JPH01309948A - プレス成形性に優れた高強度導電性銅基合金の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔技術分野〕 本発明は、自動車部品の電装品に用いられるワイヤーハ
ーネスのターミナル用材料として好適な高強度導電性銅
基台金の製造法に関するものである。

〔従来の技術〕

周知のとおり自動車産業は日本の基幹産業として大きな
役割を果たすに至っており、その生産台数の増加と近時
ではカーエレクトロニクスの発達により５これに使用さ
れる伸銅品材料がますます増加している。車の電装品の
一翼を担うワイヤーハーネスもこれに漏れず１台当りｌ
ｋｍの長さ、２０ｋｇの重量が使用されるまでになった
。そして、近時の自動車に対する軽量化、高倍転化、低
コスト化の要求はますます厳しいものになり１従ってワ
イヤーハーネスも軽量且つ高信転性且つ低コストが要求
されるようになってきている。ここでワイヤーハーネス
は電線とターミナルが一体となったものであり軽量化と
配電の高密度化のためにはターミナル材料の材料特性お
よび信鯨性の向上が必要不可欠となった。

このような背景のもとに、実際面ではターミナル材料は
薄肉化されまた複雑な形状にプレス成形されることから
１強度１弾性、導電性およびプレス成形性が良好なこと
が必須となった。またさらに耐食性、耐応力腐食割れ性
が良好なことはもちろん、エンジンルーム周辺や排ガス
系周辺では熱的な負荷も加わることから耐応力緩和特性
にも優れていなければならない。

このような要求に応えるべく本発明者らは特願昭６２−
１０６４２６号などにおいてワイヤーハーネスのターミ
ナル用銅合金およびその製造法を提案してきている。特
願昭６２−１０６４２６号に記載の発明はＣｕマトリッ
クス中にＮ　ｉ−Ｔ　Ｉ基金属間化合物を均一微細に析
出させることによって優れた特性を発現したものである
が、このようにＣｕマトリックス中にＮｉ−Ｔｉ系金属
間化合物を析出させた銅基合金としては特公昭３４−１
２５３号公報、特公昭６２−８４９１号公報、特公昭６
３−４８９０号公報、特開昭６２−５４０４８号公報等
に記載のものが知られており、またその製造法としては
例えば特開昭６２−５０４５３号公報に記載された方法
等が知られている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

前記の公報等に開示されたＣ　ｕ−Ｎ　ｉ−Ｔ　ｉ系合
金においては、主に強度、導電率の向上に適した製造法
を用いている場合が多く、従ってこれらの従来の製造法
では？ｊ！雑な形状にプレス成形することを目的とした
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｔｉ系合金のワイヤーハーネスのターミナ
ルを製造する場合には必ずしも適していない場合が多い
。

例えば特公昭３４４２５３号公報の実施例では［径５．
２１線とした後、　１０００’Ｃにて水焼入し、更に冷
間加工して径１．６１線とし、最後に５００°Ｃで１時
間焼戻して仕上線とした。」とある、これによって該発
明合金（２）　（Ｃｕ−２，３Ｎ　＋−０，７Ｔ　ｉ合
金）は抗張カフ１、Ｏｋｇｆ／ｍｍ”、　　伸び３．５
％、ビッカース硬度２１４゜導電率６０．６％の特性値
が示されている。だが、この方法にて得られた材料は９
強度、導電率などの材料特性値は優れているが、加工性
には劣るという欠点を持つ、従って、ｉ９体化処理−２
，冷−強冷間加工−時効処理という工程は２強度、導電
率などの向上は有利であるが、加工性が極端に劣化して
しまうという問題がある。

また、特開昭６２−５０４５３号公報に記載の方法は。

該特公昭３４−１２５３号公報に記載のものよりも、よ
り限定した熱処理条件、冷却条件および冷間加工率を用
いることにより強度、導電率などを向上したものである
が、基本的な製造法は溶体化処理−急冷−強冷間加工−
時効処理の工程であり特公昭３４−１２５３号公報のも
のに準するものである。従って強度、導電率などに対し
加工性が悪いという問題がある。

