JP2018003154A - 銅合金、銅合金鋳塊及び銅合金溶体化材 - Google Patents
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Abstract
【課題】Ｃｏ，Ｐ及びＳｎを含有する銅合金において、溶体化処理を行った場合でも、結晶粒径の粗大化を抑制でき、伸線性及び高温伸びに優れ、且つ、強度及び導電率に優れた銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材を提供する。
【解決手段】Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００），（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００、を満足することを特徴とする。
【選択図】なし
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【選択図】なし
Description
本発明は、例えば、自動車や機器の配線、トロリ線、ロボット用ワイヤ及び航空機用ワイヤ等に使用されるＣｏ，Ｐ及びＳｎを含有する析出強化型の銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材、及び、銅合金トロリ線、銅合金トロリ線の製造方法に関するものである。
従来、例えば特許文献１、２に示すように、自動車配線用及び機器配線用の電線として、銅線を複数本撚り合わせてなる電線導体に、絶縁被膜を被覆したものが提供されている。また、配線等を効率的に行うために、これらの電線を複数本束ねたワイヤーハーネスが提供されている。
近年、環境保護の観点から、自動車から排出される二酸化炭素量を低減するために、自動車車体の軽量化が強く求められている。一方、自動車のエレクトロニクス化が進み、さらに、ハイブリッド車や電気自動車の開発も進んでおり、自動車に用いられる電気系統の部品数は加速的に増加している。これにより、これらの部品をつなぐワイヤーハーネスの使用量が、今後、さらに増加する見込みであり、このワイヤーハーネスの軽量化が求められている。
ここで、ワイヤーハーネスを軽量化する手段として、電線及び銅線の細径化が図られている。また、電線導体及び銅線の細径化によって、ワイヤーハーネスの軽量化とともに小型化も図られることになり、配線スペースを有効活用できるといったメリットもある。
近年、環境保護の観点から、自動車から排出される二酸化炭素量を低減するために、自動車車体の軽量化が強く求められている。一方、自動車のエレクトロニクス化が進み、さらに、ハイブリッド車や電気自動車の開発も進んでおり、自動車に用いられる電気系統の部品数は加速的に増加している。これにより、これらの部品をつなぐワイヤーハーネスの使用量が、今後、さらに増加する見込みであり、このワイヤーハーネスの軽量化が求められている。
ここで、ワイヤーハーネスを軽量化する手段として、電線及び銅線の細径化が図られている。また、電線導体及び銅線の細径化によって、ワイヤーハーネスの軽量化とともに小型化も図られることになり、配線スペースを有効活用できるといったメリットもある。
また、電気鉄道車両等に使用されるトロリ線においては、パンタグラフ等の集電装置と摺接され、電気鉄道車両等に対して給電される構成とされている。パンダグラフからの離線が少ないなど、良好な集電性能を得るためには、トロリ線の波動伝播速度が走行速度を十分に上回ることが必要である。トロリ線の波動伝播速度は負荷される張力の平方根に比例するため、波動伝播速度を向上させるためには、高強度のトロリ線が必要となる。また、トロリ線には、優れた導電率、耐摩耗性、疲労特性が要求される。
近年、電気鉄道車両の走行速度の高速化が図られているが、新幹線等の高速鉄道においては、電気鉄道車両の走行速度が、トロリ線等の架線に発生した波の伝播速度よりも速くなると、パンタグラフ等の集電装置とトロリ線との接触が不安定となって、安定して給電を行うことができなくなるおそれがある。
ここで、トロリ線の架線張力を高くすることによって、トロリ線における波の伝播速度を高速化することが可能となるため、従来よりもさらに高強度のトロリ線が求められている。
ここで、トロリ線の架線張力を高くすることによって、トロリ線における波の伝播速度を高速化することが可能となるため、従来よりもさらに高強度のトロリ線が求められている。
上述のような要求特性を満足する高い強度と高い導電率とを備えた銅合金からなる銅合金線として、例えば特許文献１−３に示すように、Ｃｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金線が提案されている。これらの銅合金線は、Ｃｏ及びＰの化合物を銅の母相中に析出させることによって、導電率を確保したまま、強度の向上を図ることが可能となる。
また、例えば特許文献４には、高速走行用に開発されたＰＨＣトロリ線が提案されている。このＰＨＣトロリ線は、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｎ含有銅合金で構成されており、強度及び導電性に優れている。
また、例えば特許文献４には、高速走行用に開発されたＰＨＣトロリ線が提案されている。このＰＨＣトロリ線は、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｎ含有銅合金で構成されており、強度及び導電性に優れている。
ところで、上述の特許文献１−３に記載されたＣｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金線、及び、特許文献４に記載された銅合金トロリ線を製造する場合には、ビレットと呼ばれる断面積の大きな鋳塊を製出し、このビレットを再加熱して熱間押出し、その後、さらに伸線加工等を行う方法が実施されている。しかしながら、断面積の大きな鋳塊を製出した後に熱間押出を行って銅合金を製造する場合、鋳塊のサイズによって得られる銅合金の長さが制限されることになり、長尺の銅合金線（銅合金トロリ線）を得ることができなかった。また、生産効率が悪いといった問題があった。
そこで、例えばベルトホイール式の連続鋳造機等を用いた連続鋳造圧延法によって銅合金線を製造する方法が提案されている。この場合、鋳造と圧延とを連続で実施するために、生産効率が高く、長尺の銅合金線を得ることが可能となる。
また、上方連続鋳造機、横型連続鋳造機及びホットトップ連続鋳造機により連続鋳造線材を製造し、この連続鋳造線材を再加熱せずに直接冷間加工することによって銅合金線を製造する方法も提案されている。
また、上方連続鋳造機、横型連続鋳造機及びホットトップ連続鋳造機により連続鋳造線材を製造し、この連続鋳造線材を再加熱せずに直接冷間加工することによって銅合金線を製造する方法も提案されている。
しかしながら、ベルトホイール式の連続鋳造機等を用いた連続鋳造圧延法によって製造された銅合金線、及び、連続鋳造線材を再加熱せずに直接冷間加工することによって製造された銅合金線は、ビレットを熱間押出する熱間押出工程を含む製造方法によって製造された銅合金線に比べて、強度が低くなる傾向にあった。このため、強度を確保するためには、熱間押出工程を含む製造方法によって製造する必要があり、高強度の銅合金線を効率良く生産することができなかった。
ここで、本発明者らが検討した結果、連続鋳造圧延法で製造された銅合金線は、熱間押出工程を含む製造方法によって製造された銅合金線に比べて、Ｃｏ，Ｐの偏析が大きいことが判明した。そこで、特許文献５には、ＣｏとＰの比率を規定することにより、Ｃｏ、Ｐの偏析を抑制し、引張強度及び導電性を向上させる技術が提案されている。また、特許文献６には、強度、耐熱性、導電率、伸びに優れた銅合金トロリ線を、連続鋳造圧延法で製造することが開示されている。
ところで、特許文献５においては、主成分であるＣｏ及びＰの比率を規定することで、Ｃｏ、Ｐの偏析を抑制しているが、これらの偏析を抑制するためには、連続鋳造圧延法又は連続鋳造法によって製造された連続鋳造線材に対して、溶体化処理を行うことも効果的である。また、ビレット等の銅合金鋳塊においても、Ｃｏ、Ｐの偏析を抑制するために、十分な溶体化処理を行うことが好ましい。
ただし、上述のＣｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金からなる連続鋳造線材や銅合金鋳塊に対して溶体化処理を行った場合、結晶粒径が粗大化し、その後の加工性が大きく低下するといった問題があった。また、高温時に脆化して伸びが低下し、割れが生じやすいといった問題があった。
ただし、上述のＣｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金からなる連続鋳造線材や銅合金鋳塊に対して溶体化処理を行った場合、結晶粒径が粗大化し、その後の加工性が大きく低下するといった問題があった。また、高温時に脆化して伸びが低下し、割れが生じやすいといった問題があった。
また、電気鉄道車両等に使用されるトロリ線においては、電気鉄道車両のさらなる高速化が図られており、従来にも増して、優れた摩耗特性及び疲労特性が求められている。ここで、特許文献６に開示された銅合金トロリ線においては、上述のように溶体化処理時に結晶粒径が粗大化し、摩耗特性及び疲労特性が十分に向上しないといった問題があった。
本発明は、以上のような事情を背景としてなされたものであって、Ｃｏ，Ｐ及びＳｎを含有する銅合金において、溶体化処理を行った場合でも、結晶粒径の粗大化を抑制でき、加工性及び高温伸びに優れ、且つ、強度及び導電率に優れた銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材、及び、摩耗特性及び疲労特性に優れた銅合金トロリ線、銅合金トロリ線の製造方法を提供することを目的としている。
この課題を解決するために、本発明の銅合金は、Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
上記（１）式及び（２）式を満足することを特徴としている。
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
上記（１）式及び（２）式を満足することを特徴としている。
上述の構成の銅合金においては、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、上述の（１）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、これらの元素の作用により、結晶粒径が粗大化されることが抑制されることになり、加工性及び高温伸びに優れている。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、その後の時効熱処理によって析出物を微細、且つ、均一に分散させることができ、強度及び導電率を向上させることができる。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が上述の（２）式を満足しているので、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒといった元素によって鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることを抑制できる。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が上述の（２）式を満足しているので、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒといった元素によって鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることを抑制できる。
ここで、本発明の銅合金においては、さらに、
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
上記（３）式及び（４）式を満足することが好ましい。
この場合、上述の（３）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、結晶粒径の粗大化をさらに抑制することができる。また、上述の（４）式を満足しているので、鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることをさらに抑制することができる。
