JP5051927B2 - 高強度高導電銅合金管・棒・線材 - Google Patents

Description

本発明は、熱間押出を含む工程によって作られた高強度高導電銅合金管・棒・線材に関する。

従来から、銅は、その優れた電気・熱の伝導性を活かし、コネクタ、リレー、電極、接点、トロリ線、接続端子、溶接用チップ、モータに使われるローターバー、ワイヤハーネス、ロボットや航空機の配線材として様々な産業分野に使用されている。例えば、自動車のワイヤハーネスにも用いられているが、自動車は、地球温暖化に関して燃費を向上させるために、車体重量の軽量化が求められている。しかし、自動車の高度情報化、エレクトロニクス化、及びハイブリッド化により、ワイヤハーネスの使用重量は増大傾向にある。また、銅は高価な金属であり、自動車業界からコスト的にも使用量の低減要請がある。このために、高強度で高い導電性を有し、かつ耐屈曲性、延性に優れたワイヤハーネス用銅線材を用いれば銅の使用量を減らすことができ、軽量化及びコスト低減を行なうことができる。

このワイヤハーネスには、幾つかの種類があり、パワー系から微弱電流しか流れない信号系まで様々である。前者は純銅に近い導電性が先ず第１条件として求められ、後者は、特に高い強度が求められるので、用途に応じて強度と導電性のバランスが取れた銅線が必要となる。また、ロボット用、航空機用配電線等は、高強度・高導電であって、かつ耐屈曲性が求められる。これらの配電線用は、さらに耐屈曲性を増すため、銅線材は構造上、数本、数十本の細線からなるより線として使用されることが多い。ここで、本明細書では、線材とは、直径、又は対辺距離が６ｍｍ未満の製品を言い、線材が棒状に切断されていても、線材と称する。棒材は、直径又は対辺距離が６ｍｍ以上の製品を言い、棒材がコイル状であっても棒材と称する。一般に、材料の外径が太いものは、棒状に切断され、細いものはコイル状で製品が出荷される。しかし、直径又は対辺距離が、４〜１６ｍｍの場合、それらが混在しているのでここで定義する。また、棒材と線材を総称して棒線材と称する。

また、本発明の高強度高導電銅合金管・棒・線材（以下、高性能銅管・棒・線材と略す）は、用いられる用途によって、次のような特性が求められる。
コネクタ、バスバーは、コネクタの小型化によりオス側の細線化が進んでいるので、コネクタの抜き差しに耐えられる強度と導電性が求められる。使用中の温度上昇もあるので、耐応力緩和特性も必要である。
大電流が流れるリレー、電極、コネクタ、ブスバー、モータ等には、当然高い導電性が要求され、また、コンパクト化等のために高い強度が必要である。
ワイヤカット（放電加工）用線には、高導電、高強度、耐摩耗性、高温強度、耐久性が求められる。
トロリ線には、高導電、高強度が必要であり、使用中の耐久性、耐摩耗性、高温強度も求められる。一般にトロリ線と称されるが、直径２０ｍｍのものが多く、本明細書では棒の範疇に入る。
溶接用チップには、高導電、高強度、耐摩耗性、高温強度、耐久性、及び高い熱伝導性が求められる。

高信頼性の要求から、電気部材間、高速回転する部材間、自動車等振動が生じる部材間、銅材料とセラミックス等の非鉄金属間の接続は、はんだではなく、ろう付けを用いることが多くなっている。ろう材には、例えば、ＪＩＳ Ｚ ３２６１に記載されているＢａｇ−７等５６Ａｇ−２２Ｃｕ−１７Ｚｎ−５Ｓｎ合金ろうがあり、そのろう付け温度は６５０〜７５０℃の高温が推奨されている。このために、モータに使用されるローターバー、エンドリング、リレーや電極等には、短時間であるが、ろう付温度である７００℃の耐熱性が要求される。当然、電気用途に使われるので、ろう付け後も、高い導電性が望まれる。また、モータに使われるローターバーは、高速化により遠心力が大きくなるため、それに耐える強度が必要である。また、ハイブリッド車、電気自動車、及び太陽電池等に使われ高電流の流れるリレー、接点、電極についても、ろう付け後も高い導電性と高い強度が必要である。

電気部品、例えば留具、溶接用チップ、ターミナル、電極、リレー、パワーリレー、コネクタ、接続端子等は、棒材から切削、プレス、又は鍛造により製造され、高導電、高強度が求められる。溶接用チップ、電極、パワーリレーは、さらに耐摩耗性、高温強度、高い熱伝導性が求められる。これら電気部品は、接合の手段としてろう付けを用いることが多いので、例えば７００℃の高温加熱後も、高い強度と高い導電性を保持する耐熱特性が必要である。本明細書で、耐熱特性とは、５００℃以上の高温に加熱されても、再結晶し難く、加熱後の強度に優れていることをいう。ナット等の機械部品、又は水栓金具用途は、プレス、冷間鍛造が行なわれ、後加工に転造と切削が入る。特に、冷間での成形性、成形の容易性、高強度と耐摩耗性が必要であり、応力腐食割れが無いことが求められる。また、配管等との接続に、ろう付けが採用されることが多いので、ろう付け後の高い強度が求められる。

銅材料の内で、導電性に優れたＣ１１００、Ｃ１０２０、Ｃ１２２０を始めとする純銅は、強度が低いので、使用部分の断面積を増すために使用重量が大きくなる。また、高強度、高導電銅合金として、溶体化−時効・析出型合金であるＣｒ−Ｚｒ銅（１％Ｃｒ−０．１％Ｚｒ−Ｃｕ）がある。しかし、この合金は一般的に熱間押出した後、材料を再び９５０℃（９３０〜９９０℃）に加熱し、その直後に急冷、そして時効するという熱処理プロセスを経て棒材が作られ、様々な形状にさらに加工される。また、熱間押出後に押出棒材を熱間、又は冷間鍛造等の塑性加工後に９５０℃に加熱し、急冷、そして時効するという熱処理プロセスを経て製品が作られる。このように、９５０℃という高温のプロセスを経ることは、大きなエネルギーを必要とするばかりでなく、大気中で加熱すれば、酸化ロスが生じ、高温のため拡散が容易になるので、材料間にへばりつきが生じ、酸洗工程が必要になる。そのために、不活性ガス、又は真空中で、９５０℃で熱処理することになるが、それにはコストが高くなり、また、余分なエネルギーも必要となる。さらに、酸化ロスは防げるものの、へばりつきの問題は解決しない。またＣｒ−Ｚｒ銅は溶体化温度条件が狭く、冷却速度の感受性が高いので、特別な管理が必要である。かつ、多くの活性なＺｒ、Ｃｒを含むので溶解鋳造に制約を受ける。結果的に、特性は優れるものの高コストになる。

また、ＳｎとＩｎとを合計で０．１５〜０．８mass％含有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である銅材が知られている（例えば、特開２００４−１３７５５１号公報参照）。しかしながら、このような、銅材においては、強度が不十分である。

本発明は、上記問題を解消するものであり、高強度、高導電であり、かつ低コストである高強度高導電銅合金管・棒・線材を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明は、高強度高導電銅合金管・棒・線材において、０．１３〜０．３３mass％のＣｏと、０．０４４〜０．０９７mass％のＰと、０．００５〜０．８０mass％のＳｎと、０．００００５〜０．００５０mass％のＯとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、２．９≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）≦６．１の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、熱間押出を含む工程によって造られ、微細な析出物が均一に分散しており、前記析出物の平均粒径が１．５〜２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさであるものである。

本発明によれば、Ｃｏ及びＰの化合物が均一に析出することと、Ｓｎの固溶によって、高強度高導電銅合金管・棒・線材の強度と導電率が向上し、また、熱間押出によって製造するので低コストになる。また、微細析出物が均一に分散しているので、強度、耐熱特性が高く、導電性も良い。

また、高強度高導電銅合金管・棒・線材において、０．１３〜０．３３mass％のＣｏと、０．０４４〜０．０９７mass％のＰと、０．００５〜０．８０mass％のＳｎと、０．００００５〜０．００５０mass％のＯとを含有し、かつ０．０１〜０．１５mass％のＮｉ、又は０．００５〜０．０７mass％のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、２．９≦（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）≦６．１、及び０．０１５≦１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ］の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、熱間押出を含む工程によって造られ、微細な析出物が均一に分散しており、前記析出物の平均粒径が１．５〜２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさであるものである。これにより、Ｎｉ及びＦｅによってＣｏ、Ｐ等の析出物が微細となり、高強度高導電銅合金管・棒・線材の強度及び耐熱特性が向上する。また、微細析出物が均一に分散しているので、強度、耐熱特性が高く、導電性も良い。

０．００３〜０．５mass％のＺｎ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００３〜０．５mass％のＡｇ、０．００２〜０．３mass％のＡｌ、０．００２〜０．２mass％のＳｉ、０．００２〜０．３mass％のＣｒ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有することが望ましい。これにより、銅材料のリサイクル過程で混入するＳをＺｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒによって無害化し、中間温度脆性を防止し、合金をさらに強化するので、高強度高導電銅合金管・棒・線材の延性と強度が向上する。

前記熱間押出前にビレットが８４０〜９６０℃に加熱され、熱間押出後の８４０℃、又は押出材料温度から５００℃までの平均冷却速度が１５℃／秒以上であり、かつ、熱間押出後に、又は熱間押出後に冷間抽伸／伸線加工が行なわれる場合には前記冷間抽伸／伸線加工の前後、又は前記冷間抽伸／伸線加工の間に３７５〜６３０℃で０．５〜２４時間の熱処理ＴＨ１を施されることが望ましい。これにより、平均結晶粒径が小さく、析出物が微細に析出するので、高強度高導電銅合金管・棒・線材の強度が向上する。

前記熱間押出上がりでの平均結晶粒径が５〜７５μｍであることが望ましい。これにより、平均結晶粒径が小さいので、高強度高導電銅合金管・棒・線材の強度が向上する。

前記熱間押出後から前記熱処理ＴＨ１までのトータルの冷間抽伸／伸線加工の加工率が７５％を超える場合、該熱処理ＴＨ１後の金属組織において、マトリックスの再結晶率が４５％以下であり、再結晶部の平均結晶粒径が、０．７〜７μｍであることが望ましい。これにより、細線、細棒、薄肉管において、熱間押出後から析出熱処理工程の間で、トータルの冷間加工率が７５％を超える場合、析出熱処理工程後の金属組織において、マトリックスの再結晶率が４５％以下であり、その再結晶部の平均結晶粒径が、０．７〜７μｍであると最終の高強度高導電銅合金管・棒・線材の強度を損なわずに延性、繰り返し曲げ性が向上する。

押出製造ロット内の引張強度のバラツキでの（最小引張強度／最大引張強度）の比が０．９以上であり、かつ、導電率のバラツキでの（最小導電率／最大導電率）の比が０．９以上であることが望ましい。これにより、引張強度と導電率のバラツキが小さいので、高強度高導電銅合金管・棒・線材の品質が向上する。

導電率が４５（％ＩＡＣＳ）以上で、導電率をＲ（％ＩＡＣＳ）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＬ（％）、としたとき、（Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４３００以上であることが望ましい。これにより、（Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４３００以上であり、強度と導電性のバランスに優れるので、管・棒・線材の径を細くし、又は厚みを薄くし低コストにすることができる。

４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上であることが望ましい。これにより、高温強度が高いので、高温状態で使用することができる。

７００℃で１２０秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は前記加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上であり、該加熱後の金属組織中の析出物の平均粒径が１．５〜２０ｎｍ又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下であり、該加熱後の金属組織中の再結晶化率が４５％以下であることが望ましい。これにより、耐熱特性に優れるので、高温状態に晒される環境で加工、使用することができる。また、短時間高温状態で加工後の強度低下が少ないので、管・棒・線材の径を細くし、又は厚みを薄くし低コストにすることができる。

冷間鍛造用途、又はプレス用途に使われることが望ましい。容易に冷間鍛造やプレスができ、微細析出物が均一に分散していることと、加工硬化とにより、強度が高くなり、導電性が良くなる。また、このプレス品、鍛造品においても、高温に曝されても高い強度を保持する。

冷間伸線加工又はプレス加工が行なわれ、冷間伸線加工又はプレス加工の間、及び／又は冷間伸線加工又はプレス加工の後に２００〜７００℃で０．００１秒〜２４０分の熱処理ＴＨ２を施されることにより製造されることが望ましい。これにより、線材の耐屈曲性、導電性が優れる。特に伸線やプレス等によって冷間加工率が高くなると、延性、耐屈曲性、導電性が劣るが、熱処理ＴＨ２を行なうことにより、延性、耐屈曲性、導電性が向上する。本明細書で耐屈曲性が優れているとは、例えば、外径が１．２ｍｍの線材の場合には、繰返し曲げ回数が１８回以上をいう。

本発明の実施形態に係る高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｋのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｌのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｍのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｎのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｐのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｑのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｒのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｓのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の製造工程Ｔのフロー図。 同高性能銅管・棒・線材の工程Ｋ３における析出物の金属組織写真。 同高性能銅管・棒・線材の工程Ｋ０の圧縮加工材における７００℃１２０秒加熱後の析出物の金属組織写真。

本発明の実施形態に係る高性能銅管・棒・線材について説明する。本発明では、請求項１乃至請求項４に係る高性能銅管・棒・線材における合金組成の第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金を提案する。合金組成を表すのに、本明細書において、［Ｃｏ］のように括弧付の元素記号は当該元素の含有量値（mass％）を示すものとする。また、第１乃至第３発明合金を総称して発明合金とよぶ。

第１発明合金は、０．１３〜０．３３mass％（好ましくは０．１５〜０．３２mass％、より好ましくは０．１６〜０．２９mass％）のＣｏと、０．０４４〜０．０９７mass％（好ましくは０．０４８〜０．０９４mass％、より好ましくは０．０５１〜０．０８９mass％）のＰと、０．００５〜０．８０mass％（好ましくは０．００５〜０．７０mass％、特に大きな強度を必要とせず、高い電気・熱伝導性を必要とする場合は０．００５〜０．０９５mass％がより好ましく、さらに好ましくは０．０1〜０．０４５mass％である。強度が必要な場合は０．１０〜０．７０mass％がより好ましく、さらに好ましくは０．１２〜０．６５mass％、最も好ましくは０．３２〜０．６５mass％である。）のＳｎと、０．００００５〜０．００５０mass％のＯと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ１＝（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）
として、Ｘ１が２．９〜６．１、好ましくは、３．１〜５．６、より好ましくは３．３〜５．０、最適には３．５〜４．３の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。

