CN101960028A

CN101960028A - 高强度高导电铜合金管/棒/线材

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Publication number: CN101960028A
Application number: CN2009801073223A
Authority: CN
Inventors: 大石惠一郎
Original assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Current assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Priority date: 2008-03-28
Filing date: 2009-02-23
Publication date: 2011-01-26
Anticipated expiration: 2029-02-23
Also published as: TW201006940A; CN101960028B; US20110174417A1; JPWO2009119222A1; US9163300B2; EP2258882A1; TWI422691B; MY152076A; KR101213801B1; CA2706199A1; EP2258882B1; KR20100060024A; JP5051927B2; WO2009119222A1; EP2258882A4; BRPI0905381A2; CA2706199C

Abstract

本发明的高强度高导电铜合金管/棒/线材为如下合金组成，通过包括热挤压的工序制造而成，上述合金组成含有0.13～0.33mass％的Co、0.044～0.097mass％的P、0.005～0.80mass％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2.9≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.1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，高强度高导电铜合金管/棒/线材的强度和导电率提高，另外，因为通过热挤压制造，所以成本低。

Description

高强度高导电铜合金管/棒/线材

技术领域

本发明涉及通过包括热挤压的工序制作的高强度高导电铜合金管/棒/线材。

背景技术

历来，铜利用其优异的电、热传导性，作为连接器、继电器、电极、触点、接触导线、连接端子、焊嘴、电机所使用的转子条、束线、机器人或飞机的布线材料而被使用于各种产业领域。例如，其还被用于汽车的束线，但是，与地球温暖化相关，为了提高汽车的燃油效率而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，若使用高强度且具有高的导电性，并且耐弯曲性、延展性优良的束线用铜线材，就能够减少铜的使用量，可以进行轻量化及成本降低。

该束线有几个种类，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、飞机用布电线等要求高强度/高导电，并且要求耐弯曲性。这些布电线用为了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使用。在此，在本说明书中，所谓线材是指直径、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合金管/棒/线材(以下简称为高性能铜管/棒/线材)根据所使用的用途要求如下的特性。

由于通过连接器的小型化，雄连接器侧的细线化发展，所以连接器、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，所以需要抗应力缓和特性。

对流过大电流的继电器、电极、连接器、汇流条、电机等当然要求高的导电性，并且为了小型化等而需要高的强度。

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。

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。虽然一般称为接触导线，但是直径多为20mm，在本说明书中纳入棒的范畴。

对焊嘴要求高导电、高强度、耐磨耗性、高温强度、耐久性、及高的导热性。

从高可靠性的要求来看，电构件之间、高速旋转的构件之间、汽车等产生振动的构件之间、铜材料和陶瓷等的非铁金属之间的连接不使用焊料，而大多使用钎焊。钎料例如有JIS Z3261记载的Bag-7等56Ag-22Cu-17Zn-5Sn合金钎料，其钎焊温度推荐650～750℃的高温。因此，对于电机所使用的转子条、端环、继电器或电极等虽然是短时间，但是要求具有钎焊温度700℃的耐热性。当然，因为被使用于电用途，所以钎焊后也期望高的导电性。并且，电机所使用的转子条，由于高速化致使离心力增大，所以需要耐受它的强度。此外，对使用于混合动力车、电动汽车及太阳电池等并流过高电流的继电器、触点、电极，在钎焊后也需要高的导电性和高的强度。

电气部件例如固定件、焊嘴、接线端、电极、继电器、功率继电器、连接器、连接端子等是从棒材上切削，并通过挤压、或锻压来制造，要求高导电、高强度。焊嘴、电极、功率继电器，还要求耐磨耗性、高温强度、高的导热性。这些电气部件大多利用钎焊作为接合手段，所以例如700℃的高温加热后仍需要保持高强度和高导电性的耐热特性。在本说明书中，所谓耐热特性是指即使加热到500℃以上的高温也难以再结晶，加热后的强度优良的特性。螺母等的机械部件、或水龙头金属零件用途被进行挤压、冷锻压，在后加工中加入滚轧成形和切削。特别需要冷成型性、成型的容易性、高强度和耐磨耗性，要求无应力腐蚀裂纹。此外，与配管等的连接大多采用钎焊，所以要求钎焊后的高的强度。

在铜材料内，以导电性优良的C1100、C1020、C1220为首的纯铜，由于强度低，所以为了增加使用部分的截面积，使用重量增大。此外，作为高强度、高导电铜合金，有作为溶体化-时效析出型合金的Cr-Zr铜(1％Cr-0.1％Zr-Cu)。但是，该合金一般热挤压之后，会再次将材料加热到950℃(930～990℃)，在这之后急冷，然后进行时效处理，经过如上这样的热处理工艺而制作棒材，再加工成各种形状。并且，在热挤压后，对挤压棒材进行热锻或冷锻压等的塑性加工后加热到950℃，进行急冷，然后进行时效处理，经过如上这样的的热处理工艺制成产品。这样，经过950℃的高温的工艺，不仅需要大的能量，而且若在大气中加热，则产生氧化损耗，因高温而使扩散变得容易，所以在材料之间产生粘连，需要酸洗工序。因此，在惰性气体、或真空中以950℃热处理，但是这使成本上升，并且，还需要多余的能量。并且，虽然会防止氧化损耗，但是未解决粘连的问题。此外，Cr-Zr铜的溶体化温度条件狭窄，冷却速度的感受性高，所以需要特别的管理。并且，由于包含很多的活性的Zr、Cr，所以熔解铸造受到限制。其结果是，虽然特性优良但成本变高。

此外，已知有作为如下合金组成的铜材：其合计含有0.15～0.8mass％的Sn和In，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成(例如，参照日本特开2004-137551号公报)。但是，在这种铜材中，强度不充分。

发明内容

本发明的目的在于，消除上述问题，提供一种高强度、高导电且低成本的高强度高导电铜合金管/棒/线材。

为了实现上述目的，本发明的高强度高导电铜合金管/棒/线材为如下合金组成：含有0.13～0.33mass％的Co、0.044～0.097mass％的P、0.005～0.80mass％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2.9≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.1的关系，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成，并且，该高强度高导电铜合金管/棒/线材通过包括热挤压的工序制造而成。

根据本发明，通过Co及P的化合物均匀地析出、和Sn的固溶，高强度高导电铜合金管/棒/线的强度和导电率提高，并且，因为通过热挤压制造，所以成本变低。

此外，在高强度高导电铜合金管/棒/线材中，其合金组成为：含有0.13～0.33mass％的Co、0.044～0.097mass％的P、0.005～0.80mass％的Sn、0.00005～0.0050mass％的0，并且含有0.01～0.15mass％的Ni、或0.005～0.07mass％的Fe中的任意一种以上，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2.9≤([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)≤6.1、及0.015≤1.5×[Ni]+3×[Fe]≤[Co]的关系，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成，并且，该高强度高导电铜合金管/棒/线材通过包括热挤压的工序制造而成。由此，通过Ni及Fe，Co、P等的析出物变得微细，高强度高导电铜合金管/棒/线材的强度及耐热特性提高。

优选还含有0.003～0.5mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.003～0.5mass％的Ag、0.002～0.3mass％的Al、0.002～0.2mass％的Si、0.002～0.3mass％的Cr、0.001～0.1mass％的Zr中的任意一种以上。由此，通过Zn、Mg、Ag、Al、Si、Cr、Zr使铜材料在再利用过程中混入的S无害化，防止中温脆性，进一步强化合金，因此高强度高导电铜合金管/棒/线材的延展性和强度提高。

优选在上述热挤压前坯锭被加热到840～960℃，从热挤压后的840℃或从挤压材料温度到500℃的平均冷却速度为15℃/秒以上，并且，在热挤压后，或热挤压后进行冷拉伸/拉丝加工的情况下在上述冷拉伸/拉丝加工的前后，或在上述冷拉伸/拉丝加工期间，实施在375～630℃下实施0.5～24小时的热处理TH1。由此，平均晶粒直径减小，析出物微细地析出，因此高强度高导电铜合金管/棒/线材的强度提高。

优选，均匀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1.5～20nm，或者所有的析出物的90％以上为30nm以下的大小。由此，由于微细析出物均匀地分散，所以强度、耐热特性高，导电性也良好。

优选，上述热挤压完成的平均晶粒直径为5～75μm。由此，由于平均晶粒直径小，所以高强度高导电铜合金管/棒/线材的强度提高。

从上述热挤压后到上述热处理TH1的总的冷拉伸/拉丝加工的加工率超过75％时，在该热处理TH1后的金属组织中，优选基体的再结晶率为45％以下，再结晶部的平均晶粒直径为0.7～7μm。由此，在细线、细棒、薄壁管中，从热挤压后到析出热处理工序期间，总的冷加工率超过75％时，若在析出热处理工序后的金属组织中，基体的再结晶率为45％以下，该再结晶部的平均晶粒直径为0.7～7μm，则不会损害最终的高强度高导电铜合金管/棒/线材的强度，延展性、反复弯曲性提高。

优选挤压制造批量内的拉伸强度的偏差中的(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比为0.9以上，并且，导电率的偏差中的(最小导电率/最大导电率)之比为0.9以上。由此，拉伸强度和导电率的偏差小，所以高强度高导电铜合金管/棒/线材的品质提高。

优选在导电率为45(％IACS)以上，设导电率为R(％IACS)、拉伸强度为S(N/mm²)、延伸率为L(％)时，(R^1/2×S×(100+L)/100)的值为4300以上。由此，(R^1/2×S×(100+L)/100)的值为4300以上，强度和导电性的平衡优良，所以可以使管/棒/线材的直径纤细，或减薄厚度并降低成本。

优选在400℃下的拉伸强度为200(N/mm²)以上。由此，高温强度高，所以可以在高温状态下使用。

优选在700℃下加热120秒后的维氏硬度(HV)为90以上，或者是上述加热前的维氏硬度的值的80％以上，该加热后的金属组织中的析出物的平均粒径为1.5～20nm或所有析出物的90％以上为30nm以下，该加热后的金属组织中的再结晶化率为45％以下。由此，耐热特性优良，所以能够在曝露于高温状态的环境中加工、使用。并且，因为在短时间高温状态下加工后的强度降低少，所以能够使管/棒/线材的直径纤细，或减薄厚度并降低成本。

优选在冷锻用途或冲压用途中使用。因为能够容易地进行冷锻和冲压，通过微细析出物均匀分散及加工硬化，强度变高，导电性变好。此外，在该冲压品、锻造品中，即使曝露在高温中，也保持高的强度。

优选进行冷拉丝加工或冲压加工，在冷拉丝加工或冲压加工期间、和/或冷拉丝加工或冲压加工后，以200～700℃实施0.001秒～240分钟的热处理TH2，由此进行制造。由此，线材的耐弯曲性、导电性优良。特别是若冷加工率由于拉丝或挤压等而升高，则延展性、耐弯曲性、导电性差，但是通过进行热处理TH2，延展性、耐弯曲性、导电性提高。在本说明书中，所谓耐弯曲性优良是指，例如在外径为1.2mm的线材的情况下，反复弯曲次数为18次以上。

