JP2009242895A

JP2009242895A - 曲げ加工性に優れた高強度銅合金

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Publication number: JP2009242895A
Application number: JP2008092568A
Authority: JP
Inventors: Hideki Furusawa; 秀樹古澤
Original assignee: Nippon Mining and Metals Co Ltd
Current assignee: Nippon Mining Holdings Inc
Priority date: 2008-03-31
Filing date: 2008-03-31
Publication date: 2009-10-22

Abstract

【課題】高強度で、良好な曲げ加工性を有し、電子部品用ばね材に適したＮｉ−Ｓｎ系銅合金を提供する。
【解決手段】重量組成比にてＮｉ：５〜２０％、Ｓｎ：５〜１０％、残部がＣｕと不可避の不純物から成り、結晶粒の板厚方向の平均直径ｘ（μｍ）と圧延方向に平行な平均直径ｙの比が１．２〜１２、かつ０＜ｘ≦１５を満たし、断面検鏡によって観察される長径０．１μｍ以上の第２相粒子の個数が１．０×１０⁵／ｍｍ²以下の銅合金であり、更にＭｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒで構成される群を合計１％以下で含有してもよく、好ましくは３００〜５００℃で１〜５００分の熱処理前に板厚と圧延直角方向に曲げ加工を施した場合の最小曲げ半径の比ＭＢＲ／ｔが１以下であり、熱処理後の引張強度（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ以上である銅合金。
【選択図】図２

Description

本発明は、高強度で、良好な曲げ加工性を有し、電子部品用ばね材に適したＮｉ−Ｓｎ系銅合金に関する。

電子部品の小型化、軽量化に伴い、それに用いられるばね材にも、高強度、厳しい曲げ加工性が求められている。従来はこれら用途に、Ｃ１７２０に代表されるばね用ベリリウム銅が用いられており、ベリリウム銅は時効により著しく硬化するため、曲げ加工を施した後に時効を施す方法で電子部品に使用されている。しかし、ベリリウム化合物は有害であるため、環境規制の観点からその使用は避けられる傾向にある。
上記強度に優れたベリリウム銅と同等の強度を有し、産業上の利用に更に適した銅合金は未だ開発されておらず、現状ではその代替品が求められている。
近年、ベリリウム銅に代わる銅合金として、Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金が注目されている。Ｎｉ：５％以上、Ｓｎ：５％以上を含有するＮｉ−Ｓｎ系銅合金は、一般的な加工プロセスである「溶解鋳造→均質化→熱間圧延→冷間圧延１→溶体化→冷間圧延２→時効」中の、時効処理によりスピノーダル分解を起こし、大幅に強度が増加する。
Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金ばね材として、特許文献１では二回の熱処理により常温状態でマトリックス第１相中に第２相（安定相）を均一に分散させた組織を得ており（特許文献１請求項１）、特許文献２では、２相領域の形成を可能とする温度で熱処理している（特許文献２「０００８」）。
一方、Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金と同様にスピノーダル分解を起こすチタン銅合金では、第２相（安定相：Ｃｕ₃Ｔｉ）の析出を抑制する手段が知られている（特許文献３）。
特開平２−８８７５０号公報特開２００２−２６６０５８号公報特開２００５−９７６３８号公報

特許文献１及び２等のＮｉ−Ｓｎ系銅合金分野における従来技術では、疲労特性向上を目的として第２相の析出が行われているが、第２相析出によりＮｉ、Ｓｎ成分の固溶量が減るため、スピノーダル分解による強化に寄与するべき変調構造が発達しにくく、全体的な強度向上の観点からは好ましくない。更に、本発明者は、Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金では第２相が析出しすぎると時効処理前の曲げ加工性も劣化することを発見した。
一方、特許文献３ではチタン銅における析出硬化を最大限に引き出す条件、及びチタン銅本来の変調構造による強化を引き出す条件の最適化を図っている（「０００６」）。しかし、Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金では固液共存域の温度範囲がＳｎ濃度に依存し、第２相の析出速度もチタン銅合金とは異なり、かつＳｎ濃度が高いと顕著な鋳造偏析が生じるため、特許文献３の手法をＮｉ−Ｓｎ系銅合金へ応用することはできなかった。

