TWI406960B

TWI406960B - Copper alloy hot forged products and copper alloy hot forging products manufacturing methods

Info

Publication number: TWI406960B
Application number: TW100139813A
Authority: TW
Inventors: Keiichiro Oishi; Yasuhiro Tsugawa
Original assignee: Mitsubishi Shindo Kk
Priority date: 2010-11-02
Filing date: 2011-11-01
Publication date: 2013-09-01
Also published as: CN103154285B; JPWO2012060359A1; CN103154285A; KR101317566B1; TW201229258A; JP5036090B2; KR20130043246A; WO2012060359A1

Description

銅合金熱鍛造品及銅合金熱鍛造品的製造方法

本發明係有關一種銅合金熱鍛造品及銅合金熱鍛造品的製造方法。尤其有關一種強度、耐力、熱傳導性、電傳導性及潛變特性優異之銅合金熱鍛造品及其銅合金熱鍛造品的製造方法。

銅，發揮較高的熱傳導性和電傳導性(導電性)，可用於散熱片、散熱器、端環(end ring)、端子、底座、連接器、電極、感測器組件、模型、壓力容器等各種各樣的產業領域。然而，以韌煉銅、無氧銅及磷脫氧銅為代表之具有99.9%以上的銅濃度之所謂純銅(精銅)，由於強度較低，所以為了確保強度而每單位面積的銅使用量變多且成本變高，容積和重量亦變大。

並且，隨著半導體元件的高積體化/大容量化，對被使用於汽車的高輸出馬達控制裝置用半導體元件等且用於放出半導體中所產生的熱之散熱片或散熱器(spreader)，要求藉由風扇部等來擴展整個散熱片或散熱器的表面積，並有效地放出半導體中所產生的熱之較高的熱傳導性。

另外，關於散熱片等，為了放出更多的熱，可以考慮藉由水冷方式進一步提高其效率來使用，但此時，需要耐水壓之強度，尤其需要初始變形強度亦即耐力較大。並且，這些散熱片需要優異的放熱性，但需要使其強度或硬度不會在組裝製程時或封裝時因被施加之錫焊或硬焊(銅焊)時的溫度而下降。而且，需要即使在使用中溫度上昇亦能夠承受其溫度之較高之潛變特性。

並且，關於使用於馬達之端環，藉由硬焊進行與轉子導條的接合，即使於焊接後亦需要較高的強度和較高的熱傳導性及電傳導性。而且，由於在使用中存在超過100℃之溫度上昇，因此要求排熱(熱傳導)性優異。並且，若以高速運行，則會產生較大的離心力，因此要求能夠承受其離心力之較高的強度，亦即在超過100℃的環境下之較高的潛變特性。散熱片或連接器、電極等亦相同，要求能夠在連續長時間使用中承受較高的潛變特性。

這樣，對用於如上所述用途之銅合金，要求較高的強度、耐力、熱傳導性、電傳導性及潛變特性。

對上述的散熱片等的加工方法進行說明，當加工例如為了擴大表面積而在表面上設置有突起部之散熱片、大型端子、或連接器、電極、感測器組件這類的外形複雜之形狀、或加工例如馬達的端環這類的環狀形狀，能夠藉由熱鍛或切削、衝壓及冷鍛來進行加工。然而，切削加工能夠將材料加工成各種各樣的形狀，但由於銅濃度較高的銅合金的切削性很差，所以加工時需要大量工作量，並且成品率較差，因此不具有經濟性。若欲藉由衝壓或冷鍛成形，則因為銅發生加工固化，所以無法施加較大的加工度，而無法加工複雜的形狀。為了藉由衝壓或冷鍛來加工複雜的形狀，必須於達到加工界限後，進行退火/酸洗，然後再次藉由衝壓和冷鍛作出複雜的形狀，因此成本較大。

因此，作為利用1個製程來製作至「近淨形(near net shape)」為止的方法，較佳是藉由熱鍛來進行製造。若為熱鍛，則即使為衝壓能力較小的鍛造機亦能夠成形為複雜的形狀，成本較低。

然而，一般的銅及銅合金的熱鍛，一般是於700℃或800℃的高溫下進行加工，所以存在熱鍛後的銅及銅合金的強度會變成非常低這類的問題。因此，可以考慮使用作為溶體化-時效析出型合金的Cr-Zr銅(1mass%Cr-0.1mass%Zr-Cu)，而不是一般的銅及銅合金。但是，該合金由於包含活性元素Zr，所以溶解/鑄造成本較大，通常於熱鍛後將材料再次加熱到950℃以上(950～1000℃)，其後馬上施以急冷，而且經過時效這類的熱處理步驟來製造。950℃這種高溫的再加熱會增加成本，若於大氣中進行加熱，則產生氧化損耗，因此於複雜的形狀中還存在尺寸上的問題。並且，因高溫的再加熱而鍛造品會容易變形，並且於材料之間產生黏著。因此，於惰性氣體或真空中以950℃進行熱處理，此種熱處理雖然可防止氧化損耗，但成本變高，還存在變形或黏著問題。

並且，提出有限定Al、Si、Ni等的組成之熱鍛用銅合金(參考專利文獻1)。

然而，專利文獻1中所記載之銅合金，需要特別的溶體化處理且存在電/熱傳導性較差這類的問題。

(先前技術文獻) [專利文獻]

專利文獻1：日本專利公開2002-80924號公報

本發明係為了解決這種習知技術的問題而完成，其課題在於提供一種強度、耐力、熱傳導性及電傳導性優異之銅合金熱鍛造品及銅合金熱鍛造品的製造方法。

為了解決前述課題，本發明人對銅合金的組成或金屬組織進行了研究。其結果，得知以下見解，亦即對於預定組成的銅合金，以預定條件進行熱鍛，並將平均結晶粒徑在預定範圍內之再結晶晶粒群所占之比例和未再結晶晶粒所占之比例設在預定範圍內，藉此來得到一種強度、耐力、熱傳導性、電傳導性等優異之銅合金熱鍛造品。

本發明係基於上述本發明人的見解而完成。亦即，為了解決前述問題，本發明提供一種銅合金熱鍛造品，其特徵為：前述銅合金熱鍛造品的合金組成為含有0.21～0.44mass%的Co(鈷)、0.06～0.13mass%的P(磷)、0.003～0.08mass%的Sn(錫)及0.00003～0.0030mass%的O(氧)，剩餘部份包括Cu(銅)及不可避免的雜質，於Co的含量[Co]mass%與P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]-0.005/([P]-0.006)≦4.9的關係，於截面金屬組織中，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占之比例和未再結晶晶粒所占之比例的合計為80%以上。

對本說明書中所述之「未再結晶晶粒」進行說明。將熱鍛前的再結晶晶粒因熱鍛而受到(發生)應變但不進行再結晶而以殘留有應變之狀態殘留者，稱為「未再結晶晶粒」。若觀察金屬組織，則可知晶粒中是否殘留有應變，再結晶晶粒和未再結晶晶粒能夠觀察應變的殘留來進行識別，但在本發明中是以如下方式進行識別。再結晶晶粒，若顯示出近似正六角形之形狀，並描繪外接於晶粒之外接圓和內切於晶粒之內切圓，則大部份再結晶晶粒的(晶粒的外接圓的直徑)/(晶粒的內切圓的直徑)之比不到2.0。因此，將(晶粒的外接圓的直徑)/(晶粒的內切圓的直徑)之比為2.0以上的晶粒設為未再結晶晶粒。第1圖中表示外接於晶粒之外接圓的直徑和內切於晶粒之內切圓的直徑的例子。

接著，對本說明書中所述之再結晶晶粒群和再結晶晶粒群的平均結晶粒徑進行說明。根據JIS H 0501來測定再結晶晶粒的平均結晶粒徑。而且，其所觀察到的視野的金屬組織為再結晶晶粒時，將處於其視野內的所有再結晶晶粒的集合稱為該視野內的再結晶晶粒群。而且，若所觀察到的視野的再結晶晶粒的平均結晶粒徑設為amm時，則該視野內的再結晶晶粒設為再結晶晶粒的平均結晶粒徑為amm之再結晶晶粒群。這樣，按觀察的每個視野，測定再結晶晶粒群的平均結晶粒徑。

並且，本說明書中所述之截面金屬組織，設為：於切斷鍛造品的至少一個截面中，將距離鍛造品的表面深度為1mm的部份除外後的部份中的金屬組織。

較佳是進一步含有0.001～0.3mass%的Zn(鋅)、0.002～0.2mass%的Mg(鎂)、0.001～0.3mass%的Ag(銀)中的任意1種以上。

依據這種較佳的銅合金熱鍛造品，由於具有Zn、Mg、Ag中任意一種，所以提高強度。

並且，銅合金熱鍛造品，可以進.一步含有0.005～0.15mass%的Ni(鎳)、0.003～0.10mass%的Fe(鐵)中的任意1種以上，於Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe]mass%及P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≦4.9及0.010≦2×[Ni]+3×[Fe]≦0.75×[Co]的關係。

依據該銅合金熱鍛造品，即使具有Ni及Fe中的任一個，強度、耐力、熱傳導性、電傳導性等亦優異。

較佳是：耐力為230N/mm² 以上，20℃下的熱傳導率為300W/m‧K以上，或者20℃下的導電率為75%IACS以上，將前述耐力設為L(N/mm² )、前述熱傳導率設為M(W/m‧K)、前述導電率設為N(%IACS)時，(L×M)的值為77000以上，或者(L×N)的值為19000以上。

關於散熱片、連接器及端環中所要求的耐力、熱傳導性及電傳導性，它們的數值越高則越節省材料，也會使最終產品越緊湊化。此處，若將一般純銅(C1020、C1100及C1220)的熱鍛造品的20℃下的熱傳導率為320～395W/m‧K、電傳導率為83～102%IACS、耐力為40～80N/mm² 、耐力和熱傳導率的積為17000～25000、耐力和導電率的積為4500～6000左右之情況考慮在內，則上述中較佳的數值，肯定會發揮較大的效果。另外，工業用純鋁的熱鍛造品的耐力約30N/mm² ，20℃下的熱傳導率約220W/m‧K，導電率約60%IACS，遠遠超出這些數值。

較佳是：耐力為250N/mm² 以上，20℃下的熱傳導率為310W/m‧K以上，或者導電率為77%IACS以上，耐力和熱傳導率的積為82000以上，或者耐力和導電率的積為20000以上。最佳是：具有與純銅相同的高熱傳導性和高電傳導性，而在耐力方面為遠遠高出的數值，其耐力為260N/mm² 以上，20℃下的熱傳導率為320W/m‧K以上，或者導電率為80%IACS以上，耐力和熱傳導率的積為85000以上，或者耐力和導電率的積為21000以上。