附图说明

图1是本发明的实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材的制造工序K的流程图。

图2是该高性能铜管/棒/线材的制造工序L的流程图。

图3是该高性能铜管/棒/线材的制造工序M的流程图。

图4是该高性能铜管/棒/线材的制造工序N的流程图。

图5是该高性能铜管/棒/线材的制造工序P的流程图。

图6是该高性能铜管/棒/线材的制造工序Q的流程图。

图7是该高性能铜管/棒/线材的制造工序R的流程图。

图8是该高性能铜管/棒/线材的制造工序S的流程图。

图9是该高性能铜管/棒/线材的制造工序T的流程图。

图10是该高性能铜管/棒/线材的工序K3中的析出物的金属组织照片。

图11是该高性能铜管/棒/线材的工序K0的压缩加工材料在700℃加热120秒后的析出物的金属组织照片。

具体实施方式

对本发明的实施方式涉及的高性能铜管/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涉及的高性能铜管/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，假设如[Co]加括号的元素符号表示该元素的含量值(mass％)。此外，将第1至第3发明合金统称为发明合金。

第1发明合金其合金组成如下：含有0.13～0.33mass％(优选0.15～0.32mass％、更优选0.16～0.29mass％)的Co、0.044～0.097mass％(优选0.048～0.094mass％、更优选0.051～0.089mass％)的P、0.005～0.80mass％(优选0.005～0.70mass％，不需要特别大的强度，而需要高的电、热传导性时更优选0.005～0.095mass％，进一步优选0.01～0.045mass％。需要强度时更优选0.10～0.70mass％，进一步优选0.12～0.65mass％，最优选0.32～0.65mass％)的Sn、0.00005～0.0050mass％的O，在Co的含量[Co]mass％和P的含量[P]mass％之间，具有如下关系：

X1＝([Co]-0.007)/([P]-0.008)

X1为2.9～6.1，优选3.1～5.6，更优选3.3～5.0、最优选3.5～4.3，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成。

第2发明合金其合金组成如下：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0.015～0.13mass％，更优选0.02～0.09mass％)的Ni、或0.005～0.07mass％(优选0.008～0.05mass％，更优选0.012～0.035mass％)的Fe中的任意一种以上，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，具有如下关系：

X2＝([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)

X2为2.9～6.1，优选为3.1～5.6，更优选3.3～5.0，最优选3.5～4.3，并且具有如下关系：

X3＝1.5×[Ni]+3×[Fe]

X3为0.015～[Co]，优选为0.025～(0.85×[Co])，更优选为0.04～(0.7×[Co])，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成。

第3发明合金其合金组成如下：在第1发明合金、或第2发明合金的组成中，还含有0.003～0.5mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.003～0.5mass％的Ag、0.002～0.3mass％的Al、0.002～0.2mass％的Si、0.002～0.3mass％的Cr、0.001～0.1mass％的Zr中的任意一种以上的合金组成。

接着，对高性能铜管/棒/线材的制造工序进行说明。熔解原料铸造坯锭后，加热坯锭进行热挤压，以圆棒为首，制造出管子(管)、汇流条和多边形、或剖面为复杂的形状的棒材。进一步通过拉伸对该棒材、或管材进行拉拔，使棒材、管材变细，并且，通过拉丝而做成线材(将拉拔该棒材的拉伸和拉拔线材的拉丝统称为拉伸/拉丝)。也可以不进行拉伸/拉丝工序，仅进行热挤压。

坯锭的加热温度为840～960℃，从挤压后的840℃或从挤压材料的温度到500℃的平均冷却速度为15℃/秒以上。也可以在热挤压后，以375～630℃进行0.5～24小时的热处理TH1。该热处理TH1主要是以析出为目的，可以在拉伸/拉丝工序的期间或拉伸/拉丝工序后进行，也可以进行多次。该热处理TH1也可以在棒材的挤压后或锻造后进行。另外，也可以在拉伸/拉丝工序后在200～700℃下进行0.001秒～240分钟的热处理TH2。该热处理TH2的第1目的在于，是用于恢复细线细棒等由于相当于上述TH1或高的冷加工而受损的延展性、耐弯曲性而进行热处理。第2目的在于，是用于恢复由于高的冷加工而受损的导电性的热处理恢复，也可以进行多次。此外，在该热处理后，可以再次进行拉伸/拉丝工序。

接着，对各元素的添加理由进行说明。Co以0.13～0.33mass％为宜，优选为0.15～0.32mass％，最优选为0.16～0.29mass％。Co在单独的添加时得不到高强度、高导电性，但是通过P、Sn的共同添加，则不会损伤热、电传导性而能够得到高强度、高耐热特性。单独添加Co时，强度为稍有提高的程度，没有显著的效果。若超过上限，则效果饱和。此外，导电性受损。若小于下限，则即使与P共同添加，强度、耐热特性也得不到提高，并且在热处理TH1后，也无法形成作为目的的金属组织。

P以0.044～0.097mass％为宜，优选为0.048～0.094mass％，最优选为0.051～0.089mass％。P通过与Co、Sn的共同添加，不会损伤热、电传导性而能够得到高强度、高耐热特性。单独添加P时，使熔汤流动性、强度提高，使晶粒微细化。若超过上限，上述效果(高强度、高耐热特性)饱和，热、电传导性受损。另外，铸造时、挤压时容易产生裂纹。另外，延展性、特别是反复弯曲加工性变差。若低于下限，则强度、耐热特性不良，并且在热处理TH1后无法形成作为目的的金属组织。

Co、P通过在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、导电性良好。Co、P的组成有一方低时，上述的特性均发挥不出显著的效果。过多时，与各自单独添加的情况同样，产生热变形能的降低、热变形阻抗的增大、热加工裂纹、弯曲加工裂纹等的不良状况。Co、P这两个元素，是用于实现本发明的课题的必须元素，在适当的Co、P等的配合比例的基础上，不会损伤电、热传导性，而使强度、耐热特性、高温强度、耐磨耗性提高。在该组成范围中，随着Co、P的量增加，Co、P的析出物增多，这些诸多特性提高。Co：0.13％、P：0.044％是得到充分的强度、耐热特性等所需要的最低量。Co、P这两个元素抑制热挤压后的再结晶晶粒的生长，在与后述的固溶于基体中的Sn的协同效果下，尽管从挤压的前端到后端处于高温，也可维持细小的晶粒。并且在热处理时，Co、P的微细析出物的形成比耐热性因Sn而提高的基体的再结晶先行，大大有助于强度及导电性这两个特性。但是，若Co超过0.33％、P超过0.097％，则其效果也几乎确认不到特性的提高，反而开始产生如上述的缺点。

仅有以Co和P为主体的析出物时，强度不足，基体的耐热性还不充分且不稳定。Sn固溶于基体中，由0.005mass％以上的少量的添加来强化合金。并且，因为其使高温下热挤压的挤压材料的晶粒细小，抑制晶粒生长，所以在挤压后到强制冷却为止的高温状态下会维持细小的晶粒。这样，通过Sn的固溶，稍微牺牲导电性的同时可以提高强度和耐热性。并且，Sn会降低Co、P等的溶体化感受性。从挤压后到强制冷却的高温状态中，并且，在20℃/秒左右的强制冷却的过程中，Sn使Co、P的大部分停留在固溶状态。并且，在热处理时，也具有使以Co和P为主体的析出物进一步微细地均匀分散的效果。并且，对依存于硬度和强度的耐磨耗性也有效果。

Sn要求为上述的组成范围(0.005～0.80mass％)。但是，不需要特别大的强度，而需要高的电、热传导性时，以0.005～0.095mass％为宜，0.01～0.045mass％最佳。所谓特别高的电传导性是指高于纯铝的电传导率65％IACS的情况，本申请的情况是指65％IACS以上。另一方面，将重点放在强度上时，优选0.1～0.70mass％，更优选0.32～0.65mass％。Sn通过少量添加，在使耐热特性提高，使再结晶部的晶粒微细化的同时，还提高强度，使弯曲加工性、耐折曲性、耐冲击性提高。

若Sn少于下限(0.005mass％)，则强度、特别是基体的耐热特性变差，而且弯曲加工特性也变差。若超过上限(0.80mass％)，则热、电传导性降低，热变形阻抗升高，挤压比高的热挤压变得困难。此外，基体的耐热性反而受损。并且，因为耐磨耗性依存于硬度、强度，所以优选大量含有Sn。若氧超过0.0050mass％，则存在如下危险性：P等与氧键合而不参与Co、P等的化合；延展性、耐折曲性变差；高温加热时发生氢脆化。因此，必须使氧在0.0050mass％以下。

为了得到本发明的课题的高强度、高导电，Co、Ni、Fe及P的配比、析出物的大小和分布变得非常重要。通过析出热处理，Co、Ni、Fe及P的析出物例如Co_xP_y、Co_xNi_yP_z、Co_xFe_yP_z等的球状、或椭圆形的析出物粒径由几nm到10nm左右定义，即，由以平面表示的析出物的平均粒径定义，则为1.5～20nm，或析出物的90％优选95％以上为0.7～30nm或2.5～30nm(30nm以下)，通过均匀地析出这些得到高强度。而且，0.7及2.5nm的析出粒子是如果利用一般的透射型电子显微镜：TEM和专用软件，以75万倍或15万倍观察，便可以高精度地进行尺寸测量的粒径的下限。因此，若能够观测粒径为0.7或小于2.5nm的析出物，则粒径为0.7～30nm或2.5～30nm的析出物的优选比例也改变。此外，Co、P等的析出物使焊嘴等所要求的300℃、400℃的高温强度提高。并且，曝露在700℃的高温时，通过Co、P等的析出物，或者通过处于固溶状态的Co、P等的析出，抑制再结晶粒的生成，保持高的强度。而且，因为析出物的大部分残留，仍是微细的状态，所以会保持高的导电性和高的强度。并且，因为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。

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]mass％、Fe的含量[Fe]mass％、和P的含量[P]mass％之间，必须满足

X1＝([Co]-0.007)/([P]-0.008)

X1为2.9～6.1，优选3.1～5.6，更优选3.3～5.0，最优选3.5～4.3。此外，在添加Ni、Fe时，必须满足

X2＝([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)

X2为2.9～6.1，优选为3.1～5.6，更优选3.3～5.0，最优选3.5～4.3。若X1、X2超过上限，则导致热、电传导性的降低，耐热特性、强度降低，不能抑制晶粒生长，还增加热变形阻抗。若X1、X2低于下限，则导致热、电传导性的降低，耐热特性降低，损伤热、冷的延展性。特别是，需要的高度的热、电传导性与强度的平衡变差，进而与延展性的平衡变差。

此外，即使Co等各元素的调配比例与化合物中的构成比例相同，也不会全部化合。在上述的式中，([Co]-0.007)是指Co以固溶状态残留0.007mass％部分，([P]-0.008)是指P以固溶状态在基体中残留0.008mass％部分。即，在本发明中若按照工业上可实施的Co和P的调配、及析出热处理条件进行析出热处理，则Co大约有0.007％，P大约有0.008％，其并不形成析出物，而是以固溶状态存在于基体中。因此，需要从Co、P的质量浓度中分别减去0.007％，0.008％来决定Co、P的质量比。于是，该Co和P的析出物例如为Co₂P、Co_2.aP、或Co_1.bP等，其Co∶P的质量浓度比大约从4.3∶1到3.5∶1。若不形成以Co₂P、Co_2.aP、或Co_1.bP等为中心的微细析出物，则得不到本申请的主题的高的强度、高的电传导性。

