高强度高导电铜棒线材的制作方法

专利名称：高强度高导电铜棒线材的制作方法
技术领域：
本发明涉及通过包括连续铸造轧制的工序制造的高强度高导电铜棒线材。
背景技术：
历来，作为电导体使用铜棒线材，在各种领域使用。例如，也使用于汽车的束线， 与地球温暖化相关而为了提高汽车的每公升燃料行驶的公里数，所以要求车体重量的轻量 化。但是，由于汽车的高度信息化、电子化、及混合动力化，束线的使用重量有增大的趋势。 并且，铜是高价的金属，汽车行业还有降低成本的要求。因此，若使用具有高强度且高导电 性，并且耐弯曲性、延展性优良的束线用铜线材，则能够减少铜的使用量，可以进行轻量化 及成本降低。这样，高强度高导电铜棒线材的发明是应时代的要求的发明。该束线中有几个种类，从功率类到只能流过微弱电流的信号类多种多样。前者首 先作为第1条件要求接近纯铜的导电性，后者要求特别高的强度，所以需要根据用途取得 强度和导电性的平衡的铜线。此外，机器人用、航空机用布电线等，要求高强度/高导电并 且耐弯曲性。这些布电线用进一步增大耐弯曲性，铜线材在结构上大多作为由几根、几十根 细线构成的线来使用。而且，使用于焊嘴等的铜棒材也要求高强度、高导电。在此，在本说 明书中，线材是指直径、或对边距离小于6mm的产品，即使线材被切断为棒材，也称为线材。 棒材是指直径或对边距离为6mm以上的产品，即使棒材为线圈状，也称为棒材。一般，材料 的外径粗的产品被切断为棒状，细的产品以线圈状出厂。但是，直径或对边距离为4 16mm 时，由于这些混在一起，所以在此定义。此外，将棒材和线材统称为棒线材。此外，本发明的高强度高导电铜棒线材(以下简称为高性能铜棒线材)根据所使 用的用途，要求如下的特性。由于随着连接器的小型化，雄侧的细线化发展，所以连接器用线、总线条要求耐受 连接器的插拔的强度和导电性。由于还存在使用中的温度上升，所以也需要抗应力缓和特 性。对线切割(放电加工)用线要求高导电、高强度、耐磨耗性、高温强度、耐久性。对接触导线需要高导电、高强度，还要求使用中的耐久性、耐磨耗性、高温强度。一 般称为接触导线，但是Φ20πιπι的产品多，在本说明书中加入棒的范畴。对焊嘴要求高导电、高强度、耐磨耗性、高温强度、耐久性。对电气部件，例如汇流条、转子条、接线端、电极、继电器、功率继电器、连接器、连 接端子、固定件等要求高导电、高强度。而且，螺母等的机械部件、水龙头金属零件通过从棒 材切削、挤压、或锻造制造，所以要求高导电、高强度、耐磨耗性。另外，在功率继电器或使用 于电机的转子条等的电气部件或水龙头用途等，从接合部的可靠性的观点来看，作为接合 的手段，大多使用钎焊，例如需要700°C的高温加热后也保持高的强度的耐热特性。另外，在 本说明书的耐热特性是指加热到500°C以上的高温，也难以再结晶，加热后的强度优良的特 性。机械部件、或水龙头金属零件用途进行挤压、锻造，在后加工中加入滚压和局部切削。特别是，需要冷成形性、成形的容易性、高强度和耐磨耗性，要求无应力腐蚀裂纹。而且，铜棒材的制造方法的连续铸造轧制法的生产性高、成本低。一般，将通过熔 解/铸造得到的一边为几十毫米(剖面积为1000 9000mm2、一般4000mm2左右)的梯形、 多角形、椭圆形状、圆筒形的铸造棒在铸造后连续通过8 20个轧制环以热状态轧制(加 工率70 99. 5% )，得到剖面积35 700mm2( —般，IOOmm2)、剖面为圆形、椭圆形、及多角 形状的棒材。将该棒材进一步通过拉拔而拔出，使棒材变细，并且，通过拔丝做成线材(将拔出 该棒材的拉拔和拔出线材的拔丝统称记为拉拔/拔丝)。或者，从棒材通过一种的挤压(一 般，称为使其一致)，制作汇流条或多角形、或剖面为复杂的形状的棒材。连续铸造轧制法基 本作为在宽的温度范围下的热轧时的变形阻抗低、凝固之后热变形能优良的纯铜电线用素 材的制造方法来使用。但是，将合金元素添加到纯铜，则在热环境下的变形阻抗变高，变形 能变差。特别是，通过元素的添加，产生凝固温度范围，固相线温度下降，所以铜合金不适于 要求凝固之后热变形能优良的连续铸造轧制。即，为了通过连续铸造轧制来制作铜合金的 棒线材，需要热变形阻抗低、凝固之后的热变形能优良。此外，已知以合计含有0. 15 0. 8mass %的Sn和In，并且余量由Cu及不可避免的 杂质构成的合金组成的铜棒线材(例如，参照日本专利公开2004-137551号公报)。但是， 在这种铜棒线材中，强度不充分，而且，不进行连续铸造轧制，而个别独立进行铸造工序、轧 制工序，所以成为高成本。

发明内容
本发用于消除上述问题，其目的在于，提供一种高强度、高导电且低成本的高强度 高导电铜棒线材。为了实现上述目的，本发明的高强度高导电铜棒线材，通过包括连续铸造轧制的 工序制造，其含有如下的合金组成0. 12 0. 32mass%^ Co、0. 042 0. 095mass%^ P、 0. 005 0. 70mass%^ Sn、0. 00005 0. 0050mass%^ 0，在 Co 的含量[Co]mass%禾口 P 的 含量[P]maSS%2间具有3.0彡([Co]-0. 007)/([P]-0. 008)彡6. 2的关系，并且余量由Cu 及不可避免的杂质构成。根据本发明，通过Co及P的化合物均勻地析出、和Sn的固溶，高强度高导电铜棒 线材的强度和导电率提高。并且，通过连续铸造轧制制造，所以成为低成本。此外，高强度高导电铜棒线材，通过包括连续铸造轧制的工序制造，其含有如下合 金组成0. 12 0. 32mass%& Co、0. 042 0. 095mass%& P、0. 005 0. 70mass%& Sn、 0. 00005 0. 0050mass%^ 0，并且含有 0. 01 0. 15mass%^ Ni、或 0. 005 0. 07mass% 的Fe中的任意1种以上，在Co的含量[Co]maSS%、Ni的含量[Ni]maSS%、Fe的含量[Fe] mass%禾口 P 的含量[P]mass%之间，具有 3. 0 ^ ([Co]+0. 85X [Ni]+0. 75X [Fe]-0. 007)/ ([P]-0. 008)彡 6. 2、及 0.015 彡 1. 5X [Ni]+3X [Fe] ( [Co]的关系，并且余量由 Cu 及不 可避免的杂质构成。由此，由于Ni及Fe，Co、P等的析出物变得微细，高强度高导电铜棒线 材的强度及耐热特性提高。优选高强度高导电铜棒线材还含有0. 002 0. 5mas s %的Ζη、0. 002 0. 25mass%&Mg、0. 002 0. 25mass% 的 Ag、0. 001 0. Imass% ^ Zr 中的任意 1 种以上。由此，使在铜材料的再利用过程中混入的S通过Zn、Mg、Ag、&无害化，防止中温脆性，进一 步强化合金，所以高强度高导电铜棒线材的延展性和强度提高。优选高强度高导电铜棒线材在上述连续铸造轧制的总的热加工率为75%以上、低 于95%时，完成上述连续铸造轧制的金属组织的未再结晶率为1 60%，并且，再结晶部分 的平均晶粒直径为4 40 μ m，上述热加工率为95%以上时，完成上述连续铸造轧制的金属 组织的未再结晶率为10 80 %，并且，再结晶部分的平均晶粒直径为2. 5 25 μ m。由此， 在连续铸造轧制素材的阶段，具有未再结晶组织，再结晶粒径小，所以高强度高导电铜棒线 材的强度提高。优选高强度高导电铜棒线材在上述连续铸造轧制的轧制开始温度为860°C至 10000C之间，总的热加工率为75 %以上，在从850°C至400°C的温度区域的平均冷却速度为 10°C /秒以上。由此，以适当的高温度开始轧制，以适当的冷却速度冷却，所以到最终的金 属丝为止能够以无功率的轧制设备进行轧制，Co、P等的大部分成为固溶状态。由于Co、P 等的大部分成为固溶状态，所以通过之后的热处理，微细析出物均勻地分散，强度、耐热特 性变高，导电率也变好。优选高强度高导电铜棒线材在上述连续铸造轧制后实施冷拉拔/拔丝加工，在上 述冷拉拔/拔丝加工的前后、或期间在350°C 620°C下实施0. 5 16小时的热处理，均勻 地分散有大致圆形、或大致椭圆形的微细的析出物，上述析出物的平均粒径为2 20nm，或 者所有的析出物的90%以上为30nm以下的大小。由此，均勻地分散有微细析出物，所以强 度、耐热特性高，导电率也良好。优选高强度高导电铜棒线材在冷拔丝加工期间、或之后，在200 700°C下实施 0.001秒 180分钟的热处理，耐弯曲性优良。由此，耐弯曲性优良，所以线材的可靠性变 好。本说明书中的耐弯曲性优良是指，例如在外径为2mm的线材时，重复弯曲次数为15次 以上，外径为0. 8mm时，重复弯曲次数为20次以上。优选高强度高导电铜棒线材在外径3mm以下的线材中，耐弯曲性优良。由于耐弯 曲性优良，所以，可以使用于重复被弯曲的用途。优选高强度高导电铜棒线材在外径3mm以下的线材中，导电率为45(% IACS)以 上，设导电率为IACS)、拉伸强度为S(N/mm2)时，(R172XS)的值为4300以上，并且耐弯 曲性优良。由此，由于(R1/2XS)的值为4300以上，并且耐弯曲性优良，所以，可以使用于要 求导电性和强度的用途上，而且，可以使外径细，成为低成本。优选高强度高导电铜棒线材使用于束线。高强度高导电铜棒线材的强度或耐弯曲 性良好，所以束线的可靠性变好，而且，可以使外径细，设为低成本。优选高强度高导电铜棒线材导电率为45(% IACS)以上，伸长为5%以上，设导电 率为IACS)、拉伸强度为S(N/mm2)、伸长为L(%)时，(R172XSX (100+D/100)的值为 4200以上。由此，可以使用于要求导电性、伸长、和强度的用途，而且，可以使外径细，成为低 成本。优选高强度高导电铜棒线材在400°C下的拉伸强度具有180(N/mm2)以上的高温强 度。由此，高温强度高，所以，可以在高温下使用棒线材，而且，可以使外径细，成为低成本。优选高强度高导电铜棒线材使用于冷锻造用途、或挤压用途。均勻地分散有微细 析出物，所以，冷锻造品或挤压品的强度变强。而且，即使用功率弱的加工设备，也可以容易地进行冷锻造或挤压成型，通过加工后的热处理，强度和导电性变好，所以，不需要功率强 的设备，成为低成本。优选高强度高导电铜棒线材在700°C下加热30秒后的维氏硬度(HV)为90以上， 导电率为45(% IACS)以上，并且，上述加热后的金属组织中的析出物的平均粒径为2 20nm、或者所有的上述析出物的90%以上为30nm以下、或者上述金属组织中的再结晶化率 为45%以下。由此，耐热特性优良，所以，可以在暴露于高温状态的环境下加工、使用。或 者，短时间高温加热后的强度下降少，所以，可以使棒/线材的直径细，或者，减小棒/线材、 挤压品、冷锻造品，成为低成本。


图1是本发明的实施方式涉及的高性能铜棒线材的制造工序A及B的流程图。图2是该高性能铜棒线材的制造工序C的一部分流程图。图3是该高性能铜棒线材的制造工序C的一部分流程图。图4是现有的CllOO的棒线材的制造工序ZA、ZB、及ZC的流程图。图5是现有的高性能铜棒线材的制造工序G及H的流程图。图6是实施方式涉及的高性能铜棒线材的实验室测试的制造工序E、F、ZE、ZF的 流程图。图7(a)是该高性能铜棒线材的连续铸造轧制后的表面附近(从中心6/7R)的金 属组织照片，7(b)是该高性能铜棒线材的连续铸造轧制后的从中心1/2R部分的金属组织 照片，7(c)是现有的CllOO的连续铸造轧制后的表面附近(从中心6/7R)的金属组织照片， 7(b)是现有的CllOO的连续铸造轧制后的从中心1/2R部的金属组织照片。图8是该高性能铜棒线材的制造工序a2的透射型电子显微镜照片。
具体实施例方式对本发明的实施方式涉及的高性能铜棒线材进行说明。在本发明中，提出技术方 案1至技术方案4涉及的高性能铜棒线材中的合金组成的第1发明合金、第2发明合金、第 3发明合金。在本说明书中，表示合金组成时，如[Co]加括号的元素符号设为表示该元素的 含量值。此外，统称第1至第3发明合金而称为发明合金。第1发明合金的合金组成含有0. 12 0.32maSS% (优选0. 14 0. 32maSS%、更 优选 0. 16 0. 29mass% )的 Co、0. 042 0. 095mass% (优选 0. 047 0. 095mass%、更优 选 0. 051 0. 089mass% )的 Ρ、0· 005 0. 70mass% (优选 0. 005 0. 40mas 、更优 选0. 01 0. 19mas s%，重视导电性时，优选0. 005 0. 095mass%、进一步优选0. 005 0. 045mass% )的 Sn、0. 00005 0. 0050mass%^ 0，在 Co 的含量[Co]mass%禾口 P 的含量 [P]mass%之间，具有设Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] -0. 008)，Xl为3. 0 6. 2，优选3. 1 5. 7，更优选3. 3 5. 1，最佳为3. 5 4. 5的关系， 并且余量由Cu及不可避免的杂质构成。第2发明合金的合金组成中，Co、P、Sn的组成范围与第1发明合金相同，并且含有 0. 01 0. 15mass% (优选 0. 02 0. 12mas s %，更优选 0. 025 0. 09mass% )的 Ni、或
