CN103154285A - 铜合金热锻件及铜合金热锻件的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的铜合金热锻件其合金组成为含有0.21～0.44mass％的Co、0.06～0.13mass％的P、0.003～0.08mass％的Sn及0.00003～0.0030mass％的0，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，在Co的含量[Co]mass％与P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9的关系。在截面金属组织中，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上。

Description

铜合金热锻件及铜合金热锻件的制造方法

技术领域

本发明涉及一种铜合金热锻件及铜合金热锻件的制造方法。尤其涉及一种强度、耐力、热传导性、电传导性及蠕变特性优异的铜合金热锻件及其铜合金热锻件的制造方法。

背景技术

铜发挥较高的热传导性和电传导性，可用于散热片、散热器、短路环、端子、底座、连接器、电极、传感器组件、模型、压力容器等各种各样的产业领域。然而，以韧铜、无氧铜及磷脱氧铜为代表的具有99.9％以上的铜浓度的所谓纯铜由于强度较低，所以为了确保强度而每单位面积的铜使用量变多且成本变高，容积和重量也变大。

并且，随着半导体元件的高集成化/大容量化，对使用于汽车的高输出马达控制装置用半导体元件等并用于放出半导体中产生的热的散热片或散热器要求通过风扇部等扩展整个散热片或散热器的表面积并有效地放出半导体中产生的热的较高的热传导性。

另外，关于散热片等，为了放出更多的热可以考虑通过水冷方式进一步提高其效率来使用，但此时，需要耐水压的强度，尤其需要初始变形强度，即耐力较大。并且，这些散热片需要优异的放热性，但需要使强度或硬度不会因组装工序时或封装时被施加的焊接或硬钎焊时的温度而下降。而且，需要即使在使用中温度上升也能够承受其温度的较高的蠕变特性。

并且，关于使用于马达的短路环，通过硬钎焊进行与转子铜条的接合，即使在钎焊之后也需要较高的强度和较高的热传导性及电传导性。而且，由于在使用中存在超过100℃的温度上升，因此要求排热(热传导)性优异。并且，若以高速运行，则会产生较大的离心力，因此要求能够承受其离心力的较高的强度，即超过100℃的环境下的较高的蠕变特性。散热片或连接器、电极等也相同，要求能够连续长时间使用中承受的较高的蠕变特性。

这样，对用于如上所述用途的铜合金要求较高的强度、耐力、热传导性、电传导性及蠕变特性。

对上述的散热片等的加工方法进行说明，为了加工如为了扩大表面积而表面上设置有突起部的散热片、大型端子或连接器、电极、传感器组件外形复杂的形状或如马达的短路环为环状形状，能够通过热锻或切削、冲压及冷锻加工。然而，切削加工能够将材料加工成各种各样的形状，但由于铜浓度较高的铜合金的切削性很差，所以加工时需要大量工作量，并且成品率较差，因此不具有经济性。若欲通过冲压或冷锻成型，则铜要加工固化，所以无法施加较大的加工度，并无法加工复杂的形状。为了通过冲压或冷锻加工复杂的形状，必须在达到加工界限之后，进行退火/酸洗，然后再次通过冲压和冷锻作出复杂的形状，因此成本较大。

因此，优选作为在1个工序中制作至同时复合成型的方法通过热锻制造。若为热锻，则即使为冲压能力较小的锻造机也能够成型为复杂的形状，成本较低。

然而，一般的铜及铜合金的热锻一般在700℃或800℃的高温下进行加工，所以存在热锻之后的铜及铜合金的强度非常变低之类的问题。因此，可以考虑使用作为溶体化-时效析出型合金的Cr-Zr铜(lmass％Cr-0.lmass％Zr-Cu)，而不是一般的铜及铜合金。但是，该合金由于包含活性元素Zr，所以溶解/铸造成本较大，通常在热锻之后将材料再次加热到950℃以上(950～1000℃)，其后马上施以骤冷，而且经过时效之类的热处理工艺来制造。950℃这种高温的再加热会增加成本，若在大气中进行加热，则产生氧化损耗，因此在复杂的形状中还存在尺寸上的问题。并且，因高温的再加热而锻件会容易变形，并且在材料之间产生粘着。因此，在惰性气体或真空中以950℃进行热处理，虽然防止氧化损耗，但成本变高，还存在变形或粘着问题。

并且，提出有限定Al、Si、Ni等的组成的热锻用铜合金(参考专利文献1)。

然而，专利文献1中记载的铜合金需要特别的溶体化处理且存在电/热传导性较差之类的问题。

专利文献1：日本专利公开2002-80924号公报

发明内容

本发明是为了解决这种现有技术的问题而完成的，其课题在于提供一种强度、耐力、热传导性及电传导性优异的铜合金热锻件及铜合金热锻件的制造方法。

为了解决所述课题，本发明人等对铜合金的组成或金属组织进行了研究。其结果，得知以下见解，即在预定组成的铜合金中，可通过在预定条件下进行热锻，并将平均结晶粒径在预定范围内的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例设在预定范围内来得到强度、耐力、热传导性、电传导性等优异的铜合金热锻件。

本发明是基于上述的本发明人等的见解而完成的。即，为了解决所述课题，本发明提供一种铜合金热锻件，其特征在于，所述铜合金热锻件其合金组成为含有0.21～0.44mass％的Co、0.06～0.13mass％的P、0.003～0.08mass％的Sn及0.00003～0.0030mass％的0，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，在Co的含量[Co]mass％与P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9的关系，在截面金属组织中，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上。

对本说明书中所述的未再结晶晶粒进行说明。将热锻之前的再结晶晶粒因热锻而受到应变但不进行再结晶而以残留有应变的状态残留的晶粒称为未再结晶晶粒。若观察金属组织，则可知晶粒中是否残留有应变，再结晶晶粒和未再结晶晶粒能够观察应变的残留来识别，但本发明中如下识别。再结晶晶粒若显示出近似正六角形的形状，并描绘外接于晶粒的外接圆和内接于晶粒的内接圆，则大部分再结晶晶粒的(晶粒的外接圆的直径)/(晶粒的内接圆的直径)之比不到2.0。因此，将(晶粒的外接圆的直径)/(晶粒的内接圆的直径)之比为2.0以上的晶粒设为未再结晶晶粒。图1中示出外接于晶粒的外接圆的直径和内接于晶粒的内接圆的直径的例子。

接着，对本说明书中所述的再结晶晶粒组和再结晶晶粒组的平均结晶粒径进行说明。根据JIS H0501测定再结晶晶粒的平均结晶粒径。而且，其所观察的视野的金属组织为再结晶晶粒时，将处于其视野内的所有再结晶晶粒的集合称为其视野内的再结晶晶粒组。而且，若所观察的视野的再结晶晶粒的平均结晶粒径设为amm时，则其视野内的再结晶晶粒设为再结晶晶粒的平均结晶粒径为amm的再结晶晶粒组。这样，按观察的每个视野测定再结晶晶粒组的平均结晶粒径。

并且，本说明书中所述的截面金属组织设为在切断锻件的至少一个截面中除距离锻件的表面深度为1mm的部分的部分中的金属组织。

优选进一步含有0.001～0.3mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.001～0.3mass％的Ag中的任意1种以上。

根据这种优选的铜合金热锻件，由于具有Zn、Mg、Ag中任一个，所以提高强度。

并且，铜合金热锻件可以进一步含有0.005～0.15mass％的Ni、0.003～0.10mass％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％及P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9及0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]的关系。

根据该铜合金热锻件，即使具有Ni及Fe中的任一个，强度、耐力、热传导性、电传导性等也优异。

优选耐力为230N/mm²以上，20℃下的热传导率为300W/m·K以上，或者20℃下的导电率为75％IACS以上，将所述耐力设为L(N/mm²)、所述热传导率设为M(W/m·K)、所述导电率设为N(％IACS)时，(L×M)的值为77000以上，或者(L×N)的值为19000以上。

关于散热片、连接器及短路环中要求的耐力、热传导性及电传导性，它们的数值越高越联系到材料的节约，并联系到最终产品的紧凑化。在此，若将一般纯铜(C1020、C1100及C1220)的热锻件的20℃下的热传导率为320～395W/m·K、电传导率为83～102％IACS、耐力为40～80N/mm²、耐力和热传导率的积为17000～25000、耐力和导电率的积为4500～6000左右的情况考虑在内，则上述中优选的数值肯定发挥较大的效果。另外，工业用纯铝的热锻件的耐力为约30N/mm²，20℃下的热传导率为约220W/m·K，导电率为约60％IACS，远远超出这些数值。

更优选耐力为250N/mm²以上，20℃下的热传导率为310W/m·K以上，或者导电率为77％IACS以上，耐力和热传导率的积为82000以上，或者耐力和导电率的积为20000以上。最优选具有与纯铜相同的高热传导性和高电传导性，耐力方面为远远高出的数值，耐力为260N/mm²以上，20℃下的热传导率为320W/m·K以上，或者导电率为80％IACS以上，耐力和热传导率的积为85000以上，或者耐力和导电率的积为21000以上。

而且，其特征在于，在200℃下施加50N/mm²的应力，进行蠕变试验时，不包括初始变形的总蠕变变形量为0.05％以下。如后述，其特征在于，若在热锻之后且析出热处理之前实施5～20％的冷加工，则在200℃下施加100N/mm²的应力并进行1000小时的蠕变试验时，不包括初始变形的总蠕变变形量为0.15％以下。