即，决定Co、P的组成、或单纯决定Co和P的比例是不充分的，([Co]-0.007)/([P]-0.008)＝2.9～6.1(优选，3.1～5.6，更优选3.3～5.0，最优选3.5～4.3)是必不可少的条件。若([Co]-0.007)和([P]-0.008)是更优选或最佳的比例，则形成作为目的的微细的析出物，成为用于达成高导电、高强度材料的重大的条件。另一方面，若脱离发明的范围、优选的范围或最佳的比例，则无论Co、P的哪一种都不形成析出物而成为固溶状态，不仅得不到高强度材料，而且导电性变差。此外，形成与化合比例的目的不同的析出物，析出粒子直径增大。此外，由于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。

元素Fe、Ni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，也使导电性降低。但是，Fe、Ni在与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×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)中，[Ni]的0.85的系数、和[Fe]的0.75的系数是表示将Co和P的键合比例设为1时的、Ni和Fe与P键合的比例。即，在数学式中，([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)和([P]-0.008)的[-0.007]、[-0.008]意味着：即使Co、NI、Fe和P是理想的调配，并且在理想的条件下进行析出热处理，也不是全部的Co、P都形成析出物。在本发明中，若按工业上可实施的Co、Ni、Fe和P的调配及析出热处理条件进行析出热处理，则([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe])中大约0.007％、P是大约0.008％不形成析出物，在基体中以固溶状态存在。因此，需要从([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe])和P的质量浓度中分别减去0.007％、0.008％，而决定Co等和P的质量比。于是，该Co等和P的析出物需要形成Co∶P的质量浓度比大约为4.3∶1到3.5∶1的、例如以Co₂P、Co_2.aP、或Co_1.bP为中心，Co的一部分被取代为Ni、Fe的Co_xNi_yFe_ZP_A、Co_xNi_yP_z、Co_xFe_yP_z等。若不形成以Co₂P、或Co_2.xP_y为基本的微细析出物，则得不到作为本申请的主题的高强度、高电传导性。

即，决定Co、P的组成、或者单纯决定Co和P的比例是不充分的，([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)＝2.9～6.1(优选3.1～5.6，更优选3.3～5.0，最优选3.5～4.3)是必不可少的条件。若([Co]-0.007)和(P-0.008)是更优选或最佳的比例，则形成作为目的的微细的析出物，成为用于形成高导电、高强度材料的重大的条件。另一方面，若脱离发明的范围、优选的范围或最佳的比例，则无论Co等、P中的哪一种都不形成析出物而成为固溶状态，不仅得不到高强度材料，而且导电性变差。此外，形成与化合比例的目的不同的析出物，析出粒子直径增大。此外，由于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。

另一方面，若在铜中添加其它元素，则导电性变差。例如，仅在纯铜中单独添加0.02mass％的Co、Fe、P，热、电传导性降低大约10％。但是，若单独添加0.02mass％的Ni，则仅降低大约1.5％。在发明合金中，若以析出热处理条件进行析出热处理，则在Co中大约0.007％、在P中大约0.008％不形成析出物，而在基体中以固溶状态存在，因此导电率的上限是89％IACS以下。虽然是根据添加量或配比，但是实质上导电率处于87％IACS以下。但是，例如导电率80％IACS与添加0.03％的P的纯铜C1220大致相同。比纯铝的导电率65％IACS高15％IACS，所以称为高导电。还有，与导电性同样，由于Co、P的固溶状态，关于发明合金的热传导性，也是在20℃下最高为355W/m·K，实质上为349W/m·K以下。

若上述的Co和P等的计算式的值X1、X2脱离最佳范围，则析出物减少，析出物的超微细化或均匀分散受损。因此，不参与析出的Co或P等过度地固溶在基体中，强度或耐热特性降低，热、电传导性降低。若适当地调配Co、P等、均匀地分布微细的析出物，则通过与Sn的协同效果，在耐弯曲性等的延展性中也发挥显著的效果。

Fe、Ni部分取代Co的功能。另外，具有使Co和P的键合更有效地进行的作用。Fe、Ni的单独添加使导电性降低，不太有助于提高耐热特性、强度等的各种特性。Ni即使单独添加也可提高连接器等所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的替代功能以外，基于Ni的导电性的降低量小。因此，即使上述的数学式([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)的值脱离2.9～6.1的中心值，也具有将导电性的降低保持在最小限度的功能。此外，在镀Sn的连接器等中，即使使用中温度上升，Ni也具有抑制Sn的扩散的效果。但是，将Ni过量地添加到0.15mass％以上、或数学式X3＝1.5×[Ni]+3×[Fe]的值超过[Co]，则析出物的组成缓缓变化，不仅对强度提高或耐热性提高没有帮助，而且热变形阻抗增大，导电性降低。鉴于这些，优选Ni如上述Ni添加量，或者在X3的数学式中处于优选的范围。

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过量地添加到0.07mass％以上、或数学式X3＝1.5×[Ni]+3×[Fe]的值超过[Co]，则析出物的组成缓缓变化，不仅对强度提高或耐热性提高没有帮助，而且热变形阻抗增大，导电性降低。鉴于这些，优选Fe如上述Fe添加量，或者在X3的数学式中处于优选的范围。

Zn、Mg、Ag、Al、Zr使铜的再利用过程中混入的S无害，降低中温脆性，提高延展性和耐热特性。如果在如下范围内：0.003～0.5mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.003～0.5mass％的Ag、0.002～0.3mass％的Al、0.002～0.2mass％的Si、0.002～0.3mass％的Cr、0.001～0.1mass％的Zr，则几乎不损害导电性而使合金强化。Zn、Mg、Ag、Al通过固溶强化，Zr通过析出硬化来提高合金的强度。Zn进而改善焊料润湿性、钎接性。Zn等具有促进Co、P的均匀析出的作用。并且，Ag进一步提高耐热性。若Zn、Mg、Ag、Al、Si、Cr、Zr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，而且导电性开始降低，热变形阻抗增大，变形能变差。还有，在所制造的高性能铜合金棒、线或其挤压成型品等在真空熔炉等中进行钎焊时、或在真空下使用时、在高温下使用时等的情况下，若考虑由Zn的气化造成的对产品的影响、对装置的影响，则优选Zn为0.045mass％以下。而且，在挤压管、棒时，挤压比高时，Cr、Zr、Ag的添加会提高热变形阻抗，使变形能变差，因此更优选Cr为0.1mass％以下，Zr为0.04mass％以下，Ag为0.3mass％以下。

接着，对加工工序进行说明。为了充分地使Co、P等固溶，热挤压时的坯锭的加热温度需要840℃。若超过960℃，则挤压材料的晶粒粗大化。挤压开始时超过960℃时，在挤压中温度降低，所以在挤压开始部分和挤压结束部分的结晶粒度产生差异，得不到均匀的材料。若低于840℃，则Co、P的溶体化(固溶)不充分，即使在后工序进行适当的热处理，析出硬化也变得不充分。坯锭的加热温度优选为850～945℃，更优选为865～935℃，最优选875～925℃。此外，Co+P的量为0.25mass％以下时为870～910℃，Co+P的量超过0.25mass％且在0.33mass％以下时，为880～920℃，超过0.33mass％时为890～930℃。即，根据Co+P的量，虽然是微小的温度差，但是转变到最佳温度。这是因为，大约Co、P等在适当范围内，Co+P的量少，则在上述温度范围中，在低温侧充分固溶，但是若Co+P的量增多，则用于Co、P等固溶的温度上升。若超过960℃，则不仅溶体化饱和，即使是发明合金，若挤压中及挤压后的棒材的温度升高，则仍会显著促进结晶生长，晶粒急剧粗大化，机械性质变差。

而且，若将挤压中的坯锭的温度降低纳入考虑，则通过坯锭加热器等的感应加热，使相当于挤压后半部的坯锭温度比前端、中央部高20～30℃即可。为了防止挤压材料被挤压的温度的降低，当然优选容器的温度高，优选250℃，更优选300℃以上。同样地，优选也使挤压后端侧的挤压垫(dummy block)的温度预先处于被加热的状态，为250℃以上，优选为300℃。

接着，对挤压后的冷却进行说明。发明合金与Cr-Zr铜等相比溶体化感受性很低，所以例如不是特别需要超过100℃/秒的冷却速度。但是，若材料长时间放置在高温状态，则快速产生晶粒生长，并且，即使说溶体化感受性不怎么高，若还考虑溶体化状态，则优选比15℃/秒快。在热挤压中，被挤压的材料，在到达强制冷却装置为止的期间处于空冷状态。当然，优选缩短此期间的时间。特别是，挤压比H(坯锭的剖面积/挤压材料的合计的剖面积)越小，到达冷却装置越需要时间，所以期望提高压头的移动速度即挤压速度。此外，若提高应变速度，则挤压材料的晶粒减小。并且，材料直径越大，冷却速度越慢。并且，在本说明中，即使在冷却中冷却速度慢，高温下固溶的原子也难以析出，这称为“溶体化感受性低”，将冷却速度慢和容易析出称为“溶体化感受性高”。

加上这些因素，作为挤压条件，根据与挤压比H的关系使压头的移动速度(坯锭被挤压的速度)为30×H^-1/3mm/秒以上，更优选是45×H^-1/3mm/秒以上、最优选为60×H^-1/3mm/秒以上。此外，原子扩散容易的挤压材料的冷却速度从挤压之后的材料温度、或840℃到500℃的平均冷却速度为15℃/秒以上，优选22℃/秒以上，更优选30℃/秒以上，至少需要满足任意的条件。

加快挤压速度增加再结晶核的生成点，会带来热挤压完成时的晶粒的微细化。在本说明书中，所谓热挤压完成是指热挤压后的冷却结束的状态。此外，通过缩短到冷却装置的空冷状态，即使减少Co、P也会使之大量固溶，并且可以抑制晶粒生长。因此，从挤压设备到冷却装置的距离短，冷却方法优选如水冷等这样冷却速度快的方法。

如上所述，通过加快挤压后的冷却速度，可以使热挤压完成时的晶粒直径细小。晶粒直径可以为5～75μm，优选7.5～6.5μm，更优选8～55μm。一般来说晶粒直径越小，常温下的机械性质变得越好，但是若过小，则耐热特性或高温特性降低，因此优选8μm以上。若晶粒直径超过75μm，则不仅不能充分得到强度，而且疲劳(反复弯曲)强度变低，延展性也不充分，若进行弯曲加工等，则产生橘皮现象。最佳的制造条件是以最佳的温度挤压，提高挤压速度(使挤压坯锭的速度为30×H^-1/3mm/秒以上。)破坏铸件的组织，并且增加再结晶核的生成点，缩短空冷时间而抑制晶粒的生长。冷却例如通过水冷而快速冷却。晶粒直径还受挤压比H的很大影响，挤压比H越大，晶粒直径越小。

接着，对热处理TH1进行说明。基本的热处理TH1的条件为在375～630℃下0.5～24小时。热挤压后的冷加工的加工率越高，Co、P等的化合物的析出点越增加，在低温下析出，强度也高。冷加工率为0％时，在450～630℃下0.5～24小时，优选475～550℃下2～12小时。而且，若要得到更高的导电性，例如在525℃下2小时、和在500℃下2小时的2阶段的热处理有效。若热处理前的加工率增加，则析出点增加，所以例如10～50％的加工率时，最佳热处理条件转移到10～20℃低温。更好的条件是在420～600℃下1～16小时，优选在450～530℃下2～12小时。