本発明者らは上記の目的を達成すべく、研究を重ねた結果、最終冷間圧延前の溶体化処理において、結晶粒径を微細化しつつ、第２相粒子の析出を抑えることにより高強度で、良好な曲げ加工性を有し、電子部品用ばね材に適したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金が得られることを見出した。
（１）質量組成比にてＮｉ：５〜２０％、Ｓｎ：５〜１０％、残部がＣｕと不可避の不純物から成り、結晶粒の板厚方向の平均直径ｘ（μｍ）と圧延方向に平行な平均直径ｙの比が１．２〜１２、かつ０＜ｘ≦１５を満たし、断面検鏡によって観察される長径０．１μｍ以上の第２相粒子の個数が１．０×１０⁵／ｍｍ²以下の銅合金。
（２）質量組成比にてＮｉ：５〜２０％、Ｓｎ：５〜１０％、更にＭｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒで構成される群を合計１％以下で含有し、残部がＣｕと不可避の不純物から成り、結晶粒の板厚方向の平均直径ｘ（μｍ）と圧延方向に平行な平均直径ｙの比が、１．２〜１２、かつ０＜ｘ≦１５を満たし、断面検鏡によって観察される長径０．１μｍ以上の第２相粒子の個数が１．０×１０⁵／ｍｍ²以下の銅合金。
（３）上記（１）又は（２）記載の銅合金に３００〜５００℃で１〜５００分の熱処理（時効処理）を施して得られる銅合金。
（４）引張強度（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ以上であり、板厚と圧延直角方向に曲げ加工を施した場合の最小曲げ半径の比ＭＢＲ／ｔが１以下である上記（３）の銅合金。
（５）最終冷間圧延前の結晶粒径が３〜３６μｍであり、最終冷間圧延の圧延加工度が１０〜７０％であることを特徴とする上記（１）〜（４）に記載の銅合金の製造方法。

本発明では、第２相粒子の析出を抑制することで良好な曲げ加工性を得ると同時に、結晶粒微細化により強度を向上させた、高強度で、良好な曲げ加工性を有し、電子部品用ばね材に適したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金を提供できる。

次に、本発明の要件をその作用と共に説明する。
［Ｎｉ量］
Ｎｉは合金中で固溶強化、析出強化、時効処理によるスピノーダル分解による合金の強度向上に寄与する。更に、Ｎｉは、耐応力緩和特性及び耐熱性（高温での高強度維持性）を確保する。しかし、その含有量が５（重量）％未満であると、スピノーダル分解が起こらず、一方、２０％を超えてＮｉを含有させると導電率の低下が顕著となり、費用面でも好ましくない。

［Ｓｎ量］
Ｓｎは合金の導電性を大きく低下させずに、合金中で時効処理によるスピノーダル分解による合金の強度向上に寄与する。しかし、その含有量が５％未満であると、スピノーダル分解が生じ難くなり、一方、１０％を超えてＳｎを含有させると低融点組成が形成されやすく、偏析も著しくなって、加工性が損なわれる。

［Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒ］
これら元素の添加は、マトリックスへの固溶又は析出粒子の形成により強度増加が期待でき、耐熱性にも寄与する。ただし、これら元素の濃度が総量で１％以上になると、更なる強度増加は望めない。よって、これらの濃度の合計量は１％以下とした。

［第２相粒子］
本発明の銅合金は溶体化処理、冷間圧延、時効処理を行って製造され、溶体化処理において析出するＮｉ−Ｓｎ系の第２相粒子の析出を抑えることで、曲げ加工性を向上させ、さらに２相粒子の析出が抑えることでスピノーダル分解による強化に寄与するＮｉ及びＳｎが増加し、強度の向上を図ることも本発明の特徴の一つである。図１は第２相粒子の元素組成を示すグラフであるが、溶体化処理において析出した第２相粒子がＮｉ−Ｓｎ系であることを示している。
溶体化処理において第２相粒子の析出を抑えるには固相線温度よりはるかに高い温度で溶体化処理をすればよいが、後述するように、高い温度で行った場合には、結晶粒が粗大化してしまい、スピノーダル分解による強化が適正に行われたとしても結晶粒微細化による強度が期待できず、結果的に強度低下を招いてしまう。そのため、第２相粒子の析出を、曲げ加工性を落とさず、スピノーダル分解による強化も期待できる第２相粒子の個数の範囲に留めることが重要であり、その範囲は、長径０．１μｍ以上の第２相粒子の個数が１．０×１０⁵／ｍｍ²以下である。１．０×１０⁵／ｍｍ²を超えると曲げ加工性が低下し、スピノーダル分解による強化も期待できなくなる。
上記特定範囲の結晶粒径及び個数を得るための溶体化処理の条件は後述する。
また、溶体化処理の昇温時、恒温時に第２相粒子が析出していなくても、溶体化処理の地の冷却時に適切な冷却速度でないと第２相粒子が析出してしまうので冷却速度にも注意しなければならない。具体的な条件については後述する。