而且，其特徵為：於200℃下施加50N/mm² 的應力，進行潛變試驗時，不包括初始變形之總潛變變形量為0.05%以下。如後述般，其特徵為：若於熱鍛後且析出熱處理前實施5～20%的冷加工，則於200℃下施加100N/mm² 的應力並進行1000小時的潛變試驗時，不包括初始變形之總潛變變形量為0.15%以下。

較佳是：前述再結晶晶粒中析出物的平均粒徑為1.3～3.9nm或者析出物的90%以上為0.7～7nm。

依據這種較佳的銅合金熱鍛造品，由於析出物的平均粒徑為1.3～3.9nm，或者析出物的90%以上成為0.7～7nm，因此能夠具有高耐力、高熱傳導性、高電傳導性，並且於100～200℃的使用環境下具有較高的潛變特性。

較佳是：前述再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之前述再結晶晶粒群所占之比例為60%以上，或者前述未再結晶晶粒所占之比例為60%以上。

依據這種較佳的銅合金熱鍛造品，能夠於100～200℃的使用環境下具有較高的潛變特性。

較佳是：以825℃加熱300秒鐘，冷卻後的耐力為125N/mm² 以上，前述冷卻後的20℃下的熱傳導率為280W/m‧K以上，或者前述冷卻後的20℃下的導電率為70%IACS以上，將前述冷卻後的耐力設為L(N/mm² )、前述冷卻後的20℃下的熱傳導率設為M(W/m‧K)、前述冷卻後的20℃下的導電率設為N(%IACS)時，(L×M)的值為38000以上，或者(L×N)的值為9600以上。

採用本發明的熱鍛造品製作出來的例如端環，在與轉子導條接合時，使用強度或熱傳導性及電傳導性優異之JIS Z 3261中所記載之BAg-5：45Ag-30Cu-25Zn合金焊料、BAg-6：50Ag-34Cu-16Zn合金焊料及BAg-7：56Ag-22Cu-17Zn-5Sn合金焊料，其硬焊溫度分別推薦745～845℃、775～870℃及650℃～750℃的高溫。因此，對端環要求雖然是短時間但作為焊接溫度也就是800℃左右的耐熱性。當然，由於可用於電力用途，所以即使於硬焊後亦要求較高的熱傳導性和電傳導性。並且，使用於馬達之端環，由於離心力因高速化而較大，所以還需要承受其離心力之強度。

亦即，其特徵為：於相當於Ag焊接條件之825℃的鹽浴中，將該鍛造品浸漬300秒鐘且加熱後之材料，其耐力為125N/mm² 以上，較佳是130N/mm² 以上，20℃下的熱傳導率為280W/m‧K以上，或者導電率為70%IACS以上，耐力和熱傳導率的積為38000以上，或者耐力和導電率的積為9600以上。而且，其特徵為：於200℃下對已進行相當於硬焊的熱處理後之熱鍛造品，施加50N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗時，不包括初始變形之總潛變變形量為0.25%以下。另外，其特徵為：關於端環等具有平滑面之熱鍛造品，於熱鍛後且進行析出熱處理前，實施5～20%的冷加工，從而於825℃的鹽浴中加熱300秒鐘後之試驗片，其耐力為150N/mm² 以上，20℃下的熱傳導率為280W/m‧K以上，或者導電率為70%IACS以上，耐力和熱傳導率的積為48000以上，或者耐力和導電率的積為12000以上。此外，其特徵為：於200℃下對已進行相當於硬焊之熱處理後之熱鍛造品，施加50N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗時，除初始變形之外，潛變變形量為0.15%以下。另外，於氣冷後，於590℃的鹽浴中實施30分鐘的主要用於恢復熱/電傳導率的熱處理後，測定這些特性值。即使於實施這些硬焊後之材料，亦具有較高的強度、較高的熱傳導性及較高的電傳導性，所以成為一種最適於高速旋轉之端環或要被施以壓力之散熱片等之熱鍛造品。

焊接相當品，由於平均結晶粒徑為0.05mm，甚至粗大為0.08mm以上，因此即使於825℃的高溫下保持相當於焊接之時間，亦會延遲析出物的晶粒成長，儘管多少變大，但有助於耐力之微細析出物仍較多，所以耐力較高。利用於焊接後進行使熱傳導性/電傳導性恢復之熱處理，亦即在焊接後的冷卻過程中，於從650℃至550℃為止的溫度區域費時5～50分鐘來進行冷卻，或者在硬焊後先暫時氣冷，然後於550℃～650℃的溫度下保持5～50分鐘，藉此，在焊接後，顯示出良好的耐力、熱傳導性和電傳導性。尤其於進行熱鍛後，若施加5～20%的冷加工，則耐力變高。這是因為，熱鍛造品的平均結晶粒徑為0.05mm、0.08mm以上，因此即使被加熱至825℃，亦殘留由於冷加工而被導入之加工應變，相當於該應變之強度被加入。亦即，即使由於焊接而熱鍛造品被加熱至800℃以上，由於平均結晶粒徑大於0.05mm或0.08mm，所以亦會延遲析出晶粒的成長，大量殘留有助於耐力之析出粒子，除此以外，加工應變被加入，從而具有150N/mm² 以上的更高的耐力。關於潛變變形，熱鍛造品亦由於晶粒較大，所以擴散速度較慢，且由於具有耐熱性，所以即使施加較高的應力，變形量亦較少。施加冷加工後的物件，由於具有更高的耐力，所以潛變變形量較少。另外，若將鍛造品浸漬於作為高溫液體之鹽浴中，則鍛造材料的溫度急劇上昇。因此，於800℃以上且825℃以下的溫度下，熱鍛造品於鹽浴中浸漬保持至少180秒以上。

作為以上說明之銅合金熱鍛造品的製造方法，例如能夠舉出下述的第1至第3製造方法。

第1製造方法，其特徵為：要被實以熱鍛的鍛造材料的熱鍛前的加熱溫度為925～1025℃，前述鍛造材料的前述加熱結束時的平均結晶粒徑為0.10～5.0mm。

另外，本說明書中所述之鍛造材料，是指要進行鍛造前的材料和進行鍛造後的材料兩者。

第2製造方法，其特徵為：以700℃以上的溫度來實施要被施以熱鍛的鍛造材料的至少1次熱鍛，於前述熱鍛後，以12℃/秒以上的冷卻速度將前述鍛造材料冷卻至400℃以下，或者於從650℃至550℃為止的溫度區域以12℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻，進行前述冷卻後對前述鍛造材料進行冷加工，或者不進行冷加工而進行熱處理，該熱處理的條件為如下：450～600℃的熱處理溫度且保持時間為0.2～10小時，若將前述熱處理溫度設為T℃且將前述保持時間設為t小時，則滿足520≦T+20×t^1/2 ≦615的關係。較佳是：在進行該熱處理後，以0.1℃/分鐘至3℃/分鐘的冷卻速度冷卻至達到400℃為止。

另外，以700℃以上的溫度來實施熱鍛，是指將馬上要鍛造前的溫度設為700℃以上。

關於利用第2製造方法而製造出來的銅合金熱鍛造品，若將前述熱鍛後且前述熱處理前的導電率設為X(%IACS)，則於X、P的含量[P]mass%、Co的含量[Co]mass%、Fe的含量[Fe]mass%、Sn的含量[Sn]mass%、Mg的含量[Mg]mass%及Ni的含量[Ni]mass%之間，較佳是具有(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])≦X≦(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的關係。

第3製造方法，其特徵為：以700℃以上的溫度來實施要被施以熱鍛的鍛造材料的至少1次熱鍛，在前述熱鍛後，於從650℃至550℃為止的溫度區域，以12℃/秒以上的冷卻速度，對前述鍛造材料進行冷卻，在前述冷卻後，於400～540℃的溫度區域保持10～200分鐘。

依據本發明，銅合金熱鍛造品的強度、耐力、熱傳導性及電傳導性優異。

對本發明的實施方式之銅合金熱鍛造品進行說明。

作為本發明之銅合金，提出第1發明合金至第3發明合金。為了表示合金組成，本說明書中如[Cu]帶[]括號之元素符號表示為該元素的含量值(mass%)。並且，利用該含量值的表示方法，本說明書中提示複數個計算公式，但每個計算公式中未含有該元素時作為0計算。並且，將第1至第3發明合金總稱為發明合金。

第1發明合金，其合金組成為含有0.21～0.44mass%的Co、0.06～0.13mass%的P、0.003～0.08mass%的Sn及0.00003～0.0030mass%的O，剩餘部份包括Cu及不可避免的雜質，於Co的含量[Co]mass%與P的含量[P]mass%之間具有3.1≦([Co]-0.005/([P]-0.006)≦4.9的關係。

第2發明合金，其合金組成為Co、P、Sn及O的組成範圍與第1發明合金相同，進一步含有0.001～0.3mass%的Zn、0.002～0.2mass%的Mg、0.001～0.3mass%的Ag中的任意1種以上，剩餘部份包括Cu及不可避免的雜質，於Co的含量[Co]mass%與P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]-0.005/([P]-0.006)≦4.9的關係。

第3發明合金，其合金組成為Co、P、Sn、O、Zn、Mg及Ag的組成範圍與第1發明合金或第2發明合金相同，進一步含有0.005～0.15mass%的Ni、0.003～0.10mass%的Fe中的任意1種以上，剩餘部份包括Cu及不可避免的雜質，於Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe]mass%及P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≦4.9及0.010≦2×[Ni]+3×[Fe]≦0.75×[Co]的關係。

接著，對製造方法進行說明。製造方法具有：加熱製程，在熱鍛前加熱鍛造材料；熱鍛製程，鍛造已加熱的鍛造材料；冷卻製程，冷卻熱鍛後的鍛造材料；及析出熱處理製程，對冷卻後的鍛造材料進行加熱。

加熱製程中的加熱溫度為925～1025℃。

熱鍛，至少進行1次，至少將鍛造前的溫度設為700℃以上。

冷卻製程中，從熱鍛後，以12℃/秒以上的冷卻速度，冷卻至400℃以下，或者於從650℃至550℃為止的溫度區域以12℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻。

析出熱處理的條件，其熱處理溫度為450～600℃且保持時間為0.2～10小時，若將熱處理溫度設為T℃、保持時間設為t小時，則滿足520≦T+20×t^1/2 ≦615的關係。該熱處理後，較佳是以0.1℃/分鐘至3℃/分鐘的冷卻速度冷卻至達到400℃為止。

