TW201000650A - High strength and high electrical conductivity copper rod and wire - Google Patents

Description

201000650 六、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係有關於一種高強度高導電鋼棒線材，其係藉 由含有連續鑄造壓延之步驟而製造出來。 【先前技術】 以往，銅棒線材是被用作電導體’而使用於各種領域。 例如’被使用於汽車的線束（wire harness)，而汽車與地球 暖化有關’為了提升油耗而謀求車體重量的輕量化。但是， 由於汽車的高度資訊化、電子化、及複合動力化，而使線 束的使用重量有增大的傾向。而且，銅是高價的金屬，在 汽車業界也有著降低成本的需求。因此，若使用一種線束 用的銅線材，.其高強度而具有高導電性，且耐彎曲性、延 展性優良，則能減少銅的使用量，而可輕量化並降低成本。 此種尚強度馬導電銅棒線材的發明，是順應時代需求而成。 此線束有數個種類，從動力類到僅能流通微弱電流的 訊號類等各種。前者是作為首要條件而謀求近於純銅的導 電性，後者則謀求高強度，因此銅線須視用途而取得強度 與導電性之平衡。而且，機器人用、飛機用配電線等，是 高強度、高導電，且謀求著耐彎曲性。此種配電線之使用， 為了進而增加耐彎曲性，銅線材大多作為在構造上由數 根、數十根的細線所構成之絞線（twisted胙㈨來使用。而 且熔接紫（welding tip)等所用之銅棒材也謀求著高強度、 3 201000650 高導電。纟此’本說明書中所謂的線材，是指直徑或對邊 距離小於6顏之製品，線材即使切斷成棒狀，也稱為線 材。棒材則是指直經或對邊距離是6 _卩上之製品，棒 材即使呈線圈狀也稱為棒材。—般而言，材料的外徑粗者， 製品會切斷為棒狀，外徑細者則製品以線圈狀而出貨。但 疋，在直徑或對邊距離是4〜16 mm的情況下，因這些情 形同時存在，故在此定義。x，將棒材與線材總稱為棒線 材。

又’本發明之高強度高導 性0b銅棒線材）’是依照所使用 性。 電鋼棒線材（以下省略為高 之用途，而謀求著以下的特 連接器用線、匯流排’其公側隨著連接器的小型化而 漸趨細線化’因此謀求著耐於連接器之拔插的強度與導電 性。而因為使用中亦會有溫度上升，而須具有耐應力鬆他 性質（stress relaxation property)。 線切割（放電加工）用線，則謀求著高導電、高強度、 财磨耗性、高溫強度、耐久性。 架空線（trolley wire)因須有高導電、高強度，而亦謀求 使用中之耐久性、耐磨耗性、高溫強度。一般雖稱為架空 線4因夕為0 20mm者，故在本說明書中歸入棒的範疇。 熔接嘴則謀求高導電、高強度、耐磨耗性、高溫強度、 耐久性。 電氣零件，例如：匯流條、轉子線棒（r〇t〇rbar)、端子 電極、繼電器（relay)、電力繼電器（power relay)、連接器 4 201000650 連接端子、扣件尊，_ 機械零件、水龍頭，是導電、高強度。又’螺帽等 造，因此謀求著高導電：二:材切削、塵製或锻造而製 力繼電器或馬達所使 于磨耗性*而’在電 途等，自接合部之可貪“㊣寺電轧零件或水龍頭用 接合的手段，因此笮古η 大夕用銅知來作為 > * ώ 肩有例如在700°c之高溫加埶後亦伴牲 南強度的耐熱性。另认1 …旻丌保持 卜，本說明書中所謂的耐孰性 即使被加熱至500t以μ &山 町’、、、注疋才曰 上的同溫，也難有再結晶、 的強度優良。 力熟後 在機械零件或水龍頭的 % J用迷甲，疋進行壓製、鍛造， 而在後處理時進行螺红i丨制/ά t 仃系、、文軋製（thread rolling)、部分切削。特

別謀求的是，須有在；^ M W冷間之成形性、成形之容易性、高強 度與耐磨耗性，而盔岸 …應刀腐姓破裂（stress c〇rr〇si〇n cracking) ° 又，連縯鑄壓延法，也就是銅棒線材之製造方法， 其生產性1¾且成本低。-般而言，藉由將溶解、鑄造而得 且其一邊為數十公釐（截面積為1〇〇〇〜9〇〇〇mm2、一般為 4000 mm2左右）之梯形、多角形、橢圓形、圓筒狀的鑄造 棒，於鑄造後連續藉8〜20個壓延輥來在熱間狀態下壓延 (加工率70〜99.5%)’藉以得到截面積35〜7〇〇 mm2 ( — 般而言是100 mm2 )而截面是圓形、橢圓形、及多角形等 的棒材。 將此棒材進而藉由抽拉來拉拔而使棒材變細，而且藉 由伸線來作成線材（將拉拔此棒材之抽拉、與拉拔線材之 201000650 伸線，總稱而記為抽拉/伸線又，自棒材藉由一種屋出 方法（一般而言稱為c〇NFORM)而可作出匯流條、或者 多角形、或截面為福雜花ί & & i u „ , 復雜开/狀的棒材。基本上，連續鑄造壓 i法是被用作種純銅電線用素材的製造方法，該純銅電 線用素材在較廣溫度範圍下的熱㈣延時，變形阻力低、 凝固之後的熱間變形能力即優良。然而，若於純銅中添加 合金元素’則在熱間中的變形阻力變冑，變形能力變差。 特別疋纟於7G素之添加而產生凝固溫度範圍、固相線的 温度降低’因此在要求著凝固之後即優良之變形能力的連 續鑄造壓延上’銅合金被認為並不適合。，亦即，為了藉由 U ie壓延來作出銅合金的棒線材，則熱間變形阻力必 須低、凝固之後之熱間變形能力即必須優良。 又已知有一種銅棒線材，其係錫（Sn)與銦（In)合計含 有0.15 0.8貝里％，且其剩餘部分具有由銅（叫及無法避 免之雜質所構成之合金組成（例如參照曰本專利特開 2004-137551號公報）。然而，此種銅棒線材中，強度並不 充分，且其並非連續鑄造壓延，其鑄造步驟、壓延步驟是 獨立而個別地進行’所以成本高。 【發明内容】 本發明係解決上述問題之發明，其目的是提供一種高 強度高導電銅棒線材’是高強度、高導電，且成本低， 為了達成上述目的，本發明針對一種高強度高導電銅 201000650 棒線材，其合金組成係含有〇.12〜0.32質量％之鈷（c〇)、 0.042〜0.095質量％之磷（Ρ)、〇·〇〇5〜〇7〇質量％之錫（sn)、 0.00005〜0.0050質量％之氧（0)，其中鈷的含量[c〇]質量％ 與磷的含量[P]質量％之間，具有3.0$ ([c〇]—〇〇〇7) / -([P]—〇.〇〇8) $6.2的關係，且剩餘部分是由銅（Cu)及無 -法避免之雜質所構成，並係藉由包含連續鑄造壓延之步驟 而製造出來。 ^ 若根據本發明，藉由鈷及磷之化合物均勻地析出、且 藉由錫之固溶，而提升高強度高導電銅棒線材之強度與導 電率。而且，因為是藉由連續鑄造壓延來製造，所以成本 變低。 又’針對一種高強度高導電銅棒線材，其合金組成係 含有0.12〜0.32質量％之鈷（c〇)、0.042〜0.095質量％之磷 (P)、0.005 〜0_70 質量％之錫（Sn)、〇 〇〇〇〇5 〜〇 〇〇5〇 質量％ 之氧（0)，且含有0.01〜0 15質量％之鎳（Ni)、或〇 〇〇5〜〇 07 貝里％之鐵（Fe)的任一種以上，其中鈷的含量[Co]質量％、 鎳的含量[Νι]質量。/。、鐵的含量[Fe]質量％、與磷的含量[p] - 質量 ％之間，具有 3.0g ( [Co]+ 〇.85x[Ni]+ 0.75x[Fe]〜 -0·007) / ([P]—0.008) $6.2、以及 〇.〇15$ 1.5x[Ni]+ 3χ [Fe] S [Co]的關係，且剩餘部分是由銅（Cu)及無法避免之雜 質所構成’並係藉由包含連續鑄造壓延之步驟而製造出 來。藉此’藉由鎳及鐵’鈷、磷等之析出物變微細，而提 升高強度高導電銅棒線材之強度及耐熱性。 尚強度尚導電銅棒線材，所期望的是進而含有〇.〇〇2 7 201000650 〜0.5質量％之鋅（Ζη)、0·002〜〇 25質量％之鎂⑽）、〇.咐 〜0.25質量〇/〇之銀（Ag)、〇.0〇1〜〇」質量％之錘（zr)的任— 種以上。藉此，在銅材之回收過程中混入的硫（s)，會藉由

Zn、Mg、Ag、Zr而變得無害’可防止中溫脆性並進而強 化合金，所以能提升高強度高導電銅棒線材之延展性和強 度。 高強度高導電銅棒線材，所期望的是：在前述連續鑄 造壓延中之總計熱間加工率& 75%以上、小於95%的情形 中，前述連續鍀造壓延結㈣之金屬包織的未再結晶率是 1〜6〇%，且再結晶部分的平均結晶粒徑是4〜4〇μΐη;在前 述熱間加工率是95%以上的情形中，前述連續 束時之金屬組織的未再結晶率是—，且：結上 平均結晶粒徑是2.5〜25μηι。藉此，在連續禱造壓延素材 的1¾ #又中’因為具有未再結晶組織，且再結晶粒徑小，所 以提升了高強度高導電銅棒線材之強度。

局強度高導電鋼棒線材’所期望的是：前述連續鑄造 壓延中之壓延開始溫度是戰至讓。c之間總計熱間 加工率是75%以上，從請。c至彻。c之間的溫度區域中之 平均冷卻速度是10秒以上。藉此，因為是在適當的高溢度 下開始壓延、並以適當的冷卻速度冷卻’戶/f以到最終的母 材線為止可以用無動力的壓延設備來壓延，1 等大 夕呈口洛狀態。而因為c〇、p等大多呈固溶狀態，所以之 後的熱處理所得之微細析出物會均勾地分散，強度、耐執 性變高、傳導率也變良好。 8 201000650 造壓IT 3導電鋼棒線材’所期望的是：在前述連續鑄 /伸線加工的：Γ抽拉/伸線加工，在前述冷間抽拉 引後或是之間’以350。(：〜62(rc，施行〇5 〜16小時之埶麽 么 ’、、、，而使大約呈圓形或大約呈橢圓形的微 # 均勻地分散，前述析出物的平均粒徑是2〜 2〇nm、或全部析出物的9〇%以上是3〇nm以下之大小 此’因為微細析出

傳導率也良好。物均句地以，所以強纟、耐熱性高， 兩強度高導電鋼棒線材，所期望的是：在冷間伸線加 工之間或之後，以2⑽。C〜·。C，施行（ΜΚΠ秒〜18〇分 鐘之熱處理，而使耐彎曲性優m，因為耐彎曲性優 良，所以線材的可靠性變好。本說明書中所謂的耐彎曲性 優良’疋指例如：在外徑是2mm之線材的情形中，反覆彎 曲人數疋15 -人以上；外徑是〇.8mm的情形中，反覆彎曲 次數是20次以上。 咼強度咼導電銅棒線材，所期望的是：在外徑3瓜瓜以 下之線材中’纟耐彎曲性優良。因為耐彎曲性優良，所以 可用於被反覆彎曲的用途。 高強度高導電銅棒線材，所期望的是：在外徑以 下之線材中，導電率是45(%IACS)以上，當將導電率設 作 R(%IACS)、拉張強度設作 s (N//mm2)時，（r1/2xS) 的值是43 00以上，且耐彎曲性優良。藉此，因為（r1/、 S )的值是4300以上且耐彎曲性優良，所以可用於導電性 與強度受到要求的用途，而且可使外徑變細而降低成本。 9 201000650

兩強度南導電铜；@ U 棒線材，所期望的是：使用於線束。 因為高強度高導電錮侠綠# & ^ 钔棒線材的強度和耐彎曲性等良好，所 以線束的可靠性變好，而 而且τ使外徑變細而降低成本。 面強度馬導電铜掩始# 钔棒線材，所期望的是：導電率是45 (%IACS )以上、仲具县ς·0/

長疋5 /〇以上’當將導電率設作R ⑶ACS)、拉張強度設作s(N/mm2)、伸長設作L (… 時’（RwxSx(100 + L)/1〇〇)之值是·以上。藉此，可 用於導電性、伸長與強度受 又玉)资永的用途，而且可使外徑 變細而降低成本。 高強度高導電銅棒線材，所期望的是：具有在糾代 時之l8〇(N，_2)以上的高溫強度。藉此， 因為rlj溫強度高，所以可方古、田卞士 T在间溫下使用棒線材，而且可使 外徑變細而降低成本。 高強度高導電銅棒線材，所 厅’月望的疋：使用於冷間鍛 造用途或壓製用途。因為微細板 儆、、、田析出物均勻地分散，所以冷 間鍛造品或壓製品的強度會變強 3變強。而且，因為即使是動力 弱的加工設備也可以輕易地進行 ^ 仃令間鍛造或壓製成形，並 藉由加工後之熱處理而使強度和導 又邳V罨性變好，所以不需動 力強的設備而可降低成本。 高強度高導電銅棒線材，所期 ^期望的是：以700°C加熱 30秒後之維氏硬度（HV )是90 L 、 疋〇以上，且導電率是45 (%IACS )以上，而且前述加埶德 ‘、、、 金屬組織中的析出物 的平均粒徑是2〜20nm、或全邱虹山i 、 飞王邛析出物的90%以上是30nm 以下、或前述金屬組織中的再姓曰、玄， T扪冉、•口日日率是45%以下。藉此， 201000650 因為耐熱性優良 工、使用。 τ 乂在暴硌於高溫狀態的環境下加 且’因為短時間冥# 所以可使槔予間冋，皿加熱後的強度降低較少， 鍛造品較小，^ 2、、、田且使棒線材、壓製品、冷間 J而可以降低成本。 【實施方式】

針對有關本發明之眚_ A 明。在本於明由θ貫施形恶的高性能銅棒線材進行說 第 Χ ’提案有第1發明合金、第2發明合金、 古，合金，其係有關申請專利範圍第i項至第4項之 兩性能銅棒線材中的合今纟曰士、 ^ 、 妁。金組成。為了表示合金組成，女 說明書中，如[Co]般附有括孤沾_ 一 J竹有括弧的兀素符號，係用來表示 元素之含量值。又，將第 〇Λ 金 弟1至第3發明合金總稱為發明合 第1發明合金’其合金組成係含有〇 12〜〇 32質旦。/ (較佳為(Μ4〜0_32質量％’更佳“ 16〜〇29質量二。 之鈷（(：〇)、0.〇42〜0.〇95質量％(較佳為〇〇47〜〇〇95質〇量 %，更佳為0.051〜0.089質量％)之磷（ρ)、〇〇〇5〜〇7〇 2 量％(較佳為0·_〜0.40質量％，更佳為〇〇1〜〇19質量 %，或在重視導電性的情形中，較佳為〇 〇〇5〜〇 〇95質= /〇，更佳為〇.005〜〇.〇45質量。/0)之錫（811)、〇〇〇〇〇5〜〇.〇〇5() 質量％之氧（0)，其中鈷之含量[Co]質量％和磷之含量質 量％之間，具有 、 008 )

Xl= ([Co]- 0-007 ) / ([P]__0 11 201000650 的關係，其中XI為3.0〜6.2，較佳為31〜5 7，更佳為3 3 〜5.1，最佳為3.5〜4_5，並且剩餘部分是由銅（(：：11)及無法 避免之雜質所構成。 第2發明合金’其c〇、p、Sn之組成範圍與第i發明 合金相同，且其合金組成係含有〇〇丨〜〇.丨5質量％ (較佳 為0.02〜0.12質量％，更佳為〇〇25〜〇〇9質量之鎳 (Ni)、或0.005〜〇.07質量％(較佳為〇〇〇8〜〇 〇5質量％， 更佳為0.015〜0.035質量％)之鐵（Fe)的任一種以上，其中 鈷的含量[Co]質量％、鎳的含量[Ni]質量％、鐵的含量 質量°/〇和磷的含量[p]質量％之間，具有 X2= UCo]+ 〇.85x[Ni]+ 〇.75x[Fe]- 〇.〇〇7) χ ( [ρ] -0.008 ) 的關係，其中又2為3.〇〜6.2，較佳為31〜5,7，更佳為33 〜5.1’最佳為3.5〜4.5，且具有 X3 = 1.5x[Ni] + 3x[Fe] 的關係，其中X3為0.015〜[c〇]，較佳為〇 〇35〜（〇 9χ _更佳為0.05〜(0.8x[c〇])’並且剩餘部分是由銅(cu) 及無法避免之雜質所構成。 第3發明合金，其合金組成係於第i發明合金、或第 2發明合金之組成中’進而含有〇.〇〇2〜〇5冑量％之鋅 (Zn)、0.002〜0.25 質量 ％之鎂（Mg)、〇 〇〇2〜〇 25 質量 ％之 銀（Ag)、〇_〇〇〗〜〇」質量％之锆（zr)的任—種以上。 接著，針對高性能鋼棒線材的製造條件進行說明。將 原料熔解後，進行連續鑄造_，之後藉由抽拉/伸線步 12 201000650 驟來製造棒線材。亦可不進行抽拉/伸線步驟而僅進行連 續鑄造壓延。藉由連續鑄造壓延而壓延成外徑8〜25mm。 壓延開始溫度是860〜1〇〇〇。〇，總計熱間加工率是75%以 上’最終道次（pass)後的溫度，例如外徑是8mm的情形中 是500〜00(TC、外徑是20mm的情形中是600〜7〇(TC。又， 從850°C至400°C為止的平均冷卻速度是1(rc /秒以上。 f κ 另外，總計熱間加工率，是指（丨_ (連續鑄造壓延後之棒 線材的截面積）/ (壓延前之鑄物的截面積））χΐ〇〇%。 亦可在連續鑄造壓延後，以35〇〜62(rc進行〇 5〜16 小時的熱處理TH1。此熱處理Tm ’主要是以析出為目的， 可在抽拉/伸線步驟之間、或抽拉/伸線步驟之後進行， 亦可多次進行。又，抽拉/伸線步驟之後，亦可以〜 7〇〇°C進# o.ocn秒〜18〇分鐘之熱處理th2。此熱處理 ΤΗ2’主要是以回復為目的，可多次進行，亦可於此熱處 理ΤΗ2之後再度進行抽拉/伸線步驟，或是亦可在熱處理 ΤΗ2後之抽拉/伸線步驟之後再度進行熱處理阳2。 接者針對各S素之添加理由進行說明。在單獨添加 時無法獲得高強度及高耐熱性等，但是藉由與p、h的共 :添，，則會無損於導熱/電性而獲得高強度及高耐熱 二：獨只有Co時，強度稍微提升但並無顯著效果。 里-超過上限（0.32質量％)以上則前 性力升商且熱間壓延加工性降低。而且，導熱/電 加Γ二co量少於下限（°.12質量％)則即使與p共同添 …、法提高耐熱性，且無法形成目標的未再結晶组織。 13 201000650 而且，再結晶粒會微細化而無法成為金屬組織。 P與Co、Sn共同添加’會無損於導熱/電性而獲得高 強度及高耐熱性。單獨只有P時，會使流動性或強度提升， 而結晶粒則微細化。P量超過上限（〇〇95質量則前述 效果將飽和，而導熱/電性則受損。禱造時或熱間壓延時 易發生破裂。而g丨丨3 =面 且特別疋反覆彎曲加工性變差。磷量 f.. 少於下限（<U)42質量％)則強度及耐熱性不良，而且無法 形成目標的金屬組織。 藉由C。、P在上述組成範圍的共同添加，強度、耐熱 性、南溫強度、耐磨耗性、熱間變形阻力、變形能力、導 電性會變好。特別連續鑄造麗延結束時的母材線的尺 寸必須小的情形中，例如截面積是8()_2左右或“下的 情形中’ Co: 0.16〜〇·29質量％、ρ: 〇〇5ι〜〇〇89質量％ 最佳。即使Co、Ρ的其中一方較低的情形中，上述任一特 性也無法發揮顯著的效果。過多的情形中，則盥各自單 添加的情形-I’會產生成本之增加、熱間變形能力之降 低熱間變形阻力之增大、熱間加工破裂、弯曲加工破裂 等毛病。 錫（叫雖然被謀求在上述組成範圍，但在高性能銅棒 ^不特別必須有焉強度、而是必須有高導電性的情形 二較佳為0.005〜0.095質量％，進而最佳為〇〇〇5〜Ο· 質董％。4目反的’在棒材用途上偏重強度的情形中，較佳 0.40貝里〇/〇，而在母材線必須細的線材用途上， 因為Sn會提高熱間變形阻力，所以較佳為ο.〜〇19質量 14 201000650 %。另外，在線材用途等之中，在後續步驟中附加高冷間 加工的情形中，藉由Sn之固溶強化、與藉由冷間伸線等而 加工硬化的相乘效果，而可在0 05質量％至〇 〇95質量％ 之少量的Sn的添加，而得到夠高的強度。只有c〇、p的 . 添加，則基材的耐熱性不充分、不安定。Sn在使耐熱性提 - 升（特別疋連續鑄造壓延中之未再結晶組織之均勻生成的 促進）、使再結晶部之結晶粒微細化的同時，也使強度之提 r ;升、彎曲加工性、耐彎曲性、耐衝擊性提升。特別是線束、 機器人配線、飛機用配線的用途上，因為有著門、臂等開 合處’所以耐彎曲性等延展性很重要。

