CN102822377A - 热处理方法和热处理装置 - Google Patents

Abstract

本发明的热处理方法包含对于根据温度而多阶段相变的合金，使设为规定温度的接触式加热体与前述合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间而进行加热处理，使合金生成预备状态的预备状态生成工序，所述规定温度是基于与合金的规定的第1转变有关的第1温度和比该第1温度高的与合金的规定的第2转变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的温度。

Description

热处理方法和热处理装置

技术领域

本发明涉及热处理方法和热处理装置。

背景技术

以往，就金属薄带的热加工、温热加工而言，在沿着移动方向长长地设置的加热槽内进行热处理，热处理后配置多个轧制辊，对预先进行了加热的金属薄带进行轧制。然而，该方法是处理时间长、而且历经多阶段的处理措施，难以高精度地赋予组织的均匀性、高性能的材料特性。因此，例如提出了以锯齿状配置经温度控制的单辊，使薄板与其接触移动而对每一面交替加热的方案（例如，参照专利文献1）。

专利文献1：日本特开平6－272003号公报

发明内容

但是，根据温度而多阶段相变的合金中，例如为了得到所希望的特性，有时希望存在许多由中间阶段的相变而得到的相（以下，也称作中间相）。但是，如果仅延长热处理时间或提高热处理温度，会促进在更高温度下产生的相变等而难以将中间相的量提高一定以上。

本发明是为了解决这样的课题而作出的，其目的在于提供一种在对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理时，能够形成更理想的相的热处理方法和热处理装置。

为了实现上述目的而进行了积极研究，结果，本发明人等发现，对于Cu－Be系合金，使加热至G.P.区析出的温度以上γ”相析出的温度以下的加热辊与上述合金接触规定时间而预先生成预备状态时，能够通过之后的热处理抑制γ相的析出，从而完成了本发明，所述Cu－Be系合金是随着温度而多阶段相变的合金，且伴随着升温而按照G.P.区、γ”相、γ’相、γ相的顺序析出相变的合金。

即，本发明的热处理方法是对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理的热处理方法，包含：

预备状态生成工序，该预备状态生成工序中使设为规定温度的接触式加热体与前述合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间而进行加热处理，使前述合金生成预备状态，所述规定温度是基于与前述合金的规定的第1相变有关的第1温度和比前述第1温度高的与前述合金的规定的第2相变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的温度。

本发明的热处理装置是对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理的热处理装置，具备：

通过接触而加热前述合金的接触式加热体；

控制单元，其将前述接触式加热体设为基于与前述合金的规定的第1相变有关的第1温度和比前述第1温度高的与前述合金的规定的第2相变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的规定温度，并使该接触式加热体与前述合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间。

根据本发明的热处理方法和热处理装置，在对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理时，能够生成更理想的相。其原因虽未明确，但可认为是由于：在多阶段相变的合金中，通过长时间的加热、高温下的加热，有时会促进在更高温一侧产生的相变，但通过预先生成包含成为中间相的核那样的物质的预备状态，能够抑制上述相变。

附图说明

图1是表示包含本发明的热处理方法的合金薄带的制造方法的一个例子的说明图。

图2是表示在对Cu－Be系合金薄带加压的状态下进行预备状态生成工序后进行DSC测定的结果的概念的说明图。

图3是表示在不对Cu－Be系合金薄带加压的状态下进行预备状态生成工序后进行DSC测定的结果的概念的说明图。

图4是表示本发明的热处理方法的加热模式的一个例子的概念图。

图5是表示本发明的热处理装置的一个例子的示意图。

图6是多段实行预备状态生成工序的说明图。

图7是表示本发明的热处理装置的另外的例子的示意图。

图8是表示本发明的热处理装置的其他例子的示意图。

图9是表示本发明的热处理装置的又一例子的示意图。

图10是表示本发明的热处理装置的别的例子的示意图。

图11是加热的同时进行加压的实施例的DSC测定结果。

图12是加热的同时不进行加压的实施例的DSC的测定结果。

图13是实施例28、29和比较例20的X射线衍射测定结果。

具体实施方式

本发明的热处理方法是对根据温度而多阶段相变的合金进行的热处理方法。图1是表示包含作为本发明的热处理方法的预备状态生成工序的、合金薄带的制造方法的一个例子的说明图。该制造方法可以包含：将原料溶解并进行铸造，以成为根据温度而多阶段相变的合金组成的溶解·铸造工序；将该合金的铸块冷轧至所希望的厚度而得到原料合金薄带的中间轧制工序。另外，该制造方法可以包含：对所得的原料合金薄带进行加热·急冷而使析出固化型元素过饱和地固溶的固溶化处理工序；洗涤固溶化处理后的原料合金薄带的酸洗工序；以及进一步进行冷轧直至所需要的厚度的精轧工序。进一步，该制造方法可以包含：使精轧后的原料合金薄带生成规定的预备状态的预备状态生成工序；实施时效固化处理而使第2相和规定的中间相析出的作为正式热处理工序的时效处理工序。该“规定的中间相”是指为了得到所希望的特性而由中间阶段的相变得到的优选相。另外，“薄带”是指厚度为3.00mm以下的箔或板。另外，薄带也可以是厚度为0.10mm以上的材料。另外，图1中，预备状态生成工序是在精轧工序与时效固化处理工序之间进行的，但并不限定于此，例如，也可以在固溶化处理工序与酸洗工序之间进行，还可以在酸洗工序与精轧工序之间进行。这样，预备状态生成工序可以在固溶化处理工序之后、且在时效固化处理工序之前进行。本发明的热处理方法中，通过进行预备状态生成工序，在时效固化处理工序中使中间相进一步析出，并且能够抑制不希望的相（以下，也称作不要相）的析出。以下，对预备状态生成工序和时效固化处理工序进行详细说明。

