WO2009113489A1 - 銀白色銅合金及びその製造方法 - Google Patents

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WO2009113489A1
WO2009113489A1 PCT/JP2009/054420 JP2009054420W WO2009113489A1 WO 2009113489 A1 WO2009113489 A1 WO 2009113489A1 JP 2009054420 W JP2009054420 W JP 2009054420W WO 2009113489 A1 WO2009113489 A1 WO 2009113489A1
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phase
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cold
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PCT/JP2009/054420
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Inventor
恵一郎 大石
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三菱伸銅株式会社
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy exhibiting a silver white color equivalent to that of white and a method for producing the same.
  • Copper alloys such as brass are used in various applications such as plumbing equipment, building materials, electrical / electronic equipment, machine parts, etc.
  • a white (silver white) color tone may be required, and conventionally, a copper alloy product is subjected to a plating treatment such as nickel / chrome plating in order to cope with such a demand.
  • the plating product has a problem that the plating layer on the surface peels off after long-term use, and when the plating product is re-dissolved, the plating material is mixed in the copper alloy and deteriorates the quality. There was also a problem. Therefore, a Cu—Ni—Zn alloy which itself exhibits a glossy white color has been proposed.
  • JIS C7941 includes Cu (60.0 to 64.0 mass%), Ni (16.5 to 19.5 mass%), Pb (0.8 to 1.8 mass%), Zn Free-cutting whites containing (remainder) etc. are prescribed.
  • Japanese Patent No. 2828418 discloses Cu (41.0 to 44.0 mass%), Ni (10.1 to 14.0 mass%), Pb (0.5 to 3.0 mass%).
  • Zn (remainder) containing white copper alloy is disclosed.
  • these copper alloys contain a large amount of Ni and Pb, have problems in health and hygiene, and their use is limited. That is, Ni causes a particularly strong Ni allergy among metal allergies, and Pb is a harmful substance as is well known, and therefore has a problem in use as a key or the like that directly touches human skin. In addition, due to reasons such as containing a large amount of Ni, it is inferior in workability such as hot rollability, machinability, pressability, etc., and in combination with the fact that Ni is expensive, the manufacturing cost becomes high, and this surface But its use is limited.
  • the present invention provides a silver-white copper alloy that exhibits a silver-white color equivalent to that of Western white without causing such problems, and that is excellent in hot workability and the like, and that can be suitably manufactured. It aims at providing the manufacturing method of a copper alloy.
  • the present invention proposes the following silver-white copper alloy and its manufacturing method in order to solve the above-mentioned problems.
  • Cu 47.5 to 50.5 mass% (preferably 47.9 to 49.9 mass%) and Ni: 7.8 to 9.8 mass% (preferably 8.2). 9.6 mass%, more preferably 8.4 to 9.5 mass%) and Mn: 4.7 to 6.3 mass% (preferably 5.0 to 6.2 mass%, more preferably 5.2 to 6).
  • a silver-white copper alloy characterized by having a metal structure in which a ⁇ phase of 2 to 17% in area ratio is dispersed in an ⁇ phase matrix. "Copper alloy”).
  • the second aspect of the present invention is a copper alloy further containing one or more elements selected from Pb, Bi, C, and S in addition to the constituent elements of the first copper alloy, wherein Cu: 47. 5 to 50.5 mass% (preferably 47.9 to 49.9 mass%) and Ni: 7.8 to 9.8 mass% (preferably 8.2 to 9.6 mass%, more preferably 8.4 to 9) 0.5 mass%), Mn: 4.7 to 6.3 mass% (preferably 5.0 to 6.2 mass%, more preferably 5.2 to 6.2 mass%), and Pb: 0.001 to 0.00 mass.
  • Second copper alloy characterized by forming a metal structure in which a ⁇ phase of 2 to 17% by weight is dispersed
  • the present invention thirdly relates to a copper alloy further containing one or more elements selected from Al, P, Zr, and Mg in addition to the constituent elements of the first copper alloy. 5 to 50.5 mass% (preferably 47.9 to 49.9 mass%) and Ni: 7.8 to 9.8 mass% (preferably 8.2 to 9.6 mass%, more preferably 8.4 to 9) 0.5 mass%), Mn: 4.7 to 6.3 mass% (preferably 5.0 to 6.2 mass%, more preferably 5.2 to 6.2 mass%), and Al: 0.01 to 0.3 mass%.
  • a silver-white copper alloy (hereinafter referred to as “third copper alloy”) which has a metal structure in which 2 to 17% of ⁇ phase is dispersed.
  • the present invention fourthly relates to a copper alloy further containing one or more elements selected from Al, P, Zr, and Mg in addition to the constituent elements of the second copper alloy, wherein Cu: 47. 5 to 50.5 mass% (preferably 47.9 to 49.9 mass%) and Ni: 7.8 to 9.8 mass% (preferably 8.2 to 9.6 mass%, more preferably 8.4 to 9) 0.5 mass%), Mn: 4.7 to 6.3 mass% (preferably 5.0 to 6.2 mass%, more preferably 5.2 to 6.2 mass%), and Pb: 0.001 to 0.00 mass.
  • the alloy composition is composed of one or more selected elements and Zn: the balance, and the above relations f1, f2, and f3 are established among the contents of Cu, Ni, and Mn.
  • a silver-white copper alloy (hereinafter referred to as “fourth copper alloy”) characterized by forming a metal structure in which a ⁇ phase of 2 to 17% in terms of area ratio is dispersed is proposed.
  • [a] indicates a dimensionless value of the content of the element a
  • the content of the element a is represented by [a] mass%.
  • the Cu content is [Cu] mass%.
  • the content of the ⁇ phase depends on the area ratio, and the dimensionless value of the content is indicated by [ ⁇ ]. That is, the ⁇ -phase content (area ratio or area content) is expressed in [ ⁇ ]%.
  • the area ratio which is the content of ⁇ phase, is measured by image analysis. Specifically, for hot-worked materials and castings, an optical micrograph of 100 times the final product (hot-worked product).
  • Continuous casting is obtained by binarizing a 200- or 500-fold optical microstructure, mainly a metal structure analyzed by FE-SEM-EBSP, using image processing software "WinROOF” (Techjam Corporation). It is an average value of the area ratio measured at two predetermined locations and three fields of view.
  • the copper alloy is subjected to at least one heat treatment and cold working (rolling) on a hot working material obtained by hot working (rolling, extruding). Processing, drawing)), or as a continuous casting that is obtained by subjecting a casting material (continuous casting material) obtained by continuous casting to one or more heat treatments and cold working,
  • a casting material continuous casting material obtained by continuous casting to one or more heat treatments and cold working
  • it is suitably used as a constituent material of a key, a key blank or a pressed product.
  • the average crystal grain size of the ⁇ phase is 0.003 to 0.018 mm
  • the average area of the ⁇ phase (hereinafter referred to as “ ⁇ phase area”) is 4 ⁇ 10 ⁇ . It is preferably 6 to 80 ⁇ 10 ⁇ 6 mm 2 and the average value of the long side / short side of the ⁇ phase (hereinafter referred to as “long side / short side ratio”) is 2 to 7.
  • the average area of ⁇ phase ( ⁇ phase area) is a value obtained by dividing the total area of ⁇ phases in a specific cross section of the copper alloy by the number of ⁇ phases.
  • the average value of ⁇ phase is obtained for each specific cross section, and the average value (the sum of the average values of ⁇ phases of all specific cross sections is the number of specific cross sections) (The value divided by) is the average area of the ⁇ phase.
  • the specific cross section is parallel to the length direction (rolling direction) of the plate-like material and the surface (or the back surface) of the plate-like material.
  • the cross section is orthogonal to For example, the two specific cross sections are cross sections at positions t / 3 and t / 6 (t is a plate thickness) from the surface of the plate-like object.
  • a cross section parallel to the axis of the cylindrical object is defined as a specific cross section.
  • the two specific cross sections are parallel cross sections at positions of d / 3 and d / 6 (d is a diameter of a circular cross section perpendicular to the axis of the cylindrical object).
  • the long side of the ⁇ phase is a direction parallel to the longitudinal direction (in the case of a plate-like product, in the length direction (rolling direction), and in the case of a cylindrical product, the axial direction (extrusion direction, drawing).
  • the short side of the ⁇ phase is the length in the direction perpendicular to the long side in the specific cross section.
  • the average value of the long side / short side of the ⁇ phase is an average value of the values of the long side / short side of each ⁇ phase obtained in each specific cross section.
  • the ratio of the ⁇ phase having a long side / short side value of 12 or less to the total ⁇ phase (hereinafter referred to as “12 or less ⁇ phase ratio”) is 95% or more, or long It is preferable that the number of ⁇ phases having sides of 0.06 mm or more is within 10 per 0.1 mm 2 .
  • the length of the ⁇ phase (long side, short side) is the final product when the specific cross section is observed with a hot-processed material, and with a metal structure with a 100 ⁇ optical microscope for castings (with a field of view of 50 ⁇ 100 mm). (Hot-worked products, continuous castings) are observed and measured with an optical microscope structure of 200 times or 500 times, mainly a metal structure analyzed by FE-SEM-EBSP.
  • the content (area ratio) of the ⁇ phase in the hot-working material or continuous casting material is preferably 12 to 40%.
  • the content (area ratio) of the ⁇ phase in the heat-treated material (primary heat-treated material) ) Is 3 to 24%
  • the average value of the long side / short side of the ⁇ phase is 2 to 18
  • the ratio of the ⁇ phase having the long side / short side value of 20 or more to the total ⁇ phase is 30% It is preferable that the number of ⁇ phases having a long side of 0.5 mm or more is within 10 per 1 mm 2 of the specific cross section.
  • Fe and / or Si may be contained as unavoidable impurities.
  • the Fe content is preferably 0.3 mass% or less
  • the Si content is preferably 0.1 mass% or less.
  • Co is also contained in Ni if it is a small amount in JIS or the like, for example, if the Co content is about 0.1%, it is treated as an inevitable impurity.
  • the present invention fourthly proposes a method for producing the first to fourth copper alloys described above. That is, in the present invention, one or more heat treatments (heating temperature: 550 to 760 ° C., heating time: 2 to 2) are applied to a hot working material obtained by hot working (hot rolling, hot extrusion, etc.) of an ingot.
  • one or more heat treatments heat temperature: 550 to 760 ° C., heating time: 2 to 2
  • a hot working material obtained by hot working (hot rolling, hot extrusion, etc.) of an ingot.
  • roller manufacturing method 36 hours, average cooling rate up to 500 ° C .: 1 ° C./min or less) and cold working to obtain a hot-worked product that is the copper alloy Method (hereinafter referred to as “rolling manufacturing method”) and one or more heat treatments (casting temperature: 550 to 760 ° C., heating time: 2 to 36 hours, average cooling rate up to 500 ° C.) for the cast material obtained by continuous casting 1 ° C./min or less) and a cold-working process to obtain a continuous cast casting that is the copper alloy (hereinafter referred to as “casting manufacturing method”). Propose.
  • the first heat treatment applied to the hot-worked material or continuous casting material is performed under the conditions of heating temperature: 600 to 760 ° C. and heating time: 2 to 36 hours.
  • a heating step and a cooling step of slow cooling to at least 500 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./min or less, and the processing rate in the first cold working applied to the primary heat treatment material subjected to the heat treatment is It is preferably 25% or more.
  • this cooling step it is also preferable that the temperature is gradually cooled to 500 to 550 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./min or less and then maintained at that temperature for 1 to 2 hours.
  • the ⁇ phase generated in the raw material production stage is reduced to a predetermined size and shape.
  • the material hot work material, casting material
  • the material may be subjected to light cold work with a working rate of less than 25%. It is not the first cold working in the manufacturing method or casting method.
  • this heat treatment is treated as the first heat treatment.
  • the heating process in the second and subsequent heat treatments is performed by heating temperature: 550 to 625 ° C., heating time: 2 to 2 It is preferable to carry out under conditions of 36 hours. It should be noted that the processing rate of cold working performed after the final heat treatment is 50% or less.
  • Cu is a main element that is fundamental in determining all the characteristics of the copper alloy, and also has a balance with other contained elements Zn, Ni, Mn.
  • the content is less than 47.5 mass%, the ⁇ phase becomes excessive, resulting in poor ductility and cold workability (cold rollability).
  • there is hardness but impact strength. Will be reduced.
  • discoloration resistance and stress corrosion cracking resistance will be reduced, and press formability will also be reduced.
  • the Cu content exceeds 50.5 mass%, the ⁇ phase becomes too small and the strength decreases, and the torsional strength, wear resistance, press formability, and machinability decrease, and hot ductility. Or castability falls.
  • the Cu content needs to be 47.5 to 50.5 mass%, and is preferably 47.9 to 49.9 mass%.
  • the copper alloy when obtained by a hot rolling production method, it is optimal to set it to 48.0 to 49.6 mass%, and when obtained by a casting production method, 48.2 to 49.8 mass%. It is best to leave
  • Zn is a main element along with Cu, and is an important element for securing the properties of the copper alloy, such as improving mechanical strength such as tensile strength and proof stress.
  • the remainder is obtained by subtracting the content of the contained element from the relationship with other contained elements. This balance does not contain inevitable impurities.
  • Ni is an important element for ensuring the whiteness (silver white) of the copper alloy.
  • the hot rolling yield surface cracks, ear cracks
  • the soft yellowishness is impaired and the color approaches white, although it depends on the amount of Mn.
  • Ni is an expensive element and causes allergies (Ni allergy)
  • reducing the Ni content also has limitations in securing the color tone, discoloration resistance, and stress corrosion cracking resistance of the copper alloy. From these points, the Ni content must be 7.8 to 9.8 mass%, preferably 8.2 to 9.6 mass%, and more preferably 8.4 to 9.5 mass%. Is optimal.
  • Mn is a color tone of the copper alloy, and depending on the mixing ratio with Ni, it plays a role as a Ni substitute element for obtaining whiteness while leaving a slight yellowishness. It is something to do. Further, Mn improves torsion strength and wear resistance and has a relationship with the ⁇ phase, but improves pressability and machinability. However, the contribution to discoloration resistance and stress corrosion cracking resistance is almost not with Mn alone, but rather has a large negative aspect, so the combination with Ni is important. In addition, by containing Mn, the flowability of the molten metal can be improved, and the ⁇ phase region in the hot rolling region can be expanded to improve the hot rolling property of the copper alloy. From these points, the Mn content needs to be 4.7 to 6.3 mass%, preferably 5.0 to 6.2 mass%, and 5.2 to 6.2 mass%. Is the best.
  • the relationship of f1 is the press formability, machinability. To ensure hot workability (hot rolling, hot extrusion) and cold workability (cold rolling) while improving the workability, torsional strength, bending workability, discoloration resistance, and stress corrosion cracking resistance Most important.
  • the proportion of the ⁇ phase in the high-temperature structure with the optimum composition is about 70% (55 to 85%) at 800 ° C. corresponding to the initial temperature in the hot rolling process, and the middle stage of the hot rolling process.
  • the change of the ⁇ phase with the change in temperature facilitates hot working of the Cu-Zn alloy containing Ni (improves hot workability) and improves the properties of the final product. . Therefore, when f2 is less than 0.49, the ⁇ phase does not change so much. That is, the change of the ⁇ phase is small with respect to the temperature change. For example, the proportion of the ⁇ phase is 45% at 800 ° C, 35% at 700 ° C, and 25% at 600 ° C.
  • the ⁇ phase of the Cu—Zn alloy has a zinc concentration of about 6% higher than that of the ⁇ phase, and the crystal structure is also different.
  • the hardness of the ⁇ phase is high (tens of points in terms of Vickers hardness), but is brittle compared to the ⁇ phase (the elongation value of the ⁇ phase is about 1/10 of that of the ⁇ phase).
  • the property of such ⁇ phase also changes depending on the added element when it is added by several% or more. As described above, when Ni or Mn is added in a large amount of 10% or more in total, Of course, the nature of the ⁇ phase will also change.
  • Ni and Mn are more soluble in the ⁇ phase than the ⁇ phase of the matrix when [Mn]: [Ni] is between 2: 1 and 3: 2 (about 1.1 times).
  • the ⁇ phase in the fourth copper alloy is much harder than the ⁇ phase.
  • the Zn content is reduced by the increment of Ni and Mn, it is not brittle.
  • the ⁇ phase becomes a stress concentration source during cutting, improves chip discharge, reduces cutting resistance, and improves press formability.
  • the content ratio of Ni and Mn [Mn] / [Ni] ⁇ 1 / 2 to 2/3) greatly affects the discussion of the characteristics of the ⁇ phase.
  • ⁇ phase becomes a problem. It is important to have a certain size and uniform distribution (in terms of machinability, press formability, strength, torsional strength, wear resistance, ductility, etc.). Also in corrosion, the ⁇ phase is less basic than the ⁇ phase, so if it is continuous, it leads to corrosion and discoloration.
  • the proportion of ⁇ phase affects all properties including press formability and machinability. Simply, the proportion of the ⁇ phase is insufficient, and the shape and distribution of the ⁇ phase are very important. If the proportion of ⁇ phase is less than 2%, press formability and machinability are not sufficient.
  • the ratio of the shearing surface increases, accuracy problems and sagging are likely to occur, and burring is likely to occur during cutting.
  • the proportion of the ⁇ phase exceeds 17%, problems in accuracy and burrs are likely to occur during press molding, resulting in poor discoloration resistance.
  • the impact strength is reduced.
  • press formability also worsens and ductility and cold workability (cold rolling property) also worsen. Therefore, as described above, it is necessary to form a metal structure in which the ⁇ phase having an area ratio of 2 to 17% is dispersed in the ⁇ phase matrix.
  • ⁇ phase is one of the most important factors. Just because there are many ⁇ phases does not mean that the press formability and machinability are remarkably improved. On the contrary, if there are too many hard ⁇ phases, the life of the cutting tool will be reduced, and of course, the bendability, impact strength and cold workability will be reduced. Immediately after the hot working, the ⁇ phase continues in the rolling or extrusion direction, exhibits a network-like metal structure, and the amount thereof is large. This also applies to castings. Machinability uses a hard ⁇ phase as a stress concentration source at the time of cutting, thereby facilitating chip breaking and shear deformation by the ⁇ phase.
  • the amount of ⁇ phase should be reduced and at least have a certain size and should not be continuous. Even at the time of pressing, shear fracture is easily performed by the finely dispersed ⁇ phase that is uniformly dispersed. As a result, a uniform fracture surface is produced, dimensional accuracy is improved, and there is less burrs after the final fracture. In addition, sagging that occurs in the early stage of press is less likely to occur because the strength is increased by the uniformly dispersed fine-shaped ⁇ -phase and is not harsh, so that breakage proceeds immediately. If the ⁇ phase contains the specified amount as described above and is uniformly dispersed, the torsional strength, wear resistance, impact value, ductility, bendability and strength increase, discoloration resistance, and stress corrosion cracking resistance. Is hardly a problem.
  • the proportion of the ⁇ phase in the entire phase structure of the copper alloy (hereinafter referred to as “ ⁇ phase ratio”) needs to be 2 to 17%, preferably 3 to 15%, preferably 4 to It is optimal to be 12%.
  • the average area of the ⁇ phase is preferably 4 ⁇ 10 ⁇ 6 to 80 ⁇ 10 ⁇ 6 mm 2 , more preferably 6 ⁇ 10 ⁇ 6 to 40 ⁇ 10 ⁇ 6 mm 2. It is preferably 8 ⁇ 10 ⁇ 6 to 32 ⁇ 10 ⁇ 6 mm 2 .
  • the long side / short side ratio (average value of long side / short side) is preferably 2 to 7, and preferably 2.3 to 5.
  • the ⁇ phase ratio (long side / short side) is 12 or less.
  • the ratio of the ⁇ phase to the total ⁇ phase with a value of 12 or less is preferably 95% or more, and more preferably 97% or more.
  • the number of ⁇ phases having a long side of 0.06 mm or more per 0.1 mm 2 in the specific cross section may be within 10 (preferably within 5).
