TWI465588B

TWI465588B - 高強度高導電銅棒線材

Info

Publication number: TWI465588B
Application number: TW098106209A
Authority: TW
Inventors: Keiichiro Oishi; Kazumasa Hori
Original assignee: Mitsubishi Shindo Kk; Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2008-02-26
Filing date: 2009-02-26
Publication date: 2014-12-21
Also published as: TW201000650A; EP2246448B1; JP2013256717A; KR20100068484A; US20110100676A1; JPWO2009107586A1; EP2246448A1; US20170103825A1; KR101291002B1; BRPI0907018B1; JP5394250B2; CN101932741A; US10163539B2; KR20120085343A; EP2246448A4; PT2246448T; BRPI0907018A2; JP5456927B2; WO2009107586A1; CN101932741B

Description

高強度高導電銅棒線材

本發明係有關於一種高強度高導電銅棒線材，其係藉由含有連續鑄造壓延之步驟而製造出來。

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。此種高強度高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 pair)來使用。而且，熔接嘴(Welding tip)等所用之銅棒材也謀求著高強度、高導電。在此，本說明書中所謂的線材，是指直徑或對邊距離小於6 mm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 mm以上之製品，棒材即使呈線圈狀也稱為棒材。一般而言，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。但是，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。又，將棒材與線材總稱為棒線材。

又，本發明之高強度高導電銅棒線材(以下省略為高性能銅棒線材)，是依照所使用之用途，而謀求著以下的特性。

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，而須具有耐應力鬆弛性質(stress relaxation property)。

線切割(放電加工)用線，則謀求著高導電、高強度、耐磨耗性、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，但因多為Ψ 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(rotor bar)、端子、電極、繼電器(relay)、電力繼電器(power relay)、連接器、連接端子、扣件等，謀求著高導電、高強度。又，螺帽等機械零件、水龍頭，是藉由自棒材切削、壓製或鍛造而製造，因此謀求著高導電、高強度、耐磨耗性。進而，在電力繼電器或馬達所使用的轉子線棒等電氣零件或水龍頭用途等，自接合部之可靠性的觀點而言，大多用銅焊來作為接合的手段，因此須有例如在700℃之高溫加熱後亦保持高強度的耐熱性。另外，本說明書中所謂的耐熱性，是指即使被加熱至500℃以上的高溫，也難有再結晶、加熱後的強度優良。

在機械零件或水龍頭的用途中，是進行壓製、鍛造，而在後處理時進行螺紋軋製(thread rolling)、部分切削。特別謀求的是，須有在冷間之成形性、成形之容易性、高強度與耐磨耗性，而無應力腐蝕破裂(stress corrosion cracking)。

又，連續鑄造壓延法，也就是銅棒線材之製造方法，其生產性高且成本低。一般而言，藉由將熔解、鑄造而得且其一邊為數十公釐(截面積為1000~9000 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35~700 mm² (一般而言是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、與拉拔線材之伸線，總稱而記為抽拉/伸線)。又，自棒材藉由一種壓出方法(一般而言稱為CONFORM)而可作出匯流條、或者多角形、或截面為複雜形狀的棒材。基本上，連續鑄造壓延法是被用作一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間壓延時，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高，變形能力變差。特別是，由於元素之添加而產生凝固溫度範圍、固相線的溫度降低，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，為了藉由連續鑄造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質量%，且其剩餘部分具有由銅(Cu)及無法避免之雜質所構成之合金組成(例如參照日本專利特開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。

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棒線材，其合金組成係含有0.12~0.32質量%之鈷(Co)、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(O)，其中鈷的含量[Co]質量%與磷的含量[P]質量%之間，具有3.0≦([Co]-0.007)/([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。

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(Co)、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(O)，且含有0.01~0.15質量%之鎳(Ni)、或0.005~0.07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]質量%、與磷的含量[P]質量%之間，具有3.0≦([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)≦6.2、以及0.015≦1.5×[Ni]+3×[Fe]≦[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。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是進而含有0.002~0.5質量%之鋅(Zn)、0.002~0.25質量%之鎂(Mg)、0.002~0.25質量%之銀(Ag)、0.001~0.1質量%之鋯(Zr)的任一種以上。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是75%以上、小於95%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率是1~60%，且再結晶部分的平均結晶粒徑是4~40μm；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率是10~80%，且再結晶部的平均結晶粒徑是2.5~25μm。藉此，在連續鑄造壓延素材的階段中，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。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是：前述連續鑄造壓延中之壓延開始溫度是860℃至1000℃之間，總計熱間加工率是75%以上，從850℃至400℃之間的溫度區域中之平均冷卻速度是10℃/ 秒以上。藉此，因為是在適當的高溫度下開始壓延、並以適當的冷卻速度冷卻，所以到最終的母材線為止可以用無動力的壓延設備來壓延，且Co、P等大多呈固溶狀態。而因為Co、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勻地分散，強度、耐熱性變高、傳導率也變良好。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是：在前述連續鑄造壓延之後，施以冷間抽拉/伸線加工，在前述冷間抽拉/伸線加工的前後或是之間，以350℃~620℃，施行0.5~16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均勻地分散，前述析出物的平均粒徑是2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下之大小。藉此，因為微細析出物均勻地分散，所以強度、耐熱性高，傳導率也良好。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是：在冷間伸線加工之間或之後，以200℃~700℃，施行0.001秒~180分鐘之熱處理，而使耐彎曲性優良。藉此，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，是指例如：在外徑是2mm之線材的情形中，反覆彎曲次數是15次以上；外徑是0.8mm的情形中，反覆彎曲次數是20次以上。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是：在外徑3mm以下之線材中，其耐彎曲性優良。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3mm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，(R^1/2 ×S)的值是4300以上，且耐彎曲性優良。藉此，因為(R^1/2 ×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。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是：使用於線束。因為高強度高導電銅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：導電率是45(%IACS)以上、伸長是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，(R^1/2 ×S×(100+L)/100)之值是4200以上。藉此，可用於導電性、伸長與強度受到要求的用途，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400℃時之拉張強度是180(N/mm² )以上的高溫強度。藉此，因為高溫強度高，所以可在高溫下使用棒線材，而且可使外徑變細而降低成本。

高強度高導電銅棒線材，所期望的是：使用於冷間鍛造用途或壓製用途。因為微細析出物均勻地分散，所以冷間鍛造品或壓製品的強度會變強。而且，因為即使是動力弱的加工設備也可以輕易地進行冷間鍛造或壓製成形，並藉由加工後之熱處理而使強度和導電性變好，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，所期望的是：以700℃加熱30秒後之維氏硬度(HV)是90以上，且導電率是45(%IACS)以上，而且前述加熱後之金屬組織中的析出物的平均粒徑是2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下、或前述金屬組織中的再結晶率是45%以下。藉此，因為耐熱性優良，所以可以在暴露於高溫狀態的環境下加工、使用。而且，因為短時間高溫加熱後的強度降低較少，所以可使棒線材的直徑變細，且使棒線材、壓製品、冷間鍛造品較小，而可以降低成本。

針對有關本發明之實施形態的高性能銅棒線材進行說明。在本發明中，提案有第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金，其係有關申請專利範圍第1項至第4項之高性能銅棒線材中的合金組成。為了表示合金組成，在本說明書中，如[Co]般附有括弧的元素符號，係用來表示該元素之含量值。又，將第1至第3發明合金總稱為發明合金。

第1發明合金，其合金組成係含有0.12~0.32質量%(較佳為0.14~0.32質量%，更佳為0.16~0.29質量%)之鈷(Co)、0.042~0.095質量%(較佳為0.047~0.095質量%，更佳為0.051~0.089質量%)之磷(P)、0.005~0.70質量%(較佳為0.005~0.40質量%，更佳為0.01~0.19質量%，或在重視導電性的情形中，較佳為0.005~0.095質量%，更佳為0.005~0.045質量%)之錫(Sn)、0.00005~0.0050質量%之氧(O)，其中鈷之含量[Co]質量%和磷之含量[P]質量%之間，具有

X1=([Co]-0.007)/([P]-0.008)的關係，其中X1為3.0~6.2，較佳為3.1~5.7，更佳為3.3~5.1，最佳為3.5~4.5，並且剩餘部分是由銅(Cu)及無法避免之雜質所構成。