これに対し、特公昭６２−８４９１号公報、特公昭６３
−４８９０号公報、特開昭６２−５４０４８号公報の場
合には軟化焼鈍と冷間圧延を繰返し、また場合によって
は最終冷間圧延後に時効処理を行って５強度、導電率な
どを向上させている。しかし、このような製造法によれ
ば１強度１弾性を向上させようとすれば軟化焼鈍後の冷
間加工率を比較的大きくとる必要があり、この場合プレ
ス成形性が大きく低下してしまう、そして更に溶体化処
理、急冷工程を用いて製造した材料より９弾性が低く且
つ耐応力緩和特性にも劣る。

このようなことから３本発明者らは先の特願昭６２−１
０６４２６号において１強度１弾性、導電性、プレス成
形性、耐応力緩和特性を向上させる方法を提案したが、
この製造方法は、溶体化処理−急、冷−冷間加工−時効
処理一冷間加工−時効処理に代表される工程で、加工、
熱処理条件を厳しく限定することによって特性を発現さ
せたものである。

しかし、このような製造法によっては溶体化処理後、製
品を得るまでの工程数が多く経済性に欠けるという問題
があった。

したがって２本発明の目的とするところは、プレス成形
性に優れ且つ強度１弾性、導電性、耐応力緩和特性にも
優れたワイヤーハーネスのターミナル材料に好適な銅基
合金を低コストで製造することにある。

〔問題点を解決する手段〕

前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするところ
は２重量％において、Ｎｉ；１．０〜３．０％。

Ｔｉ；０．１〜１．５％、ただしＮｉ／Ｔｉの重量百分
率の比率が１〜１０の範囲、酸素；　５０ｐｐＨ以下、
さらに必要に応じてＺｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｃ
ｒからなる群より選択された１種または２種以上の元素
を総量で０．０１〜１．０％含み、残部がＣｕおよび不
可避的不純物からなる銅基合金を、８００〜９７０℃の
温度に加熱後、４００〜６５０℃の温度まで１０℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、　４００〜６５０℃の温
度で５〜３６０分間加熱保持したあと常温まで冷却する
こと。

さらに場合によっては加工率３０％以内の冷間加工を施
したうえ４００〜６００℃の温度で１〜３６０分間加熱
すること、を特徴とするプレス成形性に優れた高強度導
電性銅基台金の製造法である。

以下に本発明の内容を具体的に説明する。

〔発明の詳述］ （１）本発明合金の成分組成について２本発明の銅基合
金はＮｉ−Ｔｉ系金属間化合物による析出強化および分
散強化を図った点に基本的な特徴があり、このためＮｉ
とＴｉは本発明合金において不可欠の元素である。

Ｎｉは、Ｔｉと化合物を形成し強度１弾性、耐熱性およ
び耐応力緩和特性などの特性の向上に寄与する元素であ
る。また鋳造Ｎｉ織および熱間組織を微細にし且つ溶体
化処理時の結晶粒粗大化を防止する効果がある。このよ
うな効果を発揮するには１．０％４１％、以下同じ）以
上の含有が必要であるが、３．０％を超えて含有すると
電気伝導性の低下が顕著となり、且つ溶体化処理温度が
高温になり製造上不利になり、また経済性のうえからも
好ましくない。したがってＮｉ含存量は１．０〜３．０
％の範囲とする。

Ｔｉ含有量は０．１％未満ではＮｉとの共存下でも。

強度１弾性、耐熱性、耐応力緩和特性などの向上効果が
少ない、一方、Ｔｔ含存量が１．５％を超えると電気伝
導性が低下するとともにプレス成形性が掻端に低下して
くる。また鋳造性などの製造性が低下してくるので、Ｔ
ｉ含有量は０．１−１．５％の範囲とする。

また、Ｎｉと′ｒｉは、Ｎｉ−Ｔｉ系金属間化合物とし
て析出するときに本発明の目的が有利に達成される。こ
のＮ　ｉ　−Ｔ　ｉ基金属間化合物による強化を十分に
発揮するには、Ｎｉ／Ｔｉの重量百分率による比率を１
〜ｌＯの範囲にすることが必要である。

Ｎｉ／Ｔｉ比が１より小さい場合には、ＴｉとＣｕの化
合物であるＴ　ｉ−Ｃｕ系金属間化合物が時効析出する
。このＴｉ−Ｃｕ系金属間化合物が析出しても２強度９
弾性の向上は朋待できるものの、ｉ！電気伝導性向上は
少なく、また、溶体化処理時に結晶粒が粗大化し易く、
従ってプレス成形時に曲げ面に肌荒れを生じ易くなる。