  • the ⁇ phase is fine and the particle size of the ⁇ phase is controlled, it can be said that the ⁇ phase is uniformly dispersed in the matrix. If the ⁇ phase shape is outside the above range as well as the amount of ⁇ phase, good pressability and various characteristics cannot be obtained as described above.
  • the average crystal grain size of the ⁇ phase (hereinafter referred to as “ ⁇ phase diameter”) is preferably 0.003 to 0.018 mm, more preferably 0.004 to 0.015 mm, and 005 to 0.012 mm is optimal.
  • the metal structure after hot rolling, hot extrusion and continuous casting is a network (network shape) with a continuous ⁇ phase and good hot workability.
  • hot work material or metal structure of continuous casting material
  • the ratio of the ⁇ phase is 12 to 40% (preferably 15 to 36%, more preferably 18 to 32%).
  • the ⁇ phase exhibiting a network form becomes a small and dispersed form and has excellent press formability and the like.
  • the material hot work material, continuous casting material
  • Heat treatment is preferably performed at 550 to 745 ° C. for 2 to 36 hours, and then gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./min or less. This heat treatment temperature is higher than the annealing temperature of a general copper alloy, because the network metal structure cannot be easily eliminated unless the temperature is once increased.
  • the second and subsequent heat treatments performed after cold working also serve as recrystallization annealing of the cold worked material.
  • the first to fourth copper alloys have a metal structure including a ⁇ phase, and the action of Mn is added to expand the ⁇ phase region on the high temperature side, so that the ⁇ phase crystal grains do not become coarse.
  • This heat treatment is preferably performed twice or more including the first heat treatment for a plate-like material having a plate thickness of about 2 to 3.5 mm, for example.
  • the first heat treatment that is, the advantage of heat-treating a hot-worked material or continuous casting material is great.
  • the next process is milling (scalping) in which the oxide film is mechanically scraped off, and in the case of hot extrusion, there is a process of cleaning the oxide film. Because it only increases. Since the first heat treatment is performed on a material with almost no strain in the material, the diffusion rate is slow and the rate of tissue change is slow.
  • the heat treatment is performed at 550 to 745 ° C. as described above, preferably at 610 to 730 ° C., more preferably at 630 to 690 ° C. for 4 to 24 hours, and 1 ° C./min or less (preferably 0.5 C./min or less) and cooling to 500.degree. C. is preferable.
  • the temperature is gradually cooled to 500 to 550 ° C. and then maintained at that temperature (500 to 550 ° C.) for 1 to 2 hours.
  • the networked ⁇ phase is divided by the precipitation of the ⁇ phase, the proportion of the ⁇ phase is reduced, and the size of the ⁇ phase crystal grains (average crystal grain size) is 0.015 to 0.050 mm. It will be about.
  • the proportion of the ⁇ phase becomes 3 to 24% (preferably 4 to 19%, more preferably 5 to 15%) because the ⁇ phase network structure is destroyed by the precipitation of the ⁇ phase. It is good to be.
  • the network structure is basically destroyed, the average value of the long side / short side of the ⁇ phase is 2 to 18 (preferably 2.5 to 15), and the long side / short side is The value of which exceeds 20 is preferably 30% or less (preferably 20% or less).
  • the number of ⁇ phases having a length of 0.5 mm or more per 1 mm 2 in the specific cross section is preferably within 10 (preferably within 5).
  • the heat treatment is preferably performed at 620 to 760 ° C. for 4 to 24 hours. More preferably, it is heat-treated at 630 to 750 ° C., and then gradually cooled to at least 500 ° C.
  • the divided ⁇ phase is stretched again in the rolling direction by cold rolling, and this heat treatment makes the ⁇ phase uniform while reducing the amount of ⁇ phase by precipitation of the ⁇ phase.
  • the thickness (average crystal grain size) is controlled to be 0.003 to 0.018 mm (preferably 0.004 to 0.015 mm, more preferably 0.005 to 0.012 mm).
  • the average crystal grain size of the ⁇ phase needs to be 0.018 mm or less and 0.015 mm or less in consideration of press formability (particularly sagging and rough skin), machinability, ductility and other characteristics. It is preferable.
  • the ⁇ -phase crystal grains are too fine, the ⁇ -phase existing around the ⁇ -phase crystal grains is remarkably finely granulated, so that predetermined characteristics cannot be obtained.
  • the heat treatment temperature is less than 550 ° C.
  • the ⁇ phase shape is still in an insufficiently divided state of the ⁇ phase, which is elongated in the previous cold working, and 540 ° C.
  • the ⁇ -phase crystal grains are in an unrecrystallized state and heat-treated at 500 ° C. or less, for example, for more than 3 hours, ⁇ -phase precipitation occurs rather around the grain boundaries.
  • This precipitated ⁇ -phase not only acts so effectively on the pressability and machinability but also deteriorates the bending and impact properties.
  • the temperature exceeds 625 ° C. the ⁇ crystal grains become too large and the ⁇ phase is divided, but the ⁇ phase becomes too granulated (the ratio of long side / short side (average value of long side / short side) becomes small. Too much), especially the press formability and machinability are adversely affected. Accordingly, it is necessary to perform heat treatment under the above-mentioned conditions, and hold at 550 to 625 ° C. for 2 to 16 hours, preferably hold at 555 to 610 ° C. for 2 to 16 hours, and reach 500 ° C. at 1 ° C./min or less. Heat treatment is preferably performed at a cooling rate, and optimally, it is preferably maintained at 560 to 600 ° C. for 2 to 16 hours, and gradually cooled to 500 ° C. at a cooling rate of 0.5 ° C./min or less.
  • Pb, Bi, C, and S contained in the second and fourth copper alloys exhibit a function of effectively improving press formability and machinability at a lower concentration by the heat treatment described above.
  • Pb, Bi, C, and S are essentially hardly dissolved in the Cu—Zn—Ni alloy, but are dissolved in a very small amount.
  • Some or many of these elements are mainly used in hot rolled materials, hot extruded materials, and castings, mainly at the phase boundary between the ⁇ phase and ⁇ phase, with the composition specified in the present invention, particularly at a composition level close to the lower limit.
  • ⁇ Solution and uneven distribution in supersaturation By increasing the temperature to around 650 ° C. again and performing the heat treatment, simultaneously with the reorganization of the ⁇ phase due to the precipitation of the ⁇ phase, the solute elements such as Pb that are unevenly distributed as Pb, Bi, C particles, In the case of S, it precipitates mainly as a compound of Mn and S.
  • the ⁇ phase increases, and at the same time, near the phase boundary between the ⁇ phase and the ⁇ phase, or within the ⁇ phase, these elements However, more will precipitate.
  • the heat treatment temperature is lower than 550 ° C.
  • the precipitation rate of the ⁇ phase is slow and the reorganization of the ⁇ phase is insufficient, so that these elements do not precipitate sufficiently.
  • it exceeds 745 ° C. the ⁇ phase increases during the heat treatment, and these elements are re-dissolved in the ⁇ phase, and effective precipitation is not performed.
  • Pb, Bi, C, and S have a function of further improving machinability, press formability, and wear resistance in a small amount.
  • these elements basically consist of Pb particles, Bi particles, C particles, and S, mainly bonded to Mn and finely precipitated or crystallized as MnS particles. I'm out. Too much of these particles (Pb particles, Bi particles, C particles, MnS particles) will adversely affect impact properties, torsional strength, ductility, and hot / cold workability, especially in large amounts of Pb and Bi. When added, for example, a problem to the human body may occur depending on the key application.
  • Pb, Bi, C, and S should contain one or more of these in a predetermined content range. That is, the Pb content is 0.001 to 0.08 mass%, preferably 0.0015 to 0.03 mass%, and more preferably 0.002 to 0.014 mass%.
  • the Bi content is 0.001 to 0.08 mass%, preferably 0.0015 to 0.03 mass%, more preferably 0.002 to 0.014 mass%.
  • the content of C is 0.0001 to 0.009 mass%, preferably 0.0002 to 0.006 mass%, more preferably 0.0005 to 0.003 mass%.
  • the S content is 0.0001 to 0.007 mass%, preferably 0.0002 to 0.003 mass%, and more preferably 0.0004 to 0.002 mass%.
  • f5 [ ⁇ ] + 10 ⁇ ([Pb] ⁇ 0.001) 1/2 + 10 ⁇ ([Bi] ⁇ 0.001) 1/2 + 15 ⁇ ([C] ⁇ 0.0001) 1/2 +15
  • a numerical value obtained by multiplying the square root of the added amount% of Pb or the like by a coefficient of 10 or 15 corresponds to the amount of ⁇ phase.
  • a negative value for example, a numerical value “0.001” of “ ⁇ 0.001” is an industrial production through the heat treatment process of the present invention such as Pb, Bi, C, S, etc., that is, practical use of the present invention.
  • the amount of the square root of the amount exceeding the solid solution contributes to the characteristics.
  • pressability formation and machinability cannot be industrially satisfied even when an effect element such as Pb is added. If the upper limit is exceeded, impact properties and bendability will deteriorate, making it unsuitable for key applications.
  • the P content is 0.001 to 0.09 mass%, preferably 0.003 to 0.08 mass%
  • the Zr content is 0.005 to 0.00.
  • the Al content is 0.01 to 0.5 mass%, preferably 0.02 to 0.3 mass%.
  • the upper limit of these elements not only saturates the function of improving the fluidity of the molten metal and improving the strength and discoloration resistance, but is also inferior in ductility and torsional strength, and tends to be cracked by cold working.
  • the macro metallic structure becomes finer particularly at the casting stage, and the ⁇ phase distribution becomes uniform.
  • P is preferably contained in an amount of 0.03 to 0.09 mass%
  • Zr is preferably contained in an amount of 0.007 to 0.035 mass%
  • the value of [P] / [Zr] is 1.4. To 7, preferably 1.7 to 5.1.
  • the size and shape of the ⁇ phase of the final product become more preferable.
  • a continuous casting material has not undergone hot working, it is easy to form a coarse network-like ⁇ phase, and therefore co-addition of P and Zr is effective.
  • Si and Fe may be inevitably mixed as impurities.
  • the Fe content exceeds 0.3 mass%, press formability, machinability, etc. Adversely affects various properties.
  • the Fe content is 0.2% or less, there is almost no influence on various properties.
  • Si if the content is 0.1 mass% or more, it combines with Ni or Mn to form a silicon compound, which adversely affects press formability, machinability, and other properties.
  • the Si content is 0.05 mass% or less, there is almost no influence on various characteristics.
  • the first to fourth copper alloys which are silver white copper alloys of the present invention, can exhibit a silver white color equivalent to Western white while greatly reducing the Ni content, and even in applications where humans can touch directly.
  • the occurrence of Ni allergy can be suppressed as much as possible. It is excellent in press formability, machinability, torsion strength, discoloration resistance, bending workability, impact resistance, stress corrosion cracking resistance, wear resistance, etc., and hot working (hot rolling, hot extrusion). Processing), and has a great practical value with excellent cost performance.
  • Pb and Bi generally it is almost harmless to the human body if it is 0.1 mass% or less, and there is almost no problem if it is less than the upper limit of 0.014 mass% of the more preferable range.
  • the second and fourth copper alloys that do not contain Pb or contain a very small amount are applicable to applications where health and hygiene are particularly important, as do the first and third copper alloys that do not contain Pb. Therefore, the machinability and the like can be further improved.
  • the first to fourth copper alloys can be suitably produced in both the rolling production method and the casting production method.
  • Example Alloy No. 2 is an etching surface photograph showing a metal structure of a hot-work material A used for manufacturing 201.
  • FIG. 2 is an etching surface photograph showing the metal structure of the primary heat treatment material A1-2 obtained by the manufacturing process 201.
  • 3 shows Example Alloy No. It is an etching surface photograph which shows the metal structure of the heat processing material which heat-processed on the raw material A of 201 on the conditions different from process M2.
  • 4 shows Example Alloy No. It is an etching photograph which shows the metal structure of the cold work material which performed the cold rolling similar to the process M2 without heat-processing to the raw material 201 of 201.
  • Example Alloy No. 2 is an etching surface photograph showing the metal structure of the primary cold-worked material A2-2 for 201.
  • 6 shows Example Alloy No. 2 is an etching surface photograph showing the metal structure of the secondary heat treatment material A3-2 obtained by the manufacturing process 201.
  • 7 shows Example Alloy No. 20 is an etching surface photograph showing a metal structure of a heat-treated material obtained by subjecting the primary cold-worked material A2-2 obtained by the manufacturing process 201 to heat treatment under conditions different from those in the step M2.
  • 8 is an etching showing the metal structure of the heat-treated material obtained by subjecting the cold-worked material (primary cold-worked material A2-2 for Example Alloy No. 201) shown in FIG. It is a face photograph.
  • step 9 is an etching showing the metal structure of the heat-treated material obtained by subjecting the cold-worked material shown in FIG. 4 (the material which has been cold-worked without being heat-treated) to the heat-treated material under the same conditions as in step M2. It is a photograph.
  • the silver-white copper according to the present invention is obtained by subjecting a plurality of hot-worked materials A and B and continuous cast materials C and D to one or more heat treatments and cold workings according to the following steps M1 to M25.
  • Alloy hereinafter referred to as “Example Alloy”
  • Each hot-work material A has an alloy composition shown in Table 1 or 2, and a plate ingot having a thickness of 190 mm, a width of 630 mm, and a length of 2000 mm is heated to 800 ° C. and hot-rolled. Thickness: 12 mm rolled sheet material obtained by processing.
  • Each hot-work material B has the alloy composition shown in Table 2 or Table 3. After chamfering a cylindrical ingot having a diameter of 100 m and a length of 150 mm to a diameter of 96 mm, 800 mm It is a hot extruded rod with a diameter of 23 mm obtained by heating to ° C. and hot extrusion.
  • Each continuous casting material C has an alloy composition shown in Table 3 or Table 4, and is obtained by continuous casting with a horizontal continuous casting machine and having a thickness of 40 mm, a width of 100 mm, and a length of 200 mm. It is a board material.
  • each continuous casting material D has an alloy composition shown in Table 4 or Table 5, and has a thickness of 15 mm, a width of 100 mm, and a length of 200 mm obtained by continuous casting with a horizontal continuous casting machine. It is a board material.
  • the first heat treatment material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-1.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material A is heated at 650 ° C. for 12 hours, and a cooling process in which the material A is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-1 was chamfered to a thickness of 11 mm, and this was subjected to a cold rolling process as the first cold working to obtain a primary cold of a thickness of 3.25 mm. Work material A2-1 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • a second heat treatment material A3-1 was obtained by subjecting the primary cold-worked material A2-1 to a second heat treatment (final heat treatment).
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-1 is heated at 565 ° C. for 16 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material A3-1 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 101-No. 104 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • 101-No. The alloy composition of 104 is as shown in Table 1.
  • the hot-work material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material A is heated at 675 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material A is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-2 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material A2- having a thickness of 3.25 mm. 2 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material A2-2 was subjected to the second heat treatment (final heat treatment) to obtain a secondary heat-treated material A3-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-2 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material A3-2 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 201-No. 215 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • 201-No. The alloy composition of 215 is as shown in Table 1.
  • the first heat treatment material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-3.
  • the material A is heated at 675 ° C. for 6 hours, and gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min. Hold at 530 ° C. in cooling, and further cool to 500 ° C. at 0.4 ° C./min.(Do not reheat to 530 ° C.)
  • the cooling step holds at 530 ° C. for 1 hour.
  • the primary heat-treated material A1-3 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material A2- having a thickness of 3.25 mm. 3 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • a second heat treatment was performed on the primary cold-worked material A2-3 to obtain a secondary heat-treated material A3-3.
  • the primary cold-worked material A2-3 is heated at 575 ° C. for 3 hours, gradually cooled to 530 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min, and then at 530 ° C. Holding for 1 hour and cooling to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min (same as described in paragraph [0058] above).
  • the second heat treatment material A3-3 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 301-No. 303 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example alloy Nos. 301-No. The alloy composition of 303 is as shown in Table 1.
  • the hot-work material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-4.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material A is heated at 650 ° C. for 12 hours, and a cooling process in which the material A is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-4 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material A2-4 having a thickness of 5 mm. Obtained.
  • the processing rate at this time is 55%.
  • a second heat treatment material A3-4 was obtained by subjecting the primary cold-worked material A2-4 to a second heat treatment.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-4 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material A3-4 was subjected to a second cold rolling process to obtain a secondary cold work material A4-4 having a thickness of 3.25 mm.
  • the processing rate at this time is 35%.
  • a third heat treatment material A5-4 was obtained by subjecting the secondary cold worked material A4-4 to a third heat treatment (final heat treatment).
  • This heat treatment includes a heating step of heating the secondary cold-worked material A4-4 at 565 ° C. for 8 hours, and a cooling step of gradually cooling to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min. .
  • the third heat treatment material A5-4 was subjected to the third cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 401, no. 402 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • the alloy composition of 402 is as shown in Table 2.
  • the first hot rolling material A was subjected to the first cold rolling without being subjected to heat treatment. That is, the material A is chamfered to a thickness of 11 mm, and then the first cold rolling process is performed to obtain a primary cold-worked material A2-5 having a thickness of 3.25 mm. Obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the primary cold-worked material A2-5 was heat-treated to obtain a heat-treated material A3-5.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-5 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the heat treatment material A3-5 was subjected to the second cold rolling process, and the alloy No. of Example No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 501-No. 503 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • 501-No. The alloy composition of 503 is as shown in Table 2.
  • the first heat treatment material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-6.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material A is heated at 540 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material A is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-6 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material A2- having a thickness of 3.25 mm. 6 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material A2-6 was subjected to a second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material A3-6.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-6 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material A3-6 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 601, no. 602 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • the alloy composition of 602 is as shown in Table 2.
  • the first heat treatment material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-7.
  • the material A was heated at 675 ° C. for 6 hours and then air-cooled.
  • the average cooling rate from 675 ° C. to 500 ° C. was 10 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-7 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolling process was performed on the primary heat-treated material A1-7 to obtain a thickness of 3.25 mm. 7 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material A2-7 was subjected to the second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material A3-7.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-7 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material A3-7 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 701, no. 702 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • the alloy composition of 702 is as shown in Table 2.
  • the first heat treatment material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-8.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material A is heated at 675 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material A is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-8 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material A2- having a thickness of 3.25 mm. 8 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material A2-8 was subjected to a second heat treatment (490 ° C., 8 hours) to obtain a secondary heat-treated material A3-8.
  • the second heat treatment material A3-8 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 801, no. 802 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • the alloy composition of 802 is as shown in Table 2.
  • the hot-work material A was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material A1-9.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material A is heated at 675 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material A is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material A1-9 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material A2- having a thickness of 3.25 mm. 9 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material A2-9 was subjected to the second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material A3-9.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material A2-9 is heated at 530 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material A3-9 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 901, no. 902 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the hot-worked product (hot rolled material) thus obtained.
  • the alloy composition of 902 is as shown in Table 2.
  • the hot-work material B was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material B1-1.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material B is heated at 620 ° C. for 12 hours, and a cooling process in which the material B is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material B1-1 was pickled and subjected to a drawing process as the first cold working to obtain a primary cold-worked material B2-1 having a diameter of 16.5 mm. .
  • the processing rate at this time is 49%.
  • the second cold-treated material B2-1 was subjected to the second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material B3-1.
  • This heat treatment includes a heating step of heating the primary cold-worked material B2-1 at 560 ° C. for 16 hours and a cooling step of gradually cooling to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material B3-1 was subjected to a second drawing process to obtain an example alloy No. 1 with a diameter of 14.5 mm. 1001-No. 1007 was obtained.
  • the processing rate at this time is 23%.
  • the alloy composition of 1007 is as shown in Table 2.
  • the first heat treatment material B was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material B1-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material B is heated at 635 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material B is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material B1-2 was pickled and subjected to a first drawing process to obtain a primary cold-worked material B2-2 having a diameter of 16.5 mm.
  • the processing rate at this time is 49%.
  • a second heat treatment B3-2 was obtained by subjecting the primary cold-worked material B2-2 to a second heat treatment.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material B2-2 is heated at 575 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the primary cold-worked material B2-2 is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • Example Alloy No. 1 with a diameter of 14.5 mm. 1101-No. 1108 was obtained.