第2發明合金，其Co、P、Sn之組成範圍與第1發明合金相同，且其合金組成係含有0.01~0.15質量%(較佳為0.02~0.12質量%，更佳為0.025~0.09質量%)之鎳(Ni)、或0.005~0.07質量%(較佳為0.008~0.05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[Fe]質量%和磷的含量[P]質量%之間，具有

X2=([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)的關係，其中X2為3.0~6.2，較佳為3.1~5.7，更佳為3.3~5.1，最佳為3.5~4.5，且具有

X3=1.5×[Ni]+3×[Fe]的關係，其中X3為0.015~[Co]，較佳為0.035~(0.9×[Co])，更佳為0.05~(0.8×[Co])，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1發明合金、或第2發明合金之組成中，進而含有0.002~0.5質量%之鋅(Zn)、0.002~0.25質量%之鎂(Mg)、0.002~0.25質量%之銀(Ag)、0.001~0.1質量%之鋯(Zr)的任一種以上。

接著，針對高性能銅棒線材的製造條件進行說明。將原料熔解後，進行連續鑄造壓延，之後藉由抽拉/伸線步驟來製造棒線材。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860~1000℃，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500~600℃、外徑是20mm的情形中是600~700℃。又，從850℃至400℃為止的平均冷卻速度是10℃/秒以上。另外，總計熱間加工率，是指(1-(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))×100%。

亦可在連續鑄造壓延後，以350~620℃進行0.5~16小時的熱處理TH1。此熱處理TH1，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200~700℃進行0.001秒~180分鐘之熱處理TH2。此熱處理TH2，主要是以回復為目的，可多次進行，亦可於此熱處理TH2之後再度進行抽拉/伸線步驟，或是亦可在熱處理TH2後之抽拉/伸線步驟之後再度進行熱處理TH2。

接著針對各元素之添加理由進行說明。Co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、Sn的共同添加，則會無損於導熱/電性而獲得高強度及高耐熱性。單獨只有Co時，強度稍微提升但並無顯著效果。Co量若超過上限(0.32質量%)以上則前述效果將飽和，高溫變形阻力升高且熱間壓延加工性降低。而且，導熱/電性受損。Co量少於下限(0.12質量%)則即使與P共同添加，也無法提高耐熱性，且無法形成目標的未再結晶組織。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(0.095質量%)則前述效果將飽和，而導熱/電性則受損。鑄造時或熱間壓延時容易發生破裂。而且，特別是反覆彎曲加工性變差。磷量少於下限(0.042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Co、P在上述組成範圍的共同添加，強度、耐熱性、高溫強度、耐磨耗性、熱間變形阻力、變形能力、導電性會變好。特別是，連續鑄造壓延結束時的母材線的尺寸必須小的情形中，例如截面積是80mm² 左右或其以下的情形中，Co：0.16~0.29質量%、P：0.051~0.089質量%最佳。即使Co、P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，則與各自單獨添加的情形一樣，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、彎曲加工破裂等毛病。

錫(Sn)雖然被謀求在上述組成範圍，但在高性能銅棒線材並不特別必須有高強度、而是必須有高導電性的情形中，較佳為0.005~0.095質量%，進而最佳為0.005~0.045質量%。相反的，在棒材用途上偏重強度的情形中，較佳為0.03~0.40質量%，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0.05~0.19質量%。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0.095質量%之少量的Sn的添加，而得到夠高的強度。只有Co、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(特別是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800℃或750℃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Co、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750℃或稍低於750℃之溫度例如700℃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Co、P之析出受到抑制，大多的Co、P是呈固溶狀態。亦即，Sn會降低Co、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Co、P等析出物微細而均勻地分散的效果。又，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也粗，因此在連續鑄造壓延的加工率低，故為了使再結晶粒微細化而須有Sn。熔接嘴或架空線所要求的300℃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，本說明書中，將高溫時固溶之原子即使在冷卻中的冷卻速度緩慢也難以析出的現象，稱為「溶體化靈敏度低」，冷卻速度緩慢則易於析出的現象，稱為「溶體化靈敏度高」。

Sn若少於下限(0.005質量%)，則強度、基材之耐熱性、彎曲加工性變差。超過上限(0.70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質量%之添加材，Sn：0.2重量%之添加材在700~900℃的熱間變形阻力增加約20%，700℃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，則難以一次施加很大的壓下量，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10mm亦即截面積是80mm² 左右的母材線，Sn量是0.19質量%、或較佳為0.095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0.19質量%以下為佳。作為比純鋁(Al)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以0.095質量%以下為佳，更佳為0.045質量%以下。

為了得到高強度、高導電也就是本發明的課題，析出物的大小與分布，亦即Co、Ni、Fe及P的調配比例非常地重要。藉由析出處理，Co、Ni、Fe及P之析出物，例如Co_x P_y 、Co_x Ni_y P_z 、Co_x Fe_y P_z 等球狀或橢圓形之析出物的粒徑是10nm左右，亦即若以藉平面表示之析出物的平均粒徑來定義則是2~20nm，或析出物的90%以上、較佳為95%以上是0.7nm~30nm或2.5nm~30nm(30nm以下)，藉由該等均勻地析出而可得到高強度。另外，0.7nm或2.5nm的析出粒子，因為其尺寸的限度是能使用一般的穿透式電子顯微鏡：TEM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0.7nm之析出物，則粒徑是0.7nm或2.5nm~30nm之析出物的存在比例亦會改變。然後，在鑄造物的連續鑄造壓延中，藉由Co、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結晶組織。另外，從凝固當下至800℃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著再結晶粒的生成。又，Co、P等析出物可使熔接嘴等所要求的300℃或400℃之高溫強度提升。又，因為耐磨耗性是依賴硬度、強度，所以Co、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700℃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700℃之高溫中短時間加熱後，也可得到具備高強度與高導電之棒線材及其壓製成形材。

Co、P、Fe、Ni之含量須滿足以下的關係。Co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

X1=([Co]-0.007)/([P]-0.008)的關係，其中X1為3.0~6.2，較佳為3.1~5.7，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]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)

的關係，其中X2為3.0~6.2，較佳為3.1~5.7，更佳為3.3~5.1，最佳為3.5~4.5。X1、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。X1、X2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、P之組成若是適當的比率，則例如Co：0.25質量%之材料在700~900℃的熱間變形阻力(加工率20%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，則Co：0.15質量%之材料的熱間變形阻力，相較於純銅C1100，會高5%左右，若是800℃則會高15~20%。

又，Co等各元素的調配比率，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，([Co]-0.007)的意思是Co有0.007質量%的部分以固溶狀態殘存，([P]-0.008)則是P有0.008質量%的部分以固溶狀態殘留於基材。亦即上式中，([Co]-0.007)與([P]-0.008)之比率若在最佳範圍之3.5~4.5，則意味著Co與P所形成之析出物，可以例如以Co₂ P、Co_1.x P、Co_2.y P表示。若符合此調配比率，則會形成目的之微細析出物，且滿足成為高導電、高強度材料之重要條件。另一方面，越遠離最佳範圍、進而越遠離第1發明合金之3.0~6.2比率的範圍，則Co、P之任一者將不形成析出物而是呈固溶狀態，不僅無法得到高強度材料，導電性也變差。或是，形成化合比率與目的不同之析出物，因為析出粒徑變大、或是對強度不太有貢獻的析出物，所以無法成為高導電、高強度之材料。

同樣地，在Co、Fe、Ni與P中，([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)與([P]-0.008)之比率若在最佳範圍之3.5~4.5，則由Co、Fe、Ni與P所形成之析出物，例如會作為以Ni、Fe取代Co₂ P或Co_2.y P之化合式中所示之Co的部分而成的Co_x Ni_y Fe_z P_a 、Co_x Ni_y P_z 、Co_x Fe_y P_z 等而存在。若不形成以Co₂ P、Co_1.x P或Co_2.y P為基本之微細析出物，則無法得到高強度、高導電性也就是本案之主題。越遠離最佳範圍、進而越遠離第2發明合金之3.0~6.2比率的範圍，則Co、Fe、Ni與P之任一者將不形成析出物而是呈固溶狀態，不僅無法得到高強度材料，導電性也變差。或是，形成化合比率與目的不同之析出物，因為析出粒徑變大、或是對強度不太有貢獻的析出物，所以無法成為高導電、高強度之材料。

雖然Fe、Ni元素的單獨添加，對於耐熱性、強度等各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Co之功能。上述數學式([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)中，[Ni]之係數0.85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。

