JP2009235557A - 高強度高電導性銅合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】従来品であるＢｅＣｕ鋳造品並みの引張強さ及び伸びを有するとともに、機械加工ができない又は加工に手間のかかる複雑な形状の機械部品などに使用可能なＢｅフリーの高強度高電導性銅合金鋳造品を得る。
【解決手段】Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品であるとともに、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上である。
【選択図】 図１

Description

本発明は、公害の懸念があるＢｅを用いることなく、Ｂｅフリーで高強度高電導性の銅合金を、鋳造にて製造可能な高強度高電導性銅合金及びその製造方法に係るものである。

従来より、高強度高電導性の銅合金として、ＢｅＣｕがある。このＢｅＣｕの中でも高強度なものとして、Ｂｅを１．５％以上含有している１６５Ｃ、２５Ｃ、２７５Ｃが使用されている。これらの鋳造品は、通常の銅合金鋳造品としては高強度高電導性を維持しており、抵抗溶接の治具や、絶対安全性が要求される航空機の部品、ノンスパーキングの安全工具などに使用されている。

しかしながら、近年、地域環境及び職場環境への影響を考慮して、ＢｅＣｕをできるだけ使用を差し控える企業が世界的に多くなり、Ｂｅフリーで高強度高電導性が要求され始めた。そのため、特許文献１及び非特許文献１に示された成分の高強度高電導性の銅合金が使用され、その需要が増加している。そして、これらＢｅフリーで高強度高電導性の銅合金は、抵抗溶接関連治具や、プラスチック金型関連材、また、耐熱性、熱伝導性を必要とした機械部品、等に使用されている。その中でも、プラスチック金型関連材に関してはほとんどＢｅフリーの特許文献１及び非特許文献１の成分の熱間鍛造品や、熱間押出品に切り替わっている。
特開平４−２４７８３９号公報 日本金属学会２００８年春期大会講演概要集Ｐ４１５(６４５)

しかしながら、特許文献１及び非特許文献１に示す銅合金は、鋳塊を製造し、それに塑性加工を行って素材を作り、その後熱処理及び機械加工を施すものであって加工できる形状が限定されていた。従って、機械加工ができない、又は複雑な形状の機械部品などには使用することができないものであった。

また特許文献1及び非特許文献１の合金配合により鋳造品を製作した場合、硬さは上述のＢｅＣｕ鋳造品の１６５Ｃや２０Ｃに多少下回るものの、銅合金の鋳造品としては高硬度であるとともに、導電率に関しては上記の１６５Ｃや２０Ｃより良好である。

しかしながら、特許文献1及び非特許文献１の合金配合の鋳造品は、引張強さと伸びについては上記ＢｅＣｕ鋳造品より低く、同等の材質として使用できなかった。すなわち特許文献１及び非特許文献１の合金配合により製造した鋳造品では図３に示す如く、マトリックスにＮｉケイ化物、Ｃｒケイ化物が粒界に形成され、その化合物及び析出物が全面に繋がるものであった。従って、応力がかかれば粒界に沿って破断するため引張強さと伸びは低くなるものであった。

但し、特許文献１及び非特許文献１に記載の組成では、熱間塑性加工を加えることにより組織の粒界が練られ、晶出物及び析出物はマトリックス中に分散されるため、結晶粒が細かくなって機械的性質は向上する。

本願の第１〜第４発明は上述の如き課題を解決しようとするものであって、従来品である上記ＢｅＣｕ鋳造品並みの引張強さ及び伸びを有するとともに、機械加工ができないか又は加工に手間のかかる複雑な形状の機械部品などに、鋳造品として使用可能なＢｅフリーの高強度高電導性銅合金を得ようとするものである。

上述の如き課題を解決するため、本願の第１発明は、Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品であるとともに、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上のものである。

また、本願の第２発明は、Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂ、Ｆｅのうち１種又は２種以上を０．０５ｗｔ％〜０．８ｗｔ％含有し、更にＮｉ/Ｓｉ比が３．５〜４．５であり、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品であるとともに、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上のものである。

また、本願の第３発明は、Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品を、溶体化処理温度８５０℃〜９６０℃の範囲で固溶化処理を行った後、時効処理温度４００℃〜５５０℃の範囲で時効処理し、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上としたものである。

また、本願の第４発明は、Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂ、Ｆｅのうち１種又は２種以上を０．０５ｗｔ％〜０．８ｗｔ％含有し、更にＮｉ/Ｓｉ比が３．５〜４．５であり、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品を、溶体化処理温度８５０℃〜９６０℃の範囲で固溶化処理を行った後、時効処理温度４００℃〜５５０℃の範囲で時効処理し、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上としたものである。

