JP6331321B2 - Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材、及び、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えばコネクタやリレーなどの電子・電気機器用部品に使用されるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材、及び、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法に関するものである。

従来、電子・電気機器の小型化に伴い、これらに使用されるコネクタやリレーなどの電子・電気機器用部品の小型化及び薄肉化が図られている。このため、電子・電気機器用部品に使用される材料として、高強度かつ高導電率を有する銅合金が要求されている。
高強度かつ高導電率を有する銅合金としては、例えばＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金、Ｃｕ−Ｚｒ系合金などの析出硬化型の銅合金や、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系合金、Ｃｕ−Ｔｉ系合金などのスピノ―ダル分解型の銅合金が知られている。

上述した析出型の銅合金やスピノ―ダル分解型の銅合金は、例えば、鋳造−熱間加工−第一冷間加工−溶体化処理−時効処理−第二冷間加工を経て製造されている。溶体化処理は、時効後の強度を十分に高めるために行われているが、この溶体化処理は、高温の熱処理であるために製造コストが増加してしまう問題があった。

そこで、特許文献１には、析出型の銅合金でありながら、溶体化処理を行わないで時効処理で強度を高めることができるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金が開示されている。この特許文献１のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、石英ノズル内において母合金を溶解して溶湯を得て、その後、ガス圧をかけてノズルの下部から溶湯を噴出させて鋳型中に鋳込み、急冷凝固することによって製造されている。このＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金においては、上述のように急冷凝固により製造することで、予め母相中に添加元素が固溶した過飽和固溶体の状態にでき、溶体化処理を行うことなく、時効によって微細な析出物を析出させ強度を高めることが可能とされている。

国際公開第２０１２／１３３６５１号

しかしながら、特許文献１に記載されたＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、上述したように、石英ノズル内において母合金を溶解し、その後、ガス圧をかけて溶湯を噴出して鋳型中に鋳込むことで製造されるため、生産性が低く、製造コストが高くなるといった問題があった。また、上述したようなガス圧をかけて溶湯を噴出して鋳型中に鋳込み鋳塊を製造する方法は、製造工程が複雑であるため量産には不向きであった。

ところで、コネクタやリレーなどの電子・電気機器用部品が小型化されており、これに使用される銅合金素材の板厚が薄くなっている。このため、銅合金鋳塊に対しては、板厚が薄くなるように、加工率の高い加工を行う必要がある。
しかし、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、熱間加工や冷間加工において割れが発生し易い材料である。したがって、鋳造後の加工率が低くても、所望の板厚まで薄くできるように、予め鋳造時において板厚を薄くして鋳造することが求められている。
Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、結晶粒が粗大化すると強度が低下するため、結晶粒を微細化することも求められる。

この発明は、前述した事情に鑑みてなされたものであって、強度及び導電率が高く、かつ製造コストが低いＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材、及び、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法を提供することを目的とする。

前述の課題を解決するために、本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材は、Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下、Ｎｉを０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされていることを特徴としている。

本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材によれば、Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下含有し、かつ連続鋳造後の導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされているので、鋳造後において十分に溶体化されており、時効処理でＺｒ系の微細な析出物を十分に析出させ、時効後の強度を高めることができる。したがって、時効処理前に、添加元素を固溶させる溶体化処理が不要なため、製造コストを低減することができる。
また、Ｎｉは鋳造時に結晶粒を微細化する効果を有しており、本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材は、このＮｉを０．１ａｔ％以上含有しているので、連続鋳造において結晶粒を微細化し、強度を高めることができる。また、本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材は、Ｎｉを１．５ａｔ％以下含有する構成とされており、Ｎｉの添加量が比較的少ないので、時効処理後の導電率を十分に高くすることができる。
また、本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材は、鋳造時の板厚が５ｍｍ以上とされているので、鋳造後の加工率を高くすることができ、強度を高めることができる。さらに、本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材は、連続鋳造時の板厚が２０ｍｍ以下とされており、板厚が比較的薄く設定されているので、連続鋳造時の冷却速度が十分に速く、連続鋳造時に結晶粒を微細化し強度を高めることができる。
また、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材は、難加工材であり、熱間加工を施したり、高い圧延率の冷間加工を施したりすることが難しいが、本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材では、連続鋳造時の板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされており、最終製品の板厚に近くすることができるので、熱間加工を省略したり、冷間加工の加工率を低めたりしても、板厚を薄くすることができる。したがって、コネクタやリレーなどに使用される薄板のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金を製造できる。