另一方面，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0.02質量%於純銅，則一般導熱/電性降低約10%，若將Ni單獨添加0.02質量%，則降低約1.5%。

若Co、P等之計算式的值X1、X2越偏離最佳範圍，則因為損及析出物之超微細化和均勻分散，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和耐熱性。又，因為Co、P等呈固溶狀態，所以導熱/電性降低。若適當地調配Co、P等而微細析出物均勻分布，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Co之功能。Fe、Ni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Co、P之共同添加，Ni除了具有代替Co的功能外，也具有即使上述數學式([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)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Sn之擴散。但是，若過剩(0.15質量%以上或超過數學式(1.5×[Ni]+3×[Fe]≦[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，Fe在微量的添加下，與強度之提升、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質量%以上或超過數學式(1.5×[Ni]+3×[Fe]≦[Co])之量)地添加Fe，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。

Zn、Mg、Ag、Zr，可使在銅材之回收過程混入的硫(S)變得無害，降低中溫脆性，提升延展性和耐熱性。Zn、Mg、Ag、Zr會幾乎無損於導電性而強化合金。Zn、Mg、Ag是藉由固溶強化而Zr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Co、P之均勻析出的作用。Zn、Mg、Ag、Zr若少於組成範圍的下限，則無法發揮上述效果。若超過上限，則不止上述效果達到飽和，導電性也開始降低、熱間變形阻力變大，變形能力發生問題。Ag、Mg因為與Sn相同程度地固溶強化，但也與Sn相同程度地提高熱間變形阻力，所以在連續鑄造壓延將線變細的情形中，以添加量0.19質量%以下為佳。同樣地，Zr之添加量也以0.0045質量%以下為佳。

接著，針對加工步驟進行說明。連續鑄造壓延中之熱間變形阻力，會隨著溫度的降低而指數地升高。又，若添加其他元素於純銅，則熱間變形阻力會升高。特別是，雖然在超過800℃的高溫側，發明合金的熱間變形阻力與純銅沒有很大差距，但在800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中相同或其以上的較高溫度，例如860℃至1000℃、以880℃~990℃為佳、更佳為910℃~980℃，來開始壓延。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，因為熱間變形阻力低，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℃也會充分地再結晶。然而在發明合金的情形中，因為具有高耐熱性，所以以700~750℃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860℃至1000℃、以880℃~990℃為佳、更佳為910℃~980℃開始壓延，則在製作外徑是8mm之母材線的情形中，在壓延中期的700℃或750℃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700~750℃為界限，在其以下的溫度中，未再結晶粒的比例增加，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10℃/秒以上，而使Co、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。

另一方面，未再結晶率，其依賴組成自不待言，而也依賴壓延溫度、加工率，例如連續鑄造壓延時從860℃至1000℃開始壓延，將冷卻速度設作10℃/秒以上，當棒材外徑是24mm時，未再結晶率僅2~50%，相反地，若外徑是8mm，則未再結晶率主要是藉由最終壓延溫度的降低而亦上升至10~80%。因此，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、塑性變形主要是在外周部進行，所以表層附近的未再結晶率較高。另一方面，再結晶部的平均結晶粒徑會影響最終製品的強度。若再結晶部的再結晶粒小、再結晶部與未再結晶部的比率取得適當的平衡，則可得到機械性質優良的銅合金棒線材。

從熱間加工率總結而言，高性能銅棒線材之連續鑄造壓延材料的總計熱間加工率是75%以上、小於95%的情形中，或是截面積是150mm² 以上、小於700mm² 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1~60%、再結晶部分的平均結晶粒徑是4~40μm為佳。較佳為金屬組織的未再結晶率是3~45%、再結晶部分的平均結晶粒徑是4~30μm。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0~30%、再結晶部分之平均結晶粒徑是5~35μm為佳，而在截面之表層附近部分，以未再結晶率是20~80%、再結晶部分之平均結晶粒徑是4~25μm為佳。

連續鑄造壓延材料的總計熱間加工率是95%以上的情形中，或是截面積小於150mm² 的情形中，以金屬組織之未再結晶率是10~80%、再結晶部分之平均結晶粒徑是2.5~25μm為佳。進而以金屬組織之未再結晶率是20~65%、再結晶部分之平均結晶粒徑是2~20μm為佳。然後，截面中接近中心部的部分，以未再結晶率是1~45%、再結晶部分之平均結晶粒徑是3~35μm為佳，而在截面之表層附近部分，以未再結晶率是35~95%、再結晶部分之平均結晶粒徑是3~15μm為佳。未再結晶率若高，則加上後續之冷間加工，藉由加工硬化而可提高強度。又，未再結晶率若高，則Co、P等之溶體化稍微不充分，藉由Co、P等而產生之析出硬化會稍微降低。進而，未再結晶率若高，則再結晶部分的結晶粒的大小會變小，強度增加。例如具體而言，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，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，所以未再結晶率以1~45%為佳。另一方面，於析出熱處理前後進行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。在線材用途等，冷間加工率高的情形中，未再結晶率以20~65%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，此處之總計熱間加工率，是指(1-(連續鑄造壓延後之棒材的截面積)/(壓延前之鑄物的截面積))×100%。

一般而言，再結晶粒基本上以較細者為佳，但須有高溫強度與延展性的情形中，自高溫(300℃)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10~30μm為佳。又，自耐熱性的觀點而言，未再結晶率是1~45%即可。另外，如上述般將總計熱間加工率設作75%以上，是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70%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材，會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。然後不僅是強度，富有延展性也是其特長。

針對熱處理TH1進行說明。藉由熱處理TH1，大約呈圓形或大約呈橢圓形的微細析出物會均勻地分散於棒線材，析出物之平均粒徑是2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下之大小。如此，藉由微細析出物均勻地分散，棒線材之強度與導電性會變好，棒線材之可靠性會提升。連續鑄造壓延後之冷間加工的加工度越高，Co、P等化合物的析出部位會增加且在低溫析出。基本的TH1熱處理條件，是在350℃~620℃進行0.5~16小時。冷間之加工率是0%的情形中，是在450~600℃進行1~16小時，以在475~550℃進行2~12小時為佳。進而，若欲得到較高的導電性，則例如以在525℃進行2小時與在500℃進行4小時的兩階段的熱處理較有效。因為熱處理前之加工率若增加則析出部位也增加，所以例如10~40%之加工率的情形中，最佳熱處理條件是朝低溫側移動10~20℃。較佳的條件是以425~580℃進行1~16小時。

進而，若使熱處理溫度、熱處理時間、冷間加工率明確，則設作熱處理溫度：T(℃)、熱處理時間：t(小時)、冷間加工率：RE(%)，將(T-100×t^-1/2 -50×Log{(100-RE)/100})之值設作熱處理指數TI，則可為

370≦TI≦510，以

390≦TI≦490為佳，若設作

400≦TI≦480則為最佳。在此，例如熱處理時間若較長則熱處理溫度會朝低溫側移動，對於溫度的影響，大約是以時間之平方根的倒數來造成影響。又，隨著加工度增加，析出部位會增加，且原子之移動也增加而易於析出，所以熱處理溫度會朝低溫側移動。冷間加工率會對熱處理溫度造成很大的影響。在此，Log是自然對數，冷間加工率RE是指(1-(加工後之棒線材的截面積)/(加工前之棒線材的截面積))×100%。進行多次TH1處理的情形中，RE是適用來自連續鑄造壓延材料的總計冷間加工率。

因為熱處理TH1的目的，是使Co、P等微細而均勻地析出，所以雖然也需與成本取得平衡，但若進行2次熱處理TH1，則棒線材之導電性進而變好，延展性也會提升。在第1次的熱處理TH1中雖然幾乎都會析出，但即使如此仍未達完全，基材中仍存在有一些可析出狀態的Co、P等。藉由在第1次的熱處理TH1之後施以抽拉或伸線等塑性加工，並在其後之熱處理時升高溫度，則微觀下原子的移動變得容易，在第1次之熱處理未完全析出之Co、P等，會在此第2次的熱處理TH1中進而析出。特別是須有耐彎曲性之線材的情形中，則多次進行TH1，而在最終的TH1結束後使用即可。