优选所述再结晶晶粒中的析出物的平均粒径为1.3～3.9nm或者析出物的90％以上为0.7～7nm。

根据这种优选的铜合金热锻件，由于析出物的平均粒径为1.3～3.9nm，或者析出物的90％以上成为0.7～7nm，因此能够具有高耐力、高热传导性、高电传导性，并且在100～200℃的使用环境下具有较高的蠕变特性。

优选所述再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的所述再结晶晶粒组所占的比例为60％以上，或者所述未再结晶晶粒所占的比例为60％以上。

根据这种优选的铜合金热锻件，能够在100～200℃的使用环境下具有较高的蠕变特性。

优选在825℃下加热300秒钟，冷却之后的耐力为125N/mm²以上，所述冷却之后的20℃下的热传导率为280W/m·K以上，或者所述冷却之后的20℃下的导电率为70％IACS以上，将所述冷却之后的耐力设为L(N/mm²)、所述冷却之后的20℃下的热传导率设为M(W/m·K)、所述冷却之后的20℃下的导电率设为N(％IACS)时，(L×M)的值为38000以上，或者(L×N)的值为9600以上。

用本发明的热锻件制作出的例如短路环在与转子铜条接合时使用强度或热传导性及电传导性优异的JIS Z3261中记载的BAg-5：45Ag-30Cu-25Zn合金钎料、BAg-6：50Ag-34Cu-16Zn合金钎料及BAg-7：56Ag-22Cu-17Zn-5Sn合金钎料，其硬钎焊温度分别推荐745～845℃、775～870℃及650℃～750℃的高温。因此，对短路环要求虽然是短时间但作为钎焊温度的800℃左右的耐热性。当然，由于可用于电力用途，所以即使在硬钎焊之后也要求较高的热传导性和电传导性。并且，使用于马达的短路环由于离心力因高速化而较大，所以还需要承受其离心力的强度。

即，其特征在于，在相当于Ag钎焊条件的825℃的盐浴中将该锻件浸渍300秒钟且加热的材料中，耐力为125N/mm²以上，优选130N/mm²以上，20℃下的热传导率为280W/m·K以上，或者导电率为70％IACS以上，耐力和热传导率的积为38000以上，或者耐力和导电率的积为9600以上。而且，其特征在于，在200℃下对进行相当于硬钎焊的热处理的热锻件施加50N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验时，不包括初始变形的总蠕变变形量为0.25％以下。另外，其特征在于，关于短路环等具有平滑面的热锻件，在热锻之后且进行析出热处理之前实施5～20％的冷加工，从而在825℃的盐浴中加热300秒钟的试验片中，耐力为150N/mm²以上，20℃下的热传导率为280W/m·K以上，或者导电率为70％IACS以上，耐力和热传导率的积为48000以上，或者耐力和导电率的积为12000以上。此外，其特征在于，在200℃下对进行相当于硬钎焊的热处理的热锻件施加50N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验时，除初始变形之外，蠕变变形量为0.15％以下。另外，在空冷之后，在590℃的盐浴中实施30分钟的主要用于恢复热/电传导率的热处理之后，测定这些特性值。即使在实施这些硬钎焊的材料中，也具有较高的强度、较高的热传导性及较高的电传导性，所以成为最适于高速旋转的短路环或被施以压力的散热片等的热锻件。

钎焊相当件由于平均结晶粒径为0.05mm，甚至粗大为0.08mm以上，因此即使在825℃的高温下保持相当于钎焊的时间，也会延迟析出物的晶粒成长，尽管多少变大，但有助于耐力的微细析出物仍较多，所以耐力较高。通过在进行钎焊之后使热传导性/电传导性恢复的热处理，即钎焊之后的冷却过程中，在650℃至550℃的温度区域冷却5～50分钟，或者硬钎焊之后暂时空冷，并在550℃～650℃的温度下保持5～50分钟，由此进行钎焊之后显示出良好的耐力、热传导性/电传导性。尤其在进行热锻之后，若施加5～20％的冷加工，则耐力变高。这是因为，热锻件的平均结晶粒径为0.05mm、0.08mm以上，因此即使加热至825℃，也残留通过冷加工导入的加工应变，相当于其应变的强度被加在一起。即，即使通过钎焊而热锻件加热至800℃以上，由于平均结晶粒径大于0.05mm或0.08mm，所以也会延迟析出颗粒的成长，大量残留有助于耐力的析出颗粒，除此以外，加工应变被加在一起，从而具有150N/mm²以上的更高的耐力。关于蠕变变形，热锻件也由于晶粒较大，所以扩散速度较慢，且由于具有耐热性，所以即使施加较高的应力，变形量也较少。施加冷加工的热锻件由于具有更高的耐力，所以蠕变变形量较少。另外，若将锻件浸渍于作为高温液体的盐浴中，则锻材的温度急剧上升。因此，在800℃以上且825℃以下的温度下，热锻件在盐浴中浸渍保持至少180秒以上。

作为以上说明的铜合金热锻件的制造方法，例如能够举出下述的第1至第3制造方法。

第1制造方法其特征在于，实施热锻的锻材的热锻之前的加热温度为925～1025℃，所述锻材的所述加热结束时的平均结晶粒径为0.10～5.0mm。

另外，本说明书中所述的锻材是指进行锻造之前的材料和进行锻造之后的材料两者。

第2制造方法其特征在于，以700℃以上实施被施以热锻的锻材的至少1次热锻，在所述热锻之后，以12℃/秒以上的冷却速度将所述锻材冷却至400℃以下，或者以12℃/秒以上的冷却速度在650℃至550℃的温度区域进行冷却，进行所述冷却之后对所述锻材进行冷加工，或者不进行冷加工而进行热处理，该热处理的条件为如下：450～600℃的热处理温度且保持时间为0.2～10小时，若将所述热处理温度设为T℃且将所述保持时间设为t小时，则满足520≤T+20×t^1/2≤615的关系。优选在进行该热处理之后，以0.1℃/分钟至3℃/分钟的冷却速度冷却直至达到400℃。

另外，以700℃以上实施热锻是指将锻造之前的温度设为700℃以上。

关于通过第2制造方法制造的铜合金热锻件，优选若将所述热锻之后且所述热处理之前的导电率设为X(％IACS)，则在X、P的含量[P]mass％、Co的含量[Co]mass％、Fe的含量[Fe]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Mg的含量[Mg]mass％及Ni的含量[Ni]mass％之间具有(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])≤X≤(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的关系。

第3制造方法其特征在于，以700℃以上实施被施以热锻的锻材的至少1次热锻，在所述热锻之后以12℃/秒以上的冷却速度在650℃至550℃的温度区域对所述锻材进行冷却，所述冷却之后在400～540℃的温度区域保持10～200分钟。

另外，以700C以上实施热锻是指将锻造之前的温度设为700℃以上。

根据本发明，铜合金热锻件的强度、耐力、热传导性及电传导性优异。

附图说明

图1是表示外接于晶粒的外接圆的直径和内接于晶粒的内接圆的直径的例子的图。

图2是表示制作热锻件的合金的组成的图。

图3是表示试验1的各工序的制造条件的图。

图4是表示试验1中热锻的平板的形状的图。

图5是表示试验2的各工序的制造条件的图。

图6是表示试验1的结果的图。

图7是表示试验1的结果的图。

图8是表示试验1的结果的图。

图9是表示试验1的结果的图。

图10是表示试验1的结果的图。

图11是表示试验1的结果的图。

图12是表示试验1的结果的图。

图13是表示试验1的结果的图。

图14是表示试验2的结果的图。

图15是表示试验2的结果的图。

图16是表示各试验中的金属组织的照片。

具体实施方式

对本发明的实施方式所涉及的铜合金热锻件进行说明。

作为本发明的铜合金，提出第1发明合金至第3发明合金。为了表示合金组成，本说明书中如[Cu]带[]括号的元素符号表示为该元素的含量值(mass％)。并且，利用该含量值的表示方法，本说明书中提示多个计算公式，但每个计算公式中未含有该元素时作为0计算。并且，将第1至第3发明合金总称为发明合金。

第1发明合金其合金组成为含有0.21～0.44mass％的Co、0.06～0.13mass％的P、0.003～0.08mass％的Sn及0.00003～0.0030mass％的0，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，在Co的含量[Co]mass％与P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9的关系。

第2发明合金其合金组成为Co、P、Sn及0的组成范围与第1发明合金相同，进一步含有0.001～0.3mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.001～0.3mass％的Ag中的任意1种以上，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，在Co的含量[Co]mass％与P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9的关系。

第3发明合金其合金组成为Co、P、Sn、0、Zn、Mg及Ag的组成范围与第1发明合金或第2发明合金相同，进一步含有0.005～0.15mass％的Ni、0.003～0.10mass％的Fe中的任意1种以上，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，在Co的含量[Co]mass％、Ni的含量[Ni]mass％、Fe的含量[Fe]mass％及P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9及0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]的关系。

接着，对制造方法进行说明。制造方法具有：加热工序，进行热锻之前加热锻材；热锻工序，锻造已加热的锻材；冷却工序，冷却热锻之后的锻材；及析出热处理工序，加热冷却之后的锻材。

加热工序中的加热温度为925～1025℃。

热锻至少进行1次，至少将锻造之前的温度设为700℃以上。

冷却工序中，热锻之后以12℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃以下，或者以12℃/秒以上的冷却速度在650℃至550℃的温度区域进行冷却。

析出热处理的条件是，热处理温度为450～600℃且保持时间为0.2～10小时，若将热处理温度设为T℃、保持时间设为t小时，则满足520≤T+20×t^1/2≤615的关系。该热处理之后，优选以0.1℃/分钟至3℃/分钟的冷却速度冷却直至达到400℃。