このようなことがらＮｉ／Ｔｉ比は１以上とする必要が
ある。他方Ｎｉ／Ｔｉ比が１０より大きい場合には、マ
トリックスに残留するＮｉ１ｌが多くなり電気伝導性を
低下させる。このような理由から本発明の特性を十分に
発揮するためにはＮｉ／Ｔｉ比を１〜１０の範囲にする
ことが必要である。

Ｚｎは本発明合金のメツキ（８頬性を向上させる。

具体的にはＳｎメツキや５ｎ−Ｐｂメツキのメツキ付性
や耐熱密着性を向上させる。ワイヤーハーネスのターミ
ナルはＳｎメツキや５ｎ−Ｐｂメツキが施される場合が
あるが、これが通電やエンジン系統の熱によって長時間
加熱されると環境の影響も加わって添加元素であるＮｉ
、′Ｆｉがメツキ界面に拡散し、Ｓｎと反応拡散層を形
成する。この反応拡散層は脆弱であり、メツキが剥離し
易くなり、メ。

キイｇ軸性を低下させる。Ｚｎを添加するとＮ１やＴｉ
のＣｕ中での拡散が抑制され界面の反応拡散層の形成を
効率良く防止することができる。またＺｎは脱酸作用が
あり、７８湯の脱酸剤にもなり、さらに湯流れ性を良く
するので鋳造性も向上させる。

このような効果を発揮するためにはＯ，１％以上のＺｎ
の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると電
気伝導性の低下が顕著となるので好ましくはＺｎ含有量
を０．１〜１．０％の範囲とすることが必要である。

Ｍｇ、ＣａもＺｎと同様にメツキ信鎖性の向上と脱酸作
用に寄与する元素である。また１合金の弾性を同上させ
る効果も持つ、このような効果を発揮するためには、　
０．０１％以上含有することが必要であるが、０．５％
を超えて含有すると合金の電気伝導性およびプレス成形
性の低下が著しくなり、また経済的に不利となる。従っ
て、Ｍｇ、Ｃａの含有量は好ましくは０．０１〜０．５
％の範囲とする。

Ｂｅは本合金の強度１弾性、耐応力緩和特性をさらに向
上させる元素である。また脱酸作用もあり溶湯の脱酸剤
にもなる。このような効果を発揮するためには０．０１
％以上含有することが必要であるが、０．５％を超えて
含有すると合金の電気伝導性およびプレス成形性の低下
が著しくなり、また経済的にも不利となる。従ってＢｅ
含有装は好ましくは０．０１〜０．５％の範囲とする。

Ｚｒ、ＣｒもＢｅと同様に強度９弾性、耐応力緩和特性
の向上と脱酸作用に寄与する元素である。

このような効果を発揮するためには、　０．０１％以上
含有することが必要であるが、０．５％を超えて含有す
ると電気伝導性およびプレス成形性の低下が著しくなり
、また経済的にも不利となる。従ってＺｒ、Ｃｒの含有
量は好ましくは０．０１〜０．５％の範囲とする。

なおＺ　ｎ　＋　Ｍ　ｇ　＋　Ｃａ　＋　Ｂ　ｅ、　Ｚ
　ｒ　＋　Ｃｒは２種以上を総量で１．０％まで含有す
ることができる。１．０％を超えて含有すると電気伝導
性およびプレス成形性の低下が顕著になるとともに経済
的にも不利となる。

したがってｚ　ｎ　＋　Ｍｇ　＋　ｃ　ａ　＋　Ｂ　ｅ
　＊　Ｚ　ｒ　＋　Ｃｒの群より選択された１種または
２ｆ！！１以上を総量で０．０１〜１．０％の範囲で添
加することができる。

酸素含有量については、　５０ｐｐｍより多量に合金中
に含有すると析出したＮｉ−Ｔｉ系金属間化合物が酸素
と三元の化合物をつくってＮ　ｉ−Ｔ　ｉ−０系の化合
物となり１強度１弾性、プレス成形性などの材料特性や
メツキ信輔性などを低下させる。また酸素含有量が多い
と合金の製造過程でＩ（エガスを用いる場合には９表面
および内部に水素脆化が起きることもある。したがって
酸素含有量は５０ｐｐｍ以下の範囲とする。