析出物均勻而微細地分布，大小也一致，其粒徑越細，越能對再結晶部之結晶粒徑、強度、耐熱性造成良好影響。Co、P等析出物的大小，對於強度、耐熱性、未再結晶組織之形成、再結晶組織之微細化、延展性很有效。平均粒徑是2~20nm，以2~12nm為佳，最佳為3~9nm。特別是，在析出之熱處理前的總計冷間加工率是0~40%的低加工率、素材之未再結晶率低的棒材的情形中，因為強度主要是依賴析出硬化，所以析出物以較小者為佳，最佳為平均粒徑是2.5~5.5nm。另一方面，在總計冷間加工率超過95%之線材的情形中，由於加工硬化而失去延展性，在熱處理TH1時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，發明合金之棒線材及將該棒線材壓製而成之壓製材，即使暴露於例如700℃之高溫下30秒，再結晶化率也是45%以下，仍然具有高強度。又，相較於加熱前材料之導電率，其降低率在20%以下，Sn之添加在0.095%以下的高導電用途的情形中，可維持於60%IACS、或是65%IACS以上的高導電性。相較於卡遜合金(Corson Alloy)、Cr銅、Cr-Zr銅或Ti銅也就是一般的析出硬化型合金，此高導電特性等較優良。這是因為，即使暴露於700℃之高溫下30秒，析出物也大多不會消滅，且析出物雖然成長，但析出物之大小，是平均粒徑20nm以下或30nm以下之析出物的比例為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TEM來觀察時，於後述之顯微鏡觀察位置(除了極表層等特殊部分)的任意1000nm×1000nm區域中至少90%以上之析出粒子的與最鄰近析出粒子間之距離，是150nm以下、以100nm以下為佳，最佳為平均粒徑的5倍以內。又，在後述之顯微鏡觀察位置的任意1000nm×1000nm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100個以上，亦即在標準的部位中，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。亦即，定義為沒有「不均勻析出帶」。另外，以15萬倍之TEM觀察時，因為可判別之析出物的界限是2.5nm，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，也是以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75萬倍來觀察。以75萬倍之TEM來觀察時，因為可判別之析出物的界限是0.7nm，所以平均析出物之大小、在30nm以下之析出物的比例，也是以0.7nm以上之析出物為對象。

接著，針對熱處理TH2進行說明。在細線般給予高冷間加工率的情形中，將發明合金中經過連續鑄造壓延之製程的材料，於伸線途中以再結晶溫度以下之低溫來加入回復等處理，使出現延展性之後再伸線，則強度會提升。進而若最終伸線後進行上述熱處理，則雖然強度稍微降低，但耐彎曲性等延展性顯著提升，導電率也提升。在外徑細之3mm以下的情形中，自生產性的觀點而言、且自退火時卷曲習性的觀點而言，藉連續退火設備以350~700℃熱處理0.001秒至數秒者較佳。如此，因為藉由進行熱處理TH2，棒線材之耐彎曲性進而優良，所以棒線材之可靠性也進而提升。在此，所謂耐彎曲性優良，是指例如在外徑是2mm之線材的情形中，反覆彎曲次數是15次以上；外徑是0.8mm的情形中，反覆彎曲次數是20次以上。

針對上述有關本發明之高性能銅棒線材之特徵進行說明。一般而言，作為得到高性能銅棒線材的手段，有著以：時效析出硬化、固溶硬化、結晶粒微細化為主體之組織控制，為了此組織控制而添加有各種元素。但是，關於導電性，添加於基材之元素若固溶則一般會阻礙導電性，根據元素不同而會顯著阻礙導電性。發明合金中之Co、P、Fe是會顯著阻礙導電性的元素。例如僅單獨添加Co、P、Fe於純銅，則導電率受損約10%。進而在以往的時效析出型合金中，也不可能使所添加元素效率良好地析出而不固溶殘存於基材，而殘存著問題。發明合金之構成元素Co、P等這些元素，若依照上述數學式而添加，則有著能使已固溶之Co、P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時效處理，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，一般若進行在完全溶體化-時效析出之製程中所必須之在高溫下的溶體化處理(例如以代表性的溶體化溫度800~950℃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，但是在添加元素量少的情形中，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Co、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、及未再結晶組織的組織，以及發現進而可在之後的熱處理步驟中使Co、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850℃至400℃為止之溫度區域中的平均冷卻速度設作10℃/秒以上，或是將從850℃至600℃為止之溫度區域中的平均冷卻速度設作5℃/秒以上、較佳為10℃/秒以上，則在工業上可充分地使Co、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850℃至400℃、或從850℃至600℃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，所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，以下述為佳：壓延開始溫度較佳為高至880℃~990℃；加快壓延速度；進行強加工(壓下)壓延；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，則在750℃以上之高溫中，多數的結晶粒會動態、靜態再結晶，而在700℃以下之溫度區域中，則大多難以動態、靜態再結晶。在處於700~750℃以上之高溫狀態的熱間壓延之中期或後期中，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700℃以下或750℃以下之溫度的熱間壓延中變成未再結晶組織。然後發現，該未再結晶組織會無損於延展性而對強度有貢獻。又發現，未再結晶組織以外的金屬組織，是由微細的再結晶粒所構成。藉由將這些未再結晶組織與再結晶組織之比率適當地設定，而可適當地進行後續之熱處理中Co、P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，Co、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等會微細地析出，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，則藉由加工硬化，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，而進一步得到高導電性、延展性。即使如此強度上仍不充分的情形中，雖然也需與導電性取得平衡，但在Sn(Zn、Ag、或Mg)的添加(固溶強化)下可謀求強度提升。又，Sn之添加反而有著提高延展性的效果。Sn(Zn、Ag、或Mg)的少量添加，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備，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者。添加了Co等之發明合金，在800℃以上、特別是900℃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700℃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Co、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，一方面所製造之棒線材是高強度，一方面則以在熱間壓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內，對於變形能力也就是加工上另一個重大課題，從凝固當下之高溫可顯示出優良的熱間變形能力而無問題。

如此，因為從凝固結束當下起之熱間變形能力優良、至壓延中期為止顯示出與純銅之變形阻力無很大差異的低變形阻力，所以在製造上沒有問題。進而，在壓延後期形成有未再結晶組織與微細的再結晶粒，此成為對於最終製品之強度具有貢獻的一個重大因子。然後，在連續鑄造壓延步驟中可充分地溶體化，藉由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/伸線等塑性加工而得到具有高強度之棒線材。

一般而言，時效析出銅合金會完全地溶體化，之後經過析出的步驟而得到高性能銅棒線材。以將溶體化簡略化的連續鑄造壓延法般的步驟來製作的棒線材，一般而言其性能差。但是有關本發明之棒線材，具有與耗費高成本之以完全溶體化-析出硬化之步驟來製作者同等或以上的性能。

另一方面，實用合金中唯一是高強度、高導電銅者，有Cr-Zr銅或Cr銅，也就是溶體化-時效析出型合金。但是，此合金若用於有關本發明之製造步驟中，則只能得到非常貧乏的強度。亦即，溶體化之上限溫度若以960℃以上的溫度，則由於熱間變形能力貧乏，以致受到很大限制。下限溫度方面，因為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0.5質量%、或Zr量超過0.1質量%，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製作，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-時效析出的製程，在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熱間變形阻力，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工，而得到高強度材料。相較於如Cr-Zr銅般將發明合金以離線(off line)進行溶體化-時效析出處理而得到的材料，藉由本發明之包含一連串的連續鑄造壓延的步驟而得到的棒線材，其導電性是同等或以上，甚至成為較高強度、高延展性。此點需特別註明。

總結而言，以往添加元素於銅的高強度高導電銅合金，在連續鑄造壓延法中，因為要求從凝固當下至進行壓延之熱間的變形阻力低、且變形能力優良，所以無法實用化。然後，以往的高強度、高導電銅是用生產性低的熱間壓出材，藉由以耗費成本之900℃以上的溫度來進行溶體化、急速冷卻、以及時效(age)的所謂的製造方法來生產。不使用這些製造方法，而藉由能最價廉地製造線、棒之連續鑄造壓延步驟來製作棒線材，而且在連續鑄造壓延步驟中不僅能進行溶體化、也能進行組織控制，像這樣的本組成與製造製程的組合，在習知技術中並未見到。能便宜地提供特性優良的合金銅，在工業上是非常有益的。至今為止，Co、P等許多的合金添加量，與從凝固當下之高溫至熱間為止之溫度領域中的變形阻力、變形能力的關係尚屬未知，進而，對於主要是在700℃之熱間壓延所生成的未再結晶組織與結晶粒微細化，也尚未為人所知。這些金屬組織之形成對機械強度所造成的效果，進而，在連續鑄造壓延法中以遲緩冷卻速度進行的溶體化、與其後析出之析出粒子的關係，已經被看出來。而且，乃至於強度、導電性、延展性、耐彎曲性，對於一連串的溶體化、組織控制、析出、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組織，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2.5nm至10nm微細而均勻地析出、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，是否取得高度平衡是很重要的。作為前提之高導電性，以55%IACS以上為佳、較佳為60%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I1。