  • the processing rate at this time is 23%.
  • the alloy composition of 1108 is as shown in Table 2 or Table 3.
  • the hot-drawn material B was subjected to a first drawing process without being subjected to heat treatment. That is, the material B was pickled and subjected to a first drawing process to obtain a primary cold-worked material B2-3 having a diameter of 16.5 mm. The processing rate at this time is 49%.
  • the primary cold-worked material B2-3 was heat-treated to obtain a heat-treated material B3-3.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material B2-3 is heated at 560 ° C. for 16 hours and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material B3-3 was subjected to a second drawing process, and an example alloy No. 1 with a diameter of 14.5 mm was obtained. 1201, no. 1202 was obtained. The processing rate at this time is 23%.
  • the alloy composition of 1202 is as shown in Table 3.
  • the primary heat-treated material B1-4 was pickled and subjected to a first drawing process to obtain a primary cold-worked material B2-4 having a diameter of 16.5 mm.
  • the processing rate at this time is 49%.
  • the second cold-treated material B2-4 was subjected to the second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material B3-4.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material B2-4 is heated at 560 ° C. for 16 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material B3-4 was subjected to a second drawing process, and an example alloy No. 1 with a diameter of 14.5 mm was obtained. 1301, no. 1302 was obtained. The processing rate at this time is 23%.
  • the alloy composition of 1302 is as shown in Table 3.
  • the casting material C was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material C1-1.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material C is heated at 670 ° C. for 12 hours and a cooling process in which the material C is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material C1-1 was chamfered to a thickness of 36 mm, and then subjected to a cold rolling process, which is the first cold working, to obtain a primary cold-worked material having a thickness of 18 mm. C2-1 was obtained.
  • the processing rate at this time is 50%.
  • a second heat treatment was performed on the primary cold-worked material C2-1 to obtain a secondary heat-treated material C3-1.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material C2-1 is heated at 565 ° C. for 16 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material C3-1 was subjected to the second cold rolling process to obtain an example alloy No. 1 having a thickness of 14.5 mm. 1401-No. 1408 was obtained.
  • the processing rate at this time is 19%.
  • Example Alloy No. which is the continuous casting thus obtained. 1401-No.
  • the alloy composition of 1408 is as shown in Table 3.
  • the casting material C was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material C1-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material C is heated at 700 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material C is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material C1-2 is chamfered to have a thickness of 36 mm, and the first cold-rolled material is subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material C2-2 having a thickness of 18 mm. Obtained.
  • the processing rate at this time is 50%.
  • a second heat treatment was performed on the primary cold worked material C2-2 to obtain a secondary heat treated material C3-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material C2-2 is heated at 580 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the primary cold-worked material C2-2 is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material C3-2 was subjected to the second cold rolling process to obtain an example alloy No. 1 having a thickness of 14.5 mm. 1501-No. 1509 was obtained.
  • the processing rate at this time is 19%.
  • Example Alloy No. which is the continuous casting thus obtained.
  • 1501-No. The alloy composition of 1509 is as shown in Table 3 or Table 4.
  • the hot-work material C was subjected to the first cold rolling without being subjected to heat treatment. That is, the material C was chamfered to a thickness of 36 mm, and then the first cold rolling process was performed to obtain a primary cold-worked material C2-3 having a thickness of 18 mm. .
  • the processing rate at this time is 50%.
  • the primary cold-worked material C2-3 was heat-treated to obtain a heat-treated material C3-3.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material C2-3 is heated at 580 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second cold rolling process was applied to the heat treatment material C3-3 to obtain an example alloy No. 1 having a thickness of 14.5 mm. 1601, No. 1 1602 was obtained.
  • the processing rate at this time is 19%.
  • the casting material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-1.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material D is heated at 650 ° C. for 12 hours, and a cooling process in which the material D is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material D1-1 was chamfered to have a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material D2- having a thickness of 3.25 mm. 1 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • a second heat treatment material D3-1 was obtained by subjecting the primary cold-worked material D2-1 to a second heat treatment (final heat treatment).
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-1 is heated at 565 ° C. for 16 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material D3-1 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 1701-No. 1706 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the casting material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material D is heated at 675 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material D is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material D1-2 was chamfered to have a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material D2- having a thickness of 3.25 mm. 2 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material D2-2 was subjected to the second heat treatment (final heat treatment) to obtain a secondary heat-treated material D3-2.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-2 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material D3-2 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 1801-No. 1813 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • Example Alloy No. which is the continuous casting thus obtained.
  • 1801-No. The alloy composition of 1813 is as shown in Table 4 or Table 5.
  • the casting material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-3.
  • the material D is heated at a temperature of 675 ° C. for 6 hours, and gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min. Hold at 530 ° C. in cooling, and further cool to 500 ° C. at 0.4 ° C./min.(Do not reheat to 530 ° C.)
  • the cooling step holds at 530 ° C. for 1 hour.
  • the primary heat-treated material D1-3 was chamfered to a thickness of 11 mm and subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material D2- having a thickness of 3.25 mm. 3 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • a second heat treatment material D3-3 was obtained by subjecting the primary cold-worked material D2-3 to a second heat treatment (final heat treatment).
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-3 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and is gradually cooled to 530 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min and then at 530 ° C. for 1 hour. Holding and cooling to 500 ° C. at an average cooling rate: 0.3 ° C./min (same as described in paragraph [0058] above).
  • the second heat treatment material D3-3 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 1901, no. 1902 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the hot-work material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-4.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material D is heated at 650 ° C. for 12 hours, and a cooling process in which the material D is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material D1-4 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material D2-4 having a thickness of 5 mm. Obtained.
  • the processing rate at this time is 55%.
  • the second cold-treated material D2-4 was subjected to a second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material D3-4.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-4 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material D3-4 was subjected to a second cold rolling process to obtain a secondary cold work material D4-4 having a thickness of 3.25 mm.
  • the processing rate at this time is 35%.
  • the third cold-treated material D4-4 was subjected to a third heat treatment (final heat treatment) to obtain a third heat-treated material D5-4.
  • This heat treatment includes a heating process in which the secondary cold-worked material D4-4 is heated at 565 ° C. for 8 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min. .
  • the third heat treatment material D5-4 was subjected to the third cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 2001-No. 2003 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the hot-work material D was subjected to the first cold rolling without being subjected to heat treatment. That is, the material D is chamfered to a thickness of 11 mm, and then the first cold rolling process is performed to obtain a primary cold-worked material D2-5 having a thickness of 3.25 mm. Obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the primary cold-worked material D2-5 was heat-treated to obtain a heat-treated material D3-5.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-5 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the heat treatment material D3-5 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 2101-No. 2105 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the casting material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-6.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material D is heated at 540 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material D is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material D1-6 was chamfered to a thickness of 11 mm and subjected to a first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material D2- having a thickness of 3.25 mm. 6 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • a second heat treatment material D3-6 was obtained by subjecting the primary cold-work material D2-6 to the second heat treatment (final heat treatment).
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-6 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material D3-6 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 2201, No. 2 2202 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the hot-work material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-7.
  • the material D was heated at 675 ° C. for 6 hours and then air-cooled.
  • the average cooling rate from 675 ° C. to 500 ° C. was 10 ° C./min.
  • the primary heat-treated material D1-7 was chamfered to a thickness of 11 mm, and the first cold-rolled material was subjected to the first cold rolling process to obtain a primary cold-worked material D2- having a thickness of 3.25 mm. 7 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material D2-7 was subjected to the second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material D3-7.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-7 is heated at 575 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which it is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min. An average cooling rate up to 500 ° C .: a cooling step of slow cooling at 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material D3-7 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 2301, No. 2 2302 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the hot-work material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-8.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material D is heated at 675 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material D is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat treatment material D1-8 was chamfered to a thickness of 11 mm, and this was subjected to a cold rolling process as a first cold working to obtain a primary cold of a thickness of 3.25 mm. Work material D2-8 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material D2-8 was subjected to the second heat treatment (490 ° C., 8 hours) to obtain a secondary heat-treated material D3-8.
  • the second heat treatment material D3-8 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 2401-No. 2403 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • the hot-work material D was subjected to the first heat treatment to obtain a primary heat treatment material D1-9.
  • This heat treatment includes a heating process in which the material D is heated at 675 ° C. for 6 hours, and a cooling process in which the material D is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.4 ° C./min.
  • the primary heat-treated material D1-9 was chamfered to a thickness of 11 mm, and then subjected to a cold rolling process as the first cold working to obtain a primary cold of a thickness of 3.25 mm. Work material D2-9 was obtained.
  • the processing rate at this time is 70%.
  • the second cold-treated material D2-9 was subjected to a second heat treatment to obtain a secondary heat-treated material D3-9.
  • This heat treatment includes a heating process in which the primary cold-worked material D2-9 is heated at 530 ° C. for 3 hours, and a cooling process in which the material is gradually cooled to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.3 ° C./min.
  • the second heat treatment material D3-9 was subjected to the second cold rolling process, and an example alloy No. having a thickness of 2.6 mm was obtained. 2501, No. 2 2502 was obtained. The processing rate at this time is 20%.
  • a copper alloy (hereinafter referred to as “comparative example alloy”) No. 1 shown in Tables 6 and 7 is used.
  • Comparative Example Alloy No. 3001-No. 3008 is a hot work product manufactured by the same process M2 as in the above example using the hot work material A having the same shape obtained in the same process as in the above example except that the alloy composition is different. (Hot rolled material).
  • Each Comparative Example Alloy No. 3001-No. Table 6 shows the alloy composition of 3008 and the material A used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3101-No. 3108 is a hot-worked product manufactured by the same process M5 as in the above-described example using the hot-work material A having the same shape obtained by the same process as in the above-described example except that the alloy composition is different. (Hot rolled material).
  • Each Comparative Example Alloy No. 3101-No. Table 6 shows the alloy composition of 3108 and the material A used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3201-No. 3203 is a hot-worked product manufactured by the same process M10 as in the above-described example using the hot-work material B having the same shape obtained by the same process as in the above-described example except that the alloy composition is different. (Hot extruded material).
  • Each Comparative Example Alloy No. 3201-No. Table 6 shows the alloy composition of 3203 and the material B used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3301, no. 3302 is a hot work product manufactured by the same process M12 as in the above example using the hot work material B having the same shape obtained in the same process as in the above example except that the alloy composition is different. (Hot extruded material).
  • Each Comparative Example Alloy No. 3301, no. Table 6 shows the alloy composition of 3302 and the material B used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3401, no. 3402 is a continuous casting produced by the same process M14 as the above example using the same shape continuous casting material C obtained by the same process as the above example except that the alloy composition is different. .
  • Each Comparative Example Alloy No. 3401, no. Table 7 shows the alloy composition of 3402 and the material C used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3501-No. 3503 is a continuous casting casting manufactured by the same process M15 as the said Example using the continuous casting raw material C of the same shape obtained by the same process as the said Example except the point from which an alloy composition differs. .
  • Each Comparative Example Alloy No. 3501-No. Table 7 shows the alloy composition of 3503 and the material C used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3601-No. 3603 is a continuous casting casting manufactured by the same process M16 as the above-mentioned example using the continuous casting material C having the same shape obtained by the same process as the above-described example except that the alloy composition is different. .
  • Each Comparative Example Alloy No. 3601-No. The alloy composition of 3603 and the material C used for its production is as shown in Table 7.
  • Comparative Example Alloy No. 3701-No. 3707 is a continuous casting produced by the same process M18 as the above example using the same shape continuous casting material D obtained by the same process as the above example except that the alloy composition is different. .
  • Each Comparative Example Alloy No. 3701-No. Table 7 shows the alloy composition of 3707 and the material D used for its production.
  • Comparative Example Alloy No. 3801 is a continuous casting casting manufactured by the same process M21 as the said Example using the continuous casting raw material D of the same shape obtained by the same process as the said Example except the point from which an alloy composition differs. . Comparative Example Alloy No.
  • the alloy composition of 3801 and the material D used for its production is as shown in Table 7.
  • Comparative Example Alloy No. 3901-No. 3903 is a commercial grade H material having a thickness of 2.4 mm and having an alloy composition shown in Table 7.
  • 3904-No. 3906 is a 15 mm diameter commercial bar material having the alloy composition shown in Table 5.
  • no. 3901 is CDA C79200
  • No. 3902 is JIS C3710
  • No. 3903 is JIS C2801
  • No. 3904 is CDA C79200
  • No. 3905 is JIS C3712
  • No. 3906 corresponds to JIS C2800.
  • FIG. 1 and FIG. 2 is an etching surface photograph of 201.
  • FIG. 1 shows the metal structure of the hot-work material A, and it can be understood from FIG. 1 that the ⁇ phase in the material A has a network shape.
  • FIG. 2 shows the metal structure of the primary heat-treated material A1-2 obtained by heat-treating the raw material A at 675 ° C. As can be understood from FIG. It is understood that the ⁇ phase is dispersed and the proportion of the ⁇ phase in the ⁇ phase is reduced due to the precipitation of the ⁇ phase.
  • FIG. 3 and 4 show Example Alloy No. It is an etching surface photograph about what heat-processed or cold-worked different from the process M2 to the material A of 201.
  • FIG. 3 shows a heat treatment material that was subjected to heat treatment of material A under a low temperature condition different from that in step M2 (maintained at 540 ° C. for 6 hours, gradually cooled to 500 ° C. at 0.4 ° C./second, and then air cooled)
  • FIG. 4 shows the metal structure of the cold-worked material that was subjected to the same cold rolling (working rate 70%) as that in the step M2 without subjecting the material A to the heat treatment unlike the step M2. Is shown. From FIG.
  • FIG. 5 shows Example Alloy No. 2 is an etching surface photograph showing the metal structure of the primary cold-worked material A2-2 for 201. From FIG. 5, it is understood that the amount of ⁇ phase is small as in the case shown in FIG. 2, and the ⁇ phase is stretched in the rolling direction by cold rolling.
  • FIG. 6 is an etching surface photograph showing the metal structure of the secondary heat-treated material A3-2 obtained by heat-treating (575 ° C.) the primary processed material A2-2 shown in FIG. 5, and is compared with FIG. As is apparent, the ⁇ phase is uniformly dispersed in the ⁇ phase of the matrix, and the shape and size (average value of long side / short side, etc.) are in the optimum form as described above.
  • FIG. 7 shows the cold-worked material shown in FIG. 5 (the primary cold-worked material A2-2 for Example Alloy No. 201), unlike the process M2, at a low temperature (490 ° C., 8 hours). It is an etching surface photograph which shows the metal structure of the heat processing material which gave. From FIG. 7, since it is a heat treatment at a low temperature, unlike the case shown in FIG. 6, the precipitation by the ⁇ phase is insufficient, the ⁇ phase is continuous for a long time, and conversely the ⁇ phase is centered around the grain boundary. It is understood that it has precipitated.
  • FIG. 8 shows that the cold-worked material shown in FIG. 5 (the primary cold-worked material A2-2 for Example Alloy No. 201) is subjected to a temperature condition lower than the heat treatment temperature (575 ° C.) in Step M2. It is an etching surface photograph which shows the metal structure of the heat processing material which performed the heat processing (530 degreeC, 3 hours, the average cooling rate to 500 degreeC: 0.4 degreeC / min).
  • FIG. 9 shows the heat treatment (575 ° C., 3 hours, up to 500 ° C.) under the same conditions as in step M2 on the cold-worked material shown in FIG. 4 (the material was cold-worked without being heat-treated). It is an etching photograph which shows the metal structure of the heat processing material which gave (average cooling rate: 0.4 degree-C / min). From FIG. 9, ⁇ phase is precipitated by heat treatment and ⁇ phase splitting (dissolution of network form) is progressing, but ⁇ phase is still long and long side / short side is large and not enough. The disadvantage of not heat treating the material A before cold working is clearly understood.
  • the proportion of the ⁇ phase in the materials A, B, C, D (hereinafter referred to as “material ⁇ phase ratio”), the long side / short side ratio of the ⁇ phase (long side) / Average value of short side) and the number of ⁇ phases having a long side of 0.5 mm or more per 0.1 mm 2 (hereinafter referred to as “number of ⁇ phases of 0.5 mm or more”) and materials A and B , C, and D were measured for the proportion of ⁇ -phase in the heat-treated material (hereinafter referred to as “ ⁇ -phase ratio after heat treatment”), and the proportion of ⁇ -phase in the product (before finishing) (hereinafter “ Product ⁇ phase ratio), ⁇ phase area (average area of ⁇ phase), long side / short side ratio (average value of long side / short side of ⁇ phase), 12 or less ⁇ phase ratio (long side / short side) the ratio value is 12 or less and comprising ⁇ -phase of
  • the average crystal grain size was determined by the FE-SEM-EBSP (Electron Back Scattering Diffraction Pattern) method. That is, FE-SEM is JSM-7000F manufactured by JEOL Ltd., and TSL Solutions OIM-Ver. 5.1 was used, and the average crystal grain size was determined from a grain size map (Grain map) with an analysis magnification of 200 times and 500 times. The calculation method of the average crystal grain size is based on the quadrature method (JIS H 0501).
  • ⁇ phase rate The proportion of ⁇ phase ( ⁇ phase rate) was determined by the FE-SEM-EBSP method.
  • FE-SEM is JSM-7000F manufactured by JEOL Ltd., and OIM-Ver. 5.1 was used, and it was obtained from a phase map (Phase map) with an analysis magnification of 200 times and 500 times.
  • the length (long side, short side) and area of the ⁇ phase were determined by the FE-SEM-EBSP method. Binarization was performed from the phase map with the analysis magnification of 200 times and 500 times by the image processing software “WinROOF”, and the maximum length of the ⁇ phase and the ratio of the long side length to the short side length were obtained.
  • the hot / cold workability, torsional strength, impact strength, bendability, wear resistance, press formability, machinability and the like were confirmed as follows.
  • torsional strength For torsional strength, torsional test pieces (length: 320 mm, chuck part diameter: 14.1 mm, parallel part diameter: 7.8 mm, parallel part length: 100 mm) were taken from the example alloys and comparative example alloys. Then, a torsional test was performed to determine a torsional strength when the permanent deformation was 1 ° (hereinafter referred to as “1 ° torsional strength”) and a torsional strength at 45 ° (hereinafter referred to as “45 ° torsional strength”). The results were as shown in Tables 6-10.
  • An impact test piece (V-notch test piece according to JIS Z2242) was taken from the above-described Example alloy and Comparative example alloy, and a Charpy impact test was performed to measure the impact strength. The results are as shown in Tables 15 to 19 and Tables 25 and 26. It was confirmed that the example alloys satisfying the relational expressions of f1 to f4, the amount of ⁇ phase, and the shape were excellent in impact resistance.
  • Test pieces were sampled from the example alloys and comparative example alloys, and subjected to wear tests using a ball-on-disk wear tester (manufactured by Shinko Engineering Co., Ltd.).
  • a wear test was conducted using a 10 mm diameter SUS304 ball as a sliding material, applying a load of 5 kgf (49 N), non-lubricated, wear speed of 0.1 m / min, 10 mm diameter circumferential rotational wear to 250 m sliding distance. The difference was calculated as the amount of wear by measuring the weight before and after the test.
  • the results are as shown in Tables 15 to 19 and Tables 25 and 26, and it was confirmed that the example alloys were excellent in wear resistance.
  • a sagging area of 0.18 mm or less (7% of the plate thickness) is indicated by “ ⁇ ” as having good press formability, and the area exceeds 0.1 mm and is less than 0.26 mm ( A sheet having a thickness of 10%) is indicated by “ ⁇ ” as being capable of press formability, and “X” is indicated by being “6” when the area is 0.26 mm or more.
  • burrs when there is no burrs, “ ⁇ ” indicates that the press moldability is good, and when the burrs are less than 0.01 mm, the press moldability is “ A symbol “ ⁇ ” indicates that the height of the burrs is 0.01 mm or more, and “ ⁇ ” indicates that press formability is impossible.