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
上記（３）式及び（４）式を満足することが好ましい。
この場合、上述の（３）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、結晶粒径の粗大化をさらに抑制することができる。また、上述の（４）式を満足しているので、鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることをさらに抑制することができる。
また、本発明の銅合金においては、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有していてもよい。
Ｂ，Ｃｒ，ＺｒのうちＢのみを意図的に添加した場合であっても、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内として、上述の（１）式及び（２）式、さらに（３）式及び（４）式を満足させることで、鋳造性が低下したり、鋳造割れが発生したりすることなく、高温に加熱保持した際の結晶粒の粗大化を抑制することができる。
Ｂ，Ｃｒ，ＺｒのうちＢのみを意図的に添加した場合であっても、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内として、上述の（１）式及び（２）式、さらに（３）式及び（４）式を満足させることで、鋳造性が低下したり、鋳造割れが発生したりすることなく、高温に加熱保持した際の結晶粒の粗大化を抑制することができる。
また、本発明の銅合金においては、さらに、Ｎｉ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種を含んでいてもよい。
この場合、Ｎｉ及びＦｅを上述の範囲で含んでいるので、導電率を大きく低下させることなく、Ｃｏ及びＰを含有する析出物の微細化を図ることができ、さらに強度を向上させることができる。
この場合、Ｎｉ及びＦｅを上述の範囲で含んでいるので、導電率を大きく低下させることなく、Ｃｏ及びＰを含有する析出物の微細化を図ることができ、さらに強度を向上させることができる。
また、本発明の銅合金においては、さらに、Ｚｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種以上を含んでいてもよい。
この場合、Ｚｎ，Ｍｇ及びＡｇを上述の範囲で含んでいるので、鋳造性を大きく低下させることなく、銅合金中のＳを固定することができ、Ｓが銅の母相中に固溶することを抑制でき、導電率を向上させることができる。
この場合、Ｚｎ，Ｍｇ及びＡｇを上述の範囲で含んでいるので、鋳造性を大きく低下させることなく、銅合金中のＳを固定することができ、Ｓが銅の母相中に固溶することを抑制でき、導電率を向上させることができる。
本発明の銅合金鋳塊は、上述の銅合金の組成を有する銅合金鋳塊であって、加工率５０％の冷間圧延を施し、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の平均結晶粒径が４００μｍ以下であることを特徴としている。
この構成の銅合金鋳塊においては、加工率５０％の冷間圧延を施し、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の平均結晶粒径が４００μｍ以下とされていることから、高温保持時における結晶粒の粗大化が抑制されており、十分な溶体化処理を行うことによって強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
この構成の銅合金鋳塊においては、加工率５０％の冷間圧延を施し、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の平均結晶粒径が４００μｍ以下とされていることから、高温保持時における結晶粒の粗大化が抑制されており、十分な溶体化処理を行うことによって強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
また、本発明の銅合金鋳塊においては、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下であることが好ましい。
この場合、９５０℃で１時間の熱処理を行うことで、導電率が４５％ＩＡＣＳ以下にまで低下しており、十分に溶体化がなされている。
この場合、９５０℃で１時間の熱処理を行うことで、導電率が４５％ＩＡＣＳ以下にまで低下しており、十分に溶体化がなされている。
本発明の銅合金溶体化材は、上述の銅合金の組成を有する銅合金溶体化材であって、導電率が４５％ＩＡＣＳ以下であることを特徴としている。
この構成の銅合金溶体化材においては、導電率が４５％ＩＡＣＳ以下とされており、十分に溶体化がなされている。よって、その後の時効熱処理によって析出物を微細、且つ、均一に分散させることができ、強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
この構成の銅合金溶体化材においては、導電率が４５％ＩＡＣＳ以下とされており、十分に溶体化がなされている。よって、その後の時効熱処理によって析出物を微細、且つ、均一に分散させることができ、強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
本発明の銅合金トロリ線は、Ｃｏ；０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
上記（１）式及び（２）式を満足することを特徴としている。
Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
上記（１）式及び（２）式を満足することを特徴としている。
上述の構成の銅合金トロリ線においては、Ｃｏ；０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、を含んでいるので、トロリ線として必要な強度及び導電率を有することができる。
また、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、上述の（１）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、これらの元素の作用により、結晶粒径が粗大化されることが抑制されることになり、摩耗特性及び疲労特性に優れている。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、その後の時効熱処理によって析出物を微細、且つ、均一に分散させることができ、強度及び導電率を向上させることができる。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が上述の（２）式を満足しているので、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒといった元素によって鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることを抑制できる。
また、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、上述の（１）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、これらの元素の作用により、結晶粒径が粗大化されることが抑制されることになり、摩耗特性及び疲労特性に優れている。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、その後の時効熱処理によって析出物を微細、且つ、均一に分散させることができ、強度及び導電率を向上させることができる。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が上述の（２）式を満足しているので、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒといった元素によって鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることを抑制できる。
ここで、本発明の銅合金トロリ線においては、さらに、
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
上記（３）式及び（４）式を満足することが好ましい。
この場合、上述の（３）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、結晶粒径の粗大化をさらに抑制することができ、摩耗特性及び疲労特性をさらに向上させることができる。また、上述の（４）式を満足しているので、鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることをさらに抑制することができる。
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
上記（３）式及び（４）式を満足することが好ましい。
この場合、上述の（３）式を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも、結晶粒径の粗大化をさらに抑制することができ、摩耗特性及び疲労特性をさらに向上させることができる。また、上述の（４）式を満足しているので、鋳造性が低下したり鋳造割れが発生したりすることをさらに抑制することができる。
また、本発明の銅合金トロリ線においては、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有していてもよい。
Ｂ，Ｃｒ，ＺｒのうちＢのみを意図的に添加した場合であっても、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内として、上述の（１）式及び（２）式、さらに（３）式及び（４）式を満足させることで、鋳造性が低下したり、鋳造割れが発生したりすることなく、高温に加熱保持した際の結晶粒の粗大化を抑制することができ、摩耗特性及び疲労特性を向上させることができる。
Ｂ，Ｃｒ，ＺｒのうちＢのみを意図的に添加した場合であっても、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内として、上述の（１）式及び（２）式、さらに（３）式及び（４）式を満足させることで、鋳造性が低下したり、鋳造割れが発生したりすることなく、高温に加熱保持した際の結晶粒の粗大化を抑制することができ、摩耗特性及び疲労特性を向上させることができる。
本発明の銅合金トロリ線の製造方法は、上述の銅合金トロリ線の製造方法であって、銅荒引線を連続的に製出する連続鋳造圧延工程と、得られた銅荒引線に対して溶体化処理を行う溶体化処理工程と、溶体化処理工程後の溶体化材に対して冷間加工を行って銅線材を製出する１次冷間加工工程と、前記銅線材に対して時効熱処理を実施する時効熱処理工程と、時効熱処理工程後の時効熱処理材に対して冷間加工を行う２次冷間加工工程と、を有し、前記溶体化処理工程では、保持温度が９００℃以上１０００℃以下の範囲内、前記保持温度での保持時間が３０分以上６００分以下の範囲内とされ、前記時効熱処理工程では、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下の範囲内、前記熱処理温度での保持時間が６０分以上１５００分以下の範囲内とされていることを特徴としている。
この構成の銅合金トロリ線の製造方法によれば、銅荒引線を連続的に製出する連続鋳造圧延工程と、得られた銅荒引線に対して溶体化処理を行う溶体化処理工程と、を備えており、前記溶体化処理工程は、保持温度が９００℃以上１０００℃以下の範囲内、前記保持温度での保持時間が３０分以上６００分以下の範囲内とされているので、連続鋳造圧延法によって製造された銅荒引線におけるＣｏ，Ｐの偏析を十分に解消することができる。