（２）本発明合金の製造条件について。

前記のように成分組成に調整した本発明の銅基合金はＮ
　ｉ−Ｔ　ｉ基金属間化合物を均一微細に分散析出させ
ることよって近時のワイヤーハーネスのターミナルに要
求される緒特性を具備した材料とすることができる。こ
のような緒特性は特に熱処理を適切にコントロールした
製造法によって存利に発現させることができる。以下に
その製造法の詳細を説明する。

まず、前記の成分組成となるように合金成分および酸素
含有量を調整した銅基合金の鋳片を溶解鋳造して製造す
る。この溶解鋳造は不活性ガスあるいは還元ガス雰囲気
中で行うのが望ましい、また、ｖｆ造時の冷却速度はで
きるだけ速い方が好ましい。次いで鋳片を熱間圧延ある
いは均質化焼鈍後冷間圧延を行い板厚減少を施す、その
後、必要に同じて中間焼鈍、酸洗を挟んだ冷間圧延によ
って仕上げ前の板厚とする。

次いで、得られた素材品を８００〜９７０℃の温度に加
熱し、溶体化処理を行う、この溶体化処理の温度が８０
０℃未満であると十分に溶体化せず、したがって、鋳造
、熱延、焼鈍の工程で生じた粗大な析出物が十分に消失
しないので、特性の向上が計れない、また、８００℃未
満の温度では結晶粒の調整も難しい。しかし９７０℃を
超える温度では短時間のうちに結晶粒が粗大化するので
好ましくない。

したがって１本発明においては溶体化処理の温度範囲は
８００〜９７０℃とする。

溶体化処理後は１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度、好まし
くは５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００〜６５０℃
まで冷却する。１０℃／ｓｅｃ未溝の冷却速度では冷却
の過程で析出が生じ、この段階で生じる析出物は強化に
はあまり寄与しない。冷却する温度域は溶体化処理温度
から４００〜６５０℃の温度までで十分である。６５０
℃を超える温度では析出物が成長し粗大化するため特性
の一層の向上が計れない、なお引き続いて行う本発明の
時効処理の温度範囲が４００〜６５０℃であり、溶体化
処理温度から４００〜６５０℃まで急冷し、引き続きこ
の温度で時効処理することによって時効のための再加熱
が不要となり経済的に有利となる。

時効処理は４００〜６５０℃の温度で５〜３６０分間加
熱保持する。この工程はＮ　ｉ−Ｔ　ｉ系金属間化合物
を均一微細に析出せしめるものであるが、４００℃未満
の温度では析出に要する時間が長時間となり。

一方、６５０℃の温度を超える温度では析出物が成長し
て粗大化し特性の一層の向上が期待できなくなる。した
がって時効温度は４００〜６５０℃の範囲とする。時効
時間は５分未満では析出物の形成が不十分であり、３６
０分を超えるような長時間では析出物の成長のうえから
もまた経済性のうえからも好ましくない。

以上の諸工程によって得られた板材は非常に優れたプレ
ス成形性を存し、且つ、＠度１弾性、導電率１　耐応力
緩和特性のバランスに便れている。

この処理を行った板材に、さらに加工率３０％以内の冷
間圧延を行い、４００〜６００℃の温度で１〜３６０分
間加熱すると、材料特性を一層向上させることができる
。３０％を趙える冷間加工率ではプレス成形性が掻端に
低下するため冷間加工率は３０％以内とすることが必要
である。この冷間加工と最終時効処理によって与えられ
る内部ひずみの増加により５合金の強度１弾性１導電性
、耐応力緩和特性が一層向上するのであるが、この最終
時効処理の温度が４００℃未満であると弾性の向上効果
が少なく、また６００℃を超える温度では過時効になり
材料特性が低下する。保持時間は１分未満では弾性の向
上効果が少なく、３６０分を超えるような長時間では析
出物の成長のうえからも経済性のうえからも好ましくな
い。

以上の工程を経ることによってＮｉ−Ｔｉ系金属間化合
物がＣｕマトリックス中に均一微細に分散析出した組織
の銅基合金のＦｌ板が製造でき、これは後記の実施例に
示すように１強度９弾性、導電性、耐応力緩和特性をは
じめ、プレス成形性に優れるので近年のワイヤーハーネ
スのターミナル材料に要求される特性を満たすことがで
きる。

