專利名稱：高強度高導電銅合金軋制板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明是涉及通過包括析出熱處理工序的工序制作的高強度高導電銅合金軋制 板及其制造方法。
背景技術：
自以往，銅板發(fā)揮其優(yōu)越的電、熱的傳導性，作為連接器、電極、連接端子、端子、傳 感器部件、散熱片、匯流條、模具墊板、模具、端環(huán)或轉子條等的電動機用材料使用于各種各 樣的工業(yè)領域。但是，以C1100、C1020為首的純銅由于強度低，因此為了確保強度，每單位 面積的使用量變多而成本變高，而且重量也變大。而且，作為高強度、高導電銅合金，公知有固溶-時效、析出型合金的Cr-^ 銅 (lmass % Cr-0. Imass % Zr-Cu)。但是，通常進行熱軋后將材料再次加熱到950°C (930 990°C )，緊接著進行急冷，然后，經(jīng)過所謂時效的熱處理工藝而制造該合金。而且，進行熱 軋后，有時進一步以熱鍛或冷鍛等對熱軋材料進行塑性加工，將它們加熱至950°C，進行急 冷的固溶處理，然后，進行所謂時效，經(jīng)過這一連串的熱處理工藝而制造該合金。如此，經(jīng)過 950°C的高溫的工藝不僅需要大的能量，而且是在大氣中加熱，會產(chǎn)生氧化損耗。而且，由于 是高溫，所以容易擴散且材料間產(chǎn)生毛刺，因此需要酸洗工序。因此，在惰性氣體或者真空中在950°C下進行熱處理，雖然可防止氧化損耗，但成 本變高，也需要額外的能量，并且未解決毛刺問題。而且，由于在特性方面，由于加熱至高 溫，因此結晶粒粗大化，在疲勞強度等產(chǎn)生問題。另一方面，以不進行固溶的熱軋工藝法僅 能得到非常差的強度。以熱軋法在熱軋中由于材料的溫度下降，Crfi 銅在熱軋中發(fā)生粗 大粒子的析出，即使熱軋結束后進行急冷，也得不到充分固溶的狀態(tài)。而且，Crli 銅由于固 溶的溫度條件的溫度范圍狹小，因此需要特別管理，若不加快冷卻速度，則不進行固溶。而 且，由于包含很多的活性的&、Cr，因此在熔化鑄造上受到限制。其結果是，雖然拉伸強度、 導電性優(yōu)越，但成本變高。在使用銅板的機動車領域中，為了提高燃料利用率，要求車身重量的輕量化，但是 由于機動車的高度信息化、電子化、以及混合化(電安裝部件等增加)，而連接端子、連接 器、繼電器、匯流條等的數(shù)目增加，而且，用于冷卻搭載的電子部件的散熱片等增加，因此對 所使用的銅板日益要求薄壁高強度化。本來，與家庭用電器產(chǎn)品等相比，發(fā)動機室自不必 說，在夏季車內(nèi)也變高溫，使用環(huán)境處于苛刻的狀態(tài)，而且由于進一步成為高電壓、高電流， 因此尤其在連接端子、連接器等用途中，需要降低應力緩和特性。該應力緩和特性低意味著 例如在100°C的使用環(huán)境下，連接器等的彈性或接觸應力不下降。另外，在本說明書中，在后 述的應力緩和試驗中，將應力緩和率小者稱為應力緩和特性“低” “好”，將應力緩和率大者 稱為應力緩和特性“高” “差”。在銅合金軋制板中優(yōu)選應力緩和率小。而且，從高可靠性的要求出發(fā)，重要的電部件的接合不利用焊料，而利用釬焊的 情況變多。并且，例如在電動機中，端環(huán)或轉子條的接合也采用釬焊，由于電動機性能 的高速化，接合后也要求高的材料強度。在釬料例如有Jis Z 3261所述的Bag-7等的56Ag-22Cu-17Zn-5Sn合金釬，該釬焊溫度推薦650 750°C的高溫。因此，對繼電器、連接 端子、傳感器部件、轉子條或端環(huán)等銅板要求例如約70(TC的耐熱性。另外，在模具墊板或模具等的用途中，要求相對于制作工序或使用中的溫度上升 而不變形的特性，例如在300 400°C的高溫中要求強度高的材料。而且，在制作工序中，雖 然存在有在板之間的接合上利用摩擦擴散焊接且以用于提高表面的耐熱性的處理進行噴 鍍的情況，但要求即使在短時間內(nèi)暴露于高溫下，強度、導電性也不下降的特性。而且，在功 率模塊等的用途中，銅作為散熱片或均熱片與作為基板的陶瓷接合而使用。該接合采用了 焊接，但是在焊料中，1 無鉛化也不斷發(fā)展，而使用Sn-Cu-^Vg等高熔點的焊料。在散熱片 或均熱片等的安裝中，不僅要求不軟化，而且要求無變形或翹曲，從輕量化和經(jīng)濟方面要求 薄壁化。對銅原料要求即使暴露在高溫下也難以變形即高溫下的高強度或耐熱性。而且，公知有包含0. 01 1. Omass % ^ Co和0. 005 0. 5mass%^ P而其余部分 由Cu以及不可避免的雜質(zhì)構成的銅合金(例如，參照日本特開平10-168532號公報)。然 而，在這種銅合金中，強度、導電性均不充分。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是解決上述問題的發(fā)明，其目的在于，提供高強度、高導電且耐熱性優(yōu)異， 并且低成本的高強度高導電銅合金軋制板及其制造方法。為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明在高強度高導電銅合金軋制板為如下的合金組成含 有 0. 14 0. 34mass%& Co、0. 046 0. 098mass%& P、0. 005 1.Sn，在 Co 的 含量[&)]11^88%與？的含量[P]mass%之間，具有3. 0 彡([Co]-0. 007)/([P]_0. 009)彡 5· 9 的關系，并且其余部分由Cu以及不可避免的雜質(zhì)構成，其中，在金屬組織中存在析出物，上 述析出物的形狀在二維觀察面上是大致圓形或者大致橢圓形，上述析出物是平均粒徑為 1. 5 9. Onm,或者所有的該析出物的90%以上為15nm以下尺寸的微細析出物，且該析出物 均勻地分散。根據(jù)本發(fā)明，通過Co及P的微細析出物析出和Sn的固溶，高強度高導電銅合金軋 制板的強度及導電率提高。優(yōu)選，含有0. 16 0. 33mass % 的 Co、0. 051 0. 096mass % 的 Ρ、0· 005 0. 045mass %的Sn，在Co的含量[Co]mass %與P的含量[P]mass %之間，具有 3.2 ^ ([Co]-0.007)/([P]-0.009) <4. 9的關系。由此，Sn量成為在組成范圍內(nèi)的偏下 限，所以高強度高導電銅合金軋制板的導電率進一步提高。而且，優(yōu)選，含有0. 16 0. 33mass % 的 Co、0. 051 0. 096mass % 的 P、 0. 32 0. 8mass %的Sn，在Co的含量[Co]mass %與P的含量[P]mass %之間，具有 3.2 ^ ([Co]-0.007)/([P]-0.009)彡4. 9的關系。由此，Sn量成為在組成范圍內(nèi)的偏上 限，所以高強度高導電銅合金軋制板的強度進一步提高。而且，優(yōu)選，高強度高導電銅合金軋制板為如下的合金組成含有0. 14 0. 34mass % 的 Co、0. 046 0. 098mass % 的 P、0. 005 1. 4mass % 的 Sn，并且含有 0. 01 0. 24mass %的Ni或者0. 005 0. 12mass %的Fe中的任一種以上，在Co的 含量[Co]mass %、Ni 的含量[Ni]mass %、Fe 的含量[Fe]mass %、P 的含量[P]mass % 之間，具有 3.0 < ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 009) < 5. 9 以及0. 012 ^ 1.2X [Ni]+2X [Fe] ( [Co]的關系，并且其余部分由Cu以及不可避免的雜質(zhì)構 成，其中，在金屬組織中存在析出物，上述析出物的形狀在二維觀察面上是大致圓形或者大 致橢圓形，上述析出物是平均粒徑為1. 5 9. Onm,或者所有的該析出物的90%以上為15nm 以下的尺寸的微細析出物，且該析出物均勻地分散。由此，由于Ni及!^e而Co、P等析出物 變得微細，高強度高導電銅合金軋制板的強度及耐熱特性提高。優(yōu)選，還含有0. 002 0. 2mass % 的 Α1、0· 002 0. 6mass % 的 Ζη、0· 002 0. Ag、0. 002 0.Mg、0. 001 0.Zr 中的任一種以上。由 此，Al、ai、Ag、Mg、&使在銅材料的再循環(huán)過程中混入的S無害化并防止中間溫度脆性。而 且，這些元素使合金進一步強化，因此高強度高導電銅合金軋制板的延展性及強度提高。優(yōu)選，導電率為45(% IACS)以上且將導電率設為R( % IACS)，將拉伸強度設為 S(N/mm2)，將伸展率設為L(% )時，(R172XSX (100+D/100)的值為4300以上。由此，強度 和導電性變得良好且強度和導電性的平衡優(yōu)異，因此可以減薄軋制板而形成低成本化。優(yōu)選，在包括熱軋的制造工序中制造，熱軋后的軋材的平均結晶粒徑為6μπι以 上、70 μ m以下，或者將熱軋的軋制率設為RE0(% )并將熱軋后的結晶粒徑設為D μ m時為 5. 5 X (100/RE0)(60/RE0)，在沿著軋制方向的剖面觀察該結晶粒時，若將該結 晶粒的軋制方向的長度設為Ll并將與結晶粒的軋制方向垂直的方向的長度設為L2，則Li/ L2的平均為4.0以下。由此，強度、延展性、導電率變得良好，強度、延展性、導電性的平衡優(yōu) 異，因此可以減薄軋制板而形成低成本化。優(yōu)選，在400°C下的拉伸強度為200(N/mm2)以上。由此，高溫強度變高，所以可以 在高溫狀態(tài)下使用。優(yōu)選，在700°C下加熱100秒之后的維氏硬度(HV)為90以上，或者為上述加熱之 前的維氏硬度值的80%以上。由此，成為耐熱特性優(yōu)異的材料，因此包括由原料進行產(chǎn)品制 造時的工序，可以在暴露于高溫狀態(tài)的環(huán)境中使用。