  • ⁇ indicates that the press formability is good if it is 0.07 mm or less, and the press formability indicates that the dimensional difference is more than 0.07 mm and less than 0.11 mm. Is indicated by “ ⁇ ”, and those having a dimensional difference of 0.11 mm or more are indicated by “x” because the press formability is not possible.
  • the fracture surface is a shear or fracture surface, but in the example alloys, the proportion of the fracture surface is basically 75% or more. Furthermore, it is of course better for the tool life to have a larger number of fractured surfaces. However, if the ⁇ phase rate and ⁇ phase shape are appropriate, uniform fracture occurs during press molding, so there are many fractured surfaces. It is understood that good press forming is performed in the example alloys that are considered to occur and satisfy the relational expressions of f1 to f4, the amount of ⁇ phase, and the shape.
  • a drill cutting test piece (14.5 mm thick plate and 14.5 mm diameter rod) was taken from the example alloy and the comparative example alloy, and a drill cutting test was performed without lubrication to measure the torque of the drill. That is, using a JIS standard drill manufactured by Heiss, a drill hole having a diameter of 3.5 mm and a depth of 10 mm was drilled under the conditions of a rotational speed of 1250 rpm and a feed of 0.07 mm / rev. The generated torque was converted into an electric signal and recorded on a recorder, which was converted into torque again. The results were as shown in Tables 20 to 24 and Tables 27 and 28.
  • Stress corrosion cracking resistance A test piece similar to the above-mentioned bending test piece was taken from the example alloy and the comparative example alloy, and a 90-degree bent one was used, and a stress corrosion cracking test was conducted by a method prescribed in JIS. In other words, after exposing to ammonia using a mixture of equal amounts of ammonia water and water, washing with sulfuric acid, the presence of cracks was investigated with a 10-fold stereo microscope, and stress corrosion cracking resistance was evaluated. It was. The results were as shown in Tables 20 to 24 and Tables 27 and 28 (shown as “stress corrosion cracking” in the table).
  • the amount of ⁇ phase and the shape of ⁇ phase have predetermined requirements. In many cases, it is not satisfied, and press formability and machinability are poor. Even if the ⁇ phase requirement is satisfied, if the amount of Mn and the Mn / Ni ratio are outside the scope of the present invention, hot or cold workability, bendability, press formability, machinability, and wear resistance At least one of them, many of which have a plurality of poor characteristics. If the Cu concentration or the value of f1 is high, the hot workability is poor, and if it is low, the cold workability and bendability are poor.
  • Pb and the like can be improved in machinability and press formability with little addition of a small amount, with only a slight reduction in impact strength and without substantially damaging other properties.
  • Co-addition within a preferable range including the blending ratio of Zr and P can refine the crystal grains at the casting stage, so that the ⁇ phase is divided by the first heat treatment to obtain a preferable shape, and the final product is coated. Improved machinability. Especially for continuous casting, the effect of co-addition of both elements is great.
  • the alloy of the present invention obtained by satisfying the composition, f1 to f4 and subjected to appropriate heat treatment is press formability, hot / cold workability, bending characteristics, torsional strength, impact strength, wear resistance. It was possible to provide various properties necessary for applications such as keys, such as properties and corrosion resistance.
  • the object color measurement method based on JIS Z 8722-1982 was carried out for the example alloys and the comparative example alloys, and the results are defined in JIS Z 8729-1980 in Tables 20 to 24 and Tables 27 and 28.
  • the L, a, b color system is shown. Specifically, L, a, and b values were measured by the SCI (including regular reflection light) method using a spectrocolorimeter “CM-2002” manufactured by Minolta.
  • L (saturation) increases as the added amount of Cu and Ni increases, and decreases as the added amount of Mn increases.
  • the additive element becomes slightly positive when a small amount of Al is added.
  • [Ni] + [Mn] ⁇ 14 is basically plus and slightly reddish.
  • the negative value increases as the Ni addition amount increases or the Mn addition amount decreases. That is, in order to obtain silver whiteness, it is preferable that at least [Ni] + [Mn] is 13 or more.
  • a salt spray test specified in JIS Z 2371 was performed, and color measurement was performed. That is, a 5% NaCl solution was sprayed at 35 ° C. (precisely 35 ⁇ 2 ° C.) on a sample placed in the spray chamber, taken out after a predetermined time (24 hours), and color measurement was performed with a color difference meter.
  • the results are shown in Tables 20 to 24 and Tables 27 and 28.
  • the object color measurement method described above was further performed on the above-described salt spray test to confirm the color change after the salt spray test. did.
  • the results were as shown in Tables 20 to 24 and Tables 27 and 28 (in the table, “color difference before and after the test”).
  • the salt spray reduces L (saturation) and the luster is lost. a changes in the positive direction and b also changes in the positive direction, and the color tone such as reddish brown becomes strong. That is, the entire surface is corroded by spraying with salt water, and the copper oxide-based reddish brown product is recognized due to the corrosion, the luster is lost, and the redness is increased.
  • the degree of change is more conspicuous as the total amount of Ni and Mn added is smaller, and the degree of increase increases when Mn / Ni is out of the appropriate range.
  • Al can contribute to improvement of corrosion resistance (small change in color difference).
  • the amount of Cu the change in the positive direction of a tends to increase. From Tables 20 to 24 and Tables 27 and 28, the alloy of the example has a smaller change before and after the salt spray test than the comparative alloy for any of L, a, and b, and the color difference is 10 or less. It is understood that it has excellent resistance to discoloration.

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Abstract

　洋白と同等の銀白色を呈し、熱間加工性等に優れる銀白色銅合金を提供する。銀白色銅合金は、Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％と、Ｚｎ：残部とからなり、且つＣｕの含有量[Ｃｕ]ｍａｓｓ％、Ｎｉの含有量[Ｎｉ]ｍａｓｓ％及びＭｎの含有量[Ｍｎ]ｍａｓｓ％相互間に、ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．４×［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＝６２．０～６４．０、ｆ２＝［Ｍｎ］／［Ｎｉ］＝０．４９～０．６８及びｆ３＝［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＝１３．０～１５．５の関係が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなす。この銅合金は、鋳塊を熱間加工してなる熱間加工素材又は連続鋳造により得られた鋳造素材に一回以上の熱処理及び冷間加工を施してなる熱間加工物又は連続鋳造鋳物として提供される。

Description

銀白色銅合金及びその製造方法
　本発明は、洋白と同等の銀白色を呈する銅合金及びこれを製造する方法に関するものである。
　黄銅等の銅合金は、配管器材，建築資材，電気・電子機器，機械部品等の各種用途に使用されているが、遊戯用コイン，キー，洋食器，装飾・建築用金具等にあっては白色（銀白色）の色調が要求されることがあり、従来より、かかる要求に対処するために銅合金製品にニッケル・クロムめっき等のめっき処理を施すことが行われている。しかし、めっき製品は長期使用により表面のめっき層が剥離するという問題を有し、また、めっき製品を再溶解すると、めっき材料が銅合金に混入して品質を低下させるため、再利用する場合においても問題があった。そこで、それ自身が光沢のある白色を呈するＣｕ－Ｎｉ－Ｚｎ合金が提案されている。
　例えば、ＪＩＳ　Ｃ７９４１（非特許文献１）には、Ｃｕ（６０．０～６４．０ｍａｓｓ％），Ｎｉ（１６．５～１９．５ｍａｓｓ％），Ｐｂ（０．８～１．８ｍａｓｓ％），Ｚｎ（残部）等を含有する快削洋白が規定されている。また、特許第２８２８４１８号公報（特許文献１）には、Ｃｕ（４１．０～４４．０ｍａｓｓ％），Ｎｉ（１０．１～１４．０ｍａｓｓ％），Ｐｂ（０．５～３．０ｍａｓｓ％），Ｚｎ（残部）を含有する白色系銅合金が開示されている。
特許第２８２８４１８号公報 日本規格協会出版ＪＩＳハンドブック
　しかし、これらの銅合金は、Ｎｉ及びＰｂを大量に含有するものであり、健康衛生面で問題があり、その用途が制限される。すなわち、Ｎｉは金属アレルギーの中でも特に強いＮｉアレルギーを引き起こす原因となるものであり、Ｐｂは周知のように有害物質であるから、人の肌に直接触れるキー等としての用途には問題がある。また、Ｎｉを大量に含有させる等の理由から熱間圧延性，被削性，プレス性等の加工性に劣り、Ｎｉが高価であることとも相俟って、製造コストが高くなり、この面でも用途が制限されるものである。
　本発明は、このような問題を生じることなく、洋白と同等の銀白色を呈し、熱間加工性等に優れる銀白色銅合金を提供すると共に、これを好適に製造することができる銀白色銅合金の製造方法を提供することを目的とするものである。
　本発明は、上記した課題を解決すべく、次のような銀白色銅合金とその製造方法を提案するものである。
　すなわち、本発明は、第１に、Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％（好ましくは４７．９～４９．９ｍａｓｓ％）と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％（好ましくは８．２～９．６ｍａｓｓ％、より好ましくは８．４～９．５ｍａｓｓ％）と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％（好ましくは５．０～６．２ｍａｓｓ％、より好ましくは５．２～６．２ｍａｓｓ％）と、Ｚｎ：残部とからなり、Ｃｕの含有量[Ｃｕ]ｍａｓｓ％、Ｎｉの含有量[Ｎｉ]ｍａｓｓ％及びＭｎの含有量[Ｍｎ]ｍａｓｓ％相互間に、ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．４×［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＝６２．０～６４．０（好ましくはｆ１＝６２．３～６３．８ｍａｓｓ％）、ｆ２＝［Ｍｎ］／［Ｎｉ］＝０．４９～０．６８（より好ましくはｆ２＝０．５３～０．６７、より好ましくｆ２＝０．５６～０．６６）及びｆ３＝［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＝１３．０～１５．５（好ましくはｆ３＝１３．４～１５．４ｍａｓｓ％、より好ましくはｆ３＝１３．９～１５．４）の関係が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことを特徴とする銀白色銅合金（以下「第１銅合金」という）を提案する。
　また、本発明は、第２に、第１銅合金の構成元素に加えてＰｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓから選択された１種以上の元素を更に含有する銅合金であって、Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％（好ましくは４７．９～４９．９ｍａｓｓ％）と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％（好ましくは８．２～９．６ｍａｓｓ％、より好ましくは８．４～９．５ｍａｓｓ％）と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％（好ましくは５．０～６．２ｍａｓｓ％、より好ましくは５．２～６．２ｍａｓｓ％）と、Ｐｂ：０．００１～０．０８ｍａｓｓ％（好ましくは０．００１５～０．０３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００２～０．０１４ｍａｓｓ％）、Ｂｉ：０．００１～０．０８ｍａｓｓ％（好ましくは０．００１５～０．０３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００２～０．０１４ｍａｓｓ％）、Ｃ：０．０００１～０．００９ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００２～０．００６ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００５～０．００３ｍａｓｓ％）及びＳ：０．０００１～０．００７ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００２～０．００３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００４～０．００２ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、且つＣｕの含有量[Ｃｕ]ｍａｓｓ％、Ｎｉの含有量[Ｎｉ]ｍａｓｓ％及びＭｎの含有量[Ｍｎ]ｍａｓｓ％相互間に上記した関係ｆ１，ｆ２，ｆ３が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことを特徴とする銀白色銅合金（以下「第２銅合金」という）を提案する。
　また、本発明は、第３に、第１銅合金の構成元素に加えてＡｌ，Ｐ，Ｚｒ，Ｍｇから選択された１種以上の元素を更に含有する銅合金であって、Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％（好ましくは４７．９～４９．９ｍａｓｓ％）と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％（好ましくは８．２～９．６ｍａｓｓ％、より好ましくは８．４～９．５ｍａｓｓ％）と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％（好ましくは５．０～６．２ｍａｓｓ％、より好ましくは５．２～６．２ｍａｓｓ％）と、Ａｌ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２～０．３ｍａｓｓ％）、Ｐ：０．００１～０．０９ｍａｓｓ％（好ましくは０．００３～０．０８ｍａｓｓ％）、Ｚｒ：０．００５～０．０３５ｍａｓｓ％(好ましくは０．００７～０．０２９ｍａｓｓ％)及びＭｇ：０．００１～０．０３ｍａｓｓ％（好ましくは０．００２～０．０１ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、且つＣｕの含有量[Ｃｕ]ｍａｓｓ％、Ｎｉの含有量[Ｎｉ]ｍａｓｓ％及びＭｎの含有量[Ｍｎ]ｍａｓｓ％相互間に上記した関係ｆ１，ｆ２，ｆ３が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことを特徴とする銀白色銅合金（以下「第３銅合金」という）を提案する。第３銅合金にあってＰ，Ｚｒが共添される場合には、Ｐ，Ｚｒの含有量をＰ：０．０３～０．０９ｍａｓｓ％，Ｚｒ：０．００７～０．０３５ｍａｓｓ％とし且つＰの含有量をＺｒの含有量で除した値が[Ｐ]／[Ｚｒ]＝１．４～７となるようにしておくことが好ましい。
　また、本発明は、第４に、第２銅合金の構成元素に加えてＡｌ，Ｐ，Ｚｒ，Ｍｇから選択された１種以上の元素を更に含有する銅合金であって、Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％（好ましくは４７．９～４９．９ｍａｓｓ％）と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％（好ましくは８．２～９．６ｍａｓｓ％、より好ましくは８．４～９．５ｍａｓｓ％）と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％（好ましくは５．０～６．２ｍａｓｓ％、より好ましくは５．２～６．２ｍａｓｓ％）と、Ｐｂ：０．００１～０．０８ｍａｓｓ％（好ましくは０．００１５～０．０３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００２～０．０１４ｍａｓｓ％）、Ｂｉ：０．００１～０．０８ｍａｓｓ％（好ましくは０．００１５～０．０３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００２～０．０１４ｍａｓｓ％）、Ｃ：０．０００１～０．００９ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００２～０．００６ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００５～０．００３ｍａｓｓ％）及びＳ：０．０００１～０．００７ｍａｓｓ％（好ましくは０．０００３～０．００３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００５～０．００２ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ａｌ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％（好ましくは０．０２～０．３ｍａｓｓ％）、Ｐ：０．００１～０．０９ｍａｓｓ％（好ましくは０．００３～０．０８ｍａｓｓ％）、Ｚｒ：０．００５～０．０３５ｍａｓｓ％(好ましくは０．００７～０．０２９ｍａｓｓ％)及びＭｇ：０．００１～０．０３ｍａｓｓ％（好ましくは０．００２～０．０１ｍａｓｓ％）から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、且つＣｕ，Ｎｉ，Ｍｎの含有量相互間に上記した関係ｆ１，ｆ２，ｆ３が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことを特徴とする銀白色銅合金（以下「第４銅合金」という）を提案する。第４銅合金にあってＰ，Ｚｒが共添される場合には、Ｐ，Ｚｒの含有量をＰ：０．０３～０．０９ｍａｓｓ％，Ｚｒ：０．００７～０．０３５ｍａｓｓ％とし且つＰの含有量をＺｒの含有量で除した値が[Ｐ]／[Ｚｒ]＝１．４～７となるようにしておくことが好ましい。