可以於前述的冷卻製程與析出熱處理製程之間進行冷加工。

將以上的製造方法稱為第1製造方法。

另外，供本實施方式的銅合金熱鍛造品的製造方法之鍛造材料的製造履歷可為任一種。例如可為鑄造後、擠出後、熱鍛後及冷加工後。

也可以使第1製造方法中的熱鍛製程後，以如下方式進行。熱鍛後，於從650℃至550℃為止的溫度區域，以12℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻，然後，於400～540℃的溫度區域保持10～200分鐘。該400～540℃的溫度區域中10～200分鐘的保持，起到第1製造方法中的析出熱處理製程的作用。

將以上的製造方法稱為第2製造方法。

接著，對各元素的添加理由進行說明。

單獨添加Co時無法得到較高的強度/電傳導性等，但藉由與P和Sn的共同添加，可不損壞熱熱傳導性/電傳導性而得到較高的強度、較高的耐熱特性及較高的延展性。單獨添加Co時，雖然強度稍微提高，但是並無顯著效果。若超過發明合金的組成範圍的上限，則不僅效果飽和，而且反而會損壞熱傳導性/電傳導性，且鍛造時的變形阻力變高。並且，Co為稀有金屬，所以成為高成本。若Co的含量少於發明合金的組成範圍的下限，則即使與P共同添加，亦無法得到較高耐力的目的。Co的組成範圍的下限為0.21mass%，較佳是0.24mass%，更佳是0.27mass%，尤其是需要較高的耐力時為0.35mass%。Co的組成範圍的上限，尤其是需要較高的耐力時為0.44mass%，較佳是0.43mass%，兼顧耐力和成本方面，較佳是0.40mass%以下。

P的添加，藉由與Co和Sn共同添加，能夠不損壞熱傳導性/電傳導性而得到較高的強度。P的單獨添加，提高流動性和強度並使晶粒微細化。若P的含量超過組成範圍的上限，則上述的流動性、強度、晶粒微細化的效果會飽和。並且，熱傳導性/電傳導性受損。並且，鑄造時容易產生破裂，熱鍛時亦容易產生破裂。若P的含量少於組成範圍的下限，則無法發揮高強度效果。為了得到較高的耐力，P的組成範圍的上限，於與Co的關係中為0.13mass%，較佳是0.12mass%。P的組成範圍的下限為0.060mass%，較佳是0.070mass%，為了得到高耐力，其為0.090mass%。

藉由於上述的組成範圍內共同添加Co和P，強度、熱傳導性、電傳導性、延展性、100～200℃下的潛變特性、耐熱性、硬焊後的強度、可變形性，變得良好。若這些兩個元素為固溶狀態，則鍛造時的變形阻力變低，且熱鍛時的動態再結晶和靜態再結晶緩慢。當Co和P的含量中的其中一方少於組成範圍時，不僅上述任一特性均不發揮顯著的效果，而且熱傳導性變很差。當Co和P的含量多於組成範圍時，熱傳導性同樣地很差，產生與單獨添加每個時相同的缺點。Co、P這兩個元素為用於實現本發明的課題的必需元素，根據適當的Co、P等的配合比率，不損壞熱傳導性/電傳導性而提高耐力、耐熱性、高溫強度、硬焊後的強度及高溫潛變強度。Co和P，於發明合金的組成範圍內發揮較大的效果，隨著接近組成範圍的上限，它們的各種特性會進一步提高，但要兼顧成本。Co、P鍵合而析出有助於強度之超微細析出物。Co和P的共同添加，抑制熱鍛中的動態再結晶，延遲熱鍛後的靜態再結晶的生成。但是，關於其效果，若超過發明合金的組成範圍的上限，則幾乎看不到特性的提高，反而開始產生如上述的缺點。

為了得到作為本發明的課題之較高的強度和較高的電傳導性，Co和P的比例非常重要。若組成、加熱溫度、冷卻速度等條件齊全，則Co和P藉由析出熱處理而形成Co：P的質量濃度比大約為4：1到大約為3.5：1之微細析出物。析出物例如由Co₂ P或Co_2.a P、Co_x P_y 等化合式表示，若為大致球狀或大致橢圓形且粒徑為2～3nm左右的大小，則非常有助於強度。具體而言，若以於作為鍛造品的截面之平面所顯示之析出物的平均粒徑來定義，則為1.5～3.9nm(較佳是1.7～3.5nm，最佳是1.9～3.1nm)，或者若從析出物的大小分佈來看，析出物的90%，較佳是95%以上為0.7～7nm，最佳是95%以上為0.7～5nm，並且析出物均勻地析出，藉此能夠得到高強度。

析出物均勻且微細地分佈且大小亦一致，其粒徑越細小，越對再結晶部的粒徑、強度、高溫強度帶來影響。另外，關於0.7nm的粒徑，使用大致超高壓的透射型電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，以下記為TEM)以75萬倍觀察，係使用專用軟件即可識別或可測定尺寸之界限的大小。因此，即使存在不到0.7nm的析出物，亦從上述的平均粒徑的計算除外，上述“0.7～7nm”的範圍與“7nm以下”的意思相同。另外，析出物當然不包含於鑄造階段產生的晶出物。並且，若特意定義析出物的均勻分散，則以75萬倍的TEM觀察時，於後述的顯微鏡觀察位置(除了極表層等特別的部份)的任意的200nm×200nm區域中，至少90%以上的析出粒子的最鄰接析出粒子間的距離為100nm以下，較佳是75nm以下，或者在平均粒徑的25倍以內，或者於後述顯微鏡觀察位置的任意的200nm×200nm區域中，析出粒子存在至少25個以上，較佳是50個以上，亦即於標準的微細部位，沒有對特性造成影響之較大的無析出帶，亦即能夠定義為沒有不均勻析出帶。

關於析出物的大小，若析出物的平均粒徑超過3.9nm，則對強度的作用變小，若平均粒徑為1.3nm或小於1.5nm，則強度上亦會飽和，熱傳導性/電傳導性較差。若析出物的大小比1.5nm更小，則熱傳導性/電傳導性較差，這是因為若過於微細，則難以析出全部。此外，析出物的平均粒徑較佳是3.5nm以下，尤其是熱鍛後的金屬組織是由再結晶晶粒所構成時，合金由於析出物而被強化，所以析出物的平均粒徑較佳是3.5nm以下，最佳是3.1nm以下。從與熱傳導性/電傳導性的關係來考慮，下限側較佳是1.7nm以上。並且，即使平均粒徑較小，若粗大析出物所占的比例較大，則不會對強度起作用。亦即，超過7nm之較大的析出粒子不太有助於強度，所以析出粒徑為7nm以下的比例需要為90%以上，較佳是95%以上。並且，若析出物不均勻分散，亦即為無析出帶，則強度較低。關於析出物，滿足平均粒徑較小、沒有粗大的析出物、均勻地析出這3個條件為最佳。另外，當前述及後述之析出熱處理條件式的值低於下限值時，雖然析出物微細，但析出量較少，因此對強度的貢獻較小且熱傳導性亦變差。當析出熱處理條件的值高於上限值時，熱傳導性會提高，但析出物變大，超過7nm之粗大粒子增加，析出物粒子的數量減少，基於析出而對強度的貢獻變小。

本發明中，即使Co和P的量為理想的配合，並且，即使以理想的條件來進行析出熱處理，所有的Co和P亦不會形成析出物。本發明中，若以能夠在工業上實施之Co和P的配合以及析出熱處理條件來進行析出熱處理，則Co的大致0.005mass%和P的大致0.006mass%，不會形成析出物，而是以固溶狀態存在於基體中。因此，需要從Co和P的質量濃度分別減去0.005mass%及0.006mass%來決定Co和P的質量比。亦即，決定Co和P的組成或者只決定Co和P的比率是不充份的，([Co]-0.005)/([P]-0.006)的值為3.1～4.9是必不可缺少的條件，較佳是3.2～4.6，更佳是3.3～4.3，最佳是3.5～4.0。若([Co]-0.005)和([P]-0.006)成為最佳比率，則可以形成目標之微細析出物，並能夠得到較高的熱傳導性/電傳導性及高強度。另一方面，若脫離上述的比率範圍，則Co和P的其中一方不會形成析出物而呈固溶狀態，不僅得不到高強度，而且熱傳導性/電導電性亦變差。或者，形成與目標化合比率不同之析出物，析出粒徑變大或者為不太有助於強度之析出物，所以不能成為一種熱傳導性/電導電性、強度、潛變特性優異之材料。

接著，對Sn進行說明。Sn，以0.003mass%以上的少量含量，於作為熱鍛最初製程之加熱中，於925℃以上的溫度下利用短時間的加熱來促進Co和P的固溶並使晶粒粗大，另一方面，抑制熱鍛時的動態再結晶和靜態再結晶的生成。而且，即使熱鍛時的材料溫度局部下降、加工度局部不同以及熱鍛需要時間，Sn的添加亦具有保持Co和P的固溶狀態之作用。Sn的添加具有如下作用：於作為熱鍛步驟的最初之加熱階段中，使金屬組織粗大，並使Co和P更加迅速地呈固溶狀態；於熱鍛加工階段中，使Co、P等溶體化感受性下降，也就是保持溶體化狀態；最終析出時，大量析出以Co和P為主體之析出物，並且這些析出物微細且均勻地分散而析出。金屬組織方面，發揮如下作用：於鍛造前的加熱的925℃以上的高溫時，促進晶粒的粗大化；於熱鍛中，抑制生成再結晶核。藉由Co、P及Sn的共同添加，於本申請中規定的鍛造溫度下，使Co、P等呈固溶狀態，意謂可降低熱鍛下的變形阻力並以較小的功率成形。另一方面，抑制熱鍛時的動態再結晶和靜態再結晶核的生成並延遲動態再結晶和靜態再結晶，意謂可提高熱鍛時的再結晶溫度，於鍛造後的金屬組織中容易得到未再結晶狀態。雖然還取決於熱鍛的加工率，但若將鍛造材料暫時加熱為925℃以上而且鍛造前的溫度在Co和P處於固溶狀態之700℃至850℃之間，則可得到本申請中的目標加工組織。並且，熱傳導性和電傳導性一般大致成比例關係，但熱鍛步驟與具有使Co、P等析出至理想狀態的作用之Sn的效果相結合，熱傳導性變佳至比例關係以上。並且，藉由Sn的固溶，提高熱鍛造品的基體的耐熱性，從而具有可保持較高的硬焊後的耐力且提高潛變特性之作用。