Sn在自壓延開始溫度至8〇(TC或75(rc之熱間壓延 時，會使粗大的鑄造組織被破壞所生成之再結晶粒較細、 抑制再結晶粒之成長，同時c〇、p等大多呈固溶狀態。藉 由固溶於基材之Sn、和Co與P的固溶及析出，基材之動 態再結晶溫度及靜態再結晶溫度提高，以熱間壓延溫度是 U 7501或稍低於750t：之溫度例如700t為界限，未再結晶 組織的比例雖然增加，但該未再結晶組織是均勻地分布。 藉由Co、P和Sn，基材的耐熱性提高、由微細的再結晶粒 與均勻地分布的未再結晶粒所構成，進而，藉由固溶於基 材的Sn而在連續壓延中使c〇、p之析出受到抑制，大多 的C〇、P是呈固溶狀態。亦即，Sn會降低c〇、p等的溶體 化靈敏度，進而在之後的析出熱處理時，亦有著使c〇、p 等析出物微細而均勻地分散的效果。χ，棒材用途的情形 中，因為最終製品的直徑大，所以連續鑄造壓延後的外徑 15 201000650 也粗，因此在連續鑄造壓延的加 工旱低’故為了使再結晶 粒微細化而須有Sn。熔接嘴或架办 _ 木上線所要求的30(TC左右 的高溫時的強度受到提升。又， 對於依賴硬度與強度的耐 磨耗性也有效果。另外’本說明書 ^ 將呵溫時固溶之原 子即使在冷卻中的冷卻速度緩慢 1又也難以析出的現象，稱為 「溶體化靈敏度低，冷卻速度緩悴 又茂改則易於析出的現象，稱 為「溶體化靈敏度高」。

Sn若少於下限（〇.〇〇5質量％)，則強度、基材之耐熱 性、青曲加工性變差。超過上限（〇7〇質量％)，則導熱/ 電性降低、凝固後當下的熱間變形能力變差、熱間變形阻 力變高、熱間下的壓延加工變得困難。例如，相較於sn: 0.03質里％之添加材，Sn : 〇 2重量％之添加材在几〇〜9⑽ °c的熱間.變形阻力增加約20%，7〇(rc以下則變形阻力進一 步變高。關於熱間變形阻力，即使改變壓延道次排程，若 Sn添加量多，則難以一次施加报大的壓下量，特別是在連 續鑄造壓延後期的變形阻力變高，而難以得到細的母材 線。例如為了得到3mm以下的線材，在此母材線的階段即 先使其較細且截面積較小者，在成本、步驟上也有利。因 此’例如為了得到直徑1〇mm亦即截面積是8〇mm2左右的 母材線’ Sn量是〇 · 19質量％、或較佳為〇· 〇9 5質量％以下、 更佳為0.045質量％以下。另一方面，Sn的添加會使導電 性降低。為了得到高導電性，Sn以設作〇.19質量％以下為 佳。作為比純鋁（A1)優良的導電性，為了確保在65%iacs 以上、更佳為70%IACS以上、最佳為75%IACS以上，Sn 16 201000650 以0.095質量％以下為佳，更佳為G.Q45質量％以下。 為了得到高強度、高導電也就是本發 。 物的大小與分布，亦即。。^、…的調配二:二出 重要。藉由析出處理，〜、犯士及p之析出物^书地 c〇xPy、C。為Pz、CQxFeyPz等球狀或橢圓 = 徑是l〇nm左右，亦即若以葬平…夕把斫出物的粒 徑來定義"η 斤出物的平均粒 來疋義則疋2〜20_’或析出物的9〇%以上、較佳為价 以上是 0.7nm〜 30nm 或 2 5nm〜 3〇nm ( 3〇nm 以 。 該等均勻地析出而可得到高強度。另外，^ 曰 的析出粒子’目為其尺寸的限度是能使用-般的穿透2 子顯微鏡：丽而以75萬倍或15萬倍之倍率來區別者， 所以若能觀測粒徑小於〇.7nm之析出物，則粒徑是”⑽ 或2,5nm〜30nm之析出物的存在比财會改變。缺後 禱造物的連續鑄造壓延中，藉由C〇、P等析出物而可延遲 再結晶化、得到未再結晶組織與微細再、m織。另外 從凝固當下至辑以上的溫度中，粗大的鑄造組織在連 續鑄造壓延中被完全地破壞，無停滯而順利地進行士 晶粒的生成。又，C〇、p等析出物可使熔接嘴等所要求的 300。(：或_。(：之高溫強度提升。又，因為耐磨耗性是依賴 硬度HU CG'P等析出物對於耐磨耗性亦有效果。 進而’Co、P等析出物例如在7〇(rc之高溫中被短時間加熱 的情形中’因為析出物大多並未消失，雖然成長但並未粗 大化’所以在7〇〇。。之高溫中短時間加熱後’也可得到具 備尚強度與高導電之棒線材及其壓製成形材。 201000650

Co、P、Fe、Ni之含量須滿足以下的關係。C〇之含量 [Co]質量％、Ni之含量[Ni]質量％、Fe之含量[Fe]質量％、p 之含量[P]質量％之間須具有 ( [Co]~ 0.007 ) / ([P]-〇.〇〇8) . 的關係，其中XI為3.0〜6_2,較佳為3」〜5.7,更佳為3.3 5.1最佳為3.5〜4.5。又，添加Ni、Fe時，須具有 X2- ([Co]+〇.85x[Ni]+0.75x[Fe]- 0.007 ) / ([p] -0.008 ) f - 的關係’其中X2為3.0〜6.2,較佳為3]〜5.7,更佳為3.3 〜5·1，最佳為3.5〜4_5。XI、X2若超過上限，則會引起 導熱/導電性的降低，耐熱性變得不充分，引起連續鑄造 壓延中的再結晶溫度之降低，無法抑制結晶粒之成長，熱 間變形阻力亦增加，無法得到強度之提升。χι、χ2若低於 下限，則會引起導熱/導電性的降低，損及熱間、冷間中 的延展性。又，Co、Ρ之組成若是適當的比率，則例如c〇 : 0.25質量％之材料在700〜9001c的熱間變形阻力（加工率 2〇%時），相較於Co : 0.15質量％之材料，大概會增加5%。 又，若是900。(：以上的溫度區域，％ c〇: 〇 15質量％之材 料的熱間變形阻力，相較於純銅cn00，會高5%左右，若 是800°C則會高15〜20%。 又’ Co等各it素的調配比率，即使與化合物中之構成 比例同樣，也並非全部都化合。上述式中，（[c〇]—〇.〇〇7) 的意思是Co有0.007質量％的部分以固溶狀態殘存，（[p] —〇細）則是P有0厕質量％的部分以固溶狀態殘留於 18 201000650 基材。亦即上式中，（[Co卜〇 率若在最佳範圍之3·5〜4·5 。（ [Ρ]— 〇.0〇8)之比 出物’可以例如以C〇2P、c〇、：味著C〇與Ρ所形成之析 調配，率，則會形成目的二二表:。若符^匕 電、兩強度材料之重要條件。 且滿足成為南導 進而越遠離第明合金 —方面，越遠離最佳範圍、 P之任一者將 #忐蚯 6.2比率的範圍，則Co、 有將不形成析出物而是 ί 到高強度材料，導電性也變差令狀悲’不僅無法得 的不同之析出物，因為析出粒徑變：、化合比率與目 貝獻的析出物，所以無法成 不太有 同樣地，在。。、4與二二度之材料。 Ο·7 — ·” 與= 之—，則由c"e、Ni =在最佳範圍

Ni.p „ , /、卩所形成之析出物，例如 會^ F代C°2P或之化合式中所示之Co 的 h 而成的 C()xNiyFezPa、CGxNiyPz、C。 若不形成以C。"。…。…本之微•二:。 則無法得到高強度、离I雷ω & 、析出物’ = 強度4電性也就是本案之主題 最佳範圍、進而越遠離第2發 圍’則C〇、Fe、Ni愈ρ之任h 6.2比率的範 匕、P之任一者將不形成析出

溶狀態’不僅無法得到高強度材料，導電性也變差疋^ 形成化合㈣與目的不同之析出物，因為析出“變；V 或是對強度不太有貢獻的析出物，所以無法成為 高強度之材料。 Πί電、 雖然Fe、N! 7C素的單獨添加，對於耐熱性、強度等各 19 201000650 特性之提升並無太大貢獻，會使導電性降低，但Fe、Ni 基於與Co和p之共同添加’則可部分代替之功能。上 (數予式（[Co]十 〇.85x[Ni]+〇75x[Fe]—〇〇〇7)中，[叫 之係數〇.85和[Fe]之係數0.75,是表示將Co和P之結合 設作1時，Ni和Fe與p結合之比例。 另方面，若將其他元素添加於銅，則導電性變差。 例如僅將Co、Fe、P單獨添加〇 〇2質量％於純銅，則一 般導熱/電性降低約1〇%’若將Ni單獨添加〇 〇2質量％， 則降低約1.5%。 右Co、P等之計异式的值χι、χ2越偏離最佳範圍， 則因為損及析出物之超微細化和均勾分散，所以會損及析 出硬化、未再結晶化及再結晶部之微細化等對金屬組織面 之效果㈣熱性。又，因為c。、p等呈固溶狀態，所以導 熱/電性降低。若適當地調配c〇、p等而微細析出物均句 分布，則會藉由與Sn之相乘效果而在耐彎曲性等延展性上 也發揮顯著的效果。

Fe、Ni會部分代替〜之功能。以、犯之單獨添加， 會使導電性降低，而對於耐熱性、強度等各特性之提升並 無太大貢獻。Ni即使單獨添加，也會使連接器等所要求之 應力鬆弛性質提升。又’基於與c〇、p之共同添加，奶除 了具有代替Co的功能外，也具有即使上述數學式（[c〇] + 〇.85X[NiJ+0.75x[Fe]—〇 〇〇7) / ([pj—〇 _)的值遠 離3.0〜6.2之中心值時，也可將導電性之降低維持在最小< 限度的功能。又，電鍍錫（Sn)的連接器等會抑制％之擴散。 20 201000650 但是’若過剩（0.15質量％以上或超過數學式（ΐ5χ刚+3 x[Fe]S [Co])之量）地添加Ni，則析出物之組成會徐徐變 化，不僅對強度提升沒有貢獻，熱間變形阻力會增大、導 電性也會降低。 基於與Co、P之共同添加，^在微量的添加下，虫強 度之提升、未再結晶組織之增大、再結晶部之微細化息息 相關。不過，若過剩（0.07 f量％以上或超過數學式（ΐ5χ [NO+SxfFe^c。])之量）地添加卜，則析出物之組成會 徐徐變化，不僅對強度提料有貢獻，熱間變形阻力會增 大、導電性也會降低。

Zn ]^^、21*’可使在鋼材之回收過程混人的硫（5) 變得無害’降低中溫脆性，提升延展性和耐HZn、Mg、 Ag、ΖΓ會幾乎無損於導電性而強化合金。hug是 藉由固溶強化而心是藉由析出效果而提升合金之強度。Zn 會進而改善焊料可濕性、銅焊性。Zn等具有促進c。、p之 物出的作用。Zn、Mg、Ag、zr〇 法:揮上述效果。若超過上限，則不止上述二 At ^電性也開始降低、熱間變形阻力變大，變形 能力發生問題。Ag、Mg因為與“相同程度地固溶強化， 但也與S η相同藉择从担山 η 门私度地耠向熱間變形阻力，所以在連續鑄造 π . 中以添加置〇· 19質量〇/〇以下為佳。 〇 :Zr之添加量也以0.0045質量％以下為佳。 門◎ “ 十對加工步驟進行說明。連續鑄造壓延中 間變形阻力，备陆—〜τ <热 日Ik者、皿度的降低而指數地升高。又，若添 21 201000650 加其他元素於純鋼，則熱間變形阻力會升高。特別是，雖 然在超過800 C的鬲溫側’發明合金的熱間變形阻力與純 銅沒有很大差距’但在_以下的溫度，則其熱間變形阻 力與純銅的差距會隨著溫度的降低而變廣。為了克服此 點，熱間壓延開始溫度須在與純銅的情形"目同或其以上 的較高溫度，例如86〇t至1〇〇〇t、以88〇1〜99〇亡為佳、 更佳為91(TC〜98()t，來開始1延。又，變形阻力是依賴 與輥之接觸面積亦即壓延量（壓下量）。壓延初期，因為埶 間變形阻力低，所以會得到純銅以上的很大的壓延量（壓 下量），例如會增加5〜20%。另一方面，壓延後期，特別 因為發明合金的變形阻力變得比純銅高，所以反而藉由壓 延量（壓下量）的減小’最終可得到與純銅同樣尺寸的細 的母材線。 。在熱間加工中，即使只有數秒的短時間，純銅在約500 C也會充分地再結晶。然而在發明合金的情形中，因為具 有高财熱性，所以以·〜75代為界限，即使在其以下的 溫度施以塑性加工，也會產生沒有再結晶化的部分。這是 因為部分以Co、P為中心的析出開始，故在其影響下再結 晶核的生成延遲。另外，若熱間壓延是在86〇。匸至、 以赋〜99CTC為佳、更佳為啊〜戰開始壓延則 在製作外徑是8_之母材線的情形中，在壓延中期的彻 C或⑽的時間點上’鑄塊組織會被充分破壞而再結晶 化。又，正在再結晶時，Co、P等大多是固溶狀態。以7〇〇 〜挪C為界限，在其以下的溫度中，未再結晶粒的比例增 22 201000650 加，若冷卻速度慢則Co、P等雖會析出，但此時析出之粒 子大，對強度不太有貢獻。較期望的是，以上述壓延開始 溫度，並且將從壓延初期之材料溫度850。(：至400之溫度 區域的冷卻速度設定於l0t/秒以上，而使C〇、p較多呈 固溶狀態。未再結晶組織因為強度比再結晶組織高，所以 可利用此未再結晶組織而謀求材料之高強度化。另外，在 連續鑄造壓延所得之未再結晶組織，並非如在冷間加工般 的加工組織。未再結晶組織，雖然差排密度比再結晶組織 高，但差排密度比冷間加工組織低而富有延展性。此未再 結晶組織，其原本的再結晶粒當然以微細者較佳。 c, 另方面，未再結晶率，其依賴組成自不待言，而也 依㈣延溫度、加卫率’例如連續鑄造壓延時從至 ίο⑽開始壓延，將冷卻速度設作i(rc/秒以上，當棒材 :卜4工疋24mm時’未再結晶率僅2〜5()%，相反地，若外徑 是8麵，則未再結晶率主要是藉由最終壓延溫度的降低: 亦上升至10〜8〇%。因&，外徑細者未再結晶化的比率較 大。進而，因為與輥接觸、受到來自空氣的冷卻、塑性變 要：在外周部進行’所以表層附近的未再結晶率較 门另$面，再結晶部的平均結晶粒徑會影 ㈣度。若再結晶部㈣結晶粒小、再結晶部與未2晶 取得適當的平衡，則可得到機械性質優良的銅合 從熱間加工率總結而言， 壓延材料的總計熱間加工率是 高性能銅棒線材之連續鑄造 75〇/。以上、小於95°/。的情形 23 201000650 中’或是截面積是15w以上、小於7〇w的情形中， 在連續鑄造壓延結束時的階段，以金屬組織的未再結晶率 是1〜6〇%、再結晶部分的平均結晶粒徑是4〜卿m為佳。 較佳為金屬組織的未再結晶率是3〜㈣、再結晶部分的平 均結晶粒徑疋4〜3〇μιη。進而在截面之中心部或接近中心 部的部分，以未再結晶率是G〜3G%、再結晶部分之 晶粒徑是5〜35_為佳，而在截面之表層附近部分，以： 再結晶率1 2G〜8G%、再結晶部分之平均結晶粒徑是*〜 25μηι為佳。 /連續鑄造壓延材料的總計熱間加工率是咖以上的情 形中，或是截面積小於15Gmm2的情形中，以金屬组 未再結晶率是H)〜8()%、再結晶部分之平均結晶粒徑是U 〜25陶為佳。進而以金屬組織之未再結晶枝2〇〜㈣、 再結晶部分之平均結晶粒徑是Μ，為佳。然後，截面 中接近中心部的部分，以未再結晶率是1〜45%、再结晶部 分之平均結晶粒徑是3〜35_為佳，而在截面之表層σ = 部分’以未再結晶率是35〜95%、再結晶部分之平均結晶 粒徑疋3〜15μιη為佳。未再結晶率若高，則加上後續之冷 :加工’ ϋ由加工硬化而可提高強度。又，未再結晶率若 回，則C〇、Ρ等之溶體化稍微不充分，藉由Co、Ρ等而產 2析出硬化會務微降低。進而，未再結晶率若高，則再 、’°阳°卩分的結晶粒的大小會變小，強度增加。例如具體而 °，在之後的步驟中，於析出熱處理前後不進行冷間加工 的情形、與冷間加工率小的情形中，因為析出硬化佔優勢， 24 201000650 所以未再結晶率以1〜45%為佳。同樣地，將棒材冷間壓製 或冷間鍛造的情形中，因為也期望強度較低、富有延展性， 戶:以未再結晶率以N45%為佳。另一方面，於析出熱處理 刚後進行20〜50%之冷間加工的情形中，從強度面而言， 未再結晶率以20〜65%為佳。在線材用料，冷間加工率 高的情形中’未再結晶率以2〇〜65%為佳。這是因為，若 表面附近的未再結晶率高至35〜95%，則在析出熱處理 時’表面附近反而變得柔軟、彎曲性變得優良。另外，此 處之總計熱間加卫率，是指（卜（連續鑄造壓延後之棒材 的截面積）/ (壓延前之鑄物的截面積)）χΐ〇〇%。 、-般而言’再結晶粒基本上以較細者為佳，但須有高 :強度與延展性的情形中’自高溫（3〇(rc )潛變的觀點而 言，相較於微細者，再結晶粒以大至某種程度者為佳，而 以〜3〇μιη為佳。又，自对熱性的觀點而言，未再結晶 率f、1〜45%即可。另外，如上述般將總計熱間加工率設作 以上’疋為了達到使鑄造組織完全受到破壞的加工 率。然後，即使在本範圍外，只要是接近75%之7〇%以上 的加工率，則大致可適用上述。此種由未再結晶組織與微 細再結晶粒所構成而之後施以熱處理的發明合金之棒線 才s與經過一般進行之溶體化—熱處理步驟的棒線材， 具有同等的強度。然後不僅是強&，富有延展性也是其特 長。 針對熱處理™進行說明。藉由熱處理Tm，大約呈 圓形或大約呈橢圓形的微細析出物會均勾地分散於棒線 25 201000650