可以在所述的冷却工序与析出热处理工序之间进行冷加工。

将以上的制造方法称为第1制造方法。

另外，供本实施方式的铜合金热锻件的制造方法的锻材的制造履历可为任一种。例如可为铸造之后、挤出之后、热锻之后及冷加工之后。

可以使第1制造方法中的热锻工序之后如下。热锻之后以12℃/秒以上的冷却速度在650℃至550℃的温度区域进行冷却，之后在400～540℃的温度区域保持10～200分钟。该400～540℃的温度区域中10～200分钟的保持起到第1制造方法中的析出热处理工序的作用。

将以上的制造方法称为第2制造方法。

接着，对各元素的添加理由进行说明。

单独添加Co时无法得到较高的强度/电传导性等，但通过与P和Sn的共添加，可不损坏热传导性/电传导性而得到较高的强度、较高的耐热特性及较高的延展性。单独添加Co时，为稍微提高强度的程度，并无显著效果。若超过发明合金的组成范围的上限，则不仅效果饱和，而且反而不损坏热传导性/电传导性，锻造时的变形阻力变高。并且，Co为稀有金属，所以成为高成本。若Co的含量少于发明合金的组成范围的下限，则即使与P共添加，也无法得到目的的较高耐力。Co的组成范围的下限为0.21mass％，优选为0.24mass％，更优选为0.27mass％，尤其需要较高的耐力时为0.35mass％。尤其需要较高的耐力时，Co的组成范围的上限为0.44mass％，优先为0.43mass％，兼顾耐力和成本方面优选为0.40mass％以下。

P的添加通过与Co和Sn共添加，能够不损坏热传导性/电传导性而得到较高的强度。P的单独添加提高流动性和强度并使晶粒微细化。若P的含量超过组成范围的上限，则上述的流动性、强度、晶粒微细化的效果会饱和。并且，热传导性/电传导性受损。并且，铸造时容易产生破裂，热锻时也容易产生破裂。若P的含量少于组成范围的下限，则无法发挥高强度效果。为了得到较高的耐力，P的组成范围的上限在与Co的关系中为0.13mass％，优选为0.12mass％。P的组成范围的下限为0.060mass％，优选为0.070mass％，为了得到高耐力，其为0.090mass％。

通过在上述的组成范围内共添加Co和P，强度、热传导性、电传导性、延展性、100～200℃下的蠕变特性、耐热性、硬钎焊之后的强度、变形能变得良好。若这些两个元素为固溶状态，则锻造时的变形阻力变低，且热锻时的动态再结晶和静态再结晶缓慢。当Co和P的含量中一方少于组成范围时，不仅上述任意特性均不发挥显著的效果，而且热传导性很变差。当Co和P的含量多于组成范围时，热传导性同样地很差，产生与单独添加每个时相同的缺点。Co、P这两个元素为用于实现本发明的课题的必需元素，根据适当的Co、P等的配合比率，不损坏热传导性/电传导性而提高耐力、耐热性、高温强度、硬钎焊之后的强度及高温蠕变强度。Co和P在发明合金的组成范围内发挥较大的效果，随着接近组成范围的上限，它们的各种特性会进一步提高，但要兼顾成本。Co、P键合而使有助于强度的超微细析出物析出。Co和P的共添加抑制热锻中的动态再结晶，延迟热锻之后的静态再结晶的生成。但是，关于其效果，若超过发明合金的组成范围的上限，则几乎看不到特性的提高，反而开始产生如上述的缺点。

为了得到作为本发明的课题的较高的强度和较高的电传导性，Co和P的比例非常重要。若组成、加热温度、冷却速度等条件齐全，则Co和P通过析出热处理形成Co：P的质量浓度比大概为约4∶1到约3.5∶1的微细析出物。析出物例如由Co₂P或Co₂._aP、Co_xP_y等化合式表示，若为大致球状或大致椭圆形且粒径为2～3nm左右的大小，则非常有助于强度。具体而言，若以在作为锻件的截面的平面显示的析出物的平均粒径定义，则为1.5～3.9nm(优选为1.7～3.5nm，最优选为1.9～3.1nm)，或者若从析出物的大小分布来看，析出物的90％，优选95％以上为0.7～7nm，最优选95％以上为0.7～5nm，并且析出物均匀地析出，由此能够得到高强度。

析出物均匀且微细地分布且大小也一致，其粒径越细小，越对再结晶部的粒径、强度、高温强度带来影响。另外，关于0.7nm的粒径，使用大致超高压的透射型电子显微镜(Transmission E1ectron Microscope，以下记为TEM)以75万倍观察，是使用专用软件即可识别或可测定尺寸的界限的大小。因此，即使存在不到0.7nm的析出物，也从上述的平均粒径的计算除外，上述的“0.7～7nm”的范围与“7nm以下”的意思相同。另外，析出物当然不包含在铸造阶段产生的晶出物。并且，若敢于定义析出物的均匀分散，则以75万倍的TEM观察时，在后述的显微镜观察位置(除了极表层等特别的部分)的任意的200nm×200nm区域中，至少90％以上的析出颗粒的最邻接析出颗粒间距离为100nm以下，优选为75nm以下，或者在平均粒径的25倍以内，或者在后述的显微镜观察位置的任意的200nm×200nm区域中，析出颗粒存在至少25个以上，优选为50个以上，即在标准的微细部位没有对特性带来影响的较大的无析出带，即能够定义为没有不均匀析出带。

关于析出物的大小，若析出物的平均粒径超过3.9nm，则对强度的贡献变小，若平均粒径小于1.3nm或1.5nm，则强度上也会饱和，热传导性/电传导性较差。若析出物的大小小于1.5nm，则热传导性/电传导性较差，这是因为若过于微细，则难以析出全部。此外，析出物的平均粒径优选为3.5nm以下，尤其是热锻之后的金属组织由再结晶晶粒构成时，由于因析出物而强化合金，所以析出物的平均粒径优选为3.5nm以下，最优选为3.1nm以下。从与热传导性/电传导性的关系考虑，下限侧优选为1.7nm以上。并且，即使平均粒径较小，若粗大析出物所占的比例较大，则不会对强度起作用。即，超过7nm的较大的析出颗粒不太有助于强度，所以析出粒径为7nm以下的比例需要为90％以上，优选为95％以上。并且，若析出物不均匀分散，即为无析出带，则强度较低。关于析出物，最优选满足平均粒径较小、没有粗大的析出物、均匀地析出这3个条件。另外，当所述及后述的析出热处理条件式的值低于下限值时，虽然析出物微细，但析出量较少，因此对强度的贡献较小且热传导性也变差。当析出热处理条件的值高于上限值时，热传导性会提高，但析出物变大，超过7nm的粗大颗粒增加，析出物颗粒的数量减少，基于析出的对强度的贡献变小。

本发明中，即使Co和P的量为理想的配合，并且，即使以理想的条件进行析出热处理，所有的Co和P也不会形成析出物。本发明中，若以能够在工业上实施的Co和P的配合以及析出热处理条件进行析出热处理，则Co的大致0.005mass％和P的大致0.006mass％不适宜形成析出物，以固溶状态存在于基体中。因此，需要从Co和P的质量浓度分别减去0.005mass％及0.006mass％来决定Co和P的质量比。即，决定Co和P的组成或者只决定Co和P的比率是不充分的，([Co]-0.005)/([P]-0.006)的值为3.1～4.9是必不可少的条件，优选为3.2～4.6，更优选为3.3～4.3，最优选为3.5～4.0。若最佳比率为([Co]-0.005)和([P]-0.006)，则可以形成目的的微细析出物，并能够得到较高的热传导性/电传导性及高强度。另一方面，若脱离上述的比率范围，则Co和P的其中一方不适宜形成析出物而呈固溶状态，不仅得不到高强度，而且热传导性/电传导性也变差。或者，形成与目标化合比率不同的析出物，析出粒径变大或者为不太有助于强度的析出物，所以不能成为热传导性/电传导性、强度、蠕变特性优异的材料。

接着，对Sn进行说明。Sn以0.003mass％以上的少量含量在作为热锻最初工序的加热中，在925℃以上的温度下通过短时间的加热促进Co和P的固溶并使晶粒粗大，另一方面，抑制热锻时的动态再结晶和静态再结晶的生成。而且，即使热锻时的材料温度局部下降、加工度局部不同以及热锻时需要时间，Sn的添加也具有保持Co和P的固溶状态的作用。Sn的添加具有如下作用：在作为热锻工艺的最初的加热阶段中，使金属组织粗大，并使Co和P更加迅速地呈固溶状态；在热锻加工阶段中，使Co、P等溶体化感受性下降，即保持溶体化状态；最终析出时，大量析出以Co和P为主体的析出物，并且这些析出物微细且均匀地分散而析出。金属组织方面，发挥如下作用：在锻造之前的加热的925℃以上的高温时，促进晶粒的粗大化；在热锻中，抑制生成再结晶核。通过Co、P及Sn的共添加，在本申请中规定的锻造温度下使Co、P等呈固溶状态是指降低热锻下的变形阻力并以较小的功率成型。另一方面，抑制热锻时的动态再结晶和静态再结晶核的生成并延迟动态再结晶和静态再结晶是指，提高热锻时的再结晶温度，在锻造之后的金属组织中容易得到未再结晶状态。虽然还取决于热锻的加工率，但若将锻材暂时加热为925℃以上而且锻造之前的温度在Co和P处于固溶状态的700℃至850℃之间，则可得到本申请中的目标加工组织。并且，热传导性和电传导性一般大致成比例关系，但热锻工艺与具有使Co、P等析出至理想状态的作用的Sn的效果相结合而热传导性变好至比例关系以上。并且，通过Sn的固溶提高热锻件的基体的耐热性，从而具有仍较高地保持硬钎焊之后的耐力且提高蠕变特性的作用。