作為高強度高導電銅合金軋制板的制造方法，優(yōu)選，將鑄塊加熱到820 960°C而 進行熱軋，熱軋的最終軋道后的軋材溫度或者軋材的溫度從700°C時直至300°C的平均冷 卻速度為5°C /秒以上，進行上述熱軋后，在400 555°C下進行2 M小時的熱處理，將 熱處理溫度設為T(°C )，將保持時間設為th(h)，將從上述熱軋直至該熱處理之間的冷軋的 軋制率設為RE(%)時，施加滿足275彡(T-100 X th"1/2-l 10 X (1-RE/100)1/2)彡405的關系 的析出熱處理。由此，Co以及P的析出物根據(jù)制造條件微細地析出，因此高強度高導電銅 合金軋制板的強度、導電率以及耐熱性進一步提高。而且，不需要高溫長時間的固溶處理， 所以能夠低成本地制造。優(yōu)選，軋材的最高到達溫度為820 960°C且從“最高到達溫度_50°C ”直至最高到 達溫度的范圍的保持時間為2 180秒，若將最高到達溫度設為TmaxCC )，將保持時間設 為ts (s)，則施加滿足90彡(Tmax-800) Xtsv2彡630的關系的固溶熱處理，進行上述固溶 熱處理后的從700°C至300°C的平均冷卻速度為5°C /秒以上，進行上述冷卻之后，在400 555°C下進行1 M小時的析出熱處理，將熱處理溫度設為T(°C )，將保持時間設為th(h)， 將該析出熱處理之前的冷軋的軋制率設為RE (%)時，為滿足275彡(T-100 Xtr172-110 X ( 1-RE/100) 172)彡405的關系的析出熱處理，或者為最高到達溫度在540 760°C下從“最高 到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 1 5分鐘的熱處理，將保持時間設為 tm(min)時，施加滿足 330 彡(Tmax-100Xtm"1/2-100X (I-RE/100)1/2)彡 510 的關系的 析出熱處理，在最終的析出熱處理之后施加冷軋，在該冷軋之后，在最高到達溫度為200 560°C下進行從“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 03 300分 鐘的熱處理，將該冷軋的軋制率設為RE2時，施加 滿足150 ^ (Tmax-60 X tm"1/2-50 X (1-RE2/ 100)1/2) < 320的關系的熱處理。由此，Co以及P的析出物根據(jù)制造條件而微細地析出，因 此高強度高導電銅合金軋制板的強度、導電率以及耐熱性進一步提高。而且，不需要高溫長 時間的固溶處理，因此能夠低成本地制造。


圖1是本發(fā)明的實施方式的高性能銅合金軋制板的厚板制造工序的流程圖。圖2是該高性能銅合金軋制板的薄板制造工序的流程圖。圖3是該高性能銅合金軋制板的金屬組織照片。
具體實施例方式對本發(fā)明的實施方式的高強度高導電銅合金軋制板(以下，稱為高性能銅合金軋 制板)進行說明。而且，在本說明書中，所謂高性能銅合金軋制板是經(jīng)過熱軋工序的板材， 卷繞成線圈狀或導線狀的所謂“條”也包含在板中。在本發(fā)明中提出有第一方面至第五方面 的高性能銅合金軋制板的合金組成的合金(以下，分別稱為第一發(fā)明合金、第二發(fā)明合金、 第三發(fā)明合金、第四發(fā)明合金、第五發(fā)明合金)。為了表示合金組成，在本說明書中，如[Co] 那樣的帶括號的元素符號表示該元素的含量值(mass^)。而且，利用該含量值的表示方 法，在本說明書中提出了多個計算式，在各計算式中未含有該元素時設為0而進行計算。而 且，將第一至第五發(fā)明合金總稱為發(fā)明合金。第一發(fā)明合金為如下的合金組成含有0. 14 0. 34maSS% (優(yōu)選0. 16 0. 33mass %,更優(yōu)選 0. 18 0. 33mass %,最優(yōu)選 0. 20 0. 29mass % )的 Co、0. 046 0. 098mass% (優(yōu)選 0. 051 0. 096mass%，更優(yōu)選 0. 054 0. 096mass%，最優(yōu)選 0. 054 0. 092mass % )的 Ρ、0· 005 1. 4mass % 的 Sn，在 Co 的含量[(0]11^88%與 P 的含量[P] mass %之間，具有Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] —0. 009)且Xl為3. 0 5. 9，優(yōu)選3. 1 5. 2，更優(yōu)選3. 2 4. 9，最優(yōu)選3. 4 4. 2的關 系，并且其余部分由Cu以及不可避免的雜質(zhì)構成。第二發(fā)明合金為如下的合金組成含有0. 16 0. 33maSS% (優(yōu)選0. 18 0. 33mass %，最優(yōu)選 0. 20 0. 29mass % )的 Co、0. 051 0. 096mass % (優(yōu)選 0. 054 0. 094mass%，最優(yōu)選 0. 054 0. 092mass% )的 Ρ、0· 005 0. 045mass%& Sn，在 Co 的含 量[&)]111￡1%%與？的含量[P]mass%之間，具有Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] -0. 009)且Xl為3. 2 4. 9 (最優(yōu)選3. 4 4. 2)的關系，并且其余部分由Cu以及不可避 免的雜質(zhì)構成。第三發(fā)明合金為如下的合金組成含有0. 16 0. 33maSS% (優(yōu)選0. 18 0. 33mass %，最優(yōu)選 0. 20 0. 29mass % )的 Co、0. 051 0. 096mass % (優(yōu)選 0. 054 0. 094mass%，最優(yōu)選 0. 054 0. 092mass% )的 Ρ、0· 32 0.Sn，在 Co 的含量mass%與P的含量[P]mass%之間，具有Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] -0. 009)且Xl為3. 2 4.9(最優(yōu)選3. 4 4. 2)的關系，并且其余部分由Cu以及不可避 免的雜質(zhì)構成。第四發(fā)明合金為如下的合金組成Co、P、Sn的組成范圍與第一發(fā)明合金相同，并 且含有 0. 01 0. 24mass % (優(yōu)選 0. 015 0. 18mass %，更優(yōu)選 0. 02 0. 09mass % )的 Ni 或者 0. 005 0. 12mass % (優(yōu)選 0. 007 0. 06mass %，更優(yōu)選 0. 008 0. 045mass % ) 的Fe中的任一種以上，在Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe] mass%、P的含量[P]mass%之間，具有X2 = ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 009)且X2為3. 0 5. 9，優(yōu)選3. 1 5. 2，更優(yōu)選3. 2 4. 9，最優(yōu)選3. 4 4. 2的關
系，并且具有X3 = 1. 2X [Ni]+2 X [Fe]且X3 為 0. 012 [Co]，優(yōu)選 0. 02 (0. 9X [Co])，更優(yōu)選 0. 03 (0. 7X [Co]) 的關系，并且其余部分由Cu以及不可避免的雜質(zhì)構成。第五發(fā)明合金是在第一發(fā)明合金至第四發(fā)明合金的組成中進一步含有0. 002 0. 2mass%&Al、0. 002 — 0. 6mass%&Zn、0. 002 — 0. 6mass%&Ag、0. 002 — 0.
Mg、0. 001 0.rLr中的任一種以上的合金組成。接下來，對高性能銅合金軋制板的制造工序進行說明。高性能銅合金軋制板的制 造工序包括主要制造厚板的厚板制造工序和主要制造薄板的薄板制造工序。在本說明書 中，將約3mm以上的板作為厚板，將小于約3mm的板作為薄板，但是沒有區(qū)分厚板和薄板的 嚴格的界限。厚板制造工序包括熱軋工序和析出熱處理工序。在熱軋工序中，將鑄塊加熱到 820 960°C而開始進行熱軋，將熱軋的最終軋道后的軋材溫度或者軋材的溫度從700°C時 直至300°C的冷卻速度設為5°C /秒以上。冷卻后的金屬組織的平均結晶粒徑為6 70 μ m。 優(yōu)選平均結晶粒徑為10 50 μ m,或者將熱軋的加工率設為REO )，將熱軋后的結晶粒徑 設為 Dym 時，為 5. 5 X (100/RE0)彡 D 彡 90 X (60/RE0), ^it 8 X (100/RE0)彡 D 彡 75 X (60/ RE0)。而且，在沿著軋制方向的剖面觀察該結晶粒時，若將結晶粒的軋制方向的長度設為 Li，將與結晶粒的軋制方向垂直的方向的長度設為L2，則L1/L2的平均為4.0以下。熱軋工 序之后進行析出熱處理工序，析出熱處理工序是在400 555°C下進行1 M小時的熱處 理，將熱處理溫度設為T(°C )，將保持時間設為thQ1)，將從熱軋到析出熱處理之間的冷軋 的軋制率設為 RE(% )時，滿足 275 ( (T-IOOXtr172-110X (1-RE/100)1/2) ( 405 的關系。 如此，將表示熱處理溫度、保持時間、軋制率等的關系的式子稱為析出熱處理條件式。既可 以在析出熱處理工序之前或之后進行冷軋，也可以多次進行析出熱處理工序，也可以進行 下面說明的回復熱處理。薄板制造工序包括固溶熱處理工序、析出熱處理工序、回復熱處理工序。固溶 熱處理工序對熱軋工序之后的軋材等進行，在固溶熱處理工序之后適當?shù)剡M行冷軋工序 和析出熱處理工序，最終進行回復熱處理工序。在固溶熱處理工序中，在最高到達溫度 為820 960°C下從“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為2 180秒，若將最高到達溫度設為TmaX(°C )，將保持時間設為ts(s)，則對軋材施加滿足 90彡(Tmax-800) Xts1/2彡630的關系的固溶熱處理，并且將從700°C至300°C的冷卻速度 設為5°C/秒以上。冷卻后的金屬組織的平均結晶粒徑為6 70 μ m。