本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法は、Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下、Ｎｉを０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅溶湯を得る溶解工程と、上述の銅溶湯を連続鋳造して、板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされた連続鋳造材を得る鋳造工程と、前記連続鋳造材に対して、２００℃以上４００℃以下で加工率８０％以上９５％以下の温間加工を行う温間加工工程と、前記温間加工工程の後に、熱処理を行ってＺｒ系の析出物を析出させ、導電率を４５％ＩＡＣＳ以上５５％ＩＡＣＳ以下とする時効処理工程と、を備えていることを特徴とする。
この場合、２００℃以上４００℃以下で加工率８０％以上９５％以下の温間加工が行われている構成とされているので、割れを発生させることなく、確実に温間加工を行うことができる。

本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法においては、前記温間加工工程の後、かつ、前記時効処理工程の前に、加工率８５％以上９９．５％以下の冷間加工を行う冷間加工工程を備えていてもよい。
この場合、加工率８５％以上９９．５％以下の冷間加工が行われている構成とされているので、割れを発生させることなく、確実に冷間加工を行い、強度を向上させることができる。

本発明のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法においては、前記時効処理工程の後に、加工率５０％以下の冷間加工を行う第二冷間加工工程を備えていてもよい。

本発明によれば、強度及び導電率が高く、かつ製造コストが低いＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材、及び、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法を提供することができる。

本発明の一実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法のフロー図である。

以下に、本発明の一実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金について説明する。
本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下、Ｎｉを０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有している。
そして、このＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、連続鋳造によって鋳造されており、連続鋳造時の板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされ、連続鋳造後の導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされている。
ここで、上述のように、成分組成、連続鋳造時の板厚、及び連続鋳造後の導電率を規定した理由について、以下に説明する。

（Ｚｒ：２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下）
Ｚｒは、時効処理によって母相にＺｒ系の析出物を微細に析出することにより、強度を高める作用効果を有する元素である。
Ｚｒの含有量が２．５ａｔ％未満の場合、時効処理において析出量が不十分となり、強度の上昇の効果を十分に得られない。また、Ｚｒの含有量が４．０ａｔ％超では、導電率が低下してしまう。さらに、Ｚｒの含有量が２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下の範囲までは強度の上昇の効果が得られるが、Ｚｒの含有量を４．０ａｔ％超にしても、４．０ａｔ％の場合以上の強度上昇の効果が得られない。
このような理由により、Ｚｒの含有量は、２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下の範囲内に設定されている。ここで、Ｚｒの好ましい含有量は、２．７５ａｔ％以上３．５ａｔ％以下の範囲内である。

（Ｎｉ：０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下）
Ｎｉは、連続鋳造において、母相の結晶粒を微細化する作用効果を有する元素である。
Ｎｉの含有量が０．１ａｔ％未満の場合、連続鋳造において、母相の結晶粒を微細化する効果が不十分となり、結晶粒が粗大化し、強度が低下する。また、Ｎｉの含有量が１．５ａｔ％超の場合、導電率が低下してしまう。
このような理由により、Ｎｉの含有量は、０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下の範囲内に設定されている。ここで、Ｎｉの好ましい含有量は、０．５ａｔ％以上１．２５ａｔ％以下の範囲内である。

本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、上述した元素の他に、不可避的不純物として、例えば、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｈｆなどを含有している。

（連続鋳造時の板厚：５ｍｍ以上２０ｍｍ以下）
連続鋳造時の板厚が５ｍｍ未満の場合、連続鋳造後の加工率を十分に確保することができず、強度を十分に高くすることができない。また、板厚が２０ｍｍ超の場合、連続鋳造時において、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の母相の結晶粒が粗大化して、強度が低下してしまう。また、板厚が２０ｍｍ超の場合、鋳造後の加工率が高くなり、加工材の強度が高くなりすぎて、圧延荷重が過剰に大きくなり製造コストが増加してしまう。
このような理由により、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、連続鋳造時の板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内に設定されている。