將導電率設作R(%IACS)、拉張強度設作S(N/mm² )時，I1=R^1/2 ×S。

線材性能指數I1，是4300以上，以4500以上為佳，更佳為4700以上、最佳為5000以上。若為這些數值，則可稱為非常優良的高強度、高導電銅。有關本實施形態之銅線材，因為即使外徑是3mm以下，強度、導電率、耐彎曲性也優良，所以提升了銅線材的可靠性。

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，也必須取得導電性與強度與延展性的平衡，而大致區分為設作導電率50%IACS以上而高強度、或設作雖然強度稍微低落但導電率仍有70%IACS以上且進而75%IACS以上的兩種。視該用途的平衡來決定材料。以線材具有耐彎曲性為前提，此領域中的高強度化牽涉到輕量化，也牽涉到汽車等的油耗之提升、CO₂ 之削減。又，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I2。

將導電率設作R(%IACS)、拉張強度設作S(N/mm² )、伸長設作L(%)時，I2=R^1/2 ×S×(100+L)/100。

若以導電率是45%IACS以上、伸長是5%以上並以10%以上為佳來作為條件，則棒材性能指數I2是4200以上、以4400以上為佳、更佳為4600以上、最佳為4800以上。導電率也以設作55%IACS以上為佳、較佳為60%IACS以上。進而，需有高傳導的情形中，是70%IACS以上、進而是75%IACS。藉由將棒材性能指數I2如此設定，可提升棒材的可靠性。又，有關本實施形態之棒材因為耐磨耗性也高，所以可用於架空線而提升架空線的可靠性。又，關於線材，不論線徑為何，以伸長為必須的情形中，適用於棒材性能指數I2即可。特別是在外徑3mm以上、小於6mm的線材用途中，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I2即可。

棒材用途中，也謀求著高溫下的強度。例如，在400℃的拉張強度是180N/mm² 以上、以200N/mm² 以上為佳，更佳為220N/mm² 以上，最佳為240N/mm² 以上。有關本實施形態之棒材，因為在400℃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途，可提升可靠性。棒材中的Co、P等析出物，在400℃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400℃，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4~40μm，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600℃或700℃之銅焊後的高強度也是其特徵。亦即，例如即使加熱至700℃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60%以下、或熱處理後之抽拉加工率是40%以下為佳。又，在超過300℃之使用環境中，熱處理後之抽拉加工率以50%以下為佳、更佳為30%以下。架空線、熔接嘴雖然是消耗品，但因為藉由本發明品之使用而可謀求其高壽命，所以可降低成本。本實施形態之高性能銅棒線材，適合用於架空線、熔接嘴、電極、配電構件等用途。

有關本實施形態之高性能銅棒、線材以及其壓縮加工品，具有高耐熱性，且於700℃加熱30秒並水冷後之維氏硬度(HV)是90以上，導電率是45%IACS以上。進而，加熱後之金屬組織中的析出物，平均粒徑是2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下、或是金屬組織中之再結晶化率是45%以下。較佳為析出物之平均粒徑是3~12nm、或全部析出物的95%以上是30nm以下、或是金屬組織中之再結晶化率是30%以下。藉此，有關本實施形態之高性能銅棒線材以及其壓縮加工品可使用於暴露於高溫狀態的環境，在用於接合之銅焊後也具有高強度。具體而言，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 Z 3261所示之銀焊料BAg-7(40~60質量%之Ag、20~30質量%之Cu、15~30質量%之Zn、2~6質量%之Sn)，固相線溫度是600~650℃、液相線溫度是640~700℃。

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。以下，將鍛造和壓製等總稱而稱為壓縮加工。雖然也需根據壓縮加工之壓縮能力與製品的形狀及變形量等來考量，壓縮加工之前的階段中，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。棒材之冷間抽拉的加工率，是根據壓縮能力與製品形狀來適當地決定。加工設備之壓縮能力低的情形、和負荷著非常高的壓縮加工之成形加工度的情形、或是要求有精密的尺寸精確度的情形中，連續鑄造壓延步驟的後續步驟，僅止於沒有熱處理而是20%左右之加工度的抽拉，若於壓縮加工後施以熱處理，則相較於在壓縮加工前施以熱處理與冷間抽拉的壓縮加工品，雖然特性稍差但能得到高導電、高強度的配電構件。另外，棒線材、壓縮加工材，在藉由銅焊等而短時間加熱至約700℃的情形中，在一連串的製造製程中並不特別需要熱處理，在成本面上也較有利。這是因為在約700℃之加熱中，首先Co、P等微細的析出物會析出。然後，藉由析出物，使基材的再結晶化延遲，而在具有高強度的同時，也提升了導電性之故。

相較於在連續鑄造壓延後、或抽拉/伸線步驟後進行的情形，壓縮加工後的熱處理條件以低溫為佳。壓縮加工中若局部施以高冷間加工，則以該部分來考慮熱處理為佳。因此，若施以高加工，則熱處理溫度朝低溫側或短時間側偏移。較佳的條件，是應用上述關於熱處理TH1之條件式、或是以380~630℃進行15~180分鐘。對壓縮加工前之棒材施以熱處理的情形中，並不一定需要熱處理，但若以延展性之回復、導電性之進一步提升、殘留應力之去除為主要目的，則亦可實施。該情形中的較佳條件，是以250~550℃進行5~180分鐘。

(實施例)

用上述第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1是顯示製作高性能銅棒線材之合金的組成。合金是設作：第1發明合金之合金編號1、2、3、101；第2發明合金之合金編號4、5、102；第3發明合金之合金編號6、7、103；作為比較用而近似於發明合金之組成的合金編號11、12、104；以及C1100也就是習知的接點用銅線(Tough-Pitch Copper)之合金編號21，將任一合金藉由多個步驟模式來製作高性能銅棒線材。

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內。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a1。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℃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℃至400℃為止約為12℃/秒，從850℃至600℃為止的平均冷卻速度則約為10℃/秒。又，放入水冷槽時，棒材的表面溫度約400℃。藉連續鑄造壓延來做成棒材後，以500℃進行4小時的熱處理TH1(步驟a2)，藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是2mm為止(步驟a3)，以305℃進行30分鐘的熱處理TH2(步驟a11)，藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是0.8mm為止(步驟a12)，接著以500℃進行5秒的熱處理TH2(步驟a13)。又，接續步驟a3而藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是0.8mm為止，並以500℃進行5秒的熱處理TH2(步驟a21)。又，接續步驟a3而以500℃進行5秒的熱處理TH2，並藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是0.8mm為止(步驟a31)。

製造步驟B，是藉由與製造步驟A同樣的連續鑄造壓延來作成外徑是11mm的棒材(步驟b1)。從850℃至400℃為止的平均冷卻速度約為13℃/秒。然後，藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑9mm，以480℃進行8小時的熱處理TH1，再藉由冷間伸線加工來伸線至外徑2mm為止(步驟b11)，以400℃進行2分鐘的熱處理TH2(步驟b12)，藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是0.8mm為止(步驟b13)，接著再以550℃進行2秒的熱處理TH2(步驟b14)。又，作為進行2次熱處理TH1的步驟，藉由連續鑄造壓延來作成外徑11mm的棒材後，以500℃進行4小時的熱處理TH1(步驟b21)，藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑9mm，以480℃進行8小時的熱處理TH1，藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是2mm為止(步驟b22)，接著再以400℃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420℃進行1小時的熱處理TH1(步驟b24)。又，接續步驟b1，藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑9mm，以460℃進行8小時的熱處理TH1，藉由冷間伸線加工來伸線至外徑是0.8mm為止，再以400℃進行2小時的熱處理TH1(步驟b31)。又，接續步驟b1，以630℃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420℃來進行1小時的熱處理TH1(步驟b42)。