另外，进一步明确温度、时间、加工率。设温度T(℃)、时间t(小时)、加工率RE(％)，设(T-100×t^-1/2-50×Log((100-RE)/100))的值为热处理指数T1，则400≤TI≤540较好，优选420≤TI≤520，最优选430≤TI≤510。这里，Log是自然对数。这里，例如若热处理时间变长，则温度转移到低温侧，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，析出点增加，并且原子的移动增加而容易析出，所以最佳热处理温度转移到低温侧。而且，这里的加工率RE是指(1-(加工后的管棒线材的剖面积)/(加工前的管棒线材的剖面积))×100％。在进行多次冷加工和热处理TH1时，RE适用来自挤压材料的总的冷加工率。

而且，在拉伸/拉丝工序期间实施热处理TH1时，为了具有更高的导电性和延展性，从挤压后到热处理TH1的加工率优选高于热处理TH1后的加工率。可以进行多次的析出热处理，这时也优选到最终的析出热处理为止的总的冷加工率高于热处理TH1后的加工率。挤压后的冷加工在热处理TH1中，使Co、P等的原子的移动容易，促进Co、P等的析出。此外，加工率越高，越会在低温的热处理下析出。并且，在热处理TH1后的冷加工中，通过加工硬化，强度提高，但是延展性降低。此外，导电性的降低也显著。若考虑综合的导电性、延展性、强度的平衡，则优选热处理TH1后的加工率比热处理前的加工率小。而且，挤压后，若进行到最终的线为止的总的冷加工率超过90％的强加工，则缺少延展性。若考虑延展性，则需要接下来的更好的析出热处理。

即，在基体的金属组织中，生成位错密度低的微细的晶粒、或再结晶晶粒，恢复基体的延展性。而且，这里将微细的晶粒和再结晶晶粒一并称为再结晶晶粒。这些粒径大时、或这些所占的比例多时，基体变得过软。此外，析出物生长而析出物的平均粒径增大，最终的线材的强度变低。因此，析出热处理时的基体的再结晶晶粒所占的比例为45％以下，优选0.3～30％，更优选0.5～15％(余量为未再结晶组织)，再结晶晶粒的平均粒径为0.7～7μm，优选为为0.7～5μm，更优选为0.7～4μm。

上述微细的晶粒过细，存在难以用金属显微镜与轧制组织区分的情况。但是，若使用EBSP(Electron Back Scattering diffraction Pattern)，则主要以沿轧制方向伸长的原来的结晶晶界为中心，能够观察到具有随机的方位、位错密度低、应变少的微细的晶粒。在发明合金中，通过加工率75％以上的冷加工和析出热处理生成微细的晶粒或再结晶晶粒。通过微细的再结晶晶粒等，不损害强度而加工硬化的材料的延展性得到改善。此外，在冲压品、冷锻品的情况下，在棒材的阶段可以加入该TH1的热处理，也可以在挤压、锻造成型后加入该热处理。此外，最终超过630℃、或热处理TH1的温度条件时，例如在钎焊时，可以不需要TH1。而且，热处理条件在棒材的阶段进行热处理时、不进行热处理都一样，RE适用来自挤压材料的总的冷加工率。

通过热处理TH1，所得到的是在二维的观察面为大致圆形、或大致椭圆形，平均粒径为1.5～20nm、或析出物的90％以上为0.7～30nm、或2.5～30nm(30nm以下)的微细析出物均匀分散。析出物均匀微细地分布，大小一致，其粒径越小，再结晶晶粒的粒径越小，强度、耐热特性越高。析出物的平均粒径可以为1.5～20nm，优选1.7～9.5nm。而且，热处理TH1为1次时，或TH1前的冷加工率为0～50％的低的加工率时，特别是这两方工序的情况下，因为强度主要依存于析出硬化，所以析出物必须微细，最优选2.0～4.0nm。

另一方面，总的冷加工率为50％以上的情况、或75％以上这样高的情况下，将缺少延展性，在热处理TH1时，必须使基体处于具有延展性的状态。结果是优选析出物最佳是为2.5～9nm，稍微牺牲析出硬化，提高延展性、导电性，取得平衡。此外，30nm以下的析出物可以为90％以上，优选95％以上，最优选98％以上。而且，在TEM(透射型电子显微镜)的观察中，在冷加工的材料中大量存在位错，因此难以准确对析出物进行尺寸测量。因此，挤压后，用未冷加工而析出热处理的材料、或者析出热处理时产生再结晶或微细粒子的试料进行了调查。基本上即使进行了冷加工，析出物其粒径也没有大的变化，在最终的恢复热处理条件下，析出物几乎不生长。此外，在15万倍下，可以识别到粒径达1nm，但是认为在1～2.5nm的微细的粒子的尺寸精度上存在问题，所以也在75万倍下进行了测量。

而且，15万倍的测量中，对于粒径2.5nm的粒子，判断为误差大而从析出粒子中除去(未计算在内)，在75万倍的测量中，对于粒径不到0.7nm的粒子也判断为误差大，而从析出粒子中除去(未识别)。以平均粒径大约8nm的粒子为边界，对于大约不到8nm的粒子，认为75万倍下的测量的精度良好。因此，30nm以下的析出物的比例，准确地是指0.7～30nm、或2.5～30nm。Co、P等的析出物的大小对强度、高温强度、未再结晶组织的形成、再结晶组织的微细化、延展性起效。而且，在析出物中当然不包含铸造阶段生成的结晶物。

关于析出物的均匀分散，如非要定义，则定义如下：在15万倍或75万倍的TEM下观察时，在后述的显微镜观察位置(除去极表层等特殊的部分)的任意的1000nm×1000nm的区域，至少90％以上的析出粒子的最近邻析出粒子间距离为150nm以下，优选为100nm以下，最优选平均粒子直径的15倍以内。另外，可以定义如下：在后述的显微镜观察位置的任意的1000nm×1000nm的区域，析出粒子至少存在25个以上，优选为50个以上，最优选100个以上，即，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，没有不均匀析出带。

接着，对热处理TH2进行说明。如细线，在析出热处理后施加高的冷加工率时，若对于以发明合金进行热挤压的材料实施拉丝加工的中途，以再结晶的温度以下的温度进行热处理TH2而提高延展性之后进行拉丝加工，则强度提高。而且，若在拉丝加工后进行热处理TH2，则虽然强度稍微降低，但是耐弯曲性等的延展性显著提高。TH1的热处理后，若冷加工率超过30％或50％，则除了由冷加工引起的位错密度的增加以外，Co、P等的析出物微细，所以引起电传导性降低的现像，导电率降低2％IACS以上、或3％IACS以上。加工率越高，导电率越进一步降低，冷加工率为90％以上时，导电率从4％IACS降低到10％IACS。该导电性的降低的程度，与铜、Cu-Zn合金、Cu-Sn合金等相比大2～5倍。因此，TH2带给导电性的效果在被施加高的加工率时大。而且，为了得到更高的导电性和高的延展性，优选进行热处理TH1。

线径为细的3mm以下时，不管是从生产率的观点出发，还是从退火时的缠绕习惯(巻き癖)方面出发，优选以350～700℃用0.001秒到几秒的连续退火设备进行热处理。最终的冷加工率为60％以上，且重视延展性、耐弯曲性或导电性时，可以延长时间，优选从200℃到375℃保持10分钟到240分钟。而且，残留应力成为问题时，在棒材、冷锻、挤压材料中，也可以与线材同样最后作为延展性、导电率的恢复或去应力退火而实施热处理TH2。通过该热处理TH2，导电性或延展性提高。在棒材或挤压产品等中，材料温度不在短时间上升，所以从250℃到550℃保持1分钟到240分钟即可。

对本实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材的特征进行说明。作为得到高性能铜管/棒/线材的手段，一般有时效析出硬化、固溶硬化、晶粒微细化为主体的组织控制，为了该组织控制而添加各种元素。但是，关于导电性，若添加元素在基体中固溶，则一般阻碍导电性，根据元素不同而显著地阻碍导电性。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0.02mass％的Co、Fe、P，导电率大约损失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地使添加元素高效析出是不可能的，由固溶的元素造成导电率降低。在发明合金中，若根据上述的数学式添加构成元素Co、P等，则其特长是在后面的热处理中能够使固溶的Co、P等的大部分析出，可以确保高的导电性。

另一方面，作为Cr-Zr铜以外的时效硬化性铜合金有名的铜镍硅合金(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在基体中仍大量残留。其结果是具有强度高但导电性降低的缺点。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，以代表性的溶体化温度800～950℃加热数分钟以上)，则晶粒粗大化。晶粒的粗大化对各种机械性质造成不良影响。此外，溶体化处理在制造中受到量的制约，所以关系到大幅度的成本增加。

在本发明中，发现通过发明合金的组成和热挤压工序的组合，在热挤压工序中充分溶体化，同时进行结晶粒微细化的组织控制，进而在此后的热处理工序中使Co、P等微细析出。

在热挤压中，有间接挤压(后方挤压)和直接挤压(前方挤压)两种，其一般的坯锭(铸块)的直径为150～400mm，长度为400～2000mm左右。在挤压机的容器中装入坯锭，容器和坯锭接触，坯锭的温度降低。此外，在容器的前方具有用于按预定的尺寸挤压的冲模，在后方具有称为挤压垫的钢制的块，由此夺去坯锭的热。根据坯锭的长度、挤压尺寸不同，但是到结束挤压花费20～200秒左右的时间。此期间，坯锭的温度降低，剩余的坯锭的长度挤压为250mm以下、特别是125mm以下、或者挤压至相当于坯锭的直径、特别是相当于半径的长度，在此以后的坯锭的温度降低显著。

而且，在溶体化时，优选挤压后立即急冷、例如放入水槽的水冷、淋浴水冷、强制空冷。但是，设备方面大多情况下需要将挤压材料卷取成卷，至挤压出的材料到达冷却设备(缠绕的同时进行冷却、水冷)，需要几秒到10几秒的时间。即，挤压出的材料从挤压之后到冷却为止的10秒左右的期间、处于冷却速度慢的空冷状态。这样，当然优选在温度的降低少的状态下被挤压，挤压后的冷却快的方法，但是发明合金的特征在于，由于Co、P等的析出速度慢，所以在通常的挤压条件的范围内能够充分溶体化。但是，从挤压后到冷却设备的距离例如优选大约10m、或者其以下。

在本实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材中，通过Co、P等的组成和热挤压工序的组合，在热挤压工序中，Co、P等固溶，形成微细的再结晶晶粒。通过在热挤压工序之后进行热处理，微细地析出Co、P等，得到高的强度和高的导电性。并且，若在热处理前后引入拉伸/拉丝，通过加工硬化，不损伤导电性而得到更高强度。此外，通过实施适当的热处理TH1，得到高导电和高延展性。而且，在线材的工序中，中途或最后，若引入低温退火(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，能够得到更高的导电性、延展性。尽管在强度上仍不充分时，也可兼顾导电性，但是，通过Sn的增量、或Zn、Ag、Al、Si、Cr或Mg的添加(固溶强化)，可以实现强度提高。此外，Sn、Zn、Ag、Al、Si、Cr或Mg的少量添加不会对导电性造成大的不利影响，并且，Zn的少量添加与Sn同样也具有提高延展性的效果。此外，Sn和Ag的添加具有能够使再结晶迟缓、提高耐热性、使再结晶部分的晶粒微细化的功能。

一般，时效析出型铜合金经过使其完全溶体化，之后析出这样的工序而得到高强度、高导电性。由简化了溶体化的本实施方式这样的工序制作的材料一般其性能差。但是，本实施方式涉及的管棒线材的最大特征在于，其与花费高成本的由完全溶体化-析出硬化的工序制作的材料相比，性能为同等以上，反而在高度的平衡状态下得到优异的强度、延展性、及导电性。因为通过热挤压制造，所以变得低成本。