为了发挥如上述的Sn的效果，Sn的含量需要为0.003mass％以上，但为了进一步发挥其效果，优选为0.005mass％以上，最优选为0.007mass％以上。另一方面，若Sn的含量超过0.08mass％，则其效果会饱和，电/热传导性变差。当进一步需要热传导性和电传导性时，优选为0.06mass％以下，尽管有与强度和耐热性的关系，但优选为0.04mass％以下。

接着，对Zn、Mg及Ag进行说明。Zn、Mg及Ag通过固溶强化提高合金的强度，同时具有与Sn相同地在热锻的一连串工艺中保持Co和P的固溶状态且延迟动态/静态再结晶的作用。Zn进一步改善焊接湿润性和钎焊性。Zn等具有促进Co和P均匀析出的作用。而且，Ag和Mg提高硬钎焊之后的耐力及蠕变特性。若Zn、Mg及Ag的含量少于组成范围的下限，则发挥不了上述的效果。若超过每个组成范围的上限，则不仅上述的效果会饱和，而且热传导性开始下降，热锻时的变形阻力变大，变形能变差。Zn的组成范围的上限优选为0.2mass％以下，更优选为0.1mass％以下。同样，Mg的含量优选为0.003mass％以上，0.005mass％以上即可。Mg的组成范围的上限优选为0.1mass％以下，更优选为0.05mass％以下。Ag的含量优选为0.003mass％以上，0.005mass％以上即可。另一方面，Ag的组成范围的上限优选为0.2mass％以下，更优选为0.1mass％以下。

接着，对Fe和Ni进行说明。Fe和Ni代替Co功能的一部分，同时发挥使Co与P的键合进一步有效地进行的作用。因此，若添加Ni和Fe，则根据与基本的Co和P的关系式进一步成立以下两个关系式。

3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9(优选范围为3.2～4.6，更优选为3.3～4.3，最优选为3.4～4.0)、

0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co](优选范围为0.025～0.7×[Co]，更优选为0.040～0.6×[Co]，最优选为0.050～0.5×[Co])，

[Ni]的0.9的系数和[Fe]的0.8的系数表示将Co与P的键合的比例设为1时Ni和Fe与P键合的比例。另外，若Co、Fe、Ni、P等的配合比脱离关系式的范围，则析出物减少，且损坏析出物的微细化及均匀分散，不参与析出的Co、Fe、Ni或P等过分固溶于基体，热传导性/电传导性变差，同时无法得到目标的较高的耐力。在本发明中，若以能够在工业上实施的Co、Ni、Fe与P的配合及析出热处理条件进行析出热处理，则([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe])中Co的大致0.005mass％和P的大致0.006mass％不适宜形成析出物，以固溶状态存在于基体中。因此，需要从([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe])和P的质量浓度分别减去0.005mass％以及0.006mass％来决定Co等和P的质量比。而且，其Co等和P的析出物需要形成Co：P的质量浓度比大致为4.3∶1至3.5∶1的、例如Co的一部分以Co₂P、Co_2.aP或Co_1.bP为中心取代为Ni和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，则无法得到作为本案的主题的较高的耐力、较高的热传导性/电传导性以及硬钎焊之后的较高的耐力或蠕变特性。

Fe和Ni的单独添加使热传导性/电传导性降低，热锻时的变形阻力变高。并且，Ni在与Co和P的共添加的前提下，除了具有Co的取代功能以外，基于Ni的热传导性/电传导性的降低量较小。

即使数学式([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)的值偏离3.1～4.9的中心值，Fe和Ni也具有将导电性的降低限制在最小限度的功能。但是，若添加0.15mass％以上Ni或以数学式(2×[Ni]+3×[Fe])的值超过0.8×[Co]的方式过量添加，则析出物的组成慢慢变化，不仅对强度提高或耐热性的提高不起作用，而且热锻时的热变形阻力增大，热传导性/电传导性降低。

Fe在Co和P的共添加的前提下，以微量添加提高强度，并且延迟动态再结晶并增大未再结晶组织。但是，若Fe的含量超过0.10mass％或者以数学式(2×[Ni]+3×[Fe])的值超过[Co]的方式过量添加Fe，则析出物的组成慢慢变化，不仅没有提高强度或耐热性，而且热变形阻力增大，热传导性/电传导性降低。

接着，对金属组织进行说明。

热锻件一般具有复杂的形状，按照各部位以各种各样的加工率进行热加工。并且，还取决于被热锻的锻材的加热条件或热锻的次数、热锻温度等各种条件，但在热锻中得到的金属组织根据热锻件的各部位不同。为了得到本申请的具有高耐力、高热传导性及高电传导性的热锻件，需要平均结晶粒径为0.050mm～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上。本发明合金具有在热锻中抑制再结晶核的生成的性质，但在热锻温度较高且热加工率较低时，热锻件的金属组织进行再结晶。但是，若再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050mm以下的再结晶晶粒组所占的比例为20％以上，则在下一个析出热处理时生成的Co和P的析出物的平均粒径变大，析出稍微不充分，整体上无法得到高耐力。并且，电和热的传导性也变差。若再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050mm以上，则在析出热处理时生成的Co和P的析出物的平均粒径变小，整体上可得到高耐力。而且，若平均结晶粒径为0.050mm以上，则除了强化与Co和P的析出以外，还延迟Co、P、Sn等构成元素的扩散，所以可提高基体的耐热性，并能够提高作为本申请的使用环境的100～200℃下的耐力和蠕变特性。并且，若平均结晶粒径为0.050mm以上，则在约800℃的硬钎焊时，能够使Co和P的再固溶缓慢，且残留Co和P的微细析出物，所以硬钎焊之后也可得到更高的耐力。并且，当热锻之后进一步实施冷加工时，由于残存其加工应变，所以可得到更高的耐力。另外，作为平均结晶粒径为0.050mm～0.50mm的再结晶晶粒组，它们的平均结晶粒径优选为0.070mm以上，最优选为0.080mm以上。另一方面，若平均结晶粒径超过0.50mm，则在延展性方面产生间题。更优选为0.30mm以下，最优选为0.20mm以下。

若热锻件的金属组织为未再结晶的状态，则能够在热锻之前的加热时产生的平均结晶粒径为0.1mm以上的晶粒内蓄积应变，所以能够与析出热处理之后的微细析出颗粒的存在相结合而得到更高的耐力。而且，能够提高作为使用环境的100～200℃下的耐力和蠕变特性。由于析出于未再结晶晶粒内的析出颗粒变得稍大于具有0.050mm以上的平均结晶粒径的再结晶晶粒组的析出物，所以基于析出物的对耐力的贡献变小，但由于热锻时的应变增加，所以基于应变的对耐力的贡献变大。当热锻的加工率较高时或者锻造之前的温度较低时，具有未再结晶晶粒的发明合金的耐力稍变高，但整体上平均结晶粒径为0.050mm以上的再结晶晶粒组与未再结晶晶粒之间无耐力、热传导性及电传导性的较大差异，因此若存在它们所占的比例合计为80％以上，则成为具有高耐力、高热传导性及高电传导性的热锻件。当然，能够在作为使用环境的100～200℃下具有较高的耐力和蠕变特性。另外，在热锻中生成的未再结晶组织与在冷锻或冷加工中产生的加工组织形状相似，但与冷加工而成的加工组织相比其位错密度较低，因此富有延展性。

若以下任何时的条件齐全，则热锻件的平均结晶粒径为0.050mm至0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例成为60％以上，且可得到具有高耐力、高热传导性及高电传导性的热锻件。

1.即使在热锻件中，加工率也整体较低时

2.热锻之前的锻材的晶粒已粗大化时

3.因热锻件较大而容易引起静态再结晶且容易进行结晶成长时

4.热锻温度较高时

作为热锻件的平均结晶粒径的进一步优选条件，平均结晶粒径为0.080mm至0.30mm的再结晶晶粒组所占的比例为60％以上，或者平均结晶粒径为0.050mm至0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例为80％以上，最优选平均结晶粒径为0.080mm至0.20mm的再结晶晶粒组所占的比例为80％以上。通过设为这些金属组织的状态，即设为大于一般铜合金的平均结晶粒径，析出热处理时生成的Co和P的析出物的平均粒径变小且可得到高耐力，即使进行硬钎焊，也阻碍析出颗粒的再固溶，若对锻件进一步实施冷加工，则能够在晶粒内蓄积更多其加工应变，因此能够具有更高的耐力。若晶粒较大，则具有延迟原子的扩散的作用，因此能够提高作为使用环境的100～200℃下的耐力和蠕变特性。另外，若平均结晶粒径超过0.50mm，则在延展性方面产生问题。平均结晶粒径更优选为0.30mm以下，最优选为0.20mm以下。