また、前記時効熱処理工程は、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下の範囲内、前記熱処理温度での保持時間が６０分以上１５００分以下の範囲内とされているので、時効処理を確実に行うことができ、Ｃｏ及びＰの析出物を十分に析出させることができる。よって、強度及び導電性に優れた銅合金トロリ線を製造することが可能となる。
また、前記時効熱処理工程は、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下の範囲内、前記熱処理温度での保持時間が６０分以上１５００分以下の範囲内とされているので、時効処理を確実に行うことができ、Ｃｏ及びＰの析出物を十分に析出させることができる。よって、強度及び導電性に優れた銅合金トロリ線を製造することが可能となる。
本発明によれば、Ｃｏ，Ｐ及びＳｎを含有する銅合金において、溶体化処理を行った場合でも、結晶粒径の粗大化を抑制でき、加工性及び高温伸びに優れ、且つ、強度及び導電率に優れた銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材、及び、摩耗特性及び疲労特性に優れた銅合金トロリ線、銅合金トロリ線の製造方法を提供することが可能となる。
以下に、本発明の実施形態について添付した図面を参照して説明する。
本発明の第一の実施形態である銅合金は、Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有しており、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、以下の（１）式及び（２）式を満足している。
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
さらに、本実施形態では、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量は、以下の（３）式及び（４）式を満足している。
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
なお、この銅合金においては、さらにＮｉ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種を含んでいてもよい。
また、さらにＺｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種以上を含んでいてもよい。
以下に、各元素の含有量を上述の範囲内に設定した理由について説明する。
また、さらにＺｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種以上を含んでいてもよい。
以下に、各元素の含有量を上述の範囲内に設定した理由について説明する。
（Ｃｏ）
Ｃｏは、Ｐとともに、銅の母相中に分散する析出物を形成する元素である。
ここで、Ｃｏの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満の場合には、析出物の個数が不足し、強度を充分に向上させることができないおそれがある。一方、Ｃｏの含有量が０．７０ｍａｓｓ％を超える場合には、強度の向上に寄与しない元素が多く存在し、導電率の低下等を招くおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｃｏの含有量を０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、析出物の個数を確実に確保するためには、Ｃｏの含有量の下限を０．１２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．２５ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。一方、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｃｏの含有量の上限を０．４０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．３６ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃｏは、Ｐとともに、銅の母相中に分散する析出物を形成する元素である。
ここで、Ｃｏの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満の場合には、析出物の個数が不足し、強度を充分に向上させることができないおそれがある。一方、Ｃｏの含有量が０．７０ｍａｓｓ％を超える場合には、強度の向上に寄与しない元素が多く存在し、導電率の低下等を招くおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｃｏの含有量を０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、析出物の個数を確実に確保するためには、Ｃｏの含有量の下限を０．１２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．２５ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。一方、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｃｏの含有量の上限を０．４０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．３６ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（Ｐ）
Ｐは、Ｃｏとともに、銅の母相中に分散する析出物を形成する元素である。Ｐの含有量が０．０２ｍａｓｓ％未満の場合には、析出物の個数が不足し、強度を充分に向上させることができないおそれがある。一方、Ｐの含有量が０．２０ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率の低下等を招くおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｐの含有量を０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、析出物の個数を確実に確保するためには、Ｐの含有量の下限を０．０４ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０８ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。一方、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｐの含有量の上限を０．１６ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．１４ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
Ｐは、Ｃｏとともに、銅の母相中に分散する析出物を形成する元素である。Ｐの含有量が０．０２ｍａｓｓ％未満の場合には、析出物の個数が不足し、強度を充分に向上させることができないおそれがある。一方、Ｐの含有量が０．２０ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率の低下等を招くおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｐの含有量を０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、析出物の個数を確実に確保するためには、Ｐの含有量の下限を０．０４ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０８ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。一方、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｐの含有量の上限を０．１６ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．１４ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（Ｓｎ）
Ｓｎは、銅の母相中に固溶することによって強度を向上させる作用を有する元素である。また、ＣｏとＰとを主成分とする析出物の析出を促進させる効果や、耐熱性、耐食性を向上させる作用も有する。
ここで、Ｓｎの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満の場合には、上述した作用効果を奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓｎの含有量が０．７０ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率を確保できなくなるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｓｎの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、上述した作用効果を確実に奏功せしめるためには、Ｓｎの含有量の下限を０．０１ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。一方、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｓｎの含有量の上限を０．５０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．１０ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓｎは、銅の母相中に固溶することによって強度を向上させる作用を有する元素である。また、ＣｏとＰとを主成分とする析出物の析出を促進させる効果や、耐熱性、耐食性を向上させる作用も有する。
ここで、Ｓｎの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満の場合には、上述した作用効果を奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓｎの含有量が０．７０ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率を確保できなくなるおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｓｎの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、上述した作用効果を確実に奏功せしめるためには、Ｓｎの含有量の下限を０．０１ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。一方、導電率の低下を確実に抑制するためには、Ｓｎの含有量の上限を０．５０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．１０ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒ）
これらＢ，Ｃｒ，Ｚｒは、高温で保持した際の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。これらＢ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量については、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、以下の（１）式及び（２）式で規定されている。
これらＢ，Ｃｒ，Ｚｒは、高温で保持した際の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。これらＢ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量については、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、以下の（１）式及び（２）式で規定されている。
Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）を満足しない場合には、高温で保持した際に結晶粒の粗大化を十分に抑制することができず、強度が低く、高温で脆化するおそれがあり、また加工性が低下するおそれがある。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００を満足しない場合には、鋳造性や導電率が低下したり、鋳造割れが発生したりするおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量は、上述の（１）式及び（２）式を満足する必要がある。
なお、高温で保持した際に結晶粒の粗大化をさらに抑制するためには、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）を満足することが好ましい。
さらに、鋳造性の低下や鋳造割れをさらに抑制するためには、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（４）式：Ｙ＜４００を満足することが好ましい。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００を満足しない場合には、鋳造性や導電率が低下したり、鋳造割れが発生したりするおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量は、上述の（１）式及び（２）式を満足する必要がある。
なお、高温で保持した際に結晶粒の粗大化をさらに抑制するためには、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）を満足することが好ましい。
さらに、鋳造性の低下や鋳造割れをさらに抑制するためには、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（４）式：Ｙ＜４００を満足することが好ましい。
（Ｎｉ及びＦｅ）
Ｎｉ及びＦｅは、Ｃｏ及びＰの化合物からなる析出物を微細化する作用効果を有する元素である。
ここで、Ｎｉの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満の場合あるいはＦｅの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満の場合には、上述した作用効果を確実に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｎｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％を超える場合あるいはＦｅの含有量が０．０７ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率を確保できなくなるおそれがある。
以上のことから、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉの含有量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下の範囲内に、Ｆｅを含有する場合には、Ｆｅの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下の範囲内とすることが好ましい。
Ｎｉ及びＦｅは、Ｃｏ及びＰの化合物からなる析出物を微細化する作用効果を有する元素である。
ここで、Ｎｉの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満の場合あるいはＦｅの含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満の場合には、上述した作用効果を確実に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｎｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％を超える場合あるいはＦｅの含有量が０．０７ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率を確保できなくなるおそれがある。
以上のことから、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉの含有量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下の範囲内に、Ｆｅを含有する場合には、Ｆｅの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下の範囲内とすることが好ましい。
（Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇ）
Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素は、Ｓと化合物を形成し、銅の母相中へのＳの固溶を抑制することで導電率を向上させる作用を有する元素である。
ここで、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素の含有量がそれぞれ上述の下限値未満の場合には、銅の母相中へのＳの固溶を抑制する作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素の含有量がそれぞれ上述の上限値を超える場合には、導電率を確保できなくなるおそれがある。
以上のことから、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素を含有する場合には、それぞれ上述の範囲内とすることが好ましい。
Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素は、Ｓと化合物を形成し、銅の母相中へのＳの固溶を抑制することで導電率を向上させる作用を有する元素である。
ここで、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素の含有量がそれぞれ上述の下限値未満の場合には、銅の母相中へのＳの固溶を抑制する作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素の含有量がそれぞれ上述の上限値を超える場合には、導電率を確保できなくなるおそれがある。
以上のことから、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇといった元素を含有する場合には、それぞれ上述の範囲内とすることが好ましい。
次に、上述の銅合金からなる銅合金部材の製造方法について説明する。図１に本発明の実施形態である銅合金部材の製造方法のフロー図を示す。
まず、上記の組成の銅合金からなる銅荒引線５０を連続鋳造圧延法によって連続的に製出する（連続鋳造圧延工程Ｓ０１）。この連続鋳造圧延工程Ｓ０１においては、例えば図２に示す連続鋳造圧延設備が用いられる。
まず、上記の組成の銅合金からなる銅荒引線５０を連続鋳造圧延法によって連続的に製出する（連続鋳造圧延工程Ｓ０１）。この連続鋳造圧延工程Ｓ０１においては、例えば図２に示す連続鋳造圧延設備が用いられる。
図２に示す連続鋳造圧延設備は、溶解炉Ａと、保持炉Ｂと、鋳造樋Ｃと、ベルトホイール式連続鋳造機Ｄと、連続圧延装置Ｅと、コイラーＦとを有している。
溶解炉Ａとして、本実施形態では、円筒形の炉本体を有するシャフト炉を用いている。
炉本体の下部には円周方向に複数のバーナ（図示なし）が上下方向に多段状に配備されている。そして、炉本体の上部から原料である電気銅が装入され、前記バーナの燃焼によって溶解され、銅溶湯が連続的に製出される。
炉本体の下部には円周方向に複数のバーナ（図示なし）が上下方向に多段状に配備されている。そして、炉本体の上部から原料である電気銅が装入され、前記バーナの燃焼によって溶解され、銅溶湯が連続的に製出される。
保持炉Ｂは、溶解炉Ａでつくられた銅溶湯を、所定の温度で保持したままで一旦貯留し、一定量の銅溶湯を鋳造樋Ｃに送るためのものである。
鋳造樋Ｃは、保持炉Ｂから送られた銅溶湯を、ベルトホイール式連続鋳造機Ｄの上方に配置されたタンディッシュ１１にまで移送するものである。この鋳造樋Ｃは、例えばＡｒ等の不活性ガス又は還元性ガスでシールされている。なお、この鋳造樋Ｃには、不活性ガスによって銅溶湯を攪拌して溶湯中の酸素等を除去する脱ガス手段（図示なし）が設けられている。
タンディッシュ１１は、ベルトホイール式連続鋳造機Ｄに銅溶湯を連続的に供給するために設けられた貯留槽である。このタンディッシュ１１の銅溶湯の流れ方向終端側には、注湯ノズル１２が配置されており、この注湯ノズル１２を介してタンディッシュ１１内の銅溶湯がベルトホイール式連続鋳造機Ｄへと供給される構成とされている。
ここで、本実施形態では、鋳造樋Ｃ及びタンディッシュ１１に合金元素添加手段（図示なし）が設けられており、銅溶湯中に、上述の元素（Ｃｏ，Ｐ、Ｓｎ等）が添加される構成とされている。
ベルトホイール式連続鋳造機Ｄは、外周面に溝が形成された鋳造輪１３と、この鋳造輪１３の外周面の一部に接触するように周回移動される無端ベルト１４とを有している。このベルトホイール式連続鋳造機Ｄにおいては、前記溝と無端ベルト１４との間に形成された空間に注湯ノズル１２を介して銅溶湯が注入され、この銅溶湯を冷却・固化することで、棒状の銅合金鋳塊２１を連続的に鋳造するものである。
このベルトホイール式連続鋳造機Ｄの下流側には、連続圧延装置Ｅが連結されている。
この連続圧延装置Ｅは、ベルトホイール式連続鋳造機Ｄから製出された銅合金鋳塊２１を連続的に圧延して、所定の外径の銅荒引線５０を製出するものである。
この連続圧延装置Ｅから製出された銅荒引線５０は、洗浄冷却装置１５及び探傷器１６を介してコイラーＦに巻き取られる。
ここで、上述の連続鋳造圧延設備によって製出される銅荒引線５０の外径は、例えば８ｍｍ以上４０ｍｍ以下とされており、本実施形態では２７ｍｍとされている。
この連続圧延装置Ｅは、ベルトホイール式連続鋳造機Ｄから製出された銅合金鋳塊２１を連続的に圧延して、所定の外径の銅荒引線５０を製出するものである。
この連続圧延装置Ｅから製出された銅荒引線５０は、洗浄冷却装置１５及び探傷器１６を介してコイラーＦに巻き取られる。
ここで、上述の連続鋳造圧延設備によって製出される銅荒引線５０の外径は、例えば８ｍｍ以上４０ｍｍ以下とされており、本実施形態では２７ｍｍとされている。
次に、得られた銅荒引線５０に対して、溶体化処理を行う（溶体化処理工程Ｓ０２）。この溶体化処理工程Ｓ０２においては、大気雰囲気下で、保持温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲内、保持時間を３０分以上６００分以下の範囲内の条件で加熱する。
なお、この溶体化処理工程Ｓ０２後の溶体化材においては、導電率が４５％以下とされている。
なお、この溶体化処理工程Ｓ０２後の溶体化材においては、導電率が４５％以下とされている。
次に、溶体化処理工程Ｓ０２後の溶体化材に対して冷間加工を実施する（冷間加工工程Ｓ０３）。この冷間加工工程Ｓ０３においては、加工率を１０％以上９９％以下の範囲内とすることが好ましい。なお、加工方法は、伸線、圧延等の各種手段を用いることができる。
次に、冷間加工工程Ｓ０３後の冷間加工材に対して時効熱処理を実施する（時効熱処理工程Ｓ０４）。この時効熱処理工程Ｓ０４によって、ＣｏとＰとを主成分とする化合物からなる析出物を析出させる。
ここで、時効熱処理工程Ｓ０４では、熱処理温度が２００℃以上７００℃以下、保持時間が１時間以上３０時間以下の条件で実施される。
ここで、時効熱処理工程Ｓ０４では、熱処理温度が２００℃以上７００℃以下、保持時間が１時間以上３０時間以下の条件で実施される。
上述の工程により、本実施形態である銅合金からなる銅合金部材が製造されることになる。
なお、必要に応じて、時効熱処理工程Ｓ０４後にさらに冷間加工及び熱処理を実施してもよい。
なお、必要に応じて、時効熱処理工程Ｓ０４後にさらに冷間加工及び熱処理を実施してもよい。