第２発明合金は、Ｃｏ、Ｐ、Ｓｎの組成範囲が第１発明合金と同一であり、かつ０．０１〜０．１５mass％（好ましくは０．０１５〜０．１３mass％、より好ましくは０．０２〜０．０９mass％）のＮｉ、又は０．００５〜０．０７mass％（好ましくは０．００８〜０．０５mass％、より好ましくは０．０１２〜０．０３５mass％）のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ２＝（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）
として、Ｘ２が２．９〜６．１、好ましくは、３．１〜５．６、より好ましくは３．３〜５．０、最適には３．５〜４．３の関係を有し、かつ、
Ｘ３＝１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］
として、Ｘ３が０．０１５〜［Ｃｏ］、好ましくは、０．０２５〜（０．８５×［Ｃｏ］）、より好ましくは０．０４〜（０．７×［Ｃｏ］）の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。

第３発明合金は、第１発明合金、又は第２発明合金の組成に、０．００３〜０．５mass％のＺｎ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００３〜０．５mass％のＡｇ、０．００２〜０．３mass％のＡｌ、０．００２〜０．２mass％のＳｉ、０．００２〜０.３mass％のＣｒ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有した合金組成である。

次に、高性能銅管・棒・線材の製造工程について説明する。原料を溶解してビレットを鋳造した後、ビレットを加熱して熱間押出を行い、丸棒を始め、パイプ（管）、ブスバーや多角形、又は断面が複雑な形状の棒材が作られる。この棒材、又は管材をさらに抽伸により引き抜いて、棒材、管材を細くし、また、伸線によって線材にする（この棒材を引き抜く抽伸と、線材を引き抜く伸線とを総称して抽伸／伸線と記す）。抽伸／伸線工程を行なわずに、熱間押出だけでもよい。

ビレットの加熱温度は、８４０〜９６０℃であり、押出後の８４０℃又は押出材の温度から５００℃までの平均冷却速度を１５℃／秒以上にする。熱間押出後に３７５〜６３０℃で０．５〜２４時間の熱処理ＴＨ１を行なってもよい。この熱処理ＴＨ１は、主に析出を目的としており、抽伸／伸線工程の間や抽伸／伸線工程後に行なってもよいし、複数回行ってもよい。この熱処理ＴＨ１は、棒材のプレス後又は鍛造後に行なってもよい。また、抽伸／伸線工程後に２００〜７００℃で、０．００１秒〜２４０分の熱処理ＴＨ２を行なってもよい。この熱処理ＴＨ２は、第１に細線、細棒等の前記ＴＨ1に相当する、又は高い冷間加工によって損なわれる延性、耐屈曲性の回復のための熱処理を目的とする。第２に、高い冷間加工によって損なわれる導電性の回復のための熱処理回復を目的としており、複数回行ってもよい。また、この熱処理後に再度、抽伸／伸線工程を行なってもよい。

次に各元素の添加理由について説明する。Ｃｏは、０．１３〜０．３３mass％が良く、好ましくは０．１５〜０．３２mass％であり、最適には０．１６〜０．２９mass％である。Ｃｏは、単独の添加では高強度・高導電性等は得られないが、Ｐ、Ｓｎとの共添加により熱・電気伝導性を損なわずに、高強度、高耐熱特性が得られる。Ｃｏの単独では、強度が多少向上する程度であり、顕著な効果はない。上限を越えると効果が飽和する。また、導電性が損なわれる。下限より少ないと、Ｐと共添加しても強度、耐熱特性が高められず、また、熱処理ＴＨ１後において、目的とする金属組織が形成されない。

Ｐは、０．０４４〜０．０９７mass％が良く、好ましくは０．０４８〜０．０９４mass％であり、最適には０．０５１〜０．０８９mass％である。Ｐは、Ｃｏ、Ｓｎとの共添加で、熱・電気伝導性を損なわずに、高強度、高耐熱特性が得られる。Ｐ単独では、湯流れ性、強度を向上させ、結晶粒を微細化させる。上限を越えると、上記効果（高強度、高耐熱特性）が飽和し、熱・電気伝導性が損なわれる。また、鋳造時、押出時に割れが生じ易くなる。また、延性、特に繰返し曲げ加工性が悪くなる。下限より少ないと、強度、耐熱特性が良くならず、また、熱処理ＴＨ１後において、目的とする金属組織が形成されない。

Ｃｏ、Ｐは、上述した組成範囲での共添加により、強度、耐熱特性、高温強度、耐摩耗性、熱間変形抵抗、変形能、導電性が良くなる。Ｃｏ、Ｐの組成が一方でも低い場合、上述したいずれの特性も、顕著な効果を発揮しない。多すぎる場合は、各々の単独添加の場合と同様に、熱間変形能の低下、熱間変形抵抗の増大、熱間加工割れ、曲げ加工割れ等の不具合が生じる。Ｃｏ、Ｐの両元素は、本発明の課題を達成するための必須元素であり、適正なＣｏ、Ｐ等の配合比率の元で、電気・熱伝導性を損なわずに、強度、耐熱特性、高温強度、耐摩耗性を向上させる。この組成範囲内において、Ｃｏ、Ｐの量が増えるに従ってＣｏ、Ｐの析出物が増え、これら諸特性が向上する。Ｃｏ：０．１３％、Ｐ：０．０４４％は、十分な強度、耐熱特性等を得るのに最低必要な量である。Ｃｏ、Ｐの両元素は、熱間押出後の再結晶粒の成長を抑制し、後述するマトリックスに固溶するＳｎとの相乗効果により、押出の先端から後端にまで高温にも拘らず、細かな結晶粒を維持させる。そして熱処理時、Ｃｏ、Ｐの微細析出物の形成が、Ｓｎにより耐熱性が高められたマトリックスの再結晶より先行し、強度および導電性の両特性に大きく寄与する。但し、その効果も、Ｃｏ：０．３３％、Ｐ：０．０９７％を超えると、ほとんど特性の向上は認められなくなり、却って前記したような欠点が生じ始める。

ＣｏとＰを主体とする析出物だけでは、強度が不足し、マトリックスの耐熱性がまだ不十分で、安定しない。Ｓｎはマトリックスに固溶し、０．００５mass％以上の少量の添加で、合金を強化する。そして高温で熱間押出される押出材の結晶粒を細かくし、結晶粒成長を抑制するので、押出後強制冷却されるまでの高温状態において、細かな結晶粒を維持する。これらのようにＳｎの固溶により、導電性を若干犠牲にしながら強度と耐熱性を向上させることができる。そしてＳｎはＣｏ、Ｐ等の溶体化感受性を低くする。押出後から強制冷却されるまでの高温状態において、また、２０℃／秒程度の強制冷却の過程において、Ｃｏ、Ｐの多くを固溶状態に留める。また熱処理時においても、ＣｏとＰを主体とする析出物をさらに微細に均一分散させる効果がある。また、硬さと強度に依存する耐摩耗性にも効果がある。

Ｓｎは、上述した組成範囲（０．００５〜０．８０mass％）が求められる。しかし、特に大きな強度を必要とせずに、高い電気・熱伝導性を必要とする場合は、０．００５〜０.０９５mass％が良く、０．０１〜０．０４５mass％が最適である。特に高い電気伝導性とは、純アルミニウムの電気伝導率６５％ＩＡＣＳより高いことを指し、本件の場合、６５％ＩＡＣＳ以上を指す。一方、強度に重きを置く場合は、０．１〜０．７０mass％が良く、０．３２〜０．６５mass％が更に良い。Ｓｎは少量添加で耐熱特性を向上させ、再結晶部の結晶粒を微細化させると同時に、強度の向上、曲げ加工性、耐屈曲性、耐衝撃性を向上させる。

Ｓｎが下限（０．００５mass％）より少ないと、強度、特にマトリックスの耐熱特性、そして曲げ加工特性も悪くなる。上限（０．８０mass％）を越えると、熱・電気伝導性が低下し、熱間変形抵抗が高くなり、押出比の高い熱間押出が困難になる。また、マトリックスの耐熱性が却って損なわれる。なお、耐摩耗性は、硬さ、強度に依存するので、Ｓｎを多く含有するのが良い。酸素が０．００５０mass％を超えると、Ｐ等が酸素と結合し、Ｃｏ、Ｐ等の化合に与れないことと、延性、耐屈曲性が悪くなることと、高温加熱時に水素脆化を起こす危険性とがある。従って、酸素を０．００５０mass％以下にしなければならない。

本発明の課題である高強度、高導電を得るには、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、及びＰの配合割合と析出物の大きさと分布が、非常に重要になる。析出熱処理により、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ及びＰの析出物、例えばＣｏ_ｘＰ_ｙ、Ｃｏ_ｘＮｉ_ｙＰ_ｚ、Ｃｏ_ｘＦｅ_ｙＰ_ｚ等の球状、又は楕円形の析出物粒径を、数ｎｍから１０ｎｍ程度、すなわち平面で表される析出物の平均粒径で定義すれば、１．５〜２０ｎｍ、又は析出物の９０％好ましくは９５％以上が０．７〜３０ｎｍ又は２．５〜３０ｎｍ（３０ｎｍ以下）であり、それらが均一に析出することにより高強度を得る。なお、０．７及び２．５ｎｍの析出粒子は、一般的な透過型電子顕微鏡：ＴＥＭと専用ソフトを用い、７５万倍又は１５万倍で観察すれば、精度良く寸法を測定できる粒径の下限である。従って、粒径が０．７又は２．５ｎｍ未満の析出物を観測することができれば、粒径が０．７〜３０ｎｍ又は２．５〜３０ｎｍの析出物の好ましい割合も変わる。また、Ｃｏ、Ｐ等の析出物は、溶接チップ等で要求される３００℃、又は４００℃の高温強度を向上させる。また、７００℃の高温に曝された場合、Ｃｏ、Ｐ等の析出物によって、又は固溶状態にあったＣｏ、Ｐ等の析出によって、再結晶粒の生成が抑制され、高い強度を保持する。さらに析出物の多くが残留し、微細なままであるので、高い導電性と高い強度を保持する。また耐摩耗性は、硬さ、強度に依存するので、Ｃｏ、Ｐ等の析出物は、耐摩耗性にも効果がある。

Ｃｏ、Ｐ、Ｆｅ、Ｎｉの含有量は、次の関係を満足しなければならない。Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｆｅの含有量［Ｆｅ］mass％と、Ｐの含有量［Ｐ］mass％との間に、
Ｘ１＝（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）
として、Ｘ１が２．９〜６．１、好ましくは、３．１〜５．６、より好ましくは３．３〜５．０、最適には３．５〜４．３でなければならない。また、Ｎｉ、Ｆｅ添加の場合には、
Ｘ２＝（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）
として、Ｘ２が２．９〜６．１、好ましくは、３．１〜５．６、より好ましくは３．３〜５．０、最適には３．５〜４．３でなければならない。Ｘ１、Ｘ２が上限を越えると、熱・電気伝導性の低下を招き、耐熱特性、強度が低下し、結晶粒成長を抑制できず、熱間変形抵抗も増す。Ｘ１、Ｘ２が下限より低いと、熱・電気伝導性の低下を招き、耐熱特性が低下し、熱間・冷間での延性が損なわれる。特に必要な、高度な熱・電気伝導性と強度、さらには延性とのバランスが悪くなる。

また、Ｃｏ等の各元素の配合比率が、化合物での構成比率と同一であっても全て化合するものではない。上述した式において、（［Ｃｏ］−０．００７）は、Ｃｏが０．００７mass％分、固溶状態で残存することを意味し、（［Ｐ］−０．００８）はＰが０．００８mass％分、固溶状態でマトリックスに残留することを意味する。すなわち、本発明で工業的に実施できるＣｏとＰの配合、及び析出熱処理条件で析出熱処理すると、Ｃｏでは概ね０．００７％、Ｐでは概ね０．００８％が、析出物形成にあたらず、マトリックスに固溶状態で存在する。従って、Ｃｏ、Ｐの質量濃度から、各々０．００７％，０．００８％を差引いて、Ｃｏ、Ｐの質量比を決定する必要がある。そしてそのＣｏとＰとの析出物は、概ねＣｏ：Ｐの質量濃度比が４．３：１から３．５：１になる、例えばＣｏ_２Ｐ、Ｃｏ_２.aＰ、又はＣｏ_1.ｂＰ等である。Ｃｏ_２Ｐ、Ｃｏ_２.aＰ、Ｃｏ_1.ｂＰ等を中心とする微細析出物が形成されないと本件の主題である高い強度、高い電気伝導性を得られない。

すなわちＣｏ、Ｐの組成若しくは、単にＣｏとＰとの比率を決定するのでは、不十分であり、（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）＝２．９〜６．１（好ましくは、３．１〜５．６、より好ましくは３．３〜５．０、最適には３．５〜４．３）が、必要不可欠な条件となる。（［Ｃｏ］−０．００７）と（［Ｐ］−０．００８）が、さらに好ましい又は最適な比率であると、目的とする微細な析出物が形成され、高導電、高強度材になるための大きな条件となる。一方、請求範囲、好ましい範囲又は最適な比率から離れると、Ｃｏ、Ｐのどちらかが析出物形成にあたらず、固溶状態になり、高強度材が得られないばかりか、導電性が悪くなる。また、化合比率の目的と異なった析出物が形成され、析出粒子径が大きくなる。また、強度に余り寄与しない析出物であるので、高導電、高強度材になりえない。