為了發揮上述的Sn的效果，Sn的含量需要為0.003mass%以上，但為了進一步發揮其效果，較佳是0.005mass%以上，最佳是0.007mass%以上。另一方面，若Sn的含量超過0.08mass%，則其效果會飽和，電傳導性和熱傳導性(以「電/熱傳導性」表示)變差。當進一步需要熱傳導性和電傳導性時，較佳是0.06mass%以下，儘管也有與強度和耐熱性的關係，但較佳是0.04mass%以下。

接著，對Zn、Mg及Ag進行說明。Zn、Mg及Ag，藉由固溶強化來提高合金的強度，同時具有與Sn相同地於熱鍛的一連串步驟中保持Co和P的固溶狀態且延遲動態/靜態再結晶之作用。Zn，進一步改善錫焊濕潤性和焊接性。Zn等具有促進Co和P均勻析出之作用。而且，Ag和Mg提高硬焊後的耐力及潛變特性。若Zn、Mg及Ag的含量少於組成範圍的下限，則發揮不了上述效果。若超過每個組成範圍的上限，則不僅上述效果會飽和，而且熱傳導性開始下降，熱鍛時的變形阻力變大，可變形性變差。Zn的組成範圍的上限，較佳是0.2mass%以下，更佳是0.1mass%以下。同樣，Mg的含量較佳是0.003mass%以上，0.005mass%以上即可。Mg的組成範圍的上限，較佳是0.1mass%以下，更佳是0.05mass%以下。Ag的含量，較佳是0.003mass%以上，0.005mass%以上即可。另一方面，Ag的組成範圍的上限，較佳是0.2mass%以下，更佳是0.1mass%以下。

接著，對Fe和Ni進行說明。Fe和Ni代替Co功能的一部份，同時發揮使Co與P的鍵合進一步有效地進行之作用。因此，若添加Ni和Fe，則根據與基本的Co和P的關係式，進一步成立以下兩個關係式。

3.1≦([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≦4.9(較佳的範圍是3.2～4.6，更佳是3.3～4.3，最佳是3.4～4.0)、

0.010≦2×[Ni]+3×[Fe]≦0.75×[Co](較佳的範圍是0.025～0.7×[Co]，更佳是0.040～0.6×[Co]，最佳是0.050～0.5×[Co])，

[Ni]的0.9的係數和[Fe]的0.8的係數，是表示將Co與P的鍵合的比例設為1時的Ni和Fe與P鍵合之比例者。另外，若Co、Fe、Ni、P等的配合比脫離關係式的範圍，則析出物減少，且損壞析出物的微細化及均勻分散，不參與析出之Co、Fe、Ni或P等過度固溶於基體，熱傳導性/電傳導性變差，同時無法得到目標之較高的耐力。於本發明中，若以能夠在工業上實施之Co、Ni、Fe與P的配合及析出熱處理條件來進行析出熱處理，則([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe])中Co的大致0.005mass%和P的大致0.006mass%不會形成析出物，而是以固溶狀態存在於基體中。因此，需要從([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe])和P的質量濃度分別減去0.005mass%以及0.006mass%來決定Co等和P的質量比。而且，其Co等和P的析出物，需要形成Co：P的質量濃度比大致為4.3：1至3.5：1，例如Co的一部份以Co₂ P、Co_2.a P或Co_1.b P為中心而被取代為Ni和Fe而成之Co_x Ni_y Fe_z P_A 、Co_x Ni_y P_z 、Co_x Fe_y P_z 等。若不形成以Co₂ P或Co_2.x P_y 為基本之微細析出物，則無法得到作為本案的目的也就是較高的耐力、較高的熱傳導性/電傳導性以及硬焊後的較高的耐力或潛變特性。

Fe和Ni的單獨添加，會使熱傳導性/電傳導性降低，熱鍛時的變形阻力變高。並且，Ni，在與Co和P的共同添加的前提下，除了具有Co的取代功能以外，基於Ni而造成的熱傳導性/電傳導性的降低量較小。

即使數學式([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)的值偏離3.1～4.9的中心值，Fe和Ni亦具有將導電性的降低限制在最小限度之功能。但是，若添加0.15mass%以上的Ni或以數學式(2×[Ni]+3×[Fe])的值超過0.8×[Co]之方式過量添加，則析出物的組成慢慢變化，不僅對強度提高或耐熱性的提高不起作用，而且熱鍛時的熱變形阻力增大，熱傳導性/電傳導性降低。

Fe，在Co和P的共同添加的前提下，以微量添加來提高強度，並且延遲動態再結晶並增大未再結晶組織。但是，若Fe的含量超過0.10mass%或者以數學式(2×[Ni]+3×[Fe])的值超過[Co]之方式過量添加Fe，則析出物的組成慢慢變化，不僅沒有對強度提高或耐熱性提高，而且熱變形阻力增大，熱傳導性/電傳導性降低。

接著，對金屬組織進行說明。

熱鍛造品，一般具有複雜的形狀，按照各部位的不同，以各種各樣的加工率進行熱加工。並且，還取決於要被熱鍛之鍛造材料的加熱條件或熱鍛的次數、熱鍛溫度等各種條件，但於熱鍛中得到之金屬組織，係依據熱鍛造品的各部位而不相同。為了得到本申請的具有高耐力、高熱傳導性及高電傳導性之熱鍛造品，需要平均結晶粒徑為0.050mm～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例和未再結晶所占的比例的合計為80%以上。本發明合金具有於熱鍛中抑制再結晶核的生成之性質，但在熱鍛溫度較高且熱加工率較低時，熱鍛造品的金屬組織進行再結晶。但是，若再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050mm以下之再結晶晶粒群所占的比例為20%以上，則於下一個析出熱處理時生成之Co和P的析出物的平均粒徑變大，析出稍微不充份，整體上無法得到高耐力。並且，電力和熱傳導性亦變差。若再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050mm以上，則於析出熱處理時生成之Co和P的析出物的平均粒徑變小，整體上可得到高耐力。而且，若平均結晶粒徑為0.050mm以上，則除了強化與Co和P的析出以外，還延遲Co、P、Sn等構成元素的擴散，所以可提高基體的耐熱性，並能夠提高作為本申請的使用環境之100～200℃下的耐力和潛變特性。並且，若平均結晶粒徑為0.050mm以上，則於約800℃的硬焊時，能夠使Co和P的再固溶緩慢，且殘留Co和P的微細析出物，所以硬焊後亦可得到更高的耐力。並且，當熱鍛後進一步實施冷加工時，由於殘存其加工應變，所以可得到更高的耐力。另外，作為平均結晶粒徑為0.050mm～0.50mm之再結晶晶粒群，它們的平均結晶粒徑，較佳是0.070mm以上，最佳是0.080mm以上。另一方面，若平均結晶粒徑超過0.50mm，則於延展性方面產生問題。更佳是0.30mm以下，最佳是0.20mm以下。

若熱鍛造品的金屬組織為未再結晶的狀態，則能夠於熱鍛前的加熱時所產生的平均結晶粒徑為0.1mm以上的晶粒內蓄積應變，所以能夠與析出熱處理後的微細析出粒子的存在相結合而得到更高的耐力。而且，能夠提高在使用環境也就是100～200℃下的耐力和潛變特性。由於析出於未再結晶晶粒內之析出粒子變得稍大於具有0.050mm以上的平均結晶粒徑之再結晶晶粒群的析出物，所以基於析出物而產生之對耐力的貢獻變小，但由於熱鍛時的應變增加，所以基於應變而產生之對耐力的貢獻變大。當熱鍛的加工率較高時或者鍛造前的溫度較低時，具有未再結晶晶粒之發明合金的耐力稍變高，但整體上平均結晶粒徑為0.050mm以上的再結晶晶粒群與未再結晶晶粒之間，無耐力、熱傳導性及電傳導性的較大差異，因此若這些所占的比例合計為存在80%以上，則成為具有高耐力、高熱傳導性及高電傳導性之熱鍛造品。當然，能夠於使用環境也就是100～200℃下具有較高的耐力和潛變特性。另外，於熱鍛中所生成之未再結晶組織與於冷鍛或冷加工中所產生之加工組織形狀相似，但與冷加工而成者相比，其差排密度較低，因此富有延展性。

若以下任何情況的條件齊全，則熱鍛造品的平均結晶粒徑為0.050mm至0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例成為60%以上，且可得到具有高耐力、高熱傳導性及高電傳導性之熱鍛造品。

1.即使於熱鍛造品中，加工率亦整體較低的情況。

2.熱鍛前的鍛造材料的晶粒已粗大化的情況。

3.因熱鍛造品較大而容易引起靜態再結晶且容易進行結晶成長的情況。

4.熱鍛溫度較高的情況。

作為熱鍛造品的平均結晶粒徑的更佳的條件，平均結晶粒徑為0.080mm至0.30mm之再結晶晶粒群所占的比例為60%以上，或者平均結晶粒徑為0.050mm至0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例為80%以上，最佳是平均結晶粒徑為0.080mm至0.20mm之再結晶晶粒群所占的比例為80%以上。藉由設為這些金屬組織的狀態，亦即設為大於一般銅合金的平均結晶粒徑，析出熱處理時所生成之Co和P的析出物的平均粒徑變小且可得到高耐力，即使進行硬焊，亦阻礙析出粒子的再固溶，若對鍛造品進一步實施冷加工，則能夠於晶粒內蓄積更多其加工應變，因此能夠具有更高的耐力。若晶粒較大，則具有延遲原子的擴散的作用，因此能夠提高於使用環境也就是100～200℃下的耐力和潛變特性。另外，若平均結晶粒徑超過0.50mm，則於延展性方面產生問題。平均結晶粒徑，更佳是0.30mm以下，最佳是0.20mm以下。

另外，在熱鍛後且析出熱處理前，平均結晶粒徑為0.050mm至0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例為60%以上之熱鍛造品，於熱鍛後且析出熱處理前的時刻，耐力為60～130N/mm² ，維氏硬度為50～85，且導電率為33～49%IACS。由於析出熱處理前的強度較低，所以容易矯正或容易成形為目標形狀。並且，有時依據熱鍛造品的形狀的不同，於熱鍛後且析出熱處理前實施1～20%的輕度的冷加工。藉由於熱鍛後實施輕度的冷加工，熱處理後的熱鍛造品的耐力顯著提高。具體而言，藉由5～15%的冷加工成為280～390N/mm² 的耐力，並成為一種更佳的散熱片或端環用的熱鍛造品。此外，能夠提高於使用環境也就是100～200℃下的耐力和潛變特性。具體而言，當於200℃下負荷100N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗時，成為一種不包括初始變形之總潛變變形量為0.15%以下的耐潛變變形優異之熱鍛造品。