以上のような構成とされた本実施形態である銅合金によれば、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）を満足しているので、これらの元素によって、高温に加熱保持した場合でも結晶粒径が粗大化されることが抑制され、伸線性及び高温伸びに優れている。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、強度及び導電率を向上させることができる。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００を満足しているので、鋳造性の低下や鋳造割れ等の発生を抑制することができる。
一方、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量が、（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００を満足しているので、鋳造性の低下や鋳造割れ等の発生を抑制することができる。
ここで、本実施形態である銅合金においては、（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）を満足しているので、高温に加熱保持した場合でも結晶粒径が粗大化されることをさらに抑制することができる。
また、（４）式：Ｙ＜４００を満足しているので、鋳造性の低下をさらに抑制することができる。
また、（４）式：Ｙ＜４００を満足しているので、鋳造性の低下をさらに抑制することができる。
また、本実施形態において、さらにＮｉ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のいずれか１種以上を含む場合には、Ｎｉ，Ｆｅによって、Ｃｏ及びＰの化合物を微細化することができ、さらなる強度の向上を図ることができる。
また、本実施形態において、さらにＺｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種以上を含む場合には、例えば銅材料のリサイクル過程で混入するＳを、Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇによって無害化することができ、中間温度脆性を防止し、銅合金部材の強度及び延性を向上させることができる。
また、本実施形態では、溶体化処理工程Ｓ０２後の溶体化材において、導電率が４５％以下とされているので、十分に溶体化がなされている。よって、その後の時効熱処理工程Ｓ０４によって析出物を微細且つ均一に分散させることができ、強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
（第二の実施形態）
次に、本発明の第二の実施形態について説明する。
本発明の第二の実施形態である銅合金は、Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらにＢを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有している。
すなわち、第一の実施形態において、Ｂ，Ｃｒ，ＺｒのうちＢのみを添加しているのである。なお、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有するとともに、上述した（１）式、（２）式、（３）式、（４）式を満足するものとされている。
次に、本発明の第二の実施形態について説明する。
本発明の第二の実施形態である銅合金は、Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらにＢを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有している。
すなわち、第一の実施形態において、Ｂ，Ｃｒ，ＺｒのうちＢのみを添加しているのである。なお、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有するとともに、上述した（１）式、（２）式、（３）式、（４）式を満足するものとされている。
なお、第一の実施形態と同様に、さらにＮｉ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種を含んでいてもよい。
また、さらにＺｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種以上を含んでいてもよい。
また、さらにＺｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種以上を含んでいてもよい。
ここで、Ｂは、上述のように、高温で保持した際の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。
Ｂの含有量を５ｍａｓｓｐｐｍ以上とすることで、上述の結晶粒の粗大化を抑制する作用効果を奏することができる。一方、Ｂの含有量を１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることで、鋳造性、加工性の低下を抑制することができる。
以上のことから、本実施形態では、Ｂの含有量を５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内に設定している。
なお、上述した作用効果を確実に奏功せしめるためには、Ｂの含有量の下限を１０ｍａｓｓｐｐｍとすることが好ましく、１５ｍａｓｓｐｐｍ以上とすることがさらに好ましい。一方、鋳造性、加工性の低下を確実に抑制するためには、Ｂの含有量の上限を２００ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることが好ましく、１００ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがさらに好ましい。
Ｂの含有量を５ｍａｓｓｐｐｍ以上とすることで、上述の結晶粒の粗大化を抑制する作用効果を奏することができる。一方、Ｂの含有量を１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることで、鋳造性、加工性の低下を抑制することができる。
以上のことから、本実施形態では、Ｂの含有量を５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内に設定している。
なお、上述した作用効果を確実に奏功せしめるためには、Ｂの含有量の下限を１０ｍａｓｓｐｐｍとすることが好ましく、１５ｍａｓｓｐｐｍ以上とすることがさらに好ましい。一方、鋳造性、加工性の低下を確実に抑制するためには、Ｂの含有量の上限を２００ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることが好ましく、１００ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがさらに好ましい。
次に、上述の銅合金からなる銅合金部材の製造方法について説明する。図３に本発明の実施形態である銅合金部材の製造方法のフロー図を示す。
まず、上述の組成となるように各種原料を秤量し、真空溶解炉を用いて原料を溶解し、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入し、上述の組成の銅合金からなる銅合金鋳塊を製出する（溶解鋳造工程Ｓ１１）。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
まず、上述の組成となるように各種原料を秤量し、真空溶解炉を用いて原料を溶解し、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入し、上述の組成の銅合金からなる銅合金鋳塊を製出する（溶解鋳造工程Ｓ１１）。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
なお、この銅合金鋳塊においては、加工率５０％の冷間圧延を施し、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の平均結晶粒径が４００μｍ以下とされている。
また、この銅合金鋳塊においては、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下とされている。
また、この銅合金鋳塊においては、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下とされている。
次に、得られた銅合金鋳塊に対して、溶体化処理を行う（溶体化処理工程Ｓ１２）。この溶体化処理工程Ｓ１２においては、大気雰囲気下で、保持温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲内、保持時間を３０分以上６００分以下の範囲内の条件で加熱する。
なお、この溶体化処理工程Ｓ１２後の溶体化材においては、導電率が４５％以下とされている。
なお、この溶体化処理工程Ｓ１２後の溶体化材においては、導電率が４５％以下とされている。
次に、溶体化処理工程Ｓ１２後に熱間加工を行う（熱間加工工程Ｓ１３）。この熱間加工工程Ｓ１３においては、熱間加工温度は、７００℃以上１０００℃以下の範囲内、加工率は１０％以上９９％以下の範囲内とすることが好ましい。また、加工後には、水冷等によって急冷を行う。
次に、熱間加工工程Ｓ１３の後の熱間加工材に対して冷間加工を実施する（冷間加工工程Ｓ１４）。この冷間加工工程Ｓ１４においては、加工率を１０％以上９９％以下の範囲内とすることが好ましい。なお、加工方法は、伸線、圧延等の各種手段を用いることができる。
次に、冷間加工工程Ｓ１４後の冷間加工材に対して時効熱処理を実施する（時効熱処理工程Ｓ１５）。この時効熱処理工程Ｓ１５によって、ＣｏとＰとを主成分とする化合物からなる析出物を析出させる。
ここで、時効熱処理工程Ｓ１５では、熱処理温度が２００℃以上７００℃以下、保持時間が１時間以上３０時間以下の条件で実施される。
ここで、時効熱処理工程Ｓ１５では、熱処理温度が２００℃以上７００℃以下、保持時間が１時間以上３０時間以下の条件で実施される。
上述の工程により、本実施形態である銅合金からなる銅合金部材が製造されることになる。
なお、必要に応じて、時効熱処理工程Ｓ１５後にさらに冷間加工及び熱処理を実施してもよい。
なお、必要に応じて、時効熱処理工程Ｓ１５後にさらに冷間加工及び熱処理を実施してもよい。
以上のような構成とされた本実施形態である銅合金によれば、Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらにＢを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有しているので、Ｂによって、高温に加熱保持した場合でも結晶粒径が粗大化されることが抑制され、加工性及び高温伸びに優れている。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、強度及び導電率を向上させることができる。さらに、Ｂの含有量が１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下とされているので、鋳造性の低下や鋳造割れ等の発生を抑制することができる。
また、本実施形態の銅合金鋳塊においては、加工率５０％の冷間圧延を施し、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の平均結晶粒径が４００μｍ以下とされているので、高温保持時における結晶粒の粗大化が抑制されており、溶体化処理工程Ｓ１３において高温条件で実施して溶体化を十分に行っても、結晶粒の粗大化による加工性の低下や高温脆化等を抑制することができる。
さらに、本実施形態の銅合金鋳塊においては、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下とされているので、十分に溶体化処理を行うことが可能である。
よって、溶体化処理を高温条件で行うことで、その後の時効熱処理工程Ｓ１５で、ＣｏとＰとを主成分とする化合物からなる析出物を微細、かつ、均一に分散させることが可能となり、強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
