質量で、Ni20~35及びSi05~10を含み、前記NiSi比が35~45であり、残部がCu及び不可避的不純物からなる銅合金材であって、小角散乱法を用いて評価した析出物は、その平均直径が20~35nm及び直径の個数分布における規格化分散が40以下であり、W曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Rを板厚tで除した値が10以下であることを特徴とする高強度銅合金材。質量で、Ni20~35及びSi05~10を含み、前記NiSi比が35~45であり、残部がCu及び不可避的不純物からなる銅合金材であって、02耐力が770MPa以上、導電率40IACS以上、W曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Rを板厚tで除した値が10以下であることを特徴とする高強度銅合金材。請求項1又は2において、質量で、Sn001~005、Mg002~01、Mn001~07、Ag001~05及びZn01~19の少なくとも1種を含有することを特徴とする高強度銅合金材。質量で、Ni20~35及びSi05~10を含み、前記NiSi比が35~45であり、残部がCu及び不可避的不純物からなる銅合金材からなる素材を、熱間加工後に冷間圧延加工し、次いで溶体化処理後に時効処理を行う高強度銅合金材の製造方法であって、前記溶体化処理が、800~900°Cで1~3分保持した後、10°C秒以上の冷却速度で冷却するものであり、前記時効処理が、2°C分以上の平均速度で保持温度まで昇温した後、420~480°Cの範囲の温度であるT°Cにおいて、下記式1に示される指数指数が14800~15300となるt時間保持した後、300°Cまで10°C分以上の平均冷却速度で冷却するものであることを特徴とする高強度銅合金材の製造方法。請求項4において、質量で、Sn001~005、Mg002~01、Mn001~07、Ag001~05及びZn01~19の少なくとも1種を含有することを特徴とする高強度銅合金材の製造方法。請求項4又は5において、前記時効処理を行った後に冷間圧延加工を行ない、該冷間圧延加工後の前記銅合金材の小角散乱法を用いて評価した析出物の平均直径が20~35nm及び平均厚みが06nm~13nmであり、かつ、直径の個数分布における規格化分散が40以下であることを特徴とする高強度銅合金材の製造方法。特許文献1においては、時効処理後に冷間圧延を行うも、Ni2Si析出物の平均厚さについても全く示されていなく、又、焼鈍における保持時間が長く、その冷却速度、時効処理における昇温及び冷却等については示されていない。強度、導電率、曲げ加工性の両立に着目した特許としては特許文献2、3を挙げられる。特許文献2ではδ相の平均粒径を3~10nmにするとともに、粒間隔を25nm以下として、析出物の分散状態を制御している。しかし、Ni、Si量が多いため導電率が低くなる。特許文献3ではTiを添加することで50~200nmサイズのTi含有化合物を分散させ、これをピン止め粒として作用させることで母相の結晶粒径を微細化させることで良好な02耐力、導電率、Rtを得ている。しかし、Tiを添加した場合、機械的強度と曲げ加工性は溶体化後の冷却速度の影響を強く受け、冷却速度が遅くなると特性が低下する。量産工程にて製造されるような体積が大きい銅合金においてはその冷却速度は小さくなる傾向にあり、特性低下の原因となりやすい。又、引用文献2及び3においては、冷間圧延後の溶体化処理を750~1000°Cで、30秒加熱し、水中急冷し、その後に冷間圧延し、次いで時効処理を行うもので、溶体化処理における保持時間が短く、その冷却速度、時効処理における昇温及び冷却等については示されていない。本発明の目的は、溶体化処理後の冷却速度が低下しても優れた機械的特性、導電率、曲げ加工性を兼備した高強度銅合金材及びその製造方法を提供することにある。本発明は、質量で、20~35のNi及び05~10のSiを含み、NiSi比が35~45であり、残部がCuと不可避的不純物からなる銅合金材において、小角散乱法を用いて評価した析出物は、その平均直径が2nm~35nm及び直径の個数分布における規格化分散が40以下であり、かつ、W曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Rを板厚tで除した値が10以下であることを特徴とする高強度銅合金材にある。本発明は、さらに、質量で、001~005のSn、002~01のMg、001~07のMn、001~05のAg及び01~19のZnの1種以上を含有することを特徴とする。