本发明中使用的合金只要是根据温度而多阶段相变的合金即可，可举出具有析出固化型的合金组成的合金等。所谓根据温度而多阶段相变的合金，例如，可以是在进行差示扫描量热测定（Differential scanning calorimetry：DSC测定）时，具有多个峰的合金。例如，作为合金组成，可举出不锈钢的300系列、600系列的物质；铝合金的2000系列、6000系列、7000系列的物质；铜合金等。其中，铜合金薄带由于导电率高且常用作电子部件等而优选。作为铜合金，例如，可举出Cu－Be系合金、Cu－Ni－Si系合金、Cu－Ti系合金、Cu－Fe系合金、Cu－Cr-Zr系合金等。均为会发生第二相从过饱和固溶体中析出的合金系。其中优选Cu－Be系合金。例如，Cu－Be系合金中，优选含有1.8质量％以上2.0质量％以下的Be、含有0.2质量％以上的Co的物质等。Cu－Ni－Si系合金中，优选含有1.3质量％以上2.7质量％以下的Ni、含有0.2质量％以上0.8质量％以下的Si的物质等。Cu－Ti系合金中，优选含有2.9质量％以上3.5质量％以下的Ti的物质等。Cu－Fe系合金中，优选含有0.2质量％左右的Fe的物质等。Cu－Cr-Zr系合金中，优选含有0.5质量％以上1.5质量％以下的Cr、含有0.05质量％以上0.15质量％以下的Zr的物质等。另外，虽然在强化机理方面严格来讲与析出固化型有所区别，但对于通过经急冷使溶质元素最大限度地固溶而被强化的固溶强化型合金、以及时效处理时发生过饱和固溶体的分解而生成周期性的调制结构从而被强化的调幅分解（spinodaldecomposition）型合金等，本方法的基本观点也是有效的。

本发明的预备状态生成工序中，使设为规定温度的接触式加热体与合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间而进行加热处理，使合金生成预备状态，所述规定温度是基于与合金的规定的第1相变有关的第1温度和比第1温度高的与合金的规定的第2相变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的规定温度。该预备状态生成工序是形成预备状态的热处理，其是在进行正式热处理工序（例如时效固化处理工序）之前，迅速地加热合金，从而形成预备状态，该预备状态抑制正式热处理工序中的加热冷却时的不要相的生成，同时使正式热处理工序中的加热冷却时的中间相进一步生成。该“预备状态”包括例如：产生中间相的核的状态；未生成中间相的核而即将生成该核之前的状态等。此处，第1相变、第2相变可以设为多阶段相变的合金的相变中的各自不同的任一相变，第1相变设为在低温侧产生的相变，第2相变设为在高温侧产生的相变。另外，第1相变的相可以为良好的相，在高于第2相变的温度下产生的相变的相可以为不要相。所谓与第1相变有关的第1温度，例如，可以为第1相变开始的温度，也可以为第1相变最活跃的温度，还可以为第1相变完成的温度。这样的温度例如可以通过DSC测定求出。DSC测定结果中，可以将峰的起始温度作为第1相变开始的温度，将峰温度作为第1相变最活跃的温度，将峰结束而平稳的温度或下一峰即将上升前的温度作为第1相变完成的温度。对于与第2相变有关的第2温度，也可以与第1温度同样地确定。预备状态生成温度范围可以基于这样的第1温度和第2温度而确定，例如，可以设为在第1温度以上且在第2温度以下。此时，预备状态生成温度范围可以考虑来自接触式加热体的热传导、散热等而确定，也可以依经验确定。例如，可以将第1温度设为通过DSC测定求出的合金的第1相变的峰温度，将第2温度设为通过DSC测定求出的第2相变的起始温度，将预备状态生成温度范围设为比第1温度高、比第2温度低的温度范围。这样的话，由于第1相变或第1相变的核生成确实地发生，且在比第2相变高的温度下的相变（不要相）几乎不发生，因此能够得到更优选的预备状态。

本发明的预备状态生成工序中，使设为预备状态生成温度范围内的规定温度的接触式加热体与合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间而进行加热处理。该接触时间为0.01秒以上时，能够充分生成预备状态，3.0秒以下时，能够更加抑制不要相的析出。该接触时间更优选0.1秒以上，进一步优选1.0秒以上。另外，该接触时间更优选2.9秒以下，进一步优选2.8秒以下。本发明的预备状态生成工序中，合金的升温速度优选为70℃／秒以上，更优选为180℃／秒以上，进一步优选为200℃／秒以上。升温速度更高时，能够更加抑制不要相的产生，是优选的。从加热的容易性出发，该升温速度优选为2500℃／秒以下。该预备状态生成工序可以在空气气氛中等进行，优选在非活性气体气氛中进行。另外，可以一边向加热面周边喷射非活性气体一边进行。另外，加热优选在合金薄带的宽度方向上以±2.0℃以下的精度上下对称地进行。该合金的升温速度例如可以设为从合金的升温开始温度到升温结束温度之间的升温速度，也可以设为用接触式加热体与升温前的合金的温度之差除以接触式加热体与合金的接触时间所得的值。

本发明的预备状态生成工序中，通过使接触式加热体与合金接触而进行加热，能够对合金进行快速加热，优选使用具有加热机构的成对的加热辊作为接触式加热体，在成对的加热辊中夹入合金薄带，一边使其连续移动一边进行加热处理。这样的话，能够从两面高效地进行加热，且能够对合金薄带进行快速加热。另外，通过使用成对的加热辊，与使用单辊的情况相比，能够减小一个冷却辊的热容量。另外，成对的加热辊与合金薄带接触时，由于与辊接触的线状的区域从表面和背面同时被加热，因此不易产生加热不均，能够更加良好地保持形状。如果能够更加良好地保持形状，则从能够省略矫正形状的工序、设备（例如矫平机等）的方面考虑也是优选的。另外，从能够连续地进行均匀的热处理的方面考虑也是优选的。成对的加热辊的间隙可以基于作为目标的合金薄带的厚度而确定，从通过与合金接触而加热的观点出发，优选为原料合金薄带的厚度以下。加热辊优选以切线速度与薄带的移动速度同步的方式旋转。为了使合金薄带与加热辊的接触时间为上述范围，这样的切线速度可以考虑加热辊的尺寸、加热辊与合金薄带的接触面积等而依经验求出。