70. 005 0. 07mass% (优选 0. 008 0. 05mass%，更优选 0. 015 0. 035mass% )的 Fe 中 的任意1种以上，在Co的含量[Co]mass%,Ni的含量[Ni]mass%,Fe的含量[Fe]mass 和P的含量[P]mass%之间，具有设X2 = ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 008)，X2为3. 0 6. 2，优选3. 1 5. 7，更优选3. 3 5. 1，最佳为3. 5 4. 5的关系，
并且，具有设X3 = 1. 5 X [Ni] +3 X [Fe]X3 为 0.015 [Co]，优选 0. 035 (0. 9X [Co])，更优选 0. 05 (0.8X [Co])的 关系，并且，余量由Cu及不可避免的杂质构成。第3发明合金是在第1发明合金、或第2发明合金的组成中进一步含有0. 002 0. 5mass%&Zn、0· 002 — 0. 25mass% 的 Mg、0. 002 — 0. 25mass% 的 Ag、0. 001—0. Imass % 的ττ中的任意1种以上的合金组成。接着，对高性能铜棒线材的制造条件进行说明。熔解原料后，进行连续铸造轧制， 其后通过拉拔/拔丝工序制造棒材。也可以不进行拉拔/拔丝工序，仅进行连续铸造轧制。 通过连续铸造轧制，轧制到外径8 25mm。轧制开始温度为860 1000°C，总的热加工率 为75%以上，最终通过后的温度，例如在外径8mm的场合为500 600°C，外径20mm的场合 为600 700°C。而且，从850°C至400°C的平均冷却速度为10°C /秒以上。另外，总的热加 工率是指(1_(连续铸造轧制后的棒线材的剖面积)/(轧制前的铸件的剖面积))X 100%。在连续铸造轧制后，可以在350 620°C下进行0. 5 16小时的热处理THl。该 热处理THl主要是以析出为目的，可以在拉拔/拔丝工序的期间或拉拔/拔丝工序后进行， 也可以进行多次。此外，在拉拔/拔丝工序后在200 700°C下进行0. 001秒 180分钟的 热处理TH2。该热处理TH2主要以恢复为目的，也可以进行多次，而且，在该热处理TH2后， 可以再次进行拉拔/拔丝工序，在该热处理TH2后的拉拔/拔丝工序之后，可以再次进行热 处理TH2。接着，对各元素的添加理由进行说明。Co以单独的添加得不到高强度、高导电性， 但是通过与P、Sn的共同添加，不损伤热、电传导性，得到高强度、高耐热特性。用单独的Co 是稍微提高强度的程度，没有显著的效果。若超过上限(0. 32maSS%)，则效果饱和，高温变 形阻抗变高，热轧加工性下降。而且，不损害导电性。若小于下限(0. 12maSS%)，则与P共 同添加，也未提高强度、耐热特性，并且，不形成作为目标的未再结晶组织。而且，不成为再 结晶粒微细化的金属组织。P在与Co、Sn的共同添加下，不损伤热、电传导性，得到高强度、高耐热特性。单独 的P提高熔汤流动性、强度，使结晶粒微细化。若超过上限(0.095maSS%)，则上述效果饱 和，热、电传导性受损。在铸造时、热轧时容易产生断裂。并且，延展性、特别是重复弯曲加 工性变差。若低于下限(0. 042maSS%)，则强度、耐热特性不良，并且，不形成作为目标的金 属组织。Co、P通过上述组成范围下的共同添加，强度、耐热特性、高温强度、耐磨耗性、热变 形阻抗、变形能、导电性变好。特别是，需要减小完成连续铸造轧制的金属丝的尺寸时，例 如，剖面积为 80mm2 左右、或其以下时，Co 0. 16 0. 29mass%,P 0. 051 0. 089mass%^j 最佳。Co、P的组成在一方低时，上述的特性均不发挥显著的效果。过多时，与各自单独添
8加时同样地，产生成本增加、热变形能的下降、热变形阻抗的增大、热加工断裂、弯曲加工断 裂等的不良状况。Sn要求上述的组成范围，但是，高性能铜棒线材不特别需要高的强度，在需要高导 电时，0. 005 0. 095mass%*优良，进一步0. 005 0. 045mass%*最佳。相反，在棒材用 途中，将重点放在强度时，0. 03 0. 40maSS%较好，在需要使金属丝变细的线材用途，Sn提 高热变形阻抗，所以0. 05 0. 19maSS%较好。另外，在线材用途等中，在后工序中附加高的 冷加工时，通过Sn的固溶强化与根据冷拔丝等的加工硬化的相补相承效果，以0. 05mass% 至0. 095mass%&少量的Sn的添加，得到充分高的强度。仅以Co、P的添加，基体的耐热特 性不充分、不稳定。Sn使耐热特性提高(特别是促进连续铸造轧制中的未再结晶组织的均 勻生成)，使再结晶部的结晶粒微细化，并且提高强度、使弯曲加工性、耐弯曲性、耐冲击性 提高。特别是，束线、机器人布线、航空机用布线用途存在门、电极臂等的开闭，所以耐弯曲 性等的延展性重要。Sn在从轧制开始温度至800°C或至750°C的热轧时，粗大的铸造组织被破坏而使 生成的再结晶粒细小，抑制再结晶粒的生长，并且使Co、P等的大部分成为固溶状态。通过 固溶在基体的Sn、和Co与P的固溶及析出，基体的动态再结晶温度、及静态再结晶温度上 升，热轧温度为750°C或稍微低于750°C的温度，例如将700°C为边界而未再结晶组织的比 例增加，但使其未再结晶组织均勻地分布。通过Co、P、Sn，基体的耐热性提高，由细小的再 结晶粒和均勻地分布的未再结晶粒构成，此外，通过固溶在基体的Sn，连续轧制中，Co、P的 析出被抑制，大部分的Co、P成为固溶状态。即，Sn降低Co、P等的溶体化感受性，而且，在 这之后的析出热处理时，还具有使Co、P等的析出物微细地均勻分散的效果。而且在棒用途 的场合，最终产品直径大，所以连续铸造轧制后的外径也粗，因此在连续铸造轧制下的加工 率变低，所以为了使再结晶粒微细化需要Sn。提高焊嘴或接触导线所需的300°C左右的高 温时的强度。而且，对依存于硬度和强度的耐磨耗性也有效果。另外，在本说明书中，高温 固溶的原子在冷却中冷却速度慢也难以析出的现象称之为“溶体化感受性低”，冷却速度慢 则容易析出称之为“溶体化感受性高”。若Sn少于下限(0.005maSS%)，则强度、基体的耐热特性、弯曲加工特性变差。若 超过上限(0. 70maSS% )，则热、电传导性下降，凝固后的热变形能变差，热变形阻抗变高， 热间的轧制加工变得困难。例如，与Sn 0. 03maSS%的添加材料相比，Sn 0. 2maSS%的添加 材料的700 900°C的热变形阻抗增加大约20%，在700°C以下变形阻抗进一步变高。关 于热变形阻抗，即使改变轧制部位的程序，若Sn的添加量多，则一次施加大的压下量困难， 特别是在连续铸造轧制后期的变形阻抗变高，得到细的金属丝变得困难。例如，为了得到 3mm以下的线材，在该金属丝的阶段中更加变细而减小剖面积在成本、工序上有利。因此， 例如，为了得到直径10mm、即剖面积80mm2左右的金属丝，Sn量为0. 19maSS%、或优选为 0. 095mass%以下、更优选0. 045mass%。在另一方面，Sn的添加使导电性下降。为了得到高 导电性，将Sn设为0. 19maSS%以下较好。作为比纯Al优良的导电性，为了确保65% IACS 以上、进一步优选70% IACS以上、最佳为75% IACS以上，优选将Sn设为0. 095mass%以 下、进一步优选0. 045mass%以下。为了得到本发明的课题即高强度、高导电，析出物的大小和分布即Co、Ni、Fe及P 的配合比例、变得非常重要。通过析出处理，Co,Ni,Fe及P的析出物，例如CoxPy、CoxNiyPz、CoxFeyPz等的球状或椭圆形的析出物粒径为IOnm左右，S卩，由以平面表示的析出物的平 均粒径定义，则为2 20nm、或析出物的90 %、优选95 %以上为0. 7 30nm、或2. 5 30nm(30nm以下)，通过均勻地析出这些得到高强度。另外，0. 7或2. 5nm的析出粒子是利用 一般的透射型电子显微镜TEM，用倍率75万倍或15万倍可以辨别的极限的尺寸，因此，若 能够观测粒径小于0. 7nm的析出物，则粒径为0. 7nm或2. 5 30nm的析出物的存在比例也 改变。而且，在铸件的连续铸造轧制中，能够通过Co、P等的析出物延迟再结晶化，得到未再 结晶组织和微细再结晶组织。另外，在凝固后到800°C以上的温度下，在连续铸造轧制中，粗 大的铸造组织完全被破坏，细小的再结晶粒的生成不停滞而顺利地进行。而且，Co、P等的 析出物提高在焊嘴等所要求的300°C或400°C的高温强度。并且，耐磨耗性依存于硬度、强 度，所以Co、P等的析出物对耐磨耗性也有效果。而且，Co、P等的析出物例如用700°C的高 温被短时间加热时，析出物的大部分不消失，进行生长，但不会粗大化，所以在700°C的高温 下短时间加热后，也能得到具备高强度和高导电性的棒线材或该挤压成型材料。Co、P、Fe、Ni的含量必须满足下面的关系。在Co的含量[Co]maSS%、Ni的含量 [Ni]massFe 的含量[Fe]mass%、和 P 的含量[P]mass%之间，设Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] -0. 008)，Xl必须为3. 0 6. 2，优选3. 1 5. 7、更优选3. 3 5. 1、最佳为3. 5 4. 5。此 外，在添加Ni、Fe时，设X2 = ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 008)，X2必须为3. 0 6. 2，优选3. 1 5. 7，更优选3. 3 5. 1，最佳为3. 5 4. 5。若 X1、X2超过上限，则导致热、电传导性的下降，耐热特性变得不充分，导致在连续铸造轧制中 的再结晶温度的下降，不能抑制结晶粒生长，增加热变形阻抗，得不到强度提高。若XI、X2 低于下限，则导致热、电传导性的下降，损伤热、冷间的延展性。而且，若Co、P的组成为适当 的比率，例如与Co 0. 15mass%材料相比，Co 0. 25mass%M料的在700 900°C下的热变 形阻抗(加工率20%时)大概增加5%即可。而且，在900°C以上的高温区域，与纯铜CllOO 相比，Co 0. 15mass%材料的热变形阻抗高5%左右，在800°C，高15 20%。此外，即使Co等各元素的配合比率与化合物中的构成比率相同，也不是全部化 合。在上述的式中，([Co]-0. 007)是指Co以固溶状态残留0.007!11狀8%份，([P]-0. 008) 是指P以固溶状态在基体中残留0.008111￡1%%份。S卩，在上式中，若([Co]-0.007)与 ([P]-0. 008)的比率是最佳的范围3. 5 4. 5，则由Co和P形成的析出物是指例如以Co2P、 C0l.xP或Co2.yP的化合式表示的析出物。若符合该配合比率，则形成作为目标的微细的析出 物，满足为了成为高导电、高强度材料的大的条件。另一方面，若脱离最佳范围进而脱离第 1发明合金中的3. 0 6. 2的比率的范围，则Co、P中的任一个不形成析出物而成为固溶状 态，不仅得不到高强度材料，导电性也变差。或者，形成与化合比的目标不同的析出物，析出 粒子直径变大、或是不太有助于强度的析出物，所以，不能成为高导电、高强度材料。同样，若在 Co、Fe、Ni 和 P 中，([Co]+0. 85X [Ni]+0. 75X [Fe]-0. 007)与 ([P] -0. 008)的比率是最佳范围3. 5 4. 5，则由Co、Ni、Fe和P形成的析出物作为将例如以 Co2P 或 Co2.xPy 的化合式表示的 Co 的一部分用 Ni、Fe 取代的 CoxNiyFezPa、CoxNiyPz, CoxFeyPz 等存在。