另外，热锻之后且析出热处理之前平均结晶粒径为0.050mm至0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例为60％以上的热锻件在热锻之后且析出热处理之前的时刻，耐力为60～130N/mm²，维氏硬度为50～85，且导电率为33～49％IACS。由于析出热处理之前的强度较低，所以容易矫正或容易成型为目标形状。并且，有时根据热锻件的形状在热锻之后且析出热处理之前实施1～20％的较轻的冷加工。通过在热锻之后实施较轻的冷加工，热处理之后的热锻件的耐力显著提高。具体而言，通过5～15％的冷加工成为280～390N/mm²的耐力，并成为进一步优选的散热片或短路环用的热锻件。此外，能够提高作为使用环境的100～200℃下的耐力和蠕变特性。具体而言，当在200℃下负荷100N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验时，成为不包括初始变形的总蠕变变形量为0.15％以下的耐蠕变变形优异的热锻件。

即使锻造之前的锻材的结晶粒径较大，当为以下情况时热锻件的金属组织也成为未再结晶状态。

1.热锻加工率较大时

2.在锻造成薄壁的部位等中，包含热锻时在内的温度下降急剧且没有产生动态/静态再结晶的时间时

3.热锻温度较低时

即使热锻温度较低且热锻件的金属组织处于未再结晶状态，锻材也至少暂时加热为925℃以上，所以析出热处理之后的析出物微细，合金被强化，同时在热处理之后也残留热锻时相当于未再结晶状态的已蓄积的应变，且其被加在一起，因此可得到高耐力、高热传导性及高电传导性。另外，由于原有晶粒为未再结晶状态，所以即使进行硬钎焊，析出物的消失也缓慢，并能够提高作为使用环境的100～200℃下的耐力和蠕变特性。若未再结晶晶粒所占的比例为60％以上，则可得到具有高耐力、高热传导性及高电传导性的热锻件。作为进一步优选条件，未再结晶晶粒所占的比例为80％以上。

接着，对制造工序进行说明。

锻造之前的加热温度需要将锻材加热为925℃以上(优选为940℃以上)。若加热为925℃以上，则还有含Sn的效果，Co和P固溶于基体中，基于Co和P的析出物的晶粒成长抑制作用消失，所以成为平均结晶粒径为0.10mm以上的粗大金属组织。若将锻材暂时加热为金属组织粗大化的925℃以上，则之后即使在用于加热锻材的加热炉中温度降低、而且从炉至锻造之前锻材的温度降低以及进行多次热锻时热锻件的温度降低，也可维持Co和P的固溶状态。例如，当制作环形状的大型短路环时，将锻材锻造10次以上，从热锻开始至结束为止需要5分钟至15分钟，但若最终热锻温度为至少700℃以上，则大部分Co和P处于溶体化状态。

而且，由于粗大化的晶粒延迟热锻中的再结晶核的生成，所以将其生成的平均结晶粒径设为0.050mm以上，进一步设为0.080mm以上的较大尺寸，或者使在热锻加热时生成的平均结晶粒径为0.1mm以上的晶粒呈变形的状态，即使其呈未再结晶状态。而且，若热锻件的晶粒较大，则在约800℃的硬钎焊时，延迟通过析出热处理析出的Co和P的再固溶。

若加热温度低于925℃且平均结晶粒径不到0.10mm，则随着热锻中的温度降低和热锻时间的经过而无法维持Co、P等的固溶状态，开始析出对强度不太起作用的粗大析出物，即使在锻造之后进行析出热处理，析出的余力也变小，因此无法得到较高的耐力。并且，在该析出热处理中析出的颗粒也变得大于使平均结晶粒径暂时粗大化为0.1mm以上的情况，所以无法得到较高的耐力，且也无法得到较高的蠕变特性。并且，电/热传导性也较差。

若将锻材暂时加热为925℃以上，并在850℃以下的温度下进行锻造，则在薄壁部内冷却速度较快，锻材的晶粒通过加热粗大化，Co、P等处于固溶状态以及含有Sn，由此金属组织呈未再结晶状态。例如，在连续炉中加热并冷却锻材时，将最高到达温度设为925℃以上，接着降低至700℃至850℃之间的预定温度，在炉内有目的地控制温度并进行热锻，由此能够稳定地得到目标未再结晶组织。通过基于未再结晶状态的蓄积的应变和析出热处理之后的微细析出物的析出两个效果强化合金。另外，若925℃至所述的预定温度的平均冷却速度为3℃/分钟以上，优选为5℃/分钟以上，则几乎维持合金中的Co和P的固溶状态。并且，由于锻材的晶粒从800℃左右的热锻时的温度开始粗大化，Co、P等处于固溶状态，而且含有Sn，由此即使在热加工率较低的厚壁部，金属组织也有一部分呈未再结晶状态。但是，即使是因为合金中的Co或P多少处于固溶状态，热锻温度也降低，并且热锻变形阻力变高，所以鉴于锻造机的功率及与成型性的关系决定锻造温度即可。关于本发明合金，即使锻造温度变低，与所述相同地，即使从最高到达温度到达至预定的较低的温度为止经过时间，由于Co和P处于固溶状态，所以其热变形阻力也远低于其他析出型铜合金且变形能优异。

暂时短时间加热为925℃以上，并使锻造之前的锻材的晶粒成长，将平均结晶粒径设为0.10mm至5.0mm。能够通过将结晶粒度设为0.10mm以上来使大部分Co、P等成为固溶状态。

而且，若在高温下使原材料的晶粒粗大化，则即使有目的地降低锻造温度(锻造之前的温度为700℃以上)，并且多次进行热锻而温度降低或者花费时间，也能够将Co、P等保持为固溶状态。若以850℃以下的温度对粗大化的晶粒进行热锻，则能够使金属组织成为未再结晶状态，若为未再结晶状态，则能够使应变蓄积于热锻件。在析出热处理时，Co、P的析出物微细地析出，并且热锻时蓄积的应变进一步加在一起，因此能够使析出热处理之后的耐力进一步变高。并且，能够提高作为使用环境的100～200℃下的耐力和蠕变特性。用于设为未再结晶晶粒的锻造温度更优选为830℃以下，下限时由于变形阻力变高，所以以优选为720℃以上，进一步优选为750℃以上进行锻造，在400℃为止的温度区域以12℃/秒的冷却速度冷却，之后进行析出热处理，若这样则能够成为耐力较高且热传导性/电传导性优异的热锻件。

能够以热锻之后且析出热处理之前的锻件的导电率判别Co、P等是否处于固溶状态以及锻件中是否有析出余力。关于基于析出的合金的强化，除了析出物的粒径的大小之外，是否有析出余力为另一个较大的要点。若满足本申请的合金组成，则热锻之后且热处理之前的导电率：％IACS的值为由(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的式表示的值以上，优选为由(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的式表示的值以下。下限是工业上热锻中Co、P等处于固溶状态的理想数值，上限侧是实现本申请的方面锻件中残留有析出余力的界限的数值。上限侧优选为(52-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])。虽然还取决于Co、P等的含量，但由于锻造之后的导电率为33～49％IACS，热处理之后的导电率为75％IACS以上，所以其差越大，越显示出较大的析出量。从析出量的观点来看，析出热处理前后的导电率的差需为32％IACS，优选为36％IACS以上，最优选为40％IACS以上。

当为未达到预定温度的例如900℃的加热时，由于Co、P等的固溶大部分结束，所以若加热之后马上热锻，以及马上水冷，并进行析出热处理，则能够到达至接近目标的耐力。然而，当加热之后花费热锻为止的时间时，或者实施多次热锻且锻件的温度降低至接近750℃时，或者热锻之后需要冷却为止的时间时，若加热温度低于925℃，则Co和P无法保持固溶状态而析出较大的析出颗粒。即使实施析出热处理，所析出的析出颗粒也大于热锻之前将锻材加热为925℃以上时。其结果，成为平均析出粒径较大的析出颗粒，超过4nm或者0.7～7nm大小的析出物不到90％，达不到所需的耐力。在金属组织上，若锻材的加热低于925℃，则晶粒不会变大，关于热锻之后的金属组织，即使为再结晶晶粒，平均结晶粒径为0.05mm以下的比例也较多。并且，即使为未再结晶晶粒，原有锻材的晶粒也较小。根据这些，析出颗粒的粒径变大，耐力变低，并且100～200℃下的蠕变特性也变差，即使在钎焊之后，耐力也较低，蠕变特性也变差。

高温加热之后，无需马上热锻，并且可以进行多次锻造。然而，为了保持Co和P的固溶状态，将锻造温度至少设为700℃以上来实施最终的锻造，鉴于成型性或锻造中的冷却，需要优选设为730℃以上。

接着，对热锻之后的冷却进行说明。

以700℃以上的温度进行热锻之后，在400℃以下以12℃/秒以上，优选为20℃/秒以上的冷却速度骤冷，或者热锻之后，以12℃/秒以上，优选为20℃/秒以上的冷却速度通过650℃至550℃的温度区域，这成为冷却时的绝对条件。

一般情况下优选水冷，但需要迅速通过析出开始的温度的650℃至550℃的区域。若慢慢通过该温度区域，则析出对强度不太起作用的粗大析出物，即使在之后的析出热处理中进行热处理，所析出的颗粒也较大，平均析出粒径超过4nm，或者0.7～7nm大小的析出物不到90％，所以耐力达不到所需的数值。

接着，对析出热处理进行说明。

在热锻之后的冷却后，为了使固溶的Co和P析出而进行析出热处理。热处理之后的强度取决于析出粒径。析出颗粒的粒径较小时，铜合金热锻件的强度变高。

析出热处理的条件设为如下：若将热处理温度设为T℃且将保持时间设为t小时，则满足520≤T+20×t^1/2≤615的关系。其中，在所述关系式中，T℃为450～600℃，t小时为0.2～10小时。