本发明的预备状态生成工序中，接触式加热体可以对合金薄带进行加压并加热，也可以不进行加压而加热。对合金薄带进行加压并加热时，优选以接触式加热体引起的轧制率（加工率）为0.01％以上10％以下的方式一边对合金薄带进行轧制处理一边进行加热处理。这是因为，可认为这样一边赋予应变一边进行加热处理时，能够促进预备状态生成工序的预备状态的生成，并抑制中间相的生成方向的参差不齐。此处，加工率dh（％）使用加工前的合金薄带的厚度h₀（mm）和加工后的合金薄带的厚度h₁（mm），并由加工率dh＝（（h₀－h₁）／h₀）×100求出。加工率dh（％）优选为0.1％以上，更优选为1.0％以上。另外，加工率dh（％）优选为8.0％以下，更优选为6.0％以下。此时，优选在低加工速度下进行挤压变形，所述低加工速度是用接触式加热体引起的加工率除以从挤压变形开始到变形结束的时间（挤压的时间）而求出的加工速度dε／dt为10^-5／s以上10^-2／s以下那样的低加工速度。使用上述加热辊作为接触式加热体时，容易以低加工速度进行挤压变形，是优选的。即使在使用加热辊的情况下，也优选在各辊对每对的加工速度dε／dt为10^-5／s以上10^-2／s以下的低加工速度下进行挤压变形。另外，使用接触式加热体对合金薄带进行加压并加热的情况下，挤压力可以以成为规定的加工率的方式根据加热温度、加热时间等依经验确定。另外，所谓不进行加压而加热，可以是指在加压力为零时进行加热，也可以包含在不产生变形或轧制率不足0.01%那样的加压力下进行加压并加热。不产生变形的加压力例如可以依经验确定为能够抑制中间相的生成方向的参差不齐那样的加压力等，可以设为例如大于加热的合金所具有的弹性界限的1／100且不足1／2的加压力等。

时效固化处理工序是在预备状态生成工序之后，对具有预备状态的合金进行加热·冷却，使中间相析出的工序。通过该时效固化处理工序，能够进一步提高合金的强度。时效固化处理工序中的加热温度、冷却温度、加热速度、冷却速度可以根据所使用的合金而适宜依经验确定。此处，例如，预备状态生成工序中的第1温度和第2温度可以设为在基于时效固化处理工序中的加热时的升温速度而确定的升温速度下对合金进行DSC测定而得到的与相变有关的温度。这样的话，可以使DSC的测定结果更接近时效固化处理工序的结果，在实际的制造工序中可以确定有用的第1温度和第2温度。

此处，使用Cu－Be系合金作为预备状态生成工序的具体例来说明。图2是表示在对Cu－Be系合金薄带加压的状态下进行预备状态生成工序后进行DSC测定的结果的概念的说明图，图3是表示在不对Cu－Be系合金薄带加压的状态下进行预备状态生成工序后进行DSC测定的结果的概念的说明图。另外，图2、3中，也示出不进行预备状态生成工序的情况下的DSC测定结果的概念。Cu－Be系合金中，通过进行固溶化处理，可得到过饱和的Be固溶于Cu中的α相。如果对该α相在规定的时效固化处理温度下进行时效固化处理，则γ相析出。该γ相析出的过程中，经G.P.区、γ”相、γ’相而析出γ相。即，根据温度而多阶段相变。该Cu－Be系合金中可以是，G.P.区、γ”相、γ’相为中间相，γ相为不要相。如图2、3所示，Cu－Be系合金中，随着温度上升而发生G.P.区析出的第1相变、γ”相析出的第2相变、γ’相析出的第3相变和γ相析出的第4相变。该Cu－Be系合金中，预备状态生成工序中，可以将DSC测定结果的G.P.区的析出峰温度作为第1温度，将γ”相的析出峰的起始温度作为第2温度。并且，可以将作为比第1温度高、比第2温度低的温度范围的230℃以上290℃以下的温度作为预备状态生成温度范围。这样的话，在时效固化处理工序中可以析出更多的中间相。另外，如图2、3所示，Cu-Be系合金薄带中，根据是否在预备状态生成工序中对合金加压，DSC测定结果变化。例如，如图2所示，在预备状态生成工序中对合金加压的情况下，一边导入应变一边进行加热，因此希望在预备状态中，G.P.区的核已析出的状态。这样的话，可推测在时效固化处理工序后，中间相（G.P.区、γ”相、γ’相）的初期析出多而γ相不易析出。另一方面，如图3所示，在预备状态生成工序中对合金不加压的情况下，希望固溶度高的状态。这样的话，可推测在时效固化处理工序后，中间相（G.P.区、γ”相、γ’相）的初期析出多而γ相不易析出。这样，基于DSC测定，可以把握预备状态生成工序的第1温度和第2温度，并求出预备状态生成温度范围。另外，预备状态生成温度范围在Cu－Be系合金中优选230℃以上290℃以下的温度范围，在例如Cu－Ni－Si系合金中优选400℃以上500℃以下的温度范围，在Cu－Ti系合金中优选350℃以上500℃以下的温度范围，在Cu－Cr-Zr系合金中优选350℃以上550℃以下的温度范围。另外，6061铝系合金中，优选100℃以上200℃以下的温度范围。另外，SUS304系合金中，优选300℃以上400℃以下的温度范围。