材，析出物之平均粒徑是2〜2〜 ^ A 2、、或全部析出物的90% 从上疋 30nm以下之大。^ 八 下之大J如此，錯由微細析出物均勾地 刀放’棒線材之強度與導電性會 ^ ^ |文好，棒線材之可靠性會 ^升。連續鑄造壓延後之冷間加 實 工的加工度越高，Co、p 荨化合物的析出部位會增加且在 考挪政# θ 你低恤析出。基本的ΤΗ1埶 處理條件’是在35〇t〜620°C谁a λ c … 進仃〇·5〜16小時。 加工率是〇%的情形中，是在4 之 W产Me 進订1〜16小時， 以在475〜55(rc進行2〜12小 于 古认♦ 等為么。進而，若欲得到較 河的V電性，則例如以在5 2 51 4 , C進仃2小時與在5GGt進行 4小時的兩階段的熱處理較有 婪描aw, u馬熟處理前之加工率 右增加則析出部位也增加，所 手 ^ ^ 所以例如10〜40%之加工率的 情形中，最佳熱處理條件是朝低、、s伽# & 羊的 的你姓β 疋朝低酿側移動10〜20。。。較佳 的條件是以425〜580t進行卜16小時。 進而，若使敎虛理、、©电 t.. 墟目, ，皿度、熱處理時間、冷間加工率明 確，則設作熱處理溫度：Τ ( 〇Γ、 丰月 . k L )、熱處理時間：t (小眭、 冷間加工率：RE ( %)，將Γ 可）、 -RE) … 、50xLog“10〇 37〇 })之值設作熱處理指數η，則可為 370^ ΤΙ^ 510 以 390$ Tig 490 為佳，若設作 400$ TIS 480 右較長則熱處理溫度會 大約是以時間之平方根 則為最佳。在此’例如熱處理時間 朝低溫側移動，對於溫度的影響， 26 201000650 的倒數來造成影響。又，隨著加卫度增加 加，且原子之移動也增加而易於析出 析出部位會增 朝低溫側移動。冷間加工率會對熱處理二：處理溫度會 響。在此，W是自然對數，冷間加工率：二，很大的影 工後之棒線材的截面積），（加工 疋指（1-（加 X100%。進行多次ΙΉ1 g ίϊ Μ # 秦線材的截面積）） 艰仃夕·人TH1處理的情形中，曰 鑄造壓延材料的總計冷間加卫率。 π相來自連續 因為熱處理TH1的目的，是使c〇、 析出，所以雖麸也雹鱼#太& π 寺微、，·田而均勻地 稚’、'、也需與成本取得平衡 理™，則棒線材之導電性仏^二==熱處 在第1次的熱處理則中雖然幾乎 會提升。 仍未達完全，基材中仍存在有^可析但即使如此 H i Λ ^ , 一析出狀態的Co、Ρ等❶ 错由在苐1次的熱處理TH1之 工，*少廿 交 Λ抽拉或伸線等塑性加 工並在其後之熱處料升高溫冑 變得容易，在m 1 A 〇 在 人之…處理未完全析出之c。、p等，會 -人的熱處理TH1中進而析出。 性之線材的悴拟击t, 亏引疋肩有耐彎曲 ㈣你 以中，則多次進行TH1，而在最終的TH"士 束後使用即可。 』rii _ 越均^微細地分布，大小也—致，其粒徑越細， 、Q曰曰部之結晶粒徑、強度、耐熱性造成良好影變。 C ο、P | 曰 物的大小，對於強度、耐熱性、未再結晶组 織之形成、再社曰, 一 丹~阳組織之微細化、延展性很有效。平均觀 4坐 2 2 0 X 2〜I2nm為佳，最佳為3〜9nm。特別是， 在析出之執虑；^ ^ 、、、晁理别的總計冷間加工率是〇〜40%的低加工 27 201000650 率、素材之未再結晶率低的棒材的情形中，因為強度 是依賴析出硬化，所以析出物以較小者為佳，最佳為 粒徑疋2·5〜5.5nm。另—方面’在總計冷間加卫率超過物 之線材的情形中，由於加工硬化而失去延展性，在熱處理。 ™日夺基材必須是具有延展性的狀態。結果，析出物最佳 是將平均粒徑設作3.5〜9.5nm，較佳是稍微犧牲析出硬化 而提升延展性、導電性並取得平衡。 又’發日月合金之棒線材及將該#線材㈣而成之麼製 二’即使暴露於例如戰之高溫下3〇秒，再結晶化率也 是45%以下，仍然具有高強度。又，相較於加熱㈣ 導電率’其降低率在20%以下，Sn之添加在〇 〇95%以下的 兩導電用途的情形中’可維持於6G%IACS、或是65%1奶 以上的高導電性。相較於卡遜合金(c〇rs〇nAii〇y)、。銅、

Cr Zr銅或Tl銅也就是一般的析出硬化型合金，此高 特&等較優良。這是因為’即使暴露於70G°C之高溫下3〇 &析出物也大多不會消滅’且析出物雖然成長，但析出 J疋平均粒徑20nm以下或3〇nm以下之析出物的 幻為90%以上。另外，析出物當然不包含在鑄造階段所 產生之沈析物。 …關於析出物之均勻分散稍加定義，則以15萬倍之ΤΕμ 來觀察時’於後述之顯微鏡觀察位置（除了極表層等特殊 思lOOOnmxlOOOnm區域中至少90〇/〇以上之析出 粒子的與最鄰近析出粒子間之距離…5〇nm以下、以 m以下為佳，最佳為平均粒徑的5倍以内。又，在後 28 201000650 述之顯微鏡觀察位置的任意1000nmxl〇〇〇nm區域中，析出 粒子至少是25個以上、以50個以上為佳、最佳為存在1〇〇 個以上，亦即在標準的部位令，無論取哪個微觀的部分， 均沒有會對特性造成影響的無析出帶。㈣，定義為二有 「不均勾析出帶」。另外，以15萬倍之TEM觀察時，因為 可判別之析出物的界限是2.5_，所以平均析出物的大小 也是以2.5nm以上之析出物為對象，同樣地，在30nm以 下之析出物的比例，t χ 2 J也疋以2.5nm以上之析出物為對象。 析出物的大小大約是7nm以下的情形中，是以Μ萬倍來 觀察。以75菡俾夕τϋλ/ΐ *加a 4倍之TEM來觀察時’因為可判別之析出物 的界限疋〇.7_，所以平均析出物之大小、在3〇nm以下之 析出㈣比例，也是以〇.7nm以上之析出物為對象。 接者，針對熱處理TH2巧aa , 士 iH2進仃說明。在細線般給予高冷 間加工率的情形中， 霄中經過連續鑄造壓延之製 淨王的材料’於伸線途 B、田 〆 冉、、口日日酿度以下之低溫來加入回 復#處理，使出現延展付夕銘赶站& 、展〖生之後再伸線，則強度 而若最終伸線後進杆μ、f舳南Β ^ 逃熱處理’則雖然強度稍微降低， 但耐曲性等延展性顯 +。 Θ者如升，導電率也提升。在外徑細 之3mm以下的情形击 ,, ^，自生產性的觀點而言、且自退火時 卷曲習性的觀點而言，蕤 3連，退火设備以3 5 0〜7 0 〇。〇孰處 理0-001秒至數秒者鉸杜丄 L .、、、 ± 者較佳。如此，因為藉由進行熱處理 ΤΗ2，棒線材之耐彎 也進而提升。在此Γ 所以棒線材之可靠性 ” '此’所謂财彎曲性優良，是指例如在外徑 疋2mm之線材的愔 的障形中，反覆f曲次數是15次以上；外 29 201000650 徑是〇.8_的情形中，反覆彎曲次數是20次以上。 明。一針本㈣，高性能銅棒線材之特徵進行說 °乍為付到尚性能銅棒線材的手段，有著 時效析出硬化、固溶硬化、結晶粒微細化為主體之押 制，為了此組織控制而添加有 '' 虿谷種兀素。但是，關於導電 ’卜添加於基材之元素若固溶則一般會阻礙導電 元素不同而會顯著阻礙導電性。發明合金中之c〇、p: = f 是會顯著阻礙導電性的元素。例如僅單獨添加Col、/

:純銅，則導電率受損、約1〇%。進而在以往的時效析出J 口金中’ A不可能使所添加元素效率良好地析出而不固溶 殘：於基材’而殘存著問題。發明合金之構成元素c〇、p =這些元f ’若&照上述數學式而添力σ ’則有著能使已固 /合之Co、ρ等在之後的熱處理中幾乎都析出的特長，而能 確保高導電性。 另一方面，作為時效硬化型銅合金而有名的卡遜合金 (添加有鎳（Ni)、矽（Si))及鈦銅，即使完全溶體化而進行 N*效處理，相較於發明合金，其Ni、si或Ti也於基材中 殘留較多’結果有著強度雖高但導電性降低的缺點。又， 般右進行在完全溶體化—時效析出之製程中所必須之在 同溫下的溶體化處理（例如以代表性的溶體化溫度800〜 950 C加熱數分鐘以上），則結晶粒會粗大化。結晶粒之粗 大化’會對各種機械性質造成不良影響。又，溶體化處理 在製造中受到量的限制，而牽涉到大幅的成本增加。另一 方面’雖然組織控制主要是採用結晶粒微細化，但是在添 30 201000650 加兀素量少的情形中’不太能期待有顯著的結晶粒微細化 之效果。 在本發明中，發現可同時進行控制c〇、p等的組成、 連續鑄造壓延步驟中之溶體化與結晶粒微細化、及未再結 日曰、’且織的組織，以及發現進而可在之後的熱處理步驟中使 p等微細析出。亦即’若在連續鑄造壓延中，對於在 高溫凝固狀態之鑄造物施加藉由熱間壓延之塑性變形，且 將從85〇t至4帆為止之溫度區域中的平均冷卻速度設 作10C/秒以上’或是將從85代至6〇〇£>c為止之溫度區 域中的平均冷卻速度設作秒以上、較佳A I(rc/秒 以上’則在工業上可充分地使c〇、p等固溶於基材並溶體 化。 又，雖然有著在連續鑄造壓延的設備上的問題，但是 進而加快從85n；至彻。c、或從85(rc至6啊為止之溫 度區域中之冷卻速度者，當然會使co、p等進而固溶較多、 % 且結晶粒更微細，戶斤以可謀求強度之提升。然後，連續鑄 造壓延步驟中最終壓延後之材料的冷卻，當然也根據上述 理由’而以較快者為佳。具體而言，以下述為# :壓延開 始溫度較佳為高至赋〜990t ;加快壓延速度；進行強 加工（壓下）®延；藉由壓延道次排程之調整等來加快冷 卻速度；在最終壓延後立即水冷（含有醇類之還原性冷卻 水）；縮短至水冷設備之距離；以及施以淋浴水冷或強制氣 冷等。 進而發現’從發明合金之組成的鑄造物連續地壓延， 31 201000650 則在7 5 0 °C以上之高溫中，多數的έ士曰 的νΌ晶粒會動態、靜態再 結晶，而在 7 0 0 °C以下之、;黑择F P rl·· 卜之/盤度&域中，則大多難以動態、 靜態再結晶。在處於700〜75代以上之高溫狀態的熱間歷 乙之中』或後期中’被熱間壓延的大部分會變成再結晶組 織，該部分或多數的再結晶組織，會在之後的70(rc以下 或750 C以下之溫度的熱間壓延中變成未再結晶組織。然 後發現K再結晶組織會無損於延展十生巾㈣度有貢 獻。又發現，未再結晶組織以外的金屬組織，《由微細的 再結晶粒所構成。#由將這些未再結晶組織與再結晶組織 之，率適當地設定’而可適當地進行後續之熱處理中c〇、 等之析出、基材延展性之回復，且可得到在強度、導電 性、以彎曲性為首之延展性中取得平衡的高強度高導電棒 線材。 總結而言，有關本發明之高性能銅棒線材中藉由Co、 p之組成與連續鑄造壓延的組合，在連續鑄造壓延中，c〇、 p等會固溶，並形成有未再結晶組織、與由微細之再結晶 粒所構成的再結晶組織。在連續鑄造壓延後之步驟中，藉 由熱處理’ Co、P I會微細地析出，而得到高強度與高導 電性。然後’在熱處理前後加入抽拉/伸線，則藉由加工 更化’會對導電性無太大損害而得到進一步提高之強度。 進而’在線材之步驟中，若於途中加入低溫退火（退火機 退火）’則藉由回復或一種軟化現象而發生原子之重排，而 進一步彳于到高導電性、延展性。即使如此強度上仍不充分 的If形中’雖然也需與導電性取得平衡，但在Sn ( zn、Ag、 32 201000650 或Mg)的添加（固溶強化）下可謀求強度提升。又，^ 之：力:反而有著提高延展性的效果。Sn(Zn、岣、或吨) 9、量％、加，對於導電性不會造成很大的不良影響。又， 在金屬組織上，Sn等亦可達成使再結晶部份之結晶粒微細 化的任務。 上述連續鑄造壓延之設傷，主要是以熱間變形阻力低 之純銅為對象的設備，材料上則是謀求熱間變形阻力低 f 者：添加了 Co等之發明合金，在峨以上、特別是_ C以上’會表現出與純銅無很大差異的變形阻力之降低， 在壓延途中之700t以下的溫度中，未再結晶組織開始產 生，則變形阻力開始增大。藉由在高溫側採取較多的壓延 之變形量’則可解決製程上熱間變形阻力的問題。進而可 使C〇、P等大多處於固溶狀態，藉由未再結晶組織之生成、 與將再結晶粒微細化’來強化基材，藉由之後的析出硬化 與加工硬化’來得到高性能銅棒線材。發明合金，一方面 /衣&之棒線材疋尚強度’一方面則以在熱間麗延時之變 形阻力低為特徵。另外，只要是在發明合金之組成範圍内， 對於變形能力也就是加工上另—個重大課題，從凝固當下 之南溫可顯示出優良的熱間變形能力而無問題。 如此，因為從;疑固^ ^ ^ . » , 勺攸硖U、、〇末田下起之熱間變形能力優良、 2延中期為止顯示出與純銅之變形阻力無很大差異的低 成‘阻力所M在製造上沒有問題。進而，在壓延後期形 成有未再結晶組織與微細的再結晶粒，此成為對於最線製 口口之強度具有貢獻的-個重大因子。然後，在連續鱗造堡 33 201000650 延步驟中可充分地溶體化，難 9田連續鑄造壓延後之熱處理 步驟所致之析出，材料會被強 *化、導電性上升，並藉由之 後的冷間抽拉/伸線等塑性加 1而得到具有高強度之棒線 材。 一般而言，時效析出鋼合全 “會元全地溶體化，之後經 過析出的步驟而得到高性能銅榼 释線材。以將溶體化簡略化

的連續鑄造壓延法般的步驟來匍I i作的棒線材，一般而言Α 性能差。但是有關本發明之棒绩 伴踝材，具有與耗費高成本之 以完全溶體化一析出硬化之步騍氺 能 ^鄉來製作者同等或以上的性 高強度、高導電銅者 —時效析出型合金。 但 另一方面，實用合金中唯—是 有Cr-Zr銅或Cr銅’也就是溶體化 則只能得到 是’此合金若用於有關本發明之製造步驟中