此外，在实用合金中有唯一一种高强度、高导电铜，是作为溶体化-时效、析出型金的Cr-Zr铜。但是，Cr-Zr铜在960℃以上的温度下缺乏热变形能，因此溶体化的上限温度受到很大制约。此外，Cr、Zr的固溶限度随着温度的微小的降低便会急剧减小，因此溶体化的下限温度侧也受到制约，溶体化的温度条件的范围狭窄。即使挤压初期处于溶体化状态，在挤压中期及后期中，由于温度降低也不能进行充分的溶体化。并且，由于冷却速度的感受性高，所以在通常的挤压工序中不能进行充分的溶体化。因此，即使对挤压出的材料进行时效处理，也得不到作为目标的特性。此外，挤压材料的部位所对应的强度、导电性的特性差异大，不能作为工业用的材料使用。并且，因为包含许多活性的Zr、Cr，所以熔解铸造受制约。其结果不能以本实施方式的制造工序进行制造，不以不用热挤压法制作原材，采取以花费高额成本的高温进行温度管理的严格的批量的溶体化-时效析出的工序。

在本实施方式中，能够得到导电率、强度和延展性良好，并且高度取得各自的平衡的高性能铜管/棒/线材。在本说明书中，作为综合评价管/棒/线材的强度、伸延率和导电率的指标，以如下方式设定性能指数I。设导电率为R(％IACS)、拉伸强度为S(N/mm²)、延伸率为L(％)时，

I＝R^1/2×S×(100+L)/100

将导电率为45％IACS以上作为条件，性能指数I在4300以上为良好。而且，因为热传导性和电传导性密切相关，所以性能指数I还表示热传导性的高低。

此外，作为更优选的条件，在棒材中成为前提的导电率为45％IACS上，性能指数I为4600以上较好，优选4800以上，最优选5000以上。导电率也优选50％IACS以上，更优选60％IACS以上。需要高传导时，65％IACS以上较好，优选70％IACS以上，更优选75％IACS以上。关于延伸率，有时实施冷挤压、锻造、滚轧或铆接等，所以优选10％以上，更优选20％以上。

此外，在管/线材中，作为更优选的条件，将成为前提的导电率为45％IACS以上作为条件，性能指数I为4600以上较好，优选4900以上，更优选5100以上，最优选5400以上。导电率也优选50％IACS以上，更优选60％IACS以上。需要高传导时，优选65％IACS以上，更优选70％IACS以上，最优选75％IACS以上。而且，关于线材，需要弯曲性或延展性时，优选性能指数I为4300以上，延伸率为5％以上。而且，在本实施方式中，能够得到性能指数I为4300以上且延伸率为10％以上的棒材和性能指数I为4600以上的管、线材。可以减小管/棒/线材的直径以使之达到低成本。特别是作为高导电用，以导电率为65％IACS以上为前提，优选70％IACS以上，最优选75％IACS，性能指数I为4300以上较好，优选4600以上，更优选4900以上。在本实施方式中，如后所述，可以得到导电率为65％IACS以上、性能指数I为4300以上的棒/管/线材。由于导电性比纯铝高而且具有高强度，所以能够在流过高电流的部件中减小管/棒/线材的直径，实现低成本。

通过挤压制造的管/棒/线材，优选由相同的坯锭挤压的管/棒/线材在挤压的长度方向上的机械性能、及导电率的偏差(以下将该偏差称为挤压制造批量内偏差)小。在该挤压制造批量内偏差中，优选热处理后的材料或最终加工后的棒/线/管的(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比为0.9以上，而且，在导电率中，(最小导电率/最大导电率)之比为0.9以上。(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比、及(最小导电率/最大导电率)之比优选分别为0.925以上、更优选0.95以上。在本实施方式中，可以提高(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比、及(最小导电率/最大导电率)之比，从而品质提高。溶体化感受性高的Cr-Zr铜，若用本实施方式的制造工序制作，则(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比为0.7～0.8，偏差大。而且，一般在由铜合金的热挤压制作的最热门的铜合金、C3604(60Cu-37Zn-3Pb)中，由于挤压温度差、挤压的金属流动等，在例如挤压前端部和后端部，其强度比为0.9左右是常事。而且，不析出硬化的纯铜：韧铜C1100也由于晶粒直径差而取得接近0.9的值。而且，一般挤压之后的前端(头)部的温度与后端(尾)部的温度相比高30～180℃。

在高温用途中，焊嘴等在300℃、或400℃下要求高强度。若在400℃下的强度为200N/mm²以上，则实用上没有问题，但是为了得到高温强度或高寿命，优选220N/mm²以上，更优选240N/mm²以上，最优选260N/mm²以上。本实施方式的高性能铜管/棒/线材，在400℃下为200N/mm²以上，所以能够在高温状态下使用。Co、P等的析出物若在400℃下几小时，则几乎不再固溶，并且其粒径也几乎不变化。而且，因为在基体中固溶有Sn，所以原子的运动变得迟钝。由此，即使加热到400℃，原子扩散仍处于不活跃的状况，当然不产生再结晶晶粒。此外，即使施加变形，通过Co、P等的析出物，对变形也表示阻抗。此外，若晶粒直径为5～75μm，则得到良好的延展性。晶粒直径优选7.5～65μm，最优选8～55μm。

在高温用途中，通过要求以高强度、高导电为前提的高温强度、耐磨耗性(大致与强度成正比)、导电率的平衡，来决定组成和工艺。特别是为了得到强度，在热处理前和/或热处理后引入冷拉伸，总的冷加工率越高越将成为高强度材料，但还必须重视与延展性的平衡。为了确保延伸率至少10％以上，优选使总的拉伸加工率为60％以下，或使热处理后的拉伸加工率为30％以下。接触导线、焊嘴为消耗品，但是通过本发明产品的使用，可以实现高寿命。本实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材适合接触导线、焊嘴、电极等的用途。

本实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材具有高的耐热特性，在700℃下加热120秒后的维氏硬度(HV)为90以上，或者是加热前的维氏硬度的值的80％以上。而且，加热后的金属组织中的析出物其平均粒径为1.5～20nm，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。更优选的条件是平均粒径为3～15nm，或全部的析出物的95％以上为30nm以下，或者金属组织中的再结晶化率为30％以下。若曝露在700℃的高温中，则大约3nm的析出物增大，而其几乎不会消失，仍以20nm以下的微细的状态存在，从而能够防止再结晶化，维持高的强度和高的导电性。此外，关于不经过TH1的热处理的管/棒/线材、及冷冲压品、锻造品，处于固溶状态的Co、P等在700℃下的加热中一旦微细析出，析出物便伴随时间一起生长。但是，因为析出物几乎不消失，仍以20nm以下的微细的状态存在，所以具有与经过TH1的热处理的棒材等相同的高的强度和高的导电性。由此，能够在曝露于高温状态的环境中使用，即使在用于接合的钎焊之后也保持高的强度。钎料例如是JIS Z 3261所示的银钎料BAg-7(40～60％Ag、20～30％Cu、15～30％Zn、2～6％Sn)，固相线温度为600～650℃，液相线温度为640～700℃。例如，在铁路用电机上，通过钎焊组装转子条和端环，但是在钎焊后，这些构件也具有高的强度和高的导电性，所以能够耐受电机的高速旋转。

本实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材因为耐弯曲性优异，所以适合束线、连接器线、机械人用布线、及航空机用布线等。在电的特性、强度、延展性的平衡中，可分为如下两种情况：导电率为50％IACS以上而达到高强度，或者稍微降低强度，而导电率为65％IACS以上，优选70％IACS以上，或者最优选75％IACS以上。根据该用途，决定组成和工序条件。

本实施方式涉及的高性能铜管/棒/线材，还最适于由锻造或挤压等制作的继电器、接线端或配电部件等电用途。以下，将锻造和挤压等统称为压缩加工。另外，由于其使高的强度和延展性发挥作用，没有应力腐蚀裂纹的忧虑，所以对螺母或供水龙头金属件也有利用价值。虽然要考虑挤压等的能力和产品形状(复杂度、变形量)，但是使用在原材的阶段实施热处理和冷拉伸的、高强度且高传导的原材较好。原材的冷拉伸的加工率根据挤压能力和产品形状适当决定。挤压能力小、或负荷非常高的加工率的压缩加工时，不进行热挤压后的热处理，而是例如停留在20％左右的加工率的拉伸。

因为该拉伸后的材料柔软，所以通过压缩加工，可以经冷加工而成型为复杂的形状，在成形后进行热处理。在功率小的加工设备中，因为热处理前的材料强度低，成型性好，所以也能够容易成型。若在冷锻或挤压后进行热处理，则导电性变高，因此不需要功率大的设备从而实现低成本。还有，锻造或挤压成型后，实施比TH1的热处理温度高的例如700℃的硬钎焊时，不需要特别对原材的棒、管、线中进行HT1的处理。借助处于溶体化状态的Co、P析出，Sn的固溶，基体的耐热性提高，因此使基体的再结晶晶粒的生长延迟，导电性升高。

压缩加工后的热处理条件优选低于热挤压后，拉伸/拉丝加工的前后和期间进行的热处理条件的温度。这是因为，在压缩加工中，若局部性地实施了高的加工率的冷加工，则以该部分为基准进行热处理。因此，若加工率高，则热处理条件移动到低温侧。优选的条件是在380～630℃下15～240分钟。在TH1的热处理条件的关系式中，对RE适用从热挤压材料到压缩加工材料的总的加工率。即，若设关系式(T-100×t^-1/2-50×Log((100-RE)/100))的值为热处理指数TI，则400≤TI≤540较好，优选420≤TI≤520，最优选430≤TI≤510。对原材的棒材实施热处理时，不一定需要热处理，但是以延展性的恢复、导电性的进一步提高、除去残留应力作为主要目的而实施。这时的优选的条件是在300～550℃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合金，制作高性能铜管/棒/线材。表1表示制作高性能铜管/棒/线材的合金的组成。

[表1]

合金采用第1发明合金的合金No.11～13、第2发明合金的合金No.21～24、第3发明合金的合金No.31～36及371～375、作为比较用合金为近似于发明合金的组成的合金No.41～49、韧铜即C1100的合金No.51、和现有的Cr-Zr铜的合金No.52，将任意的合金通过多个工序制成高性能铜管/棒/线材。

图1至图9表示高性能铜管/棒/线材的制造工序的流程，表2及表3表示制造工序的条件。

[表2]

＊T1，T2，T3在水冷后900℃下加热10分钟之后水冷并进行了溶体化。

[表3]

图1表示制造工序K的构成，在制造工序K中通过实际操作的电炉熔解原材料，调整组成，制造外径240mm、长度700m的坯锭。将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径25mm的棒。间接挤压机的挤压能力为2750吨(在以下的工序的间接挤压机中相同)。使用挤压机的容器的温度为400℃，挤压垫的温度被预先加热到350℃的挤压机。还包含以后的工序在内，在本实施方式中，使容器温度、挤压垫的温度相同。设挤压速度(压头的移动速度)为12mm/秒，在距离挤压冲模大约10m的卷的卷绕装置内，通过水冷冷却(从熔解到此的一连串工序为工序K0。以下相同)。在距离挤压冲模大约3m的处测量挤压材料的温度时，挤压前端(头)部的材料温度为870℃，挤压中央部的温度为840℃，挤压后端(尾部)的温度为780℃。前端、后端部是指距最前端、最后端3m的部位。这样，在挤压的前端和后端产生了90℃的巨大的温度差。热挤压后的840℃到500℃的平均冷却速度是大约30℃/秒。此后，通过冷拉伸加工拉伸为外径22mm(工序K01)，500℃下进行4小时的热处理TH1(工序K1)，然后拉伸为外径20mm(工序K2)。此外，工序K0之后，在520℃下进行4小时的热处理TH1(工序K3)，然后拉伸为外径22mm(工序K4)。此外，在工序K0之后，在500℃下进行了12小时的热处理TH1(工序K5)。而且，在C1100中，由工序K1在150℃下进行了2小时的热处理，但因为没有析出的元素，所以未进行热处理TH1(在后述的其它工序中也相同)。