Ｆｅ、Ｎｉの元素の単独での添加は、耐熱特性、強度等の諸特性の向上に余り寄与せず、導電性も低下させる。しかし、Ｆｅ、Ｎｉは、ＣｏとＰとの共添加の基においてＣｏの機能を一部代替する。上述した数式（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）において、［Ｎｉ］の０．８５の係数と、［Ｆｅ］の０．７５の係数は、ＣｏとＰとの結合の割合を１とした場合の、ＮｉとＦｅがＰと結合する割合を表したものである。すなわち、数式において、（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）と、（［Ｐ］−０．００８）の「−０．００７」、「−０．００８」は、Ｃｏ、ＮＩ、ＦｅとＰが理想的な配合であっても、また、理想的な条件で析出熱処理しても、すべてのＣｏ、Ｐの析出物を形成しないことを意味する。本発明で工業的に実施できるＣｏ、Ｎｉ、ＦｅとＰの配合及び析出熱処理条件で析出熱処理すると、（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］）のうち概ね０．００７％、Ｐは概ね０．００８％は、析出物形成にあたらず、マトリックスに固溶状態で存在する。従って、（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］）とＰの質量濃度から、各々０．００７％、０．００８％を差引いて、Ｃｏ等とＰの質量比を決定する必要がある。そしてそのＣｏ等とＰとの析出物は、概ねＣｏ：Ｐの質量濃度比が４．３：１から３．５：１になる、例えばＣｏ_２Ｐ、Ｃｏ_２.aＰ、又はＣｏ_1.ｂＰを中心に、Ｃｏの一部がＮｉ、Ｆｅに置き換わったＣｏ_ｘＮｉ_ｙＦｅ_ＺＰ_Ａ、Ｃｏ_ｘＮｉ_ｙＰ_ｚ、Ｃｏ_ｘＦｅ_ｙＰ_ｚ等が形成される必要がある。Ｃｏ_２Ｐ、又はＣｏ_２.xＰ_yを基本とする微細析出物が形成されないと、本件の主題である高い強度、高い電気伝導性を得られない。

すなわちＣｏ、Ｐの組成若しくは、単にＣｏとＰとの比率を決定するのでは、不十分であり、（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）＝２．９〜６．１（好ましくは、３．１〜５．６、より好ましくは３．３〜５．０、最適には３．５〜４．３）が、必要不可欠な条件となる。（［Ｃｏ］−０．００７）と（［Ｐ］−０．００８）がさらに好ましい又は最適な比率であると、目的とする微細な析出物が形成され、高導電、高強度材になるための大きな条件となる。一方、請求範囲、好ましい範囲又は最適な比率から離れると、Ｃｏ等、Ｐのどちらかが析出物形成にあたらず固溶状態になり、高強度材が得られないばかりか、導電性が悪くなる。また、化合比率の目的と異なった析出物が形成され、析出粒子径が大きくなる。また、強度に余り寄与しない析出物であるので、高導電、高強度材になりえない。

一方、銅に他の元素を添加すると導電性が悪くなる。例えば、純銅にＣｏ、Ｆｅ、Ｐを０．０２mass％単独添加しただけで、熱・電気伝導性が約１０％低下する。しかし、Ｎｉを０．０２mass％単独添加すると、約１．５％しか低下しない。発明合金では、析出熱処理条件で析出熱処理すると、Ｃｏでは概ね０．００７％、Ｐでは概ね０．００８％が、析出物形成にあたらず、マトリックスに固溶状態で存在するので、導電率の上限は８９％ＩＡＣＳ以下である。添加量や配合比にもよるが、実質的には、導電率は８７％ＩＡＣＳ以下になる。しかし、例えば導電率８０％ＩＡＣＳは、Ｐを０．０３％添加した純銅Ｃ１２２０とほぼ同じであり、純アルミニウムの導電率６５％ＩＡＣＳより、１５％ＩＡＣＳ高いので、高導電と言える。なお、導電性と同様にＣｏ、Ｐの固溶状態から、発明合金の熱伝導性についても、２０℃で、最高で３５５Ｗ／ｍ・Ｋであり、実質的には３４９Ｗ／ｍ・Ｋ以下である。

上述したＣｏとＰ等の計算式の値Ｘ１、Ｘ２が最適範囲から外れていくと、析出物が減少し、析出物の超微細化や均一分散が損なわれる。従って、析出に与らないＣｏ、又はＰ等が、マトリックスに過分に固溶し、強度や耐熱特性が低下し、熱・電気伝導性が低下する。Ｃｏ、Ｐ等が適正に配合され、微細な析出物が均一分布すれば、Ｓｎとの相乗効果により、耐屈曲性等の延性においても著しい効果を発揮する。

Ｆｅ、ＮｉはＣｏの機能を一部代替する。また、ＣｏとＰの結合をより効果的に行わせる働きをする。Ｆｅ、Ｎｉの単独の添加は、導電性を低下させ、耐熱特性、強度等の諸特性向上に余り寄与しない。Ｎｉは単独でも、コネクタ等に要求される耐応力緩和特性を向上させる。また、ＮｉはＣｏ、Ｐ共添加のもと、Ｃｏの代替機能を持つほか、Ｎｉによる導電性の低下量が小さい。従って、上述した数式（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）の値が２．９〜６．１の中心値から外れても、導電性の低下を最小限に留める機能を持つ。また、Ｎｉは、Ｓｎめっきされたコネクタ等で、使用中温度が上がっても、Ｓｎの拡散を抑制する効果を持つ。しかし、Ｎｉを０．１５mass％以上や、数式Ｘ３＝１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］の値が［Ｃｏ］を越えるように過剰に添加すると、析出物の組成が徐々に変化し、強度向上や耐熱性の向上に寄与しないばかりか、熱間変形抵抗が増大し、導電性が低下する。これらを鑑みれば、Ｎｉは、前記のようにＮｉ添加量、又はＸ３の数式において、好ましい範囲にあるのが良い。

Ｆｅは、ＣｏとＰとの共添加のもと、微量の添加で、強度の向上、未再結晶組織増大、再結晶部の微細化に繋がる。ただし、Ｆｅを０．０７mass％以上や、数式Ｘ３＝１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］の値が［Ｃｏ］を越えるように過剰に添加すると、析出物の組成が徐々に変化し、強度向上や耐熱性の向上に寄与しないばかりか、熱間変形抵抗が増大し、導電性が低下する。これらを鑑みれば、Ｆｅは、前記のようにＦｅ添加量、又はＸ３の数式において、好ましい範囲にあるのが良い。

Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ａｌ、Ｚｒは、銅のリサイクル過程で混入するＳを無害化し、中間温度脆性を低減させ、延性と耐熱特性を向上させる。０．００３〜０．５mass％のＺｎ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００３〜０．５mass％のＡｇ、０．００２〜０．３mass％のＡｌ、０．００２〜０．２mass％のＳｉ、０．００２〜０．３mass％のＣｒ、０．００１〜０．１mass％のＺｒは、これらの範囲内であれば、導電性をほとんど損なわずに合金を強化する。Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ａｌは固溶強化によって、Ｚｒは析出硬化によって合金の強度を向上させる。Ｚｎは、さらにはんだ濡れ性、ろう付け性を改善する。Ｚｎ等は、Ｃｏ、Ｐの均一析出を促進させる作用を持つ。そしてＡｇは、さらに耐熱性を向上させる。Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒが組成範囲の下限より少ないと、上記した効果が発揮されない。上限を越えると、上記した効果が飽和するばかりか、導電性が低下し始め、熱間変形抵抗が大きくなり、変形能が悪くなる。なおＺｎは、製造された高性能銅合金棒、線又はそのプレス成形品等が真空溶解炉等でろう付けを行なわれる場合や、真空下で使用される場合、高温下で使用する場合等においては、Ｚｎの気化による製品への影響、装置への影響を鑑みれば０．０４５mass％以下が良い。なお、管・棒を押出する時、押出比が高い場合、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｇの添加は熱間変形抵抗を高くし、変形能を悪くするので、Ｃｒは、０．１mass％以下、Ｚｒは、０．０４mass％以下、Ａｇは０．３mass％以下とするのがより好ましい。

次に、加工工程について説明する。熱間押出でのビレットの加熱温度は、Ｃｏ、Ｐ等を十分固溶させるためには、８４０℃が必要である。９６０℃を超えると押出材の結晶粒が粗大化する。押出開始時が９６０℃超の場合、押出中に温度が低下するので、押出開始部分と押出終了部分の結晶粒度に差が生じ、均一な材料が得られなくなる。８４０℃未満であれば、Ｃｏ、Ｐの溶体化（固溶）が不十分であり、後工程で適切な熱処理をしても析出硬化が不十分になる。ビレット加熱温度は、好ましくは８５０〜９４５℃であり、より好ましくは、８６５〜９３５℃であり、最適には８７５〜９２５℃である。また、Ｃｏ＋Ｐの量が０．２５mass％以下の場合は８７０〜９１０℃であり、Ｃｏ＋Ｐの量が０．２５mass％を超えて０．３３mass％以下の場合は、８８０〜９２０℃であり、０．３３mass％を超える場合は８９０〜９３０℃である。つまり、Ｃｏ＋Ｐの量によって僅かな温度差であるが最適温度が移行する。これは、概ねＣｏ、Ｐ等が適正範囲内にあり、Ｃｏ＋Ｐの量が少ないと、前記温度範囲の中で、低温側で十分に固溶するが、Ｃｏ＋Ｐの量が増すと、Ｃｏ、Ｐ等が固溶するための温度が上昇するためである。９６０℃を超えると、溶体化が飽和するばかりでなく、発明合金であっても、押出中及び押出直後の棒材の温度が高くなると、結晶成長が著しく促進され、急激に結晶粒が粗大化し、機械的性質が悪くなる。

さらに、押出中のビレットの温度低下を考慮に入れると、押出後半部に相当するビレットの温度を、ビレットヒーターなどの誘導加熱により、先端、中央部より２０〜３０℃、高くしておくと良い。押出材の押し出される温度の降下を防ぐために、コンテナの温度は高い方が当然好ましく、２５０℃以上が良く、より好ましくは３００℃以上とするのが良い。同様に押出後端側のダミーブロックの温度も２５０℃以上、好ましくは３００℃以上に予め加熱された状態にしておくことが好ましい。

次に、押出後の冷却について説明する。発明合金は、Ｃｒ−Ｚｒ銅等に比べ遥かに溶体化感受性が低いので、例えば、１００℃／秒を超える冷却速度は特に必要としない。しかし、材料が高温状態に長時間放置されると、結晶粒成長が急速に起こることや、そして幾ら溶体化感受性が高くないと言っても、溶体化状態も考慮に入れると、１５℃／秒より速い方が良い。熱間押出において、押し出された材料は、強制冷却装置に到達するまでの間は空冷状態になる。当然、この間の時間を短くする方が良い。特に、押出比Ｈ（ビレットの断面積／押出材の合計の断面積）が小さいほど、冷却設備に到達するまでの時間を要するので、ラムの移動速度、即ち押出速度を上げることが望ましい。また、ひずみ速度を上げると、押出材の結晶粒が小さくなる。そして、材料径が大きいほど冷却速度は遅くなる。なお、本明細書においては、高温で固溶している原子が、冷却中に冷却速度が遅くても析出し難いことを「溶体化感受性が低い」といい、冷却速度が遅いと析出し易いことを「溶体化感受性が高い」という。

これらの因子を加味して、押出条件として、ラムの移動速度（ビレットが押し出される速度）を押出比Ｈとの関係から、３０×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒以上、より好ましくは４５×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒以上、最適６０×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒以上にする。また、原子拡散の容易な押出材の冷却速度は、押出直後の材料温度、又は８４０℃から５００℃までの平均冷却速度が１５℃／秒以上、好ましくは２２℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上であり、少なくともどちらかの条件を満足することが必要である。

押出速度を早くすることは、再結晶核の生成サイトを増やし、熱間押出上がりでの結晶粒の微細化に繋がる。本明細書において、熱間押出上がりとは、熱間押出後の冷却が終了した状態をいう。また、冷却装置までの空冷状態を短くすることにより、Ｃｏ、Ｐを少しでも多く固溶させると共に、結晶粒成長を抑制することができる。従って、押出設備から冷却装置までの距離は短く、冷却方法は水冷等のように冷却速度の速い方法が良い。

上述したように、押出後の冷却速度を早くすることにより、熱間押出上がりでの結晶粒径を細かくすることができる。結晶粒径は５〜７５μｍが良く、好ましくは、７．５〜６５μｍで、より好ましくは８〜５５μｍである。一般的に結晶粒径が小さいほど、常温での機械的性質は良好になるが、小さすぎると耐熱特性や高温特性が低下するので８μｍ以上が良い。結晶粒径が７５μｍを超えると、強度が十分得られないばかりか、疲労（繰返し曲げ）強度が低くなり、延性も不十分で、曲げ加工等すると肌荒れ現象が生じる。最適な製造条件は、最適な温度で押し出し、押出速度を上げて（ビレットが押し出される速度を３０×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒以上とする）鋳物の組織を破壊すると共に再結晶核の生成サイトを増やし、空冷時間を短くして結晶粒の成長を抑制する。冷却は、例えば水冷により、急速冷却にする。結晶粒径は、また、押出比Ｈに大きな影響を受け、押出比Ｈが大きいほど結晶粒径は小さくなる。

次に、熱処理ＴＨ１について説明する。基本的な熱処理ＴＨ１の条件は、３７５〜６３０℃で０．５〜２４時間である。熱間押出後の冷間加工の加工率が高いほど、Ｃｏ、Ｐ等の化合物の析出サイトが増え、低温で析出し、強度も高い。冷間加工率が０％の場合は、４５０〜６３０℃で０．５〜２４時間、好ましくは、４７５〜５５０℃で２〜１２時間である。さらにより高い導電性を得ようとするなら、例えば５２５℃で２時間と、５００℃で２時間の２段階の熱処理が有効である。熱処理前の加工率が増すと析出サイトが増すので、例えば１０〜５０％の加工率の場合、１０〜２０℃低温に最適熱処理条件が移行する。より良い条件は、４２０〜６００℃で、１〜１６時間であり、好ましくは４５０〜５３０℃で２〜１２時間である。