優(yōu)選平均結晶粒徑 為7 50 μ m，更優(yōu)選7 30 μ m，最優(yōu)選8 25 μ m。析出熱處理工序有2個熱處理條件， 一個是在400 555 °C且1 M小時下，將熱處理溫度設為T (°C )，將保持時間設為th (h)， 將析出熱處理之前的冷軋的軋制率設為RE(%)時，滿足275 < (T-IOOXtr172-110X (1-RE /100) 172)彡405的關系的熱處理。另一個熱處理條件是最高到達溫度為540 760°C且從 “最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 1 5分鐘的熱處理，是將 保持時間設為 tm(min)時，滿足 330 彡(Tmax-100XtnT1/2-100X (1-RE/100)1/2)彡 510 的關 系的熱處理?；貜蜔崽幚硎亲罡叩竭_溫度為200 560°C且從“最高到達溫度_50°C”至最 高到達溫度的范圍的保持時間為0. 03 300分鐘，將最終的析出熱處理后的冷軋的軋制率 設為 RE2 時，滿足 150 ( (T-60Xtm"1/2-50X (1-RE2/100)1/2) ( 320 的關系的熱處理。對高性能銅合金軋制板的制造工序的基本原理進行說明。作為獲得高強度、高導 電的方法有以時效、析出硬化、固溶硬化、結晶粒微細化為主體的組織控制的方法。但是，關 于高導電性，若將添加元素固溶于基體，則一般阻礙導電性，根據(jù)元素不同，有時即使少量 添加，也存在明顯地阻礙導電性的情況。使用于本發(fā)明的Co、P、i^e為明顯地妨礙導電性的 元素。例如，在純銅中僅單獨添加0.02mass%的Co、Fe、P，導電性損失約10%。另外，即使 在時效析出型合金中，也幾乎不可能使在基體中不殘留固溶而完全有效地析出添加元素。 在本發(fā)明中，其特點為若根據(jù)規(guī)定的數(shù)式對添加元素Co、P進行添加，則在后面的析出熱處 理中，能夠使固溶的Co、P等滿足強度、延展性、其他各種特性并同時幾乎全部析出，由此， 能夠確保較高的導電性。另一方面，作為Crlr銅以外的時效硬化性銅合金，即使有名的科森合金(Ni、Si 添加)或鈦銅進行完全固溶、時效處理，與本發(fā)明相比，Ni、Si或者Ti也大多殘留于基體， 其結果是雖然強度高但存在妨礙導電性的缺點。而且，一般在完全固溶、時效析出的工藝中 進行所需的高溫下的固溶處理，例如若在代表性的固溶溫度800 950°C下加熱幾十秒，有 時加熱幾秒以上，則結晶粒粗大化至約100 μ m。結晶粒粗大化，對各種機械性質(zhì)帶來不良影 響。而且，完全固溶、時效析出的工藝受到制造量的制約，涉及到大幅度的成本增加。另一 方面，組織控制雖然主要采用結晶粒微細化，但是添加元素量少時其效果也小。本發(fā)明為組合如下Co、P等的組成、通過熱軋工藝或者對軋制板進行高溫短時間 退火而使Co、P等固溶、然后在析出熱處理工藝中使Co、P等微細析出、實施高軋制率例如 軋制率為50%以上的冷軋時同時使基體的延展性恢復、基于冷軋的加工硬化。S卩，通過組 成、工藝中的固溶(固溶)、析出的組合，并且在進一步施行冷加工時，通過析出熱處理時 的基體的延展性恢復和基于冷加工的加工硬化的組合，能夠獲得高導電且高強度及高延展 性。本組成合金不僅如上所述可以在熱加工工藝時使添加元素固溶，而且利用固溶敏感性 低于以Cr-^ 銅為首的時效硬化型的析出合金的材料。在以往的合金中，若從元素固溶的 高溫即從固溶狀態(tài)不進行驟冷，則無法充分地固溶，但發(fā)明合金的特征在于，因其固溶敏感 性低，所以在一般的熱軋工藝中，在熱軋中即使軋材的溫度下降，而且，即使溫度下降的同 時軋制需要時間，而且即使軋制結束后在噴射水冷等冷卻速度下也能充分地固溶。若對熱 軋中的軋材的溫度下降進行說明，則例如，即使將板厚200mm的鑄塊在910°C下開始進行熱軋，也不能一次性熱軋至目標板厚而軋制幾次或十幾次，所以費時且引起軋材的溫度下降。 另外，由于隨著進行軋制而板厚變薄并由空冷冷卻，并且材料接觸于軋制輥而奪熱，或者冷 卻軋制輥的冷卻水濺到軋材而引起軋材的溫度下降。軋材的溫度下降和軋制所需的時間 雖然也根據(jù)軋制條件，但是通過軋制次數(shù)增加和軋材的長度變長，軋制成厚度約25mm的板 時，通常下降50 150°C，從軋制開始需要約40 120秒。另外，軋制成厚度約18mm的板 時，下降約100 300°C，從軋制開始需要約100 400秒。如此，在熱軋中，若引起軋材的 溫度下降且軋制需要時間，則在Crli 銅等時效硬化型銅合金中已經(jīng)失去固溶狀態(tài)，析出 對強度不起作用的粗大的析出物。然后，軋制結束后，在基于噴射水冷等的冷卻中，析出進 一步進行。另外，在本說明書中，將即使存在熱軋中的溫度下降，而且即使熱軋后的冷卻速 度慢，在高溫中固溶的原子也難以析出的情況稱為“固溶敏感性低”，將若引起熱軋中的溫 度下降或者熱軋后的冷卻速度慢，則容易析出的情況稱為“固溶敏感性高”。其次，對各元素的添加理由進行說明。在Co的單獨的添加中無法獲得高強度、導 電性等，但通過與P、Sn的共同添加，不損害導電性、導熱性而獲得高強度、高耐熱特性、高 延展性。在單獨的添加中，強度或多或少提高而無明顯的效果。若超過發(fā)明合金的組成范 圍的上限，則效果飽和。由于Co為稀有金屬，因此成為高成本。而且，損害導電性。若少 于發(fā)明合金的組成范圍的下限，則即使與P共同添加，也無法發(fā)揮高強度的效果。Co的下 限為0. 14mass%，優(yōu)選0. 16mass%，更優(yōu)選0. 18mass %，進一步優(yōu)選0. 20mass%。上限為 0. 34mass %，優(yōu)選 0. 33mass %，進一步優(yōu)選 0. 29mass %。通過與Co、Sn共同添加P，不損害導電性、導熱性而獲得高強度高耐熱性(溫度)。 在單獨添加中，使熔湯的流動性和強度提高并使結晶粒微細化。若超過組成范圍的上限， 則上述的熔湯的流動性、強度、結晶粒微細化的效果飽和。而且，損害導電性、導熱性。而 且，在鑄造時或熱軋時容易發(fā)生破裂。而且，延展性尤其是彎曲加工性變差。若少于組成范 圍的下限，則無法發(fā)揮高強度的效果。P的上限為0. 098mass%，優(yōu)選0. 096mass%，更優(yōu)選 0. 092mass%。下限為 0. 046mass%，優(yōu)選 0. 05Imass %，更優(yōu)選 0. 054mass%。通過以上述的組成范圍共同添加Co、P，強度、導電性、延展性、應力緩和特性、耐熱 性、高溫強度、熱變形阻力、變形能力變?yōu)榱己?。Co、P的組成任一方少時，不僅上述特性均 無法發(fā)揮顯著的效果，而且導電性很差。較多時，導電性同樣很差，產(chǎn)生與各自單獨添加同 樣的缺點。Co、P的兩元素為用于實現(xiàn)本發(fā)明的課題的必須元素，根據(jù)適當?shù)腃o、P等配合 比率，不損害導電性、導熱性而使強度、耐熱性、高溫強度、應力緩和特性提高。隨著Co、P在 發(fā)明合金的組成范圍內(nèi)接近于上限，所述各種特性提高?；旧细鶕?jù)Co、P結合而使對強度 起作用的量的超微細的析出物析出。Co、P的共同添加抑制熱軋中的再結晶粒的成長，從熱 軋材料的前端到后端，不管高溫，都使之仍然維持微細的結晶粒。在析出熱處理中，與Co、P 的共同添加也使基體的軟化或再結晶大幅度延遲。但是，其效果當超過發(fā)明合金的組成范 圍時，也幾乎不能識別特性的提高，反而開始產(chǎn)生如上所述的缺點。Sn的含量為0.005 l.^iass1^為佳，但是強度或多或少地下降，需要高的導電 性、導熱性時，優(yōu)選0. 005 0. 25mass %，更優(yōu)選0. 005 0. 095mass %，尤其需要導電性 時0. 005 0. 045mass %為佳。另外，也根據(jù)其他元素的含量，但是若將Sn的含量設為 0. 095mass%以下、0. 045mass %以下，則可獲得導電率為67 % IACS或者70% IACS以上、 72% IACS或者75% IACS以上的高導電性。相反，設為高強度時，也存在Co與P的含量的均衡，但是優(yōu)選0.沈 1. 4mass%，更優(yōu)選0. 3 0. 95mass %，最優(yōu)選的范圍為0. 32 0. 8mass%。僅在Co、P的添加中，即僅在以Co和P為主體的析出中，靜態(tài)或動態(tài)再結晶溫度 低，所以基體的耐熱性不充分且不穩(wěn)定。Sn以0. 005mass%以上的少量的添加，提高熱軋時 的再結晶溫度，并且使熱軋時所產(chǎn)生的結晶粒微細。在析出熱處理時，通過提高基體的軟化 或再結晶溫度而使再結晶的開始溫度提高且使再結晶部的結晶粒微細化。而且，即使熱軋 時的材料溫度下降，而且即使熱軋需要時間，Sn的添加也具有抑制Co、P的析出的作用。而 且，通過這些，即使在析出熱處理中進行高軋制率的冷軋，基體的耐熱性也提高，因此可以 從再結晶的前一階段使Co、P等析出。S卩，Sn在熱軋階段中使Co、P等進一步形成為固溶狀 態(tài)，相反，在析出熱處理時，從再結晶之前使Co、P等更多地析出。即，Sn的添加使Co、P等 的固溶敏感性下降，其結果是使以Co和P為主體的析出物進一步微細地均勻分散。而且， 進行高冷軋率的冷軋時，在產(chǎn)生再結晶粒的前后最活躍地發(fā)生析出，能夠同時進行基于析 出的硬化和基于回復或再結晶化的延展性的大幅度的改善，所以通過Sn的添加，能夠維持 高強度并確保高導電性和延展性。而且，Sn使導電性、強度、耐熱性、延展性(尤其彎曲加工性)、應力緩和特性、耐磨 損性提高。尤其使用于高電流所流動的端子或連接器等電氣用途中的連接配件或散熱片要 求高度的導電性、強度、延展性(尤其彎曲加工性)、應力緩和特性，因此本發(fā)明的高性能銅 合金軋制板最適合。而且，使用于混合動力車、電力機動車、計算機等的散熱片材、還有高速 旋轉的電動機部件，需要高的可靠性，所以進行釬焊，但是釬焊之后，表示高強度的耐熱性 很重要，本發(fā)明的高性能銅合金軋制板最適合。另外，發(fā)明合金由于具有高的高溫強度和耐 熱性，因此在功率模塊等中使用的散熱片材、均熱片材等1 無鉛焊料安裝中，即使薄壁化 也無翹曲或變形，最適合于這些部件。