析出热处理的进一步优选范围为530≤T+20×t^/2≤590，T℃为470～570℃，t小时为0.3～8小时。若在预定的析出热处理之后的温度至400℃的温度区域以3℃/分钟以下的冷却速度冷却，则电/热传导性会提高。例如，与以50℃/分钟冷却时相比，以1℃/分钟冷却时，导电率提高约2％IACS。另外，其效果大致以0.3℃/分钟的冷却速度饱和。并且，在电/热传导性与拉伸强度及耐力的关系中，当重视强度时，优选为525≤T+20×t^1/2≤570，当重视电/热传导性时，优选为560≤T+20×t^1/2≤605。根据必要特性，能够适当地设定热处理条件。

析出热处理的基本为如上述的冷却之后的再加热，但在热锻之后的冷却过程中，通过650℃至550℃的温度区域之后，可以在540～400℃的区域以2℃/分钟以下的冷却速度冷却或者在其温度区域保持。Co和P的析出物微细地析出。这时，在540～400℃的区域中的冷却时间或者保持时间以10分钟至200分钟就有充分的效果，能够进行兼顾析出的冷却。关于锻材，当进行热锻时，金属组织的状态根据部位或者为再结晶晶粒或者为未再结晶晶粒，或者在平均结晶粒径或加工应变的残留等方面有差异，成为不均匀的状态。然而，通过该热处理，与进行析出处理相结合而消除残留应力，所以能够将金属组织设为均匀的状态。

可以在热锻之后的冷却与析出热处理之间进行冷加工。热锻之后，若进行冷矫正以及冷加工，例如进一步进行冷锻，则不损坏热传导性/电传导性而提高耐力或蠕变特性。并且，在厚壁部内，热锻件的平均结晶粒径为0.05mm以上，优选为0.08mm以上，或者未再结晶部的原有平均结晶粒径粗大化为0.1mm，所以硬钎焊的条件即使为800℃的高温，如果为短时间，则也能够延迟Co和P的再固溶。并且，当施以冷加工时，由于延迟加工应变的恢复，所以硬钎焊之后的耐力或蠕变特性变高。

另外，若在800～850℃的硬钎焊之后对热锻件进行空冷，则热传导性/电传导性变差。这是因为，即使为800℃的高温，如果为短时间，则Co和P的再固溶也缓慢，但Co和P会固溶，需要进行Co和P的再析出处理。在硬钎焊之后的冷却过程中，以500～650℃的温度保持5～100分钟，若考虑生产性，则可以以550～650℃的温度保持5～50分钟，或者在550～650℃的温度区域冷却5～50分钟。或者，硬钎焊之后，暂时空冷，以500～650℃的温度保持5～100分钟，若考虑生产性，以550～650℃的温度保持5～50分钟，这样就能够轻松地再次具有较高的热传导性/电传导性。该硬钎焊之后的热处理主要以提高热传导性/电传导性为目的，与提高耐力和热传导性/电传导性的热锻之后的析出热处理不同而区分开来。

(实施例)

使用上述第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金及比较用组成的铜合金制作高性能热锻件。图2表示制作热锻件的合金的组成。并且，还使用纯铜C1220和C1020作为比较用。

作为试验1如下制造铜合金热锻件。

首先，通过实时操作的电炉溶解原材料并调整组成，制造出外径为240mm、长度为700mm的钢坯。在870℃下将钢坯加热2分钟，由间接挤压机挤出外径为36.5mm的棒。间接挤压机的挤出能力为2750吨。热挤压材的平均结晶粒径均为0.030mm至0.045mm。

将热挤压材作为锻材，通过改变锻造之前的加热温度、锻造温度，锻造结束温度、锻造结束之后的冷却速度、析出热处理条件的多个工序制造铜合金热锻件。图3中示出各工序的制造条件。

工序A、A-1、A-2、C、E、F、G、H、H-1为适于上述第1制造方法的工序。

工序D、I、J为第1制造方法的比较例的工序。

工序B为适于上述第2制造方法的工序，热锻之后，浸渍于500℃的盐浴中保持30分钟。

工序S为适于纯铜C1220和C1020的工序。

关于锻造形状，横置φ36.5mm、L＝152mm的热挤压材，热锻成包含20mm的厚壁部和6mm的薄壁部的平板，分别锻造多个，并进行析出热处理。图4中示出热锻的平板的形状。平板的长边方向对应热挤压材的挤出方向。热锻前的加热后进行水冷并观察截面的金属组织。

锻件中的其中1个直接由阿姆斯勒万能试验机进行拉伸试验，求出耐力。

关于另一个锻件，厚壁部设为X部(2个部位)，薄壁部设为Y部，厚壁与薄壁的边界部设为Z部来进行切出，由阿姆斯勒万能试验机对X、Y部进行拉伸试验，测定耐力、伸展性、拉伸强度。

关于另外2个锻件，切断任意部位，在其中1个锻件的X、Y、Z部各自的10处分别观察金属组织，求出有无再结晶以及再结晶晶粒的平均结晶粒径。同时测定X、Y部的热传导率和电传导率。锻件的热传导率和电传导率采用X、Y部的平均值。

从锻件切出1个X部，在200℃下施加50N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验，测定不包括初始变形的总蠕变变形量。

并且，从锻件切出2个X部，进行相当于钎焊的试验，即在相当于实际的Ag钎焊条件的825℃的盐浴中加热300秒钟，空冷后再次在590℃的盐浴中实施30分钟浸渍的热处理并进行空冷(以下，将该试验称作钎焊相当试验)。另外，将本试料浸渍于825℃的盐浴中，其结果，浸渍后在85秒至105秒之间达到800℃。因此，意味着在800℃～825℃下至少180秒以上加热至高温。加工钎焊相当试验片，在200℃下施加50N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验，除了初始变形之外，测定总蠕变变形量。

作为试验2，将直径为240mm、长度为80mm的铸片加热至950℃，反复进行热锻，得到外径为约300mm、内径为约90mm、高度为约50mm的热锻片。锻造之后，以锻造结束温度650℃进行空冷。

将该热锻片作为锻材，通过改变制造条件的多个工序制造热锻件。在燃气炉中对锻材进行再加热，通过热锻作成外径为约350mm、内径为约200mm、高度为约50mm的环。锻造次数为约20次。一部分进一步进行冷锻，高度设为44mm。该加工相当于12％的冷加工率。制造条件改变了锻造之前的加热温度、锻造温度、锻造结束温度、锻造结束之后的冷却速度、析出热处理条件。图5中示出各工序的制造条件。

工序K、K-1、L、M为适于上述第1制造方法的工序。

工序N、0、P、Q、R为第1制造方法的比较例的工序。

工序T为适于纯铜C1220和C1020的工序。

析出热处理后，切出与试验1的锻造试验片的X部大致相同大小的截面为20mm×20mm、长度为160mm的试验片，进行截面的金属组织观察、热传导率/电传导率的测定、钎焊相当试验以及蠕变试验。就蠕变试验而言，当没有冷锻时，在200℃下施加50N/mm²的应力，而在进行了冷锻的试验中，在200℃下施加100N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验，除了初始变形之外，测定总蠕变变形量。钎焊相当试验无论有无冷锻，均在825℃的盐浴中加热300秒钟。空冷后，再次在590℃的盐浴中浸渍30分钟，实施主要用于恢复热/电传导率的析出热处理，之后进行空冷。另外，关于使用C1020、C1220的试验，未实施该析出热处理。测定该钎焊相当试验片的耐力、热传导率、电传导率。另外，加工钎焊相当试验片，在200℃下施加50N/mm²的应力，并进行1000小时的蠕变试验，除了初始变形之外，测定总蠕变变形量。

在下述试验中进行试验1及试验2的各热锻件的评価。

如下进行拉伸试验。

关于厚壁部(X部)和试验2的环锻件，切出试验片，并按照作为JIS Z2201的金属材料拉伸试验片的4号试验片进行试验。其中，将平行部的直径设为10mm，并将标点距离设为4×A^1/2(A为平行部的截面积)。对于试验2的环锻件，将在宽度方向为中央且包含表面的、具有20mm×20mm的截面、切出成长度为160mm的长方体设为试验片。

关于薄壁部(Y部)，切出试验片，并按照作为JIS Z2201的金属材料拉伸试验片的4号试验片进行试验。其中，将平行部的直径设为5mm，并将标点距离设为4×A^1/2(A为平行部的截面积)。

对再结晶及未再结晶晶粒的识别方法进行说明。

再结晶晶粒显示出近似正六角形的形状，若描绘外接于晶粒的圆和内接于晶粒的圆，则大部分再结晶晶粒的(晶粒的外接圆的直径)/(晶粒的内接圆的直径)之比不到2.0。因此，将(晶粒的外接圆的直径)/(晶粒的内接圆的直径)之比为2.0以上的晶粒设为未再结晶晶粒。

对本说明书中所述的再结晶晶粒组和再结晶晶粒组的平均结晶粒径的测定方法进行说明。根据JIS H0501测定再结晶晶粒的平均结晶粒径。

将倍率设为75倍，在50mm×70mm的视野内观察金属组织。其中，当为结晶粒径以0.15～0.20mm为边界粗大的晶粒时设为37.5倍。而且，其观察的视野的金属组织为再结晶晶粒时，将处于其视野内的所有再结晶晶粒的集合设为其视野内的再结晶晶粒组。而且，若观察的视野的再结晶晶粒的平均结晶粒径设为amm，则处于其视野的再结晶晶粒设为再结晶晶粒的平均结晶粒径为amm的再结晶晶粒组。当其观察的视野内的金属组织为未再结晶时，其视野均设为未再结晶晶粒。