さらに、温度、時間、加工率をより明確にする。温度Ｔ（℃）、時間ｔ（時間）、加工率ＲＥ（％）とし、（Ｔ−１００×ｔ^−１／２−５０×Log（（１００―ＲＥ）／１００））の値を熱処理指数ＴＩとすると、４００≦ＴＩ≦５４０が良く、好ましくは４２０≦ＴＩ≦５２０であり、最適には４３０≦ＴＩ≦５１０である。ここで、Logは自然対数である。ここで、例えば熱処理時間が長くなると温度は低温側に移行するが、温度への影響は、概ね時間の平方根の逆数で与えられる。また、加工率が増すにつれて析出サイトが増え、かつ原子の移動が増して析出し易くなるので、最適熱処理温度は低温側へ移行する。なお、ここでの加工率ＲＥは、（１−（加工後の管棒線材の断面積）／（加工前の管棒線材の断面積））×１００％をいう。冷間加工と熱処理ＴＨ１を複数回行なう場合においては、ＲＥは押出材からのトータルの冷間加工率を適用する。

なお、抽伸／伸線工程の間で熱処理ＴＨ１を施す場合、より高い導電性と延性を持つためには、押出後から熱処理ＴＨ１までの加工率が、熱処理ＴＨ１後の加工率を上回ることが望ましい。複数回の析出熱処理を行なってもよく、その場合も最終の析出熱処理までのトータルの冷間加工率が、熱処理ＴＨ１後の加工率を上回ることが望ましい。押出後の冷間加工は、熱処理ＴＨ１において、Ｃｏ、Ｐ等の原子の移動を容易にし、Ｃｏ、Ｐ等の析出を促進する。また、加工率が高いほど、低温の熱処理で析出する。そして、熱処理ＴＨ１後の冷間加工では、加工硬化によって強度は向上するが、延性は低下する。また、導電性の低下も著しい。総合的な導電性、延性、強度のバランスを考えると、熱処理ＴＨ１後の加工率は、熱処理前の加工率に比して小さい方が良い。さらに、押出後、最終の線までのトータルの冷間加工率が９０％を超える強加工を行なうと、延性が乏しくなる。延性を考慮すると次のより好ましい析出熱処理が必要となる。

すなわち、マトリックスの金属組織中に、転位密度の低い微細な結晶粒、又は再結晶粒を生成させ、マトリックスの延性を回復させる。なお、ここで微細な結晶粒と再結晶粒を併せて、再結晶粒という。これらの粒径が大きい場合、又はこれらの占める割合が多い場合、マトリックスが軟らかくなりすぎる。また析出物が成長して析出物の平均粒径が大きくなり、最終の線材の強度が低くなる。従って、析出熱処理時のマトリックスの再結晶粒の占める割合は、４５％以下、好ましくは０．３〜３０％、より好ましくは０．５〜１５％とし（残部は未再結晶組織）、再結晶粒の平均粒径は０．７〜７μｍ、好ましくは、０．７〜５μｍ、より好ましくは０．７〜４μｍが良い。

上述した微細な結晶粒は、細かすぎて、金属顕微鏡で圧延組織と区別するのが、難しい場合がある。しかし、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering diffraction Pattern）を用いると、主として圧延方向に伸びた元の結晶粒界を中心に、ランダムな方位を持ち、転位密度の低い、ひずみの少ない微細な結晶粒が、観察できる。発明合金で、加工率７５％以上の冷間加工と、析出熱処理によって微細な結晶粒又は再結晶粒が生成する。微細な再結晶粒等によって、強度を損なわずに、加工硬化した材料の延性が改善される。さらに、プレス品、冷間鍛造品の場合においても、棒材の段階で、このＴＨ１の熱処理を入れてもよいし、プレス、鍛造成形後にこの熱処理を入れてもよい。また、最終、６３０℃、または熱処理ＴＨ１の温度条件を超える場合、例えばろう付けする場合においては、ＴＨ１は不要としてもよい。なお、熱処理条件は、棒材の段階で熱処理する場合も、しない場合も同様で、ＲＥは押出材からのトータルの冷間加工率が適用される。

熱処理ＴＨ１によって、２次元の観察面において、略円形、又は略楕円形であり、平均粒径で１．５〜２０ｎｍ、又は析出物の９０％以上が０．７〜３０ｎｍ、又は２．５〜３０ｎｍ（３０ｎｍ以下）の微細析出物が均一に分散して得られる。析出物は、均一微細に分布し、大きさも揃い、その粒径が細かいほど、再結晶粒の粒径が小さくなり、強度、耐熱特性が高くなる。析出物の平均粒径は１．５〜２０ｎｍが良く、好ましくは１．７〜９．５ｎｍである。さらに、熱処理ＴＨ１が１回の場合、またはＴＨ１の前の冷間加工率が０〜５０％の低い加工率の場合、特に両方の工程の場合、強度は主として析出硬化に依存するので、析出物は微細でなければならず、最適には２．０〜４．０ｎｍである。

一方、トータルの冷間加工率が５０％以上の場合、または７５％以上で高い場合、延性が乏しくなり、熱処理ＴＨ１時おいて、マトリックスを延性のある状態にしなければならない。結果、析出物は、最適には２．５〜９ｎｍとし、析出硬化を少し犠牲にして、延性、導電性を向上させ、バランスをとることが好ましい。また、３０ｎｍ以下の析出物は、９０％以上が良く、好ましくは９５％以上であり、最適には９８％以上である。なお、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）の観察では、冷間加工した材料では転位が多く存在するため、析出物を正確に寸法測定することが難しい。よって、押出後、冷間加工無しで析出熱処理した材料又は、析出熱処理時に再結晶又は微細粒が生じる試料で調査した。析出物は、基本的に冷間加工しても、その粒径に大きな変化が無く、最終の回復熱処理条件でも、析出物はほとんど成長しない。また、１５万倍では、粒径１ｎｍまで認識が可能であるが、１〜２．５ｎｍの微細な粒の寸法精度において問題があると思われるので７５万倍でも測定した。

なお、１５万倍の測定においては、粒径２．５ｎｍ未満のものについては、誤差が大きいと判断して析出粒子から除外し（計算に入れない）、７５万倍の測定においても、粒径０．７ｎｍ未満のものについては誤差が大きいと判断して、析出粒子から除外した（認識しなかった）。平均粒径が約８ｎｍのものを境にして、約８ｎｍ未満のものについては、７５万倍での測定が、精度が良いと思われる。従って、３０ｎｍ以下の析出物の割合は、正確には、０．７〜３０ｎｍ、又は２．５〜３０ｎｍを指す。Ｃｏ、Ｐ等の析出物の大きさは、強度、高温強度、未再結晶組織の形成、再結晶組織の微細化、延性に効いてくる。なお、析出物には、鋳造段階で生じる晶出物は当然含まれない。

析出物の均一分散に関して、敢えて定義するとすれば、１５万倍又は７５万倍のＴＥＭで観察した時、後述する顕微鏡観察位置（極表層等特殊な部分を除いて）の任意の１０００ｎｍ×１０００ｎｍ領域において、少なくとも９０％以上の析出粒子の最隣接析出粒子間距離が、１５０ｎｍ以下、好ましくは１００ｎｍ以下、最適には平均粒子径の１５倍以内であると定義される。また、後述する顕微鏡観察位置の任意の１０００ｎｍ×１０００ｎｍ領域において、析出粒子が少なくとも２５個以上、好ましくは５０個以上、最適には１００個以上存在すること、すなわち標準的な部位において、どのミクロ的な部分をとっても、特性に影響を与える大きな無析出帯がないこと、すなわち、不均一析出帯がないことと定義できる。

次に、熱処理ＴＨ２について説明する。細線のように析出熱処理後に高い冷間加工率を付与する場合、発明合金で熱間押出を行なった材料を、伸線加工の途中で、再結晶する温度以下の温度で熱処理ＴＨ２を行い、延性を向上させてから伸線加工を行なうと、強度が向上する。さらに伸線加工後に熱処理ＴＨ２を行なうと、若干強度が落ちるものの、耐屈曲性等の延性が著しく向上する。ＴＨ１の熱処理後、冷間加工率が３０％又は５０％を超えると、冷間加工による転位密度の増加に加え、Ｃｏ、Ｐ等の析出物が微細なため、電気伝導性を低下する現象が起こり、導電率が２％ＩＡＣＳ以上、又は３％ＩＡＣＳ以上低下する。加工率が高くなるほど導電率はさらに低下し、冷間加工率が９０％以上の場合、導電率は４％ＩＡＣＳから１０％ＩＡＣＳ低下する。この導電性の低下の度合いは、銅、Ｃｕ−Ｚｎ合金、Ｃｕ−Ｓｎ合金等に比べ、２〜５倍大きい。従って、導電性に及ぼすＴＨ２の効果は、高い加工率が付与される場合の方が大きい。なお、さらに高い導電性と高い延性を得るためには、熱処理ＴＨ１を行なうのが良い。

線径が細い３ｍｍ以下の場合、３５０〜７００℃で０．００１秒から数秒の連続焼鈍設備で熱処理する方が、生産性の観点からも、焼鈍時の巻き癖の点から好ましい。最終の冷間加工率が６０％以上で、延性、耐屈曲性や導電性を重視する場合、時間を長くする方が良く、２００℃から３７５℃で１０分から２４０分保持するのが好ましい。なお、残留応力が問題になる場合、棒材、冷間鍛造・プレス材においても、線材と同様、最終に、延性・導電率の回復又は応力除去焼鈍として、熱処理ＴＨ２を施してもよい。この熱処理ＴＨ２により、導電性や延性が向上する。棒材やプレス品等では、短時間で材料温度が上がらないので、２５０℃から５５０℃で１分から２４０分保持すると良い。

本実施形態に係る高性能銅管・棒・線材の特徴について説明する。一般に高性能銅管・棒・線材を得る手段として、時効・析出硬化、固溶硬化、結晶粒微細化を主体とする組織制御があり、この組織制御のために種々の元素が添加される。しかし、導電性に関しては、マトリックスに添加元素が固溶すると、一般に導電性を阻害し、元素によっては著しく導電性を阻害する。発明合金のＣｏ、Ｐ、Ｆｅは、著しく導電性を阻害する元素である。例えば、純銅にＣｏ、Ｆｅ、Ｐを０．０２mass％単独添加しただけで、導電率が約１０％損なわれる。さらに、従来の時効析出型合金においても、マトリックスに固溶残存させずに完全に添加元素を効率良く析出させることは不可能であり、固溶した元素により導電率が低下する。発明合金においては、構成元素のＣｏ、Ｐ等を上述した数式に従って添加すれば、固溶したＣｏ、Ｐ等のほとんどを、後の熱処理において析出させることができることが特長であり、高い導電性を確保することができる。

一方、Ｃｒ−Ｚｒ銅以外の時効硬化性銅合金として有名なコルソン合金（Ｎｉ、Ｓｉ添加）やチタン銅は、完全溶体化、時効処理を行なっても、発明合金と比してＮｉ、Ｓｉ、又は、Ｔｉがマトリックスに多く残留する。その結果、強度が高いものの導電性が低下する欠点がある。また、一般に完全溶体化−時効析出のプロセスで必要な高温での溶体化処理（例えば、代表的な溶体化温度８００〜９５０℃で数分以上加熱）を行なうと、結晶粒が粗大化する。結晶粒の粗大化は、様々な機械的性質に悪影響を与える。また、溶体化処理は製造において量的な制約を受けるため、大幅なコスト増に繋がる。

本発明では、発明合金の組成と熱間押出工程との組み合わせにより、熱間押出工程の中で十分に溶体化し、結晶粒微細化の組織制御を同時に行ない、さらにはその後の熱処理工程においてＣｏ、Ｐ等を微細析出させることを見出した。

熱間押出には、間接押出（後方押出）と直接押出（前方押出）の２通りがあり、その一般的なビレット（鋳塊）の直径は１５０〜４００ｍｍで、長さが４００〜２０００ｍｍ程度である。押出機のコンテナの中にビレットが装入され、コンテナとビレットは接触し、ビレットの温度が低下する。また、コンテナの前方には、所定の寸法に押し出すためのダイスがあり、後方にはダミーブロックという鋼製の塊があり、それによってビレットの熱は奪われる。ビレットの長さ、押出サイズによって異なるが、押出が完了するまでには、２０〜２００秒程度の時間が掛かる。その間、ビレットの温度は低下していき、残りのビレット長さが、２５０ｍｍ以下、特に１２５ｍｍ以下、又はビレットの直径、特に半径に相当する長さまで押し出した以降のビレットの温度低下は著しい。

さらに、溶体化するには、押出後、直ちに急冷、例えば水槽への水冷、シャワー水冷、強制空冷することが好ましい。しかし、設備上、多くの場合、押出材をコイルに巻き取る必要があり、押し出された材料は、冷却設備（コイリングと同時に冷却、水冷）に到達するまで、数秒から１０数秒の時間を要する。つまり、押し出された材料は、押出直後から冷却されるまでの１０秒程度の間、冷却速度の遅い空冷状態にある。このように、温度の低下が少ない状態で押し出され、押出後の冷却が早い方が当然好ましいが、発明合金では、Ｃｏ、Ｐ等の析出速度が遅いので、通常の押出条件の範囲で十分に溶体化ができることが特徴である。但し、押出後から冷却設備までの距離は、例えば約１０ｍ、又はそれ以下が好ましい。

本実施形態に係る高性能銅管・棒・線材では、Ｃｏ、Ｐ等の組成と熱間押出工程との組み合わせによって、熱間押出工程の中で、Ｃｏ、Ｐ等が固溶し、微細な再結晶粒が形成される。熱間押出工程の後で熱処理することにより、Ｃｏ、Ｐ等が微細に析出し、高い強度と高い導電性が得られる。そして、熱処理前後で抽伸／伸線を入れると、加工硬化によって、導電性を損なわずに一層高強度が得られる。また、適切な熱処理ＴＨ１を施すことにより、高導電と高延性が得られる。さらに、線材の工程では、途中、又は最後に、低温焼鈍（アニーラー焼鈍）を入れると、回復、又は一種の軟化現象により、原子の再配列が生じ、さらに高い導電性、延性が得られる。それでも強度的にまだ不十分な場合には、導電性との兼合いもあるが、Ｓｎの増量、もしくはＺｎ、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ又はＭｇの添加（固溶強化）により、強度向上を図ることができる。また、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ又はＭｇの少量添加は、導電性に大きな悪影響を与えず、また、Ｚｎの少量の添加はＳｎと同様、延性を高める効果もある。また、ＳｎとＡｇの添加は、再結晶化を遅らせ、耐熱性を高め、再結晶部分の結晶粒を微細化できる役割を果たす。