以下に代表的な本発明の実施例を挙げて本発明合金の特
性を具体的に示す。

〔実施例１〕 第１表に化学成分値（重量％）を示すＭ４基合金ｋｌを
高周波誘導溶解炉を用いて溶製し、　１５ｗｍＸ５０■
−Ｘ　３００ｍ−の鋳塊に鋳造した。溶解鋳造雰囲気は
完全に不活性ガスでシールドした。この鋳塊を１５ａｉ
ａ＋　Ｘ　５０ｓ■×２０〇−鋤に切断後、９００’Ｃ
で熱間圧延し厚さ５−一としたのち１面前を施し厚さ４
．２−一とした。これを、厚さが２ｍｍと１ｍｍの状態
にあるときに中間焼鈍（７００℃Ｘ　１　ｈｒ）を行っ
た冷間圧延工程によって厚さ０．５−請まで冷間圧延し
た。この板材に第２表に示す条件の熱処理を施して試験
材を製造した。

これらの熱処理は不活性ガス中で行い、急冷用ガスは冷
却したＡｒガスを用いた。また、冷却速度は溶体化処理
温度から引き続く時効処理温度までの平均冷却速度とし
た。

得られた試験材の硬度、引張強さ、伸び、導電率、プレ
ス成形性を調べた結果を第２表に併記した。硬度１　引
張強さと伸び、導電率の測定はそれソａＪＩｓ　Ｚ　２
２４４．　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１．　ＪＩＳ　Ｈ０５０
５ニ従って行った。プレス成形性は圧延方向に平行およ
び垂直な軸で内径半径Ｏで直角的げを行い２曲げ面およ
びその断面を拡大観察し１割れの無いものを０１割れの
発生したものを×として評価した。

第２表の結果から次のことが明らかである。

本発明法に従って製造した（１）および（２）の合金は
硬度、引張強さ、伸び、導電率のバランスに優れ且つプ
レス成形性が良好である。したがって本発明法によって
製造した板材は、良好な材料特性と非常に優れたプレス
成形性とを併せ持ち、複雑な形状を有したワイヤーハー
ネスのターミナル材料としても好適であることがわかる
。

これに対し溶体化処理温度の低い比較例（３）は。

硬度、引張強さ、伸びが低く、他方溶体化処理温度の高
い比較例（４）はプレス成形性に劣って０いる。

また平均冷却速度が遅い比較例（５）は硬度、引張強さ
が低く２時効処理温度の低い比較例（６）は導電率が低
く、そして時効処理温度の高い比較例（７）は硬度５　
引張強さが低くなっている。

〔実施例２］ 実施例１の第１表に示す成分の合金を実施例１と同様な
中間工程を用い厚さ２Ｉ１ｍの板材を得た。

これに７００°ＣＸ６０分間の焼鈍を施したうえ、以下
の製造法の素材板とした。

〔製造法１〕 前記の素材板を厚さ１■閣まで冷間圧延した後。

７００°ＣＸ６０分間焼鈍を行った。その後、厚さ０．
４５ａｍまで冷間圧延したうえ、　９５０’ＣＸ　２分
の溶体化処理し、平均冷却速度が６０°Ｃ／ｓｅｃにて
５５０°Ｃまで冷却し、そのままこの温度で６０分間の
時効処理を行なって室温まで冷却した。得られた時効処
理材を０．４ｍｍまで冷間圧延し、４８０°Ｃの温度で
６０分間の最終時効処理を行った。

（製造法２） 前記の素材板を厚さ０．８＋ｌ剛まで冷間圧延した。

これを９５０℃×２分の溶体化処理後、平均冷却速度が
６０°（：　／ｓｅｃにて５５０″Ｃまで冷却し、その
ままこの温度で６０分間の時効処理を行って室温まで冷
却した。得られた時効処理材を０．４＋Ｉ１１まで冷間
圧延し、４８０℃×６０分の最終時効処理を行った。

〔製造法３〕 前記の素材板を厚さＩＩｌ＋１まで冷間圧延した。これ
を９５０°ＣＸ２分の溶体化処理後、水急冷した。

その後０．ｂ 時効処理を行った。

上記の３製造法の条件は第３表にも記載したように、１
は本発明で規制する条件範囲内の例、２および３は該条
件を外れる比較例である。

各法によって得られた材料の硬度、引張強さ。

伸び５ばね限界値、導電率、応力緩和率、プレス成形性
を測定した結果を第４表に示した。硬度。

引張強さ、伸び、導電率の測定は実施例１と同様である
。ばね限界はＪＩＳ　Ｈ３１３０に基づいて行った。

応力緩和率は試験片の中央部の応力が４０ｋｇｆ／ｍｓ
”になるようにＵ字曲げを行い、１５０°Ｃの温度で５
００時間保持後の曲げぐせを応力緩和率として次式によ
り算出した。