また、金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の体積率が、１２％以下でなければならない。

また、金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の直径サイズが０．５μm〜２．０μm、アスペクト比が１．５〜１２でなければならない。

本願の第１〜第４発明は上述の如く構成したものであって、塑性加工などを必要としない鋳造品の形成に使用できるため、形状が限定されることなく様々な形状に容易に加工することができる。そのため、機械加工ができない又は加工に手間のかかる複雑な形状の機械部品などに使用することができる。また、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒに加えてＺｎを添加することにより、従来品であるＢｅＣｕ鋳造品並みの引張強さ及び伸びを得ることができる。従って、環境に有害な懸念のあるＢｅを使用せずに、高強度高電導性の銅合金鋳造品を容易に製造することが可能となる。また、部分的又は全体において機械加工を行った場合には、特許文献１及び非特許文献１に示す素材を機械加工した場合と比較して、本発明品は加工後の鏡面性を良好なものとすることが可能となる。

本願の第１発明〜第４発明において、Ｎｉの含有量を６．０〜９．０ｗｔ％としている。Ｎｉが６．０ｗｔ％よりも少ないと硬さが低くなり、９．０ｗｔ％よりも多いと、導電率が２０％を下回りやすくなり、且つ経済的でないからである。

また、Ｓｉの含有量を１．４ｗｔ％〜２．４ｗｔ％としている。１．４ｗｔ％よりも少ない場合はＮｉの含有量と相まって硬さ及び強さが低くなり、２．４ｗｔ％よりも多い場合は、伸びが極めて低く脆くなり、強度の増加が認められないからである。

また、Ｃｒの含有量を０．２〜１．３ｗｔ％としている。０．２ｗｔ％よりも少ない場合は引張強さ及び導電率増加への寄与が小さく効果が現れにくく、結晶粒成長を抑える効果も少ない。また、１．３ｗｔ％よりも多い場合は、引張強さの更なる増加が認められないとともに、伸びに対して脆くなるからである。

また、Ｚｎの含有量を０．５〜１０ｗｔ％としている。０．５ｗｔ％よりも低い場合は伸び増加に伴う引張強さの増加の効果がほとんどなく、１０ｗｔ％よりも多くした場合は導電率が著しく低下するからである。

また、本願の第２及び第４発明では、Ｓｎ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｂ，Ｆｅのうち１種又は２種以上を０．０５ｗｔ％〜０．８ｗｔ％を含有している。０．０５ｗｔ％よりも低い場合は、Ｓｎについては固溶強化が望めず、またＭｎ，Ｍｇについては酸化物発生抑止効果が充分得られず、Ｂ，Ｆｅについては組織の微細効果が少なく機械的性質の上昇は望めない。また、前記元素が、０．８ｗｔ％より多い場合は、Ｂを除き導電率が低下するとともに、Ｂも含めて伸びが低くなり脆くなる。但しこれらの元素は副次的効果を狙ったものである。

また、本願の第２及び第４発明では、Ｎｉ／Ｓｉ比を３．５〜４．５としているが、Ｎｉ／Ｓｉ比が３．５よりも低い場合はＳｉが多くなって脆くなり、４．５よりも多い場合は、引張強度が得られなるとともに導電率も低下する。

また、本願の第１発明〜第４発明において、引張強さを６００ＭＰａ以上、伸びを２％以上、硬さをＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ（１０／３０００）で２５０以上、導電率をＩＡＣＳで２０％以上としている。これは、ＪＩＳ Ｚ３２３４ 第４種鋳造品規格を目標としているためである。

また、上記第２発明及び第４発明において、金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の体積率が１２％以下であることが望ましい。体積率が１２％を越えた場合には、引張強さと伸びが低下するからである。

また、上記第２及び第４発明において、金属組織のα固溶体相中の第２相の体積率が１２％以下であり、且つ第２相の直径サイズが０．５μｍ〜２．０μｍであるとともに、アスペクト比が１．５〜１２であることが望ましい。このことは、鋳造品で且つ、機械強度に関係している。即ち、本願の第２発明及び第４発明の含有成分において、α固溶体相内の第２相析出物の体積率、直径サイズ、及びアスペクト比が上記範囲内でない場合には(特に体積率が重要)、形状が円形に近くなることにより、体積率が増加して粒界に析出物及び化合物が集まりやすくなり、機械的性質が低下するものとなる。そして、このような機械的性質の低下を防いでいるのがＺｎである。また、アスペクト比が１．５より低い場合は、体積率が増加し、１２よりも多い場合は、粒界に析出物が広がりやすくなる。