图2表示制造工序L的构成，制造工序L与制造工序K1的不同点在于坯锭的加热温度。加热温度如下：工序L1为825℃，工序L2为860℃，工序L3为925℃，工序L4为975℃。

图3表示制造工序M的构成。制造工序M的制造工序K1和热处理TH1的温度条件不同。温度条件如下：工序M1为在360℃下15小时，工序M2为在400℃下4小时，工序M3为在475℃下12小时，工序M4为在590℃下4小时，工序M5为在620℃下0.3小时，工序M6为在650℃下0.8小时。

图4表示制造工序N的构成。制造工序N与制造工序K1相比，热挤压的条件和热处理TH1的条件不同。工序N1将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径35mm的棒。挤压速度设为16mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约21℃/秒。然后，通过冷拉伸加工拉伸为外径31mm，进行了持续在500℃下进行2小时、在480℃下进行4小时的热处理TH1。此外，在工序N1中的水冷之后，进行了持续在515℃下进行2小时、在500℃下进行6小时的热处理TH1(工序N11)。工序N2，将坯锭在900℃下加热2分钟，用直接挤压机挤压出外径35mm的棒。直接挤压机的挤压能力为3000吨(在以下的工序的直接挤压机中相同)。挤压速度为18mm/秒，通过淋浴水冷进行冷却。冷却速度为大约17℃/秒。然后，通过冷拉伸加工拉伸为外径31mm，进行了持续在500℃下进行2小时，480℃下进行4小时的热处理TH1。此外，工序N2中的水冷之后，进行了持续在515℃下进行2小时、在500℃下进行6小时的热处理TH1(工序N21)。工序N3，将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径17mm的棒。挤压速度为10mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约40℃/秒。然后，通过冷拉伸加工拉伸为外径14.5mm，进行了在500℃下4小时的热处理TH1。此外，在工序N3中的水冷之后，进行了在530℃下3小时的热处理TH1(工序N31)。

图5表示制造工序P的构成。制造工序P与制造工序K1相比，挤压后的冷却条件不同。工序P1，将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径25mm的棒。挤压速度为20mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约50℃/秒。然后，通过冷拉伸加工拉伸为外径22mm，进行了在500℃下4小时的热处理TH1。工序P2至P4与工序P1相比改变了挤压和冷却的条件。工序P2的挤压速度为5mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约13℃/秒。工序P3的挤压速度为12mm/秒，通过强制空冷进行冷却。冷却速度为大约18℃/秒。工序P4的挤压速度为12mm/秒，通过空冷进行冷却。冷却速度为大约10℃/秒。

图6表示制造工序Q的构成，制造工序Q与制造工序K1相比冷拉伸条件不同。工序Q1将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径25mm的棒。挤压速度为12mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约30℃/秒。然后，通过冷拉伸加工拉伸到外径20mm，进行了在490℃下4小时的热处理TH1。工序Q2在工序Q1的热处理TH1之后通过冷拉伸而拉伸为外径18.5mm。工序Q3在工序Q1中的水冷之后，通过冷拉伸加工拉伸为外径18mm，进行了在475℃下4小时的热处理TH1。

图7表示制造工序R的构成。制造工序R制造管材。在工序R1中将坯锭在900℃下加热2分钟，用3000吨的直接挤压机挤压外径65mm、厚度6mm的管。挤压速度为17mm/秒，通过急水冷进行冷却。冷却速度为大约80℃/秒。然后，进行了在520℃下4小时的热处理TH1。工序R2在工序R1的急水冷之后，通过冷拉伸而拉伸为外径50mm、厚度4mm，然后进行了在460℃下6小时的热处理TH1。

图8表示制造工序S的构成。制造工序S制造线材。工序S1将坯锭在910℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径11mm的棒。挤压速度为9mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约30℃/秒。然后，通过冷拉伸加工拉伸为外径8mm，进行在480℃下4小时的热处理TH1，通过冷拉丝加工拉丝为外径2.8mm。工序S1之后，进行了在325℃下20分钟的热处理TH2(工序S2)。但是，C1100的情况下，若进行相同的热处理TH2，则发生再结晶，所以在150℃下进行20分钟的热处理。此外，工序S1之后，接着进行拉丝加工直到外径1.2mm为止(工序S3)。此外，工序S1之后，在350℃下进行10分钟的热处理TH2，接着进行冷拉丝加工直到外径1.2mm为止(工序S4)，而且，在420℃下进行0.3分钟的热处理TH2(工序S5)。此外，在工序S1中的水冷之后，在520℃下进行4小时的热处理TH1，通过冷拉伸/拉丝加工依次拉丝为外径8mm、2.8mm，在375℃下进行5分钟的热处理TH2(工序S6)。此外，工序S1中的水冷之后，在490℃下进行4小时的热处理TH1，通过冷拉伸/拉丝加工，依次拉丝为外径8mm、2.8mm、1.2mm，在425℃下进行2小时的热处理TH1(工序S7)。此外，在工序S1中的水冷之后，通过冷拉伸加工，拉丝为4mm，在470℃下进行4小时的热处理TH1，进而依次拉丝为外径2.8mm、1.2mm，在425℃下进行1小时的热处理TH1(工序S8)。此外，在工序S8中拉丝至外径1.2mm之后，在360℃下进行50分钟的热处理TH2(工序S9)。

图9表示制造工序T的构成。制造工序T是具有溶体化-析出工序的棒材和线材的制造工序，为了与本实施方式的制造方法比较而进行。在棒材的制造中，将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径25mm的棒。挤压速度为12mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约30℃/秒。接着，在900℃下加热10分钟，以大约120℃/秒的冷却速度进行水冷而溶体化。然后，在520℃下进行4小时的热处理TH1(工序T1)，通过冷拉伸加工拉伸为外径22mm(工序T2)。在线材的制造中，将坯锭在900℃下加热2分钟，用间接挤压机挤压出外径11mm的棒。挤压速度为9mm/秒，通过水冷进行冷却。冷却速度为大约30℃/秒。接着，在900℃下加热10分钟，以大约150℃/秒的冷却速度进行水冷而溶体化。然后，在520℃下进行4小时的热处理TH1，通过冷拉伸加工拉伸为外径8mm，通过冷拉丝加工拉丝为外径2.8mm，在350℃下进行10分钟的热处理TH2(工序T3)。

作为通过上述的方法制作的高性能铜管/棒/线材的评价，测量了拉伸强度、维氏硬度、延伸率、洛氏硬度、反复弯曲次数、导电率、耐热特性、400℃高温拉伸强度、冷压缩后的洛氏硬度和导电率。此外，观察金属组织，测量了晶粒直径、及析出物的直径和30nm以下的大小的析出物的比例。

拉伸强度的测量以如下方式进行。试验片的形状在棒材中用JIS Z 2201的标点距离为(试验片平行部的截面积的平方根)×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。在管材中，用JIS Z 2201的标点距离为(试验片平行部的截面积的平方根)×5.65的14C试验片进行。

反复弯曲次数的测量以如下方式进行。使弯曲部分的直径RA为2×RB(线材的外径)，进行90度弯曲，再回复到原来的位置，这时为1次，再向相反侧弯曲90度，反复进行直到断裂为止。

导电率的测量在直径8mm以上的棒材时、及冷压缩试验片时，利用了日本FOERSTER株式会社制的导电率测量装置(SIGMATEST D2.068)。线材及直径小于8mm的棒材时，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”的用语按相同的意义使用。此外，热传导性和电传导性密切相关，所以显示导电率越高，热传导性越好。

耐热特性是准备将各工序完成的棒材切断为长度35mm(但是，后述的表10的拉伸试验用为300mm)的试验片、和将各工序完成的棒材进行了冷压缩的高度7mm的压缩试验片，在700℃的盐浴(按大约3∶2混合NaCl和CaCl₂)中浸渍120秒，在冷却(水冷)之后测量了维氏硬度、再结晶化率、导电率、析出物的平均粒径、粒径为30nm以下的析出物的比例。压缩试验片将棒材切断为长度35mm，用阿姆斯勒万能试验机压缩到7mm(加工率80％)。在工序K1、K2、K3、K4中通过棒材的试验片试验耐热特性，在工序K0、K01中通过压缩试验片试验了耐热特性。还有，两工序品均未进行压缩后的热处理。

400℃高温拉伸强度的测量以如下方式进行。400℃下保持10分钟后进行高温拉伸试验。标点距离为50mm，试验部用车床加工为外径10mm。

冷压缩以如下方式进行。将棒材切断为长度35mm，用阿姆斯勒万能试验机从35mm压缩到7mm(加工率80％)。关于未进行热处理TH1的工序K0、K01的棒材，在压缩后作为加工后热处理，在450℃下进行80分钟的热处理，测量了洛氏硬度和导电率。关于工序K0、K01以外的工序的棒材，在压缩后直接测量了洛氏硬度和导电率。

晶粒直径的测量通过金属显微镜照片按照JIS H 0501中的伸铜品结晶粒度试验方法的比较法测量。平均再晶粒直径和再结晶率的测量用500倍、200倍、100倍及75倍的金属显微镜照片根据晶粒的大小选择适当倍率来进行。平均再结晶粒径的测量，基本上用比较法进行。再结晶率的测量区分未再结晶晶粒和再结晶晶粒(包含微细的晶粒)，将再结晶部通过图像处理软件“WinROOF”而二值化，将其面积率作为再结晶率。难以从金属显微镜判断的通过FE-SEM-EBSP法求出。并且，根据分析倍率2000倍或5000倍的结晶晶界映像，将由具有15°以上的方位差的结晶晶界构成的晶粒用万能笔涂抹，通过图像分析软件“WinROOF”进行二值化并计算出再结晶率。测量极限大约为0.2μm，即使存在0.2μm以下的再结晶粒，也不加入计测值。

析出物的粒径将15万倍及75万倍的TEM(透射电子显微镜)的透射电子像通过图像处理软件“WinROOF”而二值化，从而提取析出物，计算各析出物的面积的平均值，测量平均粒子直径。在棒线材中，若设半径为r，则测量位置是距棒线材的中心1r/2和6r/7的位置这2点，采用其平均值。在管材中，若设壁厚为h，则测量位置是距管材的内面1h/2、6h/7的位置这2点，采用其平均值。若在金属组织中有位错，则难以测量析出物的大小，所以用对挤压材料实施热处理TH1的棒线材、例如完成工序K3的棒线材。对于在700℃下进行了120秒的耐热试验的材料，在发生了再结晶化的部分进行测量。此外，根据各析出物的粒径测量30nm以下的析出物的个数的比例，但是在15万倍的TEM的透射电子像中，对于粒径小于2.5nm的，判断为误差大，从析出粒子中除外(未计算在内)。在75万倍的测量中，对于粒径小于0.7nm的，判断为误差大，从析出粒子中除外(未识别)。以平均粒径为8nm为边界，对于大约小于8nm的，认为在75万倍下的测量精度优良。因此，30nm以下的析出物的比例准确地是指0.7～30nm、或2.5～30nm。