非常貧乏的強度。亦即，溶體化之上限溫度若以96〇它以 上的溫度，則由於熱間變形能力貧乏’以致受到报大限制。 下限溫度方面’因$ Cr、Zr的固溶界限，會隨著溫度的些 微降低的同時急遽變小，所以溶體化溫度的溫度範圍狹 窄’而且冷卻速度的靈敏度高。然後，若Cr量超過〇.5質 里4、或Zr直超過0.1質|%，則熱間變形阻力變高，在 本方法中’因為沒有動力，所以製作困難。又，因為含有 許多具有活性的Zr、Cr，所以熔解鑄造受到限制。結果， 在現狀中，Cr-Zr銅或Cr銅無法以連續鑄造壓延法來紫作 而不得不以耗費高成本的熱間壓出法來製作素材，採取溫 度管理嚴格的批次（batch)之溶體化一時效析出的製程，在 34 201000650 工業上並未廣泛使用。 如此，發明合金具有能進行連續鑄造壓延之程度的優 良熱間變形能力，且具有與純銅相等般的低執間變形阻 力，且在連續鑄造壓延中進行謀求著常溫下之高強度化的 組織控制（未再結晶組織與微細再結晶組織> 而且，該連 續鑄造壓延之步驟中’未施以特別處理而能溶體化，藉由 施以其後的析出處理並在冷間進行塑性加卫，而得到高強 度材枓。相較於如Cr_Zr銅般將發明合金以離線_㈣ 進行溶體化一時效析處ί® & π 祈出處理而得到的材料，藉由本發明之 =一連串的連續鑄造壓延的步驟而得到的棒線材，其導 =疋同等或以上’甚至成為較高強度、高延展性。此點 而特別註明。 總結而言，以往、夭a — + 4、σ7°素於銅的高強度高導電銅合 金，在連續鑄造壓延法中，因為要求 延之熱間的變形阻力低 田下至進仃壓 ι. 化。然後，以往的高強产、4= 以無法實用 壓出材，藉由㈣費μ 銅是用生產性低的熱間 化、急速冷卻<9()(^以上的溫度來進行溶體 不使用這些製造方：效(：)的所謂的製造方法來生產。 續鑄造壓延步驟來製作：二能最價廉地製造線、棒之連 中不僅能進行溶體彳、而且在連續鑄造壓延步驟 成與製造製程的,且八、也能進行組織控制’像這樣的本組 提供特性優良的合2在習知技術中並未見到。能便宜地 止，Co、P等哞广3 ’在工業上是非常有益的。至今為 °夕的合金添加量，與從凝固當下之高溫至 35 201000650 熱間為止之溫度領域中的變形阻力、 未知，進％ ^ 1形忐力的關係尚屬 進而，對於主要是在7〇(TC之埶 再妹曰έΒ _ …、間壓延所生成的未 '口日日、，織與結晶粒微細化，也尚未為人 袓继夕坏知。這些金屬 、·，織之形成對機械強度所造成的效果， Μ Μ ^ ^ 不進而，在連續鑄造 ^法中以遲缓冷卻速度進行的溶體 Ψ私2 兴' 具後析出之析 粒子的關係，已經被看出來。而且，乃至於強度、導電 =、延展性、耐彎曲性’對於一連串的溶體化、組織控制、 斤出、加工硬化之效果，也已可藉由本發明而看出。 &至今為止，此種強度、導電性優良的銅棒線材，尚未 能以連續鑄造壓延來製作。有關本發明之銅棒線材中，於 連續鑄造壓延時所產生之未再結晶组織，對於最終製品的 延展性不會造成很大的影響。另一方面，其係析出硬化型 之銅合金，且析出物是以2.511111至1〇11111微細而均句地析 出、本組成與再結晶部微細化、藉由熱處理之回復等，對 於耐彎曲性等延展性造成良好影響。

在是否將線材做為工業用材料來使用的判斷上，導電 率與強度的平衡，進而導電率與強度 '延展性之平衡，是 否取得同度平衡是报重要的。作為前提之高導電性，以 55%IACS以上為佳、較佳為6〇%IACS以上。須有高導電 的情形中，以與鋁同等或以上之65%IACS以上為佳，更佳 為70%IACS以上、最佳為75%IACS以上。在本說明書中， 作為合併評價棒線材之強度與導電率的指標，而如下般定 義線材性能指數11。 將導電率設作R(%IACS)、拉張強度設作S(N/mm2) 36 201000650 時， I1 = R1/2xs。 線材性能指數η，是4300以上， 更佳為4700以上、旧往或 以上為佳， 可稱為非當 取，，、、 以上。若為這些數值，則 =因1高強度、高導電銅。有關本實施形態之 :’’材’因為即使外徑是3_以下，強度、導電率、耐弯 曲性也優良’ Μ以提升了銅線材的可靠性。 f 上述線材可使用於線束、繼電器、連接線、機器人、 飛機配線。即使在這些用途中’也必須取得導電性盘強卢 與^性的平衡，而大致區分為設作導電率鄕IACS^ 而向強度、或設作雖然強度猶微低落但導電率仍有 戰ACS以上且進而75%IACS以上的兩種。視該用途的 平衡來決定材料。以線材具#耐彎曲性為前提，此領域中 的高強度化牵涉到輕量化，也牽涉到汽車等的油耗之提 升、co2之削減。x，因這些特性良好，故亦適合於連接 器或線切割用線之用途。因為線材的強度、導電率、耐彎 曲性佳’所以線束等的可靠性增加。 在棒材方面’也要求著其伸長。在本說明書中，作為 合併評價棒材之強度與伸長與導電率的指標，而如下般定 義棒材性能指數12。 將導電率設作R ( %IACS )、拉張強度設作s ( N/ mm2)、伸長設作l ( %)時， 12= R1/2xSx ( 100+ L) / 100 0 若以導電率是45%IACS以上、伸長是5%以上並以1〇% 37 201000650 以上為佳來作為條件，則棒材性能指 以_以上為佳、更佳為4_以上疋42()(^上、 Γ:: %IACs以上為佳、較佳為_… 。進而’需有高傳導的情形中…0%IACS以 疋75%IACS。藉由棒 如此設定，可提升棒 :的^性…有關本實施形態之棒材因為耐磨耗性也 间戶以可用於架空線而提升架空線的可靠性。又，關於 線材不’線禮為何，以伸長為必須的情形中，適用於棒 材性能指數12即可。特別b产， 肖別疋在外Wmm以上、小於6匪 、：材用途中’因為大多與棒材用途同樣以伸長為必須， 所以適用於棒材性能指數12即可。 棒材用途中，也謀求著高溫下的強度。例如，在400 t的拉張強度是聊，_2以上、以2卿_2以上為 佳，更佳為220 N/W以上，最佳為鳩n/_2以上。 有關本實施形態之棒材，因為在4〇rc等高溫時的拉張強 度強’所以藉由用於謀求高溫下強度之用*，可提升可靠 性。棒材中的c。、p等析出物，在彻。c幾乎不再固溶， 亦即不會消滅，且其粒徑幾乎沒有變化。又，藉由Sn之固 溶，提升了基材的耐熱性。藉此，即使加熱至40(rc，原 子擴散也上處於不活潑的狀況，當然不會發生再結晶，且 即使加以變形，也會因為co、p等析出物而顯示對變形之 阻力。而且，再結晶部的結晶粒徑若是4〜40μιη，則可得 到良好的延展性。其結果，會顯示高的拉張強度。又，作 為顯示此種高耐熱性的其他例示，例如在60(rc或700。〇之 38 201000650 銅焊後的高強度也是其特徵。亦即，例如即使加熱至7〇〇 °c十秒鐘左右，也仍然不會發生再結晶，銅焊後也具有高 強度。 架空線或熔接嘴用等棒材，是以高強度、高導電為前 . 提而謀求著高溫強度、耐磨耗性，但隨著用途不同，所謀 - 求之強度、導電性、高溫強度、耐磨耗性等的平衡也有所 不同’視其用途而決定其組成與步驟。特別是，為了得到 f 強度，會於熱處理前、及/或熱處理後加入冷間抽拉，藉 由提高總計冷間加工度而成為高強度材料，但也必須重視 與延展性間的平衡關係。為了確保伸長至少在5%以上、以 10 /。以上為佳，以將總計抽拉加工率設作6〇%以下、或熱 處理後之抽拉加玉率是4G%以下為佳。又，在超過30(rc 之使用環i兄中’熱處理後之抽拉加工率以5〇%以下為佳、 更佳為30%以下。架空線、溶接嘴雖然是消耗品，但因為 藉由本t明之使用而可謀求其高壽命，所以可降低成 本本實她形態之局性能銅棒線材，適合用於架空線、溶 接嘴、電極、配電構件等用途。 〇 本貫鈿形態之咼性能鋼棒、線材以及其壓縮加工 门耐熱〖生’且於7〇(TC加熱3〇秒並水冷後之維氏 硬度（HV)是9〇以μ 指 ’ V電率是45%IACS以上。進而， 加熱後之金屬組織中 析出物，平均粒徑是2〜20nm、或 王部析出物的9〇%以β $ „ 工疋30ηηι以下、或是金屬組織中之 再結晶化率是45% ^ 〇 下。較佳為析出物之平均粒徑是3〜 iznm、或全部拚 、95°/〇以上是3〇nm以下、或是金屬 39 201000650 組織中之再結晶化率是30%以下。藉此，有關本實施形態 之同性此銅棒線材以及其壓縮加工品可使用於暴露於高溫 狀態的ί哀境’在用於接合之銅焊後也具有高強度。具體而 °有關本實施形態之高性能銅棒線材，適合於使用在馬 達的轉子線棒、將棒材壓製成形後加以銅焊之電力繼電器 等用途。另外，焊料例如可以是如JIS Ζ 3261所示之銀焊 料BAg-7 ( 40〜60質量％之Ag、2〇〜3〇質量％之Cu、15

3〇質量°/〇之Zn、2〜6質量。/。之Sn)，固相線溫度是6〇〇 5 0 C 液相線溫度是6 4 0〜7 0 0。〇。 有關本實施形態之高性能銅棒線材，也最適合於以鍛 造或壓製等來製作之配電零件等電氣用途。以了，將鍛造 和壓製專總稱而猶矣厭始 稱為壓縮加工。雖然也需根據壓縮加工之 壓縮，力與製品的形狀及變形量等來考量，壓縮加工之前 :階段中，最佳為使用施以熱處理與冷間抽拉的高強度高 導電的棒材。棒材之冷間 .,, 1抽拉的加工率，是根據壓縮能力 與製品形狀來適當地、、扣 '、疋。加工設備之壓縮能力低的情 >、和負荷著非常高的壓缩 之成形加工度的情形、或 疋要求有精密的尺+拌 1又的情形中，連續鑄造壓延步驟 的後續步驟，僅止於$ 义外 站…， 有熱處理而是20%左右之加工度的 抽拉，若於壓縮加工徭 前;^ m _ ‘、、、處理，則相較於在壓縮加工 則施以熱處理與冷間抽拉 能得到高導電、”…縮加工…雖然特性稍差但 .门金度的配電構件。另夕卜，棒線材、壓缩 加工材，在藉由銅焊等而短心… I缩 在-連串的製造製程中並“中 而要熱處理，在成本面上 40 201000650 也叙有利。這是因為在約7001C之加敎中，首 微細的析出物會析出 ：百先〜、!>等 曰“、爾 田…後，錯由析出物，使基材的再結 日曰 遲，而在具有高強度的同時，也提升了 w ,i捉开了導電性之故。 相較於在連續鑄造壓後、 的情形，I缩加工後_處理2拉/伸線步驟後進行 後的熱處理條件以低溫為佳，加工 中右局部施以高冷間加工， 仕m ⑴ β 4为來考慮熱處理為 此，若施以高加工，則埶處 s 間側偏移。較佳的條件，β庙田 度朝低溫側或短時 〇 疋應用上述關於熱處理ΤΗ 1之條 件式、或是以380〜a :、 ▲ 〇C進仃15〜180分鐘。對壓縮加工 :之棒材施以熱處理的情形中，並不一定需要熱處理，作 :以延展性之回復、導電性之進一步提升、殘留應力之去 。為主要目的’則亦可實施。該情形中的較佳條件，是以 250〜5 50 C進行5〜180分鐘。 (實施例） 述第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金 以及比較用之組成的銅’來製作高性能銅棒線材。表i是 顯示製作高性能鋼棒線材之合金的組成。合金是設作：$ 1發明合金之合金編號1、2、3、101 ;第2發明合金之合 ^ 5、1 0 2，第3發明合金之合金編號6、7、1 〇 3 ; 作為比較用而近似於發明合金之組成的合金編號11、12、 、 C11 〇〇也ί尤疋習知的接點用鋼線（T〇Ugh-j>iteh Copper)之合金編號21，將任一合金藉由多個步驟模式來製 作咼性能鋼棒線材。 41 201000650 表i] 合金組成（質量％) XI X2 X3 合金 編號 Cu P Co Sn 0 Ni Fe Zn Mg Ag Zr 第1 發明 合金 1 Rem. 0.047 0.14 0.01 0.0005 3.41 2 Rem. 0.056 0.18 0.03 0.0005 3.60 3 Rem. 0.067 0.24 0.08 0.0006 3.95 101 Rem. 0.079 0.28 0.09 0.0003 3.85 第2 發明 合金 4 Rem. 0.057 0.17 0.17 0.0005 0.02 3.67 0.03 5 Rem. 0.072 0.23 0.04 0.0004 0.05 4.15 0.08 102 Rem. 0.086 0.27 0.04 0.0003 0.04 3.81 0.06 第3 發明 合金 6 Rem. 0.056 0.17 0.01 0.0003 0.04 3.40 7 Rem. 0.069 0.24 0.06 0_ ⑻ 03 0.03 0.05 4.24 0.05 103 Rem. 0.082 0.26 0.08 0.0003 0.03 0.04 0.12 3.76 0.05 比較用 合金 11 Rem. 0.043 0.07 0.02 0.0005 1.80 12 Rem. 0.029 0.13 0.02 0.0007 5.86 104 Rem. 0.044 0.15 0.001 0.0005 3.97 C1100 21 Rem. 0.028

Xl= ([Co]-0.007) / ([Pj-0.008) X2= ([Co]+0.85[Ni]+0.75[Fe]-0.007) / ([P]-0.008) X3-1.5[Ni]+3[Fe] 注：Rem.表示「剩餘部份的量」 第1圖至第3圖是表示高性能銅棒線材之製造步驟。 在各圖中，連續鑄造壓延中的總計熱間加工率和在抽拉、

伸線之步驟中的加工率，是表示於顯示各步驟之欄的括弧 内。如第1圖所示，線材是藉由製造步驟A及B來製作。 製造步驟A是藉由連續鑄造壓延來作成外徑8mm之棒材 (從熔解至連續鑄造壓延為止的步驟是設作步驟a 1。以下 與此相同。）。連續鑄造壓延，是以實際作業的保持爐，調 整組成而鑄造截面積約4800mm2之梯形的鑄造棒，並以970 °C開始壓延。壓延後，放入兼以醇類進行表面氧化之還原 的水冷槽。此時，壓延時的平均冷卻速度，從850°C至400 42 201000650 °C為止約為丨2 / 4,ι、 速度則約為抓從_至6啊為止的平均冷卻 度約4〇(TC。，連姨鑄、广&入水冷槽時，棒材的表面溫 至外徑是2_為止; 處理一(步驟 _為止（步驟al2)，接來伸線至特是 e進仃5秒的熱處理TH2 ” 接續步驟a3而藉由冷間伸線加工來伸線 至外徑疋0.8mm為止，並以5〇。 (步驟⑵）。又，接靖㈣ 進仃5和的熱處理丁 H2 理τΗ2 驟33而以戰進行5秒的熱處 (步驟=由冷間伸線加工來伸線至外徑是—為止 延决^步驟B’是藉由與製造步驟A同樣的連續鑄造壓 。”成外徑是Hmm的棒材（步驟⑷。從峨至_ c為止的平均冷卻速度約為irc/秒。然後，藉由冷間抽 則工來#展至外徑9mm，以彻。c進行8小時的熱處理 再糟由冷間伸線加工來伸線至外徑2mm為止（步 ⑷），以辦進行2分鐘的熱處理TH2 (步驟 由：間伸線加工來伸線至外徑是〇 8_為止（步驟Η”： 接者再以55Gt進行2秒的熱處理TH2 (步驟bl4)。又， 作為進行2次熱處理TH1的步驟，藉由連續鑄造屢延來作 成外徑u_的棒材後，以5〇〇t進行4小時的熱處理加 。(步驟⑵)，藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑9_，以彻 C進行8小時的熱處理TH】，藉由冷間伸線加工來伸線至 43 201000650 外徑是2mm為止（步驟b22 )，接著再以4〇〇它進行2分鐘 的熱處理TH2 (步驟b23 )。 又，接續步驟b21，藉由冷間伸線加工來伸線至外徑 是2mm為止，接著以42(rc進行i小時的熱處理(步 驟b24)。又，接續步驟bl，藉由冷間抽拉加工來伸展至外 徑9麵，以46代進行8小時的熱處理Tm，藉由冷間伸 線加工來伸線至外徑是〇.8mm為止，再以4〇〇t進行2小 時的熱處理™ (步驟b31)。又，接續步驟Μ，以63吖 進行1小時的熱處理（步驟b41)，藉由冷間伸線加工來伸 線至外徑是2mm為止，接著以42()t來進行ι小時的熱處 理TH1 (步驟b42 )。 如第2圖所不，棒材是藉由製造步驟C來製作。製造 步驟Q藉由與製造步驟A同樣的連續鑄㈣延來作成外 徑是23_的棒材（步驟cl )。從8抓至4啊為止的平 均冷卻速度約為16V /勒、油^ ^ W/移。然後，以53〇〇c進行3小時的 熱處理TH1並清洗f舟驟μ ,、, 月无〔步驟cll)，接著藉由冷間抽拉加工來 伸展至外徑是20mm為if* r、 * 馬止（步驟c 12 )。又，接續步驟c丄， 藉由冷間抽拉加工來伸展 木狎展至外徑是20mm為止（步驟 cl3 )，以 480〇C 進行 8 ,ι 吐 & , h時之熱處理TH1並清洗（步驟 c 1 4 )，接著藉由冷間拙加 拉加工來伸展至外徑是18mm為止 (步驟cl5)。又，作為敍步 、、处里ΤΗ 1偏離製造條件的製造步 驟，接續步驟c 1而以5 7 5 V/ C進行4小時的熱處理ΤΗ 1並清 洗（步驟cl6)，接著進行葬 a 丁猎由冷間抽拉加工來伸展至外徑 是20mm為止的步驟ci7、，、，„ 以及接續步驟cl3而以420。(：進 44 201000650 行2小時之熱處理τη 1並清洗的步驟c 1 8。步驟c 16的熱 處理Tm，其熱處理指數TI是朝高於製造條件側偏離，而 步驟C18的熱處理TH卜其熱處理指數τι則是朝低於製造 條件側偏離。 又’不同於一般的連續鑄造壓延，作為在熱間壓延之 後立即進行急速水冷的步驟，是藉由連續鑄造壓延來成形 為外徑是23mm的棒材後，立即浸入水槽（步驟c2 )。浸入