另一方面，在強度不充分時，還存在通過基于0. ^mass %以上的Sn的固溶強 化，犧牲一些導電性并使強度提高的作用。在0.32mass%以上能進一步發(fā)揮其效果。而 且，耐磨損性依賴于硬度或強度，所以對耐磨損性也有效果。下限為0.005mass%，最優(yōu) 選0.008mass%以上，為了獲得強度、基體的耐熱特性、彎曲加工性而所需。若超過上限的 1.4mass%，則導電性、導熱性、彎曲加工性下降，熱變形阻力變高，熱軋時容易產(chǎn)生破裂。若 導電性更優(yōu)先于基于Sn的固溶強化，則Sn的添加在0. 095maSS%W下或者0. 045maSS%W 下能充分地發(fā)揮效果。尤其，若添加超過1. 4maSS%，則導電性變差，反而發(fā)生再結晶溫度的 下降，Co、P等不析出而導致基體進行回復、再結晶。從該觀點而言，1.3mass%以下為佳，優(yōu) 選0. 95mass%以下，最優(yōu)選0. 8mass%以下。Co、P的含量的關系以及Co、P、Fe、Ni的含量的關系必須滿足以下數(shù)式。在Co的 含量[Co]mass%、Ni 的含量[Ni]mass%、Fe 的含量[Fe]mass%、P 的含量[P]mass%之間，Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] —0. 009)且Xl必須為3. 0 5. 9，優(yōu)選3. 1 5. 2，更優(yōu)選3. 2 4. 9，最優(yōu)選3. 4 4. 2。而且，Ni、Fe添加時，X2 = ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 0090)且X2為3.0 5. 9，優(yōu)選3. 1 5. 2，更優(yōu)選3. 2 4. 9，最優(yōu)選3. 4 4. 2。若XI、 X2的值超過上限，則大大地導致導電性、導熱性的下降，強度、耐熱性下降，無法抑制結晶粒成長，熱變形阻力也增加。若少于下限，則導致導電性、導熱性的下降，耐熱性、應力緩和特 性下降，損害熱或冷的延展性。尤其是無法獲得需要的、高度的導電性、導熱性與強度的關 系，進而，與延展性的均衡變差。而且，若X1、X2的值在上限以及下限的范圍外，則無法獲得 目標的析出物的化合形態(tài)或其尺寸，因此無法獲得本發(fā)明的課題即高強度、高導電材料。為了獲得本發(fā)明的課題即高強度、高導電性，Co和P的比例非常重要。若具備組 成、加熱溫度、冷卻速度等條件，則通過析出熱處理Co和P大致形成Co P的質(zhì)量濃度比從 約4 1成為3.5 1的微細的析出物。析出物例如由Co2P或者Co2.aP、CraPy等化合式表 示，為大致球狀或大致橢圓形且粒徑為約3nm左右的尺寸。具體而言，若以由平面表示的析 出物的平均粒徑定義，則為1. 5 9. Onm(優(yōu)選1. 7 6. 8nm,更優(yōu)選1. 8 4. 5nm,最優(yōu)選 1. 8 3. 2nm)，或者從析出物的尺寸的分布觀察時，析出物的90%，優(yōu)選95%以上為0. 7 15nm，更優(yōu)選0. 7 lOnm，最優(yōu)選95%以上為0. 7 5nm，而且通過析出物均勻地析出能夠 獲得高強度。析出物均勻且微細地分布，尺寸也一樣，該粒徑越細越影響再結晶部的粒徑、 強度、高溫強度。需要說明的是，0.7nm的粒徑是大致利用超高壓的穿透式電子顯微鏡 (Transmission Electron Microscope,以下記為TEM)，以75萬倍觀察，使用專用軟件時，能 夠識別、測量尺寸的界限的尺寸。因而，即使假如存在不到0. 7nm的析出物，也從上述的平 均粒徑的計算將其排除，上述的“0. 7 15nm”的范圍是與“15nm以下”相同的意思，“0. 7 lOnm”的范圍是與IOnm以下相同的意思(以下，相同)。需要說明的是，在析出物中當然 不包含鑄造階段產(chǎn)生的結晶物。而且，若關于析出物的均勻分散進行定義，則可以定義為 以75萬倍的TEM觀察時，在后述的顯微鏡觀察位置(除了極表層等特別的部分以外)的 任意200nmX200nm區(qū)域中，至少90%以上的析出粒子的最相鄰析出粒子間距離為IOOnm 以下，優(yōu)選75nm以下，或者為平均粒徑的25倍以內(nèi)，或者在后述的顯微鏡觀察位置的任意 200nmX200nm區(qū)域中，析出粒子至少存在25個以上，優(yōu)選存在50個以上，即在標準的微小 部位中不存在影響特性的大的無析出帶域，即，不存在不均勻析出帶域。由于在施加冷加工的最終的材料中較多存在錯位，因此在不包括最終的析出熱處 理后的材料或者妨礙觀察的錯位的部位進行了利用TEM的觀察。當然，由于未對材料施加 析出物成長的熱量，所以析出物的粒徑幾乎沒有變化。而且，就析出物的尺寸而言，若平均 粒徑超過9. Onm，則對強度的作用變少，若小于1. 5nm，則強度飽和，導電性變差。而且，若過 于微細，則難以全部析出。并且，析出物的平均粒徑優(yōu)選6. Snm以下，更優(yōu)選4. 5nm以下，從 與導電性的關系最優(yōu)選1. 8 3. 2nm。而且，即使平均粒徑小，若粗大的析出物所占的比例 大，則對強度也不起作用。即，超過15nm的大析出粒子對強度并不太起作用，所以析出粒徑 為15nm以下的比例為90%以上，優(yōu)選95%以上，進一步優(yōu)選析出粒徑為IOnm以下的比例 為95%以上。最優(yōu)選析出粒徑為5nm以下的比例為95%以上。另外，若析出物不均勻分散， 即若存在無析出帶域，則強度低。關于析出物，最優(yōu)選滿足平均粒徑小、無粗大的析出物、均 勻地析出這三個條件。另外，上述以及后述的析出熱處理條件式的值低于下限值時，析出物 雖然微細，但是因析出量較少，因此對強度的作用小且導電率也降低。析出熱處理條件式的 值高于上限值時，導電率雖然提高，但是析出物的平均粒徑超過10 μ m、超過15 μ m的粗大 的粒子增加，析出物粒子的數(shù)目減少，對基于析出的強度的作用變小。另外，在析出熱處理 之前進行冷軋時，若析出熱處理條件式的值低于下限值，則基體的延展性的恢復少，若析出熱處理條件式的值高于上限值，則基體的強度降低而無法獲得高強度，若更高，則再結晶和 析出物的進一步的粗大化互相作用而不可能期待高強度材料。在本發(fā)明中，即使Co和P為理想的配合，而且，即使以理想的條件進行析出熱處 理，并不是所有的Co、P都形成析出物。在本發(fā)明中，若以工業(yè)上能夠實施的Co和P的配合 以及析出熱處理條件進行析出熱處理，則Co大概為0. 007mass%, P大概為0. 009mass%, 不適合形成析出物，以固溶狀態(tài)存在于基體。因此，需要從Co、P的質(zhì)量濃度分別減去 0. 007mass%,0. 009mass%而決定Co、P的質(zhì)量比。S卩，以決定Co、P的組成或者僅決定Co 和P的比例是不夠的，([Co] -0. 007) / ([P] -0. 009)的值為3. 0 5. 9 (優(yōu)選3. 1 5. 2，更優(yōu) 選3. 2 4. 9，最優(yōu)選3. 4 4. 2)成為必不可缺的條件。若([Co]-0.007)和([P]-0.009) 為最佳的比率，則形成目標的微細析出物，并且滿足用于成為高導電、高強度材料的大的條 件。另一方面，若脫離上述的比率范圍，則Co、P的任一個都不適合形成析出物而成為固溶 狀態(tài)，不僅無法獲得高強度材料，導電性也變差。而且，形成與化合比率的目標不同的析出 物，析出粒子直徑變大或者為對強度不太起作用的析出物，因此無法成為高導電、高強度材 料。另外，如上所述，Co的大概0. 007mass%,P的大概0. 009mass%F適合形成析出物而以 固溶狀態(tài)存在于基體，因此導電率為89% IACS以下，若考慮Sn等的添加元素，則大概成為 約87% IACS左右或其以下，或者若用導熱率表示，則成為355W/m*K左右或其以下。但是， 這些數(shù)值是表示與包含0. 025mass%的P的純銅(磷脫氧銅)同等的高水準的導電性的數(shù) 值。如此，由于形成微細的析出物，因此能夠以少量的Co、P獲得充分高強度的材料。 而且，如上所述，Sn雖然并不直接形成析出物，但是通過Sn的添加，使熱軋時的再結晶化緩 慢，從而可以使充分量的Co、P固溶。進行高軋制率的冷軋時，通過Sn的添加而提高基體的 再結晶溫度，因此可以使其與基于基體的回復、一部分再結晶化的延展性的恢復同期析出。 當然，若再結晶先于析出，則基體完全再結晶，軟化而強度降低或者析出量少，因此不僅無 法發(fā)揮析出硬化，而且由于未析出的Co、P而導電性也降低。另一方面，相反若仍以基體未 軟化的狀態(tài)先析出，則在延展性上產(chǎn)生大問題，無法作為工業(yè)用材料使用，若提高析出熱處 理條件，則析出物變大而基于析出的效果消失。其次，對Ni和狗進行說明。為了獲得本發(fā)明的課題即高強度、高導電性，Co, Ni, Fe、P的比例非常重要。在某種濃度條件下，Ni、Fe取代Co的功能。如上所述，在Co和P 的情況下，大概形成Co P的質(zhì)量濃度比從約4 1成為約3. 5 1的微細的析出物。但 是，存在Nije時，通過析出處理而成為將基本的Co2P或者Co2. aP、Cob.。P的Co的一部分置 換為Ni或！^的Co、Ni、Fe、P的析出物，例如成為CoxNiyPz、CoJeyPz等化合形態(tài)。該析出物 為大致球形或者大致橢圓形且粒徑為約3nm左右，若以用平面表示的析出物的平均粒徑進 行定義，則為1. 5 9. Onm (優(yōu)選1. 7 6. 8nm，更優(yōu)選1. 8 4. 5nm，最優(yōu)選1. 8 3. 2nm)， 或者根據(jù)析出物的尺寸的分布，析出物的90%優(yōu)選95%以上為0. 7 15nm，更優(yōu)選95%以 上為0. 7 lOnm。最優(yōu)選95%以上為0. 7 5nm，而且析出物均勻地析出，從而能夠獲得高 強度。另一方面，若在銅中添加元素，則導電性變差。例如，一般在純銅中僅單獨添加 0. 02mass%& Co、Fe、P，就損害導電性、導熱性約10%。但是，即使單獨添加0.