接着，对预备状态生成工序和时效固化处理工序的概念进行说明。图4表示本发明的热处理中的加热模式的一个例子。图4的上段中，用实线表示加热模式，用虚线表示与从α相到β相、γ相、η相的各个的相变有关的相变预备状态曲线。相变预备状态曲线是指，在预备状态生成工序中，使薄带合金在该相变预备状态曲线的温度和时间的范围内时，在之后的时效固化处理工序中，作为可获得更多中间相的范围而依经验求出的曲线。相变预备状态曲线可以通过求出中间相的生成量与该预备状态生成工序的升温速度、处理时间、处理温度的关系，由所得关系依经验确定，所述中间相的生成量是在规定的升温速度下、在规定的温度范围内对合金薄带进行规定时间处理后进行时效固化处理工序而得的。图4的例子中，如果按照描绘用实线表示的加热模式的方式对合金薄带进行热处理，则在之后的时效固化处理中会产生与γ相有关的相变，中间相进一步生成。因此，优选不涉及β相、η相的相变预备状态曲线，横穿与γ相的析出有关的相变预备状态曲线而到达规定温度，在相变预备状态曲线内的温度下保持例如0.01秒以上3.0秒以下。这样的话，能够进一步抑制其他的不要相的析出。该保持可以伴随着升降温。横穿相变预备状态曲线时的加热速度没有特别限定，优选为70℃／秒以上。这样，由于进行快速加热，因此可以将到达完全相变的途中的中间相的核瞬间形成·固定，在任意的阶段将中间相停止。另外，即使在之后进行热处理的情况下，也能够抑制到达完全相变。另外，图4中，对以与η相的相变预备状态曲线无关的方式进行急冷的情况进行了显示。这样的急冷可以使用例如具有冷却机构的接触式冷却体（冷却辊等）来进行。图4的下段中，显示了与图4的上段的热处理同时进行加压的情况下的板压的变化的一个例子。这样，可以在加热和冷却的时候进行加压。

接下来，对实行本发明的热处理方法的热处理装置进行说明。本发明的热处理装置是对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理的热处理装置，具备：通过接触来加热合金的接触式加热体；以及使接触式加热体为基于与合金的规定的第1相变有关的第1温度和比第1温度高的与合金的规定的第2相变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的规定温度，使该接触式加热体与合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间的控制部。该热处理装置中，接触式加热体可以为具有加热机构的成对的加热辊，所述成对的加热辊用于夹入合金。图5是表示本发明的热处理装置10的一个例子的构成图。该热处理装置10具备：作为通过与合金接触来加热合金的接触式加热体的加热辊12；以及控制加热辊12与合金薄带20的接触时间、加热辊12的温度的控制装置15。这样，使用接触式加热体来加热合金时，与用加热炉加热的情况等那样的非接触下的加热相比，能够进行瞬间的加热，因此更易于进行组织控制。加热辊12中内置有作为加热机构的加热器14，加热器14被上述控制装置15控制，使得加热辊12的表面温度为预备状态生成温度范围内的规定温度。该加热辊12以能够旋转的方式被旋转轴16支承，并以夹入合金薄带20的方式成对地设置。另外，热处理装置10的构成方式为，通过挤压机构18推压成对的加热辊12而能够对合金薄带20加压。通过具有这样的挤压机构18，不仅能够进行轧制，还能够通过改变接触式加热体与合金薄带的接触面积、接触状态而更容易地控制热处理条件。另外，就挤压机构18的变更而言，也可以具有在与挤压机构的挤压方向平行的方向上能够移动接触式加热体的可变机构。该可变机构例如可以是使加热辊12相对于合金薄带20的经过路径而上下可变的机构。

加热辊12上连接有未图示的发动机，能够通过控制装置15进行控制，使得旋转的切线速度与合金薄带20的行进速度一致。这样的话，能够抑制由合金薄带20的行进受阻挠所引起的形状不良、合金薄带20的表面的擦伤等。该成对的加热辊12具备矫正合金薄带20的平坦度的挤压机构18。该挤压机构18具备：设置于旋转轴16的两端、能够使旋转轴16上下移动和旋转地支持的支持构件；以及设置于旋转轴16的两端、向合金薄带20的方向挤压旋转轴16的螺旋弹簧。如果具有这样的挤压机构18，则更容易对合金薄带20进行加热处理的同时进行加压处理。

控制装置15对加热器14控制加热，并对未图示的发动机控制旋转，使得与加热辊12接触的合金薄带处于上述热处理方法的预备状态生成工序中的预备状态生成温度范围内。

根据以上说明的热处理方法和热处理装置，由于使用接触式加热体，因此能够快速加热合金，而且能够进行精细的温度管理。并且，由于能够将到达完全相变的途中的中间相的核瞬间形成·固化，因此可以在任意的阶段停止中间相，可得到所希望的中间相生成的异体。

另外，本发明不受上述实施方式的任何限定，只要属于本发明的技术范围，就可以以各种方式实施，这是不言而喻的。

上述实施方式中，对包含预备状态生成工序以外的工序的热处理方法进行了记载，但只要至少包含预备状态生成工序即可。即，本发明的热处理方法可以仅包含预备状态生成工序。例如，可以购入进行了固溶化处理工序的原料，对其进行预备状态生成工序。另外，也可以以进行至预备状态生成工序的合金为制品，由使用者进行时效固化处理工序。

上述实施方式中，对合金薄带进行预备状态生成处理，使得在与α相+γ相有关的预备状态生成温度范围内（图4），但如图6所示，也可以多段实行预备状态生成工序。图6是多段实行预备状态生成工序的说明图。图6中，例如，对合金薄带进行预备状态生成处理，使得在与α相+η相有关的预备状态生成温度范围内后（点画线），对合金薄带进行预备状态生成处理，使得在与α相+η相有关的预备状态生成温度范围内（实线），对合金薄带进行预备状态生成处理，使得在与α相+β相有关的预备状态生成温度范围内（双点画线）。这样，由于能够形成各相的核，因此能够应用于控制各相并使其析出。

上述实施方式中，设置具备作为加热机构的加热器14的热处理装置10，但并不特别限定于此，例如，可以如图7所示，为具备被加热过的流体在内部流动的加热辊12B的热处理装置10B，也可以如图8所示，为具备从加热辊12C的外部对该加热辊12C的该表面进行辐射加热的加热辊12C的热处理装置10C。即便如此，也可以利用加热辊来加热合金。这在接触式加热体不是加热辊的情况下也是一样的。