なお、Ｎｉ−Ｓｎ系の第２相粒子としては、溶解及び鋳造中に生じる「晶出物」もある。晶出物は、通常大きいので、本発明の取扱う溶体化処理において析出するＮｉ−Ｓｎ系第２相粒子とは粒子の大きさで区別できるものもあるが、できないものもある。しかし、晶出物を合金中に残存させないように、従来技術の水準で溶解、均質化処理を充分に行えば、晶出物の個数は、析出物の個数よりオーダーベースで少ないため、本発明で着目した溶体化処理で析出するＮｉ−Ｓｎ系第２相粒子の個数の規定に影響を与えるものではない。従って、第２相粒子の個数の測定では、所定サイズ以上の第２相粒子として検出されるものは、溶体化処理において析出する粒子も溶解及び鋳造中に生じる晶出物も全てカウントすることとする。

測定方法は以下のとおりである。
第２相粒子のサイズは、例えば、最終冷間圧延前の合金条の圧延面を電解研磨した後に、走査型電子顕微鏡により１０視野程度観察して求めることができる。第２相粒子の大きさが１００〜５００ｎｍの場合は５〜１０万倍、５００ｎｍ以上の場合は１０００〜１万倍の倍率で撮影を行うとよい。そして、撮影した写真の画像を画像解析装置（例えば、株式会社ニレコ製、商品名ルーゼックス）を用いて大きさ１００ｎｍ以上の第２相粒子のすべてについて個々に長径ａ、短径ｂ，及び面積を測定し、長径ａが０．１μｍを超える第２相粒子の個数を得た。

［結晶粒］
本発明の銅合金は、溶体化処理、冷間圧延、時効処理を行って製造されるが、溶体化処理は、添加元素のマトリックスへの固溶とともに、再結晶が起こる重要な工程であり、溶体化温度が低いほど好ましく、小さな結晶粒径を達成することによりホールペッチの関係(Hall-Petch relationship)から高強度が得られる。
すなわち、溶体化処理による結晶粒径は３〜３６μｍが好ましい。３μｍ未満では冷間圧延後において曲げ加工性が劣り、３６μｍを越えると冷間圧延後でも強度が十分でない。
本発明の銅合金の製造工程では溶体化処理後に冷間圧延が行われる。この冷間圧延の加工度は、１０〜７０％が望ましい。１０％未満では加工硬化による強度の向上が図れず、７０％を超えると曲げ加工性が悪くなる。
上記冷間圧延後の結晶粒径は、板厚方向の平均直径ｘが１５μｍ以下である。１５μｍを超えると結晶粒微細化による強化及び加工硬化による強化の効果が充分ではなく、高強度が得られない。

さらに、結晶粒の板厚方向の平均直径ｘ（μｍ）と圧延方向に平行な平均直径ｙとのアスペクト比（ｙ／ｘ）は、１．２〜１２である。このアスペクト比が得られる上記溶体化処理後の冷間圧延の加工度の範囲が、１０〜７０％である。結晶粒の圧延方向に平行な平均直径ｙは、アスペクト比から１８０μｍ以下であり、好ましくは６１．３μｍ以下である。１８０μｍを超える場合、曲げ加工性が劣化する。
なお、上記冷間圧延後に通常行われる時効処理の条件は、３００〜５００℃で１〜５００分であるので、本発明の銅合金組成で再結晶が発生する条件とは異なる。従って、結晶粒径は時効の前後で変化せず、溶体化処理後の材料に冷間圧延を行って得られたものと同じ値として取り扱うことができる。そのため、時効処理後の製品の値（板厚方向の結晶粒径（ｘ）及びＸと圧延方向の結晶粒径の比（ｙ／ｘ））は、冷間圧延後と等しい状況である。