水槽之前的棒材表面溫度，約是650°C。又，850〜600°C 之平均冷卻速度’約是15°C /秒’從850°C至400°C之平 均冷卻速度’則約是24t： /秒。藉由連續鑄造壓延而作成 棒材後’與步驟cli至步驟ci 4同樣地進行步驟c21至步 驟 c24。 又，作為熱間壓延後之冷卻速度較製造條件慢的步 驟，是進行將壓延後之冷卻設作氣冷的步驟（步驟c3)。· 從850 C至400。(：之平均冷卻速度，約是8〇c /秒。藉由連

續鑄造壓延*作成棒材後，與步驟eU至步驟W同樣地 進行步驟c3 1至步驟C34。 又，進行使熱間壓延開始溫度改變的多個步驟。作為 ，間壓延開始溫度低於製造條件之步驟，而進行開始溫度 疋85(TC的步驟c4，壓延後與步驟eu及步驟⑴同樣地 進行步驟C41及步驟c42。此時，接續步驟“而藉由冷間 抽拉加工來伸展至外徑是2〇mm為 進仃以480°C進行8 小時的熱處理TH1並洗淨之步驟c51。 pa 又’作為熱間壓延 開始溫度高於製造條件之步驟，而進

琨仃開始溫度是1025〇C 45 201000650 的步驟c7,但在初期的壓延中因為發生破裂所以中止製 造。又，作為熱間壓延開始溫度在製造條件内之步驟，而 進行開始溫度是93〇r的步驟c6，壓延後與步驟cU及步 驟C12同樣地進行步驟c61及步驟c62。

又，C1100方面，是藉由對應於製造步驟八、6及匸 之製造步驟ZA、ZB及ZC來製作線材及棒材。第4圖是顯 示步驟ZA、ZB及ZC的構成。cu〇〇是含約〇 〇3質量％ 之氧的純銅’作為沈析物是生成氧化亞銅（Cu2〇)，但因為 沒有生成析出物’所以在與一般cu〇〇之製造步驟相同的 製造步驟ZA、ZB及ZC中’不進行用以析出的熱處理τΗι。 製造步驟ΖΑ，是藉由連續鑄造壓延來作成外徑是—的 棒材’藉由冷間伸線加卫來伸展至外徑是2mm為止（步驟 ZA1)，冑而藉由冷間伸線加工來伸展至外徑是0.8mm (步 ^ ZA3 )，接著以3〇〇 c進行5秒的熱處理th2(步驟za4)。 I ^步驟ZB ’是藉由連續鑄造壓延來作成外徑是工的 棒材接著藉由冷間伸線加1來伸展至外徑是2_為止（步 ，ZB1)。製造步驟汉，是藉由連續鑄造壓延來作成外徑 的棒材，接著藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是 20mm為止（步驟ZC1 )。 為棒線材之製造步驟的比較，而進行包含完全 溶體化—析出之步驟的製造步驟G及H。帛5圖是顯示步 驟G及Η的構成。製造步驟G是將外徑8爪m之棒材以_ ' 刀知之洛體化的熱處理並水冷，以500°C進行4 小時的熱處理TH1，藉由冷間伸線加工來伸展至外徑是 46 201000650 2mm為止（步驟G1 )，以305°C進行30分鐘的熱處理TH2 (步驟G2 )，藉由冷間伸線加工來伸展至外徑是0.8mm為 止，接著以500°C進行5秒的熱處理TH2 (步驟G3)。製造 步驟Η是將外徑23mm的棒材以900°C進行10分鐘溶體化 的熱處理並水冷，以500°C進行4小時的熱處理TH1，接 著藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是20mm為止（步驟 H1 )。 上述試驗是藉由實際的製造設備來進行，另進行與實 機測試不同的實驗室測試。表2是顯示進行實驗室測試之 合金的組成，第6圖則是顯示實驗室測試的製造步驟。 表2] 合金組成（質量％) XI X2 X3 合金 編號 Cu P Co Sn 0 Ni Fe Zn Mg Ag Zr 第1發 明合金 31 Rem. 0.058 0.20 0.05 0.0009 3.86 32 Rem. 0.052 0.15 0.06 0.0009 3.25 第2發 明合金 33 Rem. 0.059 0.19 0.18 0.0009 0.03 4.03 0.09 34 Rem. 0.062 0.18 0.42 0.0007 0.05 0.31 3.99 0.08 35 Rem. 0.072 0.25 0.03 0.0008 0.09 0.02 5.23 0.20 第3發 明合金 36 Rem. 0.057 0.19 0.05 0.0008 0.03 0.08 3.73 37 Rem. 0.060 0.20 0.02 0.0009 0.03 3.71 38 Rem. 0.075 0.27 0.03 0.0008 0.02 3.93 110 Rem. 0.060 0.21 0.04 0.0008 0.06 3.90 比較用 合金 41 Rem. 0.042 0.29 0.08 0.0009 8.32 42 Rem. 0.064 0.13 0.09 0.0009 0.12 0.07 4.96 0.39 43 Rem. 0.130 0.24 0.12 0.0007 1.91 44 Rem. 0.079 0.28 0.96 0.0008 3.85 C1100 51 Rem. 0.03

Xl= ([Co]-0.007) / ([P]-0.008) Χ2- ([Co]+0.85[Ni]+0.75[Fe]-0.007) / ([Ρ]-0.008) X3=1.5[Ni]+3[Fe] 法：Rem.表示「剩餘部份的量」 47 201000650 實驗室測試，是製作厚度5〇mm之板狀的鑄造物加 熱至97(TC而板壓延至厚度6職與15誠，各自切出板， 接者藉由車床加工來製作外徑是5 6mm與14 5mm的棒線 材。此時，從850°C至40(rc間的平均冷卻速度，分別是約 15°c/秒和約19°c/秒。藉著，H由製造步驟來製 作線材及棒材。製造步驟E，是將外徑5 6mm之線材以5〇〇 °C進行4小時的熱處理Tm，藉由冷間伸線加κ申展至 外徑是1.4mm為止（步驟E1)，接著以45〇。〇進行ι〇秒之 熱處理TH2 (步驟E2)。製造步驟F，則是將外徑14 5咖 之棒材藉由冷間抽拉加工來伸展至外#是12 6mm為止（步 驟~，接著以475°c進行8小時之熱處理TH1(步驟F2)。 又，比較用的C1100方面，藉由對應於製造步㈣及 F的製造步驟ZE*ZF來製作。製造步驟ZUZF方面， 與上述實機測試同樣未進行用以析出之熱處理thi。 作為藉由上述方法所製作之高性能銅棒線材的評價， 是測定拉張強度、$氏硬度、伸長、洛氏硬度、反覆-曲 次數、導電率、4峨高溫拉張強度、冷 度與導電率。又’觀察金屬組織而測定再結晶率“士曰粒 徑、以及析出物直徑與3〇職以下之大小的析出物的H 又’步驟Cl2之棒材測定了冷間壓縮後之洛氏硬卢 率。又，用棒線材、厂堅縮加工材，來以7〇代進^ 100秒的高溫加熱試驗。 拉張強度之測定，是如下般進行。試驗片之形狀，在 棒材方面mISZ22G1之標點距料（試^平行部 48 201000650 的截面積之平方根）x5.65的14A試驗片來實施。線材方 面則疋以JIS z 2201之標點距離為2〇〇匪的9B試驗片 來進行。 反覆彎曲次數的測定，县τ

疋如下般進行。彎曲部分的R 汉作2xD (製品直徑）mm，進 疋叮度之彎曲，回到原位 時作為1次’進而向相反側彎曲 "日汉W <曲90度，反覆進行直到斷裂。 導電率的測定，名吉 、 直仫疋8mm以上之棒材的情形中， 以及冷間麼縮試驗片的情形中， 月/ r 使用日本FOERSTER株式 會社製造的導電率敎裝置（sigmatestd2.叫。在線 :以及直控小於8_之棒材的情形中，是依照則謂5 來測定。此時’電阻測定，熹 疋使用雙電橋（double bridge)。 另外，本說明書中「银·名#彳营 朞中^傳導」與「導電」之用語是使用 為同樣的意思。 400 °C高溫拉張強唐之母丨卞 a

之則疋’疋如下般進行。以400°C 保持3 0分鐘後，進杆离、.田私 . 仃同/風拉張试驗。另外，將標點距離設 作5 〇mm，以車床加工$分认& , 加工至3式驗部0 (直徑）為10mm。 冷間壓縮是如下般進行。 ^^^Tf—cl、cU、cl2、cl3、c14 之棒材’切斷為長唐Μ m，以Amsler式萬能試驗機來壓 縮至7mm (加工率、。降μ " 半8〇/°)壓縮後，對與步驟cl、cl3之棒 材進行440°C X60分鐘的埶處 …、處理來作為加工後熱處理，測定 洛氏硬度與導電率。歩駿 _ 步驟F1、F2的棒材，是切斷為長度 niixi’以Amsler式莖台t 庄入 式萬此4驗機來壓縮至4mm (加工率 80%) 〇於壓縮後，對於 、驟F1之棒材進行44(TC χ60分鐘 的熱處理來作為加工後埶虛 傻…、處理’測定洛氏硬度與導電率。 49 201000650 另外，對於C11〇〇,因為會由於熱處理而軟化及再結晶， 所以不進行熱處理。 未再結晶率之測定是如下般進行。以1〇〇倍、2〇〇倍 或500倍之金屬顯微鏡的組織照片來進行。難以判別再結 -晶與未再結晶的情形中，在從藉由2〇〇倍、5〇〇倍或丨〇〇〇 •倍之 EBSP ( Electron BaCkSCatter DiffracU〇n pau⑽，背向 散射電子繞射圖形）而得之結晶粒圖中，方位差角15度以 上之粒界所圍繞的區域内，將抽拉方向長度是垂直於^拉 方向長度之3倍以上的區域作為未再結晶區域藉由影像 分析（以影像處理軟體「WinR00F」來二值化）來測定該 區域的面積率，將其值作為未再結晶率。EBSp是藉由在日 本電子株式會社製之 FE- SEM ( Field Emissi〇n Scanning

Electron Microscope :冷場發射掃描式電子顯微鏡，型號 JSM-7000F FE-SEM)上，搭載株式會社 TSL s〇luti〇ns 製 之 OIM ( Orientation Imaging Microscopy ,晶向分析裝置， ^ 型號TSL - OIM 5.1 )而製作。

結晶粒徑之測定，是藉由光學顯微鏡照片，依照JIS H 050 1中之鍛造銅及銅合金平均晶粒度評估的方法之比較法 來測定。 析出物之粒徑，是將150,〇〇〇倍的TEM (穿透式電子 顯微鏡）的穿透電子影像藉由上述「WinR〇〇F」來二值化 而挑出析出物，然後异出各析出物的面積之平均值，來計 算平均粒徑。測定位置，是若將棒線材之半徑設作R，則 取距離棒線材之中心1R// 2、與6R/ 7之位置的兩點，取 50 201000650

八平句值析出物的大小，因為在金屬組織中的差排密度 若高則測定困難，所以主要是以對連續鑄造壓延材料施以 熱處理TH1之棒線材，例如以步驟cl丨結束後之棒線材來 測疋對於700 C之咼溫加熱試驗材，測定其部分再結晶 的部分。X ’自各析出物之粒獲，敎30nm以下之析出 物個數的比例，但因為15MG()倍的TEM穿透電子影像僅 能正確地測定尺寸至2.5nm左右，所以該比例是在大於 2.5nm之析出物中的比例。析出物的大小，大約是小至7邮 以下的If形中’以75萬倍來觀察。以75萬倍的TEM來觀 察時’因為比較能正確地判別的析出物之界限是〇7nm， 所以平均析出物之大小、在3〇nm以下之析出物的比例， 也是以0.7nm以上之析出物為對象。 ㈣耗性的測定是如下般進行。藉由對外徑2〇職之 棒材施以切削加工及鑽孔加工等，而得到外徑是Μ·、 厚度（軸線方向的長度）是1〇_的環狀試驗片。接著， 將試驗片嵌合固定於旋轉軸，並將由18質量％之心、8質 量％之川、剩餘為卜所構成的SUS3〇4製之親（外徑、 60.5mm)以加上5kg之菇番沾壯能 从 §之何4的“ ’轉接於環狀試驗片之 外周面，之後於試驗片的外周面一 、 叫，同加澗滑油（試驗當 初是使試驗面過剩地沾渴，之德卷 ·、、、之後母天補充滴加10mL)，一 面以209rpm使旋轉軸旋轉。後，告 w 〈设田4驗片的旋轉數達到 10萬次時，使試驗片停止旋轉，測定 舌旦萁,a ώ . 驗片在疑轉前後之 里，也就疋磨耗損失（mg)。磨耗損失越少 磨耗性優良的銅合金。 51 201000650 高溫加熱試驗，是如下般進行。於7〇〇χ：之鹽浴（約 以3 . 2混合NaCl與CaCl2者）浸潰3〇秒鐘並水冷後，蜊 定導電率、金屬組織、析出物之平均粒徑、維氏硬度，以 及-部分敎拉張強度、伸長、洛氏硬度。高溫加熱^ 是依試料不同，而在下述3種類之中以任一狀態進行。另 外，高溢加熱試驗之試料’對於棒線材是使用以各步驟結 束時之外徑直接切斷成長度35_者’冷間壓縮材則是使 用上述冷間壓縮試驗後之試料。部分實施之拉張試驗，是 以各步驟結束時之外徑’直接將試驗片的長度設作 3〇Omm °因為長膚、贈接+ “ 沒體積大，所以對於拉張試驗片，是在 鹽浴中浸潰100秒後，予以水冷。 h各步驟結束時之棒線材的狀態 2.對各步驟結束時之棒線材進行上述冷間壓縮的狀態 ^對各㈣結束時之棒線材進行上述冷間壓縮，並進而進 仃44(TCx60分鐘之熱處理（與第49頁倒數第8行至第π 頁第2行的内容相同）的狀態 後述之試驗結果的各表中’於「7〇〇。〇3〇秒之耐埶性 之試驗項目的「加熱前之加工身以此i至3的數字來」 表示各試料的試驗狀態。 對於上述試驗，先針對實驗室測試的結果進行說明。 表3 : 4是表示步驟E1中的結果。在表中，將第1發明合 金、第2發明合金、第3發明合金分別記為第1、第2 將比車乂用合金記為比較、將C1100記為C (以下各表相 同）另外，在表中之+下各表相 中之v驟El、E2所記載之析出粒子的大小， 52 201000650 是在外徑是5.6mm之階段時調查的Λ小。

3970 材能數 線性指 1Α H 最終加工後

材能數2 棒性指I 400°C 南溫拉張 強度 N/mm2 冷間壓縮後 硬度 導電率

HRB

%IACS 4516 4744 4636 4945 4774 5144 3703 3882 加熱 前之 加工

53 201000650 C1100是記载著夫 _ » 仃…、處理扭1之步驟ZE1的結 果。相較於比較用人 ^用口金和叫〇〇’發明合金在熱間壓延後 之未再結晶率局、έ士曰私, -、口日日粒徑小。而且，相較於比較用合金 和C11 00，發明合全古仙給1 / ’ t '、、复加工後’析出物之平均粒徑小、 3〇ηιη以下的比γ歹丨丨黑。. ° 且，在拉張強度、維氏硬度、反覆

脊曲次數、線材性能指數n中，也呈良好的結果。導電率 方面，比較用合金降低至cu〇〇2 6〇%左右，但發明合金 仍有C1100之80%左右。而且，在合金編號43及44之比 較用合金方面，由於P及Sn之含量高，所以熱間壓延時發 生破裂，而無法加工成線材。