上述实施方式中，使用1对加热辊12作为接触式加热体，也可以如图9所示为使用多个辊对的热处理装置10D。这样用多个加热辊对加热合金薄带的情况下，对每个辊对改变温度，能够进行更加精细的温度管理。此时，优选邻接的辊彼此的表面温度相差50℃以上，并进行描绘通过辊中立点间的时间（邻接的处理与处理之间的时间）为5s以下那样的温度－时间曲线的处理。另外，使用第2组以后的金属辊的情况下，可以利用各加热辊对合金薄带进行加压，也可以不加压。另外，不仅加热辊，还可以设置具有冷却机构的冷却辊。这样的话，也能够对合金薄带进行急冷，能够进行更加精细的温度管理。另外，成对的加热辊为上下一对，但加热辊的配置的方向没有特别限定，也可以为左右一对。另外，还可以仅在一侧使用辊。另外，上述实施方式中，加热辊12能够以旋转的切线速度与合金薄带20的行进速度一致的方式进行控制，但并不限定于此。即使为这样的加热辊，也能够对合金薄带进行快速加热。

上述实施方式中，使用加热辊12作为接触式加热体而连续地与合金薄带20接触，但并不限定于此。例如，如图10所示，也可以为具备内置有加热器14E的模块状的接触式加热体12E的热处理装置10E，间歇地输送合金薄带20，并间歇地使合金薄带20与接触式加热体12E接触。

上述实施方式中，成对的加热辊12具备挤压机构18，但也可以省略挤压机构18。此时，加热辊12可以能够旋转地被固定。即便如此，也能够对合金薄带进行快速加热。

上述实施方式中，挤压机构18具备螺旋弹簧，但也可以代替它而使用例如利用弹性体、油压、气压、电磁力、加压发动机、齿轮、螺钉的任一种以上来调整挤压力的机构等。这样的挤压机构18可以是例如仅在加热辊12的一方具备、另一方的加热辊12被固定的机构。另外，也可以是加热辊12的两方分别独立地具备的机构，还可以是共同具备的机构。

上述实施方式中，加热辊12为不锈钢制，但并不限定于此。加热辊12可以使用多种原料，优选为金属制。这是因为，热传导性好，适于快速加热。另外，从能够使表面更加平滑的方面出发也是优选的。从耐腐蚀性、强度、热强度的观点出发，优选为不锈钢制。另外，从进一步提高升温速度这样的观点出发，优选使用热传导率高的白铜作为加热辊12。另外，加热辊12也可以在表面具有由铬、锆、铬化合物、锆化合物的任一种以上构成的层10。通过实施与铜的反应性少的这些层的涂布来制造铜合金薄带的情况下，能够抑制铜附着于辊上，而且能够抑制该附着的铜进一步转印到合金薄带20。该层的厚度优选为2μm以上120μm以下，更优选为3μm以上100μm以下，进一步优选为厚度5μm以上97μm以下。这是因为，2μm以上时不易产生剥离，而且能够形成无不均的层。而且因为，如果为120μm以下，则能够在不降低加热辊12的热传导率的情况下快速加热合金薄带20。

上述实施方式中，对析出固化型的合金薄带的制造方法进行了说明，但并不特别限定于此，例如，可以不为薄带而为棒状体。

实施例

接着，以通过本发明的热处理方法来制作合金薄带的具体例为实施例进行说明。

[实施例1]

首先，将Be为1.90质量％、Co为0.20质量％、剩余部分为Cu的Cu－Be－Co系合金熔化·铸造后，进行冷轧和固溶化处理，准备好宽50mm、厚0.27mm的原料合金薄带。该组成是事先进行化学分析而得的值，厚度是使用千分尺的测定值。固溶化处理进行如下处理。首先，在氮气氛中、在维持为0.15MPa的加热室内将冷轧过的原料合金加热至800℃。该温度是设置于加热室的终端部附近的电热偶的指示温度。接下来，将加热过的原料合金薄带从与冷却室相连的通过口向冷却室内连续地搬出，使用内设于冷却室的1对冷却辊冷却至25℃。此时的冷却速度为640℃／秒。该冷却辊使用均为不锈钢（SUS316）制、在外筒的表面实施了膜厚5μm的硬质Cr镀覆的冷却辊。冷却时，使冷却辊的切线速度与薄带的行进速度一致。

对上述那样得到的保持为25℃的合金薄带进行本发明的预备状态生成工序。预备状态生成工序中，使用上下对称的1对加热板（6.0cm×6.0cm）对上述合金薄带进行加热处理。此时，加热板的表面温度设为231℃。另外，该温度是使用接触式温度计测定的值。另外，加热板与合金薄带的接触时间设为1.0秒，此时的加热速度为206℃／秒。此时，就加热板而言，加热的同时进行轧制，使加工率dh（％）为5.0％。加工率dh（％）是使用千分尺测定加工前的薄带的厚度h₀（mm）和加工后的薄带的厚度h₁（mm），并由dh＝（（h₀－h₁）／h₀）×100而求出的。加热板使用均为不锈钢制、在外表面实施了膜厚5μm的硬质Cr镀覆的加热板。加热过的合金薄带与加热板接触后，直接进行空气冷却。将这样生成了预备状态的合金薄带作为实施例1。

［实施例2～6］

除了使与加热板的接触时间为2.9秒、以加热速度为71℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到实施例2的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为290℃，与加热板的接触时间为2.9秒，以加热速度为91℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到实施例3的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为260℃，与加热板的接触时间为0.1秒，以加热速度为2350℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到实施例4的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为260℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为235℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到实施例5的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为260℃，与加热板的接触时间为2.9秒，以加热速度为81℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到实施例6的合金薄带。

［实施例7、8］

除了使加工率为3.2％以外，经与实施例5同样的工序得到实施例7的合金薄带。另外，除了使加工率为9.9％以外，经与实施例5同样的工序得到实施例8的合金薄带。

［实施例9］

在固溶化处理中冷却至93℃，对于保持为93℃的合金薄带，使加热板的表面温度为260℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为167℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例9的合金薄带。