結晶粒の平均直径ｘ及びｙの測定方法は、下記の通りである。
最終冷間圧延後の試料の板厚方向の結晶粒径と圧延方向の結晶粒径は、それぞれＪＩＳに規定する方法（ある方向に沿った線分中を横切る粒界の数で、当該線分の長さを除した値、以下、「切断法」という）で定義できる。例えば、FIB（Focused Ion Beam）によって試料の薄片加工を行い、圧延平行方向の断面片を得た後、この断面片の走査イオン（SIM：Scanning Ion Microscope）像を倍率３０００〜１００００程度で得、この像を切断法で測定すればよい。そして、切断法で得られた圧延平行方向及び厚み方向の粒長さの複数の値を平均し、アスペクト比を算出すればよい。

［引張強度］
本発明における「高強度」とは、時効後のＮｉ−Ｓｎ系基銅合金が、ベリリウム銅と同等又はそれ以上であり、従来のＮｉ−Ｓｎ系銅合金ばね材よりも高強度であることをいう。一般的にベリリウム銅は引張強度（０．２％耐力）で９００ＭＰａ以上の強度を有する。本発明の銅合金は時効後の引張強度が好ましくは９５０ＭＰａ以上、更に好ましくは１０００ＭＰａ以上である。
［曲げ加工性］
本発明の銅合金は、冷間圧延後で時効前に、板厚と圧延直角方向に曲げ加工を施した場合の最小曲げ半径の比ＭＢＲ／ｔが、好ましくは１以下である優れた曲げ加工性を有する。

［製造方法］
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金は、一般的な加工プロセス「溶解、鋳造→均質化→熱間圧延→冷間圧延１→溶体化→冷間圧延２→時効」で製造でき、下記にその詳細を説明する。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金では、凝固の際に発生した偏析を解消するために均質化を行う必要がある。行わない場合、最終製品の表面形状に影響を及ぼし、かつインゴットの熱間加工性に劣る。例えば、９００℃で３ｈ保持する。
均質化後の熱間圧延は省略可能であるが、例えば、８００℃、加工度５０％で熱間圧延を行っても良い。
冷間圧延１は、所定の板厚で溶体化処理を行うために行われる。次の溶体化処理で微細な結晶粒を得るために高い加工度が好ましく、例えば加工度９０％でもよい。

溶体化処理は、第２相粒子が析出しない温度以上、液相が出現する温度以下で行わなければならないが、結晶粒が粗大化し、変調構造の発達による強度増加を相殺する強度低下を引き起こさないため、上記範囲内でも溶体化温度が低いほど好ましく、具体的には溶体化温度は、例えば７２０℃〜８５０℃、更に好ましくは固相線温度以上８００℃以下の範囲である。
溶体化処理後の冷却速度が遅いと、冷却時に第２相粒子が析出するため、変調構造の形成に寄与する固溶Ｓｎ量が減ってしまう。更に第２相粒子の析出量が多い場合には曲げ加工性が劣化する。従って、第２相粒子の析出を抑制するために冷却速度は高くする必要がある。例えば、溶体化温度７００〜８５０℃の場合、冷却速度は好ましくは３００℃／ｓ以上である。圧延材又は時効材の圧延断面の結晶粒径の板厚方向の直径ｘ及びｘ／ｙ比を基準にして溶体化での再結晶粒径を求め、溶体化条件を設定する。
本発明の溶体化では第２相粒子の析出を抑制し、かつ再結晶粒を微細にするために、溶体化温度は第２相粒子が析出する温度（固相線温度）よりも高くする必要がある。これに対して、特許文献１及び２等の先行技術では、第２相粒子を安定相として適度に分散させる必要があるので、採用されている溶体化温度は第２相が析出する温度（固相線温度）よりも低い。従って、Ｎｉ、Ｓｎ濃度に依存して第２相が析出する温度が変化しても、Ｎｉ、Ｓｎが同濃度である場合には、本発明の銅合金を製造する際の溶体化温度は先行技術の温度よりも高くなる。