本発明の高強度銅合金材は、質量で、20~35のNi及び05~10のSiを含み、NiSi比が35~45であり、残部がCuと不可避的不純物からなる銅合金材は、その02耐力が770MPa以上、導電率40IACS以上、W曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径rを板厚tで除した値が10以下であることを特徴とする。本発明は、質量で、Ni20~35及びSi05~10を含み、前記NiSi比が35~45であり、残部がCu及び不可避的不純物からなる銅合金材からなる素材を、熱間加工後に冷間圧延加工し、次いで溶体化処理及び時効処理を行った後、冷間圧延加工を行うことを特徴とする高強度銅合金材の製造方法にある。前記溶体化処理工程が800~900°Cで1分~3分保持した後、10°C秒以上の冷却速度で冷却するものであること、前記時効処理工程における温度が420~480°Cの範囲の温度であり、又、前記時効処理工程が、2°C分以上の平均速度で保持温度まで昇温した後、420~480°Cの範囲の温度であるT°Cにおいて、下記式1に示される指数指数が14800~15300となるt時間保持した後、300°Cまで10°C分以上の平均冷却速度で冷却するものである。本発明の高強度銅合金材の製造方法においては、さらに、質量で、001~005のSn、002~01のMg、001~07のMn、001~05のAg及び01~19のZnの1種以上を含有することを特徴とする。前記銅合金材からなる鋳塊を前記素材として熱間押出加工後、冷間圧延し、次いで前記溶体化処理工程を有することが好ましい。本発明において、銅合金材を構成する合金成分の添加理由と限定理由を以下に説明する。Ni及びSiは、これらを主成分とする金属間化合物を材料中に析出、分散させるために添加する。この金属間化合物が析出することによって材料の機械的強度やバネ性が高まるとともに良好な導電率を保つことができる。この含有量が少ないと金属間化合物を十分に分散できず、高い強度を得ることができない。一方、含有量が多くても著しい機械的強度の改善が見られないばかりか、鋳造性が低下し、製造が困難になる。本発明においては、Ni含有量を20~35mass及びSi含有量を05~10massを含み、かつ、NiSimass比を35~45、好ましくは、Ni含有量を25~35mass、Si含有量を05~09mass、NiSimass比を40~45に規定することにより、効果的に高い強度と良好な曲げ加工性を両立させることができる。Sn及びMgは、Cu母相を固溶強化させるために添加する。これらの添加量が少ないと、十分な機械的特性、ばね性が得られない。一方、添加量が多すぎると、溶体化処理後の冷却速度の影響を受け、機械的強度が低下する原因となる。本発明においては、Sn含有量を001~005mass、Mg含有量を002~01mass、好ましくはSn含有量を001~003mass、Mg含有量を002~008massに規定することにより、高強度を実現できる。上記の元素に加えて、Mnを001~07massで含有させた場合、曲げ加工性を改善できる。Mn添加量が多すぎる場合は導電率の低下などの原因となる。本発明においては、Mn含有量を001~07mass、好ましくは001~01massに規定することにより、高強度、高導電率とともに、良好な曲げ加工性を実現できる。Agは、001~05mass含有させた場合、耐熱性を高めることができる。これによって、低Si濃度でも高い強度を達成することができる。Ag添加量が多すぎる場合は溶体化処理後の冷却速度の影響を強く受け、機械的強度低下の原因となる。本発明においては、Ag含有量を001~05mass、好ましくは01~05massに規定することにより高強度化が実現できる。Znは、01~19mass含有させた場合、めっき密着性やはんだ濡れ性、耐マイグレーションといった端子コネクタ用材料に要求される副次的な特性を向上させることができる。Zn含有量が多すぎる場合は導電率の低下、溶体化処理後の冷却速度の影響を強く受け機械的強度低下などの原因になる。本発明においては、Zn含有量を01~19mass、好ましくは02~18mass、より好ましくは05~15massに規定することにより、良好な導電率、機械的強度とともにめっき密着性などの副次的な特性を良好にすることができる。次に、本発明の銅合金材を小角散乱法にて評価した結果得られた析出物の形態分布について詳述する。小角散乱法は散乱角2~30以下で得られる散乱強度を解析して散乱体の形状分布を定量化する手法である。この散乱角領域では固溶、歪、結晶子などの影響を含ない、母相中に分散した散乱体の形態分布に影響を受けた散乱強度が得られる。