　なお、本発明の説明において、［ａ］は元素ａの含有量の無次元値を示すものであり、元素ａの含有量は［ａ］ｍａｓｓ％で表現される。例えば、Ｃｕの含有量は［Ｃｕ］ｍａｓｓ％とされる。また、β相の含有量は面積率によるものであり、その含有量の無次元値を[β]で示してある。すなわち、β相の含有量(面積率又は面積含有率)は［β］％で表現される。また、β相の含有量たる面積率は、画像解析により測定されるものであり、具体的には、熱間加工材，鋳物については１００倍の光学顕微鏡写真を、最終製品（熱間加工物，連続鋳造鋳物）については２００倍又は５００倍の光学顕微鏡組織、主としてＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＰで解析した金属組織を画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」（株式会社テックジャム）で２値化することにより求められるもので、所定の２箇所，３視野で測定された面積率の平均値である。
　第１～第４銅合金の好ましい実施の形態にあって、当該銅合金は、熱間加工（圧延加工，押出加工）してなる熱間加工素材に一回以上の熱処理及び冷間加工（圧延加工，抽伸加工）を施してなる熱間加工物として、或いは連続鋳造により得られた鋳造素材(連続鋳造素材)に一回以上の熱処理及び冷間加工を施してなる連続鋳造鋳物として提供され、例えばキー、キーブランク又はプレス加工品の構成材として好適に使用される。第１～第４銅合金にあって、当該銅合金が熱間加工物である場合には、Ｃｕの含有量は４８．０～４９．６ｍａｓｓ％としておくのが最適であり、ｆ１＝６２．４～６３．４の関係が成立することが最適である。また当該銅合金が連続鋳造鋳物である場合には、Ｃｕの含有量は４８．２～４９．８ｍａｓｓ％としておくのが最適であり、ｆ１＝６２．６～６３．６の関係が成立するのが最適である。
　第１～第４銅合金にあっては、上記したｆ１～ｆ３の関係に加えて、ｆ４＝［Ｎｉ］＋０．６５×［Ｍｎ］＝１１．５～１３．２（好ましくはｆ４＝１１．８～１３．１）の関係が成立することが好ましい。
　また、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓを含有する第２及び第４銅合金にあっては、β相の含有量とＰｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓの含有量との間に、ｆ５＝［β］＋１０×（[Ｐｂ]－０．００１）1/2＋１０×（[Ｂｉ]－０．００１）1/2＋１５×（［Ｃ］－０．０００１）1/2＋１５×（［Ｓ］－０．０００１）1/2＝２～１９の関係が成立することが好ましい。この関係式ｆ５にあって、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓのうち上記した含有量の下限値を下回る元素（含有されない場合及び不可避不純物として含有される場合を含む）については当該元素ａについての［ａ］は［ａ］＝０とする。
　また、第１～第４銅合金にあって、α相の平均結晶粒径が０．００３～０．０１８ｍｍであり、β相の平均面積(以下「β相面積」という)が４×１０-6～８０×１０-6ｍｍ2であり且つβ相の長辺／短辺の平均値(以下「長辺／短辺比率」という)が２～７であることが好ましい。ここにβ相の平均面積（β相面積）とは、当該銅合金の特定断面におけるβ相の総面積をβ相の数で除した値である。一般には、複数（通常、２つ）の特定断面を設定し、各特定断面毎にβ相の平均値を求めて、その平均値（全特定断面のβ相の平均値の合計を特定断面数で除した値）を当該β相の平均面積とする。特定断面は、当該銅合金が熱間圧延板のような板状物である場合においては、当該板状物の長さ方向（圧延方向）に平行し且つ当該板状物の表面（又は裏面）に直交する断面とする。例えば、２つの特定断面は、当該板状物の表面からｔ／３及びｔ／６（ｔは板厚）の位置での断面とする。また、当該銅合金が熱間押出棒や抽伸線のような円柱状物である場合においては、当該円柱状物の軸線に平行する断面（押出方向，抽伸方向に平行する断面）を特定断面とする。例えば、２つの特定断面は、ｄ／３及びｄ／６（ｄは当該円柱状物の軸線に直交する円形断面の直径）の位置での平行断面とする。また、β相の長辺とは、上記特定断面における長手方向（板状物においては長さ方向（圧延方向）に平行する方向であり、円柱状物にあっては軸線方向（押出方向，抽伸方向）に平行する方向である）の長さであり、β相の短辺とは、特定断面における上記長辺と直交する方向の長さである。β相の長辺／短辺の平均値とは、各特定断面において求めた各β相の長辺／短辺の値の平均値である。
　また、更に、上記特定断面において、長辺／短辺の値が１２以下となるβ相の全β相に対する割合(以下「１２以下β相率」という)が９５％以上であること、又は長辺が０．０６ｍｍ以上であるβ相が０．１ｍｍ2当り１０個以内であることが好ましい。なお、β相の長さ（長辺，短辺）は、特定断面を熱間加工材，鋳物については１００倍の光学顕微鏡による金属組織で観察（５０×１００ｍｍの視野で）したとき、最終製品（熱間加工物，連続鋳造鋳物）については２００倍又は５００倍の光学顕微鏡組織、主としてＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＰで解析した金属組織で観察，測定する。
　また、第１～第４銅合金にあっては、上記熱間加工素材又は連続鋳造素材におけるβ相の含有量（面積率）が１２～４０％であることが好ましい。また、熱間加工素材又は連続鋳造素材に熱処理（冷間加工前に行う第１回目の熱処理）を施す場合にあっては、その熱処理材（一次熱処理材）におけるβ相の含有量（面積率）が３～２４％であり、β相の長辺／短辺の平均値が２～１８であり且つ長辺／短辺の値が２０以上となるβ相の全β相に対する割合が３０％以下である（或いは、長辺が０．５ｍｍ以上であるβ相が特定断面の１ｍｍ2当たり１０個以内である）ことが好ましい。
　ところで、第１～第４銅合金にあっては、不可避不純物としてＦｅ及び／又はＳｉが含有される場合があるが、かかる場合におけるＦｅの含有量は０．３ｍａｓｓ％以下であることが好ましく、Ｓｉの含有量は０．１ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。なお、Ｃｏも、ＪＩＳ等において少量であればＮｉに含有されるとされるから、例えばＣｏの含有量が０．１％程度であれば、不可避不純物として扱う。
　また、本発明は、第４に、上記した第１～第４銅合金を製造する方法を提案する。すなわち、本発明は、鋳塊を熱間加工(熱間圧延，熱間押出等)してなる熱間加工素材に、一回以上の熱処理（加熱温度：５５０～７６０℃，加熱時間：２～３６時間，５００℃までの平均冷却速度：１℃／分以下）及び冷間加工を施すことによって、当該銅合金である熱間加工物を得るようにすること特徴とする銀白色銅合金の製造方法（以下「圧延製造法」という）、及び連続鋳造により得られた鋳造素材に一回以上の熱処理（加熱温度：５５０～７６０℃，加熱時間：２～３６時間，５００℃までの平均冷却速度：１℃／分以下）及び冷間加工を施すことによって、当該銅合金である連続鋳造鋳物を得るようにしたことを特徴とする銀白色銅合金の製造方法（以下「鋳造製造法」という）を提案する。
　かかる圧延製造法又は鋳造製造法にあっては、熱間加工素材又は連続鋳造素材に施す第１回目の熱処理が、加熱温度：６００～７６０℃，加熱時間：２～３６時間の条件で行われる加熱工程と、少なくとも５００℃まで平均冷却速度１℃／分以下で徐冷する冷却工程とからなり、当該熱処理が施された一次熱処理材に施される第１回目の冷間加工における加工率が２５％以上であることが好ましい。この冷却工程においては、５００～５５０℃まで平均冷却速度１℃／分以下で徐冷した上で当該温度に１～２時間保持するようにすることも好ましい。第１回目の熱処理により、素材の製造段階（熱間圧延又は鋳造の段階）で生じたβ相を減少させつつ、所定の大きさ，形状にするのである。なお、第１回目の熱処理を行う前に素材（熱間加工素材，鋳造素材）に加工率が２５％に満たない軽い冷間加工を施すこともありうるが、かかる冷間加工は、圧延製造法又は鋳造製造法における第１回目の冷間加工ではない。また、素材に加工率が２５％に満たない軽い冷間加工を施した上で熱間処理を行う場合があるが、本発明においては、この熱処理を第１回目の熱処理として扱う。
　また、圧延製造法又は鋳造製造法にあっては、第２回目以降の熱処理（第１回目の冷間加工後に行う熱処理）における加熱工程を、加熱温度：５５０～６２５℃，加熱時間：２～３６時間の条件で行うことが好ましい。なお、最終の熱処理後に施される冷間加工の加工率５０％以下とされる。
　而して、第１～第４銅合金にあって、Ｃｕは当該銅合金におけるすべての特性を決定する上で基本となる主元素であり、他の含有元素Ｚｎ，Ｎｉ，Ｍｎとの兼ね合いもあるが、含有量が４７．５ｍａｓｓ％未満であると、β相が過多となって延性や冷間での加工性（冷間圧延性）が悪くなり、その結果、硬さはあるが衝撃強さが低下することになる。また、耐変色性，耐応力腐食割れ性が低下することになり、プレス成形性も成も低下することになる。一方、Ｃｕの含有量が５０．５ｍａｓｓ％を超えると、β相が過少となって強度が低下し、ねじり強度，耐摩耗性，プレス成形性，被削性が低下し、熱間での延性或いは鋳造性が低下する。これらの点から、Ｃｕの含有量は４７．５～５０．５ｍａｓｓ％としておく必要があり、４７．９～４９．９ｍａｓｓ％であることが好ましい。特に、当該銅合金が熱間圧延製造法により得られる場合には４８．０～４９．６ｍａｓｓ％としておくのが最適であり、鋳造製造法により得られる場合には４８．２～４９．８ｍａｓｓ％としておくのが最適である。
　第１第４銅合金にあって、ＺｎはＣｕと並ぶ主元素であり、引張強さ，耐力等の機械的強度を向上させる等、当該銅合金の特性を確保する上で重要な元素であり、他の含有元素との関係から、当該含有元素の含有量を差し引いた残部とする。なお、この残部には不可避不純物は含まれない。
　第１～第４銅合金にあって、Ｎｉは当該銅合金の白色性（銀白色）を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｎｉが一定量を超えて含有されると、幾らβ相が多くても熱間圧延の歩留り（表面割れ、耳割れ）が悪くなり、更に鋳造時の湯流れが悪くなり、プレス成形性，被削性も低下する。Ｎｉ含有量が過多であると、Ｍｎの配合量にもよるが、軟らかな黄味が損なわれ、白色に近づくことになる。Ｎｉは高価な元素であり、アレルギー（Ｎｉアレルギー）の原因となるため、その含有量は低減しておくことが好ましい。しかし、Ｎｉの含有量を低減するにも、当該銅合金の色調，耐変色性，耐応力腐食割れ性を確保する上で限界がある。これらの点から、Ｎｉの含有量は７．８～９．８ｍａｓｓ％としておく必要があり、８．２～９．６ｍａｓｓ％としておくのが好ましく、８．４～９．５ｍａｓｓ％とするのが最適である。
　第１～第４銅合金にあって、Ｍｎは当該銅合金の色調面で、Ｎｉとの配合比にもよるが、僅かな黄味を残しながら白色性を得るためのＮｉ代替元素としての役割をするものである。また、Ｍｎは、ねじり強度，耐摩耗性を向上させ、β相との関係もあるが、プレス性、被削性を向上させるものである。ただし、耐変色性や応力腐食割れ性への寄与は、Ｍｎ単独ではほとんどなく、むしろマイナス面が大きいので、Ｎｉとの配合が重要となる。その他、Ｍｎを含有させることにより、溶湯の湯流れ性を向上させることができ、また熱間圧延領域でのβ相領域を拡大させて当該銅合金の熱間圧延性を向上させることができる。これらの点から、Ｍｎの含有量は４．７～６．３ｍａｓｓ％としておくことが必要であり、５．０～６．２ｍａｓｓ％としておくのが好ましく、５．２～６．２ｍａｓｓ％としておくのが最適である。
　第１～第４銅合金にあって、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｎの含有量を決定するに当たっては、これらの含有量相互の関係を考慮する必要があり、特にｆ１の関係はプレス成形性，被削性，ねじり強度，曲げ加工性，耐変色性，耐応力腐食割れ性を向上させつつ熱間加工性（熱間圧延，熱間押出），冷間加工性（冷間圧延）を確保する上で最も重要である。
　すなわち、ｆ１（＝［Ｃｕ］＋１．４×［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］）の値が低いと、耐変色性，耐応力腐食割れ性，ねじり強度，耐衝撃性が悪くなり、延性や冷間での加工性（冷間圧延性）も悪くなる。さらには、鋳造時又は熱間圧延時に表面割れを起こす虞れがある。逆にｆ１の値が高いと、プレス成形性，被削性が悪くなり、ねじり強度も低くなる。また、熱間領域でのβ相が少ないため、熱間加工性（圧延性）が低下し、製造歩留りが低下する。このような点から、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｎの含有量は、上記した含有量範囲内において、ｆ１＝６２．０～６４．０となるように決定すべきであり、ｆ１＝６２．３～６３．８となるように決定しておくことが好ましい。特に、第１～第４銅合金が圧延製造法により製造されるものである場合には、ｆ１＝６２．４～６３．４となるようにしておくことが最適であり、鋳造製造法により製造されるものである場合にはｆ１＝６２．６～６３．６となるようにしておくことが最適する。
　また、上記した特性を確保するためには、Ｎｉ，Ｍｎ含有量相互の関係も重視する必要があり、特に、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］ｍａｓｓ％とＭｎの含有量［Ｍｎ］ｍａｓｓ％との比率ｆ２（＝［Ｍｎ］／［Ｎｉ］）が重要である。すなわち、ｆ２が一定以下であると、ねじり強度が低くなり、耐摩耗性，プレス成形性，被削性が悪くなる。また、熱間での延性に富むβ相の領域が拡がらず、β相の量が少ないために、熱間圧延で、表面割れや耳割れが生じ易くなり、歩留りが悪くなる。逆に、ｆ２が一定以上に高くなると、Ｍｎの作用が強くなりすぎて、耐変色性や耐応力腐食割れ性そして衝撃値が低下する。色調も黄味が薄れ、赤味が増し、銀白色から離れる。また延性や冷間での加工性（冷間圧延性）も悪くなる。さらに、固相線温度が低下し、またβ相量が増えすぎて却って熱間での表面割れを生じ易くなる。ところで、例えば最適な組成での高温組織でのβ相の占める割合は、熱間圧延加工における初期温度に相当する８００℃で約７０％（５５～８５％）であり、熱間圧延加工の中期に相当する７００℃で約４０％（２５～６０％）、最終の圧延温度に相当する６００℃で約２０％（３～４０％）である。このように、温度の変化に伴って、β相が変化することが、Ｎｉを含むＣｕ－Ｚｎ合金の熱間加工を容易にし（熱間加工性を向上させ）且つ最終製品の特性を向上させる。したがって、ｆ２が０．４９未満であると、β相はこのように大きく変化することがない。すなわち温度変化に対して、β相の変化が少ないのである。例えば、β相の占める割合は、８００℃で４５％、７００℃で３５％、６００℃で２５％である。ｆ２が適正であれば、高温で変形能に優れるβ相が多量にあり、熱間圧延終了温度に相当する６００℃でβ相が少なく、熱間加工性がよく、最終製品の諸特性が良くなる。また、鋳物においても、凝固の段階で、高温でβ相が少ないと、Ｎｉ，Ｍｎを多量に含む第１～第４銅合金ではその熱伝導性が悪いので、割れを生じ易くなり、鋳造において大きな制約（鋳造速度が遅くなる等）を受けることになる。かかる点から、［Ｎｉ］：［Ｍｎ］は基本的に２：１から３：２の間でなければならず、ｆ２＝０．４９～０．６８であることが必要であり、ｆ２＝０．５３～０．６７であることが好ましく、ｆ２＝０．５６～０．６６であることが最適である。
　また、Ｎｉ，Ｍｎ含有量はｆ２の関係からかなり狭い範囲で特定されることになるが、更に両者の合計含有量ｆ３からの制限を加えることが必要である。すなわち、ｆ３（＝［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］）が一定以下であると、黄味が強すぎて適正な銀白色を得ることができないし、耐変色性，耐応力腐食割れ性に問題が生じる。逆にｆ３が一定以上であると、黄味が失われて明るさも減少し、コストアップになり熱間圧延時の歩留りが悪くなる。かかる点から、ｆ３＝１３．０～１５．５であることが必要であり、ｆ３＝１３．４～１５．４であることが好ましく、ｆ３＝１３．９～１５．４であることが最適である。また更には、銅合金の諸特性，諸性質に影響を及ぼすＮｉ，Ｍｎ相互作用に鑑み、前述した如くｆ４＝［Ｎｉ］＋０．６５×［Ｍｎ］も考慮することが好ましく、ｆ４＝１１．５～１３．２であることが好ましく、ｆ４＝１１．８～１３．１であることがより好ましい。ｆ４の値が上記範囲の下限値を下回る場合には、黄味が強すぎて適正な銀白色を得ることができないし、耐変色性，耐応力腐食割れ性に問題が生じる。逆に、ｆ４の値が上記範囲の上限値を超える場合には、黄味が失われて明るさも減少し、コストアップになり、熱間圧延時の歩留まりが悪くなる。また、ｆ４の値が上記範囲から外れる場合には、Ｃｕ，Ｚｎ組成との関係もあるが、良好なプレス性，被削性を確保することが困難である。
　ところで、Ｃｕ－Ｚｎ合金のβ相は、α相に比べ亜鉛濃度が約６％高く、結晶構造も異なる。このため、β相の硬さは高い（ビッカース硬さで数十ポイント）が、α相に比して脆い（β相の伸び値はα相の約１／１０）。しかし、このようなβ相の性質も、添加元素によっては、それが数％以上添加されることによって変化することになり、上記した如くＮｉやＭｎを合計で１０％以上も多量に添加すると、当然β相の性質も変わることになる。Ｎｉ，Ｍｎは、［Ｍｎ］：［Ｎｉ］が２：１から３：２の間にある場合、マトリックスのα相よりβ相に多く固溶する（１．１倍程度）ため、第１～第４銅合金におけるβ相はより一層α相より硬くなっている。但し、Ｎｉ，Ｍｎの増加分だけＺｎ含有量が減少するので、脆くはなっていない。その結果、β相は、後述する如く、切削時における応力集中源となり、切屑の排出性をよくし、切削抵抗を減じ、プレス成形性も向上させる。組成的には、上記の如くＮｉ，Ｍｎの含有量比（［Ｍｎ］／［Ｎｉ］≒１／２～２／３）がβ相の特性を論じる上で大きく影響し、金属組織的には当然β相の分布が問題となる。ある一定の大きさを持ち、その分布が均一であることが（被削性，プレス成形性，強度，ねじり強度，耐摩耗性，延性等において）重要である。また、腐食においても、β相はα相に比して卑であるので、それが連続していると腐食や変色に繋がる。β相の占める割合は、プレス成形性，被削性を始め、すべての特性に影響を与える。単に、β相の占める割合では不十分で、β相の形状、分布が非常に重要となる。β相の割合が、２％未満であるとプレス成形性，被削性が十分ではない。プレス成形時、剪断面の占める割合が多くなり、精度上の問題とダレが出易くなり、切削時カエリが出易くなる。一方、β相の占める割合が１７％を超えて多くなると、プレス成形時の精度上の問題とカエリが発生し易くなり、耐変色性が悪くなる。また、耐衝撃強さが低下する。またプレス成形性も悪くなり、延性や冷間での加工性（冷間圧延性）も悪くなる。したがって、前述した如く、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことが必要である。
　また、β相の形状は最も重要な因子の１つである。単にβ相が多いからといって、プレス成形性や被削性が顕著に向上するわけではない。寧ろ硬いβ相が多過ぎると、切削工具の寿命などを低下させることになり、更に当然のことながら、曲げ性や衝撃強さ、冷間加工性を低下させることになる。熱間加工の直後では、β相は圧延または押出方向に連なり、ネットワーク状の金属組織を呈しており、その量も多い。この点は、鋳物も同様である。被削性は、切削時、硬いβ相を応力集中源とするものであり、それによってβ相による切屑の分断やせん断変形を容易にさせる。したがって延性等のバランスを考慮して、β相の量を減少させながら、少なくともある大きさを持ち、連続したものであってはならない。プレス時においても、均一分散した微細形状のβ相によりせん断破壊が容易に行なわれ、結果、均一な破断面が生じ、寸法精度がよくなり、最終破断後のカエリが少ない。またプレス初期に生じるダレは、均一分散した微細形状のβ相によって強度が高められ、ねばくないので、直ちに破断が進行するので生じ難い。β相が、上記した如く規定される量を含み、均一分散していると、ねじり強度，耐摩耗性，衝撃値，延性，曲げ性，強度が高くなり、耐変色性，耐応力腐食割れ性もほとんど問題にはならない。
　かかる点から、銅合金の相組織全体においてβ相の占める割合（以下「β相率」という）は２～１７％であることが必要であり、３～１５％であることが好ましく、４～１２％であることが最適である。また、前述したように、β相の平均面積は４×１０-6～８０×１０-6ｍｍ2であることが好ましく、６×１０-6～４０×１０-6ｍｍ2であることがより好ましく、８×１０-6～３２×１０-6ｍｍ2であることが最適である。また、β相結晶粒の形状については、前述した如く、長辺／短辺比率（長辺／短辺の平均値）が２～７であることが好ましく、２．３～５であることがより好ましく、２．５～４であることが最適である。さらに、β相結晶粒の形状については、長辺／短辺の比率が大きなものがあると良好な被削性，プレス性等が得られないので、１２以下β相率（長辺／短辺の値が１２以下となるβ相の全β相に対する割合）が９５％以上であることが好ましく、９７％以上であることがより好ましい。簡便的には、前記特定断面における０．１ｍｍ2当り、長辺が０．０６ｍｍ以上であるβ相が１０箇以内（好ましくは５個以内）であればよい。これらのように、β相が微細で、β相の粒径が制御されておれば、β相はマトリックスに均一に分散しているといえる。β相の量はもとより、β相形状が上記範囲外にあると、前記のように、良好なプレス性や諸特性が得られない。
　ところで、α相結晶粒が細かくなると、β相とともに、材料の強度を高め、プレス時のダレ，カエリ（コロナ社発行（１９９２年７月１０日発行）の「せん断加工」の第９頁参照）が生じにくくなる。ダレによって生じる肌荒れも結晶粒度に依存する。また、結晶粒界自体も、β相よりその作用は弱いが切削時の応力集中源になるので、切削抵抗を減少させ、切削加工時のダレ，カエリの発生を抑制する。但し、α相結晶粒が細かすぎると、却って、β相結晶粒が細かくなりすぎ、被削性，プレス性に問題が生じる。かかる点から、α相の平均結晶粒径(以下「α相径」という)が０．００３～０．０１８ｍｍであることが好ましく、０．００４～０．０１５ｍｍであることがより好ましく、０．００５～０．０１２ｍｍであることが最適である。
　熱間圧延，熱間押出後及び連続鋳造後における金属組織（熱間加工素材又は連続鋳造素材の金属組織）は、β相が連なった網目状（ネットワーク状）であり、良好な熱間加工性を得るため、β相が過剰に存在（残留）しているが、この状態では、衝撃特性，耐食性、耐変色性はもとより、良好なプレス成形性や被削性，ねじり強度，耐摩耗性も得られないし、更には大きな加工率の冷間加工（圧延）をすると、割れが生じ易くなる。しかし、熱間圧延等の段階でβ相が連なっていても、β相の占める割合が１２～４０％（好ましくは１５～３６％、より好ましくは１８～３２％）であると、圧延製造法又は鋳造製造法のプロセスの最終段階で、網目形態を示すβ相が、小さく分断された分散形態となり、優れたプレス成形性等を有するようになる。ここで、網目状のβ相組織を解消させ、β相の消滅によるα相の析出を実現するためには、素材（熱間加工素材，連続鋳造素材）又はその冷間加工材を、好ましくは５５０～７４５℃で２時間から３６時間熱処理し、そして５００℃まで１℃／分以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。この熱処理温度は、一般的な銅合金の焼鈍温度より高いが、その理由は、一旦、高温にしないと、網目状の金属組織は容易に解消しないからである。勿論、冷間加工後に行う２回目以降の熱処理は、冷間加工材の再結晶焼鈍も兼ねている。第１～第４銅合金は、β相を含む金属組織をなすものであり、Ｍｎの作用が加わり高温側でβ相領域が拡大することにより、α相結晶粒の粗大化は起こらない。この熱処理は、例えば板厚が２～３．５ｍｍ程度の板状物であれば、第１回目の熱処理を含めて２回以上行うことが好ましい。特に、第１回目の熱処理つまり熱間加工素材又は連続鋳造素材を熱処理することの利点は大きい。けだし、熱間圧延，横型連続鋳造の場合、次のプロセスは酸化皮膜を機械的に削り落とすミーリング（スカルピング）、熱間押出の場合は酸化皮膜を洗浄するプロセスがあるので、熱処理の１工程が増えるだけであるからである。この第１回目の熱処理は、材料にひずみがほとんどない素材に対して行うため、拡散速度が遅く、組織変化の速度が遅い。熱処理は上記した如く５５０～７４５℃で行うが、６１０～７３０℃で行うことが好ましく、更に好ましくは、６３０～６９０℃で４～２４時間保持し、１℃／分以下（好ましくは０．５℃／分以下）の冷却速度で５００℃まで徐冷すると良い。５００～５５０℃まで徐冷し、その後、その温度（５００～５５０℃）で１～２時間保持するようにすることも好ましい。このような熱処理によって、網目状のβ相はα相の析出により分断され、β相の占める割合も小さくなり、α相結晶粒の大きさ（平均結晶粒径）は０．０１５～０．０５０ｍｍ程度になる。そして、この熱処理により、β相の占める割合が、α相の析出によりβ相の網目構造が破壊されて３～２４％（好ましくは４～１９％、より好ましくは５～１５％）になっているのがよい。この段階では、基本的に網目構造が破壊されていることであり、β相の長辺／短辺の平均値が２～１８（好ましくは２．５～１５）であり、長辺／短辺の値が２０を超えるものが３０％以下（好ましくは２０％以下）であることがよい。簡便的には、前記特定断面において、１ｍｍ2当りで長さが０．５ｍｍ以上のβ相が１０箇以内（好ましくは５個以内）になっているとよい。連続鋳造鋳物の場合は、更に拡散速度が遅いので、好ましくは６２０～７６０℃で４～２４時間熱処理をするのがよい。更に好ましくは６３０～７５０℃で熱処理し、その後１℃／分以下（好ましくは０．５℃／分以下）の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで徐冷すると良い。５００～５５０℃まで徐冷後、その温度で１～２時間保持するようにすることも有効である。熱間圧延板，連続鋳造物は、その厚みが通常１０～１５ｍｍ程度ないし２０ｍｍ程度であるため、冷間圧延によりより薄くし、再度熱処理が行なわれる。そのときの温度は５５０～６２５℃で２～１６時間が望まし望ましく、さらに好ましくは５５５～６１０℃である。軟らかくする通常の再結晶焼鈍に加え、分断されたβ相は、冷間圧延により圧延方向に再度伸ばされ、この熱処理により、α相の析出によりβ相量を減じつつ、β相を均一に、再度分断するために行なわれる。所定の条件にあるＮｉ，Ｍｎの添加、及びβ相の適正な量の存在により、結晶粒成長が抑制され、またα相の周りにβ相が多数存在するので、α相の結晶粒の大きさ（平均結晶粒径）は、０．００３～０．０１８ｍｍ（好ましくは０．００４～０．０１５ｍｍ、より好ましくは０．００５～０．０１２ｍｍ）で制御される。α相の平均結晶粒径は、プレス成形性（特にダレ，肌荒れ），被削性，延性その他の特性を考え合わせれば、０．０１８ｍｍ以下であることが必要であり、０．０１５ｍｍ以下であることが好ましい。また、α相の結晶粒が微細すぎると、その周りに存在するβ相も著しく微細粒状化させるので、所定の特性を得られない。なお、２回目の熱処理を行う場合において、熱処理温度が５５０℃未満では、β相の形状が依然として前の冷間加工で長く伸びたβ相の分断が不十分な状態にあり、しかも、５４０℃以下（特に５００℃以下）では、α相結晶粒が未再結晶状態で、５００℃以下で例えば３時間を超えて熱処理すると、むしろ粒界を中心としてβ相の析出が生じる。この析出するβ相は、プレス性，被削性にさほど有効に作用しないばかりか、曲げや衝撃特性を悪くする。６２５℃を超えるとα結晶粒が大きくなりすぎ、β相の分断は進むものの、β相が粒状化しすぎことになり（長辺／短辺比率（長辺／短辺の平均値）が小さくなりすぎ）、特にプレス成形性，被削性に悪影響を与える。したがって、上記した条件で熱処理することが必要であり、５５０～６２５℃で２～１６時間保持し、好ましくは５５５～６１０℃で２～１６時間保持し、５００℃まで、１℃／分以下の冷却速度で熱処理することが好ましく、最適には、５６０～６００℃で２～１６時間保持し、５００℃まで０．５℃／分以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。
