽度10mm，长度100mm，初始加载应力值为0.2％屈服强度的80％，测试温度为150℃，时间为1000h。
折弯性能测试按照《gbt232-2010金属材料弯曲试验方法》在折弯测试机上进行，样品宽度为5mm，长度50mm。
织构测试按照《gbt30703-2014微束分析电子背散射衍射取向分析方法导则》在pegasusxm2ebsd设备上进行测试，样品宽度10mm，长度10mm。
各实施例及对比例的成分及性能结果见表1及表2所示。
根据实施例可以发现，本发明实施例铜合金的均实现了屈服强度≥600mpa以上，导电率≥25％iacs，弯曲加工性能优异即gw方向的值r/t≤1，bw方向的值r/t≤2，耐应力松弛性能：在150℃下保温1000小时，加载应力为屈服强度的80％的条件下，残余应力≥60％的材料性能。同时对比通过实施例13和实施例19可以发现，通过用co替代部分ni可以达到和完全添加ni一样的性能；通过管理实施例10、11、19可以发现，添加fe，可以提升材料强度，mg对于耐应力松弛性能的提高具有促进作用。
通过对比例1～4可知，当ni、sn、p比值不同时满足1.0％≤ni+sn≤3.5％，2≤ni/p≤15，0.08≤ni/sn≤10，无法满足我们所需求材料的性能。通过对比例5、6可知，当brass取向{011}<211>偏离角度小于15°的面积占比不满足10％～25％时，材料弯曲加工性能明显变差。通过对比例7可知，当材料平均晶粒尺寸不满足0.5μm～10μm时，合金的弯曲加工性能和抗应力松弛性能明显下降，无法满足我们所需求材料的性能。
表1
表2