Ni，也只下降約1. 5%0
在如上所述的數(shù)式([Co]+0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007)中，[Ni]的 0. 85 的系 數(shù)和[Fe]的0. 75的系數(shù)表示將Co和P的結合比例設為1時的、Ni和!^e與P結合的比 例。另外，若Co和P等的配合比脫離最佳范圍，則析出物減少且析出物的微細化、均勻分散 受損，對析出不起作用的Co或P等過分地固溶于基體，以高軋制率進行冷軋時，再結晶溫度 下降。由此，析出與基體的回復的平衡被打破，不僅無法具備本發(fā)明的課題的各種特性，而 且導電性也變差。另外，若適當?shù)嘏浜螩o、P等，且微細的析出物均勻分布，則通過與Sn的 相乘效果，即便在彎曲加工性等的延展性等中也發(fā)揮顯著效果。Fe、Ni具有使Co和P的結合更加有效的作用。這些元素的單獨的添加使導電性 下降，對耐熱性、強度等的各種特性提高不太起作用。M以與Co、P的共同添加為基礎，除 了具有Co的替代功能以外，由于即使固溶，導電性的下降量也少，因此還具有即使([Co]+0 85 X [Ni]+0. 75 X [Fe]-0. 007)/([P]-0. 009)的值脫離 3. 0 5. 9 的中心值，也將導電性 的下降保持在最小限度的功能。而且，對析出不起作用時，使連接器等所要求的應力緩和 特性提高。并且還防止連接器的鍍Sn時的Sn的擴散。但是，若超過0.24mass%以上或 數(shù)式(1.2X[Ni]+2X[Fe] ( [Co])而過量添加Ni，則析出物的組成逐漸變化，不僅對強 度提高不起作用，而且熱變形阻力也增大而導電性下降。另外，Ni的上限為0.24mass%， 優(yōu)選 0. 18mass%，更優(yōu)選 0. 09mass%。下限為 0. Olmass %，優(yōu)選 0. 015mass%，更優(yōu)選 0. 02mass%oFe以Co和P的共同添加為基礎，以微量添加涉及到強度的提高、未再結晶組織的 增大、再結晶部的微細化。關于與Co、P的析出物形成，！^e強于Ni。但若為0. 12mass%以 上或超過數(shù)式(1.2X[Ni]+2X[Fe] ^ [Co])而過量添加！^，則析出物的組成逐漸變化，不 僅對強度提高不起作用，而且熱變形阻力也增大，延展性或導電性也下降。而且，在數(shù)式([ Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 009)中，計算值超過 4. 9 時，F(xiàn)e 的大部分固 溶而導電性變差。因此，F(xiàn)e的上限為0. 12mass%，優(yōu)選0. 06mass%，更優(yōu)選0. 045mass%。 下限為 0. 005mass%，優(yōu)選 0. 007mass%，更優(yōu)選 0. 008mass%。Al、Zn、Ag、Mg、Zr幾乎不損害導電性而使中間溫度脆性降低，使再循環(huán)過程中產(chǎn) 生而混入的S無害化，提高延展性、強度、耐熱性。因此，Al、Zn、Ag以及Mg需要分別含有 0. 002mass%以上，^ 需要含有0. 001mass%以上。Si進一步改善焊料浸潤性、釬焊性。另 一方面，在所制造的高性能銅合金軋制板在真空熔爐等進行釬焊時或在真空下使用時、在 高溫下使用時等，Si至少為0.045maSS%W下，優(yōu)選不到0. Olmass%。而且，Ag尤其提高 合金的耐熱性。若超過上限，則不僅上述的效果飽和，而且導電開始下降，熱變形阻力變 大而熱變形能力變差。進而，重視導電性時，Sn的添加量優(yōu)選0.095mass%以下，最優(yōu)選 0. 045mass%以下，并且Al和Mg優(yōu)選0. 095mass%以下，進一步優(yōu)選0. 045mass%以下，Zn 和ττ優(yōu)選0. 045mass%以下，Ag優(yōu)選0. 3mass%以下。接著，參照圖1及圖2對制造工序進行說明。圖1作為厚板制造工序的例子表示 工序A至D。厚板制造工序的工序A進行鑄造、熱軋、噴射水冷，在噴射水冷之后進行析出 熱處理、表面研磨。工序B在噴射水冷之后進行冷軋、析出熱處理、表面研磨。工序C在噴 射水冷之后進行析出熱處理、冷軋、表面研磨。工序D在噴射水冷之后進行析出熱處理、冷 軋、析出熱處理、表面研磨。另外，也可以取代表面研磨而進行酸洗。關于圖中的析出熱處 理E1、E2、E3的差異在后面進行敘述。在工序A至D中，根據(jù)軋制板所要求的表面性狀適當?shù)剡M行表面切削工序或酸洗工序。在該厚板制造工序中，熱軋開始溫度、熱軋結束溫度、熱軋后的冷卻速度很重要。 另外，在本說明書中，熱軋開始溫度和鑄塊加熱溫度為相同的意思。發(fā)明合金由于固溶敏感 性低，因此通過熱軋前的預定溫度以上的加熱(至少820°C以上，更優(yōu)選875°C以上)使Co、 P等更多地固溶，但仍然是熱軋結束溫度越高，而且冷卻速度越快，Co、P等越多地固溶。發(fā) 明合金不需要以往的熱軋之后進行的固溶熱處理工序，若管理熱軋開始溫度、結束溫度、熱 軋時間、冷卻速度等熱軋條件，則在熱軋工序中，可以使Co、P等充分地固溶。但是，若熱軋 開始溫度過高，則基體的結晶粒粗大化，所以不好。而且，在熱軋之后進行析出熱處理。也 可以在熱軋與析出熱處理之間加入冷軋等加工。而且，也可以取代熱軋而以相同的溫度條 件進行熱鍛。圖2作為薄板制造工序的例子表示工序H至M(無工序L)。工序H在噴射水冷之 后進行冷軋、固溶熱處理、析出熱處理、冷軋、回復熱處理。工序I在噴射水冷之后進行冷 軋、再結晶化熱處理、冷軋、固溶熱處理、析出熱處理、冷軋、回復熱處理。工序J在噴射水冷 之后進行冷軋、固溶熱處理、冷軋、析出熱處理、冷軋、回復熱處理。工序K在噴射水冷之后 進行冷軋、固溶熱處理、析出熱處理、冷軋、析出熱處理、冷軋、回復熱處理。工序M在噴射水 冷之后進行冷軋、固溶熱處理、冷軋(也有不進行的情況)、析出熱處理、冷軋、回復熱處理。 在工序H至M中，為了使軋制板的表面性狀良好，適當?shù)剡M行表面切削工序或酸洗工序。此 處固溶熱處理工序是在基于冷軋的薄板工藝中，對0. 1 4mm的板材進行熱處理時，通過使 高溫的加熱帶(820 960°C)的所謂AP線在短時間內(nèi)連續(xù)通過來進行熱處理的方法，也附 帶清洗工序。在AP線中，冷卻速度為5°C/秒以上。關于圖中的析出熱處理E4，在后面進 行敘述。在該薄板制造工序中，熱軋條件不太重要。取代厚板制造工序中重要的熱軋的各 種條件，軋材的固溶熱處理的溫度和其熱處理后的冷卻速度變得重要。發(fā)明合金通過預定 的溫度以上的加熱(820°C以上)使Co、P等更多量地固溶，但仍然是加熱溫度越高，而且冷 卻速度越快，Co、P等就更多地固溶。但是，若加熱溫度過高，則結晶粒成為粗大化(超過 50μπι)，所以彎曲加工性差。析出熱處理本身也與工序A至D為相同的條件即可。這是為 了在該薄板制造工序中暫且使Co、P固溶。但是，在工序J、K中，冷軋率超過40%或者50% 時，若想獲得最高強度，則導電性的恢復慢，而且延展性也變差，所以通過析出熱處理形成 為再結晶之前的狀態(tài)或者使一部分再結晶。其次，對熱軋進行說明。使用于熱軋的鑄塊的厚度為100 400mm，寬度為300 1500mm，長度為500 IOOOOmm左右。鑄塊為了在加熱到820 960°C且至規(guī)定的厚度為止 結束熱軋，而需要30 500秒左右的時間。在此期間若溫度繼續(xù)下降，尤其是若厚度成為 25mm或20mm以及此以下的厚度，則軋材的溫度下降變得顯著。當然優(yōu)選以溫度下降少的狀 態(tài)進行熱軋。而且，發(fā)明合金的Co、P等的析出速度慢，因此為了維持熱軋材料的固溶狀態(tài)， 從熱軋結束后的700 V或者最終的熱軋結束后的溫度直至300 V的平均冷卻速度需要5 V / 秒以上，但不需要如典型的析出型合金那樣進行100°C /秒的驟冷。在厚板制造工序的情況下，熱軋后沒有冷軋工序，或者即使有也只賦予50%以下 或者60%以下的少的軋制率，因此無法期待基于加工硬化的強度提高，所以優(yōu)選熱軋后立 即進行驟冷，例如進行向水槽的水冷、噴射水冷、強制空冷等。在鑄塊的加熱溫度不到820°C的溫度下，Co、P等未充分地固溶、固溶。而且，發(fā)明合金由于具有高耐熱性，因此也存在與熱 軋時的軋制率的關系，但有可能無法通過熱軋完全破壞鑄造組織而鑄造組織有可能殘留。 另一方面，若加熱溫度超過960°C，則固溶狀態(tài)也大概飽和，引起熱軋材料的結晶粒的粗大 化，對材料特性帶來不良影響。優(yōu)選鑄塊加熱溫度為850 940°C，更優(yōu)選875 930°C，最 優(yōu)選熱軋材料的厚度大概為30mm以上或者熱軋加工率大概為80%以下時為875 920°C， 熱軋材料的厚度不到30mm或者熱軋加工率大概超過80%時為885 930°C。在與組成的關系中，Co超過0. 25maSS%時，鑄塊加熱溫度優(yōu)選885 940°C，更優(yōu) 選895 930°C。這是因為為了使Co等進一步更多地固溶，溫度較高為佳，通過大量含有 Co而能夠使熱軋時的再結晶粒細化。另外，若考慮到軋制中的鑄塊(熱軋材料)的溫度下 降，則較大地設定軋制速度，較大地設定1軋道的壓下量(軋制率)，具體來說，優(yōu)選將第五 軋道以后的平均軋制率設為20%以上而減少軋制次數(shù)。由此，使再結晶粒細化而能夠抑制 結晶成長。而且，若提高變形速度，則再結晶粒變小。通過提高軋制率且提高變形速度，而 將Co、P的固溶狀態(tài)維持至更低溫。若將鑄塊在960°C以下中加熱至更高溫而開始進行熱軋，則Co、P等更多地固溶， 在之后的析出熱處理中析出更多的Co、P等，通過析出強化，雖然強度提高，但是結晶粒徑 變大。若結晶粒徑超過70 μ m，則在彎曲加工性、延展性、在高溫的延展性方面產(chǎn)生問題。 另一方面，例如若鑄塊的加熱溫度低，軋材的結晶粒徑不到6 μ m,則固溶稍微不充分而無法 獲得高強度，在高溫的強度降低且耐熱性降低。因此，結晶粒徑的上限為70μπι以下，優(yōu)選 55 μ m以下，更優(yōu)選50 μ m以下，最優(yōu)選40 μ m以下。下限為6 μ m以上，優(yōu)選8 μ m以上，更 優(yōu)選IOym以上，最優(yōu)選12 μ m以上。作為熱軋條件的另一表現(xiàn)方法，在結晶粒和熱軋加工率的關系中，也可以如下規(guī) 定。即，將熱軋的加工率設為REO)(加工率RE0 = 100X (1_(最終板材的厚度/鑄塊 的厚度)))，將熱軋后的結晶粒徑設為Dym時為5. 5 X (100/RE0)≤D≤(60/RE0)，優(yōu) 選 8X (100/RE0)≤ D ≤ 75X (60/RE0)，最優(yōu)選 1OX (100/RE0)≤ D ≤ 60X (60/RE0)。在 本發(fā)明合金的熱軋中，若根據(jù)規(guī)定的軋制條件進行熱軋，則加工率大概為60%以上，粗大的 鑄塊的金屬組織被破壞而成為再結晶組織。而且，在再結晶之后的階段中，結晶粒雖然大， 但是隨著進行軋制加工而成為更加細小的結晶粒。從該關系出發(fā)，上限的條件作為優(yōu)選的 范圍將90 μ m乘以(60/RE0)。下限與此相反，加工率越小，結晶粒越大，所以將5. 5 μ m乘 以(100/RE0)。而且，在沿著軋制方向的剖面觀察熱軋后的結晶粒時，若將結晶粒的軋制方 向的長度設為Li，將與結晶粒的軋制方向垂直的方向的長度設為L2，則L1/L2的平均需要 為4.0以下。