JP3729454B2

JP3729454B2 - 銅合金およびその製造方法

Info

Publication number: JP3729454B2
Application number: JP2002346974A
Authority: JP
Inventors: 保孝菅原; 一彦深町
Original assignee: 日鉱金属加工株式会社
Priority date: 2002-11-29
Filing date: 2002-11-29
Publication date: 2005-12-21
Anticipated expiration: 2022-11-29
Also published as: JP2004176162A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コネクタ材等に使用する銅合金に関するものであり、特に、優れた曲げ性と強度とを同時に実現した銅合金の製造技術を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】
チタンを含有する銅合金（以下、「チタン銅」と称する）は、コネクタ材等に使用され、近年その需要は益々増大の傾向にある。この傾向に対処すべく、チタン銅の析出硬化に関する研究開発が種々行われている。従来の銅合金には、チタン銅にＮｉおよびＡｌを添加するものがある（例えば、特許文献１参照）。また、チタン銅にＡｌおよびＭｇを添加したものもある（例えば、特許文献２参照）。さらに、チタン銅にＳｎ、ＮｉおよびＣｏを添加したものもある（例えば、特許文献３参照）。近年においては、チタン銅にＣｒ、Ｚｒ、ＮｉおよびＦｅを添加する技術が提案されている（例えば、特許文献４参照）。また、結晶粒の微細化に関する技術も開示されている（例えば、特許文献５参照）。さらに、チタン銅にＺｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、ＰおよびＳｉを添加する技術も提案されている（例えば、特許文献６参照）。
【０００３】
【特許文献１】
特開昭４８−１０２６４５号公報
【特許文献２】
特開昭４９−１６８１３号公報
【特許文献３】
特開昭６０−６２０４６号公報
【特許文献４】
特開平４−３０９７４８号公報
【特許文献５】
特開２０００−１２６９４５号公報
【特許文献６】
特開２００２−３１２１９号公報
【０００４】
チタン銅は、溶体化処理によって過飽和固溶体を形成させ、その状態から低温時効を施すと、準安定相である変調構造が発達し、その発達段階の或る時期において著しく硬化する。これが発達し過ぎるといわゆる過時効の状態となり、最終的には安定相であるＴｉＣｕ₃が析出し、この相が増えると逆に軟化してしまう。この一連の時効過程において、高い強度を示す変調構造は、不安定な過飽和固溶体から起こり得る変化であり、安定相であるＴｉＣｕ₃相から準安定相である変調構造へは変化し得ない。一方、溶体化処理が不十分だった場合、母相中に固溶仕切れなかったチタンは、ＴｉＣｕ₃として析出したままの状態で残ることになる。よって時効での硬化を最大限に引き出すには、その前工程の溶体化処理でＴｉＣｕ₃相を完全に無くす、言い換えればチタンを完全に母相中に固溶させる必要があり、そのためには、チタンの固溶限がチタン含有量を超える温度まで加熱する必要がある。例えば、銅にチタンを３％含有させた場合には、チタンを完全に固溶させるには、８００℃以上の温度まで加熱して溶体化処理をする必要がある。また、チタン銅は他の金属材料と同様に、焼鈍工程において結晶粒を微細化することで耐力を向上させることができる。チタン銅を製造する場合には、通常の最終製造工程である再結晶焼鈍工程が溶体化処理に相当するため、この溶体化処理中に結晶粒の微細化をいかに実現するかが耐力向上の要因となる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のようなチタンが完全に固溶する高温領域では、結晶粒が粗大化し易いので、結晶粒の微細化により耐力向上を実現するには、それより低温側で溶体化処理をしなければならない。例えば、銅にチタンを３％含有させた合金においては、前記８００℃では結晶粒が微細化しないので、７５０〜７７５℃溶体化処理をすることにより、結晶粒を微細化させているのである。このため、従来技術でチタン銅の結晶粒を微細化させたものは、チタンの固溶が十分でなく、安定相であるＴｉＣｕ_３が析出してしまう。前述したように、この時点で粒界に析出したＴｉＣｕ_３は、後工程の時効で硬化に寄与しないばかりか、曲げ性を悪化させるという欠点があった。またチタン銅に第３元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢまたはＰ）を添加し、それらの成分を含んだ第２相の析出による析出硬化を狙った従来技術では、析出硬化が十分得られるだけの添加量を確保すると、変調構造の形成が阻害されるという欠点があった。またそれらの元素の析出硬化を最大限に引き出す溶体化条件及び時効条件が、チタン銅本来の変調構造による強化を最大限引き出す溶体化条件及び時効条件との間にずれが生じているため、第３元素の析出硬化とチタン銅の変調構造の発達とを十分に両立することができなかった。このように、従来技術ではチタン銅の優れた強度特性をそのまま生かした上で、プラスαの強度を得ることが難しかった。