这样，从观察的整个金属截面均一地观察10个视野，按每一视野判定是再结晶晶粒还是未再结晶晶粒。而且，当观察的视野为再结晶晶粒时，测定平均结晶粒径。这样，根据10个视野的观察结果计算出在其截面金属组织中再结晶晶粒的平均结晶粒径在预定范围内的再结晶晶粒组所占的比例。

例如设为如下：在10个视野中，1个视野为未再结晶晶粒，9个视野为再结晶晶粒，为再结晶晶粒的9个视野中，8个视野的平均结晶粒径为0.050～0.50mm，1个视野的平均结晶粒径为0.01mm。此时再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例为80％，未再结晶晶粒所占的比例为10％。

另外，当观察的视野为未再结晶和再结晶混在一起的视野时，区分未再结晶晶粒和再结晶晶粒(包括微细的晶粒)，并通过图像处理软件“WinROOF”将再结晶部2值化，当其面积率不到20％时判定为未再结晶晶粒的视野，并且，当为80％以上时判定为再结晶晶粒的视野，除此以外设为均不属于再结晶部和未再结晶部。另外，很难判别再结晶和未再结晶时，从根据200倍的EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern，电子背散射衍射图形)的晶粒图，根据加工应变的残留程度对再结晶域和未再结晶域加以区别，通过图像分析(由图像处理软件“WinROOF”进行2值化)测定其区域的面积率。通过使用EBSP，能够确认根据本发明的加工的应变是否大量残留。

如下进行析出颗粒的粒径测定。

通过图像处理软件“WinROOF”将75万倍的TEM(透射电子顕微镜)的透射电子图像2值化并提取析出物，计算各析出物的面积平均值来测定平均粒径。若将试验片的壁厚设为h，则测定位置设为离两个表面1h/4的2点，并采用其平均值。并且，根据每个析出物的粒径测定7nm以下的析出物的个数比例，但对于粒径不到0.7nm的析出物判断为误差较大，从析出颗粒中除外(未识别)。

关于电传导率的测定，使用日本Foerster株式会社制的导电率测定装置(SIGMATEST D2.068)进行测定。电传导率与导电率为同义语。

关于热传导率的测定，通过雷射闪光法测定20℃下的热传导率。

通过以下蠕变试验测定蠕变特性。

切出各种试验片，并根据JIS Z2271的金属材料的拉伸试验方法来进行。试验片中，将平行部的直径设为8mm，并将标点距离设为40mm。蠕变试验中，对于锻件、环锻件(试验2)，施加50N/mm²的应力，求出200℃、1000小时下的总蠕变变形量及不包括初始变形的总蠕变变形量。对于施加冷加工(锻造)的环锻件施加100N/mm²的应力，求出200℃、1000小时下的总蠕变变形量及不包括初始变形的总蠕变变形量。而且，对于钎焊相当试验之后的试验片也施加50N/mm²的应力，求出200℃、1000小时下的总蠕变变形量及不包括初始变形的总蠕变变形量。

将试验1的结果示于图6至图13，将试验2的结果示于图14至图15，并将几个试验中的金属组织的照片示于图16。

另外，在试验1的结果表中，在部位栏的X行示出试验片的X部的结果，在Y行示出试验片的Y部的结果。而且，在部位栏的V行中，对有关结晶粒径的项目记载X、Y、Z部中的测定平均值，对有关析出物的粒径的项目和热传导率、导电率的项目记载X、Y部中的测定平均值，对有关拉伸试验的项目记载拉伸整个试料的结果。并且，在工序A-0行中记载工序A中的冷却之后的机械性质。

试验结果可知如下。

1.作为第1发明合金，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上的铜合金热锻件，其强度、耐力、热传导性、电传导性等优异。其中，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.080～0.30mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上的铜合金热锻件，其包括耐蠕变性在内的这些各种特性优异。锻造后追加简易的连续热处理工序的工序B、追加2次锻造工序的工序G、锻造温度不同的工序E、F均显示出良好的各种特性。并且，由于是不利用溶体化处理等需要成本的工序的热锻，因此成为低成本(参考合金No.11的工序A、B、C、E、F、G、H等)。另外，热锻之后的冷却速度快的锻件的强度、耐力、热传导性、电传导性、蠕变特性等优异(参考工序A、B、C等)。

2.作为第2发明合金，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上的铜合金热锻件，其强度进一步变强(参考合金No.21的工序A、E、F、G、H等)。

3.作为第3发明合金，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上的铜合金热锻件与第1发明合金时相同，其强度、耐力、热传导性、电传导性等优异(参考合金No.31的工序A、B、E、F、G、H等)。

4.若再结晶晶粒中的析出物的平均粒径为1.3～3.9nm，或者析出物的90％以上为0.7～7nm，则能够具有高耐力、高热传导性、高电传导性，并且在作为使用环境的100～200℃下具有较高的蠕变特性(参考合金No.11的工序A、B、C、E、F、H等)。

5.若再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例为60％以上，或者未再结晶晶粒所占的比例为60％以上，则能够在作为使用环境的100～200℃下具有较高的蠕变特性(参考合金No.11的工序F、G等)。

6.能够得到如下铜合金热锻件，其在825℃下加热300秒钟并冷却之后的耐力为125N/mm²以上，所述冷却之后的20℃下的热传导率为280W/m·K以上，或者所述冷却之后的20℃下的导电率为70％IACS以上，若将所述冷却之后的耐力设为L(N/mm²)、所述冷却之后的20℃下的热传导率设为M(W/m·K)、所述冷却之后的20℃下的导电率设为N(％IACS)时，(L×M)值为38000以上，或者(L×N)值为9600以上。而且，通过在热锻后实施加工率为12％的冷加工，能够使耐力和200℃下的蠕变特性进一步优异(参考合金No.11的工序K、L、M等)。

7.若热锻之前的加热温度较低，则锻造之前的锻材的平均结晶粒径不会成为0.1mm以上。若平均结晶粒径不在0.1mm以上，则热锻件的薄壁部中成为未再结晶晶粒，或者即使再结晶，平均结晶粒径也不会成为0.05mm以上。即使在热锻件的厚壁部中，也很难得到平均结晶粒径为0.050mm以上的再结晶晶粒所占的比例较少且平均结晶粒径大于0.08mm的晶粒。工序E和工序F中，锻材的加热温度相同，原材料的平均结晶粒径成为0.1mm以上。但由于锻造温度、结束温度不同，因此在厚壁部中，虽然两个工序中大部分再结晶，但结晶粒径为0.08mm以上的再结晶晶粒所占的比例存在差异，因此工序F中析出物的粒径变大。其结果，工序E的耐力、电传导性、热传导性稍高一些。在薄壁部中，由于在工序F中成为未再结晶状态，因此析出粒径稍大于工序E。试验结果中，工序F由于未再结晶状态而耐力稍高一些，热传导性/电传导性稍低一些。若结合工序A考虑就可以知道，根据主要着眼于工序/设备的制约、锻件形状、耐力和热传导性/电传导性中的哪一个，适当地改变热锻温度即可。

8.若在热锻后进行的析出热处理后，将400℃为止的冷却速度设为0.8℃/分钟来进行冷却，则强度、耐热特性等各种特性几乎无变化，导电率提高约2％IACS。可以认为这是因为，Co、P等通过延迟热处理之后的冷却而进一步细微地析出。即使延迟冷却速度，比较例合金其强度/导电率特性也为稍微提高的程度。(参考工序A-1)

若以525≤T+20×t^1/2≤570进行析出热处理，则强度变高。若以560≤T+20×t^1/2≤605进行热处理，则电/热传导性变高。可以认为，若提高温度条件等，则析出颗粒稍微变大，但平均粒径小于3.9nm，析出物的90％以上为0.7～7nm，因此强度等稍微下降，能够析出更多的Co和P，因此电/热传导性变高。(参考工序A-1、工序A-2)

若热锻之后且析出热处理之前的导电率：％IACS在(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])至(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])之间，则有析出余力，因此合金通过析出而被强化。尤其，若数值小于(52-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])，或者析出热处理之后的导电率之差为36％IACS以上甚至为40％IACS以上，则强度、耐热特性等特性进一步变得良好。

9.工序I与工序F相同，虽然形成未再结晶组织，但未再结晶组织的比例少于工序F，锻造之后的导电率较高，析出余力较小，因此强度较低，电/热传导性较差。

能够确认到，与工序A相比，工序E、F、G、H-1的锻造温度较低，但根据锻件的导电率及析出粒径仍维持Co和P的固溶状态。

由于工序H-1中，锻材的晶粒变大，锻造温度较低，因此锻件的大部分部位成为未再结晶状态。并且，即使锻造温度较低，Co和P的固溶状态也被维持，通过未再结晶组织和析出而强度变高。并且，即使为未再结晶组织，延展性的下降也较少。若根据锻件的形状、用途、锻造机的功率适当地选择锻造条件，则可得到特性更加优异的锻件。