即，若熱軋材料的厚度變薄，則如后所述，在熱軋的后半，有時成為溫軋狀態(tài)， 結晶粒沿軋制方向呈稍微延伸的形狀。沿軋制方向延伸的結晶粒因錯位密度低，所以對延 展性不帶來大影響，但是，隨著L1/L2變大，而對延展性帶來影響。另外，在厚板材的情況 下，無法較大地取得冷軋率，并且無法進行伴隨再結晶的熱處理，因此向軋制方向延伸的結 晶粒基本上殘留，在強度、特性的各向異性、彎曲加工性或耐熱性方面產(chǎn)生問題。L1/L2的平 均優(yōu)選2. 5以下，包括冷加工率為30%以下的厚板的情況，最優(yōu)選1. 5以下。在熱軋工藝中尤其重要的是發(fā)明合金是否可以在700 800°C之間以約750°C為 邊界進行動態(tài)以及靜態(tài)的再結晶。雖然也基于此時的熱軋率、變形速度、組成等，但是在超 過約750°C的溫度下，通過靜態(tài)或動態(tài)的再結晶化，而大部分形成再結晶化，若成為低于約16750°C的溫度，則再結晶化率下降，在700°C以下幾乎不進行再結晶。另外，邊界的溫度也依 賴于工藝中的軋制率、軋制速度、Co和P的總計含量和組成比。軋制率越高，而且越在短時 間內(nèi)給予強變形，邊界溫度就越向低溫側移動。邊界溫度的下降可以使Co、P等成為更低溫 側的固溶狀態(tài)，之后的析出熱處理時的析出量多且微細。將厚度為150 250mm的鑄塊在約 900°C下開始進行熱軋，若將平均軋制率設為25 %，則熱軋后的板厚度例如為25 40mm時， 熱軋最終溫度為770 850°C，可以獲得90%以上的再結晶狀態(tài)。在厚板的情況下，在之后 的工序中，工業(yè)上無法進行高軋制率的冷軋，因此需要通過熱軋前的加熱或熱軋后的5°C / 秒以上的冷卻速度，形成使Co、P更多固溶的狀態(tài)。另一方面，與影響機械特性等的結晶粒 的尺寸的均衡很重要。若軋制開始溫度高，則熱軋后的結晶粒徑變大，因此在兩者均衡的方 面詳細地決定軋制條件。在熱軋材料的厚度為25mm以下的厚板的情況下，熱軋材料的溫度比軋制開始溫 度低約100°C或100°c以上，厚度越變薄，其溫度下降越加速，厚度為15 18mm時，約下降 150°C或150°C以上，另外，1軋道的軋制所需的時間也約為20秒以上，有時需要約50秒。 若從溫度和時間方面來考慮熱軋材料，則在以往的合金中與相當于Co、P等的析出相關的 元素并不是固溶的狀態(tài)，在發(fā)明合金中為工業(yè)上充分的固溶狀態(tài)。另外，如后所述，熱軋后 通過5°C /秒以上的噴射強制冷卻能夠維持該固溶狀態(tài)。使如此固溶敏感性降低的主要原 因之一除Co、P等以外，還可列舉出含有微量的Sn。在一般的析出硬化型銅合金的情況下， 若最終的熱軋材料的溫度成為比規(guī)定的固溶溫度低100°C以上的溫度，并且熱軋需要超過 100秒的時間，則材料的析出大量進行，對強度起作用的析出余力幾乎不殘留。如此，本發(fā)明 合金即使在熱軋中有溫度下降且熱軋需要時間，但析出余力也充分地殘留，所以與以往的 析出合金大不相同。在熱軋后的冷卻中，發(fā)明合金的固溶敏感性遠低于銅等，因此無需用于防 止冷卻中的析出的、例如超過100°c /秒的冷卻速度。但是，材料在熱軋后的高溫狀態(tài)下長 時間放置時，對強度等不起作用的Co、P等的粗大的析出粒子的析出不斷進行，因此熱軋后 優(yōu)選以幾。C /秒或者幾十。C /秒的數(shù)量級進行冷卻。具體來說，以700°C或者從軋制剛結束 之后至300°C的溫度區(qū)域的材料的平均冷卻速度為2°C /秒以上，優(yōu)選3°C /秒以上，更優(yōu) 選5°C /秒以上，最優(yōu)選10°C /秒以上進行冷卻。尤其如厚板那樣難以在后工序中實施冷 軋時，設為5°C /秒以上，優(yōu)選10°C /秒以上的冷卻速度，至少使較多的Co、P固溶，若在析 出熱處理中使微細的析出粒子更多地析出，則獲得更高強度。接著，對薄板制造工序的熱軋進行說明。制造薄板時，最終的熱軋材料一般軋制至 18mm以下或者15mm以下的厚度，所以溫度下降成為約700°C 750°C或者700°C以下。若 以約750°C以下的狀態(tài)進行軋制，則再結晶化率下降，在700°C以下在熱軋工藝中幾乎無法 再結晶而成為溫軋的狀態(tài)。但是，溫軋與冷軋不同，處于伴隨延展性的恢復現(xiàn)象的狀態(tài)且加 工變形少。此狀態(tài)雖然在一部分中生成析出物，但是加工變形少于冷軋，因此Co、P等析出 速度慢，Co、P等的大部分處于固溶狀態(tài)。在薄板用途中也優(yōu)選更快地冷卻熱軋材料，需要 2°C /秒以上的冷卻速度。另外，熱軋后的材料的金屬組織甚至影響到最終產(chǎn)品，所以熱軋 后的結晶粒細小為宜。具體來說，在溫加工中，結晶粒沿軋制方向延伸，但是結晶粒度優(yōu)選 7 ~ 50ym, Miftit 7 40 μ m。在薄板制造工序中，固溶處理的條件如下最高到達溫度為820 960°C且從”最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為2 180秒，若最高到達溫度為 Tmax (°C )且保持時間為ts(s)，則為90 ( (Tmax-800) Xts1/2 ( 630的范圍。在薄板的情 況下，與鑄塊相比，厚度薄且金屬組織微細，因此若將溫度提高到820°C以上，則考慮到加熱 時的溫度上升時，Co、P等的擴散大概在幾秒或幾十秒的較快時間內(nèi)結束。因此，關于Co、P 等的固溶，最高到達溫度是比時間重要的條件。另一方面，關于結晶粒徑，存在于金屬組織 中的、或者在該熱處理中新生成的Co、P等析出物的存在變得重要。在熱處理的加熱中途， Co、P等析出物雖然大部分消失，但是有幾個成長或者新生成，平均粒徑成為約20nm而抑制 結晶粒的成長。該粒子若進一步暴露在高溫下，則消失，雖然有時滯，但結晶粒粗大化。艮口， 關于抑制結晶粒的Co、P等析出物的消失，溫度和時間這兩個因素很重要。若考慮以上的內(nèi) 容及保持時間極短的情況，則即使以從“最高到達溫度-50°C，，至最高到達溫度之間保持的 時間定義保持時間也無妨。若超過溫度范圍的上限，則結晶粒粗大化，若小于下限，則Co、P 等未充分固溶。如此，若以根據(jù)上式的適當?shù)臈l件進行固溶處理，則例如通過在加熱中的750 820°C下存在的約20nm的Co、P等析出物來抑制結晶粒成長，若成為820°C以上，則這些析出 物的大部分消失，Co、P等成為固溶狀態(tài)，在超過50 μ m或者70 μ m的結晶粒粗大化之前的 結晶粒成長的階段開始進行冷卻。在該工藝中重要的是存在有與有助于強度的Co、P等微 細析出物不同的、對在稍低于820°C的溫度下存在的結晶粒成長進行抑制的約20nm的Co、 P等析出物，該析出物的消滅通過控制溫度和時間而可以使Co、P等成為固溶狀態(tài)。以免固 溶的Co、P析出，冷卻速度必須要快。700 300°C的溫度區(qū)域至少以5°C /秒，優(yōu)選10°C / 秒以上進行冷卻。而且，固溶處理后的結晶粒徑為6 70 μ m，優(yōu)選7 50 μ m,更優(yōu)選7 30 μ m,最優(yōu)選8 25 μ m。在通過Co、P的作用下，發(fā)明合金與其他銅合金相比，在高溫中 的結晶粒成長少，所以固溶處理后結晶粒也不粗大化。上述的微細的再結晶粒徑的范圍不 僅使強度提高，而且使彎曲加工的加工界限和加工表面狀態(tài)、擠壓加工或沖壓加工表面狀 態(tài)提高。固溶處理的最佳條件根據(jù)Co添加量多少進行變動。固溶處理的條件在Co、P滿足適當?shù)臄?shù)式時，如下所示。Co 0. 14 0. 21maSS%時，最佳熱處理條件為最高到達溫度為825 895°C且在 從“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為3 90秒，若最高到達溫度 為TmaxCC )、保持時間為ts(s)、熱處理指數(shù)為ta = (Tmax-800) X ts"2，則熱處理指數(shù)Ita 為90彡Ita彡540的范圍。Co 0. 21 0.時，最佳熱處理條件是最高到達溫度為830 905°C且從 “最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為3 90秒，熱處理指數(shù)Ita為 98彡Ita彡590的范圍。Co 0. 28 0. 34maSS%時，最佳熱處理條件是最高到達溫度為8；35 915°C且從 “最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為3 90秒，熱處理指數(shù)Ita為 105 ^ Ita ^ 630 的范圍。Co、P等的量越多，為了使它們充分地成為固溶狀態(tài)，就越需要將溫度稍提高或者 將時間稍延長。提高固溶處理的溫度，使更多的Co、P等成為固溶狀態(tài)，即使在之后的析出熱處理 中使大量的析出物析出而提高強度，但固溶時的再結晶粒粗大化時，彎曲加工性或延展性也變差，而且，若再結晶粒徑大，則抵消析出的效果，在總體上強度未提高而不適合于連接 器材料等的用途。結晶粒徑的下限側從Co、P等固溶方面和應力緩和方面來看，若平均結 晶粒徑不到6 μ m則變差，優(yōu)選7 μ m以上。S卩，根據(jù)發(fā)明合金的機械性質(zhì)，若綜合判斷根據(jù) 基于析出的強化和結晶粒的粗大化的彎曲加工性、延展性的下降以及強度的下降，則以上 述的固溶處理條件，優(yōu)選結晶粒處于更優(yōu)選的范圍即7 30 μ m。進一步優(yōu)選8 25 μ m。 發(fā)明合金可通過Co、P、Sn的添加抑制高溫下的結晶成長，并且加熱后的析出慢，所以能夠 通過固溶處理的高溫短時間連續(xù)熱處理使Co、P等充分地固溶。一般的銅合金即使在短時 間下，在820°C以上，尤其840°C以上加熱10秒左右時，結晶粒也會急劇變大，例如難以獲得 30 μ m或其以下的再結晶粒。另外，本固溶熱處理后的材料由于基體完全進行再結晶，析出 物也幾乎不存在，因此延展性頗高且?guī)缀鯖]有各向異性，故包括深拉、旋壓的擠壓性或成型 性優(yōu)異。而且，根據(jù)擠壓成型的程度，若是在接下來的冷軋中為施加了 40%以下的軋制率的 軋材，則充分地富有成型性。若在這些熱處理材料以及軋材中用擠壓成型等進行成型而施 行后述的析出熱處理，則還被施加基于擠壓成型等的加工硬化，從而成為高強度且高導電 材料。接下來，對冷軋進行說明?；诶滠埖膶щ娦缘南陆翟诎l(fā)明合金中比其他銅合金 更明顯。例如，若在析出熱處理后的接下來的冷軋中升高冷軋率，則析出粒子小，所以析出 粒子附近的原子狀態(tài)的散亂對導電性給予不良影響，而且由于空孔增大而導電性降低。為 了將其恢復，需要接下來的析出熱處理或回復熱處理。其次，對析出熱處理進行說明。處于固溶狀態(tài)的發(fā)明合金隨著提高到適當?shù)臏囟?且時間變長而析出量增加。若析出物微細且均勻地分散，則強度上升。以比較低的軋制率 (不到40%，尤其不到30對處于固溶狀態(tài)的發(fā)明合金進行冷加工時，通過基于冷加工的 加工硬化和基于析出熱處理的Co、P等析出，不太損壞延展性而獲得高強度和高導電性。在 該階段中，在冷加工的影響下，由于比未進行冷加工時容易擴散，因而獲得微細的Co、P等 析出物的析出峰值溫度向低溫側移動。在該峰值溫度下，發(fā)明合金的基體的耐熱性高，因此 雖然引起基體的軟化或恢復現(xiàn)象，但是不產(chǎn)生再結晶。