即使鍛造前的鍛造材料的結晶粒徑較大，當為以下情況時，熱鍛造品的金屬組織亦成為未再結晶狀態。

1.熱鍛加工率較大的情況。

2.於鍛造成薄壁的部位等處，包含熱鍛在內的溫度下降急劇且沒有產生動態/靜態再結晶的時間的情況。

3.熱鍛溫度較低的情況。

即使熱鍛溫度較低且熱鍛造品的金屬組織處於未再結晶狀態，鍛造材料亦至少被暫時加熱為925℃以上，所以析出熱處理後的析出物微細，合金被強化，同時於熱處理後亦殘留熱鍛時相當於未再結晶狀態之已蓄積的應變，且其被加在一起，因此可得到高耐力、高熱傳導性及高電傳導性。另外，由於原有晶粒為未再結晶狀態，所以即使進行硬焊，析出物的消失亦緩慢，並能夠提高於使用環境也就是100～200℃下的耐力和潛變特性。若未再結晶晶粒所占之比例為60%以上，則可得到具有高耐力、高熱傳導性及高電傳導性之熱鍛造品。作為更佳的條件，未再結晶晶粒所占之比例為80%以上。

接著，對製造製程進行說明。

鍛造前的加熱溫度，需要將鍛造材料加熱為925℃以上(較佳是940℃以上)。若加熱為925℃以上，則還有含Sn的效果，Co和P固溶於基體中，基於Co和P的析出物而產生之晶粒成長抑制作用消失，所以成為一種平均結晶粒徑為0.10mm以上的粗大金屬組織。若將鍛造材料暫時加熱為金屬組織會粗大化之925℃以上，則之後即使於用以加熱鍛造材料的加熱爐中溫度降低，而且從爐至鍛造前，鍛造材料的溫度降低以及進行複數次熱鍛時熱鍛造品的溫度降低，亦可維持Co和P的固溶狀態。例如，當製作環形狀的大型端環時，將鍛造材料鍛造10次以上，從熱鍛開始至結束為止需要5分鐘至15分鐘，但若最終熱鍛溫度為至少700℃以上，則大部份的Co和P處於溶體化狀態。

而且，粗大化之晶粒，由於會延遲熱鍛中的再結晶核的生成，所以將其生成之平均結晶粒徑作成0.050mm以上，進一步作成0.080mm以上的較大者，或者使在熱鍛加熱時生成之平均結晶粒徑為0.1mm以上的晶粒，呈變形之狀態，亦即使其呈未再結晶狀態。而且，若熱鍛造品的晶粒較大，則於約800℃的硬焊時，使由於析出熱處理而析出之Co和P的再固溶延遲。

若加熱溫度低於925℃且平均結晶粒徑不到0.10mm，則隨著熱鍛中的溫度降低和熱鍛時間的經過而無法維持Co、P等的固溶狀態，開始析出對強度不太起作用之粗大析出物，即使於鍛造後進行析出熱處理，析出之餘力亦變小，因此無法得到較高的耐力。並且，於該析出熱處理中析出之粒子，亦變得大於使平均結晶粒徑暫時粗大化為0.1mm以上之情況，所以無法得到較高的耐力，且亦無法得到較高的潛變特性。並且，電/熱傳導性亦較差。

若將鍛造材料暫時加熱為925℃以上，並於850℃以下的溫度下進行鍛造，則於薄壁部內冷卻速度較快，鍛造材料的晶粒藉由加熱而粗大化，Co、P等處於固溶狀態以及含有Sn，藉此金屬組織呈未再結晶狀態。例如，於連續爐中加熱並冷卻將鍛造材料時，將最高到達溫度設為925℃以上，接著降低至700℃至850℃之間的預定溫度，於爐內有目的地控制溫度並進行熱鍛，藉此能夠穩定地得到目標的未再結晶組織。藉由基於未再結晶狀態而蓄積之應變和析出熱處理後的微細析出物的析出兩方的效果，合金被強化。另外，若925℃至前述的預定溫度為止的平均冷卻速度為3℃/分鐘以上，較佳是5℃/分鐘以上，則合金中的Co和P的固溶狀態幾乎都會被維持。並且，由於鍛造材料的晶粒從800℃左右的熱鍛時的溫度開始粗大化，Co、P等處於固溶狀態，而且含有Sn，藉此即使於熱加工率較低之厚壁部，金屬組織亦有一部份呈未再結晶狀態。但是，即使合金中的Co或P多少處於固溶狀態，因為熱鍛溫度降低，並且熱鍛變形阻力變高，所以鑒於鍛造機的功率及與成形性的關係來決定鍛造溫度即可。關於本發明合金，即使鍛造溫度變低，與前述相同地，即使從最高到達溫度到達至預定的較低的溫度為止經過時間，由於Co和P處於固溶狀態，所以其熱變形阻力亦遠低於其他析出型銅合金且可變形性優異。

暫時短時間加熱為925℃以上，並使鍛造前的鍛造材料的晶粒成長，將平均結晶粒徑作成0.10mm至5.0mm。能夠藉由將結晶粒度設為0.10mm以上來使大部份Co、P等成為固溶狀態。

而且，若預先於高溫下使原材料的晶粒粗大化，則即使有目的地降低鍛造溫度(鍛造前的溫度為700℃以上)，並且複數次進行熱鍛而溫度降低或者花費時間，亦能夠將Co、P等保持為固溶狀態。粗大化之晶粒，若以850℃以下的溫度進行熱鍛，則能夠使金屬組織成為未再結晶狀態，若為未再結晶狀態，則能夠使應變蓄積於熱鍛造品。於析出熱處理時，Co、P的析出物微細地析出，並且熱鍛時所蓄積之應變進一步加在一起，因此能夠使析出熱處理後的耐力進一步變高。並且，能夠提高於使用環境也就是100～200℃下的耐力和潛變特性。用於作成未再結晶晶粒之鍛造溫度，較佳是830℃以下，下限時由於變形阻力變高，所以較佳是以720℃以上，更佳是以750℃以上來進行鍛造，於400℃為止的溫度區域，以12℃/秒的冷卻速度進行冷卻，之後進行析出熱處理，若這樣則能夠成為一種耐力較高且熱傳導性/電傳導性優異的鍛造品。

能夠以熱鍛後且析出熱處理前的鍛造品的導電率來判別Co、P等是否處於固溶狀態以及鍛造品中是否有析出餘力。關於基於析出而產生之合金的強化，除了析出物的粒徑的大小以外，是否有析出餘力是另一個較大的要點。若滿足本申請的合金組成，則熱鍛後且熱處理前的導電率：%IACS的值較佳是由(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的式子所表示之值以上，由(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的式子所表示之值以下。下限是工業上的熱鍛中Co、P等處於固溶狀態之理想數值，上限側是實現本申請並在鍛造品中殘留有析出餘力之界限的數值。上限側，較佳是(52-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])。雖然還取決於Co、P等的含量，但由於鍛造後的導電率為33～49%IACS，熱處理後的導電率為75%IACS以上，所以其差越大，越顯示出較大的析出量。從析出量的觀點來看，析出熱處理前後的導電率的差需為32%IACS，較佳是36%IACS以上，最佳是40%IACS以上。

當為未達到預定溫度的例如900℃的加熱時，由於Co、P等的固溶大部份結束，所以若加熱後馬上熱鍛，以及馬上水冷，並進行析出熱處理，則能夠到達至接近目標之耐力。然而，當加熱後至熱鍛為止的時間較長，或者實施多次熱鍛且鍛造品的溫度降低至接近750℃時，或者在熱鍛後需要至冷卻為止的時間的情況，若加熱溫度低於925℃，則Co和P無法保持固溶狀態而析出較大的析出粒子。即使實施析出熱處理，所析出的析出粒子亦大於熱鍛前將鍛造材料加熱為925℃以上的情況。其結果，成為一種平均析出粒子直徑較大者，超過4nm或者0.7～7nm大小的析出物不到90%，達不到所需的耐力。在金屬組織上，若鍛造材料的加熱低於925℃，則晶粒不會變大，關於熱鍛後的金屬組織，即使為再結晶晶粒，平均結晶粒徑為0.05mm以下的比例亦較多。並且，即使為未再結晶晶粒，原有鍛造材料的晶粒亦較小。根據這些，析出粒子的粒徑變大，耐力變低，並且100～200℃下的潛變特性亦變差，即使於焊接後，耐力亦較低，潛變特性亦變差。

高溫加熱後，無需馬上進行熱鍛，並且可以進行多次鍛造。然而，為了保持Co和P的固溶狀態，將鍛造溫度至少設為700℃以上來實施最終的鍛造，鑒於成形性或鍛造中的冷卻，較佳是需要設為730℃以上。

接著，對熱鍛後的冷卻進行說明。

以700℃以上的溫度進行熱鍛後，於400℃以下以12℃/秒以上，較佳是20℃/秒以上的冷却速度進行驟冷，或者在熱鍛後，以12℃/秒以上，較佳是20℃/秒以上的冷却速度，通過650℃至550℃的温度區域，這成為冷卻時的絕對條件。

一般情況下，較佳是水冷，但需要迅速通過開始析出之溫度的650℃至550℃的區域。若慢慢通過該溫度區域，則會析出對強度不太起作用之粗大析出物，即使於之後的析出熱處理中進行熱處理，所析出的粒子亦較大，平均析出粒子直徑超過4nm，或者0.7～7nm大小的析出物不到90%，所以耐力達不到所需的數值。

接著，對析出熱處理進行說明。

於熱鍛後的冷卻後，為了使固溶之Co和P析出而進行析出熱處理。熱處理後的強度取決於析出粒子直徑。析出粒子的粒徑較小時，銅合金熱鍛造品的強度變高。

析出熱處理的條件設為如下：若將熱處理溫度設為T℃且將保持時間設為t小時，則滿足520≦T+20×t^1/2 ≦615的關係。其中，於前述關係式中，T℃為450～600℃，t小時為0.2～10小時。

析出熱處理的更佳的範圍為530≦T+20×t^1/2 ≦590，T℃為470～570℃，t小時為0.3～8小時。若於預定的析出熱處理後的溫度至400℃的溫度區域以3℃/分鐘以下的冷卻速度進行冷卻，則電/熱傳導性會提高。例如，與以50℃/分鐘的方式進行冷卻的情況相比，以1℃/分鐘進行冷卻時，導電率提高約2%IACS。另外，其效果大致以0.3℃/分鐘的冷卻速度飽和。並且，於電/熱傳導性與拉伸強度及耐力的關係中，當重視強度時，較佳是525≦T+20×t^1/2 ≦570，當重視電/熱傳導性時，較佳是560≦T+20×t^1/2 ≦605。能夠根據必要特性來適當地設定熱處理條件。