若不形成以Co2P、ColxP或Co2.yP为基本的微细析出物，则得不到本申请的主题即 高的强度、高的电传导性。若脱离最佳范围进而脱离第2发明合金中的3. 0 6. 2的比率的范围，则Co、M、Fe和P中的任一个不形成析出物而成为固溶状态，不仅得不到高强度材 料，导电性也变差。或者，形成与化合比的目标不同的析出物，析出粒子直径变大、或是不太 有助于强度的析出物，所以，不能成为高导电、高强度材料。Fe.Ni的元素的单独添加不太有助于耐热特性、强度等的各种特性的提高，导电性 也下降，但Fe、Ni在Co和P的共同添加的基础上取代一部分Co的功能。在上述的数学式 ([Co]+0. 85 X [Ni]+0. 75 X [Fe]-0· 007)中，[Ni]的 0. 85 的系数、和[Fe]的 0. 75 的系数表 示将Co和P的键合设为1，Ni和Fe与P键合的比例。另一方面，若在铜中添加其它元素，则导电性变差。例如，一般仅在纯铜单独添加 0. 02mass%^ Co、Fe、P，热、电传导性下降大约10%，若单独添加0. 02mass%^ Ni，则下降 大约1. 5%。若Co和P等的计算式的值X1、X2脱离最佳范围，则析出物的超微细化或均勻分散 受损，因此，析出硬化、未再结晶化及再结晶部的微细化等的对金属组织方面的效果或耐热 特性受损。而且，Co、P等成为固溶状态，所以，热、电传导性下降。若适当地混合Co、P等、 均勻地分布微细的析出物，则通过与Sn的相辅相乘效果，在耐弯曲性等的延展性中也发挥 显著的效果。Fe、Ni取代Co的一部分功能。Fe、Ni的单独添加使导电性下降，不太有助于提高 耐热特性、强度等的各种特性。M即使单独也提高对连接器等要求的耐应力缓和特性。此 外，Ni在Co、P共同添加的基础上，除了具有Co的取代功能以外，即使上述的数学式([Co] +0. 85 X [Ni]+0. 75 X [Fe]-0. 007)/([Ρ]_0· 008)的值脱离 3. 0 6. 2 的中心值，也具有最 小限度地保留导电性的下降的功能。此外，镀了 Sn的连接器等中，抑制Sn的扩散。但是， 将Ni过量添加到0. 15maSS%以上或超过数学式(1. 5 X [Ni]+3 X [Fe] ( [Co])，则析出物 的组成缓缓变化，不仅对强度提高没有帮助，热变形阻抗增大，导电性下降。Fe在Co和P的共同添加的基础上以微量的添加引起强度的提高、未再结晶 组织增大、再结晶部的微细化。但是，将Fe过量添加到0.07maSS%以上或超过数学式 (1.5X[Ni]+3X[Fe] ( [Co])，则析出物的组成缓缓变化，不仅对强度提高没有帮助，热变 形阻抗增大，导电性下降。Zn、Mg、Ag、Zr使铜的再利用过程中混入的S无害，使中温脆性下降，提高延展性 和耐热特性。Zn、Mg、Ag、Zr几乎不损害导电性而强化合金。Zn、Mg、Ag通过固溶强化、Zr 通过析出效果提高合金的强度。Zn进而改善焊锡浸润性、钎焊性。Zn等具有促进Co、P的 均勻析出的作用。若Zn、Mg、Ag、&少于组成范围的下限，则不发挥上述的效果。若超过上 限，不仅上述的效果饱和，而且导电性开始下降，热变形阻抗增大，变形能产生问题。Ag、Mg 与Sn相同程度固溶强化，但是，与Sn相同程度提高热变形阻抗，所以，由连续铸造轧制将线 变细时，优选将添加量设为0. 19maSS%以下。同样，优选&的添加量设为0. 0045maSS%W 下。接着，对加工工序进行说明。在连续铸造轧制的热变形阻抗与温度降低的同时指 数性地升高。而且，若在纯铜中添加其它元素，则热变形阻抗升高。特别是，发明合金在超过 800°C的高温侧，热变形阻抗与纯铜没有大差异，但是在800°C以下的温度，热变形阻抗与纯 铜的差异与温度的下降的同时变宽。为了克服这个问题，需要将热轧开始温度设为与纯铜 的情况同等或其以上的高的温度例如在860°C至1000°C、优选为880°C 990°C、更加优选
11910°C 980°C开始轧制。而且，变形阻抗依存于与辊子的接触面积即轧制量(压下量)。轧 制初期的热变形阻抗低，所以将轧制量(压下量)较大地取为纯铜以上，例如设为增加5 20%。另一方面，特别是轧制后期与纯铜相比，发明合金的变形阻抗升高，所以，相反通过减 小轧制量(压下量)，最终可以得到与纯铜相同尺寸的细的金属丝。在热加工中，纯铜即使是几秒的短时间，在大约500°C下充分地再结晶。但是，发明 合金的场合，由于具有高的耐热特性，因此，即使以700 750°C为界，在其以下的温度实施 塑性加工，也产生不再结晶化的部分。这是因为在一部开始以Co、P为中心的析出，受其影 响再结晶核的生成迟缓。另外，若将热轧在860°C至1000°C、优选为880°C 990°C、更加优 选910°C 980°C开始轧制，则在制作外径8mm的金属丝的工序的场合，在相当于轧制的中 期的700°C、或750°C的时刻，铸块组织充分被破坏而再结晶化。而且，再结晶的期间，Co, P 等的大部分处于固溶状态。若在以700 750°C为边界而这以下的温度下，未再结晶粒的比 例增加，冷却速度慢，则Co、P等析出，但这时析出的粒子大，不太有助于强度。与上述的轧 制开始温度一起，优选将轧制初期的材料温度在850°C至400°C的温度区域的冷却速度设 定为10°C /秒以上，使Co、P更多地成为固溶状态。未再结晶组织强度高于再结晶组织，所 以可以利用该未再结晶组织谋求材料的高强度化。另外，由连续铸造轧制得到的未再结晶 组织不是在冷期间加工的加工组织。与再结晶组织相比，未再结晶组织位错密度高，但位错 密度低于冷加工组织，富有延展性。该未再结晶组织当然更优选原来的再结晶粒细的材料。另一方面，未再结晶率当然依存于组成，还依存于轧制温度、加工率，例如，若连 续铸造轧制时在860°C至1000°C下开始轧制，冷却速度设为10°C /秒以上，则棒材外径为 24mm时，未再结晶率不超过2 50%，相反，若外径为8mm，主要通过最终轧制温度的下降， 未再结晶率上升到10 80%。因此，外径细的材料的未再结晶化的比例大。此外，与辊子 接触，受来自大气的冷却，塑性变形主要在外周部进行，所以，表面附近的未再结晶率高。另 一方面，再结晶部的平均晶粒直径影响最终产品的强度。再结晶部的再结晶粒小，再结晶部 和未再结晶部的比例取适当的平衡，则能够得到优良的机械性质的铜合金棒线材。若从热加工率总结，则高性能铜棒线材的连续铸造轧制材料的总的热加工率为 75%以上、低于95%的场合，或剖面积为150mm2以上、低于700mm2的场合，在完成连续铸造 轧制的阶段，优选金属组织的未再结晶率为1 60%，再结晶部分的平均晶粒直径为4 40 μ m。更优选金属组织的未再结晶率为3 45%，再结晶部分的平均晶粒直径为4 30 μ m0此外，优选在剖面中，在中心部或接近中心部，未再结晶率为0 30%，再结晶部分 的平均晶粒直径为5 35 μ m，在剖面中，在表面附近部分，未再结晶率为20 80%，再结 晶部分的平均晶粒直径为4 25 μ m。连续铸造轧制材料的总的热加工率为95%以上时、或剖面积小于150mm2时，优选 金属组织的未再结晶率为10 80%，再结晶部的平均晶粒直径为2. 5 25 μ m。更加优选 金属组织的未再结晶率为20 65%，再结晶部分的平均晶粒直径为2 20 μ m。而且，优 选在剖面中，在接近中心部的部分，未再结晶率为1 45%，再结晶部分的平均晶粒直径为 3 35 μ m，在剖面中，在表面附近部分，未再结晶率为35 95%，再结晶部分的平均晶粒直 径为3 15 μ m。若未再结晶率高，与接下来的冷加工相辅相乘，强度通过加工硬化升高。 此外，若再结晶率高，则Co、P等的溶体化变得稍微不充分，根据Co、P等的析出硬化稍微降 低。此外，若未再结晶率高，则再结晶部分的结晶粒的大小变小，强度增加。具体地，例如在其后的工序中，在析出热处理前后不进行冷加工时或冷加工率小时，析出硬化优越，所以优 选未再结晶率为1 45%。同样，将棒材进行冷挤压或冷锻造时，期望强度更低、富有延展 性，所以优选未再结晶率为1 45%。另一方面，在析出热处理前后，进行20 50%的冷 加工时，从强度方面优选未再结晶率为20 65%。在线材用途等中，冷加工率高时，优选再 结晶率为20 65%。这是因为，特别是在表面附近的未再结晶率高为35 95%，则在析 出热处理时，表面附近反而变软，变得弯曲性优良。另外，在此的总的热加工率是指(1_(连 续铸造轧制后的棒线材的剖面积)/(轧制前的铸件的剖面积))X 100%。—般，再结晶粒基本上细的材料较好，但是，需要高温强度和延展性时，从高温 (3000C )蠕变的观点来看，再结晶粒某种程度大的材料比微细的材料好，优选10 30μπι。 而且，从耐热性的观点来看，未再结晶率为1 45%较好。另外，如上所述，将总的加工率设 为75%以上是为了设成铸造组织完全被破坏的加工率。而且，即使是本范围外，若是接近 75%的70%以上的加工率，则大致上述可以适用。由这样的未再结晶组织和微细再结晶粒 构成，其后，实施热处理的发明合金的棒线材具有与经过了进行一般的溶体化_热处理的 棒线材同等的强度。而且，不仅强度，还具有富有延展性的特长。对热处理THl进行说明。通过热处理ΤΗ1，对棒线材，大致圆形、或大致椭圆形的 微细的析出物均勻地分散，析出物的平均粒径为2 20nm、或所有的析出物的90%以上成 为30nm以下的大小。如此，通过微细的析出物均勻地分散，棒线材的强度和导电性变好，棒 线材的可靠性提高。连续铸造轧制后的冷加工的加工度越高，Co、P等的化合物的析出部位 越增加，以低温析出。基本的THl的热处理条件为在350°C 620°C下0. 5 16小时。冷 加工率为0%时，在450 600°C下1 16小时、优选在475 550°C下2 12小时较好。 而且，若要得到更高的导电性，则例如在525°C下2小时和在500°C下4小时的2阶段的热 处理有效。若热处理前的加工率增加，则析出部位增加，所以，例如10 40%的加工率时， 最佳热处理条件向低温侧转移10 20°C。更好的条件为在425 580°C下，1 16小时。另外、若明确热处理温度、热处理时间、冷加工率，则设热处理温度T(°C )、热处理 时间t (小时)、冷加工率RE(% )，设(T-100X t_V2-50XLogKlOO-RE)/100)}的值为热处 理指数Tl，则设370 彡 TI 彡 510 较好，优选390 ^ TI ^ 490，最佳为400 ^ TI ^ 480。这里，例如若使热处理时间变长，则热处理温度向低温侧 转移，但是对温度的影响大致以时间的平方根的倒数提供。此外，随着加工率增加，析出部 位增加，并且原子的移动增加而容易析出，所以热处理温度向低温侧转移。冷加工率给热处 理温度带来很大的影响。这里，Log是自然对数，加工率RE是指(1_(加工后的棒线材的剖 面积)/(加工前的棒线材的剖面积))X100%。在进行多次THl处理时，RE适用来自连续 铸造轧制材料的总的冷加工率。 热处理THl的目的是将Co、P等微细、均勻地析出，虽然也有与成本的兼容，但是若 进行2次热处理TH1，进而棒线材的导电性变好，延展性也提高。由第1次的热处理THl大 部分析出，但尽管如此还不是全部，在基体中处于可以析出状态的Co、P等多少存在。若在 第1次的热处理THl之后通过实施拉拔或拔丝等的塑性加工，在下次的热处理时继续升高 温度，则微观上原子的移动变得容易，在第1次的热处理中没析出完的Co、P等在该第2次
13的热处理THl中进一步析出。在特别需要耐弯曲性的线材时进行多次TH1，在完成最终的 THl时使用即可。析出物均勻微细地分布，大小也一致，其粒径越细，越给再结晶部的晶粒直径、强 度、耐热特性带来好影响。Co、P等的析出物的大小对强度、耐热特性、未再结晶组织的形成、 再结晶组织的微细化、延展性起效。平均粒径2 20nm较好、优选为2 12nm、最佳为3 9nm。特别是，析出的热处理前的总的冷加工率为0 40%的低加功率，在素材的未再结晶 率低的棒材时，强度主要依存于析出硬化，所以，析出物小较好，最好是平均粒径为2. 5 5. 5nm。另一方面，在总的冷加工率超过95%的线材的场合，通过加工硬化而延展性变得不 足，在热处理THl时，必须使基体处于具有延展性的状态。结果，优选析出物最好是将平均 粒径设为3. 5 9. 5nm，多少牺牲析出硬化，提高延展性、导电性，取得平衡。而且，即使发明合金的棒线材及挤压了该棒线材的挤压材料例如暴露于700°C的 高温30秒，再结晶化率为45%以下，且依然具有高的强度。而且与加热前的材料的导电率 相比，其下降率为20 %以内，作为将Sn的添加设为0. 095 %以下的高导电用途时，维持60 % IACS、或65% IACS以上的高的导电性。与一般的析出硬化型合金即铜镍硅合金、Cr铜、