在薄板工程材料中，固溶狀態(tài)后以高軋制率(例如40%或者50%以上，尤其65% 以上)施行冷加工時，在析出熱處理時，基體的軟化現(xiàn)象向低溫側移動而發(fā)生恢復、再結 晶。另外由于容易擴散，所以析出也向低溫側移動，但是由于基體的向再結晶溫度的低溫 側的移動更多，所以難以取得良好的強度、導電性、延展性的均衡。即，析出熱處理溫度低于 后述的適當溫度條件時，通過基于冷加工的加工硬化而確保強度，但是延展性差，而且析出 少，所以析出硬化的量少，而且析出不充分，因而導電性差。析出熱處理溫度高于后述的適 當溫度條件時，進行基體的再結晶化，所以延展性優(yōu)異，但是無法享受基于冷加工的加工硬 化。而且，進行析出，因此雖然得到最高的導電性，但是隨著再結晶化的進展，析出粒子成長 而對強度的貢獻降低。S卩，使基體軟化或恢復到再結晶之前的狀態(tài)或者局部地再結晶的狀態(tài)，并且使Co、 P等析出充分進行而成為能得到高導電性的狀態(tài)。另外，該再結晶粒包含析出熱處理時所 生成的錯位密度低的結晶。在強度方面，基體的軟化與基于Co、P等的析出的硬化相抵消， 而且，優(yōu)選基體的軟化稍強的狀態(tài)，即稍低于施行了高軋制率的冷加工狀態(tài)的水平。具體而 言，基體的狀態(tài)為再結晶化率40%以下，優(yōu)選30%以下，最優(yōu)選從再結晶之前的狀態(tài)開始再結晶率20%以下的金屬組織狀態(tài)。即使再結晶率為20%以下，也以原來的結晶粒界為中 心生成微細的再結晶粒，所以可獲得高延展性。而且，即使析出熱處理后進行最終冷加工， 也可保持高延展性。另外，再結晶率超過40%時，雖然導電性、延展性進一步提高，但是由于 基體的進一步的軟化和析出物的粗大化而無法獲得高強度材料，應力緩和特性也變差。該 析出熱處理時所產(chǎn)生的再結晶部分的平均結晶粒徑為0. 7 7 μ m，優(yōu)選0. 7 5. 5 μ m，更 優(yōu)選0. 7 4 μ m。表示析出熱處理的條件。在此，將熱處理溫度設為T(°C )，將保持時間設為th(h)， 將冷軋的軋制率設為RE(%),將熱處理指數(shù)設為Itl = (T-100Xth_V2-l 10X (1-RE/100)1 /2)?；镜奈龀鰺崽幚項l件為400 555°C且1 Mh，滿足275 ^ Itl ^ 405的關系。而 且，在各制造工序中，更優(yōu)選的析出熱處理El至E4如下。析出熱處理El 是一般的條件，主要是熱軋之后不進行冷軋而進行析出熱處理時 或冷軋之前或之后僅進行1次析出熱處理時的條件。該條件為400 555°C且1 Mh，為 275 ^ Itl ^ 405。更優(yōu)選軋制率不到 50%時，440 540°C且 1 Mh，315 ^ Itl ^ 400， 軋制率為50%以上時，400 525°C且1 24h，300 ^ Itl ^ 390。在薄板的情況下，如上 所述形成為考慮強度、導電性、延展性的均衡的析出熱處理。該熱處理，通常以批次方式進 行。另外，這些析出熱處理條件，也與熱軋的固溶狀態(tài)、Co、P等的固溶狀態(tài)相關，例如熱軋 的冷卻速度越快，而且熱軋結束溫度越高，在上述不等式中最佳條件越向上限側移動。析出熱處理E2 是以高強度為主目的，并且也確保高導電率的析出熱處理，主要 是在冷軋前后進行析出熱處理時，在冷軋之后進行的析出熱處理的條件。軋制率不到50% 時，440 540°C且1 24h，320 ^ Itl ^ 400，軋制率為50%以上時，400 520°C且1 24h,305 ( Itl ( 395。在薄板的情況下，不僅重視強度，也重視導電性、延展性的均衡。通 常以批次方式進行。析出熱處理E3 通過強度成為最高的析出熱處理，以0 50°C低的狀態(tài)進行熱處 理。由于析出量少，所以強度、導電性均稍低。換而言之，殘留有析出余力，此后若施行析 出熱處理E2，則進行析出，所以獲得更加高的導電性、強度。主要是在冷軋之前后進行析出 熱處理時，在冷軋之前進行的析出熱處理的條件。軋制率不到50%時，420 520°C且1 24h，300 ^ Itl ^ 385，軋制率為 50% 以上時，400 510°C且 1 24h，285 ^ Itl ^ 375。 通常以批次方式進行。析出熱處理E4 是制造薄板時，取代析出熱處理El、E2以及E3，在所謂AP線(連 續(xù)退火清洗線)進行的高溫短時間熱處理的條件。在Cr-^ 銅等的固溶、時效型的銅合 金中，通過AP線、連續(xù)熱處理線的短時間熱處理，難以使基體幾乎不再結晶而使其充分地 析出。該方法可以制造成本低、生產(chǎn)性高、沒有薄板之間貼粘的不良情況且變形良好的薄 板。而且，并列設置清洗設備時，生產(chǎn)性變得良好。但是，由于是從高溫開始冷卻，因此與 析出熱處理E2及E3相比導電性稍差。多次進行析出熱處理時，適合于最終以外的析出熱 處理。條件是最高到達溫度為540 760°C且從“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度 的范圍的保持時間為0. 1 25分鐘，當最高到達溫度為TmaxCC )、保持時間為tm(min)、 冷軋率為 RE(% )、熱處理指數(shù)為 It2 = (Tmax-100Xtm^172-100X (1-RE/100)1/2)時，為 330彡It2彡510的范圍。更優(yōu)選最高到達溫度為560 720°C且從“最高到達溫度_50°C ”至 最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 1 2分鐘，熱處理指數(shù)It2為360彡It2彡490的范圍。也基于最終的冷軋的冷軋率，但是使基體進行一部分再結晶時，優(yōu)選370510。
另外，在上述條件中，若以545 640°C且0. 5 20分鐘而且345 ^ It2 ^ 485，最優(yōu)選 555 615°C且1 12分鐘而且365 ^ It2 ^ 465進行短時間析出熱處理，則成為高導電 且高強度。以這種短時間獲得高導電性和強度在以往的析出型銅合金中是前所未有的。若 在該析出處理工藝中對上述擠壓成型或沖壓成型的固溶熱處理材料或軋材進行熱處理，則 能夠有效地制造除了成型時的加工硬化之外還具有高強度且高導電性的部件。當然，若進 行花費時間的析出熱處理E3，則能制作更高導電的部件。另外，深拉材等的軋制率RE) 也可以將基于擠壓成型的截面收縮率看作與基于軋制的加工率即截面收縮率相同，而將基 于擠壓成型的截面收縮率加到軋制率中。在一般的析出硬化型銅合金中，即使為短時間，若在約600°C或700°C下的加熱時 間長，則析出物也粗大化，若加熱時間短，則析出花費時間，無法獲得目標的尺寸或量的析 出物，或者一旦生成的析出物再次消失而固溶。如此，無法獲得高強度且高導電材料。一般 的析出型合金的最佳的析出條件是花費數(shù)小時、幾十小時來進行，但是本發(fā)明能以0.1 25分鐘的短時間進行析出熱處理是發(fā)明合金的大特點。進行析出熱處理時，與再結晶化或銅合金的再結晶時的特征即雙晶的形成相伴， 再結晶部的析出粒子變大。隨著析出粒子變大，基于析出的強化變小，即對強度不太起作 用。若析出物一旦析出，則該粒子的尺寸除了進行固溶處理-析出熱處理以外，基本上不變 小。通過限定再結晶化率，便可以控制析出物的尺寸。若析出粒子變大，則應力緩和特性也變差。通過所述析出熱處理獲得的析出物在測量粒徑時的平面上為大致圓形或者大致 橢圓形狀，平均粒徑為1. 5 9. Onm,優(yōu)選1. 7 6. 8nm,更優(yōu)選1. 8 4. 5nm,最優(yōu)選1. 8
3.2nm,而且析出物的90 %以上，優(yōu)選95 %以上為0. 7 15nm，更優(yōu)選0. 7 10nm，最優(yōu) 選95%以上為0. 7 5nm的微細析出物均勻分散。尤其是在如厚板那樣不進行冷軋，或者 雖然進行冷軋但冷軋率為約30%或其以下的情況，或者薄板的固溶處理后的冷軋率為約 30%或其以下的情況等基于加工硬化的強度提高的優(yōu)點少時，若析出熱處理時不細化析出 物的粒徑，則無法成為高強度材料。此時，需要使析出物的粒徑成為更優(yōu)選的范圍即1.8
4.5nm，最優(yōu)選的范圍即1. 8 3. 2nm。在薄板的制造工序內(nèi)，進行冷軋且進行析出熱處理之后的金屬組織優(yōu)選使基體不 成為完全的再結晶組織，而再結晶化率為O 40% (優(yōu)選O 30%，更優(yōu)選O 20% )。以往的銅合金在高軋制率例如超過40%或50%時，通過冷軋進行加工硬化而缺 乏延展性。而且，若通過進行退火或熱處理使金屬組織成為完全的再結晶組織，則變得柔軟 且恢復延展性。但是，在退火中，當未再結晶粒殘留時，延展性的恢復不充分，若未再結晶組 織的比例超過60%，則尤其不充分。但是，在發(fā)明合金的情況下，其特征在于，即使這種未再 結晶組織的殘留60%以上比例，而且即使反復實施未再結晶組織殘留那樣的冷軋和退火， 也具備良好的延展性。發(fā)明合金的特征在于，即使以稍低于開始再結晶的溫度的溫度條件 進行熱處理，且為具有未再結晶金屬組織的材料，基體的延展性也會恢復且材料其本身富 于延展性。若包括再結晶組織則延展性進一步提高。而且，除了使延展性提高以外，為了進一步提高導電性，需要以40%以下的再結晶 率進行再結晶化。而且，存在兩次析出熱處理時，優(yōu)選提高最初的析出熱處理時的再結晶率。在再結晶之前，雖然導電性也通過Co、P等微細析出而提高，但是不充分。開始進行再 結晶的同時，析出進一步進行，導電性顯著提高。也可以在最初的析出熱處理中使再結晶率 提高且預先提高導電性，在第二次的析出熱處理時，在基于Co、P等的微細析出的強度貢獻 的同時提高導電性。若提高最終的析出熱處理的再結晶化率，則當然最終產(chǎn)品的強度降低。在薄板的情況下，基本上需要在最后加工的冷軋之后最終施行回復熱處理。但是， 在厚板的情況下，最終為析出熱處理的情況下，從最終的板材進一步施加焊接或釬焊等熱 量的情況下，以及用沖壓機將板材沖切或擠壓成型為產(chǎn)品形狀之后進行恢復處理或析出熱 處理的情況下等，未必一定需要回復熱處理。而且，對于不同產(chǎn)品，也可以在釬焊等的熱處 理后施行回復熱處理?；貜蜔崽幚淼囊饬x如下。1.提高材料的彎曲加工性或延展性。使在冷軋中產(chǎn)生的變形微小地減少且使伸展 值提高。對于彎曲試驗中產(chǎn)生的局部變形具有效果。2.提高彈性極限，提高縱向彈性系數(shù)，其結果是使連接器等所需要的彈性提高。3.在機動車用途等中，在接近100°C的使用環(huán)境下，使應力緩和特性良好。若該應 力緩和特性差，則使用中永久變形而無法得到規(guī)定的強度等。4.使導電性提高。在最終軋制前的析出熱處理中，存在微細的析出物，實際上為未 再結晶組織。其結果是，導電性的下降比冷軋再結晶組織材時更明顯。通過最終軋制，由于 微小的空孔的增大、Co、P等微細析出物附近的原子的散亂等而導電性下降，但是通過該回 復熱處理，原子等級產(chǎn)生直到接近于前工序的析出熱處理的狀態(tài)的變化且導電性提高。另 外，若以軋制率40%冷軋再結晶狀態(tài)的材料，則導電率的下降不超過1 2%，但是處于未 再結晶狀態(tài)的發(fā)明合金的導電率下降3 5%。根據(jù)該處理雖然恢復了 3 4%的導電率， 但是該導電率的提高對高導電材料來說是顯著的效果。5.釋放冷軋所產(chǎn)生的殘留應力?