析出熱處理的基本為如上述般的冷卻後的再加熱，但於熱鍛後的冷卻過程中，通過從650℃至550℃為止的溫度區域後，可以於540～400℃的區域，以2℃/分鐘以下的冷卻速度進行冷卻或者保持於該溫度區域。Co和P的析出物微細地析出。此情況，於540～400℃的區域中的冷卻時間或者保持時間，以10分鐘至200分鐘就有充份的效果，能夠進行兼顧析出之冷卻。關於鍛造材料，當進行熱鍛時，金屬組織的狀態依據部位的不同或者為再結晶晶粒或者為未再結晶晶粒，或者於平均結晶粒徑或加工應變的殘留等方面有差異，而成為不均勻的狀態。然而，藉由該熱處理，與進行析出處理相結合而消除殘留應力，所以能夠將金屬組織作成均勻的狀態。

可以於熱鍛後的冷卻與析出熱處理之間進行冷加工。熱鍛後，若進行冷矯正以及冷加工，例如進一步地進行冷鍛，則可在不損壞熱傳導性/電傳導性的情況提高耐力或潛變特性。並且，於厚壁部內，熱鍛造品的平均結晶粒徑為0.05mm以上，較佳是0.08mm以上，或者未再結晶部的原有平均結晶粒徑粗大化為0.1mm，所以硬焊的條件即使為800℃的高溫，如果為短時間，則亦能夠延遲Co和P的再固溶。並且，當施以冷加工時，由於延遲加工應變的恢復，所以硬焊後的耐力或潛變特性變高。

另外，若於800～850℃的硬焊後，對熱鍛造品進行氣冷，則熱傳導性/電傳導性變差。這是因為，即使為800℃的高溫，如果為短時間，則Co和P的再固溶亦緩慢，但Co和P會固溶，需要進行Co和P的再析出處理。於硬焊後的冷卻過程中，以500～650℃的溫度保持5～100分鐘，若考慮生產性，則能以550～650℃的溫度保持5～50分鐘，或者於550～650℃的溫度區域冷卻5～50分鐘。或者，在硬焊後，暫時氣冷，然後以500～650℃的溫度保持5～100分鐘，若考慮生產性，以550～650℃的溫度保持5～50分鐘，這樣就能夠輕鬆地再次具有較高的熱傳導性/電傳導性。該硬焊後的熱處理主要是以提高熱傳導性/電傳導性為目的，與提高耐力和熱傳導性/電傳導性之熱鍛後的析出熱處理不同而區分開來。

(實施例)

使用上述第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金及比較用組成的銅合金，作成高性能熱鍛造品。第2圖表示作成熱鍛造品之合金的組成。並且，還使用純銅C1220和C1020作為比較用。

作為試驗1，如下製造銅合金熱鍛造品。

首先，藉由實際操作的電爐熔解原材料並調整組成，製造出外徑為240mm、長度為700mm之坯料(billet)。於870℃下將坯料加熱2分鐘，由間接擠壓機擠出外徑36.5mm的棒。間接擠壓機的擠出能力為2750噸。熱擠壓材的平均結晶粒徑均為0.030mm至0.045mm。

將熱擠壓材作為鍛造材料，藉由改變鍛造前的加熱溫度、鍛造溫度，鍛造結束溫度、鍛造結束後的冷卻速度、析出熱處理條件之複數個製程，來製造銅合金熱鍛造品。第3圖中示出各製程的製造條件。

製程A、A-1、A-2、C、E、F、G、H、H-1為適於上述第1製造方法之製程。

製程D、I、J為第1製造方法的比較例的製程。

製程B為適於上述第2製造方法之製程，熱鍛後，浸漬於500℃的鹽浴中保持30分鐘。

製程S為適於純銅C1220和C1020之製程。

關於鍛造形狀，橫置ψ36.5mm、L=152mm的熱擠壓材，熱鍛成包含20mm的厚壁部和6mm的薄壁部之平板，分別鍛造複数個，並進行析出熱處理。第4圖中示出熱鍛後之平板的形狀。平板的長邊方向對應熱擠壓材的擠出方向。在熱鍛前的加熱後，進行水冷並觀察截面的金屬組織。

鍛造品中的其中1個，直接由阿姆斯勒(amsler)萬能試驗機進行拉伸試驗，求出耐力。

關於另一個鍛造品，厚壁部設為X部(2個部位)，薄壁部設為Y部，厚壁與薄壁的邊界部設為Z部來進行切出，由阿姆斯勒萬能試驗機對X、Y部進行拉伸試驗，測定耐力、伸展性、拉伸強度。

關於另外2個鍛造品，切斷任意部位，於其中1個鍛造品的X、Y、Z部各自的10處，分別觀察金屬組織，求出有無再結晶以及再結晶晶粒的平均結晶粒徑。同時測定X、Y部的熱傳導率和電傳導率。鍛造品的熱傳導率和電傳導率採用X、Y部的平均值。

從鍛造品切出1個X部，於200℃下施加50N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗，測定不包括初始變形之總潛變變形量。

並且，從鍛造品切出2個X部，進行相當於焊接之試驗，亦即在相當於實際的Ag焊接條件也就是825℃的鹽浴中加熱300秒鐘，氣冷後再次於590℃的鹽浴中實施30分鐘浸漬的熱處理並進行氣冷(以下，將該試驗稱作焊接相當試驗)。另外，將本試料浸漬於825℃的鹽浴中，其結果，浸漬後於85秒至105秒之間達到800℃。因此，意味著在800℃～825℃的高溫下至少被加熱180秒以上。加工焊接相當試驗片，在200℃下施加50N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗，測定不包括初始變形之總潛變變形量。

作為試驗2，將直徑為240mm、長度為80mm之鑄片加熱至950℃，反復進行熱鍛，得到外徑約300mm、內徑約90mm、高度約50mm之熱鍛片。鍛造後，以鍛造結束温度650℃進行氣冷。

將該熱鍛片作為鍛造材料，藉由改變製造條件之複數個製程來製造熱鍛造品。於燃氣爐中對鍛造材料進行再加熱，藉由熱鍛作成外徑約350mm、內徑約200mm、高度約50mm之環。鍛造次數約20次。其中一部份進一步進行冷鍛，將高度作成44mm。該加工相當於12%的冷加工率。製造條件，改變了鍛造前的加熱温度、鍛造温度、鍛造結束温度、鍛造結束後的冷卻速度、析出熱處理條件。第5圖中示出各製程的製造條件。

製程K、K-1、L、M為適於上述第1製造方法之製程。

製程N、O、P、Q、R為第1製造方法的比較例的製程。

製程T為適於純銅C1220和C1020之製程。

析出熱處理後，切出與試驗1的鍛造試驗片的X部大致相同大小之截面為20mm×20mm、長度為160mm之試驗片，進行截面的金屬組織觀察、熱傳導率/電傳導率的測定、焊接相當試驗以及潛變試驗。就潛變試驗而言，當沒有冷鍛時，於200℃下施加50N/mm² 的應力，而於進行了冷鍛的試驗中，於200℃下施加100N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗，測定不包括初始變形之總潛變變形量。焊接相當試驗，無論有無冷鍛，均於825℃的鹽浴中加熱300秒鐘。氣冷後，再次於590℃的鹽浴中浸漬30分鐘，實施主要用於恢復熱/電傳導率之析出熱處理，之後進行氣冷。另外，關於使用C1020、C1220之試驗，未實施該析出熱處理。測定該焊接相當試驗片的耐力、熱傳導率、電傳導率。另外，加工焊接相當試驗片，於200℃下施加50N/mm² 的應力，並進行1000小時的潛變試驗，測定不包括初始變形之總潛變變形量。

於下述試驗中進行試驗1及試驗2的各熱鍛造品的評価。

以如下方式來進行拉伸試驗。

關於厚壁部(X部)和試驗2的環狀鍛造品，切出試驗片，並按照作为JIS Z 2201的金属材料拉伸試驗片之4号試驗片來進行試驗。其中，將平行部的直徑設為10mm，並將標點距離設為4×A^1/2 (A為平行部的截面積)。對於試驗2的環狀鍛造品，於寬度方向的中央處，切出一長方體來作為試驗片，該長方體具有包含該鍛造品的表面之20mm×20mm的截面且長度為160mm。

關於薄壁部(Y部)，切出試驗片，並按照作为JIS Z 2201的金属材料拉伸試驗片之4号試驗片來進行試驗。其中，將平行部的直徑設為5mm，並將標點距離設為4×A^1/2 (A為平行部的截面積)。

對再結晶和未再結晶晶粒的識別方法進行說明。

再結晶晶粒，顯示出近似正六角形的形狀，若描繪外接於晶粒之圓和內切於晶粒之圓，則大部份再結晶晶粒的(晶粒的外接圓的直徑)/(晶粒的內切圓的直徑)之比不到2.0。因此，將(晶粒的外接圓的直徑)/(晶粒的內切圓的直徑)之比為2.0以上的晶粒，設為未再結晶晶粒。

對本說明書中所述之再結晶晶粒群和再結晶晶粒群的平均結晶粒徑的測定方法進行說明。根據JIS H 0501來測定再結晶晶粒的平均結晶粒徑。

將倍率設為75倍，於50mm×70mm的視野內觀察金屬組織。其中，當結晶粒徑是以0.15～0.20mm為邊界之粗大的晶粒時，設為37.5倍。而且，該觀察到的視野的金屬組織為再結晶晶粒時，將處於該視野內之所有再結晶晶粒的集合設為該視野內的再結晶晶粒群。而且，若將觀察到的視野的再結晶晶粒的平均結晶粒徑設為amm時，則將處於該視野內之再結晶晶粒設為再結晶晶粒的平均結晶粒徑為amm之再結晶晶粒群。當該觀察到的視野內的金屬組織為未再結晶時，該視野均設為未再結晶晶粒。

這樣，從要進行觀察之整個金属截面，均一地觀察10個視野，按每一視野判定是再結晶晶粒還是未再結晶晶粒。而且，當觀察到的視野為再結晶晶粒時，測定平均結晶粒徑。這樣，根據10個視野的觀察結果，計算出：於該截面金屬組織中，再結晶晶粒的平均結晶粒徑在預定範圍內之再結晶晶粒群所占的比例。

例如設為如下：於10個視野中，1個視野為未再結晶晶粒，9個視野為再結晶晶粒，在為再結晶晶粒之9個視野中，8個視野的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm，1個視野的平均結晶粒徑為0.01mm。此時，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例為80%，未再結晶晶粒所占的比例為10%。