【０００６】
本発明は、上記要請に鑑みてなされたものであり、ＴｉＣｕ_３の析出を抑制して優れた曲げ性を実現するとともに、チタン銅の強化機構の本質を尊重し、その優れた特性を十分に確保することでさらなる強度向上図ることを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の銅合金は、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、第３元素群としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなり、第３元素群の合計含有量の５０％以上が第２相粒子として存在することを特徴としている。
【０００８】
本発明では、Ｔｉの含有量を２．０〜４．０質量％としている。Ｔｉの含有量が２．０％未満の場合には、チタン銅本来の変調構造の形成による強化機構を十分に得ることがでないため、チタン銅の優れた強度を得ることができない。また４．０質量％を超える場合には、ＴｉＣｕ_３が析出しやすくなり強度が劣るとともに、曲げ性を悪化させる。本発明ではＴｉの含有量を上記のように適正化することで、優れた強度および曲げ性を共に実現することができる。なお、上記強度および曲げ性をさらに高いレベルで両立させるべく、Ｔｉの含有量は２．５〜３．５質量％とするのが望ましい。
【０００９】
また本発明では、溶体化処理において十分な溶体化をなし、ＴｉＣｕ_３の析出の促進と粒成長とを抑制する目的で、第２相粒子を構成する元素（第３元素群）の組成を規定している。ここで、第２相粒子とは、ＣｕとＴｉとを主成分とし、第３元素群の構成要素Ｘ（具体的にはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂ、Ｐ）を含有した場合に生成されるＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子をいう。このＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子は、溶体化処理中または溶体化処理前に焼鈍を施した場合でも形成することができ、再結晶後の粒成長の抑制に寄与する。なお、このＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子は熱的に安定なため、溶体化処理後は、製品までの残りの工程で冷延・時効が施されても、その形態はほとんど変化しない。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの合計含有量が０．０１質量％未満の場合には、十分な量の第２相粒子を析出しないため、溶体化処理時に結晶粒の成長を抑制する効果が小さい。また、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの合計含有量が０．５０質量％を超えた場合には、第２相粒子が粗大化しやすくなるため曲げ性が悪化する。本発明では上記第３元素群の添加量の適正化を図ることにより、特に優れた曲げ性を得ることができる。
【００１０】
ただし、上記第３元素群の含有量が適正であっても、第３元素群が第２相粒子として析出していなければ、粒成長を抑制する効果が小さいので、溶体化処理時に結晶粒が粗大化し、強度の向上が見込めない。また第３元素群が母相に固溶したままでは、時効したときに変調構造の形成に乱が生じて硬化量が低下する。したがって、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの含有量の少なくとも半分が第２相粒子として存在していることが必要である。本発明では、第３元素群の含有量の５０％以上が第２相粒子として存在することとすることで、第３元素群の第２相粒子への含有量の適正化を図っているため、優れた曲げ性の実現と強度向上の達成とを同時に高いレベルで実現することができる。
【００１１】
また本発明の他の銅合金は、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、第３元素群としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなり、さらに断面検鏡によって観察される面積０．０１μｍ^２以上の第２相粒子において、前記第２相粒子中の第３元素群の含有率が合金中の第３元素群の含有率の１０倍以上である第２相粒子の個数の割合が、前記第２相粒子全体の７０％以上であることを特徴としている。
【００１２】