本願の第１〜第４発明における実施例１〜１６について以下に詳細に説明する。尚、実施例１〜１６及び比較例１〜８の成分分析値については下記の表１に示している。まず、本願の第１発明及び第３発明を示す実施例１〜３は、表１より、含有元素をＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃｕのみとし、各実施例において、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量をほぼ同量とするとともにＺｎの含有量を異なるものとしている。また、本願の第２発明及び第４発明を示す実施例４〜実施例６では、Ｚｎの量を変えると共に、更に実施例４ではＳｎ，Ｍｎ、Ｍｇを、実施例５及び６ではＳｎ，Ｍｎを含有したものである。また、実施例７〜実施例１４はＢを0.1％前後含有させるとともに、更に実施例１１〜実施例１４はＦｅを含有させている。尚、実施例１４は、実施例１３のＺｎの含有量を更に約１％増やしたものである。

次に、比較例１〜７について以下に説明すると、まず、比較例１〜６は、本願の第１発明〜第４発明の必須元素であるＺｎを含有しないものである。そして、比較例１〜４は、非特許文献１に記載の如く、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃｕのみを含有した銅合金であるとともに、比較例５及び６は更にＢを含有したものである。また、比較例７は実施例１３の含有成分において、Ｆｅの含有量を増やした例である。

そして、表1に示した実施例１〜１４及び比較例１〜７の各元素の含有比率に基づき、原料を用意してＪＩＳ Ｂ号供試材砂型鋳型に鋳造し、鋳造品を得た。尚、溶解は各々適量のフラックス及び木炭を用意して大気溶解にて鋳造した。そして、上記の如く製造した鋳造品について、以下の表２に示す条件にて加工処理を行った。

まず、各々の鋳造品の押し湯部分を切断して、表２に示す温度にて溶体化処理を行った。尚、表２の溶体化温度は、比較例１〜比較例４の展伸材で実績のある標準的な９２０℃で処理した。また、時効処理は４３０℃〜４９０℃の範囲で３時間〜６時間、４９０℃において３時間／２５mmを基本として行った。そして、上記の如く熱処理を行った各試料を、ＪＩＳ4号試験片が採取できる寸法に長手方向に切断した。また、残りの材料（約５ｍｍ×２４ｍｍ×L）より硬さ測定及び接触式導電率測定器(温度補正付)にて導電率を測定した。そして、上記の如く硬さ測定を行った試験片の一部を採取し、第２相中の体積率、直径、アスペクト比をミクロ組織より観察測定した。

上記測定により得られた引張強さ、伸び、硬さにて表される機械的性質、導電率、及びミクロ組織観察の結果を表２に示す。尚、表２において、機械的性質の「伸び」の数値の前に「Ｃ」を付しているものについては、ＪＩＳ Ｚ２２４１により、点外又は標点印の箇所で破断したものであることを示している。また、実施例８及び９の「第２層体積率」、「第２相直径」、「アスペクト比」を「−」としているが、これは、実施例８及び９の含有成分を実施例７とほぼ同じものにしているため、ミクロ組織観察結果も実施例７とほぼ同様のものとなることは明らかであることから、実施例８及び９については、ミクロ組織観察を省略している。

尚、実施例８及び９の時効処理温度それぞれ４６０℃、及び４３０℃であって、実施例７の時効処理温度の４９０℃とは異なるが、ミクロ組織に関しては、時効処理温度はほとんど影響しない。また、比較例３及び４についても、含有成分を比較例２とほぼ同じものとしているため、上記と同様の理由によりミクロ組織観察を省略している。また、実施例１５及び１６、比較例８については、機械的性質及び導電率の測定結果のみを表２に示している。また、表２の「第２相直径」及び「アスペクト比」において、「ｍｘ」は最大値を、「ｍｉ」は最小値を表したものである。

実施例１〜３は、上記のＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量をほぼ同量とするとともにＺｎの含有量を変化させたものであるが、表２の結果より、Ｚｎの含有量を増やすに従って、引張強さは上昇しているが導電率は低下傾向にある。一方、ミクロ組織観察においては、ミクロ組織α固溶体相内の第２相中の体積率は低下傾向にあり、第２相直径は収縮傾向にある。またアスペクト比は広がる傾向にある。このことは、引張強さの低下に深く関係するものである。但し本願の第１発明及び第２発明の目標値は満たしている。尚、実施例２の１０００倍のミクロ組織写真を図１に示す。図１の一目盛りは５μｍである。