（連続鋳造後の導電率：４０％ＩＡＣＳ以下）
Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、時効析出強化型の銅合金であり、時効によって強度が向上するため、時効前に添加元素が母相に固溶している必要がある。このＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、結晶粒が粗大化すると強度が低下してしまうため、時効処理の前に、高温の熱処理である溶体化処理を行うことはできない。そこで、本実施形態において、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の溶体化は、連続鋳造において同時に行われており、鋳造後の導電率が所定の値以下となるように規定されている。
連続鋳造後の導電率が４０％ＩＡＣＳ超の場合、溶体化が不十分となり、時効強度が低下してしまう。したがって、連続鋳造後の導電率は４０％ＩＡＣＳ以下とされている。ここで、連続鋳造後の導電率の好ましい範囲は、３７％ＩＡＣＳ以下である。

次に、本発明の実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法を図１のフロー図を参照して説明する。Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法は、例えば溶解工程Ｓ０１−鋳造工程Ｓ０２−温間圧延工程Ｓ０３−第一冷間圧延工程Ｓ０４−時効処理工程Ｓ０５−第二冷間圧延工程Ｓ０６を経て製造される。
以下に、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法について説明する。

（溶解工程Ｓ０１）
まず、銅原料を溶解して得られた銅溶湯に、Ｚｒ、Ｎｉを添加して成分調製を行い、銅合金溶湯を製出する。なお、Ｚｒ、Ｎｉの添加には、Ｚｒ単体及びＮｉ単体やＣｕ−Ｚｒ母合金及びＣｕ−Ｎｉ母合金などを用いることができる。また、Ｚｒ及びＮｉを含む原料を銅原料とともに溶解しても良い。また、本合金のリサイクル材及びスクラップ材を用いても良い。
銅溶湯は、純度が９９．９９質量％以上とされたいわゆる４ＮＣｕとすることが好ましい。また、溶解工程では、活性元素であるＺｒ及びＮｉの酸化等を抑制するために、真空炉、あるいは、不活性ガス雰囲気または還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いることが好ましい。

（鋳造工程Ｓ０２）
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入し、連続鋳造法を用いて鋳塊を製出する。
ここで、連続鋳造で鋳造される鋳塊の板厚を５ｍｍ以上２０ｍｍ以下に設定している。本実施形態においては、この連続鋳造によって、添加元素を母相に固溶させており、鋳造と同時に溶体化が行われている。
なお、鋳塊の冷却速度は、１００℃／ｓ以上にすることが好ましい。

（温間圧延工程Ｓ０３）
次いで、上述の鋳塊に温間圧延（温間加工）を行っても良い。ここで、温間圧延を行う場合、温間圧延の条件を、２００℃以上４００℃以下、圧延率８０％以上９５％以下とすることが好ましい。
温間圧延を２００℃以上で行うと、材料の変形抵抗が低下し、加工性が良くなるため、圧延時に割れが入りにくくなる。また、温間圧延を４００℃以下で行うと、第２相の析出および再結晶の進行を抑制し、強度を高めることができる。
温間圧延の圧延率が８０％以上では、鋳塊に対して十分に圧延率が高い圧延を施すことになり、板厚を薄くすることができる。また、温間圧延の圧延率が９５％以下では、その後の冷間圧延の圧延率を十分に確保し、最終的に必要な強度を得ることができる。
このような理由により、温間圧延の温度、及び圧延率は、上記の範囲内に設定されている。