さらに、本実施形態の銅合金鋳塊においては、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下とされているので、十分に溶体化処理を行うことが可能である。
よって、溶体化処理を高温条件で行うことで、その後の時効熱処理工程Ｓ１５で、ＣｏとＰとを主成分とする化合物からなる析出物を微細、かつ、均一に分散させることが可能となり、強度及び導電率に優れた銅合金部材を得ることができる。
（第三の実施形態）
次に、本発明の第三の実施形態について説明する。
本発明の第三の実施形態である銅合金トロリ線は、Ｃｏ；０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有しており、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、以下の（１）式及び（２）式を満足している。
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
次に、本発明の第三の実施形態について説明する。
本発明の第三の実施形態である銅合金トロリ線は、Ｃｏ；０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有しており、Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、以下の（１）式及び（２）式を満足している。
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
さらに、本実施形態では、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量は、以下の（３）式及び（４）式を満足している。
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
なお、本実施形態においては、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有するとともに、上述した（１）式、（２）式、（３）式、（４）式を満足するものとされていてもよい。
ここで、本実施形態においては、トロリ線としての特性（強度及び導電率）を確保するために、Ｃｏの含有量を０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下の範囲内、Ｐの含有量を０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下の範囲内、Ｓｎの含有量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下の範囲内に設定している。
なお、本実施形態である銅合金トロリ線においては、引張強度が５３２ＭＰａ以上、かつ、導電率が７６％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。
なお、本実施形態である銅合金トロリ線においては、引張強度が５３２ＭＰａ以上、かつ、導電率が７６％ＩＡＣＳ以上であることが好ましい。
そして、本実施形態においては、結晶粒径の粗大化を抑制し、摩耗特性及び疲労特性を向上させるために、第一の実施形態と同様に、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、上述した（１）式、（２）式、（３）式、（４）式を満足するものとしている。
また、結晶粒径の粗大化を抑制し、摩耗特性及び疲労特性を向上させるために、第一の実施形態と同様に、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有してもよい。
また、結晶粒径の粗大化を抑制し、摩耗特性及び疲労特性を向上させるために、第一の実施形態と同様に、Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有してもよい。
次に、上述の銅合金からなる銅合金トロリ線の製造方法について説明する。図４に本発明の実施形態である銅合金トロリ線の製造方法のフロー図を示す。
まず、上記の組成の銅合金からなる銅荒引線を連続鋳造圧延法によって連続的に製出する（連続鋳造圧延工程Ｓ２１）。この連続鋳造圧延工程Ｓ２１においては、第一の実施形態と同様に、例えば図２に示す連続鋳造圧延設備が用いられる。
ここで、上述の連続鋳造圧延設備によって製出される銅荒引線の外径は、例えば８ｍｍ以上４０ｍｍ以下とされており、本実施形態では２７ｍｍとされている。
まず、上記の組成の銅合金からなる銅荒引線を連続鋳造圧延法によって連続的に製出する（連続鋳造圧延工程Ｓ２１）。この連続鋳造圧延工程Ｓ２１においては、第一の実施形態と同様に、例えば図２に示す連続鋳造圧延設備が用いられる。
ここで、上述の連続鋳造圧延設備によって製出される銅荒引線の外径は、例えば８ｍｍ以上４０ｍｍ以下とされており、本実施形態では２７ｍｍとされている。
次に、得られた銅荒引線に対して、溶体化処理を行う（溶体化処理工程Ｓ２２）。この溶体化処理工程Ｓ２２においては、大気雰囲気下で、保持温度を９００℃以上１０００℃以下の範囲内、保持時間を３０分以上６００分以下の範囲内の条件で加熱する。
なお、この溶体化処理工程Ｓ２２後の溶体化材においては、導電率が４５％以下とされている。
なお、この溶体化処理工程Ｓ２２後の溶体化材においては、導電率が４５％以下とされている。
次に、溶体化処理工程Ｓ２２後の溶体化材に対して冷間加工して銅線材を得る（１次冷間加工工程Ｓ２３）。この１次冷間加工工程Ｓ２３においては、加工率を５％以上９０％以下の範囲内とすることが好ましい。なお、加工方法は、冷間伸線、皮剥ぎ、溝付き伸線、圧延等の各種手段を用いることができる。
次に、１次冷間加工工程Ｓ２３後の銅線材に対して時効熱処理を実施する（時効熱処理工程Ｓ２４）。この時効熱処理工程Ｓ２４によって、ＣｏとＰとを主成分とする化合物からなる析出物を析出させる。
ここで、時効熱処理工程Ｓ２４では、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下、保持時間が６０分以上１５００分以下の条件で実施される。
この時効熱処理工程Ｓ２４によって得られる時効熱処理材においては、導電率が７６ＩＡＣＳ％以上であることが好ましい。
ここで、時効熱処理工程Ｓ２４では、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下、保持時間が６０分以上１５００分以下の条件で実施される。
この時効熱処理工程Ｓ２４によって得られる時効熱処理材においては、導電率が７６ＩＡＣＳ％以上であることが好ましい。
次に、時効熱処理工程Ｓ２４後の時効熱処理材に対して、さらに冷間加工を実施する（２次冷間加工工程Ｓ２５）。この２次冷間加工工程Ｓ２５においては、加工率を５％以上 ９０％以下の範囲内とすることが好ましい。なお、加工方法は、冷間伸線、溝付き伸線、圧延等の各種手段を用いることができる。
上述の工程により、本実施形態である銅合金からなる銅合金トロリ線が製造されることになる。
なお、必要に応じて、２次冷間加工工程Ｓ２５の後に、さらに熱処理及び冷間加工を実施してもよい。
なお、必要に応じて、２次冷間加工工程Ｓ２５の後に、さらに熱処理及び冷間加工を実施してもよい。
以上のような構成とされた本実施形態である銅合金トロリ線によれば、Ｃｏ；０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有しているので、トロリ線として要求される強度及び導電率を満足することができる。
また、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒによって、高温に加熱保持した場合でも結晶粒径の粗大化を抑制でき、摩耗特性及び疲労特性を向上させることができる。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、強度及び導電率をさらに向上させることができる。
また、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒによって、高温に加熱保持した場合でも結晶粒径の粗大化を抑制でき、摩耗特性及び疲労特性を向上させることができる。また、十分な溶体化処理を行うことが可能となり、強度及び導電率をさらに向上させることができる。
さらに、本実施形態の銅合金トロリ線の製造方法においては、銅荒引線を連続的に製出する連続鋳造圧延工程Ｓ２１と、得られた銅荒引線に対して溶体化処理を行う溶体化処理工程Ｓ２２と、を備えており、溶体化処理工程Ｓ２２においては、保持温度が９００℃以上１０００℃以下の範囲内、保持温度での保持時間が３０分以上６００分以下の範囲内とされているので、連続鋳造圧延法によって製造された銅荒引線におけるＣｏ，Ｐの偏析を十分に解消することができる。
また、時効熱処理工程Ｓ２４においては、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下の範囲内、熱処理温度での保持時間が６０分以上１５００分以下の範囲内とされているので、時効処理を確実に行うことができ、Ｃｏ及びＰを析出させることができる。よって、強度及び導電性に優れた銅合金トロリ線を製造することが可能となる。
また、時効熱処理工程Ｓ２４においては、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下の範囲内、熱処理温度での保持時間が６０分以上１５００分以下の範囲内とされているので、時効処理を確実に行うことができ、Ｃｏ及びＰを析出させることができる。よって、強度及び導電性に優れた銅合金トロリ線を製造することが可能となる。
以上、本発明の実施形態である銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材、銅合金トロリ線について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
例えば、第一の実施形態及び第三の実施形態では、銅合金部材（銅合金トロリ線）の製造方法の一例として、図２に示すベルトホイール式連続鋳造機を用いたものとして説明したが、これに限定されることはなく、ツインベルト式の連続鋳造圧延機等を用いてもよい。また、上方連続鋳造機、横型連続鋳造機及びホットトップ連続鋳造機により連続鋳造線材を製造してもよい。
また、第二の実施形態のように、銅合金鋳塊を製造し、この銅合金鋳塊に溶体化処理を行ってもよい。
例えば、第一の実施形態及び第三の実施形態では、銅合金部材（銅合金トロリ線）の製造方法の一例として、図２に示すベルトホイール式連続鋳造機を用いたものとして説明したが、これに限定されることはなく、ツインベルト式の連続鋳造圧延機等を用いてもよい。また、上方連続鋳造機、横型連続鋳造機及びホットトップ連続鋳造機により連続鋳造線材を製造してもよい。
また、第二の実施形態のように、銅合金鋳塊を製造し、この銅合金鋳塊に溶体化処理を行ってもよい。
以下に、本発明の有効性を確認するために行った確認実験の結果について説明する。
＜実施例１＞
表１−３に示す組成となるように各種原料を秤量し、真空溶解炉を用いて溶解した。原料溶落後１０分保持し、溶湯温度１２００℃にて不活性ガス雰囲気で鋳型に注湯して鋳塊寸法５０×８０×１５０ｍｍ（約５ｋｇ）の銅合金鋳塊を得た。
次に、銅合金鋳塊に対して、大気炉を用いて表４−６に示す条件で溶体化処理を行った。
溶体化処理後の溶体化材に対して、熱間圧延機を用いて加工率８０％で圧延し、その後水冷した。
得られた熱間圧延材を加工率８０％で冷間加工を行った後、大気炉を用いて５００℃で１時間保持の条件で時効熱処理を実施した。
表１−３に示す組成となるように各種原料を秤量し、真空溶解炉を用いて溶解した。原料溶落後１０分保持し、溶湯温度１２００℃にて不活性ガス雰囲気で鋳型に注湯して鋳塊寸法５０×８０×１５０ｍｍ（約５ｋｇ）の銅合金鋳塊を得た。
次に、銅合金鋳塊に対して、大気炉を用いて表４−６に示す条件で溶体化処理を行った。
溶体化処理後の溶体化材に対して、熱間圧延機を用いて加工率８０％で圧延し、その後水冷した。