另外，當觀察到的視野為未再結晶和再結晶混在一起之視野時，區分未再結晶晶粒和再結晶晶粒(包括微細的晶粒)，並藉由圖像處理軟件「WinROOF」將再結晶部2元化，當其面積率不到20%時判定為未再結晶晶粒的視野，並且，當為80%以上時判定為再結晶晶粒的視野，除此以外，設為均不屬於再結晶部和未再結晶部。另外，很難判別再結晶和未再結晶時，從依據200倍的EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern，電子背散射繞射圖形)之晶粒圖，根據加工應變的殘留程度，對再結晶域和未再結晶域加以區別，藉由圖像分析(由圖像處理軟件「WinROOF」進行2元化)測定其區域的面積率。藉由使用EBSP，能夠確認依據本發明的加工所產生的應變是否大量殘留。

以如下方式來進行析出粒子的粒徑測定。

藉由圖像處理軟件「WinROOF」，將75萬倍的TEM(透射電子顯微鏡)的透射電子圖像2元化並提取析出物，計算各析出物的面積平均值來測定平均粒徑。若將試驗片的壁厚設為h，則測定位置設為離兩個表面1 h/4之2點，並採用其平均值。並且，根據每個析出物的粒徑來測定7nm以下的析出物的個数比例，但對於粒徑不到0.7nm的析出物，判斷為誤差較大，而從析出粒子中除外(未識別)。

關於電傳導率的測定，使用日本Foerster股份有限公司製造的導電率測定裝置(SIGMATEST D2.068)。電傳導率與導電率為同義語。

關於熱傳導率的測定，藉由雷射閃光法來測定20℃下的熱傳導率。

藉由以下的潛變試驗來測定潛變特性。

切出各種試驗片，並根據JIS Z 2271的金属材料的拉伸試驗方法來進行。試驗片中，將平行部的直徑設為8mm，並將標點距離設為40mm。潛變試驗中，對於鍛造品、環狀鍛造品(試驗2)，施加50N/mm² 的應力，求出200℃、1000小時下的總潛變變形量及不包括初始變形之總潛變變形量。對於施加冷加工(鍛造)後之環狀鍛造品，施加100N/mm² 的應力，求出200℃、1000小時下的總潛變變形量及不包括初始變形之總潛變變形量。而且，對於焊接相當試驗後的試驗片亦施加50N/mm² 的應力，求出200℃、1000小時下的總潛變變形量及不包括初始變形之總潛變變形量。

將試驗1的結果示於第6圖至第13圖，將試驗2的結果示於第14圖至第15圖，並將幾個試驗中的金屬組織的照片示於第16圖。

另外，於試驗1的結果表中，於部位欄的X行示出試驗片的X部的結果，於Y行示出試驗片的Y部的結果。而且，於部位欄的V行中，對有關結晶粒徑之項目，記載X、Y、Z部中的測定平均值，對有關析出物的粒徑之項目和熱傳導率、對導電率的項目，記載X、Y部中的測定平均值，對有關拉伸試驗之項目，記載拉伸整個試料之結果。並且，於製程A-O行中，記載製程A中的冷卻後的機械性質。

試驗結果可知如下。

1.作為第1發明合金，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例和未再結晶晶粒所占的比例的合計為80%以上之銅合金熱鍛造品，其強度、耐力、熱傳導性、電傳導性等優異。其中，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.080～0.30mm之再結晶晶粒群所占的比例和未再結晶晶粒所占的比例的合計為80%以上之銅合金熱鍛造品，其包括耐潛變性在內的這些各種特性優異。鍛造後追加簡易的連續熱處理製程之製程B、追加2次鍛造製程之製程G、鍛造温度不同之製程E、F，均顯示出良好的各種特性。並且，由於是不利用溶體化處理等需要成本的製程之熱鍛，因此成為低成本(參考合金No.11的製程A、B、C、E、F、G、H等)。另外，熱鍛之後的冷卻速度快之鍛造品的強度、耐力、熱傳導性、電傳導性、潛變特性等優異(參考製程A、B、C等)。

2.作為第2發明合金，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例和未再結晶晶粒所占的比例的合計為80%以上之銅合金熱鍛造品，其強度進一步變強(參考合金No.21的製程A、E、F、G、H等)。

3.作為第3發明合金，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例和未再結晶晶粒所占的比例的合計為80%以上之銅合金熱鍛造品，與第1發明合金時相同，其強度、耐力、熱傳導性、電傳導性等優異(參考合金No.31的製程A、B、E、F、G、H等)。

4.若再結晶晶粒中的析出物的平均粒徑為1.3～3.9nm，或者析出物的90%以上為0.7～7nm，則能夠具有高耐力、高熱傳導性、高電傳導性，並且於使用環境也就是100～200℃下具有較高潛變特性(參考合金No.11的製程A、B、C、E、F、H等)。

5.若再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例為60%以上，或者未再結晶晶粒所占之比例為60%以上，則能夠於使用環境也就是100～200℃下具有較高潛變特性(參考合金No.11的製程F、G等)。

6.能夠得到如下銅合金熱鍛造品，其以825℃加熱300秒鐘並冷卻後的耐力為125N/mm² 以上，前述冷卻後的20℃下的熱傳導率為280W/m‧K以上，或者前述冷卻後的20℃下的導電率為70%IACS以上，若將前述冷卻後的耐力設為L(N/mm² )、前述冷卻後的20℃下的熱傳導率設為M(W/m‧K)、前述冷卻後的20℃下的導電率設為N(%IACS)時，(L×M)值為38000以上，或者(L×N)值為9600以上。而且，藉由於熱鍛後實施加工率為12%之冷加工，能夠使耐力和200℃下的潛變特性進一步優異(參考合金No.11的製程K、L、M等)。

7.若熱鍛前的加熱温度較低，則鍛造前的鍛造材料的平均結晶粒徑不會成為0.1mm以上。若平均結晶粒徑不在0.1mm以上，則熱鍛造品的薄壁部中成為未再結晶晶粒，或者即使再結晶，平均結晶粒徑亦不會成為0.05mm以上。即使於熱鍛造品的厚壁部中，亦很難得到平均結晶粒徑為0.050mm以上之再結晶晶粒所占的比例較少且平均結晶粒徑大於0.08mm之晶粒。製程E和製程F中，鍛造材料的加熱温度相同，原材料的平均結晶粒徑成為0.1mm以上。但由於鍛造温度、結束温度不同，因此在厚壁部中，雖然両個製程中大部份都會進行再結晶，但結晶粒徑為0.08mm以上者所占的比例存在差異，因此製程F中析出物的粒徑變大。其結果，製程E的耐力、電傳導性、熱傳導性稍高一些。於薄壁部中，由於在製程F中成為未再結晶狀態，因此析出粒徑稍大於製程E。試驗結果中，製程F由於未再結晶狀態而耐力稍高一些，熱傳導性/電傳導性稍低一些。若結合製程A考慮就可以知道，只要根據主要著眼於製程/設備的制約、鍛造品形狀、耐力和熱傳導性/電傳導性中的哪一個，適當地改變熱鍛温度即可。

8.若於熱鍛後進行之析出熱處理後，將400℃為止之冷卻速度設為0.8℃/分鐘來進行冷卻，則強度、耐熱特性等各種特性幾乎無變化，導電率提高約2%IACS。可以認為這是因為，Co、P等藉由延遲熱處理後的冷卻而進一步細微地析出。即使延遲冷卻速度，比較例合金其強度/導電率特性亦為稍微提高之程度。(參考製程A-1)

若以525≦T+20×t^1/2 ≦570來進行析出熱處理，則強度變高。若以560≦T+20×t^1/2 ≦605來進行熱處理，則電/熱傳導性變高。可以認為，若提高温度條件等，則析出粒子稍微變大，但平均粒徑小於3.9nm，析出物的90%以上為0.7～7nm，因此強度等稍微下降，能夠析出更多的Co和P，因此電/熱傳導性變高。(參考製程A-1、製程A-2)

若熱鍛後且析出熱處理前的導電率：%IACS，於(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])至(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])之間，則有析出餘力，因此合金藉由析出而被強化。尤其，若數值小於(52-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])，或者析出熱處理後的導電率之差為36%IACS以上甚至為40%IACS以上，則強度、耐熱特性等特性進一步變得良好。

9.製程I與製程F相同，雖然形成未再結晶組織，但未再結晶組織的比例少於製程F，鍛造後的導電率較高，析出餘力較小，因此強度較低，電/熱傳導性較差。

能夠確認到，與製程A相比，製程E、F、G、H-1的鍛造温度較低，但根據鍛造品的導電率及析出粒徑，仍維持Co和P的固溶狀態。

由於製程H-1中，鍛造材料的晶粒變大，鍛造温度較低，因此鍛造品的大部份部位成為未再結晶狀態。並且，即使鍛造温度較低，Co和P的固溶狀態亦被維持，藉由未再結晶組織和析出而強度變高。並且，即使為未再結晶組織，延展性的下降亦較少。若根據鍛造品的形狀、用途、鍛造機的功率來適當地選擇鍛造條件，則可得到特性更加優異者。

10.對熱鍛後的金屬組織的影響進行敘述。

若平均結晶粒徑於熱鍛前的鍛造材料的加熱階段成為0.1mm以上，則即使於熱鍛後，於厚壁部中的平均結晶粒徑亦成為0.05mm以上，甚至成為0.08mm以上。平均結晶粒徑越大，後面的析出熱處理後的析出物粒徑越變小，可得到較高耐力，並且可得到較高熱傳導性/電傳導性。這是因為，藉由於鍛造前的鍛造材料階段加大結晶粒徑而大部份Co和P固溶，因此若進行析出熱處理，則析出之析出物變小，並且大部份會析出，所以熱傳導性/電傳導性變高。另外，由於熱鍛造品的平均結晶粒徑較大，析出細小析出物，因此耐熱性及強度變高。而且，由於平均結晶粒徑較大，所以構成元素的擴散緩慢，很難引起依賴原子級別中的擴散之潛變變形，即使被加熱至高温，亦延遲析出物的再固溶。藉此，即使進行相當於焊接之熱處理，亦可維持較高強度，還耐於潛變變形。

11.關於熱鍛時被施加較高加工率之部份，若熱鍛温度變低，則成為未再結晶狀態。藉由於熱鍛前的加熱階段將平均結晶粒徑作成0.1mm以上，析出熱處理後的析出物的大小變細，加上由未再結晶狀態所產生之應變，因此具有較高耐力。若再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占的比例和未再結晶晶粒所占的比例的合計占80%以上，則耐力、熱傳導性/電傳導性變高。並且，只有平均結晶粒徑為0.05mm以上之再結晶晶粒的部份(主要是X部)、只有未再結晶晶粒的部份(主要是Y部)及這些混在一起之整個部份之間的耐力、熱傳導性/電傳導性之差較小。