铜或Ti铜相比，该高的导电特性等优良。这是因为，即使暴露于700°C的高温30秒， 析出物的大部分不消减，并且，析出物生长，但析出物的大小以平均粒径20nm以下、或30nm 以下的析出物的比例为90%以上。另外，在析出物中当然包含在铸造阶段产生的晶出物。关于析出物的均勻分散，如定义则如下用15万倍的TEM观察时，在后述的显微镜 观察位置(除去极表层等的特殊的部分)的任意的IOOOnmX IOOOnm的区域，至少90%以 上的析出粒子的最邻接析出粒子间距离为150nm以下，优选为IOOnm以下，最佳为平均粒子 直径的5倍以内。或者，在后述的显微镜观察位置的任意的IOOOnmX IOOOnm的区域，析出 粒子至少存在25个以上，优选为50个以上，最佳为100个以上，S卩，在标准的部位，无论取 哪个微小的部分，也没有对特性造成影响的大的无析出带，即，可以定义为没有不均勻析出 带。另外，用15万倍的TEM观察时，可以辨别的析出物的极限为2. 5nm，所以，析出物的大 小也是2. 5nm以上的析出物成为对象，同样，30nm以下的析出物的比例也是2. 5nm以上的 析出物成为对象。析出物的大小大致在7nm以下的情况，在75万倍下观察。用75万倍的 TEM观察时，可以辨别的析出物的极限为0. 7nm，所以，平均析出物的大小、30nm以下的析出 物的比例也是0. 7nm以上的析出物成为对象。接着，对热处理TH2进行说明。如细线，赋予高冷加工率时，若将发明合金中经过 连续铸造轧制的工艺的材料在拔丝途中以再结晶温度以下的低的温度加入恢复等的处理， 露出延展性以后进行拔丝，则强度提高。此外，若在最终拔丝后进行上述热处理，则强度稍 微降低，但耐弯曲性等的延展性显著提高，导电率也提高。外径为细的3mm以下时，不管是 从生产性的观点出发，还是从退火时的卷绕特性方面出发，优选在350 700°C下用0. 001 秒到几秒的连续退火设备进行热处理。如此，通过进行热处理TH2，棒线材的耐弯曲性更加 优良，所以，棒线材的可靠性进一步提高。在此，耐弯曲性优良是指例如在外径为2mm的线 材的场合，重复弯曲次数为15次以上，在外径为0. 8mm的场合，重复弯曲次数为20次以上。对上述的本发明涉及的高性能铜棒线材的特征进行说明。作为得到高性能铜棒线 材的手段，一般有时效/析出硬化、固溶硬化、结晶粒微细化为主体的组织控制，为了该组 织控制，添加各种元素。但是，关于导电性，若添加元素固溶在基体中，则一般阻碍导电性，根据元素显著地阻碍导电性。发明合金的Co、P、Fe是显著地阻碍导电性的元素。例如在纯 铜中仅单独添加0.Co、Fe、P，导电率损失大约10%。而且，在现有的时效析出
型合金中，在基体中不固溶残留而完全高效地析出添加元素是不可能的，留下问题。若发明 合金的构成元素Co、P等根据上述的数学式添加这些元素，则其特长是在后面的热处理中 能够使固溶的Co、P等析出大部分，可以确保高的导电性。另一方面，作为时效硬化性铜合金而有名的铜镍硅合金(添加Ni、Si)或钛铜，即 使进行完全溶体化、时效处理，与发明合金相比，Ni、Si、或Ti在基体中残留许多，其结果， 具有强度高但导电性下降的缺点。此外，一般进行在完全溶体化-时效析出的工艺所需的 高温下的溶体化处理(例如，在代表性的溶体化温度800 950°C加热几分钟以上)，则结 晶粒粗大化。结晶粒的粗大化对各种机械性质给予坏影响。此外，溶体化处理在制造中受 到量的制约，关系到大幅度的成本增加。另一方面，组织控制主要采用结晶粒微细化，但添 加元素量少时，不过于期望显著的结晶粒微细化的效果。在本发明中，发现在Co、P等的组成和连续铸造轧制工序中，同时进行溶体化、及 结晶粒微细化和未再结晶组织的组织控制，进而在此后的热处理工序中使Co、P等微细析 出。即，在连续铸造轧制中，在处于高温凝固状态的铸造物施加根据热轧的塑性变形，若 850°C至400°C的温度区域的平均冷却速度设为10°C /秒以上，或850°C至600°C的温度区 域的平均冷却速度设为5°C /秒以上、优选10°C /秒以上，则可以在工业上充分地将Co、P 等固溶在基体中而溶体化。而且，存在连续铸造轧制的设备上的问题，当然使850°C至400°C、或850°C至 600°C的温度区域的冷却速度更加快，使Co、P等固溶更多，而且，结晶粒变得更微细，所以 可以谋求强度的提高。另外，连续铸造轧制工序的最终轧制后的材料的冷却也根据上述理 由，加快较好。具体地，优选使轧制开始温度较好为880°C 990°C高、加快轧制速度、进行 强加工(压下)轧制、通过调整轧制孔型安排来加快冷却速度、最终轧制后直接进行水冷 (包含乙醇的还原性的冷却水)、缩短到水冷设备的距离、及实施淋浴水冷或强制空冷等。进而发现若从发明合金的组成的铸件连续轧制，则在750°C以上的高温，大部分的 结晶粒进行动态/静态再结晶，在700°C以下的温度区域，大部分难以进行动态/静态再结 晶。在处于700 750°C以上的高温状态的热轧的中期或后期中，被热轧的大部分成为再 结晶组织，其再结晶组织的一部或大部分在此后的700°C以下、或750°C以下的温度的热轧 下，成为未再结晶组织。而且，发现该未再结晶组织不损害延展性而有助于强度。而且，发 现未再结晶组织以外的金属组织由微细的再结晶粒构成。通过使这些未再结晶组织和再结 晶组织的比率适当，由之后的热处理较好地进行Co、P等的析出、基体的延展性的恢复，在 以强度、导电性、弯曲性为首的延展性中，得到取得平衡的高强度高导电棒线材。若总结，则在本发明所涉及的高性能铜棒线材中，通过Co、P的组成和连续铸造轧 制的组合，在连续铸造轧制中，Co、P等固溶，形成由未再结晶组织和微细的再结晶粒构成的 再结晶组织。通过在连续铸造轧制后的工序中进行热处理，Co、P等微细地析出，得到高的 强度和高的导电性。而且，若在热处理前后加入拉拔/拔丝，则通过加工硬化，不损害很多 导电性而得到更高的强度。此外，在线材的工序中，若在中途加入低温退火(退火炉退火)， 则通过恢复、或一种软化现象产生原子的再排列，进而得到高的导电性、延展性。尽管如此， 强度仍不充分时，也具有与导电性的兼容，但可以由Sn (Zn、Ag或Mg)的添加(固溶强化)谋求强度提高。而且，Sn的添加反而具有提高延展性的效果。Sn (ZruAg或Mg)的少量添加 不对导电性造成大的坏影响。而且，在金属组织方面Sn等起到可以使再结晶部分的结晶粒 微细化的效果。上述的连续铸造轧制的设备是主要以热变形阻抗低的纯铜为对象的设备，对材料 要求热变形阻抗低。添加了 Co等的发明合金在800°C以上、特别900°C以上，示出与纯铜无 大差异的变形阻抗的低的程度，在轧制途中的700°C以下的温度下未再结晶组织开始产生， 则变形阻抗增大。通过在高温侧多取轧制的变形量，可以解决工艺上的热变形阻抗的问题。 此外，可以使许多Co、P等成为固溶状态，通过未再结晶组织的生成、和微细化再结晶粒来 强化基体，通过之后的析出硬化和加工硬化得到高性能铜棒线材。发明合金的特征在于被 制造的棒线材为高强度，并且热轧时的变形阻抗低。另外，只要处于发明合金的组成范围， 对于加工上的另1个大的课题的变形能，也从凝固之后的高温显示优良的热变形能而没有 问题。如此，从凝固结束后热变形能优良，到轧制中期示出与纯铜的变形阻抗无大的差 异的低的变形阻抗，所以没有制造上的问题。此外，在轧制后期形成未再结晶组织和微细的 再结晶粒，这成为有助于最终产品的强度的1个重大因素。而且，在连续铸造轧制工序中， 可以进行充分的溶体化，通过基于连续铸造轧制后的热处理工序的析出，材料强化，导电性 上升，通过此后的冷拉拔/拔丝等的塑性加工，得到具有高的强度的棒线材。一般，时效析出型铜合金完全溶体化、在此后经过析出的工序得到高性能铜棒线 材。由如简化溶体化的连续铸造轧制法的工序制作的棒线材一般其性能差。但本发明所涉 及的棒线材具有与花费高的成本的由完全溶体化-析出硬化的工序制作的棒线材同等以 上的性能。另一方面，在实用合金中有唯一是高强度、高导电铜且溶体化-时效/析出型合金 的铜或Cr铜。但是，若将该合金使用于本发明涉及的制造工序，则只能得到非常不足 的强度。即在960°C以上的温度下缺乏热变形能，所以溶体化的上限温度受到很大制约。Cr、 &的固溶限度与温度微小下降的同时急剧减小，所以下限温度侧的溶体化温度的温度范围 狭窄，而且冷却速度的感受性高。而且，若Cr量超过0. 5maSS%、或&量超过0. Imass%, 则热变形阻抗变高，在本方法中，无功率，所以制作困难。而且，包含许多的活性的Zr、Cr, 所以在熔解铸造中受到制约。结果，Cr-Zr铜或Cr铜不能由连续铸造轧制法制作，由花费 高成本的热挤压法制作素材，必须采用温度管理严格的成批的溶体化-时效析出的工艺， 工业上，没有广泛地使用为现状。如此，发明合金以可以连续铸造轧制的程度热变性能优良，与纯铜一样热变形阻 抗低，在连续铸造轧制中，可以进行谋求常温下的高强度化的组织控制(未再结晶组织和 微细再结晶组织)。而且，在该连续铸造轧制的工序中，可以不实施特别的处理而进行溶体 化，通过实施此后的析出处理、在冷间进行塑性加工，得到高强度材料。与如铜将发 明合金以脱离生产线进行溶体化_时效析出处理而得到的材料相比，由包括本发明的一连 串的连续铸造轧制的工序得到的棒线材的导电性为同等以上，反而成为高强度、高延展性。 这是应该特别写出的。若总结，过去，在铜中添加元素的高强度高导电铜合金在连续铸造轧制法中要求 从凝固之后的高温进行轧制的热间的变形阻抗低、变形能优良，所以没有被实用化。而且，现有的高强度、高导电铜使用生产性低的热挤压材料，通过进行花费成本的900°C以上的温 度下的溶体化、急速冷却、还有时效的制造方法而生产。不使用这些制造方法，通过能以最 廉价地制造线/棒材的连续铸造轧制工序来制作棒线材的形状，而且在连续铸造轧制工序 中，不仅进行溶体化还进行组织控制的本组成和制造工序的组合在过去技术中没有发现。 可以廉价地提供特性优良的合金铜在工业上非常有益。到目前为止，不知道Co、P等的多个 合金添加量与从凝固后的高温到热期间为止的温度区域的变形阻抗、变形能的关系，而且 也不知道这些添加元素的溶体化感受性，此外，对于主要以700°C以下的热轧中生成的未再 结晶组织和结晶粒微细化也无所知。可以发现这些金属组成的形成给机械性强度带来的效 果、进而在连续铸造轧制法中的以迟缓的冷却速度进行的溶体化与在此后析出的析出粒子 的关系。而且，对于影响到强度、导电性、延展性、耐弯曲性的一连串的溶体化、组织控制、析 出、加工硬化的效果，也可以通过本发明发现。到目前为止，未由连续铸造轧制制作这样的强度、导电性优良的铜棒线材。在本发 明涉及的铜棒线材的连续铸造轧制时产生的未再结晶组织对最终产品的延展性不造成大 的影响。在另一方面，为析出硬化型的铜合金并且析出物以2. 5nm至IOnm微细地均勻析出、 本组成和再结晶部微细化、根据热处理的恢复等给耐弯曲性等的延展性带来好影响。在是否将线材作为工业用材料来使用的判断中，是否高度地取得导电率和强度 的平衡、进而导电率和强度、延展性的平衡变得重要。成为前提的高导电性优选设为55% IACS、更优选为60% IACS以上较好。需要高导电时，优选为与铝同等以上的65% IACS以 上，更优选为70% IACS以上，最佳为75% IACS以上。在本说明书中，作为综合评价棒线材 的强度和导电率的指标，如下设定线材性能指数II。设导电率为IACS)、拉伸强度为S(N/mm2)时，设I1=R1/2XS性能指数Il为4300以上、优选4500以上、更加优选4700以上、最佳为5000以上