コルソン合金の場合この散乱体は析出強化に寄与するδ相と考えられる。δ相は微細高密度に分散するほど母相が強化される。このδ相を定量的に評価し、制御することでより高強度の銅合金を製造することができる。本発明では析出物の定量化のために、小角散乱法を用いた。小角散乱法による分析結果を解析するにあたりモデリングした析出物の形状は円筒形であり、この形状はサンプルを透過電子顕微鏡にて観察した結果を踏まえて決定した。なお、小角散乱法では円筒形モデルのほか球状モデルなど他の形状モデルによる解析も可能であり、その場合、本発明と同じ測定結果でも散乱体のサイズ分布は異なる値を示す。そのため、散乱体のサイズ分布が異なる結果でも、本発明の解析条件を用いて解析した結果、本発明において規定した散乱体サイズ分布範囲と一致した場合は同一の発明と言える。本発明においては、析出物のサイズ分布を平均直径20nm~35nm、平均厚み06nm~13nm、かつ、直径の個数分布における規格化分散40以下、好ましくは平均直径20nm~25nm、平均厚み06nm~1nm、直径の個数分布おける規格化分散を35以下に規定することによって高強度銅合金材が得られる。上記組成からなる銅合金材を用いて、適切な条件下で加工処理及び熱処理を行なうことで、02耐力が770MPa以上、導電率40IACS以上を有し、W曲げ試験で割れが発生しない曲げ最小半径Rを板厚tで除した値が0~10になる銅合金材を得ることができる。ここで、02耐力が770MPa以上であるということは、低ベリリウム銅に匹敵する強度を有するということである。これらの値は、電子電気部品として実用上に問題を生じない高いバネ性を確保するための強度として十分な値となる。W曲げ試験は、JISH3110、JISH3130及び日本伸銅協会の技術標準JCBAT307に規定された銅合金条の曲げ加工性を評価する試験方法である。曲げ部表面に割れが観察される曲げ最小半径Rを板厚tで除した値Rtが、0~10になる曲げ加工性があれば、銅合金材は、電子電気部品として実用上に問題を生じない良好な曲げ加工性を持った材料として評価される。望ましくは、Rtの値が0~05の範囲になることが好適である。本発明の銅合金材は上述の銅合金組成を有する銅合金を素材として形成した後、熱間圧延加工、冷間圧延加工、溶体化及び時効処理を組み合わせて所望形状の銅合金材を形成する際、溶体化処理を800~900°Cで1分~3分保持した後、10°C秒以上の冷却速度で冷却し、時効処理を2°C分以上の平均昇温速度で保持温度まで昇温下後、420~480°Cの範囲に含まれる温度T°Cにおいて、下記式1に示される指数が14800~15300となるt時間を保持し、その後、300°Cまで10°C分以上の平均冷却速度で冷却するものである。指数又、本発明においては、最後の時効処理後に、肉厚減少率で15~25の冷間圧延加工を行うことが好ましい。以下、銅合金材の製造工程を、工程ごとに詳述する。前記銅合金を素材として形成した後、銅合金材の板厚をより薄くするために、必要に応じて熱間圧延や冷間圧延などの圧延加工処理を行う。なお、冷間圧延加工の途中に、加工硬化による内部ひずみを取り除き組織を軟化させ展延性を向上させる目的で焼鈍処理を加えても良い。次に、上記組成を持つ銅合金材を、溶体化処理をする。ここで溶体化処理時の加熱は鋳造工程で生じた銅合金材中の晶出物や析出物を母相中に固溶させる目的を有する。この溶体化処理により、この後の時効処理で生成する析出物の分布状態をより均一かつ微細な望ましい状態にすることができる。溶体化温度を800~900°C、保持時間を1分~3分、平均冷却速度を10°C秒以上に規定する。その溶体化条件は、溶体化温度を800~850°C、保持時間を1分~3分、平均冷却速度を100°C秒以上に規定することが好ましい。溶体化温度を800°Cよりも低くすると、晶出物等の固溶効果が小さくなり、時効処理後に生成する析出物の数密度が減少する原因となる。析出物の数密度の減少によって最終材の強度が低下する。溶体化温度を900°Cよりも高くすると、晶出物等の固溶効果は大きくなるものの母相の結晶粒径粗大化の原因となり、やはり最終材の強度低下の原因となる。なお、平均冷却速度とは保持温度と300°Cの温度差を冷却に要した時間で除した値である。溶体化処理における加熱保持時間は、1分より少ないと曲げ加工性Rtが10よりも大きくなりW曲げ評価において不合格となり、又、3分より長いと同様に曲げ加工性Rtが10よりも大きくなりW曲げ評価において不合格となる。従って、本発明における溶体化処理における加熱保持時間は、1分~3分とすることによって02耐力が770MPa以上、導電率が40IACS以上、曲げ加工性Rtが10以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。