表5、6是表示步驟E2中的結果。 [表 5] _ ---_ 合金 編號 步驟 試 驗 编 號 壓延結束時 最終加工 後 最終加X後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μιη mm nm % N/mm2 HV % HRB — — 次 第1 31 E2 21 5.6 35 15 1.4 528 144 19 32 H2 22 5.6 20 18 1.4 517 145 ~~~1 — 21 第2 ''''--- 第3 33 E2 23 5.6 30 10 1.4 550 155 21 34 E2 24 5.6 35 7.5 1.4 582 157 35 H2 25 5.6 30 13 1.4 7.2 94 538 146 「18 36 E2 26 5.6 30 15 1.4 542 146 1厂 37 E2 27 5.6 45 15 1.4 517 143 - - 20 38 E2 28 5.6 35 15 1.4 588 158 — 19 ---- 22 110 E2 29 5.6 45 12 1.4 554 150 比較 41 H2 30 5.6 7.5 35 1.4 444 133 16 42 E2 31 5.6 12.5 23 1.4 450 134 一 15 13 C 51 ZE1 32 5.6 0 50 1.4 形成Cu20 397 108 54 201000650 表6] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 31 E2 21 79 4693 32 E2 22 76 4507 第2 33 E2 23 69 4569 34 E2 24 62 4504 35 E2 25 70 4501 第3 36 E2 26 79 4817 37 E2 27 79 4595 38 E2 28 79 5226 110 E2 29 77 4861 比較 41 E2 30 63 3524 42 E2 31 64 3600 C 51 ZE1 32 100 3970 C1100是記載著未進行熱處理TH1、TH2之步驟ZE1 的結果。與步驟E1之結果相同，在步驟E2之結果中，相 較於比較用合金和C 11 00，發明合金在拉張強度、維氏硬 度、反覆彎曲次數、線材性能指數11中，也呈良好的結果。 導電率方面，比較用合金降低至C11 00之60%左右，但發 明合金仍有C1100之75%左右。而且，相較於步驟E1之 後，步驟E2之後的拉張強度稍微變小，但反覆彎曲次數則 提升。如此，發明合金是高強度、高導電之銅合金，特別 是其中，數學式、XI、X2、X3之範圍、以及組成範圍是 位在較佳範圍者，其線材性能指數Π高（合金32、35稍 差）。 表7、8是顯示步驟F1中的結果。 55 201000650 [表7] 合金 編號 步驟 試 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μιη mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 33 F1 41 14.5 20 25 12.6 346 19 40 第3 36 F1 42 14.5 20 25 12.6 335 22 38 比較 41 F1 43 14.5 0 55 12.6 345 19 37 43 E，F 44 熱間壓延材料產生很大的破裂，故中止之後的步驟。 44 E，F 45 熱間壓延材料產生破裂或壓延荷重大，故中止。 C 51 ZF1 46 14.5 0 90 12.6 形成Cu20 319 18 44 [表8] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 II 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 33 F1 41 53 2998 86 70 3 112 12 62 第3 36 F1 42 55 3031 84 75 比較 41 F1 43 53 2989 76 59 43 E，F 44 44 E，F 45 C 51 ZF1 46 100 3764 C 11 00是記載著對照步驟F1之步驟ZF1的結果。相較 於C11 00合金，發明合金在拉張強度上雖然呈良好的結 果，但伸長、洛氏硬度則相同，導電率則降低至C 1100的 5 0°/。左右。而且，相較於比較用合金，發明合金在拉張強 度、伸長、洛氏硬度、導電率、棒材性能指數12中結果相 同，在冷間壓縮後之洛氏硬度、導電率中則呈良好的結果。 56 201000650 表9、1 0是顯示步驟F2中的結果。 [表9] 合金 編號 步驟 試 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30ητη 以 下之比 例 mm % μηι mm nm % Ή/mm2 HV % HRB 次 第2 33 F2 51 14.5 20 25 12.6 440 23 68 35 F2 52 14.5 20 18 12.6 419 21 63 第3 36 F2 53 14.5 20 25 12.6 428 24 65 37 F2 54 14.5 30 35 12.6 443 22 69 38 F2 55 14.5 25 20 12.6 450 23 70 110 F2 56 14.5 30 20 12.6 456 22 70 比較 41 F2 57 14.5 0 55 12.6 292 38 25 42 F2 58 14.5 0 60 12.6 333 33 32 C 51 ZF1 59 14.5 0 90 12,6 形成Cu20 319 】8 44 [表 1〇] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最终加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第2 33 F2 51 70 4528 230 86 70 1 105 15 63 35 F2 52 72 4302 210 83 71 第3 36 F2 53 78 4687 230 85 77 37 F2 54 83 4924 233 84 81 38 F2 55 79 4920 240 87 77 110 F2 56 78 4913 267 87 78 比較 41 F2 57 65 3249 125 78 64 42 F2 58 64 3543 153 80 61 C 51 ZF1 59 100 3764 C1100是記載著未進行熱處理ΤΗ1之步驟ZF1的結 果。相較於比較用合金與C11 00，發明合金在拉張強度、 57 201000650 洛氏硬度、棒材性能指數 4υυ L/皿拉張強度、以及冷 間壓縮後的洛氏硬度、導雷 等電率中呈非常良好的結果。如此， 發明合金藉由以4 7 5 〜。 . 進仃8小時的熱處理（析出處理）， 而在步㈣之後大幅提昇拉張強度等性能。 根據步驟E1、E2、F1 » ίο 人人 F1及F2，合金編號41至44的結 果如同下述。比較用合今 金之5金編號41，因為Cc)、p等的 比例差，所以導電率低。妙你 m ^ ,, -…、後’因為析出物之粒徑大，所

以幾乎沒有生成未再結晶叙，辁洚 曰祖強度也低。進而，因為析出 物之粒徑大，所以高溫強度低。 比較用合金之合金編號42，因為Fe、犯含有多於規 定的量，戶斤以析出粒徑大，析出物的形態可能不同，結果 未再結晶部沒有繼續生成，強度、高温強度低。 比較用合金之合金編號43,因為c〇、p等的比例差， 碌（P)量超過中請專利範圍，所以在熱間發生很大的破裂。 比較用合金之合金編號44,因為Sn量多，在壓延途 中的壓延荷重比C1100增加了 70%，所以中止了壓延。 58 201000650 接著，說明實機測試的結果。表11、12是表示步驟a卜 a2、a3、bl、bll 中的結果。 [表η] 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 試 析出物 合金 步驟 驗 母材 未再 平均 最终 平均 粒徑 30nm 以 拉張 維氏 伸長 洛氏 反覆 編號 編 號 線外 徑 結晶 率 結晶 粒徑 外徑 下之比 例 強度 硬度 硬度 彎曲 mm % μχη mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 1 al 61 8 35 10 2 al 62 8 45 10 第2 5 al 63 8 55 7.5 第3 6 al 64 8 45 10 7 al 65 8 45 7.5 比較 11 al 66 8 7.5 25 12 al 67 8 7.5 25 第1 1 a2 68 8 35 10 8 5.2 98 2 a2 69 8 45 10 8 4.8 100 第3 6 a2 70 8 45 10 8 4.6 99 7 a2 71 8 45 7.5 δ 4.4 99 比較 11 a2 72 8 7.5 25 δ 17 94 12 a2 73 8 7.5 25 8 22 94 第1 1 a3 74 8 35 10 2 530 146 17 2 a3 75 8 45 10 2 551 150 16 第3 7 a3 76 8 45 7.5 2 570 155 17 比較 11 a3 77 8 7.5 25 2 445 130 15 12 a3 78 8 7·5 25 2 453 130 15 C 21 ZA1 79 8 0 35 2 3000 0 411 118 13 第1 3 bl 80 11 40 15 101 bl 81 11 45 12 第2 4 bl 82 11 35 12 102 bl 83 11 50 13 第3 103 bl 84 11 45 12 比較 104 bl 85 11 7.5 20 第2 4 bll 86 11 35 12 2 606 162 16 C 21 ZB1 87 11 0 45 2 417 120 14 59 201000650 [表 12] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400。(：高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 1 al 61 2 al 62 第2 5 al 63 第3 6 al 64 7 al 65 比較 11 al 66 12 al 67 第1 1 a2 68 2 a2 69 第3 6 a2 70 7 a2 71 比較 11 a2 72 12 a2 73 第1 1 a3 74 79 4711 2 a3 75 75 4772 1 99 20 71 第3 7 a3 76 72 4837 比較 11 a3 77 72 3776 1 59 100 67 12 a3 78 69 3763 C 21 ZA1 79 100 4110 1 38 100 101 第1 3 bl 80 101 bl 81 第2 4 bl 82 102 bl 83 第3 103 bl 84 比較 104 bl 85 第2 4 bll 86 68 4997 C 21 ZB1 87 98 4128 C 11 00是表示相對於步驟a3之步驟ZA1的結果、及相 對於步驟b 11之步驟ZB 1的結果。第7圖是表示在合金編 號1之發明合金與C1100中，觀察金屬組織的結果。第8 60 201000650 圖是以穿透式電子顯微鏡觀察步驟a2中合金編號2之析出 物的結果。 在連續禱造廢延後（步驟al、步驟bl)，相較於比較 用合金，I明合金的未再結晶率高、結晶粒徑小。而且， 在熱處理Tm後（步驟⑴’相較於比較用合金，發明合 金的析出物之平均粒徑小、30nm以下之析出物的比例高。 然後，相較於比較用合金和C1100,發明合金在伸展至外 徑是2mm後（步驟a3、步驟M、. 卞驟bll)，拉張強度和維氏硬度 和線材性能指數II非常高。 線材性能指數11方面，包含之後的有關本發明之高性 此銅棒線材在内’ 4乎所有的高性能銅棒線材都能滿足較 佳範圍，也就是滿足4500以上、進而滿足47〇〇以上。又， 反覆弯曲次數方而，士 相較於比較用合金和Cl 100,發明人 金也呈良好的結果。導 口 C1100的70〇/〇左右，夂絲人人 用《金疋 右各發明合金則是80%左右，也是呈 相較於比較用合金良好士 同，相較於比較用人金^’在耐熱性方面亦相 度高、再結晶率低:=C110°’發明合金同樣是維氏硬 千低導電率也高於比較用合金。 61 201000650 表13、14，是顯示步驟cl、ell、cl2、cl6、cl7中的 結果。 [表 13] 合金 編號 步驟 試 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μπι mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 2 cl 91 23 15 20 23 273 45 16 101 cl 92 23 30 18 23 303 35 32 第2 102 cl 93 23 33 20 23 298 36 28 第3 7 cl 94 23 20 18 23 282 42 19 103 cl 95 23 30 18 23 314 34 32 比較 11 cl 96 0 55 12 cl 97 23 0 60 23 104 cl 98 23 0 35 23 第1 2 ell 99 23 15 20 23 4.0 100 342 39 49 101 ell 100 23 30 18 23 3.5 100 379 37 56 第2 102 ell 101 23 33 20 23 3.4 100 380 37 55 第3 7 ell 102 23 20 18 23 3.6 100 357 37 53 103 ell 103 23 30 18 23 3.5 100 382 36 57 比較 11 ell 104 23 0 55 23 16 94 255 38 16 12 ell 105 23 0 60 23 19 95 263 39 18 104 ell 106 23 0 35 23 16 93 2S8 35 25 第1 2 cl2 107 23 15 20 20 408 24 62 3 cl2 108 23 20 18 20 419 22 67 101 cl2 109 23 30 18 20 436 23 67 第2 5 cl2 110 23 25 18 20 439 21 69 102 cl2 111 23 33 20 20 433 24 66 第3 7 cl2 112 23 20 18 20 429 20 71 103 cl2 113 23 30 18 20 444 22 68 比較 11 cl2 114 23 0 55 20 328 20 46 12 cl2 115 23 0 60 20 332 22 48 104 cl2 116 23 0 35 20 356 23 49 第1 101 cl6 117 23 30 18 23 21 88 317 40 36 第1 101 cl7 118 23 30 18 20 365 23 57 C 21 ZC1 119 23 0 70 20 317 19 44 62 201000650

[表14 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 2 cl 91 54 2909 78 73 2 105 12 71 7.9 97 101 cl 92 48 2834 85 71 第2 102 cl 93 47 2778 84 74 2 119 7.5 69 6.7 98 第3 7 cl 94 56 2997 83 Ί2 103 cl 95 46 2854 2 117 10 66 比較 11 cl 96 12 cl 97 104 cl 98 第1 2 ell 99 80 4252 209 82 80 3 104 15 72 8.6 96 101 ell 100 76 4527 第2 102 ell 101 78 4598 第3 7 ell 102 78 4320 85 78 103 ell 103 73 4439 比較 11 ell 104 77 3088 12 ell 105 76 3187 104 ell 106 81 3499 第1 2 cl2 107 78 4468 93 221 83 78 3 cl2 108 76 4456 223 86 75 2 Π1 12 67 101 cl2 109 74 4613 235 88 75 1 114 12 70 7.2 97 第2 5 cl2 110 79 4721 66 233 87 78 102 c!2 111 76 4681 232 86 77 3 115 10 70 7.3 97 第3 7 cl2 112 80 4605 230 87 79 3 113 10 70 103 cl2 113 71 4564 3 109 12 67 比較 11 cl2 114 75 3409 113 72 74 1 58 100 68 12 cl2 115 74 3484 117 73 73 3 60 100 69 34 45 104 cl2 116 80 3917 146 76 80 3 82 65 71 23 75 第1 101 cl6 117 80 3969 第1 101 cl7 118 79 3990 149 1 77 80 71 26 65 C 21 ZC1 119 100 3772 652 64 63 99 1 39 100 101 在製造棒材的步驟C中，發明合金於連續鑄造壓延後 (步驟c 1 )未再結晶率是1 5〜3 0%，相較於合金編號11、 63 201000650 12的比較用合金以及合金編號21的cn〇〇來得高，而且 再釔aa粒的大小是1 8〜2〇μηι，相較於比較用合金和c〖丨〇〇 來得小。又，在熱處理ΤΗ1後（步驟cll)，相較於比較用 合金，發明合金之析出物的平均粒徑小，3〇nm以下之析出 物的比例冋。而且’拉張強度和洛氏硬度和棒材性能指數 12也非常高。在步驟el t連續碡造壓延後，發明合金雖然 軟，但在步驟cU之熱處理TH1後，拉張強度、洛氏硬度 則變高’導電率和棒材性能指數12大幅提升。連續鎮造壓 延後之材料強度低，表示能以動力小的壓製或冷間锻造設 倩來輕易且尺寸精確度良好地成形。如此，藉由進行熱處 理Tin ’發明合金的機械性質和導電性會大幅提升。然後， 在伸展至外徑是2〇mm之後（步驟cl2)，相較於比較用合 和C11 〇〇纟a月合金之拉張強度、洛氏硬度和棒材性能 指數12非常高。 棒材數12方面’包含之後的有關本發明之高性 能銅棒線材在内’幾乎所有的高性能銅棒線材都能滿足較 佳範圍也就是440以上。而且，在伸長方面，相較於比較 用合金和⑶0()，發明合金也呈猶良好的結果。 ‘步驟山甲之發明合金，其彻高溫拉張強度是比 車二用合金的2倍或以上，且是⑶⑼的4倍左右。冷間壓 縮後之洛氏硬度也呈良好的結果。而且，纟·它的耐埶 目較合金和ci⑽’發明合金的維氏硬度 、較南。而且’再結晶率也在桃以下，且幾乎大多在观 以下。導電率方面’相較於施以熱處理TH1之加熱前的材 64 201000650 料（步驟cl2)，雖然變差了 8%IACS左右，但仍顯示了約 70/oIACS的高導電性。而且導電率方面，相較於未施以熱 處理TH1之加熱前的材料（步驟)提升了約2〇%IACs， 而顯示了約7〇%IACS的高導電性。進而，析出物的大小， 雖」從加熱岫的約3.5nm成長至加熱後的7.5nm，但也仍 然保持微細，幾乎沒有存在超過3〇nm的析出物。在—般 的析出時效型合金的情形中，若加熱至7〇〇£>c的高溫，則 再結晶率會超過5〇%，析出物會粗大化，並由於與析出物 相關之元素的再固溶，導電性顯著降低，當然強度也大幅 降低。相對於此，本發明合金如同上述，因為與析出物相 關之7G素的再固溶少、析出物微細，所以防止了再結晶化。 其結果，即使加熱至70(TC ,也應該會有高強度與導電性。 另外，表中雖無數值的記載’但根據步驟cl2及ZC1的棒 材所評價的耐磨耗性之磨耗損失，相對於第丨發明合金的 試驗編號107是93mg、試驗編號11〇是66mg，Cu〇〇的 試驗編號119是652mg，發明合金遠勝於cu〇〇。熱處理 τι之熱處理指數TI朝高於製造條件側偏離的步驟方 面’因為基材軟化、析出物變大，所以相較於步驟川的 結果，Cl6的拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數12大幅 降低’即使是在之後進行抽拉的步驟el7巾，相較於步^ cl2的結果’拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數u也大 幅降低。步驟cl6因為熱處理n之熱處理指數η朝高於 製造條件側偏_ ’所以析出過剩，以致藉由析出而產生的 強度提升少，拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數Μ: 65 201000650 表15是顯示發明合金之步驟cl2與步驟cl4、C1100 之步驟ZC1之棒材，在700°C加熱1 〇〇秒之高溫加熱試驗 的結果。 [表 15] 合金 編號 步驟 700°C加熱100秒 加熱前 最終 直徑 拉張強度 伸長 (棒） 洛氏硬 度 導電率 拉張強度 伸長 (棒） 洛氏硬度 導電率 mm N/mm2 % HRB %IACS N/mm2 % HRB %IACS 第2 5 cl2 20 407 28 66 72 455 21 73 79 5 cl4 20 403 33 64 72 446 26 72 82 C 21 ZC1 20 212 33 8 101 317 19 44 100 r ' 在拉張強度、洛氏硬度、導電率方面，發明合金均呈 優於C1100的結果。一般而言，耐熱性之有無的判斷，是 以是否具有加熱前原材料的80%之拉張強度來進行。發明 合金有著加熱前原材料的80%之拉張強度。而且，導電率 亦有著原材料的80%以上。但是，C1100則僅有原材料的 70%以下的拉張強度，比發明合金低了 150N/mm2以上。 66 201000650 及a31中的 中的結果。 表 16、17 顯示步驟 all、al2、al3、a21 結果，表1 8、1 9則顯示步驟b 1 2、b 1 3及b 1 4 [表 16]