応力緩和率（χ）−（（Ｌ、−Ｌ２）／（Ｌ、−Ｌｌ）
）×１００ ただし、Ｌ、；治具の長さ　（−一） Ｌｌ；開始時の試料長さ　（ａｍ） Ｌ２；処理後の試料端間水平距離（１１８）また、プレ
ス成形性については、９０’ｗ曲げ試験（ＣＢＳ−ＭＯ
ＯＯ２−６，Ｒ−０，２市−圧延方向および垂直方向）
を行い中央部両表面およびその断面を拡大観察し１割れ
のないものを０１割れが発生したものを×として評価し
た。

第４表の結果から明らかなように１本発明にしたがう製
造方法（１）の合金は硬度、引張強さ、伸び、ばね限界
値、導電率、耐応力緩和特性に優れ且つプレス成形性に
優れており、ワイヤーハーネスのターミナル材料として
非常に優れた特性を有する合金であることがわかる。

これに対し、冷間加工率が本発明法で規定する範囲より
高い比較法（２）の合金はプレス成形性が劣り、また比
較法（３）のように溶体化処理−急冷−強冷間加工−時
効処理という従来の工程を用いた合金は材料特性が本発
明法（１）によって得られた合金よりも全最に劣り１且
つプレス成形性も悪い。

〔実施例５〕 第５表に化学成分値（！量％）示した銅基合金ＮＱＩ−
Ｎｎ１２をいずれも前記実施例２の製造法（１）に従っ
て製造した。得られた材料の硬度、引張強さ、伸び、導
電率、プレス成形性を測定し、その結果を第６表に示し
た。なお、これらの特性の測定方法は実施例２と同様に
行った。

第６表より２本発明法によって得られた合金は硬度、引
張強さ、伸び、ばね限界値、導電率に優れ且つプレス成
形性に優れていることがわかる。

以上のように本発明によると１強度１弾性、導電性、耐
応力緩和特性に優れ、且つプレス成形性に優れたワイヤ
ーハーネスのターミナル用銅合金が経済的に製造でき、
近年の自動車電装品の小型軽量化、配線の高密度化に十
分対応できるターミナル材料を提供するものである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％において、Ｎｉ；１．０〜３．０％、Ｔｉ
   ；０．１〜１．５％、ただしＮｉ／Ｔｉの重量百分率の
   比率が１〜１０の範囲、酸素；５０ｐｐｍ以下、さらに
   必要に応じてＺｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｃｒから
   なる群より選択された１種または２種以上の元素を総量
   で０．０１〜１．０％含み、残部がＣｕおよび不可避的
   不純物からなる銅基合金を、８００〜９７０℃の温度に
   加熱後、４００〜６５０℃の温度まで１０℃／ｓｅｃ以
   上の冷却速度で冷却し、４００〜６５０℃の温度で５〜
   ３６０分間加熱保持したあと常温まで冷却することを特
   徴とするプレス成形性に優れた高強度導電性銅基合金の
   製造法。
2. （２）重量％において、Ｎｉ；１．０〜３．０％、Ｔｉ
   ；０．１〜１．５％、ただしＮｉ／Ｔｉの重量百分率の
   比率が１〜１０の範囲、酸素；５０ｐｐｍ以下、さらに
   必要に応じてＺｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｃｒから
   なる群より選択された１種または２種以上の元素を総量
   で０．０１〜１．０％含み、残部がＣｕおよび不可避的
   不純物からなる銅基合金を、８００〜９７０℃の温度に
   加熱後、４００〜６５０℃の温度まで１０℃／ｓｅｃ以
   上の冷却速度で冷却し、４００〜６５０℃の温度で５〜
   ３６０分間加熱保持したあと常温まで冷却し、次いで加
   工率３０％以内の冷間加工を施したうえ、４００〜６０
   ０℃の温度で１〜３６０分間加熱することを特徴とする
   プレス成形性に優れた高強度導電性銅基合金の製造法。