冷間圧延２（最終冷間圧延）は、圧延による転位の導入で時効前の強度を高くするとともに、時効後の強度も高くするために行う。冷間圧延２により溶体化で得られた再結晶粒は延伸される。冷間圧延２の加工度は１０〜７０％であり、加工度を高くすると、強度は高くなるが、圧延方向と直角する方向（ＢａｄＷａｙ：以下「Ｂ．Ｗ．」という。）の曲げ加工性が特に劣化する。Ｂ．Ｗ．でＲ／ｔ≦１の曲げ加工性を得るためには、溶体化後の加工度は７０％以下とする必要がある。加工度が７０％を超えると更なる強度向上は望めない一方、曲げ加工性は劣化する。圧延材、もしくは時効材の圧延断面のｙ／ｘ比を基準にして、冷間圧延２の加工度を設定する。
本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系銅合金は、時効処理によりスピノーダル分解が起こり、変調構造が発達する。冷間圧延２の後に曲げ加工を施して所定の形状にした後に行ってもよい。例えば、４００℃で２ｈの熱処理を行う。

試料の製造
電気銅或いは無酸素銅を主原料とし、ニッケル（Ｎｉ）及び錫（Ｓｎ）を副原料とし、高周波溶解炉にて真空中又はアルゴン雰囲気中で溶解し、表１〜３に記載の組成を有する４５×４５×９０ｍｍの銅合金インゴットに鋳造した。
尚、必要に応じて２５％Ｍｎ−Ｃｕ（Ｍｎ）、１０％Ｆｅ−Ｃｕ（Ｆｅ）、１０％Ｃｏ−Ｃｕ（Ｃｏ）、亜鉛（Ｚｎ）、Ｓｉ、１０％Ｍｇ−Ｃｕ母合金（Ｍｇ）、スポンジチタン（Ｔｉ）及びスポンジジルコニウム（Ｚｒ）等を副原料として使用できる。

インゴットを９００℃で３ｈ保持して均質化処理し、８００℃、加工度５０％で熱間圧延、加工度９０％で冷間圧延１、７５０℃〜８５０℃で所定時間溶体化処理後、５００℃／ｓで冷却した。所定の加工度で冷間圧延２の後、曲げ加工性（時効前）評価を行った。その後、４００℃で２ｈの時効処理を行い、厚さ０．０５〜０．２ｍｍの平板を得た。得られた板材各種の試験片を採取して試験を行い、「強度」、「曲げ加工性」及び「導電率」の評価を行った。物性評価方法は下記の通りである。

曲げ加工性：試料のＢ．Ｗ．方向に幅１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの短冊形試料を作成し、Ｗ曲げ試験（ＪＩＳＨ３１３０）を曲げ半径（ｍｍ）と板厚（ｍｍ）の比（ＭＢＲ／ｔ）＝１となる条件で行い、曲げ部凸面外観を日本伸銅協会標準ＪＢＭＡＴ３０７：１９９９による評価基準と比較し、割れが生じない場合を○、割れが生じた場合を×として示した。
引張強度（時効後）：ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従い、ＪＩＳに従って作製した１３号Ｂ試験片を用いて、時効処理後の試料の引張強度を測定し、０．２％耐力(YS:yielding strength、ＭＰａ)を求めた。
導電率（時効後）：時効処理後の試料の導電率（ＥＣ）を四端子法にて求めた。単位の％ＩＡＣＳ(international annealed copper standard)は、焼鈍標準軟銅に対する電気伝導度の比である。

結晶粒の平均直径ｘ、ｙ及びアスペクト比（ｙ／ｘ）：最終冷間圧延後時効処理前の試料を上記記載の通りに測定した。測定は試験片の画像3枚中、１枚当たり長さ5〜３０μｍの線分を3本引いて切断法により行い、平均値を得た。
長径ａが０．１μｍを超える第２相粒子の個数：溶体化処理後最終冷間圧延前の試料を上記記載の通りに測定した。測定は１視野面積600μｍ²の写真画像1000枚で行い、平均値を得た。