本願の第２発明及び第４発明である実施例４及び実施例５について以下に説明すると、実施例４は、Ｓｎ，Ｍｎ，Ｍｇを合計で０．７１７％、実施例５は、Ｓｎ、Ｍｎを合計で０．６６％含有させたものである。そして実施例４及び実施例５について測定した結果、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｍｇの含有量が少し多いため、機械的性質の伸びが点外及び標点印箇所で破断したが、全ての項目において目標値を満足している。尚、実施例５の３００倍のミクロ組織写真を図２に示す。

次に、比較例１〜６の結果について以下に説明する。いずれも溶体化処理については、実施例１〜１４と同様の処理を施した。まず比較例１〜４の結果について説明すると、比較例１では、時効処理を実施例１〜７とほぼ同じ条件で行ったが、引張強さ及び伸びにおいて目標値には到達しなかった。尚、比較例１の１０００倍のミクロ組織写真を図３に示す。図３の一目盛りは５μｍである。また、比較例２〜４についても、時効時間と時効処理温度を変更しながら実施したが、いずれも引張強さ及び伸びにおいて目標値には到達しなかった。特に比較例４については時効不足になるようにして伸びが出るように実施したが、上述の如く伸びは１．４％であり目標値に到達しなかった。尚、比較例２の３００倍のミクロ組織写真を図４に示す。

また、比較例５と比較例６について以下に説明すると、比較例５と比較例６は、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量を上記比較例１〜４とほぼ同量とするとともに、新たにＢを含有させたものである。その結果、比較例５はＢの含有量を０．０５％以下にしたため、Ｂを含有させたことによる効果は見られなかった。また、比較例６は、比較例５よりもＢの含有量を増加させて０．１１％とするとともに、上記実施例と同様の熱処理を施したところ、引張強さが向上した。但し伸びは目標値に達しなかった。以上より、Ｂを含有させることにより、引張強さを向上させる効果があることが判明したが、靭性を良くする効果は無いものと考えられる。

次に、実施例６及び実施例７の結果について説明すると、実施例６はＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎの他に、Ｓｎ，Ｍｎを微量添加したものであり、実施例７は上記の如く比較例６で効果のあったＢを新たに含有させたものである。その結果、実施例６及び実施例７のいずれも全ての目標値を満足している。そして、実施例８〜実施例１０の結果について説明すると、実施例８〜実施例１０は、上記実施例７の結果を考慮して時効処理温度と時効時間を変更しながら、即ち４９０℃において３時間／２５mmを基本として実施した例である。その結果、どの実施例も全ての目標値を満足している。

次に実施例１１〜実施例１４の結果について以下に説明する。まず、実施例１１〜実施例１３は、上記の如く、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎの他に、Ｂの含有量とＦｅの含有量を加減しながら含有させたものであり、実施例１４は実施例１３のＺｎの含有量を約１％増やすとともに、Ｂの含有量を多少増加させたものである。

そして、上記実施例１１〜１４のミクロ組織を観察した結果、上記実施例１〜３と同じようにα固溶体相内の体積率が低下し、第２相の直径は収縮するとともにアスペクト比も広がっていた。また、引張強さ、伸び、硬さ、及び導電率はいずれも目標値を満足しているが、本願の第２発明及び第４発明におけるＳｎ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂ、Ｆeの含有元素は、２種類以内に抑えた方がより効果がある。なぜなら、本願の鋳造品においては、多種類の元素を微量に含有させた場合に、各々融点が異なるためα固溶体相の第２相析出物、化合物、酸化物が多くなり、体積率が増える懸念があることが判明したからである。但し、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇのように、低温で固溶するものについては除外される。従って、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｂを同時に含有させるべきではなく、また、Ｓｎ、Ｍｇについても、同時に多種類の元素と含有させることにより、導電率の低下に影響を与えるものとなる。また、実施例４のように、第３の含有元素として、Ｍｇを微量追加している例外もあるが、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃｕの基本元素以外の含有元素は、合計で０．８％以内の含有量で且つ２種類以内に抑えることが望ましい。