得られた熱間圧延材を加工率８０％で冷間加工を行った後、大気炉を用いて５００℃で１時間保持の条件で時効熱処理を実施した。
（平均結晶粒径）
上述のようにして得られた銅合金鋳塊に対して、加工率５０％の冷間加工を施し、大気炉を用いて９５０℃で１時間保持した後水冷した。得られた試験片に対してエメリー紙及びバフにて研磨を行い、エッチング液でエッチング後、光学顕微鏡で適切な倍率で観察し、ＪＩＳ Ｈ０３２１に規定された面積法によって、平均結晶粒径を算出した。評価結果を表４−６に示す。
上述のようにして得られた銅合金鋳塊に対して、加工率５０％の冷間加工を施し、大気炉を用いて９５０℃で１時間保持した後水冷した。得られた試験片に対してエメリー紙及びバフにて研磨を行い、エッチング液でエッチング後、光学顕微鏡で適切な倍率で観察し、ＪＩＳ Ｈ０３２１に規定された面積法によって、平均結晶粒径を算出した。評価結果を表４−６に示す。
（高温伸び）
熱間圧延材から、ＪＩＳ Ｇ０５６７に規定する形状の試験片を採取し、５００℃にて引張試験を行い、伸びを評価した。評価結果を表４−６に示す。
熱間圧延材から、ＪＩＳ Ｇ０５６７に規定する形状の試験片を採取し、５００℃にて引張試験を行い、伸びを評価した。評価結果を表４−６に示す。
（強度）
時効熱処理後の銅合金部材から、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定する形状の試験片を採取し、常温で引張試験を行い、引張強度を評価した。評価結果を表４−６に示す。
時効熱処理後の銅合金部材から、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定する形状の試験片を採取し、常温で引張試験を行い、引張強度を評価した。評価結果を表４−６に示す。
（導電率）
時効熱処理後の銅合金部材を用いて、四端子法によって導電率を測定した。評価結果を表４−６に示す。
時効熱処理後の銅合金部材を用いて、四端子法によって導電率を測定した。評価結果を表４−６に示す。
（伸線性）
上述の熱間加工材に対して、加工８０％の冷間伸線を行い、直径４ｍｍの銅合金線に加工した。直径４ｍｍで伸線長さが１００ｍとなるまで伸線加工した際に断線した回数を評価し、１０ｍ当たりの断線回数に換算した値を伸線性とした。評価結果を表４−６に示す。
上述の熱間加工材に対して、加工８０％の冷間伸線を行い、直径４ｍｍの銅合金線に加工した。直径４ｍｍで伸線長さが１００ｍとなるまで伸線加工した際に断線した回数を評価し、１０ｍ当たりの断線回数に換算した値を伸線性とした。評価結果を表４−６に示す。
（鋳造性）
表に示す組成となるように各種原料を秤量し、これをアルミナ坩堝に３ｋｇ装入した。Ａｒガス雰囲気で溶解し、溶落後、１２００℃で２０分間保持した。別途準備したモールドに静かに注湯し、湯面上に生じた膜をアルミナ坩堝内に残存させ、この重量を測定した。評価結果を表４−６に示す。
表に示す組成となるように各種原料を秤量し、これをアルミナ坩堝に３ｋｇ装入した。Ａｒガス雰囲気で溶解し、溶落後、１２００℃で２０分間保持した。別途準備したモールドに静かに注湯し、湯面上に生じた膜をアルミナ坩堝内に残存させ、この重量を測定した。評価結果を表４−６に示す。
（鋳造割れ）
真空溶解炉にて１２００℃にて溶解後、図５に示すＨ字型金型に鋳造した。なお、このＨ字型金型は予め１００℃に予熱しておいた。大気中で室温まで冷却後、Ｈ字中央部分の割れの有無を評価した。評価結果を表４−６に示す。
真空溶解炉にて１２００℃にて溶解後、図５に示すＨ字型金型に鋳造した。なお、このＨ字型金型は予め１００℃に予熱しておいた。大気中で室温まで冷却後、Ｈ字中央部分の割れの有無を評価した。評価結果を表４−６に示す。
比較例１、２は、Ｂ，Ｚｒ，Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも少なく、平均結晶粒径が大きく、伸線性、高温伸び及び強度が不十分であった。
比較例３，４は、Ｂ，Ｚｒ，Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、鋳造性に劣っており、比較例３では鋳造割れも確認された。また、導電率も低くなった。
比較例５１は、Ｎｉ，Ｆｅの含有量が本発明の範囲よりも多く、比較例５１は、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇの含有量が本発明の範囲よりも多く、いずれも導電率が低くなった。
比較例３，４は、Ｂ，Ｚｒ，Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、鋳造性に劣っており、比較例３では鋳造割れも確認された。また、導電率も低くなった。
比較例５１は、Ｎｉ，Ｆｅの含有量が本発明の範囲よりも多く、比較例５１は、Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇの含有量が本発明の範囲よりも多く、いずれも導電率が低くなった。
これに対して、本発明例によれば、平均結晶粒径が小さく、伸線性および高温伸びに優れている。また、鋳造性も良好で鋳造割れも確認されなかった。さらに、強度及び導電性にも優れていた。
ここで、本発明例１−３においては、Ｃｒ及びＺｒを含有しておらず、鋳造性が特によかった。また、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇを添加した本発明例５１−６３においては、強度がさらに向上した。
ここで、本発明例１−３においては、Ｃｒ及びＺｒを含有しておらず、鋳造性が特によかった。また、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ａｇを添加した本発明例５１−６３においては、強度がさらに向上した。
以上のことから、本発明例によれば、溶体化処理を行った場合でも、結晶粒径の粗大化を抑制でき、伸線性及び高温伸びに優れ、且つ、強度及び導電率に優れた銅合金を提供可能であることが確認された。
＜実施例２＞
図２に示す連続鋳造圧延設備を用いて、表７に示す組成の銅荒引線（φ２７ｍｍ）を製造した。
次に、この銅荒引線に対して、大気炉を用いて表７に示す条件で溶体化処理を行った。
溶体化処理後の溶体化材に対して冷間伸線（加工率７７％）を行って銅線材を得た。
そして、この銅線材に対して、大気炉を用いて表７に示す条件で時効熱処理を行った。
次に、時効熱処理材に対して、銅荒引線からの全加工率が８１％となるように、冷間伸線を実施した。
図２に示す連続鋳造圧延設備を用いて、表７に示す組成の銅荒引線（φ２７ｍｍ）を製造した。
次に、この銅荒引線に対して、大気炉を用いて表７に示す条件で溶体化処理を行った。
溶体化処理後の溶体化材に対して冷間伸線（加工率７７％）を行って銅線材を得た。
そして、この銅線材に対して、大気炉を用いて表７に示す条件で時効熱処理を行った。
次に、時効熱処理材に対して、銅荒引線からの全加工率が８１％となるように、冷間伸線を実施した。
（強度）
銅合金トロリ線から、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定する形状の試験片を採取し、常温で引張試験を行い、引張強度を評価した。評価結果を表８に示す。
銅合金トロリ線から、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定する形状の試験片を採取し、常温で引張試験を行い、引張強度を評価した。評価結果を表８に示す。
（導電率）
銅合金トロリ線に対して、四端子法によって導電率を測定した。評価結果を表８に示す。
銅合金トロリ線に対して、四端子法によって導電率を測定した。評価結果を表８に示す。
（伸線性）
上述の銅荒引線に対して、加工率９９％の冷間伸線を行い、直径１ｍｍの銅線材に加工した。直径１ｍｍで伸線長さが５００ｍとなるまで伸線加工した際に断線した回数を評価し、１０ｍ当たりの断線回数に換算した値を伸線性とした。評価結果を表８に示す。
上述の銅荒引線に対して、加工率９９％の冷間伸線を行い、直径１ｍｍの銅線材に加工した。直径１ｍｍで伸線長さが５００ｍとなるまで伸線加工した際に断線した回数を評価し、１０ｍ当たりの断線回数に換算した値を伸線性とした。評価結果を表８に示す。
（硬さ）
得られた銅合金トロリ線から試験片を採取し、エメリー紙及びバフを用いて研磨を行い、エッチング液でエッチング後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定された方法にてビッカース硬さを測定した。５回測定を行い、平均値及び標準偏差を算出した。評価結果を表８に示す。なお、従来例については、合金組成が大きく異なることから硬さを測定しなかった。
得られた銅合金トロリ線から試験片を採取し、エメリー紙及びバフを用いて研磨を行い、エッチング液でエッチング後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定された方法にてビッカース硬さを測定した。５回測定を行い、平均値及び標準偏差を算出した。評価結果を表８に示す。なお、従来例については、合金組成が大きく異なることから硬さを測定しなかった。
（平均結晶粒径）
得られた銅合金トロリ線から試験片を採取し、エメリー紙及びバフを用いて研磨を行い、エッチング液でエッチング後、光学顕微鏡で観察し、ＪＩＳ Ｈ ０３２１に規定された面積法により、平均結晶粒径を算出した、評価結果を表８に示す。なお、従来例については、合金組成が大きく異なることから平均結晶粒径を測定しなかった。
得られた銅合金トロリ線から試験片を採取し、エメリー紙及びバフを用いて研磨を行い、エッチング液でエッチング後、光学顕微鏡で観察し、ＪＩＳ Ｈ ０３２１に規定された面積法により、平均結晶粒径を算出した、評価結果を表８に示す。なお、従来例については、合金組成が大きく異なることから平均結晶粒径を測定しなかった。
（ラボ疲労特性）
溶体化処理後の溶体化材から、幅１０ｍｍ，厚さ４ｍｍの板材を切り出し、加工率５０％で冷間圧延を行い、厚さを２ｍｍとした。その後、大気炉を用いて表７に示す条件で時効熱処理を実施し、加工率７５％で冷間圧延を行い、厚さ０．５ｍｍとし、シャーを用いて長さ６０ｍｍに切断した。そして、得られた試験片の端面のバリを１５００番のエメリー紙を用いて除去した。
そして、日本伸銅協会の薄板・条の疲労特性試験方法（ＪＣＢＡ Ｔ３０８：２００２）に準じて、薄板疲労試験機に試験片をセット長３０ｍｍでセットした。そして、周波数５０Ｈｚ、歪み振幅を変量させて、破断までの振動回数を計測した。
試験片のセット長さに対する振幅量の比率を歪振幅と定義し、歪振幅が６×１０−２の条件における破断寿命で評価した。具体的には、歪振幅が６×１０−２の条件で破断までの振動回数が１０７回以上のものを「Ａ」、１０７回未満のものを「Ｂ」と評価した。評価結果を表８に示す。
溶体化処理後の溶体化材から、幅１０ｍｍ，厚さ４ｍｍの板材を切り出し、加工率５０％で冷間圧延を行い、厚さを２ｍｍとした。その後、大気炉を用いて表７に示す条件で時効熱処理を実施し、加工率７５％で冷間圧延を行い、厚さ０．５ｍｍとし、シャーを用いて長さ６０ｍｍに切断した。そして、得られた試験片の端面のバリを１５００番のエメリー紙を用いて除去した。
そして、日本伸銅協会の薄板・条の疲労特性試験方法（ＪＣＢＡ Ｔ３０８：２００２）に準じて、薄板疲労試験機に試験片をセット長３０ｍｍでセットした。そして、周波数５０Ｈｚ、歪み振幅を変量させて、破断までの振動回数を計測した。
試験片のセット長さに対する振幅量の比率を歪振幅と定義し、歪振幅が６×１０−２の条件における破断寿命で評価した。具体的には、歪振幅が６×１０−２の条件で破断までの振動回数が１０７回以上のものを「Ａ」、１０７回未満のものを「Ｂ」と評価した。評価結果を表８に示す。
（疲労特性）
図６に示す試験装置により、本発明例８２，比較例７１，従来例の疲労特性を評価した。図６に示すように、銅合金トロリ線の両端を固定して張力を付与し、銅合金トロリ線の長手方向中央部を加振し、破断するまでの加振回数を疲労寿命（回）とした。評価結果を図８に示す。
図６に示す試験装置により、本発明例８２，比較例７１，従来例の疲労特性を評価した。図６に示すように、銅合金トロリ線の両端を固定して張力を付与し、銅合金トロリ線の長手方向中央部を加振し、破断するまでの加振回数を疲労寿命（回）とした。評価結果を図８に示す。