本発明に係るＮｉ−Ｓｎ系銅合金銅合金の実施例を、表１に示す成分組成の銅合金について、比較例とともに説明する。
実施例１〜４、比較例１では、溶体化条件７５０℃×６０ｓ、溶体化処理後の冷却速度５００℃／ｓで、冷間加工２（最終冷間圧延）の加工度をそれぞれ変化させた。加工度を高くすると、引張強度は高くなるが、加工度７５％の比較例１では、曲げ加工性が劣化した。
実施例５〜７、比較例２では、溶体化条件８００℃×６０ｓ、溶体化処理後の冷却速度５００℃／ｓで、冷間加工２（最終冷間圧延）の加工度をそれぞれ変化させた。やはり加工度７５％の比較例２では、曲げ加工性が劣化した。
実施例８、９、比較例３では、溶体化条件８５０℃×６０ｓ、溶体化処理後の冷却速度５００℃／ｓで、冷間加工２（最終冷間圧延）の加工度をそれぞれ変化させた。やはり加工度７５％の比較例３では、曲げ加工性が劣化した。比較例４では、溶体化処理時間が１２０ｓと長すぎたため、溶体化後の結晶粒径が４８μｍと粗大化し、粒界強化作用が不充分となり比較例３と比べ更に引張強度が低下した。

実施例１０、１１、比較例５、６では、溶体化条件７５０℃×６０ｓで、冷却速度をそれぞれ変化させ、冷間加工２（最終冷間圧延）の加工度を４０％とした。
冷却速度が遅くなるにつれて、析出物個数が増加してスピノーダル分解による強化が行われないため強度が低下し、かつ曲げ加工性も劣化した。
比較例７では、溶体化条件７２０℃×６０ｓで、冷却速度を３３０℃／ｓ、冷間加工２（最終冷間圧延）の加工度を４０％としたところ、溶体化温度以外は同じ条件の実施例１１に比べ、溶体化が不充分なため第２相粒子が析出した。図２及び３に実施例１１及び比較例７の試料の組織写真をそれぞれ示す。実施例１１では結晶粒界に第２相粒子の析出は全く見られないのに対し、比較例７では結晶粒界に白色の第２相粒子が多く観察された。
実施例１１と比較例７とを比較した場合、実施例１１では溶体化処理で結晶粒微細化による粒界強化を達成しつつ、スピノーダル分解に寄与するＳｎの固溶量も確保しているため、非常に引張強度が高いことが明らかである。

表２の実施例１２〜２６では、更に添加成分を加え、溶体化条件８００℃×６０ｓ及び溶体化処理後の冷却速度５００℃／ｓとして、冷間加工２（最終冷間圧延）の加工度４０％として、本発明の銅合金を製造した。いずれも優れた強度及び曲げ加工性を示した。

比較例６の第２相粒子の元素組成を示すグラフである。実施例１１の試料の組織写真である。比較例７の試料の組織写真である。

Claims

質量組成比にてＮｉ：５〜２０％、Ｓｎ：５〜１０％、残部がＣｕと不可避の不純物から成り、結晶粒の板厚方向の平均直径ｘ（μｍ）と圧延方向に平行な平均直径ｙの比（ｙ／ｘ）が１．２〜１２、かつ０＜ｘ≦１５を満たし、断面検鏡によって観察される長径０．１μｍ以上の第２相粒子の個数が１．０×１０⁵／ｍｍ²以下の銅合金。
重量組成比にてＮｉ：５〜２０％、Ｓｎ：５〜１０％、更にＭｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ及びＺｒで構成される群を合計１％以下で含有し、残部がＣｕと不可避の不純物から成り、結晶粒の板厚方向の平均直径ｘ（μｍ）と圧延方向に平行な平均直径ｙの比が１．２〜１２、かつ０＜ｘ≦１５を満たし、断面検鏡によって観察される長径０．１μｍ以上の第２相粒子の個数が１．０×１０⁵／ｍｍ²以下の銅合金。
請求項１又は２記載の銅合金に３００〜５００℃で１〜５００分の熱処理を施して得られる銅合金。
上記熱処理前に板厚と圧延直角方向に曲げ加工を施した場合の最小曲げ半径の比ＭＢＲ／ｔが１以下であり、熱処理後の引張強度（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ以上である請求項３の銅合金。
最終圧延前の結晶粒径が３〜３６μｍであり、最終冷間圧延の圧延加工度が１０〜７０％であることを特徴とする請求項１〜４に記載の銅合金の製造方法。