一般に、時効析出型銅合金は、完全に溶体化させ、その後に析出という工程を経て高強度・高導電性を得る。溶体化を簡略化した本実施形態のような工程で作られた材料は、一般的にはその性能は劣る。しかし、本実施形態に係る管棒線材は、高コストの掛かる完全溶体化−析出硬化の工程で作られたものと性能が同等以上であり、寧ろ優れた強度、延性、及び導電性が高度なバランス状態で得られることが最大の特徴である。熱間押出によって製造するので低コストになる。

また、実用合金の中で唯一、高強度・高導電銅であって、溶体化−時効・析出型合金であるＣｒ−Ｚｒ銅がある。しかし、Ｃｒ−Ｚｒ銅は、９６０℃以上の温度で熱間変形能に乏しいので、溶体化の上限温度が大きな制約を受ける。また、Ｃｒ、Ｚｒの固溶限が温度の僅かな低下と共に急激に小さくなるので、溶体化の下限温度側も制約を受け、溶体化の温度条件の範囲が狭い。押出初期は溶体化状態にあったとしても、押出中期及び後期では、温度低下により十分な溶体化はできない。そして冷却速度の感受性が高いので通常の押出工程では十分な溶体化ができない。そのため押し出された材料を時効処理しても、目標とする特性は得られない。また、押出材の部位による強度、導電性の特性差が大きく、工業用の材料として使うことができない。かつ、多くの活性なＺｒ、Ｃｒを含むので溶解鋳造に制約を受ける。結果的に、本実施形態の製造工程では製造できず、熱間押出法で素材を作り、多くのコストが掛かる高温で温度管理のシビアなバッチの溶体化−時効析出の工程をとらざるを得ない。

本実施形態において、導電率と強度と延性が良く、かつ、それぞれのバランスが高度にとれた高性能銅管・棒・線材を得ることができる。本明細書では、管・棒・線材の強度と伸びと導電率を合わせて評価する指標として、性能指数Ｉを次のように定める。導電率をＲ（％ＩＡＣＳ）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＬ（％）、としたとき
Ｉ＝Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００
とする。導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であることを条件として、性能指数Ｉが４３００以上であることが良い。なお、熱伝導性と電気伝導性とは強い相関があるので、性能指数Ｉは熱伝導性の高低も表している。

また、より好ましい条件として、棒材では前提となる導電率が４５％ＩＡＣＳ以上で、性能指数Ｉが４６００以上であることが良く、好ましくは４８００以上、最適には５０００以上である。導電率も好ましくは５０％ＩＡＣＳ以上、より好ましくは６０％ＩＡＣＳ以上とするのが良い。高伝導を必要とする場合は、６５％ＩＡＣＳ以上が良く、好ましくは７０％ＩＡＣＳ以上、より好ましくは７５％ＩＡＣＳ以上である。伸びについては、冷間プレス、鍛造、転造やかしめ等が施されることがあるので、１０％以上あることが好ましく、２０％以上が良い。

また、管・線材では、より好ましい条件として、前提となる導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であることを条件として、性能指数Ｉが４６００以上であることが良く、好ましくは４９００以上、さらに好ましくは、５１００以上、最適には５４００以上である。導電率も好ましくは５０％ＩＡＣＳ以上より好ましくは、６０％ＩＡＣＳ以上とするのが良い。高伝導を必要とする場合は、６５％ＩＡＣＳ以上が好ましく、より好ましくは７０％ＩＡＣＳ以上、最適には７５％ＩＡＣＳ以上である。なお、線材について、屈曲性や延性が必要な場合は、性能指数Ｉが４３００以上であって、伸びが５％以上あることが好ましい。そして、本実施形態において、性能指数Ｉが４３００以上であって伸びが１０％以上の棒材と、性能指数Ｉが４６００以上の管・線材を得ることができた。管・棒・線材の径を小さくし、低コストにすることができる。特に高導電用として、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上を前提とし、好ましくは、７０％ＩＡＣＳ以上、最適には７５％ＩＡＣＳであり、性能指数Ｉが４３００以上であることが良く、好ましくは４６００以上、さらに好ましくは、４９００以上である。本実施形態において、後述するように、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上、性能指数Ｉが４３００以上の棒・管・線材を得ることができた。純アルミニウムより高導電性であり、且つ高強度であるので、高電流が流れる部材に管・棒・線材の径を小さくし、低コストにすることができる。

押出によって製造された管・棒・線材は、同一のビレットから押し出された管・棒・線材の押出の長さ方向での機械的性質、及び導電率のバラツキ（以下、このバラツキを押出製造ロット内バラツキという）が小さいことが望ましい。この押出製造ロット内バラツキで、熱処理後の材料又は最終加工後の棒・線・管の（最小引張強度／最大引張強度）の比が、０．９以上で、かつ導電率において、（最小導電率／最大導電率）の比が、０．９以上であることが良い。（最小引張強度／最大引張強度）の比、及び（最小導電率／最大導電率）の比は、好ましくは、各々０．９２５以上、さらに好ましくは０．９５以上であることが望ましい。本実施形態では、（最小引張強度／最大引張強度）の比、及び（最小導電率／最大導電率）の比を高くすることができ、品質が向上する。溶体化感受性の高いＣｒ−Ｚｒ銅は、本実施形態の製造工程で作ると（最小引張強度／最大引張強度）の比が０．７〜０．８であり、バラツキが大きい。なお、一般的に、銅合金の熱間押出で作られる最もポピュラーな銅合金、Ｃ３６０４（６０Ｃｕ−３７Ｚｎ−３Ｐｂ）では、押出温度差、押出のメタルフロー等により、例えば押出先端部と後端部では、その強度比が０．９程度有るのは、常である。さらに、析出硬化しない純銅：タフピッチＣ１１００も結晶粒径差により０．９に近い値をとる。なお、一般的に押出した直後の先端（頭）部の温度は、後端（尾）部の温度に比べ、３０〜１８０℃高い。

高温用途において、溶接用チップ等は、３００℃、又は４００℃で高強度が求められる。４００℃での強度は、２００Ｎ／ｍｍ^２以上あれば、実用上問題はないが、高温強度、又は高寿命を得るためには、好ましくは、２２０Ｎ／ｍｍ^２以上、さらに好ましくは２４０Ｎ／ｍｍ^２以上、最適には２６０Ｎ／ｍｍ^２以上である。本実施形態の高性能銅管・棒・線材は、４００℃で２００Ｎ／ｍｍ^２以上であるので、高温状態で使用することができる。Ｃｏ、Ｐ等の析出物は、４００℃で数時間であれば殆ど再固溶せず、かつ、その粒径も殆ど変化しない。また、マトリックスには、Ｓｎが固溶しているので、原子の動きが鈍くなっている。これにより、４００℃に加熱しても、原子拡散がまだ不活発な状況にあり、再結晶粒は勿論生じない。また、変形が加えられても、Ｃｏ、Ｐ等の析出物により、変形に対して抵抗を示す。また、結晶粒径が５〜７５μｍであると良好な延性が得られる。結晶粒径は、好ましくは、７．５〜６５μｍであり、最適には８〜５５μｍである。

高温用途において、高強度・高導電を前提に求められる高温強度、耐摩耗性（概ね強度に比例）、導電率のバランスにより、組成とプロセスが決定される。特に強度を得るためには、冷間抽伸を熱処理前、及び／又は熱処理後に入れ、トータルの冷間加工率が高いほど高強度材になるが、延性とのバランスも重視しなければならない。伸びを少なくとも１０％以上を確保するためには、トータルの抽伸加工率を６０％以下、又は、熱処理後の抽伸加工率を３０％以下にするのが良い。トロリ線、溶接チップは消耗品であるが、本発明品の使用により高寿命を図ることができる。本実施形態に係る高性能銅管・棒・線材は、トロリ線、溶接チップ、電極等の用途に好適である。

本実施形態に係る高性能銅管・棒・線材は、高い耐熱特性を有し、７００℃で１２０秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上である。さらに加熱後の金属組織中の析出物は、平均粒径で１．５〜２０ｎｍ、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下、又は金属組織中の再結晶化率が４５％以下である。より好ましい条件は、平均粒径で３〜１５ｎｍ、又は全ての析出物の９５％以上が３０ｎｍ以下、又は金属組織中の再結晶化率が３０％以下である。７００℃の高温に曝されると、約３ｎｍの析出物は大きくなるが、それがほとんど消滅せず、２０ｎｍ以下の微細なまま存在することにより、再結晶化を防ぎ、高い強度と高い導電性が維持できる。また、ＴＨ１の熱処理を経ていない管・棒・線材、および冷間プレス品、鍛造品についても、固溶状態にあったＣｏ、Ｐ等は、７００℃での加熱中に一旦微細析出し、析出物が時間とともに成長する。しかし、析出物は、ほとんど消滅せず、２０ｎｍ以下の微細なまま存在するので、ＴＨ１の熱処理を経た棒材等と同様の高い強度と高い導電性を有する。このことにより、高温状態に晒される環境に使用することができ、接合に用いられるろう付け後においても高い強度を持つ。ろう材は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ３２６１に示される銀ろうＢＡｇ−７（４０〜６０％Ａｇ、２０〜３０％Ｃｕ、１５〜３０％Ｚｎ、２〜６％Ｓｎ）であり、固相線温度は、６００〜６５０℃、液相線温度は、６４０〜７００℃である。例えば、鉄道用モータには、ろう付けによりローターバーやエンドリングが組み込まれるが、ろう付け後も、これら部材は高い強度と高い導電性を有するので、モータの高速回転に耐えることができる。

本実施形態に係る高性能銅管・棒・線材は、耐屈曲性に優れるので、ワイヤハーネス、コネクタ線、ロボット用配線、及び航空機用配線等に適している。電気的特性と強度と延性のバランスで、導電率５０％ＩＡＣＳ以上で高強度にするか、或いは、強度を多少落としても、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上、好ましくは、７０％ＩＡＣＳ以上、又は、最適には、７５％ＩＡＣＳ以上にするかの２つに分かれる。その用途に応じて組成と工程条件が決められる。

本実施形態に係る高性能銅管・棒・線材は、鍛造やプレス等で作られるリレー、ターミナルや配電部品等電気用途にも最適である。以下、鍛造やプレス等を総称して圧縮加工と称する。また、高い強度と延性を活かして、応力腐食割れの心配がないことから、ナットや給水栓金具等にも利用価値がある。プレス等の能力と製品形状（複雑さ、変形量）によるが、素材の段階で熱処理と冷間抽伸を施した、高強度で高伝導の素材を用いるのが良い。素材の冷間抽伸の加工率は、プレス能力と製品形状によって適宜決定される。プレス能力が小さい、又は、非常に高い加工率の圧縮加工が負荷される場合、熱間押出後の熱処理なしで、例えば２０％程度の加工率の抽伸に留める。

この抽伸後の材料は軟らかいので、圧縮加工により、冷間で複雑な形状に成形することができ、成形後に熱処理を行う。パワーの弱い加工設備でも熱処理前の材料強度は低く、成形性が良いので容易に成形できる。冷間鍛造やプレス後に熱処理すると、導電性が高くなるので、パワーの強い設備が要らず低コストになる。なお、鍛造やプレス成形後、ＴＨ１の熱処理温度より高い、例えば７００℃のろう付けが施される場合、特に素材の棒、管、線でＨＴ１の処理を行う必要はない。溶体化状態にあったＣｏ、Ｐが析出し、Ｓｎの固溶によりマトリックスの耐熱性が高められているので、マトリックスの再結晶粒の生成を遅らせ、導電性が高くなる。

圧縮加工後の熱処理条件は、熱間押出後や、抽伸／伸線加工の前後や間に行なう熱処理条件より低温が良い。何故なら、圧縮加工において、局所的に高い加工率の冷間加工が施されていると、その部分を基準に熱処理を行なうからである。従って、加工率が高いと熱処理条件は低温側に移動する。好ましい条件は、３８０〜６３０℃で１５〜２４０分である。ＴＨ1の熱処理条件の関係式において、ＲＥに熱間押出材から圧縮加工材までのトータルの加工率を適用する。すなわち関係式（Ｔ−１００×ｔ^−１／２−５０×Log（（１００―ＲＥ）／１００））の値を熱処理指数ＴＩとすると、４００≦ＴＩ≦５４０が良く、好ましくは４２０≦ＴＩ≦５２０であり、最適には４３０≦ＴＩ≦５１０である。素材の棒材に熱処理が施されている場合は、必ずしも熱処理は必要ではないが、延性の回復、更なる導電性の向上、残留応力除去を主目的として実施する。その場合の好ましい条件は、３００〜５５０℃で５〜１８０分である。

（実施例）
上述した第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金及び比較用の組成の銅合金を用いて、高性能銅管・棒・線材を作成した。表１は、高性能銅管・棒・線材を作成した合金の組成を示す。
合金は、第１発明合金の合金Ｎｏ．１１〜１３と、第２発明合金の合金Ｎｏ．２１〜２４と、第３発明合金の合金Ｎｏ．３１〜３６及び３７１〜３７５と、比較用合金として発明合金に近似した組成の合金Ｎｏ．４１〜４９と、タフピッチ銅であるＣ１１００の合金Ｎｏ．５１と、従来のＣｒ−Ｚｒ銅の合金Ｎｏ．５２とし、任意の合金を複数の工程によって高性能銅管・棒・線材を作成した。