　第２，第４銅合金において含有されるＰｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓは、プレス成形性，被削性を、上記した熱処理によって一層低濃度で効果的に向上させる機能を発揮する。Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓは、本来的にＣｕ－Ｚｎ－Ｎｉ合金に対して殆ど固溶しないものであるが、超極微量には固溶する。高温の熱間加工時又は凝固後の高温状態では、α相とβ相の相境界又はβ相内に多くは固溶状態で存在する。これら元素の幾らかは、又は多くは、熱間圧延材，熱間押出材，鋳物には、主としてα相とβ相の相境界に、本発明で特定する組成、特に下限に近い組成程度では、過飽和に固溶・偏在している。再度、６５０℃付近にまで温度を上げて熱処理を行なうことにより、α相の析出によるβ相の再編と同時に、これら偏在しているＰｂ等の固溶元素が、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ粒子として、Ｓの場合は主としてＭｎとＳの化合物として析出する。さらに、少なくとも、１℃／分以下の速度で徐冷する、又はより低温側で保持することにより、α相が増えると同時にα相とβ相の相境界付近、またはα相内で、これら元素が更に多くが析出することになる。熱処理温度が５５０℃未満ではα相の析出速度が遅くβ相の再編が不十分であることから、これら元素は十分に析出しない。逆に７４５℃を超えると、熱処理中β相が多くなり、β相中へこれら元素が再固溶し、有効な析出が行なわれない。かかる点からも、熱間加工材，鋳物において約６７０℃（６２０～７１０℃）で熱処理することが好ましいことが理解される。さらに、第２回目の熱処理においては、第１回目の熱処理時に比べ、β相の量が少なくなり、β相が分断され、塑性加工が加えられているので、より低い温度（約５８０℃）で熱処理することにより、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ等のβ相内からの析出が一層促進され、微細な粒子を形成する。
　第２及び第４銅合金にあって、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓは、微量で被削性、プレス成形性及び耐摩耗性を更に改善する機能を有するものである。含有量が一定以上であると、これらの元素は、基本的に、Ｐｂ粒子，Ｂｉ粒子，Ｃ粒子が、及びＳについては、主としてＭｎと結合して、ＭｎＳ粒子として、微細に析出、又は晶出している。これらの粒子（Ｐｂ粒子，Ｂｉ粒子，Ｃ粒子，ＭｎＳ粒子）が多くなりすぎると衝撃特性やねじり強度、延性、熱間・冷間での加工性に悪影響を与え、特にＰｂ，Ｂｉは多量に添加すると、例えばキー用途によっては人体への問題を生じる。逆に、含有量が一定以下であると、プレス成形性，被削性等の改善効果が発揮されないが、強度，延性等の諸特性に悪影響を与えるものではない。これらの観点から、またＰｂ粒子等で有効に存在する量を鑑みれば、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓは、これらの１種以上を所定の含有量範囲内において含有させておくのがよい。すなわち、Ｐｂの含有量は０．００１～０．０８ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．００１５～０．０３ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．００２～０．０１４ｍａｓｓ％である。Ｂｉの含有量は０．００１～０．０８ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．００１５～０．０３ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．００２～０．０１４ｍａｓｓ％である。Ｃの含有量は０．０００１～０．００９ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．０００２～０．００６ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０００５～０．００３ｍａｓｓ％である。Ｓの含有量は０．０００１～０．００７ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．０００２～０．００３ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０００４～０．００２ｍａｓｓ％である。更に前述のように、特に熱処理をすることにより、素材の段階でのα相とβ相との相境界で主としてこれらの元素を多く析出させることができる。すなわち、熱処理との組み合わせで、衝撃特性等を損なわずに、より微量の添加でプレス成形性、被削性を向上させることができる。かかる点から、被削性とプレス成形性およびその他の諸特性との関係において、効果・影響のある相であるβ相と影響・効果元素であるＰｂ等の成分との関係において、ｆ５の関係を満たすことが好ましい。具体的には、次のことを満たすことが望ましい。すなわち、ｆ５＝［β］＋１０×（[Ｐｂ]－０．００１）1/2＋１０×（[Ｂｉ]－０．００１）1/2＋１５×（［Ｃ］－０．０００１）1/2＋１５×（［Ｓ］－０．０００１）1/2＝２～１９の関係が成立することが好ましく、より好ましくはｆ５＝４～１７であり、最適にはｆ５＝５～１４である。この関係式ｆ５において、Ｐｂ等の添加量％の平方根に１０又は１５の係数を乗じた数値がβ相の量に相当することを意味する。上式において、マイナスの値、例えば「－０．００１」の数値「０．００１」は、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｓ等の本発明の熱処理工程を経た工業生産上、すなわち本発明の実用上の固溶量（０．００１ｍａｓｓ％）に概ね相当し、固溶分を超えた量の平方根が特性に寄与する。なお、下限値を下回ると、Ｐｂ等の効果元素を添加してもプレス性形成や被削性が工業的に満足し得ない。上限値を上回ると、衝撃特性や曲げ性が悪くなり、キー用途等に適さなくなる。
　第３，第４銅合金において含有されるＡｌ，Ｐ，Ｚｒ，Ｍｇは、溶湯の流動性を高める等、鋳物段階での特性を向上させ、さらに強度，耐変色性を向上させ、金属組織を微細し、β相を均一に分散させる機能を発揮させるものである。これらの効果を発揮させるためには、Ｐの含有量は０．００１～０．０９ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．００３～０．０８ｍａｓｓ％であり、Ｚｒの含有量は０．００５～０．０３５ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．００７～０．０２９ｍａｓｓ％であり、Ａｌの含有量は０．０１～０．５ｍａｓｓ％であり、好ましくは０．０２～０．３ｍａｓｓ％である。これらの元素の上限は、溶湯の流動性を高め、強度，耐変色性を向上させる機能が飽和するばかりでなく、却って延性やねじり強度が劣り、冷間加工で割れが生じやすくなる。ところで、これらの元素の中で、ＺｒとＰを共添加すると、特に鋳物の段階でマクロの金属組織が細かくなり、β相の分布が均一になる。この場合は、Ｐは０．０３～０．０９ｍａｓｓ％含有させることが好ましく、Ｚｒは０．００７～０．０３５ｍａｓｓ％含有させることが好ましく、そして[Ｐ]/[Ｚｒ]の値が１．４～７であり、好ましくは１．７～５．１であることが好ましい。鋳物の段階で、結晶粒が細かくなっていると、最終製品のβ相の大きさや形状がより好ましい状態になる。特に連続鋳造素材は、熱間加工を経ていないため、粗大な網目状のβ相を形成しやすいので、ＰとＺｒの共添加は、有効である。
　第１～第４銅合金にあっては、Ｓｉ，Ｆｅが不純物として不可避的に混入することがあるが、Ｆｅ含有量が０．３ｍａｓｓ％を超えて析出すると、プレス成形性，被削性その他諸特性に悪影響を与える。しかし、Ｆｅ含有量が０．２％以下であれば、諸特性への影響は殆どない。また、Ｓｉについては、含有量が０．１ｍａｓｓ％以上であると、ＮｉやＭｎと結合して珪素化合物を形成し、これによりプレス成形性，被削性，その他諸特性に悪影響を与えることなる。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下であれば、諸特性への影響は殆どない。
　本発明の銀白色銅合金である第１～第４銅合金は、Ｎｉの含有量を大幅に低減させつつ洋白と同等の銀白色を呈することができ、人が直接触れるような用途においてもＮｉアレルギーの発生を極力抑えることができる。そして、プレス成形性，被削性，ねじり強度，耐変色性，曲げ加工性，耐衝撃性，耐応力腐食割れ性，耐摩耗性等に優れ、熱間加工（熱間圧延加工，熱間押出加工）を行うことができ、コストパフォーマンスに優れる実用的価値大なるものである。また、Ｐｂ，Ｂｉに関しては、一般的に０．１ｍａｓｓ％以下であれば、人体にほとんど無害であり、より好ましい範囲の上限値０．０１４ｍａｓｓ％以下であれば殆ど問題がない。また、Ｐｂを含有しないか含有しても極く微量である第２，第４銅合金は、Ｐｂを含有しない第１，第３銅合金と同様に健康衛生面が特に重視される用途に適用することができ、被削性等の更なる向上を図りうるものである。
　本発明の製造方法によれば、圧延製造法及び鋳造製造法の何れにおいても、第１～第４銅合金を好適に製造することができる。
図１は、実施例合金Ｎｏ．２０１の製造に使用した熱間加工素材Ａの金属組織を示すエッチング面写真である。 図２は、実施例合金Ｎｏ．２０１の製造プロセスで得られた一次熱処理材Ａ１－２の金属組織を示すエッチング面写真である。 図３は、実施例合金Ｎｏ．２０１の素材Ａに工程Ｍ２と異なる条件の熱処理を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング面写真である。 図４は、実施例合金Ｎｏ．２０１の素材Ａに熱処理を施すことなく工程Ｍ２と同様の冷間圧延を施した冷間加工材の金属組織を示すエッチング写真である。 図５は、実施例合金Ｎｏ．２０１についての一次冷間加工材Ａ２－２の金属組織を示すエッチング面写真である。 図６は、実施例合金Ｎｏ．２０１の製造プロセスで得られた二次熱処理材Ａ３－２の金属組織を示すエッチング面写真である。 図７は、実施例合金Ｎｏ．２０１の製造プロセスで得られた一次冷間加工材Ａ２－２に工程Ｍ２と異なる条件の熱処理を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング面写真である。 図８は、図５に示される冷間加工材（実施例合金Ｎｏ．２０１についての一次冷間加工材Ａ２－２）に工程Ｍ２と異なる条件の熱処理を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング面写真である。 図９は、図４に示された冷間加工材（素材をこれに熱処理を施すことなく冷間加工したもの）に、工程Ｍ２と同一条件の熱処理を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング写真である。
　実施例として、複数の熱間加工素材Ａ，Ｂ及び連続鋳造素材Ｃ，Ｄに、以下の工程Ｍ１～Ｍ２５に従って１回以上の熱処理及び冷間加工を施すことによって、本発明に係る銀白色銅合金（以下「実施例合金」という）Ｎｏ．１０１～Ｎｏ．１０４，Ｎｏ．２０１～Ｎｏ．２１５，Ｎｏ．３０１～Ｎｏ．３０３，Ｎｏ．４０１，Ｎｏ．４０２，Ｎｏ．５０１～Ｎｏ．５０３，Ｎｏ．６０１，Ｎｏ．６０２，Ｎｏ．７０１，Ｎｏ．７０２，Ｎｏ．８０１，Ｎｏ．８０２，Ｎｏ．９０１，Ｎｏ．９０２，Ｎｏ．１００１～Ｎｏ．１００７，Ｎｏ．１１０１～Ｎｏ．１１０８，Ｎｏ．１２０１，Ｎｏ．１２０２，Ｎｏ．１３０１，Ｎｏ．１３０２，Ｎｏ．１４０１～Ｎｏ．１４０８，Ｎｏ．１５０１～Ｎｏ．１５０９，Ｎｏ．１６０１，Ｎｏ．１６０２，Ｎｏ．１７０１～Ｎｏ．１７０６，Ｎｏ．１８０１～Ｎｏ．１８１３，Ｎｏ．１９０１，Ｎｏ．１９０２，Ｎｏ．２００１～Ｎｏ．２００３，Ｎｏ．２１０１～Ｎｏ．２１０５，Ｎｏ．２２０１，Ｎｏ．２２０２，Ｎｏ．２３０１，Ｎｏ．２３０２，Ｎｏ．２４０１～Ｎｏ．２４０３，Ｎｏ．２５０１，Ｎｏ．２５０２を得た。
　各熱間加工素材Ａは、表１又は表２に示す合金組成をなすもので、厚さ：１９０ｍｍ，幅：６３０ｍｍ，長さ：２０００ｍｍの板状鋳塊を８００℃に加熱し、熱間圧延加工して得られた厚さ：１２ｍｍの圧延板材である。
　また、各熱間加工素材Ｂは、表２又は表３に示す合金組成をなすもので、径：１００ｍ，長さ１５０ｍｍの円柱状鋳塊を面削して径：９６ｍｍとした上で、８００℃に加熱し、熱間押出加工して得られた径：２３ｍｍの熱間押出棒材である。
　また、各連続鋳造素材Ｃは、表３又は表４に示す合金組成をなすもので、横型連続鋳造機によって連続鋳造して得られた厚さ：４０ｍｍ，幅：１００ｍｍ，長さ：２００ｍｍの鋳造板材である。
　また、各連続鋳造素材Ｄは、表４又は表５に示す合金組成をなすもので、横型連続鋳造機によって連続鋳造して得られた厚さ：１５ｍｍ，幅：１００ｍｍ，長さ：２００ｍｍの鋳造板材である。
（工程Ｍ１）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－１を得た。この熱処理は、素材Ａを６５０℃，１２時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－１を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間加工たる冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－１を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－１に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ａ３－１を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－１を５６５℃，１６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ａ３－１に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１０１～Ｎｏ．１０４を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．１０１～Ｎｏ．１０４の合金組成は、表１に示す通りである。
（工程Ｍ２）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－２を得た。この熱処理は、素材Ａを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－２を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－２を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－２に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ａ３－２を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－２を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ａ３－２に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２０１～Ｎｏ．２１５を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．２０１～Ｎｏ．２１５の合金組成は、表１に示す通りである。
（工程Ｍ３）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－３を得た。この熱処理は、素材Ａを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷した上で、その冷却途中で（５００℃までの冷却中で５３０℃で保持し、さらに５００℃まで０．４℃／分で冷却する。改めて５３０℃に加熱はしない。）５３０℃で１時間保持する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－３を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－３を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－３に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ａ３－３を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－３を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５３０℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷した上で、５３０℃で１時間保持し、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で冷却する(上記段落[００５８]に記載するところと同じ)冷却工程とからなる。５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ａ３－３に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．３０１～Ｎｏ．３０３を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた各実施例合金Ｎｏ．３０１～Ｎｏ．３０３の合金組成は、表１に示す通りである。
（工程Ｍ４）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－４を得た。この熱処理は、素材Ａを６５０℃，１２時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－４を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－４を得た。このときの加工率は５５％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－４に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ａ３－４を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－４を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、二次熱処理材Ａ３－４に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの二次冷間加工材Ａ４－４を得た。このときの加工率は３５％である。
　さらに、二次冷間加工材Ａ４－４に第３回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、三次熱処理材Ａ５－４を得た。この熱処理は、二次冷間加工材Ａ４－４を５６５℃，８時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、三次熱処理材Ａ５－４に第３回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．４０１，Ｎｏ．４０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．４０１，Ｎｏ．４０２の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ５）
　熱間加工素材Ａに、工程Ｍ１～Ｍ４と異なって、熱処理を施すことなく、第１回目の冷間圧延加工を施した。すなわち、当該素材Ａに、これを面削して厚さ：１１ｍｍとした上で、第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－５を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－５に熱処理を施して、熱処理材Ａ３－５を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－５を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、熱処理材Ａ３－５に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．５０１～Ｎｏ．５０３を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．５０１～Ｎｏ．５０３の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ６）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－６を得た。この熱処理は、素材Ａを５４０℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－６を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－６を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－６に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ａ３－６を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－６を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ａ３－６に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．６０１，Ｎｏ．６０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．６０１，Ｎｏ．６０２の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ７）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－７を得た。この熱処理にあっては、素材Ａを６７５℃，６時間の条件で加熱した上で空冷した。この空冷においては、６７５℃から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／分であった。
　次に、一次熱処理材Ａ１－７を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－７を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－７に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ａ３－７を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－７を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ａ３－７に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．７０１，Ｎｏ．７０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．７０１，Ｎｏ．７０２の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ８）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－８を得た。この熱処理は、素材Ａを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－８を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－８を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－８に第２回目の熱処理（４９０℃，８時間）を施して、二次熱処理材Ａ３－８を得た。
　そして、二次熱処理材Ａ３－８に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．８０１，Ｎｏ．８０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．８０１，Ｎｏ．８０２の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ９）
　熱間加工素材Ａに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ａ１－９を得た。この熱処理は、素材Ａを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ａ１－９を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ａ２－９を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ａ２－９に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ａ３－９を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ａ２－９を５３０℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ａ３－９に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．９０１，Ｎｏ．９０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間圧延材）たる各実施例合金Ｎｏ．９０１，Ｎｏ．９０２の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ１０）