［实施例10、11］

使用Ni为2.40质量％、Si为0.60质量％、剩余部分为Cu的Cu－Ni－Si系合金，使加热板的表面温度为400℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为375℃／秒的方式加热，使加工率为3.2％，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例10的合金薄带。另外，使加热板的表面温度为450℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为425℃／秒的方式加热，使加工率为5.0％，除此以外，经与实施例10同样的工序得到实施例11的合金薄带。

［实施例12、13］

使用Ti为3.0质量％、剩余部分为Cu的Cu－Ti系合金，使加热板的表面温度为350℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为325℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例12的合金薄带。另外，使加热板的表面温度为450℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为425℃／秒的方式加热，使加工率为3.2％，除此以外，经与实施例12同样的工序得到实施例13的合金薄带。

［实施例14、15］

使用Cr为0.3质量％、Zr为0.12质量％、剩余部分为Cu的Cu－Cr-Zr系合金，使加热板的表面温度为350℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为325℃／秒的方式加热，使加工率为3.2％，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例14的合金薄带。另外，使加热板的表面温度为450℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为425℃的方式加热，使加工率为5.0％，除此以外，经与实施例14同样的工序得到实施例15的合金薄带。

［实施例16］

使用Mg为0.65质量％、Si为0.35质量％、剩余部分为Al的6061铝系合金，使加热板的表面温度为150℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为125℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例16的合金薄带。

［实施例17］

使用Cr为18.3质量％、Ni为8.6质量％、剩余部分为Fe的SUS304系合金，使加热板的表面温度为400℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为375℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例17的合金薄带。

［比较例1～7］

除了使加热板的表面温度为227℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为202℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到比较例1的合金薄带。另外，除了使加工率为14％以外，经与比较例1同样的工序得到比较例2的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为227℃、与加热板的接触时间为3.2秒、以加热速度为63℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到比较例3的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为310℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为285℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到比较例4的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为25℃、与加热板的接触时间为2.9秒、以加热速度为0℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到比较例5的合金薄带。另外，在固溶化处理中冷却至107℃，对于保持为107℃的合金薄带，使加热板的表面温度为260℃，与加热板的接触时间为1.0秒，以加热速度为153℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例1同样的工序得到比较例6的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为190℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为165℃／秒的方式加热以外，经与实施例1同样的工序得到比较例7的合金薄带。

［比较例8］

比较例8中，使用Cu－Ni－Si系合金。除了使加热板的表面温度为350℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为325℃／秒的方式加热以外，经与实施例11同样的工序得到比较例8的合金薄带。

［比较例9］

比较例9中，使用Cu－Ti系合金。除了使加热板的表面温度为300℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为275℃／秒的方式加热以外，经与实施例12同样的工序得到比较例9的合金薄带。

［比较例10］

比较例10中，使用Cu－Cr－Zr系合金。除了使加热板的表面温度为300℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为275℃／秒的方式加热以外，经与实施例15同样的工序得到比较例10的合金薄带。

［比较例11］

比较例11中，使用6061铝系合金。除了使加热板的表面温度为210℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为185℃／秒的方式加热以外，经与实施例16同样的工序得到比较例11的合金薄带。

［比较例12］

比较例12中，使用SUS304系合金。除了使加热板的表面温度为470℃、与加热板的接触时间为1.0秒、以加热速度为445℃／秒的方式加热以外，经与实施例17同样的工序得到比较例12的合金薄带。

（DSC评价）

对于实施例1～17和比较例1～12的合金薄带，进行差示扫描量热测定（Differential scanning calorimetry：DSC测定）。图11是表示实施例2、6和比较例5的DSC测定结果的图。图11中，还示出了G.P.区、γ”相、γ相的基准峰位置。由上述DSC的结果评价相析出的状态。表1是表示实施例1～17和比较例1～12的评价结果的表。表1中，除了评价结果以外，还记载了合金薄带的制造条件。另外，表2中，示出了表1中的判定基准。判定基准中，峰位置的偏差以外的项目的数值是DSC中的各析出峰的积分强度。进一步，表3中，详细示出了实施例2、6和比较例5的判定内容。实施例1～17中，初期析出相（G.P.区）、后期析出相（γ相）、峰位置（与基准峰位置的偏差）均良好。与此相对，比较例1～12中，初期析出相、后期析出相、峰位置中的至少一个以上不满足判定基准。另外，表2所示的判定基准是对加热的同时进行轧制的材料的判定基准。这样的材料中，由于在导入应变的同时进行了加热，因此优选G.P.区已析出。另外，优选时效后γ相不易析出。

表1

表2

表3

［实施例18～22］

与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为69℃／秒的方式加热，使加工率为0％，除此以外，经与实施例1同样的工序得到实施例18的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为290℃、与加热板的接触时间为3.0秒、使加热速度为88℃／秒以外，经与实施例18同样的工序得到实施例19的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为260℃、与加热板的接触时间为1.0秒、使加热速度为235℃／秒以外，经与实施例18同样的工序得到实施例20的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为260℃、与加热板的接触时间为3.0秒、使加热速度为78℃／秒以外，经与实施例18同样的工序得到实施例21的合金薄带。另外，在固溶化处理中冷却至93℃，对于保持为93℃的合金薄带，使加热板的表面温度为260℃，与加热板的接触时间为3.0秒，使加热速度为56℃／秒，除此以外，经与实施例18同样的工序得到实施例22的合金薄带。

［实施例23］

使用Ni为2.40质量％、Si为0.60质量％、剩余部分为Cu的Cu－Ni－Si系合金，使加热板的表面温度为400℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为125℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例18同样的工序得到实施例23的合金薄带。

［实施例24］

使用Ti为3.0质量％、剩余部分为Cu的Cu－Ti系合金，使加热板的表面温度为350℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为108℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例18同样的工序得到实施例24的合金薄带。

［实施例25］

使用Cr为0.3质量％、Zr为0.12质量％、剩余部分为Cu的Cu－Cr-Zr系合金，使加热板的表面温度为350℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为325℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例18同样的工序得到实施例25的合金薄带。