合金 編號 步驟 *1^ 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μπι mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 1 all 121 8 35 10 2 518 145 20 2 all 122 8 45 10 2 530 146 20 第2 5 all 123 8 55 7.5 2 556 159 19 第3 6 all 124 8 45 10 2 543 148 19 7 all 125 8 45 7.5 2 543 147 20 比較 11 all 126 8 7.5 25 2 402 116 17 12 all 127 8 7.5 25 2 408 119 18 第1 2 al2 128 8 45 10 0.8 591 157 25 比較 12 al2 129 S 7.5 25 0.8 459 133 23 C 21 ZA3 130 8 0 35 0.8 形成Cu20 420 120 19 第1 2 al3 131 8 45 10 0.8 570 153 29 第3 7 al3 132 8 45 7.5 0.8 580 156 28 比較 12 al3 133 8 7.5 25 0.8 441 126 25 C 21 ZA4 134 0 35 0.8 365 109 20 第1 1 a21 135 8 35 10 0.8 545 150 26 2 a21 136 8 45 10 0.8 565 152 28 第2 5 a21 137 8 55 7.5 0.8 583 156 26 第3 6 a21 138 8 45 10 0.8 565 153 27 7 a21 139 8 45 7.5 0.8 577 155 27 比較 11 a21 140 8 7.5 25 0.8 450 124 24 12 a21 141 8 7.5 25 0.8 447 125 24 第1 1 a31 142 8 35 10 0.8 564 152 22 2 a31 143 8 45 10 0.8 587 158 25 第2 5 a31 144 8 55 7.5 0‘8 630 165 23 第3 6 a31 145 8 45 10 0.8 586 156 23 7 a31 146 8 45 7.5 0.8 624 164 25 比較 11 a31 147 8 7.5 25 0.8 464 133 20 12 a31 148 8 7.5 25 0.8 469 135 22 67 17] 201000650 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最终加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400t 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 1 all 121 82 4691 2 all 122 80 4740 第2 5 all 123 77 4879 第3 6 all 124 81 4887 7 all 125 76 4734 比較 11 all 126 75 3481 12 all 127 Ί2 3462 第1 2 a!2 128 74 5084 比較 12 al2 129 71 3868 C 21 ZA3 130 98 4158 第1 2 al3 131 79 5066 第3 7 al3 132 75 5023 比較 12 a!3 133 73 3768 C 21 ZA4 134 100 3650 第1 1 a21 135 81 4905 2 a21 136 77 4958 第2 5 a21 137 75 5049 第3 6 a21 138 78 4990 7 a21 139 74 4964 比較 11 a21 140 74 3871 12 a21 141 72 3793 第1 1 a31 142 75 4884 2 a31 143 73 5015 第2 5 a31 144 71 5308 第3 6 a31 145 75 5075 7 a31 146 70 5221 比較 11 a31 147 71 3910 12 a31 148 69 3896 68 201000650 [表 18] 壓延結束時 最終加工後 最终加工後 析出物 合金 步驟 驗 母材 未再 平均 最終 平均 粒徑 30nm 以 拉張 維氏 伸長 洛氏 反覆 編號 編 號 線外 徑 結晶 率 結晶 粒徑 外徑 下之比 例 強度 硬度 硬度 彎曲 mm % μπι mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 3 bl2 151 11 40 15 2 567 153 20 101 M2 152 11 45 12 2 580 157 20 第2 4 bl2 153 11 35 12 2 563 152 21 102 bl2 154 11 50 13 2 575 157 20 第3 103 bl2 155 11 45 12 2 588 160 20 比較 104 b!2 156 11 7.5 20 2 423 122 21 第1 3 bl3 157 11 40 15 0.8 641 163 24 101 bl3 158 11 45 12 0.8 675 174 24 第2 4 bl3 159 11 35 12 0.8 656 170 23 102 bl3 160 11 50 13 0.8 655 170 25 第3 103 bl3 161 11 45 12 0.8 693 174 23 比較 104 bl3 162 11 7.5 20 0.8 476 138 24 第1 101 bl4 163 11 45 12 0.8 631 166 28 第2 4 bl4 164 11 35 12 0.8 622 163 29 102 bl4 165 11 50 13 0.8 619 163 29 第3 103 bl4 166 11 '45 12 0.8 649 168 26 比較 104 bl4 167 11 7.5 20 0.8 435 126 28 [表 19] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 3 M2 151 76 4943 1 102 15 68 101 bl2 152 74 4989 第2 4 M2 153 71 4744 102 bl2 154 76 5013 1 110 15 70 第3 103 bl2 155 71 4955 比較 104 M2 156 79 3760 69 201000650 第1 3 bl3 157 71 5401 101 bl3 158 69 5607 第2 4 b!3 159 66 5329 102 513 160 70 5480 第3 103 bl3 161 66 5630 比較 104 bl3 162 76 4150 第1 101 bl4 163 72 5354 第2 4 bl4 164 70 5204 102 b!4 165 74 5325 第3 103 bl4 166 70 5430 比較 104 bl4 167 78 3842 CH00是顯示步驟ZA3、ZA4的結果。步驟all、al2、 al3、a21、a31、以及bl2至bl4，是在抽拉/伸線步驟之 間或之後進行以回復為主要目的的熱處理TH2。發明合金 在各步驟中，相較於比較用合金和Cii〇〇，拉張強度、維 氏硬度、線材性能指都㈣高。而且，反覆f曲次數 方面，相較於比較用合金和CU〇〇,各發明合金也呈良好 的結果。導電率方面’相較於比較用合金是cii〇〇的，A 左右’發明合金則{ 75%左右，呈現相較於比較用合金良。 好的結果。而且，從步驟al2與山的結果比較、以及^ :bu與bl4的結果比較可知，發明合金藉由在伸線步驟 後進行熱處理TH2,而大幅提升了反覆彎曲次數。 70 201000650 表20、21是顯示步驟b21至b24以及步驟b31、b41、 b42中之結果與步驟b 11、b 1 2中之結果的比較。 [表 20] 合金 編號 步驟 試 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μηι mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 101 b21 171 11 45 12 11 4.0 100 383 107 28 55 第2 102 b21 172 11 50 13 11 3.9 100 378 106 27 55 第3 103 b21 173 11 45 12 11 4.1 99 385 109 29 55 比較 104 b21 174 11 7.5 20 11 18 92 316 89 32 33 第2 4 b22 175 11 35 12 2 588 158 19 第1 101 b23 176 11 45 12 2 573 155 23 第2 4 b23 177 11 35 12 2 564 153 23 第2 102 b23 178 11 50 13 2 569 154 23 第3 103 b23 179 11 45 12 2 578 158 22 比較 104 b23 180 11 7.5 20 2 415 118 22 第1 101 b24 181 11 45 12 2 517 148 7 37 第3 103 b24 182 11 45 12 2 523 150 7 37 第1 101 b31 183 11 45 12 0.8 524 149 7 48 第2 102 b31 184 11 50 13 0.8 516 150 7 47 第3 103 b31 185 11 45 12 0.8 530 152 6 47 比較 104 b31 186 11 7.5 20 0.8 330 93 7 48 第1 101 b41 187 11 45 12 11 16 93 308 88 40 第1 101 b42 188 11 45 12 2 21 89 343 92 15 42 比較 4 bll 189 11 35 12 2 606 162 16 第1 3 bl2 190 11 40 15 2 567 153 20 101 bl2 191 11 45 12 2 580 157 20 第2 4 bl2 192 11 35 12 2 563 152 21 102 bl2 193 11 50 13 2 575 157 20 第3 103 bl2 194 11 45 12 2 588 160 20 比較 104 bl2 195 11 7.5 20 2 423 122 21 71 201000650 [表 21] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 101 b21 171 76 3339 4274 第2 102 b21 172 78 3338 4240 第3 103 b21 173 73 3289 4243 比較 104 b21 174 80 2826 3731 第2 4 b22 175 68 4849 第1 103 b23 176 76 4995 第2 4 b23 177 72 4786 第2 302 b23 178 78 5025 第3 103 b23 179 72 4904 比較 104 b23 180 79 3689 第1 101 b24 181 78 4566 4886 第3 103 b24 182 75 4529 4846 第1 101 b31 183 78 4628 4952 第2 102 b31 184 80 4615 4938 第3 103 b31 185 74 4559 4833 比較 104 b31 186 82 2988 3197 第1 101 b41 187 80 2755 3857 第1 101 b42 188 81 3087 3550 比較 4 bll 189 68 4997 第1 3 bl2 190 76 4943 1 102 15 68 101 bl2 191 74 4989 第2 4 bl2 192 71 4744 102 bl2 193 76 5013 1 110 15 70 第3 103 bl2 194 71 4955 比較 104 b!2 195 79 3760 步驟b22及b23進行了 2次熱處理TH1，相較於進行 1次熱處理TH1的步驟bll、M2的線材，步驟b22、b23 的線材在強度、硬度、導電率、彎曲性方面均有所提升。 步驟b24與步驟b3 1，在最終的製造步驟進行了熱處理 72 201000650 TH1。藉由在最後進行熱處理THl，而滿足顯示強度與導 電度之整體平衡的線材性能指數II、且耐彎曲性較優良。 又，步驟b 2 4與步驟b 3 1的線材，在更加評估了延展性之 棒材性能指數12中，也顯示了最佳範圍也就是4800以上 的值。又，步驟b31的線材，其反覆彎曲次數非常多。另 外，相較於以最終不進行熱處理ΤΗ 1的b 11〜b 1 3之各步 驟所製作的C 11 0 0和比較材，發明合金的強度也較高、而才 彎曲性是2倍以上。 表22、23是顯示步驟cl3至cl5及步驟cl8中之結果。 [表 22] 合金 編號 步驟 "1^1 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μηι mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 3 cl3 201 23 20 18 20 347 24 53 101 cl3 202 23 30 18 20 361 25 54 第2 102 cl3 203 23 33 20 20 360 25 52 第3 103 cl3 204 23 30 18 20 368 25 55 比較 12 cl3 205 23 0 60 20 324 21 49 C 21 ZC1 206 23 0 70 20 317 19 44 第1 2 cl4 207 23 15 20 20 400 28 58 3 cl4 208 23 20 18 20 410 26 60 101 cl4 209 23 30 18 20 425 27 62 第2 5 cl4 210 23 25 18 20 421 25 62 102 cl4 211 23 33 20 20 423 27 62 第3 7 cl4 212 23 20 18 20 422 24 63 103 cl4 213 23 30 18 20 435 26 63 比較 12 cl4 214 23 0 60 20 261 37 21 104 c!4 215 23 0 35 20 313 32 32 第1 2 cl5 216 23 15 20 18 448 17 70 101 cl5 217 23 30 18 18 468 16 72 第2 102 cl5 218 23 33 20 18 457 17 69 73 201000650 [表 23] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最终加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 3 cl3 201 52 3103 84 71 3 113 10 66 101 cl3 202 47 3094 87 73 第2 102 〇13 203 47 3085 S7 73 3 116 10 70 7.1 98 第3 103 cl3 204 45 3086 2 116 10 66 比較 12 cl3 205 59 3011 69 65 2 61 100 70 31 50 C 21 ZC1 206 100 3772 64 63 99 1 39 100 101 第1 2 cl4 207 80 4579 226 84 80 1 106 15 72 8 96 3 cl4 208 77 4533 227 87 76 I 106 12 68 101 cl4 209 76 4705 246 第2 5 cl4 210 79 4677 228 88 80 102 cl4 211 78 4745 248 1 112 7.5 71 第3 7 cl4 212 78 4621 234 86 78 1 106 15 71 103 cl4 213 73 4683 I 113 10 67 7.5 97 比較 12 cl4 214 75 3097 102 71 73 1 59 100 69 104 cl4 215 82 3741 第1 2 cl5 216 79 4659 101 cl5 217 74 4670 第2 102 cl5 218 76 4661 第3 103 cl5 219 71 4671 比較 12 cl5 220 74 3508 74 73 104 cl5 221 81 3888 第1 101 c!8 222 62 3759 第3 103 cl5 219 23 30 18 18 482 15 74 比較 12 cl5 220 23 0 60 18 337 21 51 104 cl5 221 23 0 35 20 360 20 62 第1 101 c!8 222 23 30 18 20 385 24 58 C 11 00是顯示步驟ZC 1的結果。發明合金雖然在連續 鑄造壓延後（步驟c 1 )較軟，但在抽拉步驟後（步驟c 13 ) 則強度變強，藉由進行熱處理TH1 (步驟cl4 )，則拉張強 74 201000650 度、伸長'洛氏硬度、導電率 旱更加良好。另一方面，比較 用合金即使進行熱處理THl 伸長與導電率稍微變好，但 拉張強度、洛氏硬度則降彻 伞低如此，發明合金因為在加工 時是軟的狀態’加工後則可綈私 便則了變強，所以可降低加工成本。 又’熱處理TH1後（步趣、 驟cl4)的400。(：之高溫拉張強度 方面’發明合金則呈比較 f 用0金的2倍以上。若於熱處理 ™後進行抽拉（步驟⑴），則雖然伸長變小，但拉張強 度、洛氏硬度會進-步提高。在7峨之耐熱性中，不論 熱處理TH1之有無、棒材的冷間加工率、以及棒或麗縮加 :品’維氏硬度都4 110左右而導電率也在70纟右，具有 高強度與高導電率。這是因為，包含Cl、C12之步驟的材 料在内’析出物的大小約7nm而微細，再結晶率則約1〇% 之故。 又，發明合金在抽拉後（步驟c丨3 )之棒材的階段中， 其洛氏硬度與比較用合金沒有很大差異，僅比Cl 1〇〇高了 9點，但如同「冷間壓縮後」的數據所示，其在鍛造並熱 處理後，會遠高於比較用合金與cu〇〇。如此，發明合金 因為在鍛造後之熱處理後，相較於比較用合金和cu〇〇會 大幅變硬，所以在鍛造等冷間加工中會顯示優良的特性（參 照試驗編號201、205、206 )。步驟C18是在步驟ci3之後 以42(TC進行2小時的熱處理TH1。因為熱處理TH1之熱 處理指數TI朝低於製造條件側偏離，所以析出不充分，以 致藉由析出之強度提升少，拉張強度、洛氏硬度、棒材性 能指數12低’導電率也低。 75 201000650 表24、25是顯示步驟c2、c21至c24以及步驟c3、c31、 c32、c34中之結果與步驟c卜ell至cl4中之結果的比較。 [表 24] 合金 編號 步驟 試 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μπι mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 3 cl 231 23 20 18 23 3 ell 232 23 20 18 23 3.8 100 348 40 51 3 cl2 233 23 20 18 20 419 22 67 3 cl3 234 23 20 18 20 347 24 53 3 cl4 235 23 20 18 20 410 26 60 3 c2 236 23 25 18 23 3 c21 237 23 25 18 23 3.4 100 369 36 58 3 c22 23S 23 25 18 20 447 22 70 3 c23 239 23 25 18 20 341 25 53 3 c24 240 23 25 18 20 438 27 63 101 cl 241 23 30 18 23 303 35 32 101 ell 242 23 30 18 23 3.5 100 379 37 56 101 cl2 243 23 30 18 20 436 23 67 101 cl3 244 23 30 18 20 361 25 54 101 cl4 245 23 30 18 20 425 27 62 101 c2 246 23 33 17 23 101 c21 247 23 33 17 23 2.9 100 389 39 58 101 c22 248 23 33 17 20 450 23 69 101 c24 249 23 33 17 20 442 28 65 101 c3 250 23 65 15 23 101 c31 251 23 65 15 23 16 89 330 33 46 101 c32 252 23 65 15 20 379 20 59 101 c34 253 23 65 15 20 313 38 41 第2 102 cl 254 23 33 20 23 298 36 28 102 ell 255 23 33 20 23 3.4 100 380 37 55 102 cl2 256 23 33 20 20 433 24 66 102 cl3 257 23 33 20 20 360 25 52 102 cl4 258 23 33 20 20 423 27 62 102 c2 259 23 35 17 23 102 c21 260 23 35 17 23 3 100 386 38 57 76 201000650 102 c22 261 23 35 17 20 447 24 67 102 c24 262 23 35 17 20 438 27 64 第3 7 cl 263 23 20 18 23 282 42 19 7 ell 264 23 20 18 23 3.6 100 357 37 53 7 cl2 265 23 20 18 20 429 20 71 7 cl4 266 23 20 18 20 416 24 63 7 c2 267 23 30 15 23 7 c21 268 23 30 15 23 3.1 100 377 35 58 7 c22 269 23 30 15 20 451 22 72 7 c24 270 23 30 15 20 439 25 67 [表 25] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 3 cl 233 3 ell 232 77 4275 3 cl2 233 76 4456 223 86 75 2 111 12 67 3 cl3 234 52 3103 84 71 3 113 10 66 3 cl4 235 77 4533 227 87 76 1 106 12 68 3 c2 236 3 c21 237 77 4404 87 78 3 c22 238 75 4723 250 89 78 3 c23 239 48 2953 88 70 3 c24 240 77 4881 256 88 77 101 cl 241 48 2834 85 71 101 ell 242 Ί6 4527 101 cl2 243 74 4613 235 88 75 1 114 12 70 7.2 97 101 cl3 244 47 3094 87 73 101 cl4 245 Ί6 4705 246 101 c2 246 101 c21 247 75 4683 86 75 101 c22 248 73 4729 260 88 75 101 c24 249 76 4932 265 88 76 101 c3 250 101 c31 251 78 3876 101 c32 252 76 3965 144 1 83 70 71 24 75 77 201000650 101 c34 253 81 3887 102 cl 254 47 2778 84 74 2 119 7.5 69 6.7 98 102 ell 255 78 4598 102 cl2 256 76 4681 232 86 77 3 115 10 70 7.3 97 102 cl3 257 47 3085 87 73 3 116 10 70 第2 102 cl4 258 78 4745 248 1 112 7.5 71 102 c2 259 102 c21 260 77 4674 85 78 102 c22 261 75 4800 257 87 77 1 114 7.5 70 102 c24 262 77 4881 264 87 77 7 cl 263 56 2997 83 72 7 ell 264 78 4320 85 78 7 cl2 265 SO 4605 230 87 79 3 113 10 70 第3 7 cl4 266 78 4621 234 86 78 1 106 15 71 7 c2 267 7 c21 268 78 4495 86 77 7 c22 269 77 4828 253 87 77 7 c24 270 78 4846 260 87 78 步驟c2、c21、c22、c23、c24是在連續鑄造壓延之熱 間壓延後急速水冷，從850°C至400°C為止的冷卻速度是 24°C /秒。藉由在連續鑄造壓延後急速水冷，之後的熱處 理TH1 (步驟c21 )後的析出物會變細，結果提升棒材之 拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數12，在400°C之高溫 拉張強度也高。而且，於700°C加熱後之棒材、壓縮加工 品的再結晶率低，維氏硬度也高。冷間壓縮後的洛氏硬度 也高。又，步驟c22、c23、c24中之結果，相較於分別對 應其步驟之步驟cl2、cl3、cl4中之結果，其拉張強度、 洛氏硬度、棒材性能指數12也較良好。如此，雖然以一般 的連續鑄造壓延方法，發明合金也會具有高水準的強度、 導電率、及強度與導電率之平衡，但藉由提高從850°C至 600°C為止、或從850°C至400°C為止的平均冷卻速度，及 78 201000650 /或提高600°C以下或400°C以下的冷卻速度，將可以更進 一步提高強度、導電率及其平衡。進而，也可以達成高溫 強度、耐熱性之提升，以及冷間壓縮後的硬度之提升。 步驟c3、c3 1、c32、c34是在連續鑄造壓延之熱間壓 - 延後徐徐冷卻，從85 0°C至400°C為止的冷卻速度是8°C / 秒。由於在連續鑄造壓延後徐徐冷卻，之後的熱處理TH1 (步驟c31 )後的析出物會變大。步驟c31、c32、c34中之 結果，相較於分別對應其步驟之步驟c 11、c 1 2、c 14中之 f ' 結果，其拉張強度、伸長、洛氏硬度、棒材性能指數12變 差。若連續鑄造壓延中及連續鑄造壓延後之冷卻速度遲 緩，則因為在冷卻過程中析出物會粗大化，析出物之分佈 變得不均勻，而且未再結晶率也變高，所以強度、延展性 低。 如此得到的材料，當然财熱性也低。 表 26、27 是顯示步驟 c4、c41、c42、c51、c6、c61、 :. c 6 2、c 7中之結果與c 1、c 11、c 1 2中之結果的比較。 [表 26] 合金 編號 步驟 Ί式 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 結晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μιη mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第1 發明 合金 101 cl 281 23 30 18 23 303 — 35 32 101 ell 282 23 30 18 23 3.5 100 379 — 37 56 101 cl2 283 23 30 18 20 436 — 23 67 101 c4 284 23 85 13 101 c41 285 23 85 13 23 12 88 338 — 28 50 79 201000650 [表 27] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 70CTC30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400°C 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 發明 合金 101 cl 281 48 2834 — 85 71 101 ell 282 76 4527 101 cl2 283 74 4613 235 88 75 1 114 12 70 7.2 9Ί 101 c4 284 101 c41 285 78 3821 101 c42 286 76 3988 1 79 75 71 21 80 101 c51 287 80 3893 101 c6 288 101 c61 289 76 4431 101 c62 290 76 4510 101 c7 291 第3 發明 合金 103 cl 292 46 2854 2 117 10 66 103 ell 293 73 4439 103 c4 294 101 c42 286 23 85 13 20 391 — 17 60 101 c51 287 23 85 13 20 320 — 36 39 101 c6 288 23 45 15 101 c61 289 23 45 15 23 4.8 98 371 — 37 56 101 c62 290 23 45 15 20 424 — 22 66 101 c7 291 B 在初期的壓延發生破裂，故中止。 第3 發明 合金 103 cl 292 23 30 18 23 314 — 34 32 103 ell 293 23 30 18 23 3.5 100 382 — 36 57 103 c4 294 23 壓延之荷重大，無法壓延。 如同步驟c7般，若熱間壓延開始溫度是高於製造條件 的1025°C，則會發生熱間壓延破裂（參照試驗編號291 )。 另一方面，如同步驟c4般，若熱間壓延開始溫度是以低於 製造條件的850°C來開始熱間壓延，則因為Co、P等的固 溶不充分，壓延後的未再結晶率高、在之後的熱處理步驟 80 201000650 中析出物會蠻錯_ h 寺大。因此，步驟c41、c42中之結果，相 产於分別歸應其步驟之步驟ell、cl2中之結果，其拉張強 ^ b申長'各氏硬度、棒材性能指數12較差。而且，為熱 B乂的負4间，所以會有無法連續鑄造壓延的情形（炎 照試驗編號294 )。又’即使在步驟Μ之後先進行抽拉再 進行熱處理則（步驟c51)，拉張強度、洛氏硬度 姓合社私 f ” 二曰12仍較低。熱間壓延開始溫度在製造條件内的 f \, 930°c之步驟c61、e62中之結果，則與步驟en、e 良好。 u保 厭如此，得到一種連續鑄造壓延素材，其藉由控制熱間 延開始溫度與冷卻速度，因為Co、p等充分地固溶，所 以在之後的熱處理步驟中，C〇、P等析出物會微細而均句 地析出’金屬組織中的再結晶粒也微細，且再結晶部與未 再結晶部的比例適當…，在其後的步驟令藉由適當地 配合析出硬化、與藉抽拉或伸線之加工硬化，而可得S — 種鋼合金，其強度、導電性、延展性優良，且這些特性 整體平衡也優良。 、 201000650 表28、29是顯示步驟G1至G3及步驟Η之結果與步 驟a3、all、al3及步驟cl2之結果的比較。 [表 28] 合金 編號 步驟 試 驗 編 號 壓延結束時 最終加工後 最終加工後 最終 外徑 析出物 拉張 強度 維氏 硬度 伸長 洛氏 硬度 反覆 彎曲 母材 線外 徑 未再 結晶 率 平均 结晶 粒徑 平均 粒徑 30nm 以 下之比 例 mm % μιη mm nm % N/mm2 HV % HRB 次 第I 1 a3 301 8 35 10 2 530 146 17 G1 302 8 150 2 521 144 15 2 a3 303 S 45 10 2 551 150 16 G1 304 8 100 2 543 148 14 第3 7 a3 305 8 45 7.5 2 570 155 17 G1 306 8 80 2 2.9 100 599 160 14 第1 2 all 307 8 45 10 2 530 146 20 G2 308 8 2 528 145 18 第3 7 all 309 8 45 7.5 2 543 147 20 G2 310 8 80 2 575 159 17 第1 2 al3 311 δ 45 10 0.8 570 153 29 G3 312 δ 0.8 573 162 24 第3 發明 合金 7 al3 313 8 45 7.5 0.8 580 156 28 G3 314 δ 80 0.8 622 167 20 第1 2 cl2 315 23 15 20 20 408 24 62 H 316 23 120 20 3.1 100 434 20 68 第3 7 cl2 317 23 20 18 20 429 20 71 H 318 23 100 20 456 14 73 [表 29] 合 金 編 號 步驟 試 驗 編 號 最終加工後 700°C30秒之耐熱性 導電 率 線材 性能 指數 11 棒材 性能 指數 12 400。〇 高 溫拉張強 度 冷間壓縮後 加熱 前之 加工 維氏 硬度 再結 晶率 導電 率 析出物 硬度 導電率 平均 粒徑 30nm 以下之 比例 %IA CS N/mm2 HRB %IACS HV % %IA CS nm % 第1 1 a3 301 79 4711 G1 302 78 4601 82 201000650