　熱間加工素材Ｂに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｂ１－１を得た。この熱処理は、素材Ｂを６２０℃，１２時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｂ１－１に、これを酸洗した上で、第１回目の冷間加工たる抽伸加工を施して、径：１６．５ｍｍの一次冷間加工材Ｂ２－１を得た。このときの加工率は４９％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｂ２－１に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ｂ３－１を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｂ２－１を５６０℃，１６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｂ３－１に第２回目の抽伸加工を施して、径：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１００１～Ｎｏ．１００７を得た。このときの加工率は２３％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間押出材）たる各実施例合金Ｎｏ．１００１～Ｎｏ．１００７の合金組成は、表２に示す通りである。
（工程Ｍ１１）
　熱間加工素材Ｂに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｂ１－２を得た。この熱処理は、素材Ｂを６３５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｂ１－２に、これを酸洗した上で、第１回目の抽伸加工を施して、径：１６．５ｍｍの一次冷間加工材Ｂ２－２を得た。このときの加工率は４９％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｂ２－２に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ｂ３－２を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｂ２－２を５７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｂ３－２に第２回目の抽伸加工を施して、径：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１１０１～Ｎｏ．１１０８を得た。このときの加工率は２３％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間押出材）たる各実施例合金Ｎｏ．１１０１～Ｎｏ．１１０８の合金組成は、表２又は表３に示す通りである。
（工程Ｍ１２）
　熱間加工素材Ｂに、工程Ｍ１１，Ｍ１２と異なって、熱処理を施すことなく、第１回目の抽伸加工を施した。すなわち、当該素材Ｂに、これを酸洗した上で、第１回目の抽伸加工を施して、径：１６．５ｍｍの一次冷間加工材Ｂ２－３を得た。このときの加工率は４９％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｂ２－３に熱処理を施して、熱処理材Ｂ３－３を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｂ２－３を５６０℃，１６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｂ３－３に第２回目の抽伸加工を施して、径：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１２０１，Ｎｏ．１２０２を得た。このときの加工率は２３％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間押出材）たる各実施例合金Ｎｏ．１２０１，Ｎｏ．１２０２の合金組成は、表３に示す通りである。
（工程Ｍ１３）
　熱間加工素材Ｂに第１回目の熱処理（４９０℃，１２時間）を施して、一次熱処理材Ｂ１－４を得た。
　次に、一次熱処理材Ｂ１－４に、これを酸洗した上で、第１回目の抽伸加工を施して、径：１６．５ｍｍの一次冷間加工材Ｂ２－４を得た。このときの加工率は４９％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｂ２－４に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ｂ３－４を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｂ２－４を５６０℃，１６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｂ３－４に第２回目の抽伸加工を施して、径：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１３０１，Ｎｏ．１３０２を得た。このときの加工率は２３％である。
　かくして得られた熱間加工物（熱間押出材）たる各実施例合金Ｎｏ．１３０１，Ｎｏ．１３０２の合金組成は、表３に示す通りである。
（工程Ｍ１４）
　鋳造素材Ｃに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｃ１－１を得た。この熱処理は、素材Ｃを６７０℃，１２時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｃ１－１を面削して厚さ：３６ｍｍとした上、これに第１回目の冷間加工たる冷間圧延加工を施して、厚さ：１８ｍｍの一次冷間加工材Ｃ２－１を得た。このときの加工率は５０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｃ２－１に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ｃ３－１を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｃ２－１を５６５℃，１６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｃ３－１に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１４０１～Ｎｏ．１４０８を得た。このときの加工率は１９％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．１４０１～Ｎｏ．１４０８の合金組成は、表３に示す通りである。
（工程Ｍ１５）
　鋳造素材Ｃに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｃ１－２を得た。この熱処理は、素材Ｃを７００℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｃ１－２を面削して厚さ：３６ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：１８ｍｍの一次冷間加工材Ｃ２－２を得た。このときの加工率は５０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｃ２－２に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ｃ３－２を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｃ２－２を５８０℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｃ３－２に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１５０１～Ｎｏ．１５０９を得た。このときの加工率は１９％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．１５０１～Ｎｏ．１５０９の合金組成は、表３又は表４に示す通りである。
（工程Ｍ１６）
　熱間加工素材Ｃに、工程Ｍ１４，Ｍ１５と異なって、熱処理を施すことなく、第１回目の冷間圧延加工を施した。すなわち、当該素材Ｃに、これを面削して厚さ：３６ｍｍとした上で、第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：１８ｍｍの一次冷間加工材Ｃ２－３を得た。このときの加工率は５０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｃ２－３に熱処理を施して、熱処理材Ｃ３－３を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｃ２－３を５８０℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、熱処理材Ｃ３－３に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：１４．５ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１６０１，Ｎｏ．１６０２を得た。このときの加工率は１９％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．１６０１，Ｎｏ．１６０２の合金組成は、表４に示す通りである。
（工程Ｍ１７）
　鋳造素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－１を得た。この熱処理は、素材Ｄを６５０℃，１２時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－１を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－１を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－１に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ｄ３－１を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－１を５６５℃，１６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－１に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１７０１～Ｎｏ．１７０６を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．１７０１～Ｎｏ．１７０６の合金組成は、表４に示す通りである。
（工程Ｍ１８）
　鋳造素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－２を得た。この熱処理は、素材Ｄを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－２を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－２を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－２に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ｄ３－２を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－２を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－２に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１８０１～Ｎｏ．１８１３を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．１８０１～Ｎｏ．１８１３の合金組成は、表４又は表５に示す通りである。
（工程Ｍ１９）
　鋳造素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－３を得た。この熱処理は、素材Ｄを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷した上で、その冷却途中で（５００℃までの冷却中で５３０℃で保持し、さらに５００℃まで０．４℃／分で冷却する。改めて５３０℃に加熱はしない。）５３０℃に１時間保持する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－３を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－３を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－３に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ｄ３－３を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－３を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５３０℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷した上５３０℃に１時間保持し、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で冷却する(上記段落[００５８]に記載するところと同じ)冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－３に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．１９０１，Ｎｏ．１９０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．１９０１，Ｎｏ．１９０２の合金組成は、表５に示す通りである。
（工程Ｍ２０）
　熱間加工素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－４を得た。この熱処理は、素材Ｄを６５０℃，１２時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－４を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－４を得た。このときの加工率は５５％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－４に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ｄ３－４を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－４を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、二次熱処理材Ｄ３－４に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの二次冷間加工材Ｄ４－４を得た。このときの加工率は３５％である。
　さらに、二次冷間加工材Ｄ４－４に第３回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、三次熱処理材Ｄ５－４を得た。この熱処理は、二次冷間加工材Ｄ４－４を５６５℃，８時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、三次熱処理材Ｄ５－４に第３回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２００１～Ｎｏ．２００３を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．２００１～Ｎｏ．２００３の合金組成は、表５に示す通りである。
（工程Ｍ２１）
　熱間加工素材Ｄに、工程Ｍ１７～Ｍ２０と異なって、熱処理を施すことなく、第１回目の冷間圧延加工を施した。すなわち、当該素材Ｄに、これを面削して厚さ：１１ｍｍとした上で、第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－５を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－５に熱処理を施して、熱処理材Ｄ３－５を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－５を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、熱処理材Ｄ３－５に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２１０１～Ｎｏ．２１０５を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．２１０１～Ｎｏ．２１０５の合金組成は、表５に示す通りである。
（工程Ｍ２２）
　鋳造素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－６を得た。この熱処理は、素材Ｄを５４０℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－６を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－６を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－６に第２回目の熱処理（最終の熱処理）を施して、二次熱処理材Ｄ３－６を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－６を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－６に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２２０１，Ｎｏ．２２０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．２２０１，Ｎｏ．２２０２の合金組成は、表５に示す通りである。
（工程Ｍ２３）
　熱間加工素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－７を得た。この熱処理にあっては、素材Ｄを６７５℃，６時間の条件で加熱した上で空冷した。この空冷にあっては、６７５℃から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／分であった。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－７を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－７を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－７に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ｄ３－７を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－７を５７５℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－７に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２３０１，Ｎｏ．２３０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．２３０１，Ｎｏ．２３０２の合金組成は、表５に示す通りである。
（工程Ｍ２４）
　熱間加工素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－８を得た。この熱処理は、素材Ｄを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－８を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間加工たる冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－８を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－８に第２回目の熱処理（４９０℃，８時間）を施して、二次熱処理材Ｄ３－８を得た。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－８に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２４０１～Ｎｏ．２４０３を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．２４０１～Ｎｏ．２４０３の合金組成は、表５に示す通りである。
（工程Ｍ２５）
　熱間加工素材Ｄに第１回目の熱処理を施して、一次熱処理材Ｄ１－９を得た。この熱処理は、素材Ｄを６７５℃，６時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．４℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　次に、一次熱処理材Ｄ１－９を面削して厚さ：１１ｍｍとした上、これに第１回目の冷間加工たる冷間圧延加工を施して、厚さ：３．２５ｍｍの一次冷間加工材Ｄ２－９を得た。このときの加工率は７０％である。
　さらに、一次冷間加工材Ｄ２－９に第２回目の熱処理を施して、二次熱処理材Ｄ３－９を得た。この熱処理は、一次冷間加工材Ｄ２－９を５３０℃，３時間の条件で加熱する加熱工程と、５００℃まで平均冷却速度：０．３℃／分で徐冷する冷却工程とからなる。
　そして、二次熱処理材Ｄ３－９に第２回目の冷間圧延加工を施して、厚さ：２．６ｍｍの実施例合金Ｎｏ．２５０１，Ｎｏ．２５０２を得た。このときの加工率は２０％である。
　かくして得られた連続鋳造鋳物たる各実施例合金Ｎｏ．２５０１，Ｎｏ．２５０２の合金組成は、表５に示す通りである。
　比較例として、表６及び表７に示す銅合金（以下「比較例合金」という）Ｎｏ．３００１～Ｎｏ．３００８，Ｎｏ．３１０１～Ｎｏ．３１０８，Ｎｏ．３２０１～Ｎｏ．３２０３，Ｎｏ．３３０１，Ｎｏ．３３０２，Ｎｏ．３４０１，Ｎｏ．３４０２，Ｎｏ．３５０１～Ｎｏ．３５０３，Ｎｏ．３６０１～Ｎｏ．３６０３，Ｎｏ．３７０１～Ｎｏ．３７０７，Ｎｏ．３８０１，Ｎｏ．３９０１～Ｎｏ．３９０６を得た。
　比較例合金Ｎｏ．３００１～Ｎｏ．３００８は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の熱間加工素材Ａを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ２により製造された熱間加工物（熱間圧延材）である。各比較例合金Ｎｏ．３００１～Ｎｏ．３００８及びその製造に使用した素材Ａの合金組成は、表６に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３１０１～Ｎｏ．３１０８は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の熱間加工素材Ａを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ５により製造された熱間加工物（熱間圧延材）である。各比較例合金Ｎｏ．３１０１～Ｎｏ．３１０８及びその製造に使用した素材Ａの合金組成は、表６に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３２０１～Ｎｏ．３２０３は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の熱間加工素材Ｂを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ１０により製造された熱間加工物（熱間押出材）である。各比較例合金Ｎｏ．３２０１～Ｎｏ．３２０３及びその製造に使用した素材Ｂの合金組成は、表６に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３３０１，Ｎｏ．３３０２は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の熱間加工素材Ｂを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ１２により製造された熱間加工物（熱間押出材）である。各比較例合金Ｎｏ．３３０１，Ｎｏ．３３０２及びその製造に使用した素材Ｂの合金組成は、表６に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３４０１，Ｎｏ．３４０２は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の連続鋳造素材Ｃを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ１４により製造された連続鋳造鋳物である。各比較例合金Ｎｏ．３４０１，Ｎｏ．３４０２及びその製造に使用した素材Ｃの合金組成は、表７に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３５０１～Ｎｏ．３５０３は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の連続鋳造素材Ｃを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ１５により製造された連続鋳造鋳物である。各比較例合金Ｎｏ．３５０１～Ｎｏ．３５０３及びその製造に使用した素材Ｃの合金組成は、表７に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３６０１～Ｎｏ．３６０３は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の連続鋳造素材Ｃを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ１６により製造された連続鋳造鋳物である。各比較例合金Ｎｏ．３６０１～Ｎｏ．３６０３及びその製造に使用した素材Ｃの合金組成は、表７に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３７０１～Ｎｏ．３７０７は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の連続鋳造素材Ｄを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ１８により製造された連続鋳造鋳物である。各比較例合金Ｎｏ．３７０１～Ｎｏ．３７０７及びその製造に使用した素材Ｄの合金組成は、表７に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３８０１は、合金組成が異なる点を除いて上記実施例と同一工程により得られた同一形状の連続鋳造素材Ｄを使用して、上記実施例と同一の工程Ｍ２１により製造された連続鋳造鋳物である。比較例合金Ｎｏ．３８０１及びその製造に使用した素材Ｄの合金組成は、表７に示す通りである。