12.若於鍛造前的鍛造材料階段，預先作成0.1～5mm的平均結晶粒徑，則無論熱鍛的開始温度、結束温度如何(其中，結束温度為700℃以上)，鍛造中形成之金屬組織中的平均結晶粒徑為0.05mm以上的再結晶晶粒的組織或未再結晶晶粒的組織的任一種均成為主體，因此顯示出良好的耐力、熱傳導性/電傳導性。

13.對熱鍛後的冷卻速度的影響進行敘述。若熱鍛後650℃至550℃的冷卻速度緩慢，則析出熱處理後的耐力、熱傳導性/電傳導性變低。這可以認為是因為在冷卻時析出粗大的析出物。並且，潛變變形量亦變多。

14.對試驗2的環狀鍛造進行敘述。若熱鍛前的鍛造材料的加熱温度較低，則隨著熱鍛温度的下降，Co和P的固溶狀態失衡，粗大析出物變多，因此析出熱處理後的耐力較低，熱傳導性/電傳導性亦較差。即使適當地加熱熱鍛前的鍛造材料，若最終熱鍛温度較低，則Co和P的粗大析出物增多，因此析出熱處理後的耐力較低，熱傳導性/電傳導性亦較差。

15.若將環狀熱鍛造品浸漬於825℃的鹽浴中300秒來進行熱處理，則熱鍛後的平均結晶粒徑增大至0.08mm以上，因此析出物的晶粒成長緩慢，析出物多少有些變大或析出物的再固溶緩慢。然而，由於有助於耐力之析出物很充份，因此顯示出良好的耐力、熱傳導性/電傳導性。比較例中，原有熱鍛造品的平均結晶粒徑較小且析出物較大，而且析出物粗大化或者析出物的再固溶增多，因此，耐力、熱傳導性/電傳導性較差。

本發明之環狀熱鍛造品，若於熱鍛後施加12%的冷加工，則耐力變高。這可以認為是因為，由於熱鍛造品的平均結晶粒徑為0.08mm以上，所以即使被加熱至825℃，亦會殘留由於冷加工而被導入之加工應變。另外，關於潛變變形，與比較例相比，本發明之熱鍛造品由於強度較高，平均結晶粒徑較大，因此擴散速度較慢，因此具有較高耐熱性且潛變變形量較少。施加冷鍛後的鍛造品，由於耐力更高，殘留大量加工應變，因此潛變變形量較少。

16.若Fe和Ni的含量在發明合金的組成範圍外，則析出物的構成改變，析出物變大，因此耐力、熱傳導性/電傳導性較低，潛變特性亦較低。

17.若Sn的含量多於發明合金的組成範圍，則熱傳導性/電傳導性較低。並且，由於析出物稍大，因此Sn的固溶強化相互抵消，耐力亦稍低。

18.若Co和P的含量少於發明合金的組成範圍，則熱傳導性/電傳導性雖良好，但耐力較低，潛變特性亦較差。

19.即使Co為0.21～0.44mass%且P為0.06～0.13mass%，若不滿足3.1≦([Co]-0.005)/([P]-0.006)≦4.9的関係式，則剩餘的Co和P固溶於基體，或者析出物的構成改變而析出物變大，因此耐力、熱傳導性/電傳導性較低，並且潛變特性亦較差。尤其是鍛造次數較多之試驗2的熱鍛造品，由於析出物於熱鍛中粗大化，即使於熱處理後析出物的平均粒徑亦較大，因此耐力、熱傳導性/電傳導性、潛變特性較低。另外，若以825℃進行熱處理，則鍛造品的析出粒子較大，因此耐力變低，耐熱性差，因此潛變特性亦較低。

20.若Sn的含量小於發明合金的組成範圍，則在短時間內所有Co和P都不會固溶，因此殘留粗大的析出物。並且，由於在熱鍛中析出物局部粗大化，熱處理後的析出物在整體上亦變大，因此耐力、熱傳導性/電傳導性變低。

21.從製程A-O暗示，熱鍛後的拉伸強度和耐力較低，延展值較高，因此於析出處理前容易進行冷矯正，能夠製作至精確度更高之「近淨形(near net shape)」。

22.若進行熱鍛，則C1020、C1220的耐力顯著低，耐熱性亦差，因此潛變特性亦較低。

另外，本發明不限於上述實施方式的構成，在不變更本發明意旨的範圍內可進行各種變化。

本申請根據日本專利申請2010-245994主張優先權。其申請的全部內容通過參考而編入本申請中。

本發明之銅合金熱鍛造品最適於如散熱片(混合式動力車、電動車、電腦的冷卻等)、散熱器、馬達的轉子導條或端環、功率繼電器、功率模組構件、電池端子、電氣組件(掣子、緊固件、電配線器具、電極、繼電器、連接端子、公端子各種端子等)、航空機/火箭構件、焊接用構件、太陽光發電、功率模組或核融合設備的散熱片之類的用途。

第1圖是表示外接於晶粒之外接圓的直徑和內切於晶粒之內切圓的直徑的例子之圖。

第2圖是表示製作熱鍛造品之合金的組成之圖。

第3圖是表示試驗1的各製程的製造條件之圖。

第4圖是表示試驗1中的熱鍛後之平板的形狀之圖。

第5圖是表示試驗2的各製程的製造條件之圖。

第6圖是表示試驗1的結果之圖。

第7圖是表示試驗1的結果之圖。

第8圖是表示試驗1的結果之圖。

第9圖是表示試驗1的結果之圖。

第10圖是表示試驗1的結果之圖。

第11圖是表示試驗1的結果之圖。

第12圖是表示試驗1的結果之圖。

第13圖是表示試驗1的結果之圖。

第14圖是表示試驗2的結果之圖。

第15圖是表示試驗2的結果之圖。

第16圖是表示各試驗中的金屬組織之照片。

Claims

一種銅合金熱鍛造品，其特徵為：前述銅合金熱鍛造品的合金組成為含有0.21～0.44mass%的Co、0.06～0.13mass%的P、0.003～0.08mass%的Sn及0.00003～0.0030mass%的O，剩餘部份包括Cu及不可避免的雜質，於Co的含量[Co]mass%與P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]-0.005/([P]-0.006)≦4.9的關係，於截面金屬組織中，再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之再結晶晶粒群所占之比例和未再結晶晶粒所占之比例的合計為80%以上。
如申請專利範圍第1項所述之銅合金熱鍛造品，其中，進一步含有0.001～0.3mass%的Zn、0.002～0.2mass%的Mg、0.001～0.3mass%的Ag中的任意1種以上。
如申請專利範圍第1項所述之銅合金熱鍛造品，其中，進一步含有0.005～0.15mass%的Ni、0.003～0.10mass%的Fe中的任意1種以上，於Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe]mass%及P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≦4.9及0.010≦2×[Ni]+3×[Fe]≦0.75×[Co]的關係。
如申請專利範圍第2項所述之銅合金熱鍛造品，其中，進一步含有0.005～0.15mass%的Ni、0.003～0.10mass%的Fe中的任意1種以上，於Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe]mass%及P的含量[P]mass%之間，具有3.1≦([Co]+0.9×[Ni]+0.8×[Fe]-0.005)/([P]-0.006)≦4.9及0.010≦2×[Ni]+3×[Fe]≦0.75×[Co]的關係。
如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品，其中，耐力為230N/mm² 以上，20℃下的熱傳導率為300W/m‧K以上，或者20℃下的導電率為75%IACS以上，將前述耐力設為L(N/mm² )、前述熱傳導率設為M(W/m‧K)、前述導電率設為N(%IACS)時，(L×M)的值為77000以上，或者(L×N)的值為19000以上。
如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品，其中，前述再結晶晶粒中之析出物的平均粒徑為1.3～3.9nm，或者析出物的90%以上為0.7～7nm。
如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品，其中，前述再結晶晶粒的平均結晶粒徑為0.050～0.50mm之前述再結晶晶粒群所占之比例為60%以上，或者前述未再結晶晶粒所占之比例為60%以上。
如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品，其中，以825℃加熱300秒鐘，冷卻後的耐力為125N/mm²以上，前述冷卻後的20℃下的熱傳導率為280W/m‧K以上，或者前述冷卻後的20℃下的導電率為70%IACS以上，將前述冷卻後的耐力設為L(N/mm²)、前述冷卻後的20℃下的熱傳導率設為M(W/m‧K)、前述冷卻後的20℃下的導電率設為N(%IACS)時，(L×M)的值為38000以上，或者(L×N)的值為9600以上。
一種銅合金熱鍛造品的製造方法，是如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品的製造方法，其特徵為：要被施以熱鍛的鍛造材料的熱鍛前的加熱溫度為925~1025℃，前述鍛造材料的前述加熱結束時的平均結晶粒徑為0.10~5.0mm。
一種銅合金熱鍛造品的製造方法，是如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品的製造方法，其特徵為：以700℃以上的溫度來實施要被施以熱鍛的鍛造材料的至少1次熱鍛，於前述熱鍛後，以12℃/秒以上的冷卻速度將前述鍛造材料冷卻至400℃以下，或者於從650℃至550℃為止的溫度區域以12℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻，於前述冷卻後，對前述鍛造材料進行冷加工後或者不進行冷加工，進行熱處理，該熱處理的條件為如下：450～600℃的熱處理溫度且保持時間為0.2～10小時，若將前述熱處理溫度設為T℃且將前述保持時間設為t小時，則滿足520≦T+20×t^1/2 ≦615的關係。
一種銅合金熱鍛造品，藉由如申請專利範圍第10項所述之銅合金熱鍛造品的製造方法而製造出來，其特徵為：若將前述熱鍛後且前述熱處理前的導電率設為X(%IACS)，則於X、P的含量[P]mass%、Co的含量[Co]mass%、Fe的含量[Fe]mass%、Sn的含量[Sn]mass%、Mg的含量[Mg]mass%及Ni的含量[Ni]mass%之間，具有(45-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])≦X≦(55-25[P]-20[Co]-10[Fe]-5[Sn]-3[Mg]-2[Ni])的關係。
一種銅合金熱鍛造品的製造方法，是如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之銅合金熱鍛造品的製造方法，其特徵為：以700℃以上的溫度來實施要被施以熱鍛的鍛造材料的至少1次熱鍛，於前述熱鍛後，於從650℃至550℃為止的溫度區域，以12℃/秒以上的冷卻速度，對前述鍛造材料進行冷卻，前述冷卻後於400～540℃的溫度區域保持10～200分鐘。