（第一冷間圧延工程Ｓ０４）
次いで、上述の鋳塊または温間圧延材に対して、第一冷間圧延（冷間加工）を行っても良い。ここで、第一冷間圧延を行う場合、冷間圧延の条件を、圧延率８０％以上９９．５％以下とすることが好ましい。
第一冷間圧延の圧延率が８０％以上では、被圧延材の板厚を十分に薄くすることができるとともに、強度を十分に高めることができる。
また、第一冷間圧延の圧延率が９９．５％以下では、過剰に圧延率が高くなることがなく、被圧延在に割れが発生することを抑制できる。
このような理由により、第一冷間圧延の圧延率を８０％以上９９．５％以下の範囲内に設定している。ここで、第一冷間圧延の好ましい圧延率は、８５％以上９５％以下とされている。

（時効処理工程Ｓ０５）
次に、時効処理を実施し、Ｚｒ系の析出物を微細に析出させ、時効処理材を製出する。
ここで、時効処理は、例えば２５０℃以上６００℃以下、５ｓ以上２４ｈｒ以下の条件で行う。本実施形態において、好ましくは、時効後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以上５５％ＩＡＣＳ以下となるように時効処理が行われている。
なお、時効処理の熱処理方法は、特に限定しないが、非酸化雰囲気で行うことが好ましい。また、熱処理後の冷却方法は、特に限定しないが、空冷もしくは水冷で行うことが好ましい。

（第二冷間圧延工程Ｓ０６）
次いで、上述の時効処理材に対して、第二冷間圧延を行っても良い。ここで、第二冷間圧延を行う場合、冷間圧延の条件を、５０％以下とすることが好ましい。
第二冷間圧延の圧延率が５０％以上の場合、時効処理によって第二相が析出しているため、割れが生じるおそれがある。このような理由により、第二冷間圧延の圧延率を５０％以下の範囲内に設定している。
以上のようにして、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金が製造される。

以上のような構成とされた本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金によれば、Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下含有し、かつ連続鋳造後の導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされているので、鋳造後において十分に溶体化されており、時効処理でＺｒ系の微細な析出物を十分に析出させ、時効後の強度を高めることができる。したがって、時効処理前に、添加元素を固溶させる溶体化処理が不要なため、製造コストを低減することができる。

また、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、鋳造時に結晶粒を微細化する効果を有するＮｉを０．１ａｔ％以上含有しているので、連続鋳造において結晶粒を微細化し、強度を高めることができる。また、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、Ｎｉを１．５ａｔ％以下含有する構成とされており、Ｎｉの添加量が比較的少ないので、時効処理後の導電率を十分に高くすることができる。

さらに、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、連続鋳造時の板厚が５ｍｍ以上とされているので、鋳造後に行われる温間圧延及び冷間圧延での加工率を高くすることができ、強度を高めることができる。また、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、連続鋳造時の板厚が２０ｍｍ以下とされており、板厚が比較的薄く設定されているので、連続鋳造時の冷却速度が十分に速く、連続鋳造時に結晶粒を微細化し強度を高めることができる。

また、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金において、高温の熱処理である溶体化処理を行うと、結晶粒が粗大化することにより、強度が低下するおそれがあるが、本実施形態のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金では、溶体化処理が不要であるため、結晶粒を微細に維持することができ、強度を十分に高くすることができる。

また、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、難加工材であり、熱間圧延を施したり、第一冷間圧延において高い圧延率の冷間圧延を施したりすることが難しいが、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金では、連続鋳造時の板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされており、最終製品に近い板厚にすることができるので、熱間加工を省略したり、冷間圧延の圧延率を低めたりしても板厚を薄くすることができる。したがって、コネクタやリレーなどに使用されるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金を製造できる。

また、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、好ましくは２００℃以上４００℃以下で圧延率８０％以上９５％以下の温間圧延が行われる構成とされているので、割れを発生させることなく、確実に温間圧延を行うことができる。

また、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、好ましくは圧延率８５％以上９９．５％以下の第一冷間圧延が行われる構成とされているので、割れを発生させることなく、確実に冷間圧延を行い、強度を向上させることができる。

また、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、好ましくは時効処理後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以上５５％ＩＡＣＳ以下とされているので、導電率を十分に確保できるとともに、Ｚｒ系の析出物を十分に析出させ、強度を高めることができる。

さらに、本実施形態であるＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金は、好ましくは時効処理後に圧延率５０％以下の第二冷間圧延を行う構成とされているので、強度を高めることができる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。