如第2圖所示，棒材是藉由製造步驟C來製作。製造步驟C是藉由與製造步驟A同樣的連續鑄造壓延來作成外徑是23mm的棒材(步驟c1)。從850℃至400℃為止的平均冷卻速度約為16℃/秒。然後，以530℃進行3小時的熱處理TH1並清洗(步驟c11)，接著藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是20mm為止(步驟c12)。又，接續步驟c1，藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是20mm為止(步驟c13)，以480℃進行8小時之熱處理TH1並清洗(步驟c14)，接著藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是18mm為止(步驟c15)。又，作為熱處理TH1偏離製造條件的製造步驟，接續步驟c1而以575℃進行4小時的熱處理TH1並清洗(步驟c16)，接著進行藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是20mm為止的步驟c17、以及接續步驟c13而以420℃進行2小時之熱處理TH1並清洗的步驟c18。步驟c16的熱處理TH1，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TH1，其熱處理指數TI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℃。又，850~600℃之平均冷卻速度，約是15℃/秒，從850℃至400℃之平均冷卻速度，則約是24℃/秒。藉由連續鑄造壓延而作成棒材後，與步驟c11至步驟c14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℃至400℃之平均冷卻速度，約是8℃/秒。藉由連續鑄造壓延而作成棒材後，與步驟c11至步驟c14同樣地進行步驟c31至步驟c34。

又，進行使熱間壓延開始溫度改變的多個步驟。作為熱間壓延開始溫度低於製造條件之步驟，而進行開始溫度是850℃的步驟c4，壓延後與步驟c11及步驟c12同樣地進行步驟c41及步驟c42。此時，接續步驟c4而藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是20mm為止，進行以480℃進行8小時的熱處理TH1並洗淨之步驟c51。又，作為熱間壓延開始溫度高於製造條件之步驟，而進行開始溫度是1025℃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內之步驟，而進行開始溫度是930℃的步驟c6，壓延後與步驟c11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A、B及C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。C1100是含約0.03質量%之氧的純銅，作為沈析物是生成氧化亞銅(Cu₂ O)，但因為沒有生成析出物，所以在與一般C1100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TH1。製造步驟ZA，是藉由連續鑄造壓延來作成外徑是8mm的棒材，藉由冷間伸線加工來伸展至外徑是2mm為止(步驟ZA1)，進而藉由冷間伸線加工來伸展至外徑是0.8mm(步驟ZA3)，接著以300℃進行5秒的熱處理TH2(步驟ZA4)。製造步驟ZB，是藉由連續鑄造壓延來作成外徑是11mm的棒材，接著藉由冷間伸線加工來伸展至外徑是2mm為止(步驟ZB1)。製造步驟ZC，是藉由連續鑄造壓延來作成外徑是23mm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)。

又，作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。第5圖是顯示步驟G及H的構成。製造步驟G是將外徑8mm之棒材以900℃進行10分鐘之溶體化的熱處理並水冷，以500℃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2mm為止(步驟G1)，以305℃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℃進行5秒的熱處理TH2(步驟G3)。製造步驟H是將外徑23mm的棒材以900℃進行10分鐘溶體化的熱處理並水冷，以500℃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。

實驗室測試，是製作厚度50mm之板狀的鑄造物，加熱至970℃而板壓延至厚度6mm與15mm，各自切出板，接著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℃至400℃間的平均冷卻速度，分別是約15℃/秒和約19℃/秒。藉著，藉由製造步驟E及F來製作線材及棒材。製造步驟E，是將外徑5.6mm之線材以500℃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1.4mm為止(步驟E1)，接著以450℃進行10秒之熱處理TH2(步驟E2)。製造步驟F，則是將外徑14.5mm之棒材藉由冷間抽拉加工來伸展至外徑是12.6mm為止(步驟F1)，接著以475℃進行8小時之熱處理TH1(步驟F2)。

又，比較用的C1100方面，藉由對應於製造步驟E及F的製造步驟ZE及ZF來製作。製造步驟ZE及ZF方面，與上述實機測試同樣未進行用以析出之熱處理TH1。

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、維氏硬度、伸長、洛氏硬度、反覆彎曲次數、導電率、400℃高溫拉張強度、冷間壓縮後之洛氏硬度與導電率。又，觀察金屬組織而測定再結晶率、結晶粒徑、以及析出物直徑與30nm以下之大小的析出物的比例。又，步驟c12之棒材測定了冷間壓縮後之洛氏硬度與導電率。又，用棒線材、壓縮加工材，來以700℃進行30秒及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，是以JIS Z 2201之標點距離為(試驗片平行部的截面積之平方根)×5.65的14A試驗片來實施。線材方面，則是以JIS Z 2201之標點距離為200mm的9B試驗片來進行。

反覆彎曲次數的測定，是如下般進行。彎曲部分的R設作2×D(製品直徑)mm，進行90度之彎曲，回到原位時作為1次，進而向相反側彎曲90度，反覆進行直到斷裂。

導電率的測定，在直徑是8mm以上之棒材的情形中，以及冷間壓縮試驗片的情形中，使用日本FOERSTER株式會社製造的導電率測定裝置(SIGMATEST D2.068)。在線材以及直徑小於8mm之棒材的情形中，是依照JIS H 0505來測定。此時，電阻測定，是使用雙電橋(double bridge)。另外，本說明書中「電氣傳導」與「導電」之用語是使用為同樣的意思。

400℃高溫拉張強度之測定，是如下般進行。以400℃保持30分鐘後，進行高溫拉張試驗。另外，將標點距離設作50mm，以車床加工至試驗部Ψ(直徑)為10mm。

冷間壓縮是如下般進行。步驟c1、c11、c12、c13、c14之棒材，切斷為長度35mm，以Amsler式萬能試驗機來壓縮至7mm(加工率80%)。壓縮後，對與步驟c1、c13之棒材進行440℃×60分鐘的熱處理來作為加工後熱處理，測定洛氏硬度與導電率。步驟F1、F2的棒材，是切斷為長度20mm，以Amsler式萬能試驗機來壓縮至4mm(加工率80%)。於壓縮後，對於步驟F1之棒材進行440℃×60分鐘的熱處理來作為加工後熱處理，測定洛氏硬度與導電率。另外，對於C1100，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100倍、200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200倍、500倍或1000倍之EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern，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內，將抽拉方向長度是垂直於抽拉方向長度之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「WinROOF」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 Emission 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 Solutions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 0501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150,000倍的TEM(穿透式電子顯微鏡)的穿透電子影像藉由上述「WinROOF」來二值化而挑出析出物，然後算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，取其平均值。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c11結束後之棒線材來測定。對於700℃之高溫加熱試驗材，測定其部分再結晶的部分。又，自各析出物之粒徑，測定30nm以下之析出物個數的比例，但因為150,000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7nm以下的情形中，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0.7nm，所以平均析出物之大小、在30nm以下之析出物的比例，也是以0.7nm以上之析出物為對象。

耐磨耗性的測定是如下般進行。藉由對外徑20mm之棒材施以切削加工及鑽孔加工等，而得到外徑是19.5mm、厚度(軸線方向的長度)是10mm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Cr、8質量%之Ni、剩餘為Fe所構成的SUS304製之輥(外徑60.5mm)以加上5kg之荷重的狀態，轉接於環狀試驗片之外周面，之後於試驗片的外周面一面滴加潤滑油(試驗當初是使試驗面過剩地沾濕，之後每天補充滴加10mL)，一面以209rpm使旋轉軸旋轉。之後，當試驗片的旋轉數達到10萬次時，使試驗片停止旋轉，測定試驗片在旋轉前後之重量差，也就是磨耗損失(mg)。磨耗損失越少，越是耐磨耗性優良的銅合金。

高溫加熱試驗，是如下般進行。於700℃之鹽浴(約以3：2混合NaCl與CaCl₂ 者)浸漬30秒鐘並水冷後，測定導電率、金屬組織、析出物之平均粒徑、維氏硬度，以及一部分測定拉張強度、伸長、洛氏硬度。高溫加熱試驗是依試料不同，而在下述3種類之中以任一狀態進行。另外，高溫加熱試驗之試料，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35mm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300mm。因為長度、體積大，所以對於拉張試驗片，是在鹽浴中浸漬100秒後，予以水冷。