驟I:G1:G3、及步驟H’進行了溶體化-析出的步 後’包含有關本實施形態之連續鑄造壓延步驟的步 驟 a3、all、al3、^i〇 .

Cl2，從各自的步驟内容而言，步驟G1 疋對應於步驟a3、+驟 ’ 疋對應於步驟all、步驟G3是 對應於步驟al3、步驟H1是對應於步驟⑴。在各步驟的 較:4目較於未進行溶體化—析出之步驟的棒線材，有 關本貫施形態之高性能銅棒線材的拉張強度較高、反覆彎 曲次數較多、而且棒線材的伸長也較高。 在上述各實機測試中，可得到一種棒線材，其連續铸 造壓延的熱間加工率是75%以上、小…，熱間麼延後 之金屬、、且織的未再結晶率是i〜6G%，且再結晶部分之結晶 粒徑是4〜40μιη(參照表13、14之試驗編號91至％等。)0曰。 η 了得到種棒線材，其連續鑄造壓延的熱間加工 率疋95%以上’熱間壓延後之金屬組織的未再結晶率是1〇 〜8〇% ’且再結晶部分之結晶粒度是2.5〜25μιη (參照表 83 201000650 11、12之試驗編號61至65等）。 又’可得到一種棒線材，其於連續鑄造壓延後施以冷 間抽拉/伸線加工，並於冷間抽拉/伸線加工之前後或之 間以3 5 0〜620 C施以〇.5〜1 6小時的熱處理，大約呈圓形 或大約呈橢圓形的微細析出物均勻地分散，析出物之平均 粒徑是2〜20nm、或全部析出物的9〇%以上是3〇nm以下之 大小（參照表11、12之試驗編號74至76等）。 又，可得到一種棒線材，其於冷間伸線加工之間或之 後以200〜70(TC施以〇.001秒〜18〇分鐘的熱處理，耐彎 曲性優良（參照表16、17之試驗編號1 21至125等）。 又，可得到一種棒線材，其係外徑3mm以下的線材， 導電率是45 (%IACS)以上’線材性能指數n是43〇〇以 上，且耐彎曲性優良（參照表U、12之試驗編號74至76 等）。 又，可彳于到一種棒線材，其導電率是45 ( %IACS )以 上，伸長是5%以上，且棒材性能指數12是42〇〇以上（參 照表13、14之試驗編號i 〇7至J丨丨等）。 又，可得到一種棒線材，其具有在4〇〇t之拉張強度 疋18〇 ( N/mm )以上的耐熱強度（參照表13、14之試 驗編號107至111等）。 又，可得到一種棒線材，其在70(rc加熱30秒並水冷 後之維氏硬度（HV)是9G以上，導電率是45%以上，加 熱後之金屬組織中的析出物的平均粒徑是2〜施m、或全 部析出物…。以上是3〇nm以下之大小、或金屬組織中 84 201000650 之再結晶化率是以下。 是，在析出硬化型銅合金的情形中，若加熱至7〇〇 、、门'里並水冷，則導電率會降低20%IACS (絕對值）、 或原本的導電率的3()%以上（相對值），但發明合金則僅止 ;0/cJACS (絕對值）之降低、或相較於原本的導電率為 、下（相對值）之降低，而維持高導電性。另外，比 較合金均未滿足維氏硬度、金屬組織中之再結晶化率、析 出物大小。 從上述實機測試結果，可結論如下。C丨丨〇〇雖存在著

ChO的沈析粒子，但其粒徑大至約2μιη，所以對強度沒有 貢獻，對金屬組織的影響也少。因此，因為高溫強度低、 粒徑大，所以其反覆彎曲加工性絕對稱不上良好（參照表 16、17之試驗編號13〇)。 比較用合金的合金編號U、12，其C〇或ρ少，且在 C〇、P等之關係式上，平衡也差。c〇、p等析出物的粒徑 大，且其量也少。因此，因為素材的未再結晶率低，且再 結晶部的再結晶粒徑大，所以強度低。而且因為c〇、p等 的平衡差’所以導電率低。進而，線材性能指數〗丨也差。 此若與Co、P之其中一方幾乎等量的合金編號丨相比較， 則可明瞭（參照表11、12之試驗編號74、77、78及表1 6、 17之試驗編號121、126、127等）。 編號104中，Sn的添加量少。因此，因為基材的耐熱 性低，所以再結晶會在低溫側發生’未再結晶率低，析出 粒子之大小也大。因此，強度低、線材性能指數〗丨和棒材 85 201000650 性能指數12也低。 發明合金，因為Co、P等微細地析出，而妨礙原子的 移動，且再加上基材也藉由Sn而提高了耐熱性，所以即使 在40〇t的高溫，組織變化也少而得到高強度。比較用合 金的合金編號11、12,因為析出量少所以耐熱性差，在4〇〇 c之阿溫強度也低（參照表13、14之試驗編號1〇7〜112、 114 〜116、119 等）。

發明合金在所實施的所有材料中，因為變形能力優 良所以未發生破裂。而且因為變形阻力小，所以也未發 生壓延機停住的問題。 發明合金，因為含有規定量的c〇、M，所以會生成 規疋篁的未再結晶部，且再結晶部的再結晶粒徑也小。即 使在本製程中之程度的溶體化中，藉由之後的析出處理， 原本固冷的Co、P等微細地析出，而可得到高強度。因為 C〇、P等幾乎都析出’所以得到高導電性。而且，因為析 出物小’所以反覆彎曲性也優良。 在棒材中，同樣因為再結晶粒細、析出物小，所以伸 長、強度、導電率高’棒材性能指數12也高（參照表13、 14之试驗編號1〇7〜116等）。 在設備的加工能六]沾味+ 的ft幵y中，藉由在固溶狀態或輕 塑性加工的狀離力σ τ 、並於之後進行熱處理TH1，而可得 到高導電率與強；f f± 1 t > α表13、14的試驗編號91〜106及 表22、23之試驗編號2〇1〜215箄、 一 215寺）。即使加熱至700。(：的 兩溫，因為析出物大多 a月源·固洛，所以具有高導電 86 201000650 ! 生而且因為析出物微細、再結晶化受到妨礙，所以硬声 同使用時藉由銅焊等而加熱至約700°C的情形中，即使 在製与製程中不施以析出熱處理TH1、TH1，也會得到言 硬度與高導電性。 阿 * 本實施形態的棒線材，被認為因為拉張強度高、硬度 • 硬’所以依賴拉張強度與硬度的耐磨耗性也優良。 另外’本發明不限於上述各種實施形態之結構，在不 (變更發明之意旨的範圍内，可有多種變化形態。例如，亦 可在步驟中的任一處，進行去皮或清洗。 [產業上的利用領域] 如同上述，有關本發明之高性能銅棒線材，因為是高 強度、尚導電且耐彎曲性優良，所以適合於線束、機器人 用電線、飛機用電線、及電子機器配線材。進而，因為高 溫強度、耐磨耗性、耐久性也優良，所以適合於連接器用 ί,線（匯流排）、線切割（放電加工）用線、架空線、熔接嘴、 點熔接（spot welding)嘴、嵌柱熔接（stud weiding)基點、放 電加工用電極材、匯流條、電動機的轉子線棒、及電氣零 件（扣件、緊固件、電氣配線器具、電擊、電力繼電器、 繼電器、連接端子）等。又，因為鍛造和壓製等的加工性 也優良’所以也適合於熱間鍛造品、冷間鍛造品、滚製螺 釘（rolled screw)、螺栓、螺帽、及配管零件等。 本申請是基於曰本專利第2008-044353號申請案而主 張優先權。參照該申請之全部内容而組織成為本申請。 87 201000650 【圖式簡單說明】 第1圖是有關本發明之實施形離性 只也心態之问r生月t*铜棒線材的 製造步驟A及B的流程圖。 第2圖是同一高性能銅棒線材的製造步驟c的一部分 的流程圖。 口刃 第3圖是同一咼性能銅棒線材的製造步驟c的一部分 的流程圖。 p 第4圖是以往的C1100之棒線材中的製造步驟za、 ZB、及ZC的流程圖。 第5圖是以往的高性能銅棒線材的製造步驟g、及η 的流程圖。 第6圖是有關實施形態之高性能銅棒線材的實驗室測 試中的製造步驟Ε、F、ΖΕ、及ZF的流程圖。 第7圖中，（a)是同一高性能銅棒線材在連續鑄造壓延 後的表面附近（距中心6/7R)的金屬組織照片、（b)是同 C - 一高性能銅棒線材在連續鑄造壓延後距中心丨/211的金屬 組織照片、（C)是以往的C1100在連續鑄造壓延後的表面附 近（距中心6/7R)的金屬組織照片、（d)是以往的cll〇〇 在連續鑄造壓延後距中心1 / 2R的金屬組織照片。 第8圖是同一南性能銅棒線材之步驟a2中的穿透式電 子顯微鏡照片。 【主要元件符號說明】 益 88

Claims (1)

1. 201000650 七、申請專利範圍： 1. 一種高強度高導電銅棒線材，其特徵為： 其合金組成係含有〇·12〜〇·32質量％之鈷(co)、〇.042 〜〇.〇95質量％之鱗（15)、〇〇〇5〜〇7〇質量％之錫咖、 0.00005 0.0050質1 %之氧⑼，其中姑的含量[c〇]質量％ 與磷的含量[P]質量％之間，具有3仏（[c〇] — 〇〇〇7)， ([P]- 0.008 ) $6.2的關係，且剩餘部分是由銅（cu)及無 法避免之雜質所構成，並係藉由包含連續鑄造壓延之步驟 而製造出來。 2.如申請專利範圍第1項所述之高強度高導電銅棒線 材，其中進而含有0.002〜〇.5質量％之鋅（Zn)、〇 〇〇2〜〇 25 質量％之鎂（Mg)、0.002〜〇.25質量％之銀（Ag)、〇力…〜^」 質量％之錯（Zr)的任一種以上。 3· 一種高強度高導電銅棒線材，其特徵為： 其合金組成係含有0.12〜0.32質量％之鈷（c〇)、0.042 〜0_095質量％之磷（p)、0 005〜0.70質量％之錫（Sn)、 0.00005〜0.0050質量％之氧（〇)，且含有〇·〇1〜0.15質量0/〇 之鎳（Ni)、或0.005〜〇.〇7質量％之鐵（Fe)的任一種以上， 其中鈷的含量[Co]質量。/。、鎳的含量[Ni]質量％、鐵的含量 [Fe；^量％、與磷的含量[p]質量％之間，具有3.0^ ( [c〇] + 0.85x[Ni]+0.75x[Fe]— 0.007 ) / ([ρ]_〇·〇〇8) $6.2、 以及0.015S1.5x[Ni]+3x[Fe]$[C〇]的關係，且剩餘部分 89 201000650 = = (CU)及無法避免之雜質所構成，並係藉由包含連續 鑄造壓延之步驟而製造出來。 、 4. 如申請專利範圍第3頂所 - .. 、 迷之焉強度高導電銅棒線 材’其中進而含有〇 〇〇2〜〇 υ·)貝里 0/〇 之鋅（Zn)、〇 〇〇2 〜〇 25 質量。/。之鎂（Mg)、0.002〜〇25皙吾。 u貝量％之銀（Ag)、〇.〇〇1〜〇」 貝里/ό之結（Zr)的任一種以上。 5.如申請專利範圍第i項至第4項中任一項所述之高強 度高導電銅棒線材，其中在前述連續鑄造壓延中之總計熱 間加工率是75%以上、小於95%的情形中，前述連續鱗造 壓延結束時之金屬組織的未再結晶率是丨〜⑼％，且再結晶 部分的平均結晶粒徑是4〜4〇μηι ;在前述熱間加工率是 95。/。以上的情形中，前述連續鑄造壓延結束時之金屬組織 的未再結晶枝10〜80%，且再結晶部的平均結晶粒徑是 2· 5 〜25μιη ° 6.如申請專利範圍第i項至第4項中任一項所述之高強 度高導電銅棒線材，其中前述連續鑄造壓延中之壓延開始 溫度是860°C至l〇〇(Tc之間，總計熱間加工率是75%以上， 從850°C至40(TC之間的溫度區域中之平均冷卻速度是1〇 秒以上。 7. 如申請專利範圍第 1項至第4項中任一項所述之高強 90 201000650 度尚導電鋼棒線材，其中： 在前述連續鑄造壓延之後，施以冷間抽拉/伸線加工 在如述冷間抽拉/伸線加工的前後或是之間，、 。 ^^350 C〜620C ’施行〇.5〜16小時之熱處理， 而使大約呈圓形或大約呈橢圓形的微細析出物 分散， _习 r 、剛述析出物的平均粒徑是2〜2〇nm、或全部析出物的 〆 90%以上是3〇nm以下之大小。 8.如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強 度雨導電銅棒線材，1中： 在冷間伸線加工之間或之後，以20(TC〜70〇。(：，施行 0.001秒〜180分鐘之熱處理， 而使财彎曲性優良。 (,9.如申請專利範園第1項至第4項中任一項所述之高強 度同導電銅棒線材，其係外徑3mm以下之線材，且耐·彎曲 性優良。 10.如申清專利範園第1項至第4項中任一項所述之高強 度高導電銅棒線材，其係外徑3rnm以下之線材，導電率是 45 ( %IACS )以上’當將導電率設作R ( %IACS )、拉張強 度設作S ( N/ mm2 )時，（ri/ 2xS )的值是4300以上，且 耐彎曲性優良。 91 201000650 Η·如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強 度高導電銅棒線材，其係使用於線束。 12.>如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強 度尚導電銅棒線材，其中導電率是45 (%IACS)以上、伸 長疋5%以上’當將導電率設作R (%iacs)、拉張強度設 作 S (N/mm2)、伸長設作 L (%)時，（Ri/2xSx(1〇〇 + L) /100)之值是42〇〇以上。 13·>如中請專利範圍第1項至第4項中任-項所述之高強 度高導電銅棒線材’其具有纟400。。時之拉張強度是18〇 (N/ mm2 )以上的高温強度。 14.▲如中請專利範圍第1項至第4項中任_項所述之高強 度高導電銅棒線材，其係使用於冷間鍛造用途或壓製用途。 15:如申請專利範圍第！項至第4項中任_項所述之高強 度兩導電銅棒線材，其以7〇(rc加熱3〇秒後之維氏硬度 (HV)是90以上，且導電率是45 (%IACS)以上，而且 月il述加熱後之金屬組織中的析出物的平均极秤是2〜 2〇nm、或全部前述析出物的90%以上是30nm以下、戋前 述金屬組織中之再結晶率是45〇/。以下。 92