［实施例26］

使用Mg为0.65质量％、Si为0.35质量％、剩余部分为Al的6061铝系合金，使加热板的表面温度为150℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为125℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例18同样的工序得到实施例26的合金薄带。

［实施例27］

使用Cr为18.3质量％、Ni为8.6质量％、剩余部分为Fe的SUS304系合金，使加热板的表面温度为400℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为375℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例18同样的工序得到实施例27的合金薄带。

［比较例13、14］

除了使加热板的表面温度为260℃、与加热板的接触时间为3.2秒、以加热速度为73℃／秒的方式加热以外，经与实施例18同样的工序得到比较例13的合金薄带。另外，除了使加热板的表面温度为25℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为0℃／秒的方式加热以外，经与实施例18同样的工序得到比较例14的合金薄带。

［比较例15］

比较例15中，使用Cu－Ni－Si系合金。使加热板的表面温度为350℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为108℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例23同样的工序得到比较例15的合金薄带。

［比较例16］

比较例16中，使用Cu－Ti系合金。使加热板的表面温度为300℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为92℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例24同样的工序得到比较例16的合金薄带。

［比较例17］

比较例17中，使用Cu－Cr－Zr系合金。使加热板的表面温度为300℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为92℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例25同样的工序得到比较例17的合金薄带。

［比较例18］

比较例18中，使用6061铝系合金。使加热板的表面温度为210℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为62℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例26同样的工序得到比较例18的合金薄带。

［比较例19］

比较例19中，使用SUS304系合金。使加热板的表面温度为470℃，与加热板的接触时间为3.0秒，以加热速度为148℃／秒的方式加热，除此以外，经与实施例27同样的工序得到比较例19的合金薄带。

（DSC评价）

对于实施例18～27和比较例13～19的合金薄带，进行DSC测定。图12是表示实施例18、19和比较例14的DSC测定结果的图。图12中，还示出了G.P.区、γ”相、γ’相、γ相的基准峰位置。由上述DSC测定的结果评价相析出的状态。表4是表示实施例18～27和比较例13～19的评价结果的表。表4中，除了评价结果以外，还记载了合金薄带的制造条件。另外，表5中，示出了表4的判定基准。判定基准中，峰位置的偏差以外的项目的数值是DSC中的各析出峰的积分强度。进一步，表6中，详细示出了实施例18、19和比较例14的判定内容。实施例18～27中，初期析出相（G.P.区）、后期析出相（γ相）、峰位置（与基准峰位置的偏差）均良好。与此相对，比较例13～19中，初期析出相、后期析出相、峰位置中的至少一个以上不满足判定基准。另外，表5所示的判定基准是对加热的同时未进行轧制的材料的判定基准。这样的材料中，优选固溶度高、时效后的初期析出多、γ相少者。

表4

表5

表6

［实施例28、29］

实施例28～41中，更具体地研究合金薄带的厚度。此处，对于保持为25℃的Cu－Be系的合金薄带（与实施例1同样），进行与实施例1同样的预备状态生成工序。使Cu－Be系的合金薄带的厚度为0.25mm，使加热板的表面温度为280℃，使加热板与合金薄带的接触时间为3.0秒，使加工率dh（％）为3.0％，进行预备状态生成工序，将其作为实施例28。此时的加热速度为85℃／秒。另外，除了使CuBe系的合金薄带的厚度为0.25mm、使加工率dh（％）为5.0％以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例29。

［实施例30、31］

除了使Cu－Be系的合金薄带的厚度为1.50mm以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例30。另外，除了使Cu－Be系的合金薄带的厚度为1.50mm、使加工率dh（％）为5.0％以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例31。

［实施例32、33］

除了使Cu－Be系的合金薄带的厚度为3.00mm以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例32。另外，除了使Cu－Be系的合金薄带的厚度为3.00mm、使加工率dh（％）为5.0％以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例33。

［比较例20、21］

除了使Cu－Be系的合金薄带的厚度为3.20mm以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为比较例20。另外，除了使Cu－Be系的合金薄带的厚度为3.20mm、使加工率dh（％）为5.0％以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为比较例21。

［比较例22］

使加热板与合金薄带的接触时间为0秒，即，使加热板与合金薄带不接触，除此以外，进行与实施例28同样的处理，将其作为比较例22。

［实施例34、35］

使用Cu－Ni－Si系的合金薄带（实施例10），使其厚度为0.25mm，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例34。另外，使Cu－Ni－Si系的合金薄带的厚度为1.50mm，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例35。

［实施例36、37］

使用Cu－Ti系的合金薄带（实施例12），使其厚度为0.25mm，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例36。另外，使Cu－Ti系的合金薄带的厚度为1.50mm，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例37。

［实施例38、39］

使用Cu－Cr-Zr系的合金薄带（实施例14），使其厚度为0.25mm，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例38。另外，使Cu－Cr-Zr系的合金薄带的厚度为1.50mm，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例39。

［实施例40、41］

使用6061铝系的合金薄带（实施例16），使其厚度为0.25mm，使加热板的表面温度为200℃，使加热板与合金薄带的接触时间为3.0秒，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例40。此时的加热速度为58.0℃／秒。另外，使用SUS304系的合金薄带（实施例17），使其厚度为0.25mm，使加热板的表面温度为400℃，使加热板与合金薄带的接触时间为3.0秒，使加工率dh（％）为5.0％，除此以外，进行与实施例28同样的预备状态生成工序，将其作为实施例41。此时的加热速度为125℃／秒。

［比较例23～27］

除了使Cu－Ni－Si系的合金薄带的厚度为3.10mm以外，进行与实施例34同样的预备状态生成工序，将其作为比较例23。另外，除了使Cu-Ti系的合金薄带的厚度为3.20mm以外，进行与实施例36同样的预备状态生成工序，将其作为比较例24。另外，除了使Cu－Cr-Zr系的合金薄带的厚度为3.20mm以外，进行与实施例38同样的预备状态生成工序，将其作为比较例25。另外，除了使6061铝系的合金薄带的厚度为3.2mm以外，进行与实施例40同样的预备状态生成工序，将其作为比较例26。另外，除了使SUS304系的合金薄带的厚度为3.2mm以外，进行与实施例41同样的预备状态生成工序，将其作为比较例27。