図１乃至図９は、高性能銅管・棒・線材の製造工程のフローを示し、表２及び表３は、製造工程の条件を示す。
図１は、製造工程Ｋの構成を示し、製造工程Ｋでは、実操業の電気炉によって原材料を溶解し、組成を調整して、外径２４０ｍｍ、長さ７００ｍｍのビレットを製造した。ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径２５ｍｍの棒を押し出した。間接押出機の押出能力は２７５０トンであった（以下の工程の間接押出機において同じ）。押出機のコンテナの温度は、４００℃であり、ダミーブロックの温度は３５０℃に予め加熱されたものを使用した。以後の工程も含めて、本実施形態では、コンテナ温度、ダミーブロックの温度は同じにした。押出速度（ラムの移動速度）は１２ｍｍ／秒とし、押出ダイスから約１０ｍ離れたコイル巻取り装置内で、水冷によって冷却した（溶解からここまでの一連の工程を工程Ｋ０とする。以下、同様）。押出ダイスから約３ｍ離れた箇所で、押出材の温度を測定したところ、押出先端（頭）部の材料温度は、８７０℃であり、押出中央部の温度は、８４０℃であり、押出後端（尾部）の温度は、７８０℃であった。先端、後端部とは、最先端、最後端から３ｍの部位である。このように、押出の先端と後端では、９０℃の大きな温度差が生じていた。熱間押出後の、８４０℃から５００℃までの平均冷却速度は、約３０℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径２２ｍｍに抽伸し（工程Ｋ０１）、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い（工程Ｋ１）、その後、外径２０ｍｍに抽伸した（工程Ｋ２）。また、工程Ｋ０の後、５２０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い（工程Ｋ３）、その後、外径２２ｍｍに抽伸した（工程Ｋ４）。また、工程Ｋ０の後、５００℃で１２時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｋ５）。尚、Ｃ１１００では、工程Ｋ１で、１５０℃で２時間の熱処理を行なったが、析出する元素が無いので、熱処理ＴＨ１は行なっていない（後述する他の製造工程においても同様）。

図２は、製造工程Ｌの構成を示す。製造工程Ｌは、製造工程Ｋ１とビレットの加熱温度が異なっている。加熱温度は、工程Ｌ１が８２５℃、工程Ｌ２が８６０℃、工程Ｌ３が９２５℃、工程Ｌ４が９７５℃とした。

図３は、製造工程Ｍの構成を示す。製造工程Ｍは、製造工程Ｋ１と、熱処理ＴＨ１の温度条件が異なる。温度条件は、工程Ｍ１が３６０℃で１５時間、工程Ｍ２が４００℃で４時間、工程Ｍ３が４７５℃で１２時間、工程Ｍ４が５９０℃で４時間、工程Ｍ５が６２０℃で０．３時間、工程Ｍ６が６５０℃で０．８時間とした。

図４は、製造工程Ｎの構成を示す。製造工程Ｎは、製造工程Ｋ１と比べて、熱間押出の条件と、熱処理ＴＨ１の条件が異なっている。工程Ｎ１は、ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径３５ｍｍの棒を押し出した。押出速度は１６ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約２１℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径３１ｍｍに抽伸し、５００℃で２時間と、４８０℃で４時間とを続けて行う熱処理ＴＨ１を行なった。また、工程Ｎ１での水冷のあと、５１５℃で２時間と、５００℃で６時間とを続けて行なう熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｎ１１）。工程Ｎ２は、ビレットを９００℃で２分間加熱し、直接押出機で外径３５ｍｍの棒を押し出した。直接押出機の押出能力は３０００トンであった（以下の工程の直接押出機において同じ）。押出速度は１８ｍｍ／秒とし、シャワー水冷によって冷却した。冷却速度は約１７℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径３１ｍｍに抽伸し、５００℃で２時間と、４８０℃で４時間とを続けて行なう熱処理ＴＨ１を行なった。また、工程Ｎ２での水冷のあと、５１５℃で２時間と、５００℃で６時間とを続けて行なう熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｎ２１）。工程Ｎ３は、ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径１７ｍｍの棒を押し出した。押出速度は１０ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約４０℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径１４．５ｍｍに抽伸し、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行なった。また、工程Ｎ３での水冷のあと、５３０℃で３時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｎ３１）。

図５は、製造工程Ｐの構成を示す。製造工程Ｐは、製造工程Ｋ１と比べて、押出後の冷却条件が異なっている。工程Ｐ１は、ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径２５ｍｍの棒を押し出した。押出速度は２０ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約５０℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径２２ｍｍに抽伸し、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行なった。工程Ｐ２乃至Ｐ４は、工程Ｐ１と押出と冷却の条件を変えた。工程Ｐ２は、押出速度は５ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約１３℃／秒であった。工程Ｐ３は、押出速度は１２ｍｍ／秒とし、強制空冷によって冷却した。冷却速度は約１８℃／秒であった。工程Ｐ４は、押出速度は１２ｍｍ／秒とし、空冷によって冷却した。冷却速度は約１０℃／秒であった。

図６は、製造工程Ｑの構成を示す。製造工程Ｑは、製造工程Ｋ１と比べて、冷間抽伸の条件が異なっている。工程Ｑ１は、ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径２５ｍｍの棒を押し出した。押出速度は１２ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約３０℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍに抽伸し、４９０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行なった。工程Ｑ２は、工程Ｑ１の熱処理ＴＨ１の後、冷間抽伸によって外径１８．５ｍｍに抽伸した。工程Ｑ３は、工程Ｑ１での水冷の後、冷間抽伸加工によって外径１８ｍｍに抽伸し、４７５℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行なった。

図７は、製造工程Ｒの構成を示す。製造工程Ｒは、管材を製造する。工程Ｒ１では、ビレットを９００℃で２分間加熱し、３０００トンの直接押出機で、外径６５ｍｍ、肉厚６ｍｍの管を押し出す。押出速度は１７ｍｍ／秒とし、急水冷によって冷却した。冷却速度は約８０℃／秒であった。この後、５２０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行なった。工程Ｒ２は、工程Ｒ１の急水冷の後、冷間抽伸によって外径５０ｍｍ、肉厚４ｍｍに抽伸し、その後、４６０℃で６時間の熱処理ＴＨ１を行なった。

図８は、製造工程Ｓの構成を示す。製造工程Ｓは、線材を製造する。工程Ｓ１は、ビレットを９１０℃で２分間加熱し、間接押出機で外径１１ｍｍの棒を押し出した。押出速度は９ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約３０℃／秒であった。この後、冷間抽伸加工によって外径８ｍｍに抽伸し、４８０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行ない、冷間伸線加工によって外径２．８ｍｍに伸線した。工程Ｓ１のあと、３２５℃で２０分の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｓ２）。但し、Ｃ１１００の場合は、同じ熱処理ＴＨ２を行なうと、再結晶するので１５０℃で２０分の熱処理とした。また、工程Ｓ１の後、続いて外径１．２ｍｍまで冷間伸線加工を行なった（工程Ｓ３）。また、工程Ｓ１の後、３５０℃で１０分の熱処理ＴＨ２を行ない、続いて外径１．２ｍｍまで冷間伸線加工を行ない（工程Ｓ４）、さらに４２０℃で０．３分の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｓ５）。また、工程Ｓ１における水冷の後、５２０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行ない、冷間抽伸／伸線加工によって外径８ｍｍ、２．８ｍｍに順に伸線し、３７５℃で５分の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｓ６）。また、工程Ｓ１における水冷の後、４９０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行ない、冷間抽伸／伸線加工によって、外径８ｍｍ、２．８ｍｍ、１．２ｍｍに順に伸線し、４２５℃で２時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｓ７）。また、工程Ｓ１における水冷の後、冷間抽伸加工によって、外径４ｍｍに伸線し、４７０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行ない、更に外径２．８ｍｍ、１．２ｍｍに順に伸線し、４２５℃で１時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｓ８）。また、工程Ｓ８における外径１．２ｍｍへの伸線の後に、３６０℃で５０分の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｓ９）。

図９は、製造工程Ｔの構成を示す。製造工程Ｔは、溶体化−析出工程を有する棒材と線材の製造工程であり、本実施形態の製造方法と比較するために行った。棒材の製造では、ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径２５ｍｍの棒を押し出した。押出速度は１２ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約３０℃／秒であった。続いて９００℃で１０分の加熱をし、冷却速度約１２０℃／秒で水冷して、溶体化した。その後、５２０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行ない（工程Ｔ１）、冷間抽伸加工によって外径２２ｍｍに抽伸した（工程Ｔ２）。線材の製造では、ビレットを９００℃で２分間加熱し、間接押出機で外径１１ｍｍの棒を押し出した。押出速度は９ｍｍ／秒とし、水冷によって冷却した。冷却速度は約３０℃／秒であった。続いて９００℃で１０分の加熱をし、冷却速度約１５０℃／秒で水冷して、溶体化した。その後、５２０℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行ない、冷間抽伸加工によって外径８ｍｍに抽伸し、冷間伸線加工によって外径２．８ｍｍに伸線し、３５０℃で１０分の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｔ３）。

上述した方法により作成した高性能銅管・棒・線材の評価として、引張強度、ビッカース硬度、伸び、ロックウェル硬度、繰返し曲げ回数、導電率、耐熱特性、４００℃高温引張強度、冷間圧縮後のロックウェル硬度と導電率を測定した。また、金属組織を観察して結晶粒径、及び析出物の径と３０ｎｍ以下の大きさの析出物の割合を測定した。

引張強度の測定は、次のように行なった。試験片の形状は、棒材では、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の標点距離が、（試験片平行部の断面積の平方根）×５．６５の１４Ａ試験片で実施した。線材では、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の標点距離が２００ｍｍの９Ｂ試験片で行った。管材では、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の標点距離が（試験片平行部の断面積の平方根）×５．６５の１４Ｃ試験片で行った。

繰返し曲げ回数の測定は、次のように行なった。曲げ部分の径ＲＡを２×ＲＢ（線材の外径）とし、９０度曲げを行い、元の位置まで戻った時を１回とし、さらに反対側に９０度曲げ、破断するまで繰り返し行なった。

導電率の測定は、直径８ｍｍ以上の棒材の場合、及び冷間圧縮試験片の場合、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（SIGMATEST D2.068）を用いた。線材および、直径８ｍｍ未満棒材の場合、ＪＩＳ Ｈ ０５０５に従って、測定した。そのとき、電気抵抗の測定には、ダブルブリッジを用いた。尚、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。

耐熱特性は、各工程上がりの棒材を長さ３５ｍｍ（但し、後述する表１０の引張試験用は３００ｍｍ）に切断した試験片と、各工程上がりの棒材を冷間圧縮した高さ７ｍｍの圧縮試験片を準備し、７００℃の塩浴（ＮａＣｌとＣａＣｌ_２を約３：２に混合したもの）に１２０秒浸漬し、冷却（水冷）後にビッカース硬度、再結晶化率、導電率、析出物の平均粒径、粒径が３０ｎｍ以下の析出物の割合を測定した。圧縮試験片は、棒材を長さ３５ｍｍに切断し、アムスラー型万能試験機で７ｍｍに圧縮した（加工率８０％）。工程Ｋ１、Ｋ２、Ｋ３、Ｋ４においては棒材の試験片により耐熱特性を試験し、工程Ｋ０、Ｋ０１においては圧縮試験片により耐熱特性を試験した。なお、両工程品ともに、圧縮後の熱処理は行なわなかった。

４００℃高温引張強度の測定は、次のように行なった。４００℃で１０分保持後、高温引張試験をした。標点距離は５０ｍｍとし、試験部は外径１０ｍｍに旋盤で加工した。

冷間圧縮は、次のように行なった。棒材を、長さ３５ｍｍに切断し、アムスラー型万能試験機で３５ｍｍから７ｍｍに圧縮した（加工率８０％）。熱処理ＴＨ１を行なっていない工程Ｋ０、Ｋ０１の棒材については、圧縮後に加工後熱処理として４５０℃で８０分の熱処理を行い、ロックウェル硬度と導電率を測定した。工程Ｋ０、Ｋ０１以外の工程の棒材については、圧縮後にそのままロックウェル硬度と導電率を測定した。

結晶粒径の測定は、金属顕微鏡写真より、ＪＩＳ Ｈ ０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法の比較法に準じて測定した。平均再結晶粒径と再結晶率の測定は、５００倍、２００倍、１００倍及び７５倍の金属顕微鏡写真で、結晶粒の大きさに応じ、適宜倍率を選定して行なった。平均再結晶粒径の測定は、基本的に比較法で行なった。再結晶率の測定は、未再結晶粒と再結晶粒（微細な結晶粒を含む）を区分し、再結晶部を画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」により２値化し、その面積率を再結晶率とした。金属顕微鏡から判断が困難なものは、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法によって求めた。そして、解析倍率２０００倍又は５０００倍の結晶粒界マップから、１５°以上の方位差を有する結晶粒界から成る結晶粒を、マジックで塗り潰し、画像解析ソフト『ＷｉｎＲＯＯＦ』により２値化し再結晶率を算出した。測定限界は、概ね０.２μｍであり、０.２μｍ以下の再結晶粒が存在しても、計測値には入れていない。

析出物の粒径は、１５万倍及び７５万倍のＴＥＭ（透過電子顕微鏡）の透過電子像を、画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」によって２値化して析出物を抽出し、各析出物の面積の平均値を算出して、平均粒子径を測定した。測定位置は、棒線材では半径をｒとすると、棒線材の中心から１ｒ／２と、６ｒ／７の位置の２点とし、その平均値を採った。管材では、肉厚をｈとすると、管材の内面から１ｈ／２と、６ｈ／７の位置の２点とし、その平均値を採った。析出物の大きさは、金属組織中に転位があると測定が難しいので、押出材に熱処理ＴＨ１を施した棒線材、例えば工程Ｋ３上がりの棒線材で測定した。７００℃で、１２０秒の耐熱試験したものについては、再結晶化した部分で測定した。また、それぞれの析出物の粒径から、３０ｎｍ以下の析出物の個数の割合を測定したが、１５万倍のＴＥＭの透過電子像では、粒径２．５ｎｍ未満のものについては、誤差が大きいと判断し、析出粒子から除外した（計算に入れない）。７５万倍の測定においても、粒径０．７ｎｍ未満のものについては、誤差が大きいと判断し、析出粒子から除外した（認識しなかった）。平均粒径が約８ｎｍを境にして、約８ｎｍ未満のものについては、７５万倍での測定が、精度が良いと思われる。従って、３０ｎｍ以下の析出物の割合は、正確には、０．７〜３０ｎｍ、又は２．５〜３０ｎｍを指す。