较好。若成为这些数值，可以说是非常优良的高强度、高导电铜。本实施方式所涉及的铜线 材在外径3mm以下强度、导电率、耐弯曲性也优良，所以铜线材的可靠性提高。上述的线材可以使用于束线、继电器、连接器线、机器人、航空机布线。在这些用途 中，也需要导电性、强度和延展性的平衡，粗分为如下2种导电率50% IACS以上且设为高 强度，或即使稍微降低强度也设为导电率70% IACS以上进而75% IACS以上。以对应于其 用途的平衡决定材料。以线材具有耐弯曲性为前提在这些领域中的高强度化关系到轻量 化，关系到汽车等的每公升燃料行驶的公里数的提高、CO2的消减。而且，从这些特性较好的 方面考虑，也适合连接器或线切割用线的用途。由于线材的强度、导电率、耐弯曲性好，所以 线切割等的可靠性增加。在棒材中有时也要求伸长。在本说明书中，作为综合评价棒材的强度和伸长和导 电率的指标，如下设定棒材性能指数12。设导电率为R(% IACS)、拉伸强度为S(N/mm2)、伸长为L(% )时，设12 = R172X S (100+L)/IOO0以导电率为45% IACS以上、伸长为5%以上、优选10%以上为条件，棒材性能指数 12为4200以上、优选4400以上、更加优选4600以上、最佳为4800以上较好。导电率也设 为优选55% IACS以上、更优选60% IACS以上较好。此外，在需要高导电时为70% IACS以上、进而75% IACS以上。通过如此设棒材性能指数12，棒材的可靠性提高。而且，本实施 方式所涉及的棒材的耐磨耗性也高，所以可以使用于接触导线，接触导线的可靠性提高。而 且，对于线材，不管线直径，需要伸长时，适用棒材性能指数12即可。特别是在外径3mm以 上、低于6mm的线材用途中，与棒材用途同样地需要伸长的情况多，所以适用棒材性能指数 12即可。在棒材用途中，有要求高温下的强度的材料。例如，在400°C下的拉伸强度为 180N/mm2以上，优选200N/mm2以上，更加优选220N/mm2以上，最佳为240N/mm2以上。本实 施方式所涉及的棒材，在400°C等的高温时的拉伸强度强，所以，通过使用于要求高温下的 强度的用途，可靠性提高。棒材中的Co、P等的析出物在400°C下几乎不再固溶，即不消减， 并且，其粒径也几乎不变化。而且，通过Sn的固溶，基体的耐热性提高。由此，即使加热到 400°C，原子扩散仍处于不活泼的状况，当然不产生再结晶，即使施加变形，通过Co、P等的 析出物，对变形表示阻抗。此外，若再结晶部的晶粒直径为4 40 μ m，则得到良好的延展 性。其结果，表示高的拉伸强度。而且，作为表示如此高的耐热特性的其它的例子，在600°C 或700°C下的钎焊后的高的强度也是特征。即，例如即使加热到700°C，若是十秒钟左右，依 然不发生再结晶而在钎焊后仍具有高的强度。在接触导线或焊嘴用等的棒材中，以高强度、高导电为前提要求高温强度、耐磨耗 性，但根据用途要求的强度、导电性、高温强度、耐磨耗性等的平衡不同，根据其用途来决定 组成和工序。特别是，为了得到强度，在热处理前及/或热处理后引入冷拉拔，通过提高总 的冷加工度成为高强度材料，但必须还重视与延展性的平衡的关系。为了确保伸长至少5% 以上、优选10%以上，将总的拉拔加工率设为60%以下、或将热处理后的拉伸加工率设为 40%以下较好。而且，在超过300°C的使用环境中，将热处理后的拉拔加工率设为50%以 下、进而30%以下较好。接触导线、焊嘴为消耗品，但是通过本发明产品的使用，可以谋求高 寿命，所以可以设为低成本。本实施方式的高性能铜棒线材适合接触导线、焊嘴、电极、配电 部件等的用途。本实施方式涉及的高性能铜棒/线材及这些的压缩加工品具有高的耐热特性，在 700°C下加热30秒，水冷后的维氏硬度(HV)为90以上，导电率为45% IACS以上。此外，加 热后的金属组织中的析出物为以平均粒径2 20nm，或者全部的析出物的90 %以上为30nm 以下，或者金属组织中的再结晶化率为45%以下。更优选析出物的平均粒径为3 12nm、或 所有的析出物的95%以上为30nm以下、或者金属组织中的再结晶化率为30%以下。由此， 本实施方式所涉及的高性能铜棒线材、以及这些的压缩加工品可以在暴露于高温状态的环 境中使用，用于接合的钎焊之后也具有高的强度。具体地，本实施方式所涉及的高性能棒线 材适合使用于电机的转子条、将棒材挤压成型后钎焊的功率继电器等的用途。钎焊材例如 是 JIS Z 3261 所示的银钎焊 BAg-7(40 60mass% Ag,20 30mass% Cu、15 30mass% Zn,2 6maSS% Sn)，固相线温度为600 650°C，液相线温度为640 700°C。本实施方式涉及的高性能铜棒线材也最适合由锻造或挤压等制作的配电部件等 电气用途。以下，统称锻造或挤压等而称为压缩加工。根据压缩加工的压缩能力和产品的 形状及变形量等，但是在压缩加工的前面的阶段，最适合使用实施热处理和冷拉拔的、高强 度且高导电的棒材较好。棒材的冷拉拔的加工率根据压缩能力和产品形状适当决定。加 工设备的压缩能力低、或载荷非常高的压缩加工的成型加工度时，而且，在要求精密的尺寸精度时，连续铸造轧制工序的后工序不进行热处理而停留在20%左右的加工度的拉拔，若 在压缩加工后实施热处理，则特性比在压缩加工前进行热处理和冷拉拔的压缩加工品稍微 差，但是可以得到高导电、高强度的配电部件。在棒线材、压缩加工材料中通过钎焊等在大 约700°C下短时间加热时，不特别需要一连串的制造工艺中的热处理，在成本方面也有利。 这是因为，在大约700°C的加热中，首先Co、P等的微细的析出物析出。而且通过析出物，迟 缓基体的再结晶化，具有高的强度，并且导电性提高。压缩加工后的热处理条件优选低于连续铸造轧制后、或拉拔/拔丝加工的前后或 在期间进行时的温度。在压缩加工中，若局部地实施了高的冷加工，则优选考虑以该部分为 基准进行热处理。因此，实施高加工，则热处理温度移动到低温侧或短时间侧。优选的条件 是适用与上述的热处理THl有关的条件式、或在380 630°C下15 180分钟。对压缩加 工前的棒材实施了热处理时，不一定需要热处理，但是也可以将延展性的恢复、进一步的导 电性的提高、除去残留应力作为主要目的实施。这时的优选的条件是在250 550°C下5 180分钟。(实施例)利用上述的第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金及比较用的组成的铜，制 作了高性能铜棒线材。表1表示制作高性能铜棒线材的合金的组成。合金设为第1发明合 金的合金No. 1、2、3、101，和第2发明合金的合金似.4、5、102，和第3发明合金的合金似.6、 7、103，和作为比较用近似于发明合金的组成的合金No. 11、12、104，和现有的韧铜的CllOO 的合金No. 21，将任意的合金通过多个工序模式制作高性能铜棒线材。[表1]
合金组成(mass%)XlX2X3合金No.CuPCoSn0NiFeZnMgAgZr第1发 明合金1Rem.0. 0470. 140.010. 00053.412Rem.0. 0560. 180. 030. 00053. 603Rem.0.0670. 240.080. 00063. 95101Rem.0.0790.280. 090. 00033. 85第2发 明合金4Rem.0.0570. 170. 170.00050. 023. 670. 035Rem.0.0720. 230. 040.00040. 054. 150.08
19 图1至图3表示高性能铜棒线材的制造工序。在各图中，由连续铸造轧制的总的 热加工率或由拉拔、拔丝的工序的加工率表示在表示各工序的栏的括号内。如图1所示，线 材通过制造工序A、及B制作。制造工序A通过连续铸造轧制制作成外径8mm的棒材(从熔 解到连续铸造轧制的工序作为工序al。以下相同)。连续铸造轧制在实际操作的保持炉调 整组成，铸造成剖面积大约4800mm2的梯形的铸造棒，在975°C下开始轧制。轧制后，通到兼 备由乙醇引起的表面氧化的还原的水冷槽中。此时，轧制时的平均冷却速度850°C至400V 为大约12°C /秒，850°C至600°C的平均冷却速度为大约10°C /秒。而且，进入水冷槽时的 棒材的表面温度为大约400°C。由连续铸造轧制制作成棒材后，在500°C下进行4小时的热 处理THl (工序a2)，由冷拔丝加工拔丝到外径2mm(工序a3)，在305°C下进行30分钟的热 处理TH2(工序all)，由冷拔丝加工拔丝到外径0. 8mm(工序al2)，接下来，在500°C下进行 5秒的热处理TH2 (工序al3)。而且，继工序a3，由冷拔丝加工拔丝到外径0. 8mm,在500°C 下进行5秒的热处理TH2 (工序a21)。而且，继工序a3，在500°C下进行5秒的热处理TH2， 由冷拔丝加工拔丝到外径0. 8mm(工序a31)。制造工序B通过与制造工序A同样的连续铸造轧制制作成外径1 Imm的棒材(工序 bl)。850°C至400°C的平均冷却速度为大约13°C /秒。而且由冷拉拔加工拔丝为外径9mm， 在480°C下进行8小时的热处理THl，由冷拔丝加工拔丝到外径2mm(工序bll)，在400°C下 进行2分钟的热处理TH2 (工序b 12)，由冷拔丝加工拔丝到外径0. 8mm(工序bl3)，接下来 在550°C下进行2秒的热处理TH2 (工序bl4)。作为进行2次热处理THl的工序，由连续铸 造轧制制作成外径Ilmm的棒材之后在500°C下进行4小时的热处理THl (工序b21)，由冷 拉拔加工拔丝为外径9mm，在480°C下进行8小时的热处理TH1，由冷拔丝加工拔丝到外径 2mm(工序b22)，接下来在400°C下进行2分钟的热处理TH2 (工序b23)。而且，继工序b21，由冷拔丝加工拔丝到外径2mm，接下来在420°C下进行1小时的 热处理THl (工序b24)。而且，继工序bl，由冷拉拔加工伸长为外径9mm，在460°C下进行8小时的热处理TH1，由冷拔丝加工拔丝到外径0. 8mm，在400°C下进行2小时的热处理THl (工 序b31)。而且，继工序bl，在630°C下进行1小时的热处理(工序b41)，由冷拔丝加工拔丝 到外径2mm，接下来在420°C下进行1小时的热处理THl (工序b42)。如图2所示，棒材通过制造工序C作成。制造工程C通过与制造工序A同样的连续 铸造轧制制作成外径23mm的棒材(工序cl)。850°C至400°C的平均冷却速度为大约16°C / 秒。而且，在530°C下进行3小时的热处理THl而清洗(工序cll)，接下来由冷拉拔加工 伸长为外径20mm(工序cl2)。而且继工序cl由冷拉拔加工伸长为外径20mm(工序cl3)， 在480°C下进行8小时的热处理THl而清洗(工序c 14)，接下来由冷拉拔加工伸长为外径 18mm(工序cl5)。而且，热处理THl作为脱离了制造条件的制造工序，继工序cl在575°C下 进行4小时的热处理THl而清洗(工序cl6)，接下来，继由冷拉拔加工伸长为外径20mm的 工序cl7和工序cl3进行了在420°C下进行2小时的热处理THl而清洗的工序cl8。工序 cl6的热处理THl的热处理指数Tl脱离到高于制造条件的一侧，工序c 18的热处理THl的 热处理指数Tl脱离到低于制造条件的一侧。而且，与一般的连续铸造轧制不同，作为在热轧后进行急水冷的工序，由连续铸造 轧制成型为外径23mm的棒材之后，直接浸泡到水槽中(工序c2)。浸泡到水槽之前的棒材 的表面温度为大约650°C。而且，850 600°C的平均冷却速度为大约15°C /秒，850°C至 400°C的平均冷却速度为大约24°C/秒。由连续铸造轧制制作成棒材之后，与工序cll至工 序cl4同样地进行工序c21至工序c24。而且，作为热轧后的冷却速度比制造条件迟缓的工序，进行将轧制后的冷却设为 空冷的工序(工序c3)。850°C至400°C的平均冷却速度为大约8°C /秒。由连续铸造轧制 制作成棒材之后，与工序cll至工序cl4同样地进行了工序c31至工序c34。而且，进行了使热轧开始温度变化的多个工序。作为热轧开始温度低于制造条件 的工序，进行开始温度为850°C的工序c4，轧制后与工序cll及工序cl2同样地进行了工序 c41及工序c42。此时，继工序c4，进行了由冷拉拔加工伸长到外径20mm并在480°C下进 行8小时的热处理THl而清洗的工序c51。而且，作为热轧开始温度高于制造条件的工序， 进行开始温度为1025°C的工序c7，但是，在初始的轧制中发生了断裂，所以停止了制造。而 且，作为热轧开始温度为制造条件内的工序，进行开始温度为930°C的工序c6，轧制后与工 序cll及工序cl2同样地进行工序c61及工序c62。而且，在Cl 100中，通过对应于制造工序A、B及C的制造工序ZA、ZB及ZC而作成 了线材及棒材。图4表示工序ZA、ZB及ZC的构成。CllOO为包含大约0.03maSS%的氧的 纯铜，作为晶出物生成氧化亚铜(Cu2O),但不生成析出物，所以与一般的CllOO的制造工序 同样地在制造工序ZA、ZB及ZC中，不进行用于析出的热处理THl。