本発明の銅合金は、上記した銅合金と同様に、Ｔｉの含有量の適正化、第３元素群の含有量の適正化を図ることにより、優れた曲げ性の実現と強度向上の達成とを同時に実現することができる。ただし、本発明においても、上記したように、第３元素群の第２相粒子への含有量の適正化を図る必要がある。本発明では、断面検鏡によって観察される面積０．０１μｍ²以上の第２相粒子において、第２相粒子中の第３元素群の含有率が合金中の第３元素群の含有率の１０倍以上である第２相粒子の個数の割合を、第２相粒子全体の７０％以上とすることで、第３元素群の第２相粒子への含有量の適正化を図っている。このため、本発明の銅合金においても、優れた曲げ性の実現と強度向上の達成とを同時に高いレベルで実現することができる。
【００１３】
さらに、本発明の銅合金の製造方法は、上記した２つの本発明の銅合金を好適に製造するための方法であって、Ｃｕに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％添加した後にＴｉを２．０〜４．０質量％添加してインゴットを製造する工程と、インゴットを熱間圧延し、引き続き冷間圧延する工程と、得られた圧延材をＴｉの固溶限が添加量より大きくなる温度Ｔ℃まで加熱する溶体化処理において、６００℃を超える温度まで昇温速度２０℃／秒以上で加熱しその後Ｔ−１００℃〜Ｔ℃の温度領域で１０秒以上加熱して過飽和固溶体とする溶体化処理工程と、過飽和固溶の状態から５〜５０％の加工度で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、圧延材に３５０〜４５０℃で熱処理を施す時効処理工程とを備えることを特徴としている。
【００１４】
本発明の銅合金の製造方法によれば、Ｔｉの添加量の適正化、第３元素群の添加量の適正化を図ることにより、優れた曲げ性の実現と強度向上の達成とを同時に実現することができる。
ただし、上記したとおり、Ｔｉの添加量の適正化および第３元素群の添加量の適正化を図ったとしても、第３元素群の第２相粒子への含有量の適正化が達成されなければ所望の曲げ性および強度は得られない。第２相粒子と再結晶粒の成長との関係を明らかにしたＺｅｎｅｒの理論によれば、第２相粒子が均一に微細分散しているほど、粒成長を抑制する効果が大きいとされており、例えば、特開昭５８−２２０１３９号公報においては、このＺｅｎｅｒの理論に基づき、再結晶焼鈍工程前に第２相粒子を微細分散させた状態とする技術が開示されている。これに対し、本発明者らは、再結晶焼鈍前ではなく、まさに再結晶焼鈍工程に相当する溶体化処理の初期段階において、第２相粒子を微細分散させることにより、チタンを完全に固溶させた上で結晶粒を十分に微細化させ、曲げ性と強度とを高いレベルで両立することができるとの知見を得た。具体的には、溶体化処理での昇温速度の適正化を図ることで、上記効果を得ることができるとの知見を得て本発明を完成するに至った。すなわち、本発明では、昇温速度２０℃／秒以上で６００℃を超える温度まで加熱することで実現している。この昇温速度が２０℃／秒未満の場合には、ＴｉＣｕ₃相の析出を抑制することができず、このため曲げ性が悪化する。本発明の銅合金では、上記昇温速度の適正化を図ることにより、優れた曲げ性の実現と強度向上の達成とを同時に高いレベルで実現することができる。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について、その製造工程を順次説明する。
インゴット製造工程
適当量のＣｕに第３元素群としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％添加し、十分保持した後にＴｉを２．０〜４．０質量％添加する。第３元素群を第２相粒子として有効に作用させるためには、このインゴット製造工程で第３元素群の溶け残りをなくすため、第３元素群を添加後に十分保持する必要があり、また、ＴｉはＣｕ中に第３元素群よりも溶け易いため、第３元素群の溶解後に添加すればよい。
【００１６】
インゴット製造以降の工程
このインゴット製造工程後には、９５０℃以上で１時間以上の均質化焼鈍を行うことが望ましい。偏析をなくし、後述する溶体化処理において、第２相粒子の析出を、微細かつ均一に分散させるためであり、混粒の防止にも効果がある。その後、熱間圧延を行い、冷延と焼鈍を繰り返して、溶体化処理を行なう。途中の焼鈍でも温度が低いと第２相粒子が形成されるので、この第２相粒子が完全に固溶する温度で行う。第３元素群を添加していない通常のチタン銅であれば、その温度は８００℃でよいが、第３元素群を添加したチタン銅はその温度を９００℃以上とすることが望ましい。さらに、溶体化処理直前の冷間圧延においては、その加工度が高いほど、溶体化処理における第２相粒子の析出が均一かつ微細なものになる。なお、溶体化処理前に微細な第２相粒子を析出させるために、前述の冷延後、低温で焼鈍を行なってもよいが、効果が小さいので工程増によるコストアップを考慮すると得策とは言えない。もし上記の目的で、溶体化処理前に低温焼鈍を行う場合には、第２相粒子がオストワルド成長しにくい４５０℃以下の温度で行うことが望ましい。
【００１７】
溶体化工程