；貜蜔崽幚淼臈l件是最高到達溫度為200 560°C且從“最高到達溫度_50°C”至 最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 03 300分鐘，當析出熱處理后的冷軋的軋制率為 RE2、熱處理指數(shù)為 It3 = (Tmax-60X tnT1/2-50X (1-RE2/100)1/2)時，為 150 ( It3 ( 320， 優(yōu)選175<It3<^5。在該回復熱處理中幾乎不發(fā)生析出。通過原子等級的移動，提高應 力緩和特性、導電性、彈性特性、延展性。若超過上述的不等式的析出熱處理條件的上限，則 基體軟化，根據(jù)情況開始進行再結晶化且強度降低。如上所述，若再結晶化開始，則析出粒 子成長而對強度不起作用。若低于下限，則原子等級中的移動少，故應力緩和特性、導電性、 彈性特性、延展性不提高。在所述一連串的熱軋工藝中獲得的高性能銅合金軋制板的導電性和強度優(yōu)異，導 電率為45% IACS以上，當導電率為IACS)、拉伸強度為S(N/mm2)、伸展率為L(%)時， (R172XSX (100+D/100)的值(以下，稱為性能指數(shù)Is)為4300以上，也成為4600以上。 而且，彎曲加工性和應力緩和特性優(yōu)異。另外，在其特性上，通過相同的鑄塊制造的軋制板 內(nèi)的特性的偏差小。該高性能銅合金軋制板在熱處理后的材料或最終的板的拉伸強度上， 通過相同的鑄塊制造的軋制板內(nèi)的(最小的拉伸強度/最大的拉伸強度)為0.9以上，并 且在導電率上(最小的導電率/最大的導電率)為0. 9以上，優(yōu)選具有各自為0. 95以上的 均勻的機械性質(zhì)和導電性。而且，本發(fā)明所涉及的高性能銅合金軋制板的耐熱性優(yōu)良，所以在400°C下的拉伸強度為200(N/mm2)以上。200N/mm2是大概相當于常溫下的C1100或C1220等純銅的軟質(zhì) 材料的強度，是高等級的值。而且，在700°C下加熱100秒之后的維氏硬度(HV)為90以上， 或者為加熱之前的維氏硬度值的80%以上，而且加熱后的金屬組織的再結晶化率為40% 以下。綜上所述，本發(fā)明的高性能銅合金軋制板為厚板時，根據(jù)組成和工藝的組合，在熱 軋工藝中，Co、P等的大部分固溶，由再結晶?；蜃冃紊俚慕Y晶粒構成。接下來，通過進行析 出熱處理，Co、P等微細地析出而獲得高強度和高導電性。若在析出熱處理之前加入冷軋工 藝，則通過加工硬化不損害導電性而獲得更高強度。要獲得更高的導電性和強度的工序在 熱軋后進行析出熱處理、冷軋、第二次的析出熱處理即可。而且，延長析出熱處理時間或者 進行兩階段的析出熱處理即可。在前者的情況下，因厚板無法取得大的冷軋率，因此在最初 的熱處理中使Co、P等析出，通過冷軋以原子等級來制作多個空孔而形成容易析出的狀態(tài)， 若再次進行析出熱處理，則能獲得更高的導電性。若考慮強度方面，則優(yōu)選通過上述的計算 式，將最初的析出熱處理時的溫度形成為10 50°C低的狀態(tài)且保留析出余力。在薄板的情況下，通過高溫短時間熱處理冷軋材料，使Co、P等成為固溶狀態(tài)，通 過析出熱處理和冷軋的組合，能夠實現(xiàn)高導電、高強度。使用上述的第一發(fā)明合金至第五發(fā)明合金以及比較用的組成的銅合金制作了高 性能銅合金軋制板。表1表示制作高性能銅合金軋制板的合金的組成。表1
權利要求
1.一種高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于是一種如下的合金組成含有0. 14 0. 34mass %的Co、0. 046 0. 098mass %的 P、0. 005 1. 4mass%的Sn，在Co的含量[(0]11^88%與P的含量[P]mass%之間，具有 3.0^ ([Co]-0. 007)/([P]-0. 009) < 5. 9的關系，并且其余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)構 成，在金屬組織中存在析出物，所述析出物的形狀在二維觀察面上為大致圓形或者大致橢 圓形，所述析出物是平均粒徑為1. 5 9. Onm或者所有的該析出物的90%以上為15nm以下 的尺寸的微細析出物，該析出物均勻地分散。
2.如權利要求1所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，含有 0. 16 0. 33mass % 的 Co、0. 051 0. 096mass % 的 P、0. 005 0. 045mass % 的Sn，在Co的含量[(0]11^88%與P的含量[P]mass%之間，具有3. 2彡([Co]-0. 007)/ ([P]-0.009) ( 4.9 的關系。
3.如權利要求1所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，含有 0. 16 0. 33mass % 的 Co、0. 051 0. 096mass % 的 P、0. 32 0. 8mass % 的 Sn,在 Co 的含量[CoJmass % 與 P 的含量[P]mass % 之間，具有 3. 2 ^ ([Co]-0. 007)/ ([P]-0.009) ( 4.9 的關系。
4.一種高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于是一種如下的合金組成含有0. 14 0. 34mass % ^ Co、0. 046 0. 098mass % ^ P、 0. 005 1. 4mass % 的 Sn，并且含有 0. 01 0. 24mass % 的 Ni 或者 0. 005 0. 12mass % 的Fe中的任一種以上，在Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe] mass P 的含量[P]mass % 之間，具有 3. 0 < ([Co]+0. 85X [Ni]+0. 75X [Fe]-0. 007)/ ([P]-0. 009)彡5. 9以及0.012彡1. 2X [Ni]+2X [Fe] ( [Co]的關系，并且其余部分由Cu 及不可避免的雜質(zhì)構成，在金屬組織中存在析出物，所述析出物的形狀在二維觀察面上是大致圓形或者大致橢 圓形，所述析出物是平均粒徑為1. 5 9. Onm或者所有的該析出物的90%以上為15nm以下 的尺寸的微細析出物，該析出物均勻地分散。
5.如權利要求1至4中的任一項所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，還含有 0. 002 0.A1、0. 002 0.Ζη、0. 002 0. 6mass%^ Ag>0. 002 0.Mg、0. 001 0.Zr 中的任一種以上。
6.如權利要求1至5中的任一項所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，導電率為45(% IACS)以上，當導電率為R(% IACS)、拉伸強度為S(N/mm2)、伸展率為 L(% )時，(R172XSX (100+D/100)的值為 4300 以上。
7.如權利要求1至6中的任一項所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，在包括熱軋的制造工序中制造，熱軋后的軋材的平均結晶粒徑為6μπι以上、70μπι 以下，或者熱軋的軋制率為RE0(% )、熱軋后的結晶粒徑為Dym時為5.5Χ (100/ REO)(60/RE0)，在沿著軋制方向的剖面觀察該結晶粒時，若該結晶粒的軋制方向的長度為Ll且與結晶粒的軋制方向垂直的方向的長度為L2，則L1/L2的平均為4. 0以 下。
8.如權利要求1至7中的任一項所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，在400°C下的拉伸強度為200(N/mm2)以上。
9.如權利要求1至8中的任一項所述的高強度高導電銅合金軋制板，其特征在于，在700°C下加熱100秒之后的維氏硬度(HV)為90以上或者為所述加熱之前的維氏硬 度值的80%以上。
10.一種高強度高導電銅合金軋制板的制造方法，對權利要求1至9中的任一項所述的 高強度高導電銅合金軋制板進行制造，其特征在于，將鑄塊加熱至820 960°C而進行熱軋，熱軋的最終軋道后的軋材溫度或軋材的溫度 從700°C至300°C的平均冷卻速度為5°C /秒以上，在所述熱軋后，在400 555°C下進行 1 M小時的熱處理，熱處理溫度為T(°C )、保持時間為th(h)、從所述熱軋到該熱處理之 間的冷軋的軋制率為RE(%)時，施加滿足275≤(T-IOOXtr172-110X (l-RE/100)1/2) ^ 40 5的關系的析出熱處理。
11.一種高強度高導電銅合金軋制板的制造方法，對權利要求1至9中的任一項所述的 高強度高導電銅合金軋制板進行制造，其特征在于，軋材的最高到達溫度為820 960°C且從“最高到達溫度_50°C”至最高到達溫度的范 圍的保持時間為2 180秒，若最高到達溫度為TmaxCC )且保持時間為ts(s)，則施加滿 足90≤(Tmax-800) Xts1/2 ( 630的關系的固溶熱處理，所述固溶熱處理后的從700°C至300°C的平均冷卻速度為5°C /秒以上，在所述冷卻 之后，在400 555°C下進行1 M小時的析出熱處理，熱處理溫度為T(°C )、保持時間為 th(h)、該析出熱處理之前的冷軋的軋制率為RE(%)時，施加滿足275≤(T-100Xtr172-Il OX (1-RE/100) 172)≤405的關系的析出熱處理，或者進行最高到達溫度為540 760°C且從 “最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 1 25分鐘的熱處理，保持 時間為 tm(min)時，施加滿足 330 ≤(Tmax-100XtnT1/2-100X (1-RE/100)1/2)≤ 510 的關系 的析出熱處理，在最終的析出熱處理之后施加冷軋，在該冷軋之后，實施最高到達溫度為200 560°C 且從“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 03 300分鐘的熱處 理，即，該冷軋的軋制率為RE2時，施加滿足150≤(Tmax-60Xtm"1/2-50X (1-RE2/100)1/2)( 320的關系的熱處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強度高導電銅合金軋制板及其制造方法，含有0.14～0.34mass％的Co、0.046～0.098mass％的P、0.005～1.4mass％的Sn，在Co的含量[Co]mass％與P的含量[P]mass％之間，具有3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.009)≤5.9的關系，并且其余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)構成。析出物存在于金屬組織中，使析出物的形狀為大致圓形或者大致橢圓形，使析出物的平均粒徑為1.5～9.0nm，或使所有的該析出物的90％以上為15nm以下的尺寸的微細析出物而使之均勻地分散。通過Co及P的微細的析出物析出和Sn的固溶，提高強度、導電率以及耐熱性并成為低成本。
文檔編號H01B5/02GK102149835SQ20098013569
公開日2011年8月10日 申請日期2009年12月25日 優(yōu)先權日2009年1月9日
發(fā)明者大石惠一郎 申請人:三菱伸銅株式會社