制造工序ZA如下由连 续铸造轧制制作成外径8mm的棒材，由冷拔丝加工伸长到外径2mm(工序ZAl)，此外，由冷拔 丝加工伸长到外径0. 8mm(工序ZA3)，接下来在300°C下进行5秒的热处理TH2 (工序ZA4)。 制造工序ZB如下由连续铸造轧制制作成外径1 Imm的棒材，接下来由冷拔丝加工伸长到外 径2mm(工序ZB1)。制造工序ZC如下由连续铸造轧制制作成外径23mm的棒材，接下来由 冷拔丝加工伸长到外径20mm(工序ZCl)。而且，作为棒线材的制造工序的比较用，进行包括完全溶体化_析出的工序的G、 及H。图5表示工序G、及H的构成。制造工序G如下将外径8mm的棒材在900°C下进行10分钟的溶体化的热处理而水冷，在500°C下进行4小时的热处理TH1，由冷拔丝加工伸长 到外径2mm(工序Gl)，在305°C下进行30分钟的热处理TH2 (工序G2)，由冷拔丝加工伸长 到外径0. 8mm,接下来在500°C下进行5秒的热处理TH2 (工序G3)。制造工序H如下将外 径23mm的棒材在900°C下进行10分钟的溶体化的热处理而水冷，在500°C下进行4小时的 热处理THl，接下来由冷拉拔加工伸长到20mm (工序Hl)。上述的试验通过实际的制造设备进行，但与实机测试分开进行了实验室测试。表 2表示进行实验室测试的合金的组成，图6表示由实验室测试的制造工序。[表 2] 实验室测试如下作成厚度50mm的板状的铸件，加热到970°C板轧制成6mm和 15mm，从各自切出板，接下来由车床加工作成外径5. 6mm和14. 5mm的棒线材。此时的、850°C 至400°C之间的平均冷却速度分别为大约15°C /秒和19°C /秒。接下来通过制造工序E、 及F作成线材及棒材。制作工序E如下将外径5. 6mm的线材在500°C下进行4小时的热处理TH1，由冷拔丝加工伸长到外径1. 4mm(工序El)，接下来在450°C下进行10秒的热处理 TH2(工序E2)。制造工序F如下将外径14. 5mm的棒材由冷拉拔加工伸长到外径12. 6mm(工 序Fl)，接下来在475°C下进行8小时的热处理THl (工序F2)。而且，在比较用的Cl 100中，通过对应于制造工序E及F的制造工序ZE及ZF作成。 在制作工序ZE、及ZF中，与上述的实机测试同样地未进行用于析出的热处理TH1。作为由上述的方法作成的高性能铜棒线材的评价，测量了拉伸强度、维氏硬度、伸 长、洛氏硬度、重复弯曲次数、导电率、400°C高温拉伸强度、冷压缩后的洛氏硬度和导电率。 而且，观察金属组织而测量了再结晶率、晶粒直径、及析出物的直径和30nm以下的大小的 析出物的比例。而且，测量了工序cl2的棒材的冷压缩后的洛氏硬度和导电率。而且，利用 棒线材、压缩加工材料，在70(TC下进行30秒钟、及100秒钟的高温加热试验。拉伸强度的测量如下地进行。试验片的形状在棒材中用JIS Z 2201的标点距离为 (试验片平行部的剖面积的平方根)X 5.65的14A试验片实施。在线材中，用JIS Z 2201 的标点距离为200mm的9B试验片进行。重复弯曲次数的测量如下地进行。将弯曲部分的R设为2 X D (产品直径)mm,将进 行90度弯曲而返回到原来的位置时设为1次，进而在相反侧弯曲90度，到破裂为止重复进 行。在直径8mm以上的棒材的场合、及冷压缩试验片的场合，导电率的测量利用了日 本F0ERSTER株式会社制的导电率测量装置(SIGMATEST D2. 068)。线材及直径小于8mm的 棒材的场合，根据JIS H 0505测量。这时，在电阻的测量中利用了双臂电桥。另外，在本说 明书中，“电传导”和“导电”的用语以相同的意义使用。400°C高温拉伸强度的测量如下地进行。在400°C下保持30分钟后进行了高温拉 伸试验。另外，标点距离设为50mm，试验部用车床加工为Φ 10mm。冷压缩如下地进行。将工序cl、ell、cl2、c 13、cl4的棒材切断为长度35mm，用 阿姆斯勒万能试验机压缩到7mm(加工率80%)。关于工序cl、cl3的棒材，在压缩后，作为 加工后热处理进行440°C X60分钟的热处理，测量了洛氏硬度和导电率。将工序F1、F2的 棒材切断为长度20mm，用阿姆斯勒万能试验机压缩到4mm(加工率80% )。关于工序Fl的 棒材，在压缩后，作为加工后热处理进行440°C X60分钟的热处理，测量了洛氏硬度和导电 率。另外，关于C1100，通过热处理软化及再结晶，所以未进行热处理。未再结晶率的测量如下地进行。用100倍、200倍及500倍的金属显微镜的 组织照片进行。再结晶和未再结晶的辨别困难时，从根据200倍、500倍、及1000倍的 EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern、电子射线背散射衍射图样)的结 晶粒地图，将被方位差15度以上的晶粒边界围绕的区域且拉拔方向的长度是垂直于拉 拔方向的方向的长度的3倍以上的区域设为未再结晶区域，通过图像分析(用图像处 理软件“WinR00F”2进制化)来测量该区域的面积率，将该值设为未再结晶率。EBSP是 M ( tt )TSL solutions 白勺 OIM (Orientation Imaging Microscopy、 ^ m^lH^^Ji 装置、型号 TSL-0IM5. 1)搭载于日本电子(株)的 FE-SEM (Field Emission Scanning ElectronMicroscope 场发射式扫描电子显微镜、型号JSM-7000F FE-SEM)的装置作成。晶粒直径的测量通过光学显微镜照片按照JIS H 0501中的伸铜品结晶粒度试验 方法的比较法测量。
析出物的粒径将150，000倍的TEM(透射电子显微镜)的透射电子像通过上述的 “WinROOF” 2进制化而提取析出物，计算各析出物的面积的平均值而测量了平均粒子直径。 将棒线材的半径设为R，则测量位置设为离棒线材的中心1R/2和6R/7的位置的2点，采用 其平均值。若在金属组织中的位错密度高，则难以测量析出物的大小，所以主要用对连续铸 造轧制材料实施热处理THl的棒线材、例如完成工序cll的棒线材进行了测量。关于700°C 高温加热试验材料，在一部分再结晶化的部分进行测量。而且，根据各析出物的粒径测量了 30nm以下的析出物的个数的比例，但是在150，000倍的TEM的透射电子像中，只能对2. 5nm 左右的析出物准确地测量尺寸，所以，成为大于2. 5nm的析出物中的比例。大致在7nm以下 小的情况下，析出物的大小用75万倍观察。用75万倍的TEM观察时，可以比较准确的辨别 的析出物的极限为0. 7nm，所以，平均析出物的大小、30nm以下的析出物的比例也是0. 7nm 以上的析出物成为对象。耐磨耗性的测量如下地进行。通过对外径20mm的棒材实施切削加工及开孔加工 等，得到外径19. 5mm、厚度(轴线方向长度)IOmm的环状试验片。接下来，将试验片嵌合固 定在旋转轴，并且，在环状试验片的外周面以施加5kg的载荷的状态滚接由18maSS% Cr、 8maSS%Ni、余下Fe构成的SUS304制辊(外径60. 5mm)的基础上，一边在试验片的外周面滴 下多级油(试验最初使试验面过度湿润，然后，每1天补充滴下10mL)，使旋转轴以209rpm 旋转。而且，在试验片的转数达到10万次的时刻，停止试验片的旋转，测量了试验片的旋转 前后的重量差即磨耗减量(mg)。磨耗减量越少，可以称为耐磨耗性优良的铜合金。高温加热试验如下地进行。在700°C的盐浴(NaCl和CaCl2混合为大约3 2的 物质)中浸渍30秒，在水冷之后测量了导电率、金属组织、析出物的平均粒径、维氏硬度，而 且在一部分测量了拉伸强度、伸长、洛氏硬度。高温加热试验通过试料，以下面的3种类内 的任意的状态进行。另外，关于棒线材，高温加热试验的试料利用完成各工序的外径不变且 将长度切断为35mm的材料，冷压缩材料利用上述的冷压缩试验后的试料。在一部分实施的 拉伸试验的完成各工序的外径不变且将试验片的长度设为300mm。长度、体积变大，所以，关 于拉伸试验片，在盐浴中浸渍100秒之后水冷。1.完成各工序的棒线材的状态2.对完成各工序的棒线材进行上述的冷压缩的状态3.对完成各工序的棒线材进行上述的冷压缩、进而进行了 440°C X60分钟的热处 理的状态(与W097]段相同)在后述的试验结果的各表中，在“700°C 30秒的耐热性”的实验项目的“加热前的 加工”的栏中，用该1至3的数字表示各试料的实验状态。关于上述的实验，首先对实验室测试的结果进行说明。表3、4表示工序El的结果。 在表中，将第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金分别记载为第1、第2、第3，将比较合 金记载为比较，将CllOO记载为C(在以下的各表中同样)。另外，在表中的工序El、E2记 载的析出粒子的大小为在外径5. 6mm的阶段调查的大小。[表3]
24 [表 4]
CllOO记载了未进行热处理THl的工序ZEl的结果。发明合金与比较用合金或 CllOO相比，热轧后的未再结晶率高，晶粒直径小。而且，在拔丝加工后，发明合金与比较合 金或CllOO相比，析出物的平均粒径小，30nm以下的比例高。而且，在拉伸强度、维氏硬度、 重复弯曲次数、线材性能指数Il中成为良好的结果。导电率是比较合金下降为CllOO的 60%左右，但发明合金停留在CllOO的80%左右。而且，在No. 43及44的比较用合金中，P 及Sn的含量高，所以在热轧时产生裂纹而未能加工成线材。表5、6表示工序E2的结果。[表 5]
[表 6] CllOO记载了未进行热处理TH1、TH2的工序ZEl的结果。与工序El的结果同样， 在工序E2的结果中，发明合金与比较用合金或CllOO相比，在拉伸强度、维氏硬度、重复弯 曲次数、线材性能指数Il中成为良好的结果。导电率是比较用合金下降为CllOO的60%左 右，但发明合金停留在CllOO的75%左右。而且，在工序E2后，与工序El后相比拉伸强度 稍微变小，但重复弯曲次数提高。如这些，发明合金为高强度、高导电铜合金，特别是，在其 中处于数学式X1、X2、X3的范围及组成范围且处于更优选范围的发明合金的线材性能指数 Il高。(合金32、35稍微差。)表7、8表示工序Fl的结果。[表 7] CllOO记载了对应于工序Fl的工序ZFl的结果。发明合金与C1100相比，在拉伸 强度中成为良好的结果，但伸长、洛氏硬度为同等，导电率下降为CllOO的50%左右。而且， 发明合金与比较用合金相比，在拉伸强度、伸长、洛氏硬度、导电率、棒材性能指数12中同 等，在冷压缩后的洛氏硬度、导电率中成为良好的结果。表9、10表示工序F2的结果。[表 9] [表10]
CllOO记载了未进行热处理THl的工序ZFl的结果。发明合金与比较用合金、C1100 相比，在拉伸强度、洛氏硬度、棒材性能指数I2、400°C高温拉伸强度、及冷压缩后的洛氏硬 度、导电率中成为非常良好的结果。如此，发明合金通过在475°C下进行8小时的热处理(析 出处理)，工序Fl之后拉伸强度等的性能大大提高。根据工序E1、E2、F1及F2合金，N0.41至44的各比较用合金的结果如下。比较用 合金的合金No. 41由于Co、P等的比率差，所以导电率低。而且，析出物的粒径大，所以几乎 不生成未再结晶粒，强度也低。此外，析出物的粒径大，所以高温强度低。比较用合金的合金No. 42含有比规定的量多的Fe、Ni，所以析出粒子直径大，有析 出物的形态改变的可能性。其结果，未再结晶部的生成不进展，强度、高温强度低。比较用合金的合金No. 43由于Co、P等的比率差、P量超出申请范围，所以在热期 间产生大的裂纹。比较用合金的合金No. 44由于Sn量多、在轧制中途轧制负载量增加到CllOO的场 合的70%，所以停止了轧制。接着，说明在实机测试中的结果。表11、12表示工序al、a2、a3、bl、bll的结果。[表11] CllOO表示相对于工序a3的工序ZAl的结果、相对于工序bll的工序ZBl的结果。 图7表示在合金No. 1的发明合金和CllOO中观察金属组织的结果。图8表示用透射型电 子显微镜观察工序a2的合金No. 2的析出物的结果。在连续铸造轧制后(工序al、工序bl)，发明合金与比较用合金相比，未再结晶率 高，晶粒直径小。而且，在热处理THl后(工序a2)，发明合金与比较用合金相比，析出物的 平均粒径小，30nm以下的析出物的比例变高。另外，发明合金被伸长到外径2mm之后(工 序a3、工序bll)，与比较用合金或CllOO相比，拉伸强度或维氏硬度或线材性能指数Il非吊尚。包括以后的本发明所涉及的高性能铜棒线材，在大部分的高性能铜棒线材，线材 性能指数Il满足优选范围即4500以上、进而满足4700以上。另外，发明合金与比较用合 金或Cl 100相比，重复弯曲次数也成为良好的结果。导电率为比较用合金是Cl 100的70 % 左右，相对于此，各发明合金是80%左右，成为比比较用合金良好的结果。在耐热性中，发明 合金与比较用合金或CllOO相比，维氏硬度高，再结晶率低，导电率也高于比较用合金。表13、14 表示工序 cl、cll、cl2、cl6、cl7 的结果。[表 13]