　比較例合金Ｎｏ．３９０１～Ｎｏ．３９０３は、表７に示す合金組成をなす、厚み２．４ｍｍの市販の質別Ｈ材であり、比較例合金Ｎｏ．３９０４～Ｎｏ．３９０６は、表５に示す合金組成をなす、１５ｍｍ径の市販の棒材である。なお、合金組成上、Ｎｏ．３９０１はＣＤＡ　Ｃ７９２００に、Ｎｏ．３９０２はＪＩＳ　Ｃ３７１０に、Ｎｏ．３９０３はＪＩＳ　Ｃ２８０１に、Ｎｏ．３９０４はＣＤＡ　Ｃ７９２００に、Ｎｏ．３９０５はＪＩＳ　Ｃ３７１２に、またＮｏ．３９０６はＪＩＳ　Ｃ２８００に、夫々該当するものである。
　図１及び図２は、実施例合金Ｎｏ．２０１についてのエッチング面写真である。図１は熱間加工素材Ａの金属組織を示すもので、図１から素材Ａにおけるβ相が網目状になっていることが理解される。図２は素材Ａを６７５℃で熱処理して得られた一次熱処理材Ａ１－２の金属組織を示すもので、図２から理解されるように、高温の熱処理によりβ相の網目形態が解消（分断）されて、β相が分散していること、及びα相がα相の析出によりβ相の占める割合が少なっていることが理解される。
　また、図３及び図４は、実施例合金Ｎｏ．２０１の素材Ａに工程Ｍ２と異なる熱処理又は冷間加工を施したものについてのエッチング面写真である。すなわち、図３は、素材Ａに工程Ｍ２と異なる低温条件の熱処理した（５４０℃で６時間間保持した上、５００℃まで０．４℃／秒で徐冷し、その後、空冷した）熱処理材の金属組織を示すものであり、図４は、工程Ｍ２と異なって素材Ａに熱処理を施すことなく工程Ｍ２と同様の冷間圧延（加工率７０％）を施した冷間加工材の金属組織を示すものである。図３から、α相の析出により、β相の占める割合は減少しているものの、熱処理温度が低いため、β相の網目形態が解消されていないことが理解される。また図４から、冷間圧延前に熱処理を行っていないため、β相量は多く、β相は層状に存在することが理解される。
　図５は、実施例合金Ｎｏ．２０１についての一次冷間加工材Ａ２－２の金属組織を示すエッチング面写真である。図５からは、図２に示す場合と同様にβ相量は少なく、β相は冷間圧延によって圧延方向に延伸されていることが理解される。また、図６は、図５に示す一次加工材Ａ２－２を熱処理（５７５℃）して得られた二次熱処理材Ａ３－２の金属組織を示すエッチング面写真であり、図５と比較すれば明らかなように、β相はマトリックスのα相に均一に分散して、その形状，大きさ（長辺／短辺の平均値等）は前述したような最適形態となっている。
　図７は、図５に示される冷間加工材（実施例合金Ｎｏ．２０１についての一次冷間加工材Ａ２－２）に、工程Ｍ２と異なって、低温での熱処理（４９０℃，８時間）を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング面写真である。図７から、低温での熱処理であるため、図６に示される場合と異なって、α相による析出が不十分で、β相は長く連なっており、また逆にβ相が粒界を中心に析出していることが理解される。また、α相粒も未再結晶状態でβ相量が増大しており、圧延方向に連なる長尺なβ相と微細なβ相とが混在して、前記した長辺／短辺の平均値に関する条件も満足していないことは明らかである。また、図８は、図５に示される冷間加工材（実施例合金Ｎｏ．２０１についての一次冷間加工材Ａ２－２）に、工程Ｍ２における熱処理温度（５７５℃）より低い温度条件での熱処理（５３０℃，３時間，５００℃までの平均冷却速度：０．４℃／分）を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング面写真である。図８から理解されるように、熱処理温度が図７の場合より高いものの工程Ｍ２よりも低いために、α相による析出がまだ不十分で、β相は長く連なっており、長辺／短辺は大きい。図９は、図４に示された冷間加工材（素材をこれに熱処理を施すことなく冷間加工したもの）に、工程Ｍ２と同一条件の熱処理（５７５℃，３時間，５００度までの平均冷却速度：０．４℃／分）を施した熱処理材の金属組織を示すエッチング写真である。図９から、熱処理によりα相が析出してβ相の分断（網目形態の解消）は進んでいるが、まだβ相は長く連なっており、長辺／短辺は大きく、十分とはいえず、素材Ａを冷間加工前に熱処理しないことの不利が明瞭に理解される。
　而して、実施例合金及び比較例合金について、素材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄにおけるβ相の占める割合（以下「素材β相率」という）、β相の長辺・短辺比率（長辺／短辺の平均値）及び長辺が０．５ｍｍ以上であるβ相の０．１ｍｍ2当りの個数（以下「０．５ｍｍ以上のβ相個数」という）を測定すると共に、素材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄに熱処理を施した熱処理材におけるβ相の占める割合（以下「熱処理後β相率」という）を測定し、更に製品（仕上加工前のもの）におけるβ相の占める割合（以下「製品β相率」という）、β相面積（β相の平均面積）、長辺・短辺比率（β相の長辺／短辺の平均値）、１２以下β相率（長辺／短辺の値が１２以下となるβ相の全β相に対する割合）、長辺が０．０６ｍｍ以上であるβ相の０．１ｍｍ2当りの個数（以下「０．０６ｍｍ以上のβ相個数」という）及びα相径（α相の平均結晶粒径）を測定した。
　平均結晶粒径については、ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）法によって求めた。すなわち、ＦＥ－ＳＥＭは日本電子株式会社製　ＪＳＭ－７０００Ｆ、解析にはＴＳＬソリューションズＯＩＭ－Ｖｅｒ．５．１を使用し、平均結晶粒度は解析倍率２００倍と５００倍の粒度マップ（Ｇｒａｉｎマップ）から求めた。平均結晶粒径の算出方法は求積法（ＪＩＳ　Ｈ　０５０１）による。
　β相が占める割合（β相率）については、ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＰ法によって求めた。ＦＥ－ＳＥＭは日本電子株式会社製　ＪＳＭ－７０００Ｆ、解析には株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ－Ｖｅｒ．５．１を使用し、解析倍率２００倍と５００倍の相マップ（Ｐｈａｓｅマップ）から求めた。
　β相の長さ（長辺，短辺）及び面積は、ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＰ法によって求めた。解析倍率２００倍と５００倍の相マップから画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」により２値化し、β相の最大長さおよび長辺長さと短辺長さの比を求めた。
　これらの測定，算定結果は表８～１４に示す通りであり、実施例合金がα相，β相に関して前述した適正条件を満足していることが確認された。なお、０．５ｍｍ以上のβ相個数及び０．０６ｍｍ以上のβ相個数については、当該表において、最適範囲である５個以内のものは「○」で示し、最適範囲ではないが適正範囲である１０個以内で５個を超えるものは「△」で示し、適正範囲外の１０個を超えるものは「×」で示した。鋳物のマクロ組織は、金型で作られた内径４０ｍｍ、高さ５０ｍｍの鋳型に溶湯を鋳込み、横断面を研摩し、硝酸でマクロ組織を出現させた。マクロ組織は、実物大から２５倍程度に拡大し、比較法により平均結晶粒度(表においては「マクロ組織の結晶粒度」と表示してある)を求めた。
　また、実施例合金及び比較例合金について、次のようにして熱間・冷間加工性，ねじり強度，衝撃強さ，曲げ性，耐摩耗性，プレス成形性，被削性等を確認した。
（熱間・冷間加工性）
　熱間加工性については、熱間圧延後の割れ状況（素材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの割れ状況）により評価した。その結果は表１５～１９及び表２５，２６に示す通りであった。当該表においては、外観目視で割れ等の損傷が全くないもの又は割れがあっても微細（５ｍｍ以下）であるものについては実用性に優れるとして「○」で示し、１０ｍｍ以下の耳割れが全長に渡り１０箇所以下であるものについては実用可能であるとして「△」で示し、１０ｍｍ以上の大きな割れ及び／又は１０ｍｍ以下の小さな割れが１０箇所を超えるものについては、実用性困難（実用上大きな手直しが必要）として「×」で示した。また、冷間加工性については、冷間圧延後の割れ状況（冷間加工材の割れ状況）により評価した。その結果は表６～１０に示す通りであった。当該表においては、外観目視で割れ等の損傷が全くないもの又は割れがあっても微細（３ｍｍ以下）であるものについては実用性に優れるとして「○」で示し、３ｍｍを超え７ｍｍ以下の耳割れが生じているものについては実用可能であるとして「△」で示し、鋳物の欠陥以外に７ｍｍを超える大きな割れが生じているものについては実用性困難として「×」で示した。表１５～１９に示す結果から、実施例合金では、熱間加工性，冷間加工性に問題がないことが確認された。一方、比較例から、Ｃｕ濃度が高い、またはＭｎ／Ｎｉが低いと熱間割れを生じやすくなり、Ｃｕ濃度が低い、またはＭｎ／Ｎｉが低い、またはβ相の占める割合が高い、またはβ相の形状が悪いと冷間割れを生じやすいことが確認された。
（ねじり強度）
　ねじり強度については、実施例合金及び比較例合金からねじり試験片（長さ：３２０ｍｍ，チャック部の径：１４．１ｍｍ，平行部の径：７．８ｍｍ，平行部の長さ：１００ｍｍ）を採取してねじり試験を行い、永久変形が１°の場合におけるねじり強度（以下「１°ねじり強度」という）と４５°の場合におけるねじり強度（以下「４５°ねじり強度」という）を求めた。その結果は表６～１０に示す通りであった。棒材と板材との形状は異なるが、僅かの変形でもキーは挿入することが不可となり、４５°の変形はキーとしての修復が不可となり、安全上も問題となる。かかるねじり試験の結果から、実施例合金では、このような問題が生じないことが確認された。
（耐衝撃性）
　上記した実施例合金及び比較例合金から衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準じたＶノッチ試験片）を採取してシャルピー衝撃試験を行い、衝撃強さを測定した。その結果は、表１５～１９及び表２５，２６に示す通りであり、ｆ１～ｆ４の関係式、β相の量、形状を満足する実施例合金は耐衝撃性に優れることが確認された。
（曲げ性）
　実施例合金及び比較例合金から曲げ試験片（厚み：２．４ｍｍ）を採取し、曲げ部の半径がｔ／２（１．２ｍｍ）となる治具を用いて、試験片の９０°曲げを行った。その結果は、表１５～１９及び表２５，２６に示す通りであった。当該表にあっては、９０°曲げによりクラックが生じなかったものについては曲げ性に優れるとして「○」で示し、開口又は破壊には至らない小さなクラックが発生したものについては一般的な曲げ性を有するものとして「△」で示し、クラックが開口又は破壊に至っているものについては曲げ性に劣るとして「×」で示した。かかる結果から、ｆ１～ｆ４の関係式、β相の量、形状を満足する実施例合金は曲げ性に問題がないことが確認された。なお、Ｃｕ濃度が低い、またはＭｎ／Ｎｉが低い、またはβ相の占める割合が高い、またはβ相の形状が悪いと曲げ加工性が悪くなることが確認された。
（耐摩耗性）
　実施例合金及び比較例合金から試験片を採取して、ボールオンディスク摩耗試験機（神鋼造機株式会社製）による摩耗試験を行った。すなわち、１０ｍｍ径のＳＵＳ３０４ボールを摺動材として５ｋｇｆ（４９Ｎ）の荷重をかけて、無潤滑で摩耗速度０．１ｍ／ｍｉｎで１０ｍｍ径の円周回転摩耗を２５０ｍの摺動距離として摩耗試験を実施し、試験前後の重量を測定することによって、その差を摩耗量として算出した。その結果は表１５～１９及び表２５，２６に示す通りであり、実施例合金は耐摩耗性に優れることが確認された。
（プレス成形性）
　キー形状に類似するＴ字型の金型を使用して、実施例銅合金及び比較例銅合金をプレス成形（片側クリアランス：０．０５ｍｍ）し、ダレの領域の長さ，カエリの大きさ（長さ），製品（破断部）の寸法差（真っ直ぐに精度良くプレスされているか）によりプレス成形性を評価した。その結果は表１５～１９及び表２５，２６に示す通りであった。ダレについては、ダレの領域が０．１８ｍｍ以下（板厚の７％）であるものをプレス成形性が良であるとして「○」で示し、当該領域が０．１ｍｍを超え０．２６ｍｍ未満（板厚の１０％）であるものをプレス成形性が可であるとして「△」で示し、当該領域が０．２６ｍｍ以上であるものをプレス成形性が不可であるとして「×」で示した。また、カエリについては、カエリ（ふくれ）がない場合をプレス成形性が良であるとして「○」で示し、カエリの高さが０．０１ｍｍ未満であるものをプレス成形性が可であるとして「△」で示し、カエリの高さが０．０１ｍｍ以上であるものをプレス成形性が不可であるとして「×」で示した。また、寸法差については、それが０．０７ｍｍ以下であるものをプレス成形性が良であるとして「○」で示し、寸法差が０．０７ｍｍを超え０．１１ｍｍ未満であるものをプレス成形性が可であるとして「△」で示し、寸法差が０．１１ｍｍ以上であるものをプレス成形性が不可であるとして「×」で示した。ところで、プレス成形品としては、当然に、カエリがなく、ダレが少なく、厚み方向の（製品幅）寸法精度が良いことが望まれ、特に、プレス成形品がキーである場合には、これらの点はキーの高性能化を達成するためには欠かせないものであるが、表１５～１９からも、実施例合金はかかる条件を満足するものであることが確認された。また、寸法精度等については、破面の７５％以上がせん断または破断面であることが好ましいが、実施例合金では、基本的に、破断面の占める割合が７５％以上であった。さらに、工具寿命は破断面が多い方が良いことは勿論であるが、β相率，β相の形状が適正であれば、プレス成形時に均一な破壊が行なわれることから、多くの破断面が生じるものと考えられ、ｆ１～ｆ４の関係式、β相の量、形状を満足する実施例合金では良好なプレス成形が行わることが理解される。
（被削性）
　実施例合金及び比較例合金からドリル切削試験片（１４．５ｍｍの厚板及び１４．５ｍｍ径の棒材）を採取して、無潤滑でドリル切削試験を行い、ドリルのトルクを測定した。すなわち、ハイス社製のＪＩＳ標準ドリルを使用して、径：３．５ｍｍ，深さ：１０ｍｍのドリル穴を回転数：１２５０ｒｐｍ，送り：０．０７ｍｍ／ｒｅｖの条件でドリル切削し、その切削によって生じるトルクを電気信号に変換してレコーダーに記録し、これを再びトルクに換算した。その結果は、表２０～２４及び表２７，２８に示す通りであった。また、工具寿命については、１４．５ｍｍの厚板を用い、１つのドリル切削が終わってから５秒後に再びドリル切削をする実験を３０回繰返し行なった。なおドリル切削後の次のドリル切削位置は、前回のドリル切削位置から１８～２５ｍｍ離れた場所とした。工具寿命の評価は、始めの３回におけるドリル切削のトルクの平均値を求め、そのトルクの平均値が１０％増になった時、ドリルが摩耗したと判断し、表１１～１５においては、このトルク平均値が１０％増になるまでの切削回数を示した。表２０～２４及び表２７，２８に示すドリル試験結果（トルク，切削回数）から、実施例合金は工具寿命を含めた被削性に優れるものであることが確認された。この結果は、β相の割合，形状に大きく依存し、Ｐｂ等の被削性向上元素の微量添加、ｆ５の値に影響を受け、また［Ｍｎ］／［Ｎｉ］にも依存していることが理解される。なお、適正範囲内において、β相の占める割合が多いほど、Ｐｂ等の被削性向上元素の添加量が多いほど、ｆ５の値が高いほど被削性はよい。
（耐応力腐食割れ性）
　実施例合金及び比較例合金から上記曲げ試験片同様の試験片を採取し、これを９０°曲げしたものを使用して、ＪＩＳに規定された方法で耐応力腐食割れ試験を行った。すなわち、等量のアンモニア水と水を混合した液を用いてアンモニア暴露を行った上、硫酸で洗った後に１０倍の実体顕微鏡で割れの有無を調査し、耐応力腐食割れ性の評価を行った。その結果は、表２０～２４及び表２７，２８(表においては「応力腐食割れ性」と表示してある)に示す通りであった。当該表においては、２４時間暴露では割れのないものを耐腐食割れ性が良好である（実用上の問題はない）として「○」で示し、２４時間暴露で割れを生じたが４時間暴露では割れが生じなかったものを、一般的な耐応力腐食割れ性を有する（問題はあるが実用可能である）として「△」で示し、４時間暴露で割れを生じたものを、耐応力腐食割れ性に劣るもの（実用困難）として「×」で示した。表２０～２４の結果から、実施例合金は、実用上、耐応力腐食割れ性に問題ないことが確認された。なお、比較例から、β相の占める割合が多いほど、Ｍｎ量が多いほど、またＭｎ／Ｎｉが高い程、耐応力腐食割れ性が劣ることが理解される。
　まとめると、比較例合金は、本発明の組成の範囲またはｆ１～ｆ４の関係式を満たしていない場合、β相の量、β相の形状（平均面積、長短比率、分断）が所定の要件を満たさないことが多くなり、プレス成形性や被削性が悪い。また、β相の要件を満たしても、Ｍｎ量やＭｎ/Ｎｉ比率が本発明範囲外であると、熱間または冷間加工性、曲げ性、プレス成形性、被削性、耐摩耗性のうち少なくとも１つ以上、多くは複数の特性が悪い。Ｃｕ濃度またはｆ１の値が高いと、熱間加工性が悪く、低いと冷間加工性や曲げ性が悪い。Ｐｂ等は、微量の添加で、衝撃強さがわずかに低下する程度で、その他の諸特性をほとんど損なわずに、被削性やプレス成形性を改善できる。Ｚｒ、Ｐの配合比率を含む好ましい範囲での共添加は、鋳物の段階で、結晶粒を微細化できるので、第１回目の熱処理でβ相は分断され、好ましい形状になり、最終製品の被削性等が向上する。特に連続鋳造物について、両元素の共添加の効果は大きい。組成、ｆ１からｆ４を満足し、適切な熱処理を施すことにより得られた本発明合金は、プレス成形性、熱間・冷間の加工性、曲げ特性、ねじり強さ、衝撃強さ、耐摩耗性、耐食性等、キー等の用途に必要な諸特性を具備することができた。
（色調）
　実施例合金及び比較例合金について、ＪＩＳ　Ｚ　８７２２－１９８２に準拠した物体色の測定方法を実施し、その結果を表２０～２４及び表２７，２８において、ＪＩＳ　Ｚ　８７２９－１９８０で規定されているＬ，ａ，ｂ表色系で示した。具体的には、ミノルタ社製の分光測色計「ＣＭ－２００２」を使用して、ＳＣＩ（正反射光込み）方式でＬ，ａ，ｂ値を測定した。
　Ｌ（彩度）については、Ｃｕ，Ｎｉの添加量が多いほど高め、Ｍｎの添加量が多いほど低めとなる。添加元素ではＡｌの微量添加で若干プラス目となる。
　ａ（プラス方向：赤，マイナス方向：緑）については、［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＜１４では基本的にプラスであり、若干赤味が強い。［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＞１４でマイナスとなり赤味がなくなってくる（ａ＝０は白又は黒を示す）。マイナス値は、Ｎｉ添加量が多い程若しくはＭｎ添加量が少ない程、大きくなる。すなわち、銀白色性を得るためには、少なくとも［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］が１３以上であることが好ましい。
　ｂ（プラス方向：黄，マイナス方向：青）については、［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］が少ないほど大きめ（黄色め）である。実施例合金は、ｂ値のバラツキ少なく、低目（白色）であることが理解できる。前記を含め、銀白色性を得るためには、少なくとも［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］が１３以上であることが好ましい。
　さらに、ＪＩＳ　Ｚ　２３７１に規定する塩水噴霧試験を行い、色測定を行った。すなわち、噴霧室内に設置したサンプルに５％ＮａＣｌ溶液を３５℃（正確には３５±２℃）で噴霧し、所定時間（２４時間）後に取り出して色差計により色測定を行った。その結果は表２０～２４及び表２７，２８に示す通りであった。
　また、上記の塩水噴霧試験を行ったものについて、更に上記した物体色の測定方法（ＪＩＳ　Ｚ　８７２２－１９８２に準拠した物体色の測定方法）を実施して、塩水噴霧試験後の色変化を確認した。その結果は表２０～２４及び表２７，２８(表においては「試験前後の色差」と表示してある)に示す通りであった。塩水噴霧によりＬ（彩度）は低下し、光沢がなくなってくる。ａはプラス方向、ｂもプラス方向に変化し、赤褐色系等の色調が強くなる。つまり、塩水噴霧により全面腐食を呈し、腐食により酸化銅系の赤褐色生成物が認められるようになり、光沢がなくなり、赤味が強くなる。変化の度合いはＮｉ，Ｍｎの合計添加量が少ないほど顕著であり、Ｍｎ／Ｎｉが適正範囲から外れると、その度合いは大きくなる。Ａｌは耐食性の向上（色差変化が少ない）に寄与しうる。Ｃｕ量についてはａのプラス方向への変化が大きくなる傾向にある。表２０～２４及び表２７，２８から、実施例合金は、Ｌ，ａ，ｂの何れについてもい比較例合金に比して塩水噴霧試験前後の変化が小さく、色差が１０以下となっており、耐変色性に優れることが理解される。
　以上の実施例から、本発明の銀白色銅合金が前述した効果を奏するものであることが容易に理解される。
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Claims (11)

  1. 　Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％と、Ｚｎ：残部とからなり、且つＣｕの含有量[Ｃｕ]ｍａｓｓ％、Ｎｉの含有量[Ｎｉ]ｍａｓｓ％及びＭｎの含有量[Ｍｎ]ｍａｓｓ％相互間に、ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．４×［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＝６２．０～６４．０、ｆ２＝［Ｍｎ］／［Ｎｉ］＝０．４９～０．６８及びｆ３＝［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＝１３．０～１５．５の関係が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことを特徴とする銀白色銅合金。
  2. 　Ｃｕ：４７．５～５０．５ｍａｓｓ％と、Ｎｉ：７．８～９．８ｍａｓｓ％と、Ｍｎ：４．７～６．３ｍａｓｓ％と、Ｐｂ：０．００１～０．０８ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００１～０．０８ｍａｓｓ％、Ｃ：０．０００１～０．００９ｍａｓｓ％及びＳ：０．０００１～０．００７ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素と、Ｚｎ：残部とからなり、且つＣｕの含有量[Ｃｕ]ｍａｓｓ％、Ｎｉの含有量[Ｎｉ]ｍａｓｓ％及びＭｎの含有量[Ｍｎ]ｍａｓｓ％相互間に、ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．４×［Ｎｉ］＋０．３×［Ｍｎ］＝６２．０～６４．０、ｆ２＝［Ｍｎ］／［Ｎｉ］＝０．４９～０．６８及びｆ３＝［Ｎｉ］＋［Ｍｎ］＝１３．０～１５．５の関係が成立する合金組成をなし、α相のマトリックスに面積率で２～１７％のβ相が分散する金属組織をなすことを特徴とする銀白色銅合金。
  3. 　β相の面積率による含有量［β］％とＰｂの含有量[Ｐｂ]ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量[Ｂｉ]ｍａｓｓ％、Ｃの含有量[Ｃ]ｍａｓｓ％及びＳの含有量[Ｓ]ｍａｓｓ％との間に、ｆ５＝［β］＋１０×（[Ｐｂ]－０．００１）1/2＋１０×（[Ｂｉ]－０．００１）1/2＋１５×（［Ｃ］－０．０００１）1/2＋１５×（［Ｓ］－０．０００１）1/2＝２～１９の関係が成立することを特徴とする、請求項２に記載する銀白色銅合金。
  4. 　Ａｌ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００１～０．０９ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００５～０．０３５ｍａｓｓ％及びＭｇ：０．００１～０．０３ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有することを特徴とする、請求項１に記載する銀白色銅合金。
  5. 　Ａｌ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００１～０．０９ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００５～０．０３５ｍａｓｓ％及びＭｇ：０．００１～０．０３ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有することを特徴とする、請求項２に記載する銀白色銅合金。
  6. 　Ａｌ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００１～０．０９ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００５～０．０３５ｍａｓｓ％及びＭｇ：０．００１～０．０３ｍａｓｓ％から選択された１種以上の元素を更に含有することを特徴とする、請求項３に記載する銀白色銅合金。
  7. 　α相の平均結晶粒径が０．００３～０．０１８ｍｍであり、β相の平均面積が４×１０-6～８０×１０-6ｍｍ2であり、β相の長辺／短辺の平均値が２～７であり、且つ長辺／短辺の値が１２以下となるβ相の全β相に対する割合が９５％以上であるか、又は長辺が０．０６ｍｍ以上であるβ相が０．１ｍｍ2当り１０個以内であることを特徴とする、請求項１～６の何れかに記載する銀白色銅合金。
  8. 　熱間加工素材又は連続鋳造素材に第１回目の熱処理を施したものにおいて、β相の含有量（面積率）が３～２４％であり、β相の長辺／短辺の平均値が２～１８であり、且つ長辺／短辺の値が２０以上となるβ相の全β相に対する割合が３０％以下であるか、又は長辺が０．５ｍｍ以上であるβ相が１ｍｍ2当たり１０個以内であることを特徴とする、請求項１～６の何れかに記載する銀白色銅合金。
  9. 　キー、キーブランク又はプレス加工品の構成材として使用されるものであることを特徴とする、請求項１～６の何れかに記載する銀白色銅合金。
  10. 　請求項１～６の何れかに記載する銀白色銅合金を製造する方法であって、熱間加工素材又は連続鋳造素材に一回以上の熱処理（加熱温度：５５０～７６０℃，加熱時間：２～３６時間，５００℃までの平均冷却速度：１℃／分以下）及び冷間加工を施すことによって、当該銅合金である熱間加工物を得るようにしたことを特徴とする、銀白色銅合金の製造方法。
  11. 　第２回目以降の熱処理が、加熱温度：５５０～６２５℃，加熱時間：２～３６時間の条件で行われる加熱工程を具備するものであり、最終の熱処理の後に行われる冷間加工の加工率が５０％以下であることを特徴とする、請求項１０に記載する銀白色銅合金の製造方法。
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