耐摩耗性の測定は、次のように行なった。外径２０ｍｍの棒材を、切削加工及び穴明け加工等を施すことにより、外径１９．５ｍｍ、厚さ（軸線方向長さ）１０ｍｍのリング状試験片を得た。次に、試験片を回転軸に嵌合固定すると共に、リング状試験片の外周面に、１８mass％Ｃｒ、８mass％Ｎｉ、残Ｆｅから成るＳＵＳ３０４製ロール（外径６０．５ｍｍ）を、５ｋｇの荷重をかけた状態で転接させた上、試験片の外周面にマルチオイルを滴下しつつ（試験当初は、過剰に試験面が濡れるようにしその後、１日あたり１０ｍＬを補給滴下）、回転軸を２０９ｒｐｍで回転させた。そして、試験片の回転数が１０万回に達した時点で、試験片の回転を停止して、試験片の回転前後における重量差、つまり摩耗減量（ｍｇ）を測定した。摩耗減量が少ない程、耐摩耗性に優れた銅合金ということができる。

上述した各試験の結果について説明する。表４、５は、工程Ｋ０での結果を示す。
発明合金は、比較用合金やＣｒ−Ｚｒ銅よりも、平均結晶粒径が小さい。また、比較用合金よりも引張強度や硬度が僅かに高い程度であるが、伸び値は明らかに高く、導電率は低い。管・棒・線材は、押出上がりの状態のままで使用することは少なく、種々の加工を行なってから使用するので、押出上がりの状態では軟らかい方が良く、また導電率は低くてもよい。そして、冷間圧縮後、熱処理を施すと、硬度は比較合金より高くなり、Ｓｎ濃度の高いＮｏ．２２合金を除き、導電率は７０％ＩＡＣＳ以上になる。熱処理を施していない圧縮試験片を用いた７００℃の高温試験では、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上になり、加熱前に比べ、約２５％ＩＡＣＳ向上している。また、ビッカース硬度も１１０以上あり、再結晶化率も約２０％で低く、比較合金より優れている。これらは、固溶状態にあったＣｏ、Ｐ等の多くが析出したので、導電率が高くなり、析出物の平均粒径が、約５ｎｍで細かいので、再結晶化を防いだと考えられる。

表６、７は工程Ｋ０１での結果を示す。
Ｃ１１００は、押出上がりで平均結晶粒径が大きく、またＣｕ_２Ｏの晶出物が発生している。発明合金は、比較用合金やＣ１１００よりも、引張強度や硬度等が少し高く、工程Ｋ０に比べ少し差が拡がる程度である。工程Ｋ０と同様この段階では、性能指数Ｉに大きな差は無い。ところが、工程Ｋ０と同様、冷間圧縮後、熱処理を施すと、硬度は比較合金より高くなり、導電率は７０％ＩＡＣＳ以上になる。熱処理を施していない圧縮試験片を用いた７００℃の高温試験では、導電率が６５％ＩＡＣＳ以上になり、加熱前に比べ、約２５％ＩＡＣＳも向上している。また、ビッカース硬度も１２０位あり、再結晶化率も約２０％で低い。析出により、導電率が向上し、析出物の平均粒径が、約５ｎｍで細かいので、再結晶化を防いだと考えられる。

表８、９は、工程Ｋ１での結果を示す。
発明合金は、比較用合金やＣ１１００よりも、押出上がりでの平均結晶粒径が小さく、引張強度、ビッカース硬度、ロックウェル硬度において良好な結果となっている。また、伸びもＣ１１００よりも高い。導電率も、殆どの発明合金は、Ｃ１１００の７０％以上の高い値になっている。また、発明合金は、７００℃加熱後のビッカース硬度や、４００℃での高温引張強度でも、比較用合金やＣ１１００よりも非常に高い値を示している。また、発明合金は、冷間圧縮後のロックウェル硬度においても、比較用合金やＣ１１００よりも高い値を示す。摩耗減量において、比較用合金やＣ１１００よりも非常に低い値を示し、その中でもＳｎ、Ａｇ添加量の多い発明合金が良い。これらの様に、発明合金は、高強度・高導電銅合金であり、数式、Ｘ1、Ｘ２、Ｘ３の範囲、及び組成範囲で、できるだけ範囲の中央にある方が良い。

表１０は、工程Ｋ１と工程Ｋ０１後に７００℃で１２０秒加熱した後の棒材の、引張強度、伸び、ビッカース硬度、導電率を示す。
熱処理ＴＨ１を行なっていない工程Ｋ０１は、熱処理ＴＨ１を行なっている工程Ｋ１と引張強度、伸び、ビッカース硬度、導電率が同等である。工程Ｋ０１は、７００℃に加熱しても再結晶化率が低い。これは、Ｃｏ、Ｐ等の析出が起こり、再結晶化を阻止したためと考えられる。また、この結果から、析出処理をしていない発明合金の材料で、ろう付け等により７００℃で１２０秒程の加熱を行なう場合は、敢えて析出処理を行なう必要がない。

表１１、１２は、工程Ｋ２、Ｋ３、Ｋ４、及びＫ５での結果を、工程Ｋ１の結果と共に示す。
発明合金は、押出後に熱処理ＴＨ１のみを行なった工程Ｋ３、Ｋ５においても、引張強度やビッカース硬度等で良好な結果となっている。発明合金は、熱処理ＴＨ１の後に抽伸加工を行なっている工程Ｋ２、Ｋ４では、伸びは低くなっているが、引張強度やビッカース硬度がさらに高くなっている。発明合金は、比較用合金と比べて、工程Ｋ３での析出物の平均粒径が小さく、析出物の３０ｎｍ以下の割合も小さい。また、発明合金は、工程Ｋ２、Ｋ３、及びＫ４で、比較用合金やＣ１１００よりも、引張強度やビッカース硬度等の各機械的性質において、良好な結果となっている。図１０は、合金Ｎｏ．１１の工程Ｋ３の透過電子像である。析出粒子は平均粒径が３ｎｍで細かく、均一に分布している。この合金Ｎｏ．１１の工程Ｋ３の試料だけでなく、発明合金を本実施形態の製造工程で製造した管・棒・線材において、表１１や後述する表２１、２４、２５、３１にて析出物の粒径のデータを記載している試料は、全て、任意の１０００ｎｍ×１０００ｎｍの領域において、９０％以上の析出粒子の最隣接析出粒子間距離が、１５０ｎｍ以下であり、また、任意の１０００ｎｍ×１０００ｎｍ領域において、析出粒子が２５個以上存在していた。すなわち、析出物が均一に分布しているといえる。

発明合金は、熱処理ＴＨ１の有無に関わらず、また、棒材、圧縮加工材に関わらず、７００℃１２０秒の加熱後の析出粒子の平均径は、約５ｎｍで微細であるので、析出粒子によって再結晶化を防いでいると考えられる。図１１は、合金Ｎｏ．１１の工程Ｋ０における圧縮加工材に７００℃１２０秒の加熱後の透過電子像である。析出粒子は平均粒径が４．６ｎｍで細かく、３０ｎｍ以上の粗大な析出粒子もほとんどなく、均一に分布している。また、熱処理ＴＨ１の後に７００℃１２０秒の加熱をしたものは、析出粒子が微細なままで析出粒子の多くが再固溶せずに存在しているので、熱処理ＴＨ１の後の状態に較べて導電率の低下は１０％ＩＡＣＳ以下に留まっている（表１１、１２の試験Ｎｏ．１、３２等参照）。

表１３、１４は、工程Ｌ１乃至Ｌ４での結果を、工程Ｋ１の結果と共に示す。
工程Ｌ１乃至工程Ｌ４は、工程Ｋ１とビレットの加熱温度が異なっている。加熱温度が適正な範囲（８４０〜９６０℃）に入っている工程Ｌ２、及び工程Ｌ３では、工程Ｋ１と同様に、引張強度やビッカース硬度等が高くなっている。一方、適正温度より低い工程Ｌ１では、押出上がりで未再結晶部分が存在し、最終加工後の引張強度、及びビッカース硬度が低くなっている。また、加熱温度が適正温度よりも高い工程Ｌ４では、押出上がりでの平均結晶粒径が大きくなっており、最終加工後の引張強度、ビッカース硬度、伸び、及び導電率が低くなっている。また、加熱温度が高いほうが、Ｃｏ、Ｐ等がより多く固溶するので強度が高くなると思われる。

表１５、１６は、工程Ｐ１乃至Ｐ４での結果を工程Ｋ１の結果と共に示す。
工程Ｐ１、乃至工程Ｐ４では、押出速度や押出後の冷却速度が工程Ｋ１と異なっている。冷却速度が工程Ｋ１より速い工程Ｐ１では、工程Ｋ１での結果と比べて、押出上がりでの平均結晶粒径が小さくなり、最終加工後の引張強度やビッカース硬度等が向上している。冷却速度が適正な冷却速度の１５℃／秒よりも遅い工程Ｐ２及び工程Ｐ４では、工程Ｋ１での結果と比べて、押出上がりでの平均結晶粒径が大きくなり、最終加工後の引張強度やビッカース硬度等が低下している。冷却を空冷で行なっている工程Ｐ３は、冷却速度が適正な速度よりも早いので、最終加工後の引張強度やビッカース硬度等において、良好な結果となっている。この結果から、最終の棒材において、高い強度を得るためには、冷却速度が速いほうが良い。冷却速度が速いほうが、Ｃｏ、Ｐ等がより多く固溶するので強度が高くなると思われる。また、耐熱性においても冷却速度が速いほうが良い。冷却方法が水冷であり、工程Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｑ、Ｒは、押出速度（ラムの移動速度、ビレットが押し出される速度）と押出比Ｈとの関係において、押出速度が、４５×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒から６０×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒の間にあるのに対し、Ｐ２は、押出速度が、３０×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒の値より小さく、一方、Ｐ1は、押出速度が、６０×Ｈ^−１／３ｍｍ／秒の値より大きい。Ｐ１、Ｐ２、Ｋ１を比較すると、Ｐ２の引張強さが低い。

表１７、１８は、工程Ｍ１乃至Ｍ６での結果を工程Ｋ１の結果と共に示す。
工程Ｍ１、乃至工程Ｍ６は、工程Ｋ１と熱処理ＴＨ１の条件が異なっている。熱処理指数ＴＩが適正条件より小さい工程Ｍ１、Ｍ２や、適正条件より大きい工程Ｍ４、Ｍ６や、熱処理の保持時間が適正な時間よりも短い工程Ｍ５では、適正条件内の工程Ｍ３、Ｋ１よりも、最終加工後の引張強度やビッカース硬度等が低下している。また、引張強度、導電性、伸びのバランス（これらの積、性能指数Ｉ）が悪い。また、耐熱性も適正条件から外れると悪くなる。

表１９、２０は、工程Ｑ１、Ｑ２、及びＱ３での結果を、工程Ｋ１の結果と共に示す。
工程Ｑ１、Ｑ３は、工程Ｋ１と押出後の抽伸加工率が異なっている。工程Ｑ２は、工程Ｑ１の後にさらに抽伸加工を行なっている。また、工程Ｑ１乃至工程Ｑ３では、熱処理ＴＨ１の温度を抽伸加工率に応じて低くしている。押出後の抽伸加工率が大きい程、最終加工後の引張強度やビッカース硬度が向上し、伸びが低下している。また、熱処理ＴＨ１後に抽伸加工を追加することにより、伸びが低下するが、引張強度やビッカース硬度が向上している。

表２１、２２は、工程Ｎ１、Ｎ１１、Ｎ２、Ｎ２１、Ｎ３、及びＮ３１での結果を示す。
工程Ｎ１は、熱処理ＴＨ１を２段階で行なっており、工程Ｎ１１はその熱処理ＴＨ１を押出後に行なっている。工程Ｎ１、Ｎ１１のいずれにおいても、工程Ｋ１、Ｋ３と同様に良好な結果を示している。工程Ｎ２、Ｎ２１は、押出が直接押出であり、工程Ｎ１、Ｎ１１と同様に２段階の熱処理ＴＨ１を行なっている。直接押出であっても、工程Ｋ１、Ｋ３と同様に良好な結果を示している。なお、寸法等が異なるが、工程Ｎ１の棒材は、工程Ｋ１の棒材より、導電性が良くなっている。工程Ｎ３、Ｎ３１は、工程Ｋ１、Ｋ３と同様の工程であり、押出後の冷却速度が速い。押出後の平均結晶粒径が小さく、最終加工後の引張強度やビッカース硬度が良好である。一方、工程Ｎ２、Ｎ２１は、冷却速度が少し遅いので、析出物の平均粒径が大きくなり、最終加工後の引張強度やビッカース硬度が少し低い。

表２３、２４は、工程Ｓ１乃至Ｓ９での結果を示す。
工程Ｓ１乃至Ｓ９は線材の製造工程であり、発明合金は、工程Ｓ１乃至Ｓ２において、比較合金やＣ１１００よりも押出上がりでの平均結晶粒径が小さく、引張強度、ビッカース硬度において良好な結果となっている。また、熱処理ＴＨ２を行なっている工程Ｓ２では、工程Ｓ１よりも繰返し曲げ回数が向上しており、熱処理ＴＨ２を行なっている工程Ｓ４、Ｓ５、Ｓ６、Ｓ９においても、繰返し曲げ回数が向上している。特に、熱処理ＴＨ２の保持時間が長いＳ９は、強度は少し低いが、繰返し曲げ回数が多くなっている。また、発明合金は、熱処理ＴＨ１、ＴＨ２、及び伸線工程を種々に組み合わせた工程Ｓ３乃至工程Ｓ６においても、良好な引張強度やビッカース硬度を示している。最後の工程を熱処理ＴＨ１上がり又は、最終に近い工程で熱処理ＴＨ１を施すと、強度は低いが、特に耐屈曲性に優れたものが得られた。また、熱処理ＴＨ１を２回行っている工程Ｓ７、Ｓ８においては、繰返し曲げ回数が特に向上している。熱処理ＴＨ１前のトータルの伸線加工率が７５％以上で高い場合、熱処理ＴＨ１を施すと、約１５％再結晶するが、その再結晶粒の大きさが約３μmで小さい。このため、強度は少し低下するが、耐屈曲性が向上する。