3171944[表14]
合金 No.工序实验 No.最终加工后 00°C30秒的耐热性导电 率线材 性能 指数 12磨耗 减量400°C高温 拉伸强度冷压缩后加热 前的 加工维氏 硬度再结 晶率导电 率析出物硬 度导电 率平均 粒径30nm 以下 的比例%IACSragN/mm2HRB%IACSHV%%IACSnm%第12cl915429097873210512717.997101cl924828348571第2102C]93472778847421197. 5696. 798第37cl945629978372103cl9546285421171066比较11cl9612cl97104cl98第12Cll998042522098280310415728.696101Cll100764527第2102Cll101784598第37Cll1027843208578
37
在制造棒材的工序C中，在连续铸造轧制后(工序Cl)发明合金的未再结晶率为 15 30%，高于合金No. 11、12的比较合金、合金No. 21的Cl 100，而且，再结晶粒的大小为 18 20μπι，小于比较用合金和C1100。此外，在热处理THl后(工序cll)，发明合金与比 较用合金相比，析出物的平均粒径小，30nm以下的析出物的比例变高。而且，拉伸强度、洛 氏硬度、棒材性能指数12非常高。在工序cl的连续铸造轧制，发明合金软，但在工序cll 的热处理THl后，拉伸强度、洛氏硬度变高，导电率和棒材性能指数12大大提高。连续铸造 轧制后的材料强度低是示意可以用功率小的挤压或冷锻造设备容易地、尺寸精度良好地成 型。如此，发明合金通过进行热处理TH1，机械性质和导电性大大提高。而且，发明合金伸 长到外径20mm后(工序cl2)，与比较用合金或C1100相比，拉伸强度或洛氏硬度或棒材性 能指数12非常高。包括以后的本发明所涉及的高性能铜棒线材，在大部分的高性能铜棒线 材，棒材性能指数12满足优选范围即4400以上。而且，发明合金与比较用合金或CllOO相 比，伸长也稍微成为良好的结果。在工序cl2中，发明合金的400°C高温拉伸强度为比较用合金的2倍、或者其以上， 是CllOO的4倍左右。冷压缩后的洛氏硬度也成为良好的结果。此外，在700°C耐热性中，发明合金与比较用合金或CllOO相比，维氏硬度高。另外，再结晶率也是45%以下，大部分 为20%以下。导电率与实施热处理THl的加热前的材料(工序cl2)相比，变差8% IACS左 右，但是显示大约70% IACS的高的导电性。此外，导电率与未实施热处理THl的加热前的 材料(工序cl)相比，提高大约20% IACS，显示大约为70% IACS的高的导电性。另外，析 出物的大小也从加热前的大约3. 5nm生长到加热后的7. 5nm，但是依然微细，几乎不存在超 过30nm的析出物。一般的析出时效型合金的情况下，若加热到700°C的高温，则再结晶率超 过50%，析出物变得粗大，通过与析出物有关的元素的再固溶，导电性的降低显著，当然强 度的下降也大。相对于此，本发明合金如上所述关系到析出物的元素的再固溶少、析出物微 细，所以防止再结晶化。其结果，即使加热到700°C，也认为具有高的强度和导电性。而且， 在表中没有数值的记载，但是用工序cl2及ZCl的棒材评价的耐磨耗性的磨耗减量相对于 第1发明合金的试验No. 107为93mg，试验No. 110为66mg，C1100的试验No. 119为652mg， 发明合金远远优于C1100。在热处理THl的热处理指数TI脱离到高于制造条件一侧的工序 C16中，基体软化，析出物增大，所以与工序Cii中的结果相比，拉伸强度、洛氏硬度、棒材性 能指数12下降很大，在此后进行拉拔的工序C17中，与工序C12的结果相比，拉伸强度、洛 氏硬度、棒材性能指数12下降很大。工序cl6中，热处理THl的热处理指数TI脱离到高于 制造条件的一侧，所以析出过剩，因此由析出引起的强度提高少，拉伸强度、洛氏硬度、棒材 性能指数12低。表15表示发明合金的工序cl2和工序cl4、C1100的工序ZCl的棒材在700°C下 加热100秒的高温加热试验的结果。[表15] 拉伸强度、洛氏硬度、导电率均成为发明合金优于CllOO的结果。一般，有无耐热 特性的判断在是否具有加热前的原材料的80%的拉伸强度下进行。发明合金具有原材料的 80%以上的拉伸强度。此外，导电率也具有原材料的80%以上。但是CllOO仅具有原材料 的70%以下的拉伸强度，比发明合金低150N/mm2以上。表16、17表示工序all、al2、al3、a21、及a31中的结果，表18、19表示工序bl2、 bl3、及bl4中的结果。[表16] [表 17] [表18] CllOO 表示工序 ZA3、ZA4 的结果。工序 all、al2、al3、a21、a31 及工序 bl2 至 bl4 在拉拔/拔丝工序的期间或之后进行以恢复为主要目的的热处理TH2。在各工序中，发明合 金与比较用合金和CllOO相比，拉伸强度、维氏硬度和线材性能指数Il非常高。此外，各发 明合金与比较用合金和CllOO相比，重复弯曲次数也成为良好的结果。相对于导电率是比较用合金为CllOO的70%左右，发明合金为75%左右，成为比比较用合金良好的结果。此 外，从工序al2和al3的结果的比较、及工序bl3和bl4的结果的比较可知，发明合金通过 在拔丝工序后进行热处理TH2，重复弯曲次数较大提高。表20、21将工序b21至b24及工序b31、b41、b42中的结果与工序bll、bl2中的 结果比较表示。[表20] [表 21] 工序b22及b23进行2次热处理THl，工序b22、b23的线材的强度、硬度、导电率、 弯曲性全都比热处理THl为1次的工序bll、bl2的线材提高。工序b24和工序31将制造 工序的最终设为热处理THl。通过，在最终进行热处理TH1，满足表示强度和导电率的总的 平衡的线材性能指数II，成为耐弯曲性更优良的材料。此外，工序b24和工序b31的线材， 加上延展性的棒材性能指数12也表示最佳的范围的4800以上的值。此外，工序b31的线 材的重复弯曲次数变得非常多。而且，与在最终不进行热处理THl的bll bl3的各工序 制作的CllOO和比较例比较，发明合金的强度高，耐弯曲性为2倍以上。
表22、23表示工序cl3至cl5及工序cl8中的结果。[表 22] CllOO表示工序ZCl的结果。发明合金在连续铸造轧制后(工序cl)柔软，但是 拉拔工序后(工序cl3)强度增强，通过进行热处理THl (工序cl4)，拉伸强度、伸长、洛氏 硬度、导电率变得更良好。另一方面，比较用合金若进行热处理THl则伸长和导电率稍微变 得良好但拉伸强度、洛氏硬度下降。这样，发明合金在加工时为柔软的状态，在加工后可以 加强，所以能够降低加工成本。此外，热处理THl后(工序cl4)的400°C的高温拉伸强度是 发明合金成为比较用合金的2倍以上。若在热处理THl后进行拉拔(工序cl5)，则伸长减 小，但是拉伸强度、洛氏硬度变得更高。在700°C的耐热性中，不管有无热处理TH1、棒材的 冷加工率、以及棒或压缩加工品，维氏硬度为110左右，导电率也是70左右，具有高的强度 和高的导电率。这是因为，包括cl、cl2的工序材料，析出物的大小为大约7nm微细，再结晶 率为大约10%。另外，发明合金在拉拔后(工序cl3)的棒材的阶段，洛氏硬度与比较用合金没有 大的差异，仅比CllOO高9点，如“冷压缩后”的数据所示锻造进行热处理之后，远远高于比 较用合金和C1100。这样，发明合金在锻造后的热处理后，变得比比较用合金和CllOO硬很 多，所以在锻造等的冷加工中显示优异的特性(参照试验No. 201、205、206)。工序C18在工 序cl3之后进行420°C下2小时的热处理TH1。热处理THl的热处理指数TI脱离到比制造 条件低的一侧，所以析出不充分，因此由析出引起的强度提高少，拉伸强度、洛氏硬度、棒材 性能指数12低，导电率也低。表24、25将工序02、021至024及工序03、031、032、034中的结果与工序cl、cll 至cl4中的结果比较表示。[表24]
[表 25] 工序c2、c21、c22、c23、c24在连续铸造轧制的热轧后急水冷，从850°C到400°C 的冷却速度为24°C /秒。通过连续铸造轧制后急水冷，从而紧随其后的热处理THl (工序 c21)后的析出物变细小，其结果，棒材的拉伸强度、洛氏硬度、棒材性能指数12提高，400°C 下的高温拉伸强度也高。此外，700°C加热后的棒材、压缩加工品的再结晶率低，维氏硬度 也高。冷压缩后的洛氏硬度也高。此外，工序c22、c23、c24中的结果也比对应于各工序的 工序cl2、cl3、cl4中的结果，拉伸强度、洛氏硬度、棒材性能指数12变得良好。这样，在一 般的连续铸造轧制方法中，发明合金也具有高水平的强度、导电率、及强度/导电率平衡， 但是提高从850°C到600°C、或从850°C到400°C的平均冷却速度、及/或提高600°C以下或 400°C以下的冷却速度，从而可以更进一步提高强度、导电率及其平衡。而且，也能够实现高 温强度、耐热性的提高或冷压缩后的硬度的提高。工序c3、c31、c32、c34在连续铸造轧制的热轧后缓冷，从850°C到400°C的冷却速 度为8°C/秒。通过在连续铸造轧制后缓冷，紧随其后的热处理THl (工序c31)后的析出物增大。工序c31、c32、c34中的结果比对应于各工序的工序ell、cl2、cl4中的结果，拉伸强 度、伸长、洛氏硬度、棒材性能指数12变差。若连续铸造轧制中及连续铸造轧制后的冷却速 度慢，则冷却过程中析出物变得粗大、析出物的分布不均勻，并且未再结晶率也升高，所以 强度延展性低。根据这些得到的材料当然耐热性也低。表26,27 将工序 c4、c41、c42、c51、c6、c61、c62、c7 中的结果与工序 cl、ell、cl2 中的结果比较显示。[表 26] [表27] 如工序c7，若热轧开始温度为高于制造条件的1025°C，则产生了热轧裂纹(参照 试验No. 291)。另一方面，如工序c4，热轧开始温度低于制造条件的850°C下开始热轧，则 Co、P等的固溶不充分，所以轧制后的未再结晶率高，在后面热处理工序中析出物变得粗大。 因此，工序c41、c42中的结果比对应于各工序的工序c ll、cl2中的结果，拉伸强度、伸长、 洛氏硬度、棒材性能指数12变差。此外，由于热轧的负荷升高，所以有时不能进行连续铸 造轧制(参照试验No. 294)。此外，即使在工序c4后进行拉拔之后进行热处理THl (工序c51)，拉伸强度、洛氏硬度、棒材性能指数12低。热轧开始温度在制造条件内的930°C的工 序c61、c62中的结果与工序cll、cl2同样良好。这样，通过控制热轧开始温度和冷却速度，Co、P等充分固溶，所以在后面的热处理 工序Co、P等析出物微细地均勻析出，得到即使在金属组织中再结晶粒也微细并且再结晶 部和未再结晶部的比例适当的连续铸造轧制素材。另外，在此后的工序中通过适当地设计 析出硬化和由拉拔或拔丝造成的加工硬化，从而得到强度、导电性、延展性优异、这些综合 平衡优良的铜合金。表28、29将工序Gl至G3及工序H的结果与工序a3、all、al3及工序cl2的结果 比较表示。[表 28] [表 29] 工序Gl至G3及工序Hl进行溶体化-析出的工序。并且，本实施方式涉及的包括 连续铸造轧制工序的工序a3、all、al3、cl2根据各工序内容，工序Gl对应于工序a3、工序 G2对应于工序all、工序G3对应于工序al3、工序Hl对应于工序cl2。在各工序中的比较中，本实施方式涉及的高性能铜棒线材比进行了溶体化-析出的工序的棒线材，拉伸强度 高，重复弯曲次数也多，并且棒线材中的伸长也高。