（摩耗特性）
図７に示す試験装置により、銅合金トロリ線の摩耗特性を評価した。ディスクの外周面に銅合金トロリ線を巻き付け、ディスクを回転させてパンタグラフの摺り板（型版Ｔ３−２）に摺接させた。なお、パンタグライフは、銅合金トロリ線の摺接長さ２４０ｍ毎に振幅２００ｍｍでディスクの回転方向に対して直交する方向に移動させた。
本発明例８２，従来例において、２種類の摺り板（型版Ｔ３−２，Ｎ５Ｃ−５）を用いて、通電なし（注水なし）及び通電電流２００Ａ（注水あり）の２条件で摩耗試験を実施し、トロリ線の摩耗率を測定した結果を図９に示す。なお、摺動速度を２００ｋｍ／時間、試験時間２時間である。
図７に示す試験装置により、銅合金トロリ線の摩耗特性を評価した。ディスクの外周面に銅合金トロリ線を巻き付け、ディスクを回転させてパンタグラフの摺り板（型版Ｔ３−２）に摺接させた。なお、パンタグライフは、銅合金トロリ線の摺接長さ２４０ｍ毎に振幅２００ｍｍでディスクの回転方向に対して直交する方向に移動させた。
本発明例８２，従来例において、２種類の摺り板（型版Ｔ３−２，Ｎ５Ｃ−５）を用いて、通電なし（注水なし）及び通電電流２００Ａ（注水あり）の２条件で摩耗試験を実施し、トロリ線の摩耗率を測定した結果を図９に示す。なお、摺動速度を２００ｋｍ／時間、試験時間２時間である。
本発明例においては、伸線性、強度及び導電率に優れていた。また、硬さが比較例よりも高く標準偏差も小さくなった。また、平均結晶粒径が比較例よりも小さくなった。そして、ラボ疲労特性評価の結果、比較例及び従来例よりも良好であった。
さらに、図６及び図７に示す測定装置を用いて、疲労特性及び摩耗特性を評価した結果、硬さが硬く、平均結晶粒径が小さい本発明例８２においては、従来例のトロリ線（ＰＨＣトロリ線）よりも良好であることが確認された。
また、本発明例８３−８６においては、溶体化処理工程及び時効熱処理工程の条件を変更したが、本発明の範囲内であれば、伸線性、強度及び導電率に優れ、かつ、硬さが硬く、平均結晶粒径が小さくなり、疲労特性及び摩耗特性に優れた銅合金トロリ線を製造可能であることが確認された。
以上のことから、本発明例によれば、強度及び導電率に優れ、且つ、従来よりも摩耗特性及び疲労特性に優れた銅合金トロリ線を提供可能であることが確認された。
さらに、図６及び図７に示す測定装置を用いて、疲労特性及び摩耗特性を評価した結果、硬さが硬く、平均結晶粒径が小さい本発明例８２においては、従来例のトロリ線（ＰＨＣトロリ線）よりも良好であることが確認された。
また、本発明例８３−８６においては、溶体化処理工程及び時効熱処理工程の条件を変更したが、本発明の範囲内であれば、伸線性、強度及び導電率に優れ、かつ、硬さが硬く、平均結晶粒径が小さくなり、疲労特性及び摩耗特性に優れた銅合金トロリ線を製造可能であることが確認された。
以上のことから、本発明例によれば、強度及び導電率に優れ、且つ、従来よりも摩耗特性及び疲労特性に優れた銅合金トロリ線を提供可能であることが確認された。
本発明は、例えば、自動車や機器の配線、トロリ線、ロボット用ワイヤ及び航空機用ワイヤ等に使用されるＣｏ，Ｐ及びＳｎを含有する析出強化型の銅合金、銅合金鋳塊及び銅合金溶体化材に関するものである。
上述のような要求特性を満足する高い強度と高い導電率とを備えた銅合金からなる銅合金線として、例えば特許文献１−３に示すように、Ｃｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金線が提案されている。これらの銅合金線は、Ｃｏ及びＰの化合物を銅の母相中に析出させることによって、導電率を確保したまま、強度の向上を図ることが可能となる。
ところで、上述の特許文献１−３に記載されたＣｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金線を製造する場合には、ビレットと呼ばれる断面積の大きな鋳塊を製出し、このビレットを再加熱して熱間押出し、その後、さらに伸線加工等を行う方法が実施されている。しかしながら、断面積の大きな鋳塊を製出した後に熱間押出を行って銅合金を製造する場合、鋳塊のサイズによって得られる銅合金の長さが制限されることになり、長尺の銅合金線（銅合金トロリ線）を得ることができなかった。また、生産効率が悪いといった問題があった。
ここで、本発明者らが検討した結果、連続鋳造圧延法で製造された銅合金線は、熱間押出工程を含む製造方法によって製造された銅合金線に比べて、Ｃｏ，Ｐの偏析が大きいことが判明した。そこで、特許文献４には、ＣｏとＰの比率を規定することにより、Ｃｏ、Ｐの偏析を抑制し、引張強度及び導電性を向上させる技術が提案されている。
ところで、特許文献４においては、主成分であるＣｏ及びＰの比率を規定することで、Ｃｏ、Ｐの偏析を抑制しているが、これらの偏析を抑制するためには、連続鋳造圧延法又は連続鋳造法によって製造された連続鋳造線材に対して、溶体化処理を行うことも効果的である。また、ビレット等の銅合金鋳塊においても、Ｃｏ、Ｐの偏析を抑制するために、十分な溶体化処理を行うことが好ましい。
ただし、上述のＣｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金からなる連続鋳造線材や銅合金鋳塊に対して溶体化処理を行った場合、結晶粒径が粗大化し、その後の加工性が大きく低下するといった問題があった。また、高温時に脆化して伸びが低下し、割れが生じやすいといった問題があった。
ただし、上述のＣｏ、Ｐ及びＳｎを含有する銅合金からなる連続鋳造線材や銅合金鋳塊に対して溶体化処理を行った場合、結晶粒径が粗大化し、その後の加工性が大きく低下するといった問題があった。また、高温時に脆化して伸びが低下し、割れが生じやすいといった問題があった。
本発明は、以上のような事情を背景としてなされたものであって、Ｃｏ，Ｐ及びＳｎを含有する銅合金において、溶体化処理を行った場合でも、結晶粒径の粗大化を抑制でき、加工性及び高温伸びに優れ、且つ、強度及び導電率に優れた銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材を提供することを目的としている。
本発明によれば、Ｃｏ，Ｐ及びＳｎを含有する銅合金において、溶体化処理を行った場合でも、結晶粒径の粗大化を抑制でき、加工性及び高温伸びに優れ、且つ、強度及び導電率に優れた銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材を提供することが可能となる。
以上、本発明の実施形態である銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
例えば、第一の実施形態では、銅合金部材の製造方法の一例として、図２に示すベルトホイール式連続鋳造機を用いたものとして説明したが、これに限定されることはなく、ツインベルト式の連続鋳造圧延機等を用いてもよい。また、上方連続鋳造機、横型連続鋳造機及びホットトップ連続鋳造機により連続鋳造線材を製造してもよい。
また、第二の実施形態のように、銅合金鋳塊を製造し、この銅合金鋳塊に溶体化処理を行ってもよい。
例えば、第一の実施形態では、銅合金部材の製造方法の一例として、図２に示すベルトホイール式連続鋳造機を用いたものとして説明したが、これに限定されることはなく、ツインベルト式の連続鋳造圧延機等を用いてもよい。また、上方連続鋳造機、横型連続鋳造機及びホットトップ連続鋳造機により連続鋳造線材を製造してもよい。
また、第二の実施形態のように、銅合金鋳塊を製造し、この銅合金鋳塊に溶体化処理を行ってもよい。
（鋳造割れ）
真空溶解炉にて１２００℃にて溶解後、図４に示すＨ字型金型に鋳造した。なお、このＨ字型金型は予め１００℃に予熱しておいた。大気中で室温まで冷却後、Ｈ字中央部分の割れの有無を評価した。評価結果を表４−６に示す。
真空溶解炉にて１２００℃にて溶解後、図４に示すＨ字型金型に鋳造した。なお、このＨ字型金型は予め１００℃に予熱しておいた。大気中で室温まで冷却後、Ｈ字中央部分の割れの有無を評価した。評価結果を表４−６に示す。
Claims (12)
- Ｃｏ；０．０５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
上記（１）式及び（２）式を満足することを特徴とする銅合金。 - さらに、
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
上記（３）式及び（４）式を満足することを特徴とする請求項１に記載の銅合金。 - Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の銅合金。
- さらに、Ｎｉ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ；０．００５ｍａｓｓ％以上０．０７ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の銅合金。
- さらに、Ｚｎ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下、Ａｇ；０．００２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の銅合金。
- 請求項１から請求項５のいずれか一項に記載された銅合金の組成を有する銅合金鋳塊であって、
加工率５０％の冷間圧延を施し、９５０℃で１時間の熱処理を行った後の平均結晶粒径が４００μｍ以下であることを特徴とする銅合金鋳塊。 - ９５０℃で１時間の熱処理を行った後の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下であることを特徴とする請求項６に記載の銅合金鋳塊。
- 請求項１から請求項５のいずれか一項に記載された銅合金の組成を有する銅合金溶体化材であって、
導電率が４５％ＩＡＣＳ以下であることを特徴とする銅合金溶体化材。 - Ｃｏ；０．１２ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｐ；０．０４ｍａｓｓ％以上０．１６ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ；０．０１ｍａｓｓ％以上０．５０ｍａｓｓ％以下、を含み、さらに、Ｂ，Ｃｒ，Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｂの含有量をＸ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｃｒの含有量をＹ（ｍａｓｓｐｐｍ）、Ｚｒの含有量をＺ（ｍａｓｓｐｐｍ）としたときに、
（１）式：１≦（Ｘ／５）＋（Ｙ／５０）＋（Ｚ／１００）
（２）式：Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０００
上記（１）式及び（２）式を満足することを特徴とする銅合金トロリ線。 - さらに、
（３）式：１≦（２Ｘ／５）＋（２Ｙ／５０）
（４）式：Ｙ＜４００
上記（３）式及び（４）式を満足することを特徴とする請求項９に記載の銅合金トロリ線。 - Ｂを５ｍａｓｓｐｐｍ以上１０００ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内で含有することを特徴とする請求項９又は請求項１０に記載の銅合金トロリ線。
- 請求項９から請求項１１のいずれか一項に記載の銅合金トロリ線の製造方法であって、
銅荒引線を連続的に製出する連続鋳造圧延工程と、得られた銅荒引線に対して溶体化処理を行う溶体化処理工程と、溶体化処理工程後の溶体化材に対して冷間加工を行って銅線材を製出する１次冷間加工工程と、前記銅線材に対して時効熱処理を実施する時効熱処理工程と、時効熱処理工程後の時効熱処理材に対して冷間加工を行う２次冷間加工工程と、を有し、
前記溶体化処理工程では、保持温度が９００℃以上１０００℃以下の範囲内、前記保持温度での保持時間が３０分以上６００分以下の範囲内とされ、
前記時効熱処理工程では、熱処理温度が３００℃以上６００℃以下の範囲内、前記熱処理温度での保持時間が６０分以上１５００分以下の範囲内とされていることを特徴とする銅合金トロリ線の製造方法。
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