以下に、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果について説明する。
まず、純度が９９．９９質量％以上とされた無酸素銅を溶解して得られた銅溶湯に、Ｚｒ、Ｎｉを添加して、表１に記載の成分となるように成分調製を行い、銅合金溶湯を製出した。
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入し、連続鋳造法を用いて鋳塊を製出した。ここで、連続鋳造で鋳造される鋳塊の板厚は、表１に示す板厚とし、鋳塊の幅は、１００ｍｍとした。この連続鋳造後の鋳塊の導電率を測定した。

次いで、上述の鋳塊を３００℃で、表１に示す板厚となるように温間圧延し、温間圧延材を得た。次に、この温間圧延材に、表１に示す板厚となるように第一冷間圧延を施し、第一冷間圧延材を得た。
次に、上述の冷間圧延材に対して、時効処理として、５５０℃で４５ｓの熱処理を行い、時効処理材を得た。そして、この時効処理材の導電率を測定した。
次いで、時効処理材に対して、板厚が０．１０ｍｍとなるように第二冷間圧延を行った。
このようにして、本発明例１〜７、比較例１〜６のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金（特性評価用条材）を製造した。そして、製造されたＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金に対して、引張強さを測定した。
以下に、導電率の測定方法、及び引張強さの測定方法について説明する。

（導電率の測定方法）
特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍの試験片を採取し、４端子法によって電気抵抗を求めた。また、マイクロメータを用いて試験片の寸法測定を行い、試験片の体積を算出した。そして、測定した電気抵抗値と体積とから、導電率を算出した。なお、試験片は、その長手方向が特性評価用条材の圧延方向に対して平行になるように採取した。
（引張強さの測定方法）
特性評価用条材からＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される１３Ｂ号試験片を採取し、引張強度と、オフセット法により、０．２％耐力を測定した。なお、試験片は、圧延方向に平行な方向で採取した。以上の評価の結果を表１に示す。

本発明例１〜７は、時効後の導電率及び、第二冷間圧延後の強度が高いことが確認された。
一方、比較例１は、鋳造後の板厚が本発明の範囲よりも薄く、温間圧延の加工率が低いために、本発明例と比較して強度が低下した。
また、比較例２は、鋳造後の板厚が本発明の範囲よりも厚く、鋳造後の導電率が高過ぎるため、本発明例と比較して強度が低下した。
また、比較例３、５は、Ｚｒ又はＮｉの含有量が本発明の範囲よりも少ないため、本発明例と比較して強度が低下した。
また、比較例４、６は、Ｚｒ又はＮｉの含有量が本発明の範囲よりも多いため、本発明例と比較して時効後の導電率及び強度が低下した。

Claims (4)

1. Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下、Ｎｉを０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、
   板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされていることを特徴とするＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金連続鋳造材。
2. Ｚｒを２．５ａｔ％以上４．０ａｔ％以下、Ｎｉを０．１ａｔ％以上１．５ａｔ％以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅溶湯を得る溶解工程と、
   上述の銅溶湯を連続鋳造して、板厚が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とされ、導電率が４０％ＩＡＣＳ以下とされた連続鋳造材を得る鋳造工程と、
   前記連続鋳造材に対して、２００℃以上４００℃以下で加工率８０％以上９５％以下の温間加工を行う温間加工工程と、
   前記温間加工工程の後に、熱処理を行ってＺｒ系の析出物を析出させ、導電率を４５％ＩＡＣＳ以上５５％ＩＡＣＳ以下とする時効処理工程と、
   を備えていることを特徴とするＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法。
3. 前記温間加工工程の後、かつ、前記時効処理工程の前に、加工率８５％以上９９．５％以下の冷間加工を行う冷間加工工程を備えていることを特徴とする請求項２に記載のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法。
4. 前記時効処理工程の後に、加工率５０％以下の冷間加工を行う第二冷間加工工程を備えていることを特徴とする請求項２又は請求項３に記載のＣｕ−Ｚｒ−Ｎｉ合金の製造方法。

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