得到了在上述的各实机测试中连续铸造轧制的热加工率为75%以上低于95%、 热轧后的金属组织的未再结晶率为1 60%且再结晶部分的晶粒直径为4 40 μ m的棒线 材(参照表13、14的试验No. 91至95等)。此外，得到了连续铸造轧制的热加工率为95%以上、热轧后的金属组织的未再结 晶率为10 80%且再结晶部的结晶粒度2. 5 25 μ m的棒线材(参照表11、12的试验 No. 61 至 65 等)。此外，得到了如下的棒线材在连续铸造轧制后实施冷拉拔/拔丝加工，冷拉拔/ 拔丝加工的前后、或期间实施350 620°C下0. 5 16小时的热处理，均勻地分散有大致圆 形、或大致椭圆形的微细的析出物，析出物的平均粒径为2 20nm、或全部析出物的90%以 上为30nm以下的大小(参照表11、12的试验No. 74至76等)。此外，在冷拔丝加工期间、或之后实施200 700°C下0. 001秒 180分钟的热处 理，得到了耐弯曲性优良的棒线材(参照表16、17的试验No. 121至125等)。此夕卜，得到了外径3mm以下的线材且导电率为45(% IACS)以上、线材性能指数Il 是4300以上并且耐弯曲性优良的棒线材(参照表11、12的试验No. 74至76等)。此外，得到了导电率为45(% IACS)以上且伸长为5%以上、棒材性能指数12为 4200以上的棒线材(参照表13、14的试验No. 107至111等)。此外，得到了具有400°C下的拉伸强度为180(N/mm2)以上的耐热强度的棒线材 (参照表13、14的试验No. 107至111等)。此外，得到了如下的棒线材700°C下加热30秒、水冷后的维氏硬度(HV)为90以 上，导电率45%以上，加热后的金属组织中的析出物为平均粒径2 20nm、或所有析出物的 90%以上为30nm以下、或金属组织中的再结晶化率为45%以下。特别是析出硬化型铜合金的情况下，若加热到700°C的高温而水冷，则降低20% IACS (绝对值)或原来的导电率的30%以上(相对值)，但是，发明合金10% IACS (绝对值) 的下降、或与原来的导电率相比停留在15%以下(相对值)的下降，维持高导电。并且，比 较合金均不满足维氏硬度、金属组织中的再结晶化率、析出物大小。根据上述的实机测试结果可以说明如下的情况。CllOO存在Cu2O的晶出粒子，但是 其粒径大约2μπι大，所以对强度没有贡献，对金属组织的影响也少。因此，高温强度也低， 粒径大，所以重复弯曲加工性未必良好(参照表16、17的试验No. 130等)。比较用合金的合金No. 11、12的Co或P少，并且在Co、P等的关系式中平衡差。Co、 P等的析出物的粒径大、其量也少。因此，素材的未再结晶率低，并且再结晶部的再晶粒直径 大，所以强度低。并且，Co、P等的平衡差，所以导电率低。另外，线材性能指数Il也差。这 与Co、P的单方大致相同量的合金No. 1相比清楚(参照表11、12的试验No. 74、77、78及表 16、17 的试验 No. 121、126、127 等)。No. 104的Sn的添加量少。因此，基体的耐热性低，所以再结晶在低温侧产生，未 再结晶率低，析出粒子的大小也大。因此，认为强度降低、线材性能指数Il或棒材性能指数 12也降低。发明合金是Co、P等微细地析出，所以妨碍原子的移动，伴随基体的耐热特性也通过Sn提高，即使在400°C的高温下，组织上变化少，得到高的强度。比较用合金的合金 No. 11,12的析出量少，所以缺乏耐热特性，400°C下的高温强度也低(参照表13、14的试验 No. 107 112,114 116,119 等)。发明合金在实施的所有材料中，变形能优良，所以未发生裂纹。此外，由于变形阻 抗小，所以也未发生轧制机停止的故障。发明合金含有预定量的Co、P等，所以未结晶部生成预定量，并且再结晶部的再晶 粒直径也小。本工序程度的溶体化中，通过之后的析出处理，固溶的Co、P等微细地析出，可 以得到高的强度。由于Co、P等的大部分析出，所以得到高的导电性。并且，析出物小，所以 重复弯曲性优良。在棒材中，再结晶粒细小、析出物小，所以伸长、强度、导电率高，棒材性能指数12 也高(参照表13、14的试验No. 107 116等)。在设备的加工能力小的情况下，以固溶状态或轻塑性加工的状态加工，在之后通 过进行热处理THl，从而可以得到高的导电率和强度(参照表13、14的试验No. 91 106、 及表22、23的试验No. 201 215等)。即使加热到700°C的高温，析出物的大部分消灭、不 固溶，所以具有高的导电性。并且，析出物微细，再结晶化被阻碍，所以硬度高。在使用时， 通过钎焊等加热到大约700°C时，在制造工艺中不必实施TH1、TH1，也得到高的硬度和高的 导电性。本实施方式的棒线材因拉伸强度高、硬度硬，所以被认为是依存于拉伸强度和硬 度的耐磨耗性也优异。而且，本发明不限于上述各种实施方式的构成，在不变更发明的宗旨的范围内可 以进行各种变形。例如，可以在工序中的任意时候进行进行剥皮和清洗。如上述，本发明的高性能铜管棒线材是高强度、高导电，耐弯曲性优良，所以最适 于束线、机器人用电线、航空机用电线、及电子设备布线材料等。而且，高温强度、耐磨耗性、 耐久性也优良，所以最适于连接器用线(总线条)、切割(放电加工)用线、接触导线、焊嘴、 点焊用嘴、螺柱焊接基点、放电加工用电极材料、汇流条、电动机的转子条、及电部件(固定 件、紧固件、电布线器具、电极、功率继电器、继电器、连接端子等)。此外，锻造和挤压等的加 工性也优良，所以最适于热锻造品、冷锻造品、滚压螺钉、螺栓、螺母、及配管部件等。本申请根据日本专利申请2008-044353主张优先权。其申请的内容的全部通过参 照引入该申请。
权利要求
一种高强度高导电铜棒线材，其特征在于，该高强度高导电铜棒线材通过包括连续铸造轧制的工序制造而成，该铜棒线材具有下述合金组成，含有0.12～0.32mass％的Co、0.042～0.095mass％的P、0.005～0.70mass％的Sn和0.00005～0.0050mass％的O，在Co的含量[Co]mass％和P的含量[P]mass％之间具有3.0≤([Co] 0.007)/([P] 0.008)≤6.2的关系，并且，余量由Cu及不可避免的杂质构成。
2.如权利要求1所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，还含有0.002 0. 5mass%&Zn、0· 002 — 0. 25mass%的]\%、0· 002 — 0. 25mass%的Ag、0. 001 — 0. Imas s% 的&中的任意1种以上。
3.一种高强度高导电铜棒线材，其特征在于，该高强度高导电铜棒线材通过包括连 续铸造轧制的工序制造而成，该铜棒线材具有下述合金组成，含有0. 12 0. 32mass %的 Co、0. 042 0. 095mass % 的 Ρ、0· 005 0. 70mass % 的 Sn 和 0. 00005 0. 0050mass % 的 0，并且含有0. 01 0.Ni或0. 005 0. 07mass %的Fe中的任意1种以上， 在Co的含量[CoJmass Ni的含量[NiJmass Fe的含量[Fe]mass%禾口 P的含量[P] mass % 之间，具有 3. 0 < ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 008) < 6. 2 及 0.015彡1.5X [Ni]+3X [Fe] ^ [Co]的关系，并且，余量由Cu及不可避免的杂质构成。
4.如权利要求3所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，还含有0.002 0. 5mass%&Zn、0· 002 — 0. 25mass% 的 Mg、0. 002 — 0. 25mass% 的 Ag、0. 001 — 0. Imass % 的&中的任意1种以上。
5.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，在上述连续 铸造轧制中的总的热加工率为75%以上、低于95%时，上述连续铸造轧制完成时的金属组 织的未再结晶率为1 60%，并且再结晶部分的平均晶粒直径为4 40 μ m，在上述热加工 率为95%以上时，上述连续铸造轧制完成时的金属组织的未再结晶率为10 80%，并且， 再结晶部分的平均晶粒直径为2. 5 25 μ m。
6.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，上述连续铸 造轧制中的轧制开始温度为860°C至1000°C的区间，总的热加工率为75%以上，在从850°C 至400°C的温度区域的平均冷却速度为10°C /秒以上。
7.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，在上述连续铸造轧制后实施冷拉拔/拔丝加工，在上述冷拉拔/拔丝加工的前后或期间，在350°C 620°C实施0. 5 16小时的热处理，均勻地分散有大致圆形或大致椭圆形的微细的析出物，上述析出物的平均粒径为2 20nm，或者所有的析出物的90%以上为30nm以下的大
8.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，在冷拔丝加工期间或之后，在200 700°C实施0. 001秒 180分钟的热处理， 耐弯曲性优良。
9.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，是外径为 3mm以下的线材，并且耐弯曲性优良。
10.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，是外径为3mm以下的线材，导电率为45 IACS)以上，设导电率为IACS)、拉伸强度为S (N/mm2) 时，(R172XS)的值为4300以上，并且耐弯曲性优良。
11.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，使用于束线。
12.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，导电率为 45(% IACS)以上，伸长为5%以上，设导电率为IACS)、拉伸强度为S (N/mm2)、伸长为 L(% )时，(R172XSX (100+D/100)的值为 4200 以上。
13.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，具有在 400°C的拉伸强度为180(N/mm2)以上的高温强度。
14.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，被使用于 冷锻造用途或挤压用途。
15.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜棒线材，其特征在于，在700°C 加热30秒后的维氏硬度(HV)为90以上，导电率为45(% IACS)以上，并且，上述加热后的 金属组织中的析出物的平均粒径为2 20nm、或者所有的上述析出物的90%以上为30nm 以下、或者上述金属组织中的再结晶化率为45%以下。
全文摘要
本发明的高强度高导电铜棒线材，通过包括连续铸造轧制的工序制造，具有下述合金组成含有0.12～0.32mass％的Co、0.042～0.095mass％的P、0.005～0.70mass％的Sn、0.00005～0.0050mass％的O，在Co的含量[Co]mass％和P的含量[P]mass％之间具有3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2的关系，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成。通过均匀地析出Co及P的化合物、和Sn的固溶，高强度高导电铜棒线材的强度和导电率提高，并且通过连续铸造轧制而制造，所以成为低成本。
文档编号C22F1/00GK101932741SQ200980103780
公开日2010年12月29日 申请日期2009年2月23日 优先权日2008年2月26日
发明者堀和雅, 大石惠一郎 申请人:三菱伸铜株式会社;三菱综合材料株式会社