最後に比較例７について以下に説明すると、比較例７は、上記実施例１３における含有元素Ｆｅの含有量を１．０１％に増やして実施した例である。その結果、熱処理は実施例１３と同じ処理をしたのにもかかわらず、引張強さ及び伸びは目標値に達していない。そこでミクロ組織を観察するとα固溶体相中の第２相体積率が１２％より高くなっていることが判明した。そのためマトリックスの強度が落ちたものと考えられる。

以上の実施例１〜１４及び比較例１〜７は鋳造品によるものであるが、本願の第１発明〜第４発明の成分で鋳塊を製作し、それを熱間塑性加工した後、第３発明及び第４発明の溶体化処理を施し、場合によっては冷間塑性加工を行い、その後第３発明及び第４発明の時効処理を行うことにより、機械的性質を飛躍的に向上させることが出来る。

即ち、実施例１５及び１６では、上記実施例１〜１４の鋳造品と同様に、大気溶解にてダービル鋳造法により、２４ｋｇのΦ１４５鋳塊を作り、外周をΦ１４０に面削した後、熱間鍛造にて４０×１１０×Ｌに加工した。そして、この加工品を表２の条件にて熱処理した後、機械的性質及び導電率を測定したものである。また、比較例８は、大気溶解による８００ｋｇの鋳塊を作り、それを熱間鍛造したものから４０×４０×２２０Ｌに切り出し、これについて実施例１５及び１６と同様に表２に示す熱処理を施し、機械的性質と導電率を測定したものである。

その結果、実施例１５、１６、及び比較例８は、引張強さと伸びについては実施例１〜１４の鋳造品と比較して大幅に向上している。これは、熱間塑性加工を加えることにより組織の粒界が練られ、晶出物及び析出物がマトリックス中に分散されるため、結晶粒が細かくなって機械的性質が向上したためである。但し、比較例８については、Ｚｎを添加していないため実施例１５及び１６よりも伸びがやや低くなっている。従って、靭性を要求されるものについては、Ｚｎを含有させるとともに微量のＢを含有させて熱間塑性加工を施し、溶体化処理した後、冷間加工を施した上で時効処理を施すことにより、更に機械的性質の向上が見込まれるものと考えられる。

本願の第１発明及び第３発明における実施例２を示すミクロ組織写真。 本願の第２発明及び第４発明における実施例５を示すミクロ組織写真。 比較例１のミクロ組織写真。 比較例２のミクロ組織写真。

Claims (8)

1. Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品であるとともに、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上であることを特徴とする高強度高電導性銅合金。
2. Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂ、Ｆｅのうち１種又は２種以上を０．０５ｗｔ％〜０．８ｗｔ％含有し、更にＮｉ/Ｓｉ比が３．５〜４．５であり、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品であるとともに、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上であることを特徴とする高強度高電導性銅合金。
3. Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品を、溶体化処理温度８５０℃〜９６０℃の範囲で固溶化処理を行った後、時効処理温度４００℃〜５５０℃の範囲で時効処理し、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上としたことを特徴とする高強度高電導性銅合金の製造方法。
4. Ｎｉ６．０〜９．０ｗｔ％、Ｓｉ１．４〜２．４ｗｔ％、Ｃｒ０．２〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜１０．０ｗｔ％を含有し、且つ、Ｓｎ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂ、Ｆｅのうち１種又は２種以上を０．０５ｗｔ％〜０．８ｗｔ％含有し、更にＮｉ/Ｓｉ比が３．５〜４．５であり、且つ残部が不可避的な不純物を除くＣｕよりなる鋳造品を、溶体化処理温度８５０℃〜９６０℃の範囲で固溶化処理を行った後、時効処理温度４００℃〜５５０℃の範囲で時効処理し、引張強さが６００ＭＰａ以上、伸びが２％以上、硬さがＨＲＣで２５以上又はＨＢＷ(１０／３０００)で２５０以上、導電率がＩＡＣＳで２０％以上としたことを特徴とする高強度高電導性銅合金の製造方法。
5. 金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の体積率が、１２％以下であることを特徴とする請求項２の高強度高導電性銅合金。
6. 金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の体積率が、１２％以下であることを特徴とする請求項４の高強度高導電性銅合金の製造方法。
7. 金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の直径サイズが０．５μm〜２．０μm、アスペクト比が１．５〜１２であることを特徴とする請求項５の高強度高導電性銅合金。
8. 金属組織を光学顕微鏡で観察した際に、α固溶体相中の第２相の直径サイズが０．５μm〜２．０μm、アスペクト比が１．５〜１２であることを特徴とする請求項６の高強度高導電性銅合金の製造方法。