上記冷延板製造工程後に溶体化処理を行う。ここで注意すべき点は、Ｔｉの固溶限が添加量よりも大きくなる温度（Ｔｉの添加量が２〜４質量％の範囲では７３０〜８４０℃であり、例えば、Ｔｉの添加量が３質量％では８００℃）まで加熱する必要があり、その昇温過程においてＴｉＣｕ₃が最も析出しやすい温度領域を素早く通過するために、少なくとも６００℃までは昇温速度を２０℃／秒以上とすることである。この昇温速度の適正化により、安定相であるＴｉＣｕ_３の析出を抑制して曲げ性を向上させることができるとともに、再結晶粒の成長に対して抑制効果が高い第２相粒子、すなわち第３元素を主成分とした微細かつ均一な第２相粒子を形成させることができる。
【００１８】
冷間圧延工程・時効処理工程
上記溶体化工程後、冷間圧延および時効処理を順次行う。これらの加工は銅合金の用途に応じて通常の方法、条件で行うことができる。例えば、銅合金をコネクタ材等として使用する場合には、冷間圧延については、固溶体に５〜５０％の冷間圧延を施すことが望ましい。また時効処理については、例えば４００℃のＡｒガスなどの不活性雰囲気中で２００分程度の時効処理を施すことが望ましい。
【００１９】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。
本発明の銅合金を製造するに際しては、活性金属であるＴｉを第２成分として添加することに鑑み、溶製には真空溶解炉を用いた。また、本発明で規定した元素以外の不純物の混入による予想外の副作用の発生を未然に防止するため、原料は純度の高いものを厳選して使用した。
【００２０】
まず、実施例１〜１０および比較例１１〜２０について、Ｃｕに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰを表１に示す組成でそれぞれ添加した後、同表に示す組成のＴｉをそれぞれ添加した。添加元素の溶け残りがないよう添加後の保持時間にも十分に配慮した後に、これらをＡｒ雰囲気で鋳型に注入して、それぞれ約２ｋｇのインゴットを製造した。
【００２１】
【表１】

【００２２】
上記インゴットに酸化防止剤を塗布して２４時間の常温乾燥後、９５０℃×２時間の加熱により熱間圧延を施し、板厚１０ｍｍの熱延板を得た。次に偏析を抑制するためこの熱延板に再び酸化防止剤を塗布し、９５０℃×２時間の加熱を施しその後水冷した。また酸化防止材を塗布したのは、粒界酸化および表面から進入してきた酸素が添加元素成分と反応して介在物化する内部酸化を可能な限り防止するためである。各熱延板は、それぞれ機械研磨および酸洗による脱スケール後、板厚０．２ｍｍまで冷間圧延した。その後、この冷間圧延を施した圧延材を急速加熱が可能な焼鈍炉に挿入して、６００℃を超える温度まで表１に示す昇温速度で加熱し、最終的にはＴｉの固溶限が添加量より大きくなる温度（Ｔｉの添加量が３質量％では８００℃）まで加熱し、２分間保持後水冷した。この際、平均結晶粒径（ＧＳ）を切断法により測定した。その後、酸洗により脱スケール後冷間圧延して板厚０．１４ｍｍの圧延材を得た。これを不活性ガス雰囲気中で４００℃×３時間の加熱をして各実施例および各比較例の試験片とした。
【００２３】
次に、各実施例および各比較例について、圧延方向と直角方向（曲げ軸が圧延方向と同一方向）にＷ曲げ試験を行って割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）の板厚（ｔ）に対する比であるＭＢＲ／ｔ値を測定するとともに、０．２％耐力を測定して実施例の有効性を検証した。
また、第２相粒子の組成の確認は、次の２つの方法で行った。まず一つ目の評価方法としては、一定重量の試験片をりん酸中で溶解したものについて、メンブランフィルタ（０．１μｍメッシュ）によって第２相粒子を分離し、残存溶液中の成分を定量分析することにより、第３元素群が第２相粒子として存在していた割合を計算する方法を採用した。この方法によって、計算された値を便宜上Ａ値（％）とする。Ａ値が高いほど、本発明で添加した第３元素群が第２相粒子として存在する割合が高いことを示し、仮にＡ値が１００％であれば、すべての第３元素群が第２相粒子として存在していたことを示す。実際には、フィルタのメッシュサイズは有限であることから、すべての第２相粒子を抽出分離することは不可能である。しかしながら、分離できなかった第２相粒子を含んだ状態で残存溶液を分析する方法を採用することから、この値が５０％以下であれば、真のＡ値は必ず５０％を超えていることになり、請求項１の発明の範囲内である。もう一つの評価方法としては、電界放射型オージェ電子分光法（ＦＥ−ＡＥＳ）によって、単位面積当たりに存在する長さ０．１μｍ以上の第２相粒子の組成を全て測定し、面積０．０１μｍ²以上の第２相粒子において、第２相粒子中の第３元素群の含有率が合金中の第３元素群の含有率の１０倍以上である粒子の個数をカウントして測定した全粒子数に対する割合を求めた。この値を便宜上Ｂ値とする。さらに、第２相粒子の円相当径を求めて、１個１個の粒子面積とその組成の関係から、第３元素群が第２相粒子として存在する割合を推定し、測定視野面積を十分にとれば、Ａ値を満足するものはＢ値をもほぼ満足することを確認した。ここで、円相当径とは、断面検鏡によって観察される第２粒子と同じ面積を有する円の直径をいう。表２に各実施例および各比較例のＡ値、Ｂ値、結晶粒径（ＧＳ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、ＭＢＲ／ｔ値をそれぞれ示す。