又、本発明の溶体化処理における加熱は、塩浴炉ほか連続焼鈍炉を用いることによって行うことによって短時間の加熱が行うことができ、特に材料の曲げ加工性に対する影響を少なくできる。更に、本発明の溶体化処理における加熱は、材料の厚さを05mm以下の厚さまで冷間加工を行うことによってそのような短時間の加熱が可能となる。溶体化処理した合金材を時効処理する。この工程は析出強化に寄与する微細な析出物を多数分散させるために行う。これにより、銅合金材の導電率とばね性を向上させることができる。時効処理の温度を420~480°Cに規定する。微細な析出物を析出させるという点では低温で長い時間加熱させることが好ましいものの、420°Cより小さいと、金属間化合物の析出に非常に多くの時間がかかり、量産に向かない。一方、析出を促進させるという点では温度を上げることが好ましいものの、480°Cより大きいと、析出する金属間化合物のサイズが粗大になり、析出強化に有効な析出物サイズを得ることができず、高い強度が得られない。時効処理の温度は430~470°Cがより好ましい。なお、溶体化処理と時効処理の間には析出物の生成を促進させる目的で冷間加工を加えても良い。冷間加工を加えることで点欠陥や転位などを導入する。これらは核生成サイトとして作用することで析出物の生成を促進させる効果がある。所望の析出物を得るためには、温度と共に時間tを規定することが必要である。そのため、時効処理などの熱活性過程を伴う現象に対してよく用いられるLarson-Miller指数にて時間条件を設定した。前述の指数式1に従がって処理温度と加熱時間条件を設定した場合、指数が14800~15300となるt時間にて時効処理を行う。この範囲よりも短時間の条件では、析出物が十分に生成しないために十分な導電率や機械的強度を得ることができない。一方、この範囲より長時間の条件では、一度の時効処理で一気に析出が進行して析出物が粗大化し、機械的強度が低下する恐れがある。なお、指数は14800~15000がより好ましい。時効処理における昇温降温速度また、析出物のサイズを従来よりも高度に制御するためには時効処理の温度保持時間のみに限らず、昇温、降温時間も厳密に管理する必要がある。特に300°C以上の昇温速度は極めて重要である。時効処理は2°C分以上の平均昇温速度で保持温度まで昇温する。なお、平均昇温速度とは300°Cと保持温度までの温度差を昇温するのに要した時間で除した値である。昇温速度を2°C分より遅くすると、後の保持、降温過程と合わせた全体の熱処理時間が長くなる。これによって、析出物粗大化の原因となり、高い強度が得られない。時効処理の昇温速度は好ましくは5°C分以上、より10°C分以上が好ましい。時効処理は10°C分以下の平均冷却速度で300°Cまで降温する。平均冷却速度とは保持温度から300°Cまでの温度差を冷却するのに要した時間で除した値である。冷却速度を10°C分より遅くすると昇温過程と同様に、全体の熱処理時間が長くなる。この結果、析出物粗大化の原因となり、高い強度が得られない。時効処理の冷却速度は100°C分以上であればより好ましい。本発明の銅合金材の製造工程は上記時効処理工程の後に調質のために、冷間加工、熱処理工程を加えても良い。本発明によれば、02耐力が770MPa以上、導電率が40IACS以上、曲げ加工性Rtが10以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材及びその製造方法を提供することができる。以下、本発明を実施例に基づいてさらに詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。図1は、本発明の実施に係る銅合金材の製造工程フローを示す図である。本実施形態における銅合金材は表1に示す銅合金組成を有する銅合金を素材として溶解鋳造にて形成した後、熱間圧延加工、冷間圧延加工、溶体化及び時効処理を組み合わせて所望形状の銅合金材を形成する際、溶体化処理を800~900°Cで05分~10分保持した後、1~100°C秒以上の冷却速度で冷却し、時効処理を05~10°C分以上の平均昇温速度で保持温度まで昇温下後、400~500°Cの範囲に含まれる温度T°Cにおいて、下記式1に示される指数が14389~15460となるt時間を保持し、その後、300°Cまで1~100°C分以上の平均冷却速度で冷却したものである。表1は、実施例1~16及び比較例1~18の合金組成massを示し、表2はこれらの銅合金について溶体化処理及び時効処理の昇温速度、時効処理温度、時効処理時間、指数、冷却速度の各条件にて製造したものである。