10.对热锻之后的金属组织的影响进行叙述。

若平均结晶粒径在热锻之前的锻材的加热阶段成为0.1mm以上，则即使在热锻后，在厚壁部中平均结晶粒径也成为0.05mm以上，甚至成为0.08mm以上。平均结晶粒径越大，后面的析出热处理之后的析出物粒径越变小，可得到较高的耐力，并且可得到较高的热传导性/电传导性。这是因为，通过在锻造之前的锻材阶段加大结晶粒径而大部分Co和P固溶，因此若进行析出热处理，则析出的析出物变小，并且大部分会析出，所以热传导性/电传导性变高。另外，由于热锻件的平均结晶粒径较大，析出细小析出物，因此耐热性及强度变高。而且，由于平均结晶粒径较大，所以构成元素的扩散缓慢，很难引起依赖原子级别中的扩散的蠕变变形，即使加热至高温，也延迟析出物的再固溶。由此，即使进行相当于钎焊的热处理，也可维持较高的强度，还耐于蠕变变形。

11.关于热锻时施加较高加工率的部分，若热锻温度变低，则成为未再结晶状态。通过在热锻之前的加热阶段将平均结晶粒径设为0.1mm以上，析出热处理之后的析出物的大小变细，加上由未再结晶状态引起的应变，因此具有较高的耐力。若再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计占80％以上，则耐力、热传导性/电传导性变高。并且，只有平均结晶粒径为0.05mm以上的再结晶晶粒的部分(主要是X部)、只有未再结晶晶粒的部分(主要是Y部)及它们混在一起的整个部分的耐力、热传导性/电传导性之差较小。

12.若在锻造之前的锻材阶段设为0.1～5mm的平均结晶粒径，则无论热锻的开始温度、结束温度如何(其中，结束温度为700℃以上)，锻造中形成的金属组织中平均结晶粒径为0.05mm以上的再结晶晶粒的组织或未再结晶晶粒的组织的任一种均成为主体，因此显示出良好的耐力、热传导性/电传导件。

13.对热锻之后的冷却速度的影响进行叙述。若热锻后650℃至550℃的冷却速度缓慢，则析出热处理之后的耐力、热传导性/电传导性变低。这可以认为是因为在冷却时析出粗大的析出物。并且，蠕变变形量也变多。

14.对试验2的环锻造进行叙述。若热锻之前的锻材的加热温度较低，则随着热锻温度的下降，Co和P的固溶状态失衡，粗大析出物变多，因此析出热处理之后的耐力较低，热传导性/电传导性也较差。即使适当地加热热锻之前的锻材，若最终热锻温度较低，则Co和P的粗大析出物增多，因此析出热处理之后的耐力较低，热传导性/电传导性也较差。

15.若在825℃、300秒的盐浴中浸渍环热锻件并进行热处理，则热锻之后的平均结晶粒径增大至0.08mm以上，因此析出物的晶粒成长缓慢，析出物多少有些变大或析出物的再固溶缓慢。然而，由于有助于耐力的细小析出物很充分，因此显示出良好的耐力、热传导性/电传导性。比较例中，原有热锻件的平均结晶粒径较小且析出物较大，而且析出物粗大化或者析出物的再固溶增多，因此，耐力、热传导性/电传导性较差。

本发明所涉及的环热锻件若在热锻后施加12％的冷加工，则耐力变高。这可以认为是因为，由于热锻件的平均结晶粒径为0.08mm以上，所以即使加热至825℃，也会残留通过冷加工导入的加工应变。另外，关于蠕变变形，与比较例相比，本发明所涉及的热锻件由于强度较高，平均结晶粒径较大，因此扩散速度较慢，因此具有较高的耐热性且蠕变变形量较少。施加冷锻的热锻件由于耐力更高，残留大量加工应变，因此蠕变变形量较少。

16.若Fe和Ni的含量在发明合金的组成范围外，则析出物的构成改变，析出物变大，因此耐力、热传导性/电传导性较低，蠕变特性也较低。

17.若Sn的含量多于发明合金的组成范围，则热传导性/电传导性较低。并且，由于析出物稍大，因此Sn的固溶强化相互抵消，耐力也稍低。

18.若Co和P的含量少于发明合金的组成范围，则热传导性/电传导性虽良好，但耐力较低，蠕变特性也较差。

19.即使Co为0.21～0.44mass％且P为0.06～0.13mass％，若不满足3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9的关系式，则剩余量Co和P固溶于基体，或者析出物的构成改变而析出物变大，因此耐力、热传导性/电传导性较低，并且蠕变特性也较差。尤其是锻造次数较多的试验2的热锻件由于析出物在热锻中粗大化，即使在热处理后析出物的平均粒径也较大，因此耐力、热传导性/电传导性、蠕变特性较低。另外，若在825℃下进行热处理，则锻件的析出颗粒较大，因此耐力变低，耐热性差，因此蠕变特性也较低。

20.若Sn的含量小于发明合金的组成范围，则在短时间内所有Co和P都不会固溶，因此残留粗大的析出物。并且，由于在热锻中析出物局部粗大化，热处理之后的析出物在整体上也变大，因此耐力、热传导性/电传导性变低。

21.从工序A-0暗示，热锻之后的拉伸强度和耐力较低，延展值较高，因此在析出处理前容易进行冷矫正，能够制作至精确度更高的同时复合成型。

20.若进行热锻，则C1020、C1220的耐力显著低，耐热性也差，因此蠕变特性也较低。

另外，本发明不限于上述实施方式的构成，在不变更发明宗旨的范围内可进行各种变形。

本申请根据日本专利申请2010-245994主张优先权。其申请的全部内容通过参考编入本申请中。

产业上的可利用性

本发明所涉及的铜合金热锻件最适于如散热片(混合式动力车、电动车、电脑的冷却等)、散热器、马达的转子铜条或短路环、功率继电器、功率模块部件、电池端子、电气组件(掣子、紧固件、电気配线器具、电极、继电器、连接端子、雄端子各种端子等)、航空机/火箭部件、焊接用部件、太阳光发电、功率模块或核融合设备的散热片之类的用途。

Claims (12)

1.一种铜合金热锻件，其特征在于，

所述铜合金热锻件的合金组成为含有0.21～0.44mass％的Co、0.06～0.13mass％的P、0.003～0.08mass％的Sn及0.00003～0.0030mass％的0，剩余部分包括Cu及不可避免杂质，

在Co的含量[Co]mass％与P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9的关系，

在截面金属组织中，再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的再结晶晶粒组所占的比例和未再结晶晶粒所占的比例的合计为80％以上。

2.如权利要求1所述的铜合金热锻件，其特征在于，

进一步含有0.001～0.3mass％的Zn、0.002～0.2mass％的Mg、0.001～0.3mass％的Ag中的任意1种以上。

3.如权利要求1所述的铜合金热锻件，其特征在于，

进一步含有0.005～0.15mass％的Ni、0.003～0.10mass％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％及P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9及0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]的关系。

4.如权利要求2所述的铜合金热锻件，其特征在于，

进一步含有0.005～0.15mass％的Ni、0.003～0.10mass％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％及P的含量[P]mass％之间具有3.1≤([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≤4.9及0.010≤2×[Ni]+3×[Fe]≤0.75×[Co]的关系。

5.如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

耐力为230N/mm²以上，

20℃下的热传导率为300W/m·K以上，或者20℃下的导电率为75％IACS以上，

将所述耐力设为L(N/mm²)、所述热传导率设为M(W/m·K)、所述导电率设为N(％IACS)时，(L×M)的值为77000以上，或者(L×N)的值为19000以上。

6.如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

所述再结晶晶粒中的析出物的平均粒径为1.3～3.9nm，或者析出物的90％以上为0.7～7nm。

7.如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

所述再结晶晶粒的平均结晶粒径为0.050～0.50mm的所述再结晶晶粒组所占的比例为60％以上，或者所述未再结晶晶粒所占的比例为60％以上。

8.如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

在825℃下加热300秒钟，冷却之后的耐力为125N/mm²以上，

所述冷却之后的20℃下的热传导率为280W/m·K以上，或者所述冷却之后的20℃下的导电率为70％IACS以上，

将所述冷却之后的耐力设为L(N/mm²)、所述冷却之后的20℃下的热传导率设为M(W/m·K)、所述冷却之后的20℃下的导电率设为N(％IACS)时，(L×M)的值为38000以上，或者(L×N)的值为9600以上。

9.一种如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件的制造方法，其特征在于，

被施以热锻的锻材的热锻之前的加热温度为925～1025℃，所述锻材的所述加热结束时的平均结晶粒径为0.10～5.0mm。

10.一种如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件的制造方法，其特征在于，

以700℃以上实施被施以热锻的锻材的至少1次热锻，

在所述热锻之后，以12℃/秒以上的冷却速度将所述锻材冷却至400℃以下，或者以12℃/秒以上的冷却速度在650℃至550℃的温度区域进行冷却，

在所述冷却之后，对所述锻材进行冷加工后或者不进行冷加工，进行热处理，该热处理的条件为如下：450～600℃的热处理温度且保持时间为0.2～10小时，若将所述热处理温度设为T℃且将所述保持时间设为t小时，则满足520≤T+20×t^1/2≤615的关系。

11.一种铜合金热锻件，其通过如权利要求10所述的铜合金热锻件的制造方法制造，其特征在于，

若将所述热锻之后且所述热处理之前的导电率设为X(％IACS)，则在X、P的含量[P]mass％、Co的含量[Co]mass％、Fe的含量[Fe]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Mg的含量[Mg]mass％及Ni的含量[Ni]mass％之间具有(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])≤X≤(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的关系。

12.一种如权利要求1至4中任一项所述的铜合金热锻件的制造方法，其特征在于，

以700℃以上实施被施以热锻的锻材的至少1次热锻，

在所述热锻之后，以12℃/秒以上的冷却速度在650℃至550℃的温度区域对所述锻材进行冷却，所述冷却之后在400～540℃的温度区域保持10～200分钟。

Images