【００２４】
【表２】

【００２５】
表２から明らかなように、各実施例においては、いずれもＭＢＲ／ｔ値が１．０以下で０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となっており、優れた曲げ性と強度を同時に実現していることが判る。実施例Ｎｏ．４〜１０では、Ｔｉの添加量を特に好ましい範囲（２．５〜３．５質量％）としたことにより、０．２％耐力が著しく向上し、その値は８７０ＭＰａ以上となっている。また実施例Ｎｏ．４〜６はそれぞれＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉに加えＰを、そして実施例Ｎｏ．９、１０はそれぞれＶ、Ｚｒに加えてＢを添加したことにより、結晶粒がさらに微細化して０．２％耐力が極めて向上し、その値は８７５ＭＰａ以上となっている。
【００２６】
一方、各比較例においては、ＭＢＲ／ｔ値が１．０を超えるものとなっているかまたは０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となっており、優れた曲げ性と強度を同時に実現していなことが判る。比較例Ｎｏ．１１は、Ｔｉの添加量が２．０質量％未満であるため、十分な０．２％耐力が得られていない。逆に、比較例Ｎｏ．１２は、Ｔｉの添加量が４．０質量％を超えているため、ＴｉＣｕ_３が析出し、曲げ性が悪化している。比較例Ｎｏ．１３は、結晶粒微細化元素である第３元素群が添加されていないので、結晶粒が微細化せず、十分な０．２％耐力が得られていない。また比較例Ｎｏ．１３は、第２相粒子が形成されないため、結晶粒が粗大化し優れた曲げ性を得ることもできない。比較例Ｎｏ．１４〜１７は、第３元素群の添加量の合計値が０．５質量％を超えているために第２相粒子が必要以上に析出してしまい、曲げ性が悪化している。また過剰な第２相粒子の析出によって母相中のＴｉが失われ、時効硬化能が低減して十分な０．２％耐力が得られていない。比較例Ｎｏ．１８〜２０は、第３元素の添加量は適正範囲にあるが、溶体化処理でＴｉが完全に固溶する温度までの昇温速度が遅かったために、第３元素を主成分とする第２相粒子よりＴｉＣｕ_３単独の析出の割合が多くなり、その結果、時効硬化能が低下し、十分な０．２％耐力が得られず、曲げ性も好ましい範囲にはない。
【００２７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、Ｔｉの含有量の適正化、第３元素群の含有量の適正化、および第３元素群の第２相粒子への含有量の適正化をそれぞれ図ることで、優れた曲げ性の実現と強度向上の達成とを同時に高いレベルで実現することができる。よって本発明は、コネクタ材等に好適な銅合金を製造することができる点で有望である。

Claims

Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、第３元素群としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなり、第３元素群の合計含有量の５０％以上が第２相粒子として存在することを特徴とする銅合金。
Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、第３元素群としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなり、さらに断面検鏡によって観察される面積０．０１μｍ^２以上の第２相粒子において、前記第２相粒子中の第３元素群の含有率が合金中の第３元素群の含有率の１０倍以上である第２相粒子の個数の割合が、前記第２相粒子全体の７０％以上であることを特徴とする銅合金。
Ｃｕに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、ＢおよびＰの中から１種以上を０．０１〜０．５０質量％添加した後にＴｉを２．０〜４．０質量％添加してインゴットを製造する工程と、
前記インゴットを熱間圧延し、引き続き冷間圧延する工程と、
得られた圧延材をＴｉの固溶限が添加量より大きくなる温度Ｔ℃まで加熱する溶体化処理において、６００℃を超える温度まで昇温速度２０℃／秒以上で加熱しその後Ｔ−１００℃〜Ｔ℃の温度領域で１０秒以上加熱して過飽和固溶体とする溶体化処理工程と、
前記過飽和固溶の状態から５〜５０％の加工度で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記圧延材に３５０〜４５０℃で熱処理を施す時効処理工程と
を備えることを特徴とする請求項１または２に記載の銅合金の製造方法。