（截面硬度和表面硬度测定）

测定经预备状态生成工序所得的样品（时效固化处理前）的截面硬度和表面硬度。测定是使用维氏硬度测定装置（Mitutomo HM－115）、在加重300g下进行的。测定是对所得样品的截面和表面分别进行的，将其结果分别作为截面硬度（Hv）和表面硬度（Hv）。截面的测定中，以沿着圆柱形状的长度方向的方式将试样埋入树脂中，将该树脂包埋的圆柱形状的试样切断，使得截面在表面出现，进行研磨后，测定合金薄带的厚度的中心部的硬度。此处，截面硬度与表面硬度之差以维氏硬度计为10Hv以下，判定为更优选的材料。

（X射线衍射测定）

进行经预备状态生成工序所得的样品（时效固化处理前）的X射线衍射测定。测定是使用X射线衍射测定装置（Rigaku RINT1400）、利用CuKα线、在2θ＝30～40°下进行的。图13是实施例28、29和比较例20的合金薄带的X射线衍射测定结果的概要。图13中，包含具有γ相、γ’相和CoBe相的样品的测定结果，也包含仅析出γ相的样品的测定结果。如图13所示，可知实施例中，γ相的析出得到进一步抑制。

（评价结果）

表7是表示实施例28～41和比较例20～27的评价结果的表。表7中，关于原料类别、厚度（mm）、预备状态生成处理前的材料温度（℃）、加热板温度（℃）、接触时间（秒）、加热速度（℃／秒）、加工率（％）、截面硬度（Hv）、表面硬度（Hv）、有无γ相和γ’相的析出，进行了归纳表示。另外，就后期析出相而言，Cu-Be系中为γ相，Al6000系中为β相，SUS304系中为σ相。另外，就初期析出相而言，Cu-Be系中为γ’相，Al6000系中为β”相。如表7所示，厚度为0.25～3.00mm的实施例28～41中，截面硬度与表面硬度之差更小，截面与表面同等，即可知形成了更均匀的材料。与此相对，厚度超过3.00mm的比较例20、21、23～27中，截面与表面的硬度差大，可知得不到均匀的材料。另外，比较例20～27中，没有γ相等后期析出相，也没有γ’相等初期析出相。与此相对，实施例28～41中，几乎没有γ相等后期析出相，几乎都有γ’相等初期析出相。因此，厚度为0.25～3.00mm的实施例28～41中，析出γ’相等初期析出相，可知是更优选的状态。

表7

1）维氏硬度测定条件：使用Mitutoyo HM-115、在荷重300g下进行测定

2）后期析出相：Cu-Be系为γ相，Al6000系为β相，SUS304系为σ相

3）初期析出相：Cu－Be系为γ’相，Al6000系为β”相

本申请以在2010年11月1日申请的日本国特许申请第2010－245515号为优先权主张的基础，通过引用，其全部内容包含于本说明书中。

工业实用性

本发明能够用于合金的加工领域。

Claims (12)

1.一种热处理方法，其为对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理的热处理方法，

包含预备状态生成工序，该预备状态生成工序中使设为规定温度的接触式加热体与所述合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间而进行加热处理，使所述合金生成预备状态，其中，所述规定温度是基于与所述合金的规定的第1相变有关的第1温度和比所述第1温度高的与所述合金的规定的第2相变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的温度。

2.如权利要求1所述的热处理方法，其中，所述第1温度是由差示扫描量热测定求出的所述合金的第1相变的峰温度，所述第2温度是由差示扫描量热测定求出的第2相变的起始温度，所述预备状态生成温度范围是比所述第1温度高且比所述第2温度低的温度范围。

3.如权利要求1或2所述的热处理方法，其中，所述预备状态生成工序中，使用具有加热机构的成对的加热辊作为所述接触式加热体，以所述成对的加热辊夹入所述合金，一边使所述合金连续移动，一边对其进行所述加热处理。

4.如权利要求1～3中任一项所述的热处理方法，其中，所述预备状态生成工序中，一边对所述合金进行轧制处理一边进行加热处理，以使由所述接触式加热体引起的轧制率为0.01％以上10％以下。

5.如权利要求1～4中任一项所述的热处理方法，其中，包含正式热处理工序，所述正式热处理工序是在所述预备状态生成工序之后，对经所述预备状态生成工序的合金进行加热·冷却的工序。

6.如权利要求5所述的热处理方法，其中，所述第1温度和所述第2温度是在基于所述正式热处理工序的加热时的升温速度而确定的升温速度下对所述合金进行差示扫描量热测定而得到的与相变有关的温度。

7.如权利要求1～6中任一项所述的热处理方法，其中，所述预备状态生成工序中，使用形成为厚度3.0mm以下的合金。

8.一种热处理装置，其为对根据温度而多阶段相变的合金进行热处理的热处理装置，具备：

通过接触而加热所述合金的接触式加热体；

控制单元，其将所述接触式加热体设为基于与所述合金的规定的第1相变有关的第1温度和比所述第1温度高的与所述合金的规定的第2相变有关的第2温度而确定的预备状态生成温度范围内的规定温度，并使该接触式加热体与所述合金接触0.01秒以上3.0秒以下的时间。

9.如权利要求8所述的热处理装置，其中，所述接触式加热体是具有加热机构的成对的加热辊，所述成对的加热辊用于夹入所述合金。

10.如权利要求8或9所述的热处理装置，其中，所述接触式加热体具备挤压所述合金的挤压机构。

11.如权利要求10所述的热处理装置，其中，所述接触式加热体以轧制率为0.01％以上10％以下的挤压力轧制所述合金。

12.如权利要求8～11中任一项所述的热处理装置，其中，所述合金形成为厚度3.0mm以下。

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