耐磨耗性的测量以如下方式进行。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)10mm的环状试验片。接着，将试验片嵌合固定在旋转轴上，并且，以施加5kg的载荷的状态，使由18mass％Cr、8mass％Ni、余量Fe构成的SUS304制辊(外径60.5mm)与环状试验片的外周面滚动接触之后，一边在试验片的外周面滴下多级油(试验最初过剩地使试验面湿润，然后，每1天补充滴下10mL)，一边使旋转轴以209rpm旋转。然后，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)。磨耗减量少，可以称为耐磨耗性优异的铜合金。

对上述的各试验的结果进行说明。表4、5表示工序K0中的结果。

[表4]

[表5]

发明合金的平均晶粒直径小于比较用合金或Cr-Zr铜。此外，拉伸强度或硬度稍微高于比较用合金，但是延伸率值明显高，导电率低。管/棒/线材很少在挤压完成的状态下使用，而是进行各种加工之后使用，所以在挤压完成的状态下柔软较好，并且导电率低也好。而且，若冷压缩后实施热处理，则硬度高于比较合金，除去Sn浓度高的No.22合金，导电率成为70％IACS以上。在利用未实施热处理的压缩试验片的700℃的高温试验中，导电率成为65％IACS以上，与加热前相比，大约提高25％IACS。此外，维氏硬度也是110以上，再结晶化率为大约低为20％，优于比较合金。这些被认为是因为处于固溶状态的Co、P等的大部分已析出，所以导电率升高，析出物的平均粒径细为大约5nm，所以防止了再结晶化。

表6、表7表示工序K01中的结果。

[表6]

[表7]

C1100挤压完成的平均晶粒直径大，另外发生Cu₂O的结晶析出物。发明合金的拉伸强度和硬度等稍微高于比较用合金和C1100，与工序K0相比是差别稍微扩大的程度。与工序K0同样，在该阶段对性能指数I没有很大的差异。但是，与工序K0同样，若在冷压缩后实施热处理，则硬度高于比较合金，导电率成为70％IACS以上。在利用未实施热处理的压缩试验片的700℃的高温试验中，导电率成为65％IACS以上，与加热前相比，大约提高25％IACS。另外，维氏硬度也是120左右，再结晶化率也低至大约20％。这被认为是由于通过析出，导电率提高，析出物的平均粒径细为大约5nm，所以防止了再结晶化。

表8、9表示工序K1中的结果。

[表8]

[表9]

发明合金的挤压完成的平均晶粒直径小于比较用合金和C1100，在拉伸强度、维氏硬度、洛氏硬度中成为良好的结果。此外，延伸率也高于C1100。大部分发明合金，导电率也成为C1100的70％以上的高的值。此外，在700℃加热后的维氏硬度、在400℃下的高温拉伸强度中，发明合金与比较用合金和C1100相比也也显示出非常高的值。此外，在冷压缩后的洛氏硬度中，发明合金也显示高于比较用合金和C1100的值。在磨耗减量中则显示出比比较用合金和C1100低得多的值，其中Sn、Ag添加量多的发明合金好。如这些，发明合金是高强度/高导电铜合金，优选在数学式X1、X2、X3的范围、及组成范围尽量位于范围的中央。

表10表示在工序K1和工序K01后在700℃下加热120秒之后的棒材的拉伸强度、延伸率、维氏硬度、导电率。

[表10]

未进行热处理TH1的工序K01与进行热处理TH1的工序K1的拉伸强度、延伸率、维氏硬度、导电率同等。工序K01，即使加热到700℃，再结晶化率也低。这被认为是由于Co、P等的析出发生而阻止了再结晶化。此外，根据该结果，用未进行析出处理的发明合金的材料通过钎焊等在700℃下进行120秒左右的加热时，不见得需要进行析出处理。

表11、12将K2、K3、K4及K5中的结果与工序K1的结果一起表示工序。

[表11]

[表12]

在挤压后仅进行热处理TH1的工序K3、K5中，发明合金在拉伸强度和维氏硬度等中成为良好的结果。在热处理TH1之后进行拉伸加工的工序K2、K4中，发明合金的延伸率降低，但是拉伸强度和维氏硬度进一步升高。发明合金与比较用合金相比，在工序K3中的析出物的平均粒径小、析出物为30nm以下的比例也小。此外，发明合金与比较用合金和C1100相比，经工序K2、K3、及K4，在拉伸强度和维氏硬度等的各机械性质中成为良好的结果。图10是合金No.11的工序K3的透射电子像。析出粒子的平均粒径细为3nm，均匀地分布。不仅该合金No.11的工序K3的试料，在用本实施方式的制造工序制造了发明合金的管/棒/线材中，由表11和后述的表21、24、25、31记载析出物的粒径的数据的试料，在任意的1000nm×1000nm的区域，90％以上的析出粒子的最近邻析出粒子间距离全部为150nm以下，而且，在任意的1000nm×1000nm区域，析出粒子都存在25个以上。即，可以称为析出物均匀地分布。

发明合金不管热处理TH1的有无，并且，不管是棒材还是压缩加工材，在700℃下加热120秒后的析出粒子的平均直径均微细为大约5nm，所以被认为通过析出粒子防止再结晶化。图11是对合金No.11的工序K0中的对压缩加工材在700℃下加热120秒后的透射电子像。析出粒子的平均粒径细为4.6nm，几乎没有30nm以上的粗大的析出粒子，均匀地分布。此外，之所以在热处理TH1之后以700℃加热120秒，是因为析出粒子以微细的状态存在，大部分析出粒子不会再固溶，所以与热处理TH1之后的状态相比，导电率的降低停留在10％IACS以下(参照表11、12的试验No1、32等)。

表13、14将工序L1至L4中与工序K1的结果一同表示。

[表13]

[表14]

工序L1至工序L4与工序K1的不同点在于坯锭的加热温度。在加热温度进入适当的范围(840～960℃)的工序L2及工序L3中，与工序K1同样地，拉伸强度和维氏硬度等升高。另一方面，在低于适当温度的工序L1中，挤压完成下存在未再结晶部分，最终加工后的拉伸强度及维氏硬度降低。此外，在加热温度高于适当温度的工序L4中，挤压完成下平均晶粒直径增大，最终加工后的拉伸强度、维氏硬度、延伸率、及导电率变低。此外，加热温度高的一方被认为是由于Co、P等的更多地固溶而强度升高。

表15、16将工序P1至P4中的结果与工序K1的结果一同表示。

[表15]

[表16]

在工序P1至工序P4中，挤压速度或挤压后的冷却速度与工序K1不同。在冷却速度比工序K1快的工序P1中，与工序K1中的结果相比，挤压完成下的平均晶粒直径减小，最终加工后的拉伸强度和维氏硬度等提高。在冷却速度低于适当的冷却速度15℃/秒的工序P2及P4中，与工序K1中的结果相比，挤压完成下的平均晶粒直径增大，最终加工后的拉伸强度和维氏硬度等降低。用空冷进行冷却的工序P3，因为冷却速度快于适当的速度，所以在最终加工后的拉伸强度和维氏硬度等中成为良好的结果。根据该结果，在最终的棒材中，为了得到高的强度，优选冷却速度快。冷却速度快的一方被认为更多地固溶Co、P等，因此强度变高。此外，在耐热性中也优选冷却速度快。冷却方法是水冷，工序K、L、M、N、Q、R在挤压速度(压头的移动速度、坯锭被挤压的速度)与挤压比H的关系中，挤压速度处于45×H^-1/3mm/秒到60×H^-1/3mm/秒之间，相对于此，P2的挤压速度小于30×H^-1/3mm/秒的值，另一方面，P1的挤压速度大于60×H^-1/3mm/秒的值。若比较P1、P2、K1，则P2的拉伸强度低。

表17、18将工序M1至M6中的结果与工序K1的结果一同表示。

[表17]

[表18]

工序M1至工序M6与工序K1的不同点在于热处理TH1的条件。在热处理指数TI小于适当条件的工序M1、M2或大于适当条件的工序M4、M6、或热处理的保持时间比适当的时间短的工序M5中，比起适当条件内的工序M3、K1，最终加工后的拉伸强度或维氏硬度等降低。此外，拉伸强度、导电性、延伸率的平衡(它们的积、性能指数I)差。此外，若脱离适当条件，则耐热性也变差。

表19、20将工序Q1、Q2、及Q3中的结果与工序K1的结果一同表示。

[表19]

[表20]

工序Q1、Q3与工序K1的不同点在于挤压后的拉伸加工率。工序Q2在工序Q1之后进一步进行拉伸加工。此外，在工序Q1至工序Q3中，根据拉伸加工率降低热处理TH1的温度。挤压后的拉伸加工率越大，最终加工后的拉伸强度或维氏硬度越提高，延伸率越降低。此外，通过在热处理TH1后追加拉伸加工，延伸率降低，但是拉伸强度或维氏硬度提高。

表21、22表示工序N1、N11、N2、N21、N3及N31中的结果。

[表21]

[表22]

工序N1以2个阶段进行热处理TH1，工序N11在挤压后进行该热处理TH1。在工序N1、N11的任意一个中，都与工序K1、K3同样地显示良好的结果。工序N2、N21的挤压为直接挤压，与工序N1、N11同样地进行2个阶段的热处理TH1。即使是直接挤压，也与工序K1、K3同样地显示良好的结果。还有，虽然尺寸等不同，但工序N1的棒材的导电性比工序K1的棒材好。工序N3、N31是与工序K1、K3同样的工序，挤压后的冷却速度快。挤压后的平均晶粒直径小，最终加工后的拉伸强度、维氏硬度良好。另一方面，工序N2、N21的冷却速度稍慢，所以析出物的平均粒径增大，最终加工后的拉伸强度和维氏硬度稍低。

表23、24表示工序S1至S9中的结果。

[表23]

[表24]

工序S1至S9是线材的制造工序，在工序S1至S2中，发明合金与比较合金和C1100相比，挤压完成时的平均晶粒直径小，在拉伸强度、维氏硬度中成为良好的结果。此外，在进行热处理TH2的工序S2中，反复弯曲次数高于工序S1，在进行热处理TH2的工序S4、S5、S6、S9中，反复弯曲次数也提高。特别是，热处理TH2的保持时间长的S9的强度稍低，但是反复弯曲次数增多。此外，在以各种方式组合热处理TH1、TH2及拉丝工序的工序S3至工序S6中，发明合金也示出良好的拉伸强度和维氏硬度。以最后的工序作为热处理TH1完成或接近最终的工序而实施热处理TH1，则强度低，但能够得到耐弯曲性特别优异的线材。此外，在进行2次热处理TH1的工序S7、S8中，反复弯曲次数尤其提高。热处理TH1前的总的拉丝加工率高为75％时，若实施热处理TH1，则大约15％再结晶，但是，该再结晶晶粒的大小小为大约3μm。因此，虽然强度稍微降低，但是耐弯曲性提高。

表25、26表示工序R1、R2中的结果。

[表25]

[表26]

工序R1及R2是管材的制造工序，发明合金在工序R1、R2中，因挤压后的冷却速度快，所以析出物的大小小，显示良好的拉伸强度和维氏硬度等。

表27、28将工序T1、及T2中的结果与工序K3、K4的结果一同表示。

[表27]

[表28]