製造した銅合金について、X線小角散乱法を用いて評価した散乱体の平均直径nm、平均厚さ、散乱体直径の個数分布規格化分散、02耐力、導電率、Rtの評価を行った。なお、表1において、不可避不純物はCuに含めて表記した。実施例1~16及び比較例1~18は、いずれも無酸素銅を母材にして、表1に示す各合金に添加されるNi、Si、Mg、Sn、Mn、Zn及びAgを添加して高周波溶解炉で溶製し、直径30mm、長さ250mmのインゴットに鋳造し、更に、このインゴットを900°Cに加熱して押出加工し、幅20mm、厚さ8mmの板状にした。これを025mmまで冷間圧延し、次いで溶体化処理を800°Cのソルトバスで2分間保持した後、冷却速度10°C秒にて銅合金材を冷却した。この銅合金材を昇温速度2°C分で450°Cまで昇温し、4時間保持した後、冷却速度10°C分で冷却した。冷却した材料を02mmまで冷間圧延したものである。表3は、実施例1~16及び比較例1~18における小角散乱法測定の結果である散乱体析出物の平均直径、平均厚み、規格化分散、並びに特性評価結果である02耐力及びW曲げ評価を示した結果を示す。表4は、表1に示す銅合金の析出物をRINT-TTRIIIを用いて測定した小角散乱法による測定解析条件を示すものである。使用した管球はCuKαである。なお、ビーム源としては他の管球を用いたX線や中性子線などでも可能であるが、結果としては同様の値が得られるはずである。測定には02mmtを、X線を透過させる目的で35μmtまで硝酸による化学エッチングやアルミナ等を用いた機械研磨を併用して薄くした箔形状のサンプルを用いた。解析にはNano-Solverを用いた。散乱体のモデルは、Ni2Si化合物を円筒形とし、その厚さtに対する直径dをアスペクト比3として採用した。引張強さ、02耐力、伸びはJISZ2241に準拠した引張試験で測定した。Rtは、曲げ軸が試料の圧延方向と平行及び垂直になるように採取した試験片を用いてJISH3110、JISH3130に準拠した方法で試験し、平行方向と垂直方向を比較して値が大きいものを結果として採用した。図2は、X線小角散乱法による測定結果を示すグラフである。測定データが散乱角2θを走査して得られた散乱強度である。計算データは析出物をNi2Si、形状をアスペクト比3の円柱と仮定して解析した結果である。この解析にはRigaku社データ解析ソフトを用いた。この解析の基本原理について説明する。析出物サイズ分布の解析は理論散乱強度と測定した散乱強度をフィッテングさせて確からしい値を導くものである。その理論散乱強度Iは析出物半径をRとしたとき、下記の式2で表せる。ここでρは析出物の密度、F1は波数qは析出物半径Rの数である。従って、Fが既知若しくは仮定してやることで、析出物のサイズ分布を求めることができる。なお形状因子は、非特許文献JSPedersenAdvancesinColloidandInterfaceScience70171210を参照すれば詳細が記載されている。図3は、析出物をNi2Si、形状をアスペクト比3の円柱と仮定して析出物を解析した結果、横軸を平均直径、縦軸を正規化した頻度とした析出物サイズ分布を示すグラフである。この解析結果における析出物の平均直径2Rは24nm、円柱の厚さ08nm、規格化分散は33である実施例11。実施例1~9以上のようにして製造した実施例1~9については、表2に示す溶体化処理及び時効処理を行ない、X線小角度散乱法にて散乱体を解析して、散乱体の平均直径、平均厚さ、直径の個数分布における規格化分散を評価すると共に、02耐力、導電率、Rtを評価した。実施例1は、表1に示す30massNi、07massSiを含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金となる無酸素銅を母材にして、Ni及びSiを添加して高周波溶解炉で溶製したものである。実施例2は実施例1と比較してNi、Si量を低減した例、実施例3、4は副成分としてMgを添加した例、実施例5、6は副成分としてSnを添加した例、実施例7はMgに追加としてMnを添加した例、実施例8はMgに追加としてZnを添加した例、実施例9は実施例2のNi、Siをべ一スにMgとAgを添加した例である。表3に示すように、実施例1~9においては、散乱体の形状分布は平均直径24~30nm、平均厚さ08~10nm、規格化分散30~31であり、その特性は、02耐力が771~835MPa、導電率40~48IACS、Rt=08となり、高強度かつ、良好な導電率、曲げ加工性を兼ね備えた材料を得られた。