1.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

3.對各步驟結束時之棒線材進行上述冷間壓縮，並進而進行440℃×60分鐘之熱處理(與第49頁倒數第8行至第50頁第2行的內容相同)的狀態

後述之試驗結果的各表中，於「700℃30秒之耐熱性」之試驗項目的「加熱前之加工」欄，以此1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、第3，將比較用合金記為比較、將C1100記為C(以下各表相同)另外，在表中之步驟E1、E2所記載之析出粒子的大小，是在外徑是5.6mm之階段時調查的大小。

C1100是記載著未進行熱處理TH1之步驟ZE1的結果。相較於比較用合金和C1100，發明合金在熱間壓延後之未再結晶率高、結晶粒徑小。而且，相較於比較用合金和C1100，發明合金在伸線加工後，析出物之平均粒徑小、30nm以下的比例高。而且，在拉張強度、維氏硬度、反覆彎曲次數、線材性能指數I1中，也呈良好的結果。導電率方面，比較用合金降低至C1100之60%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。

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C1100，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I1中，也呈良好的結果。導電率方面，比較用合金降低至C1100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、X1、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I1高(合金32、35稍差)。

表7、8是顯示步驟F1中的結果。

C1100是記載著對照步驟F1之步驟ZF1的結果。相較於C1100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C1100的50%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I2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。

表9、10是顯示步驟F2中的結果。

C1100是記載著未進行熱處理TH1之步驟ZF1的結果。相較於比較用合金與C1100，發明合金在拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數I2、400℃高溫拉張強度、以及冷間壓縮後的洛氏硬度、導電率中呈非常良好的結果。如此，發明合金藉由以475℃進行8小時的熱處理(析出處理)，而在步驟F1之後大幅提昇拉張強度等性能。

根據步驟E1、E2、F1及F2，合金編號41至44的結果如同下述。比較用合金之合金編號41，因為Co、P等的比例差，所以導電率低。然後，因為析出物之粒徑大，所以幾乎沒有生成未再結晶粒，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、Ni含有多於規定的量，所以析出粒徑大，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、高溫強度低。

比較用合金之合金編號43，因為Co、P等的比例差，磷(P)量超過申請專利範圍，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。

接著，說明實機測試的結果。表11、12是表示步驟a1、a2、a3、b1、b11中的結果。

C1100是表示相對於步驟a3之步驟ZA1的結果、及相對於步驟b11之步驟ZB1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。

在連續鑄造壓延後(步驟a1、步驟b1)，相較於比較用合金，發明合金的未再結晶率高、結晶粒徑小。而且，在熱處理TH1後(步驟a2)，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b11)，拉張強度和維氏硬度和線材性能指數I1非常高。

線材性能指數I1方面，包含之後的有關本發明之高性能銅棒線材在內，幾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4700以上。又，反覆彎曲次數方面，相較於比較用合金和C1100，發明合金也呈良好的結果。導電率方面，相對於比較用合金是C1100的70%左右，各發明合金則是80%左右，也是呈現相較於比較用合金良好的結果。而且，在耐熱性方面亦相同，相較於比較用合金和C1100，發明合金同樣是維氏硬度高、再結晶率低，導電率也高於比較用合金。

表13、14，是顯示步驟c1、c11、c12、c16、c17中的結果。

在製造棒材的步驟C中，發明合金於連續鑄造壓延後(步驟c1)未再結晶率是15~30%，相較於合金編號11、12的比較用合金以及合金編號21的C1100來得高，而且再結晶粒的大小是18~20μm，相較於比較用合金和C1100來得小。又，在熱處理TH1後(步驟c11)，相較於比較用合金，發明合金之析出物的平均粒徑小，30nm以下之析出物的比例高。而且，拉張強度和洛氏硬度和棒材性能指數I2也非常高。在步驟c1之連續鑄造壓延後，發明合金雖然軟，但在步驟c11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I2大幅提升。連續鑄造壓延後之材料強度低，表示能以動力小的壓製或冷間鍛造設備來輕易且尺寸精確度良好地成形。如此，藉由進行熱處理TH1，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20mm之後(步驟c12)，相較於比較用合金和C1100，發明合金之拉張強度、洛氏硬度和棒材性能指數I2非常高。

棒材性能指數I2方面，包含之後的有關本發明之高性能銅棒線材在內，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C1100，發明合金也呈稍良好的結果。

步驟c12中之發明合金，其400℃高溫拉張強度是比較用合金的2倍或以上，且是C1100的4倍左右。冷間壓縮後之洛氏硬度也呈良好的結果。而且，在700℃的耐熱性中，相較於比較用合金和C1100，發明合金的維氏硬度也較高。而且，再結晶率也在45%以下，且幾乎大多在20%以下。導電率方面，相較於施以熱處理TH1之加熱前的材料(步驟c12)，雖然變差了8%IACS左右，但仍顯示了約70%IACS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c1)提升了約20%IACS，而顯示了約70%IACS的高導電性。進而，析出物的大小，雖然從加熱前的約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30nm的析出物。在一般的析出時效型合金的情形中，若加熱至700℃的高溫，則再結晶率會超過50%，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元素的再固溶少、析出物微細，所以防止了再結晶化。其結果，即使加熱至700℃，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c12及ZC1的棒材所評價的耐磨耗性之磨耗損失，相對於第1發明合金的試驗編號107是93mg、試驗編號110是66mg，C1100的試驗編號119是652mg，發明合金遠勝於C1100。熱處理T1之熱處理指數TI朝高於製造條件側偏離的步驟c16方面，因為基材軟化、析出物變大，所以相較於步驟c11的結果，c16的拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數I2大幅降低，即使是在之後進行抽拉的步驟c17中，相較於步驟c12的結果，拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數I2也大幅降低。步驟c16因為熱處理T1之熱處理指數TI朝高於製造條件側偏離，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I2低。

表15是顯示發明合金之步驟c12與步驟c14、C1100之步驟ZC1之棒材，在700℃加熱100秒之高溫加熱試驗的結果。

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。

表16、17顯示步驟a11、a12、a13、a21及a31中的結果，表18、19則顯示步驟b12、b13及b14中的結果。

C1100是顯示步驟ZA3、ZA4的結果。步驟a11、a12、a13、a21、a31、以及b12至b14，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C1100，拉張強度、維氏硬度、線材性能指數I1都非常高。而且，反覆彎曲次數方面，相較於比較用合金和C1100，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C1100的70%左右，發明合金則是75%左右，呈現相較於比較用合金良好的結果。而且，從步驟a12與a13的結果比較、以及步驟b13與b14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。

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b11、b12中之結果的比較。

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b11、b12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b31，在最終的製造步驟進行了熱處理TH1。藉由在最後進行熱處理TH1，而滿足顯示強度與導電度之整體平衡的線材性能指數I1、且耐彎曲性較優良。又，步驟b24與步驟b31的線材，在更加評估了延展性之棒材性能指數I2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TH1的b11~b13之各步驟所製作的C1100和比較材，發明合金的強度也較高、耐彎曲性是2倍以上。

表22、23是顯示步驟c13至c15及步驟c18中之結果。

C1100是顯示步驟ZC1的結果。發明合金雖然在連續鑄造壓延後(步驟c1)較軟，但在抽拉步驟後(步驟c13)則強度變強，藉由進行熱處理TH1(步驟c14)，則拉張強度、伸長、洛氏硬度、導電率更加良好。另一方面，比較用合金即使進行熱處理TH1，伸長與導電率稍微變好，但拉張強度、洛氏硬度則降低。如此，發明合金因為在加工時是軟的狀態，加工後則可變強，所以可降低加工成本。又，熱處理TH1後(步驟c14)的400℃之高溫拉張強度方面，發明合金則呈比較用合金的2倍以上。若於熱處理TH1後進行抽拉(步驟c15)，則雖然伸長變小，但拉張強度、洛氏硬度會進一步提高。在700℃之耐熱性中，不論熱處理TH1之有無、棒材的冷間加工率、以及棒或壓縮加工品，維氏硬度都在110左右而導電率也在70左右，具有高強度與高導電率。這是因為，包含c1、c12之步驟的材料在內，析出物的大小約7nm而微細，再結晶率則約10%之故。

又，發明合金在抽拉後(步驟c13)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C1100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C1100。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C1100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c13之後以420℃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I2低，導電率也低。