工序T1、T2进行溶体化-时效、析出。在工序T1、T2中，挤压完成时的平均晶粒直径与工序K1、K2相比变得非常大。而且，拉伸强度、洛氏硬度、导电率在工序T1、T2和工序K3、K4中变得同等。此外，用Cr-Zr铜进行工序T1、T2的材料与用发明合金进行工序K3、K4的材料相比，挤压完成下的平均晶粒直径非常大，拉伸强度、洛氏硬度稍低，导电率变得稍高。在一般的溶体化-时效析出材料中，在溶体化中由于在高温下长时间加热，所以晶粒粗大化。另一方面，因为Co、P等充分溶体化即固溶，所以通过其后的热处理、时效析出，能够由本实施方式得到微细的Co、P等的析出物。但是，若比较其后的拉伸/冷拉丝后的强度，则与发明合金同等或稍微降低。这被认为是，与发明合金相比，其析出硬化本身高于溶体化-时效、析出材，但是结晶粒粗大化的份量作为负量相抵消，所以成为同等的强度。

表29、30将工序T3中的结果与工序S6的结果一同显示。

[表29]

[表30]

工序T3是进行溶体化-时效析出的线材的制造工序。在工序T3中，挤压完成的平均晶粒直径与工序S6相比变得非常大。而且，拉伸强度、维氏硬度、导电率在工序T3和工序S6变得同等，但是延伸率、反复弯曲高于工序S6。这与上述的工序T1、T2同样，工序T3的析出效果本身高于工序S6，但是晶粒粗大化的份量作为负量相抵消，从而成为同等的强度。但是，由于晶粒变得粗大，所以延伸率或反复弯曲差。

表31、32表示发明合金和Cr-Zr铜的工序K1、K3中的相同挤压时的头部、中央部、尾部的数据。

[表31]

[表32]

在工序K1、K3的任意中，在头部和尾部，Cr-Zr铜在挤压完成下平均晶粒直径上具有差异，拉伸强度等的机械性质也具有较大差异。在工序K1、K3的任意中，在头部和尾部，发明合金的挤压完成下平均晶粒直径的差异少，拉伸强度等的机械性质也均匀。发明合金的机械性质的挤压制造批量内的偏差小。

在上述的各实施例中，能够得到如下管/棒/线材：其均匀地分散大致圆形、或大致椭圆形的微细的析出物，析出物的平均粒径为1.5～20nm，或全部析出物的90％以上为30nm以下的大小，大部分析出物的优选范围的平均粒径为1.5～20nm，而且，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.32、34等、及图10的透射电子显微镜像)。

能够得到热挤压完成下的平均晶粒直径为5～75μm的管/棒/线材(参照表8、9的试验No.1、2、3等)。

能够得到如下的管/棒/线材：从热挤压后到热处理TH1的总的冷拉伸/拉丝加工的加工率超过75％，在热处理TH1后的金属组织中，基体的再结晶率为45％以上，再结晶部的平均晶粒直径为0.7～7μm(参照表23、24的试验No.321、322等)。

能够得到如下的管/棒/线材：挤压制造批量内的拉伸强度的偏差中的(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比为0.9以上，而且，导电率的偏差中的(最小导电率/最大导电率)之比为0.9以上(参照表31、32的试验No.231、1、232等)。

能够得到导电率为45(％IACS)以上、性能指数I的值为4300以上的管/棒/线材(参照表8、9的试验No.1至3、表23、24的试验No.171至188、及试验No.321至337、表25、26的试验No.201至206及313等)。而且，能够得到导电率为65(％IACS)以上且性能指数I的值为4300以上的管/棒/线材(参照表8、9的试验No.1及2、表23、24的试验No.171至188、及试验No.321至337、表25、26的试验No.201至206及313等)。

能够得到在400℃下的拉伸强度为200(N/mm²)以上的管/棒/线材(参照表8、9的试验No.1)。

能够得到在700℃下加热120秒后的维氏硬度(HV)为90以上、或加热前的维氏硬度的值的80％以上的管/棒/线材(参照表11、12的试验No.1、31、32等)。而且，加热后的金属组织中的析出物比加热前增大，平均粒径为1.5～20nm、或所有的析出物的90％以上为30nm以下，而且金属中的再结晶化率为45％以下，显示优良的耐热性。

在冷拉丝加工期间和/或之后，在200～700℃下实施0.001秒～240分钟的热处理，能够得到耐弯曲性优良的线材(参照表23、24的试验No.172、174、175、176等)。

得到了外径为3mm以下且耐弯曲性优良的线材(参照表23、24)。

此外，根据上述的实施例可以说明如下的情况。C1100存在Cu₂O的结晶析出粒子，但是由于其粒径大到大约2μm，所以不利于强度，对金属组织的影响也少。因此，高温强度也低，粒径大，所以绝对说不上反复弯曲加工性良好(参照表6、7的试验No.G15、及表8、9的试验No.23等)。

比较用合金的合金No.41至49，Co、P等不满足适当范围，而且，由于调配量的平衡差，所以Co、P等的析出物的粒径大，其量也少。因此，由于再结晶晶粒的粒径大，所以强度、耐热特性、高温强度低，磨耗减量多(参照表8、9的试验No.14至22、及表11、12的试验No.48至57等)。

此外，即使进行冷压缩，比较用合金的硬度也低(参照表8、9的试验No.14至18)。发明合金的再结晶粒径小。在本实施方式的制造工序程度的溶体化中，若在其后进行时效处理，则固溶的Co、P等微细地析出，能够得到高的强度，而且由于大部分析出，所以得到高的导电性。此外，由于析出物小，所以反复弯曲性也优良(参照表8、9的试验No.1至13、表11、12的试验No.31至47、及表23、24的试验No.171至188等)。

发明合金因为Co、P等微细地析出，所以妨碍原子的移动，并且，基体也借助Sn而耐热性提高，这两者相辅相成，即使在400℃的高温下，组织的变化也少，从而得到高的强度(参照表8、9的试验No.1、4等)。

发明合金因为拉伸强度、硬度高，所以耐磨耗性高，磨耗减量小(参照表8、9的试验No.1至6等)。

在工序中，发明合金通过在低温下实施热处理，最终材料的强度提高。这被认为是由于在高度的塑性加工后进行，所以产生了原子级的原子的再排列。若最终在低温下实施热处理，则强度稍微降低，但是显示优异的耐弯曲性。这是在现有的C1100中看不到的现象。在要求耐弯曲性的领域非常有益。

用本实施方式的制造工序制作Cr-Zr铜时，挤压头部和尾部的时效后的强度产生显著的差异，尾部的强度相当低，其强度比大约为0.8。此外，尾部的耐热特性以外的特性也非常低。对此，发明合金大约为0.98，显示均匀特性(参照表31、32)。

还有，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清洗。

如上述，本发明涉及的高性能铜管/棒/线材是高强度、高导电，所以最适于连接器、总线条、汇流条、继电器、散热器、空调用管、及电部件(固定件、紧固件、电布线器具、电极、继电器、功率继电器、连接端子、雄端子、整流子片、电机的转子条和端环等)，此外因为耐弯曲性优异，所以最适于束线、机器人用电线、航空机用电线、电子设备布线材料等。而且，因为高温强度、高温加热后的强度、耐磨耗性、耐久性也优异，所以可以用于线切割(放电加工)用线、接触导线、焊嘴、点焊用焊嘴、点焊用电极、螺柱焊接基点、放电加工用电极、电动机的转子条、及电气部件(固定件、紧固件、电布线器具、电极、继电器、功率继电器、连接端子、雄端子、整流子片、转子条、端环等)、空调用管、冷冻机冷藏用管等。此外，优于锻压或挤压等的加工性，所以最适于热锻品、冷锻品、滚轧螺钉、螺栓、螺母、电极、继电器、功率继电器、触点及配管部件等。

本申请基于日本专利申请2008-087339主张优先权。其申请的内容的全部通过参照引入该申请。

Claims

1.一种高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，具有如下的合金组成：含有0.13～0.33mass％的Co、0.044～0.097mass％的P、0.005～0.80mass％的Sn、0.00005～0.0050mass％的O，在Co含量[Co]mass％和P含量[P]mass％之间具有2.9≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.1的关系，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成，并且，该高强度高导电铜合金管/棒/线材通过包括热挤压的工序制造而成。

2.如权利要求1所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，还含有0.003～0.5mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.003～0.5mass％的Ag、0.002～0.3mass％的Al、0.002～0.2mass％的Si、0.002～0.3mass％的Cr、0.001～0.1mass％的Zr中的任意一种以上。

3.一种高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，具有如下的合金组成：含有0.13～0.33mass％的Co、0.044～0.097mass％的P、0.005～0.80mass％的Sn、0.00005～0.0050mass％的O，并且含有0.01～0.15mass％的Ni、或0.005～0.07mass％的Fe中的任意一种以上，在Co含量[Co]mass％、Ni含量[Ni]mass％、Fe含量[Fe]mass％和P含量[P]mass％之间，具有2.9≤([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)≤6.1及0.015≤1.5×[Ni]+3×[Fe]≤[Co]的关系，并且余量由Cu及不可避免的杂质构成，并且，该高强度高导电铜合金管/棒/线材通过包括热挤压的工序制造而成。

4.如权利要求3所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，还含有0.003～0.5mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.003～0.5mass％的Ag、0.002～0.3mass％的Al、0.002～0.2mass％的Si、0.002～0.3mass％的Cr、0.001～0.1mass％的Zr中的任意一种以上。

5.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，在所述热挤压前坯锭被加热到840～960℃，从热挤压后的840℃或从挤压材料温度到500℃的平均冷却速度为15℃/秒以上，并且，在热挤压后、或在热挤压后进行冷拉伸/拉丝加工的情况下，在所述冷拉伸/拉丝加工的前后、或所述冷拉伸/拉丝加工期间在375～630℃实施0.5～24小时的热处理TH1。

6.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，均匀地分散有大致圆形或大致椭圆形的微细的析出物，

所述析出物的平均粒径为1.5～20nm，或者所有的析出物的90％以上为30nm以下的大小。

7.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，所述热挤压完成的平均晶粒直径为5～75μm。

8.如权利要求5所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，从所述热挤压后到所述热处理TH1为止的总的冷拉伸/拉丝加工的加工率超过75％时，在该热处理TH1后的金属组织中，基体的再结晶率为45％以下，再结晶部的平均晶粒直径为0.7～7μm。

9.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，挤压制造批量内的拉伸强度的偏差中的(最小拉伸强度/最大拉伸强度)之比为0.9以上，并且，导电率的偏差中的(最小导电率/最大导电率)之比为0.9以上。

10.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，在导电率为45(％IACS)以上，设导电率为R(％IACS)、拉伸强度为S(N/mm²)、延伸率为L(％)时，(R^1/2×S ×(100+L)/100)的值为4300以上。

11.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，在400℃的拉伸强度为200(N/mm²)以上。

12.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，在700℃加热120秒后的维氏硬度(HV)为90以上，或所述加热前的维氏硬度的值的80％以上，该加热后的金属组织中的析出物的平均粒径为1.5～20nm或所有析出物的90％以上为30nm以下，该加热后的金属组织中的再结晶化率为45％以下。

13.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，使用于冷锻用途或冲压用途。

14.如权利要求1至4中任一项所述的高强度高导电铜合金管/棒/线材，其特征在于，通过如下方式制造而成：进行冷拉丝加工或冲压加工，在冷拉丝加工或冲压加工期间和/或冷拉丝加工或冲压加工后，在200～700℃实施0.001秒～240分钟的热处理TH2。