本実施例によれば、02耐力が770MPa以上、導電率が40IACS以上、曲げ加工性Rtが10以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。本実施例においては、表1に示す実施例3に示す合金組成を有する合金を用い、実施例10~12は実施例3に対して、溶体化処理における温度、保持時間、冷却時間を変化させた例であり、実施例13~16は時効処理における昇温時間、保持温度、保持時間、冷却時間を変化させた例である。本実施例においても前述の実施例1~9と同様に製造した銅合金材の散乱体の平均直径、平均厚さ、直径の個数分布、02耐力、導電率、Rtを評価した。本実施例10~16の銅合金材は、Ni2Si析出物の平均直径が24~30nm、平均厚さが08~10nm、規格化分散が33~40、02耐力が809~844MPa、導電率が40~45IACS及び曲げ評価のRt比が1以下で合格を有するものである。従って、本実施例10~16の銅合金材は、いずれも、02耐力が770MPa以上、導電率が40IACS以上、曲げ加工性Rtが10以下の優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。以上のように、本実施例においては、02耐力が770MPa以上、導電率が40IACS以上、曲げ加工性Rtが10以下とするいずれについても満足する優れた特性を併せ持った高強度銅合金材が得られるものである。次に、本発明の銅合金材について、その合金組成の限定理由を、表1及び表2に示す比較例を挙げて説明する。比較例1は40massNi、10massSiを含有し、残部がCuと不可避不純物からなる銅合金を、無酸素銅を母材にして、Ni及びSiを添加して高周波溶解炉で溶製し、直径30mm、長さ250mmのインゴットに鋳造した。このインゴットを900°Cに加熱して押出加工し、幅20mm、厚さ8mmの板状にした。この銅合金材についても、前述の実施例と同様に、散乱体の形状分布、02耐力、導電率、Rtを評価し、結果を表3に示す。比較例1はNi添加量が本発明のNi添加量より多い例であり、比較例2は、実施例1の試料に対し、Ni、Si添加量が本発明のNi、Si添加量より少ない例である。高い02耐力は得られるものの、Rtは10以上となり、曲げ評価が不合格であった。比較例3はNiSi質量比が本発明より小さい例であり、比較例4はNiSi質量比が本発明を超えた例である。いずれの場合も、02耐力が767MPa以下で耐力が低く、更に、Rtも10より大きく、曲げ評価が不合格であった。比較例5はMg添加量、比較例6はSn添加量、比較例7はMn添加量、比較例8はAg添加量、比較例9はZn添加量がいずれも本発明の添加量より多い例であり、いずれも導電率が25~39IACSと低く、又、Rtが10よりも大きく、曲げ評価が不合格であった。本比較例においては、本発明の銅合金材について、その溶体化処理における溶体化処理温度、冷却速度、保持時間の限定理由を、表2に示す比較例を挙げて説明する。比較例10~14は実施例3の銅合金材を用い、本発明と比較して、比較例10は溶体化処理における冷却速度を1°C秒と遅くした例、比較例11は溶体化処理における保持時間が10分と長い例、比較例12は溶体化処理における保持時間が05分と短い例、比較例13は溶体化処理における保持温度が780°Cと低い例、比較例14は溶体化処理における保持温度が高い例であり、いずれも本発明の範囲をはずれた例であり、いずれもRtが10よりも大きく、曲げ評価が不合格であった。比較例15~18本比較例においては、本発明の銅合金材について、その時効処理における昇温速度、保持温度、保持温度と保持時間とによって求められる指数、冷却速度の限定理由を、表2に示す比較例を挙げて説明する。比較例15~18は実施例3の銅合金材を用い、本発明と比較して、比較例15は時効処理における昇温速度が05°C分と遅くした例、比較例16は時効処理における保持温度と保持時間とによって求められる指数が小さい例、比較例17は時効処理における保持温度が高く保持温度と保持時間とによって求められる指数が大きい例、比較例18は時効処理における冷却速度が1°C/分と遅い例である。いずれも散乱体の形状分布が規定範囲内の値であり、又、02耐力822~829MPaと高く、更に、Rtが10よりも大きいものであるが、曲げ評価が不合格であった。以上のように、本比較例に示されるように、02耐力が770MPa以上、導電率が40IACS以上、曲げ加工性Rtが10以下とするいずれかが満足するものが得られないものであり、これらのいずれをも有する特性を併せ持った銅合金材は得られないものである。