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c1、c11至c14中之結果的比較。

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℃至400℃為止的冷卻速度是24℃/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I2，在400℃之高溫拉張強度也高。而且，於700℃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c12、c13、c14中之結果，其拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數I2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℃至600℃為止、或從850℃至400℃為止的平均冷卻速度，及/或提高600℃以下或400℃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、c31、c32、c34是在連續鑄造壓延之熱間壓延後徐徐冷卻，從850℃至400℃為止的冷卻速度是8℃/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c11、c12、c14中之結果，其拉張強度、伸長、洛氏硬度、棒材性能指數I2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，當然耐熱性也低。

表26、27是顯示步驟c4、c41、c42、c51、c6、c61、c62、c7中之結果與c1、c11、c12中之結果的比較。

如同步驟c7般，若熱間壓延開始溫度是高於製造條件的1025℃，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℃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中析出物會變得粗大。因此，步驟c41、c42中之結果，相較於分別對應其步驟之步驟c11、c12中之結果，其拉張強度、伸長、洛氏硬度、棒材性能指數I2較差。而且，為熱間壓延的負荷高，所以會有無法連續鑄造壓延的情形(參照試驗編號294)。又，即使在步驟c4之後先進行抽拉再進行熱處理TH1(步驟c51)，拉張強度、洛氏硬度、棒材性能指數I2仍較低。熱間壓延開始溫度在製造條件內的930℃之步驟c61、c62中之結果，則與步驟c11、c12同樣良好。

如此，得到一種連續鑄造壓延素材，其藉由控制熱間壓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，Co、P等析出物會微細而均勻地析出，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。進而，在其後的步驟中藉由適當地配合析出硬化、與藉抽拉或伸線之加工硬化，而可得到一種銅合金，其強度、導電性、延展性優良，且這些特性的整體平衡也優良。

表28、29是顯示步驟G1至G3及步驟H之結果與步驟a3、a11、a13及步驟c12之結果的比較。

步驟G1至G3、及步驟H，進行了溶體化-析出的步驟。然後，包含有關本實施形態之連續鑄造壓延步驟的步驟a3、a11、a13、c12，從各自的步驟內容而言，步驟G1是對應於步驟a3、步驟G2是對應於步驟a11、步驟G3是對應於步驟a13、步驟H1是對應於步驟c12。在各步驟的比較中，相較於未進行溶體化-析出之步驟的棒線材，有關本實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，其連續鑄造壓延的熱間加工率是75%以上、小於95%，熱間壓延後之金屬組織的未再結晶率是1~60%，且再結晶部分之結晶粒徑是4~40μm(參照表13、14之試驗編號91至95等)。

又，可得到一種棒線材，其連續鑄造壓延的熱間加工率是95%以上，熱間壓延後之金屬組織的未再結晶率是10~80%，且再結晶部分之結晶粒度是2.5~25μm(參照表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350~620℃施以0.5~16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90%以上是30nm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200~700℃施以0.001秒~180分鐘的熱處理，耐彎曲性優良(參照表16、17之試驗編號121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I1是4300以上，且耐彎曲性優良(參照表11、12之試驗編號74至76等)。

又，可得到一種棒線材，其導電率是45(%IACS)以上，伸長是5%以上，且棒材性能指數I2是4200以上(參照表13、14之試驗編號107至111等)。

又，可得到一種棒線材，其具有在400℃之拉張強度是180(N/mm² )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700℃加熱30秒並水冷後之維氏硬度(HV)是90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2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下之大小、或金屬組織中之再結晶化率是45%以下。

特別是，在析出硬化型銅合金的情形中，若加熱至700℃的高溫並水冷，則導電率會降低20%IACS(絕對值)、或原本的導電率的30%以上(相對值)，但發明合金則僅止於10%IACS(絕對值)之降低、或相較於原本的導電率為15%以下(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。C1100雖存在著Cu₂ O的沈析粒子，但其粒徑大至約2μm，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130)。

比較用合金的合金編號11、12，其Co或P少，且在Co、P等之關係式上，平衡也差。Co、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Co、P等的平衡差，所以導電率低。進而，線材性能指數I1也差。此若與Co、P之其中一方幾乎等量的合金編號1相比較，則可明瞭(參照表11、12之試驗編號74、77、78及表16、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I1和棒材性能指數I2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400℃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400℃之高溫強度也低(參照表13、14之試驗編號107~112、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Co、P等，所以會生成規定量的未再結晶部，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，原本固溶的Co、P等微細地析出，而可得到高強度。因為Co、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I2也高(參照表13、14之試驗編號107~116等)。

在設備的加工能力小的情形中，藉由在固溶狀態或輕塑性加工的狀態加工、並於之後進行熱處理TH1，而可得到高導電率與強度(參照表13、14的試驗編號91~106及表22、23之試驗編號201~215等)。即使加熱至700℃的高溫，因為析出物大多不會消滅、固溶，所以具有高導電性。而且因為析出物微細、再結晶化受到妨礙，所以硬度高。使用時藉由銅焊等而加熱至約700℃的情形中，即使在製造製程中不施以析出熱處理TH1、TH1，也會得到高硬度與高導電性。

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內，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、高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 welding)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、滾製螺釘(rolled screw)、螺栓、螺帽、及配管零件等。

本申請是基於日本專利第2008-044353號申請案而主張優先權。參照該申請之全部內容而組織成為本申請。

第1圖是有關本發明之實施形態之高性能銅棒線材的製造步驟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。

第3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。

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H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E、F、ZE、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)是同一高性能銅棒線材在連續鑄造壓延後距中心1/2R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C1100在連續鑄造壓延後距中心1/2R的金屬組織照片。

第8圖是同一高性能銅棒線材之步驟a2中的穿透式電子顯微鏡照片。

Claims

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(Co)、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(O)，其中鈷的含量[Co]質量%與磷的含量[P]質量%之間，具有3.0≦([Co]-0.007)/([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，且均勻地析出微細析出物，前述析出物的平均粒徑是2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下之大小。
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0.002~0.5質量%之鋅(Zn)、0.002~0.25質量%之鎂(Mg)、0.002~0.25質量%之銀(Ag)、0.001~0.1質量%之鋯(Zr)的任一種以上。
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(Co)、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(O)，且含有0.01~0.15質量%之鎳(Ni)、或0.005~0.07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]質量%、與磷的含量[P]質量%之間，具有3.0≦([Co] +0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)≦6.2、以及0.015≦1.5×[Ni]+3×[Fe]≦[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，且均勻地析出微細析出物，前述析出物的平均粒徑是2~20nm、或全部析出物的90%以上是30nm以下之大小。
如申請專利範圍第3項所述之高強度高導電銅棒線材，其中進而含有0.002~0.5質量%之鋅(Zn)、0.002~0.25質量%之鎂(Mg)、0.002~0.25質量%之銀(Ag)、0.001~0.1質量%之鋯(Zr)的任一種以上。
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，前述連續鑄造壓延結束時之金屬組織的未再結晶率是1~60%，且再結晶部分的平均結晶粒徑是4~40μm；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率是10~80%，且再結晶部的平均結晶粒徑是2.5~25μm。
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，其中前述連續鑄造壓延中之壓延開始溫度是860℃至1000℃之間，總計熱間加工率是75%以上，從850℃至400℃之間的溫度區域中之平均冷卻速度是10℃/秒以上。
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，其中：在前述連續鑄造壓延之後，施以冷間抽拉/伸線加工，在前述冷間抽拉/伸線加工的前後或是之間，以350℃~620℃，施行0.5~16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均勻地分散。
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，其中：在冷間伸線加工之間或之後，以200℃~700℃，施行0.001秒~180分鐘之熱處理，而使耐彎曲性優良。
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，其係外徑3mm以下之線材，且耐彎曲性優良。
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，其係外徑3mm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，(R^1/2 ×S)的值是4300以上，且耐彎曲性優良。
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。
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，其中導電率是45(%IACS)以上、伸長是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，(R^1/2 ×S×(100+L)/100)之值是4200以上。
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，其具有在400℃時之拉張強度是180(N/mm² )以上的高溫強度。
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，其係使用於冷間鍛造用途或壓製用途。
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，其以700℃加熱30秒後之維氏硬度(HV)是90以上，且導電率是45(%IACS)以上，而且前述加熱後之金屬組織中的析出物的平均粒徑是2~20nm、或全部前述析出物的90%以上是30nm以下、或前述金屬組織中之再結晶率是45%以下。