表２５、２６は、工程Ｒ１、及びＲ２での結果を示す。
工程Ｒ１及びＲ２は管材の製造工程であり、発明合金は、工程Ｒ１、Ｒ２において、押出後の冷却速度が速いので、析出物の大きさが小さく、良好な引張強度やビッカース硬度等を示している。

表２７、２８は、工程Ｔ１、及びＴ２での結果を工程Ｋ３、Ｋ４の結果と共に示す。
工程Ｔ１、Ｔ２は溶体化−時効・析出を行なっている。工程Ｔ１、Ｔ２では、押出上がりでの、平均結晶粒径が、工程Ｋ１、Ｋ２と比べて、非常に大きくなっている。そして、引張強度、ロックウェル硬度、導電率は、工程Ｔ１、Ｔ２と工程Ｋ３、Ｋ４とで同等になっている。また、Ｃｒ−Ｚｒ銅で工程Ｔ１、Ｔ２を行なったものは、発明合金で工程Ｋ３、Ｋ４を行なったものと比べて、押出上がりでの、平均結晶粒径が非常に大きく、引張強度、ロックウェル硬度が少し低く、導電率が少し高くなっている。一般的な溶体化−時効・析出材では、溶体化において高温で長時間加熱する為に、結晶粒は粗大化する。一方でＣｏ、Ｐ等は、十分に溶体化すなわち固溶しているので、その後の熱処理、時効析出により、本実施形態より微細なＣｏ、Ｐ等の析出物が得られる。ところが、その後の抽伸、冷間伸線後の強度を比較すると、発明合金と同等か少し低くなっている。これは、発明合金に比べ、析出硬化自体は溶体化−時効・析出材が上回るが、結晶粒が粗大化した分がマイナスとして相殺され、同等の強度になったと考える。

表２９、３０は、工程Ｔ３での結果を工程Ｓ６の結果と共に示す。
工程Ｔ３は、溶体化−時効・析出を行なっている線材の製造工程である。工程Ｔ３では、押出上がりでの、平均結晶粒径が工程Ｓ６と比べて、非常に大きくなっている。そして、引張強度、ビッカース硬度、導電率は、工程Ｔ３と工程Ｓ６とで同等になっているが、伸び、繰り返し曲げは工程Ｓ６が上回る。これは上述した工程Ｔ１、Ｔ２と同様で、工程Ｔ３は、析出効果自体は工程Ｓ６を上回るが、結晶粒が粗大化している分がマイナスになり相殺され、同等の強度となった。しかし、伸びや繰り返し曲げは結晶粒が粗大になっているので悪い。

表３１、３２は、発明合金とＣｒ−Ｚｒ銅の工程Ｋ１、Ｋ３における、同一押出での頭部、中央部、尾部でのデータを示す。
Ｃｒ−Ｚｒ銅は、工程Ｋ１、Ｋ３のいずれにおいても、頭部と尾部とで、押出上がりで平均結晶粒径に差があり、引張強度等の機械的性質も大きな差があった。発明合金は、工程Ｋ１、Ｋ３のいずれにおいても、頭部と中央部と尾部とで、押出上がりで平均結晶粒径に差が少なく、引張強度等の機械的性質も均一であった。発明合金は、機械的性質の押出製造ロット内バラツキが小さい。

上述した各実施例において、略円形、又は略楕円形の微細な析出物が均一に分散しており、析出物の平均粒径が、１．５〜２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさである管・棒・線材であり、ほとんどの析出物が、好ましい範囲である平均粒径が１．５〜２０ｎｍであり、かつ、全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさの管・棒・線材が得られた（表１１、１２の試験Ｎｏ．３２、３４等、及び図１０の透過電子顕微鏡像参照）。

熱間押出上がりでの平均結晶粒径が５〜７５μｍである管・棒・線材が得られた（表８、９の試験Ｎｏ．１、２、３等参照）。

熱間押出後から熱処理ＴＨ１までの、トータルの冷間抽伸／伸線加工の加工率が７５％を超えており、熱処理ＴＨ１後の金属組織において、マトリックスの再結晶率が４５％以下であって、再結晶部の平均結晶粒径が、０．７〜７μｍである管・棒・線材が得られた（表２３、２４の試験Ｎｏ．３２１、３２２等参照）。

押出製造ロット内の引張強度のバラツキでの（最小引張強度／最大引張強度）の比が０．９以上であり、かつ、導電率のバラツキでの（最小導電率／最大導電率）の比が０．９以上である管・棒・線材が得られた（表３１、３２の試験Ｎｏ．２３１、１、２３２等参照）。

導電率が４５（％ＩＡＣＳ）以上で、性能指数Ｉの値が４３００以上の管・棒・線材が得られた（表８、９の試験Ｎｏ．１乃至３、表２３、２４の試験Ｎｏ．１７１乃至１８８、及び試験Ｎｏ．３２１乃至３３７、表２５、２６の試験Ｎｏ．２０１乃至２０６及び３１３等参照）。さらに、導電率が６５（％ＩＡＣＳ）以上で、性能指数Ｉの値が４３００以上の管・棒・線材が得られた（表８、９の試験Ｎｏ．１及び２、表２３、２４の試験Ｎｏ．１７１乃至１８８、及び試験Ｎｏ．３２１乃至３３７、表２５、２６の試験Ｎｏ．２０１乃至２０６及び３１３等参照）。

４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上の管・棒・線材が得られた（表８、９の試験Ｎｏ．１等参照）。

７００℃で１２０秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上である管・棒・線材が得られた（表１１、１２の試験Ｎｏ．１、３１、３２等参照）。さらに加熱後の金属組織中の析出物は、加熱前に比べ大きくなるが、平均粒径で１．５〜２０ｎｍ、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下であり、そして金属組織中の再結晶化率は４５％以下であり、優れた耐熱性を示した。

冷間伸線加工の間、及び／又は後に、２００〜７００℃で０．００１秒〜２４０分の熱処理を施され、耐屈曲性に優れた線材が得られた（表２３、２４の試験Ｎｏ．１７２、１７４、１７５、１７６等参照）。

外径３ｍｍ以下で、かつ耐屈曲性に優れた線材が得られた（表２３、２４参照）。

また、上述した実施例から次のことが言える。Ｃ１１００は、Ｃｕ_２Ｏの晶出粒子が存在するが、その粒径が約２μｍと大きいために強度に寄与せず、金属組織への影響も少ない。そのために、高温強度も低く、粒径が大きいので、繰返し曲げ加工性が決して良いとは言えない（表６、７の試験Ｎｏ．Ｇ１５、及び表８、９の試験Ｎｏ．２３等参照）。

比較用合金の合金Ｎｏ．４１乃至４９は、Ｃｏ、Ｐ等が適正範囲を満足しておらず、また、配合量のバランスが悪いために、Ｃｏ、Ｐ等の析出物の粒径が大きく、その量も少ない。そのために、再結晶粒の粒径が大きいので、強度、耐熱特性、高温強度が低く、摩耗減量が多い（表８、９の試験Ｎｏ．１４乃至２２、及び表１１、１２の試験Ｎｏ．４８乃至５７等参照）。

また、比較用合金は、冷間圧縮を行なっても硬度が低い（表８、９の試験Ｎｏ．１４乃至１８参照）。発明合金は、再結晶粒径が小さい。本実施形態の製造工程程度の溶体化で、その後に時効処理を行なうと、固溶していたＣｏ、Ｐ等が微細に析出し、高い強度を得られ、また、殆どが析出しているので高い導電性を得る。また析出物が小さいので、繰返し曲げ性にも優れる（表８、９の試験Ｎｏ．１乃至１３、表１１、１２の試験Ｎｏ．３１乃至４７、及び表２３、２４の試験Ｎｏ．１７１乃至１８８等参照）。

発明合金は、Ｃｏ、Ｐ等が微細に析出しているので、原子の移動を妨げ、またマトリックスもＳｎにより耐熱性が向上していることも相俟って、４００℃の高温でも、組織的変化が少なく、高い強度を得る（表８、９の試験Ｎｏ．１、４等参照）。

発明合金は、引張強度、硬度が高いので、耐摩耗性が高く、摩耗減量が小さい（表８、９の試験Ｎｏ．１乃至６等参照）。

発明合金は、工程中において、低温で熱処理を施すことにより、最終材の強度は向上する。これは、高度の塑性加工後に行なわれたため、原子レベルの原子の再配列が生じたことによるものと思われる。最終に低温で熱処理を施すと、強度は少し低下するが、優れた耐屈曲性を示す。従来のＣ１１００では見られない現象である。耐屈曲性が要求される分野では、非常に有益である。

Ｃｒ−Ｚｒ銅を本実施形態の製造工程で製作した場合、押出頭部と尾部の時効後の強度は著しい差が生じ、尾部の強度はすこぶる低く、その強度比は約０．８である。また、尾部の耐熱特性他の特性も非常に低い。これに対し、発明合金は、約０．９８であり均一特性を示す（表３１、３２参照）。

なお、本発明は、上記各種実施形態の構成に限られず、発明の趣旨を変更しない範囲で、種々の変形が可能である。例えば、工程中の任意のところで洗浄を行なってもよい。

上述したように、本発明に係る高性能銅管・棒・線材は、高強度、高導電であるので、コネクタ、バスバー、ブスバー、リレー、ヒートシンク、エアコン用管、及び電気部品（留具、締具、電気配線器具、電極、リレー、パワーリレー、接続端子、オス端子、整流子片、モータのローターバーやエンドリング等）に、さらに耐屈曲性に優れるので、ワイヤハーネス、ロボット用電線、航空機用電線、及び電子機器配線材等に最適である。さらに、高温強度、高温加熱後の強度、耐摩耗性、耐久性にも優れるので、ワイヤカット（放電加工）用線、トロリ線、溶接用チップ、スポット溶接用チップ、スポット溶接用電極、スタッド溶接基点、放電加工用電極、電動機のローターバー、及び電気部品（留具、締具、電気配線器具、電極、リレー、パワーリレー、接続端子、オス端子、整流子片、ローターバー、エンドリング等）、エアコン用管、冷凍機冷蔵用管等に最適である。また、鍛造やプレス等の加工性にも優れるので、熱間鍛造品、冷間鍛造品、転造ねじ、ボルト、ナット、電極、リレー、パワーリレー、接点及び配管部品等に最適である。

本出願は、日本国特許出願２００８−０８７３３９に基づいて優先権主張を行なう。その出願の内容の全体が参照によって、この出願に組み込まれる。

Claims (13)

1. ０．１３〜０．３３mass％のＣｏと、０．０４４〜０．０９７mass％のＰと、０．００５〜０．８０mass％のＳｎと、０．００００５〜０．００５０mass％のＯとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、２．９≦（［Ｃｏ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）≦６．１の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、熱間押出を含む工程によって造られ、
   微細な析出物が均一に分散しており、
   前記析出物の平均粒径が１．５〜２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさであることを特徴とする高強度高導電銅合金管・棒・線材。
2. ０．００３〜０．５mass％のＺｎ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００３〜０．５mass％のＡｇ、０．００２〜０．３mass％のＡｌ、０．００２〜０．２mass％のＳｉ、０．００２〜０．３mass％のＣｒ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有したことを特徴とする請求項１に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
3. ０．１３〜０．３３mass％のＣｏと、０．０４４〜０．０９７mass％のＰと、０．００５〜０．８０mass％のＳｎと、０．００００５〜０．００５０mass％のＯとを含有し、かつ０．０１〜０．１５mass％のＮｉ、又は０．００５〜０．０７mass％のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、２．９≦（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］−０．００７）／（［Ｐ］−０．００８）≦６．１、及び０．０１５≦１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ」の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、熱間押出を含む工程によって造られ、
   微細な析出物が均一に分散しており、
   前記析出物の平均粒径が１．５〜２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさであることを特徴とする高強度高導電銅合金管・棒・線材。
4. ０．００３〜０．５mass％のＺｎ、０．００２〜０．２mass％のＭｇ、０．００３〜０．５mass％のＡｇ、０．００２〜０．３mass％のＡｌ、０．００２〜０．２mass％のＳｉ、０．００２〜０．３mass％のＣｒ、０．００１〜０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有したことを特徴とする請求項３に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
5. 前記熱間押出前にビレットが８４０〜９６０℃に加熱され、熱間押出後の８４０℃、又は押出材料温度から５００℃までの平均冷却速度が１５℃／秒以上であり、かつ、熱間押出後に、又は熱間押出後に冷間抽伸／伸線加工が行なわれる場合には前記冷間抽伸／伸線加工の前後、又は前記冷間抽伸／伸線加工の間に３７５〜６３０℃で０．５〜２４時間の熱処理ＴＨ１を施されたことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
6. 前記熱間押出上がりでの平均結晶粒径が５〜７５μｍであることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
7. 前記熱間押出後から前記熱処理ＴＨ１までのトータルの冷間抽伸／伸線加工の加工率が７５％を超える場合、該熱処理ＴＨ１後の金属組織において、マトリックスの再結晶率が４５％以下であり、再結晶部の平均結晶粒径が、０．７〜７μｍであることを特徴とする請求項５に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
8. 押出製造ロット内の引張強度のバラツキでの（最小引張強度／最大引張強度）の比が０．９以上であり、かつ、導電率のバラツキでの（最小導電率／最大導電率）の比が０．９以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
9. 導電率が４５（％ＩＡＣＳ）以上で、導電率をＲ（％ＩＡＣＳ）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＬ（％）、としたとき、（Ｒ^１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４３００以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
10. ４００℃での引張強度が２００（Ｎ／ｍｍ^２）以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
11. ７００℃で１２０秒加熱後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、又は前記加熱前のビッカース硬度の値の８０％以上であり、該加熱後の金属組織中の析出物の平均粒径が１．５〜２０ｎｍ又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下であり、該加熱後の金属組織中の再結晶化率が４５％以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
12. 冷間鍛造用途、又はプレス用途に使われることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金管・棒・線材。
13. 冷間伸線加工又はプレス加工が行なわれ、冷間伸線加工又はプレス加工の間、及び／又は冷間伸線加工又はプレス加工の後に２００〜７００℃で０．００１秒〜２４０分の熱処理ＴＨ２を施されることにより製造されたことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅合金線材。