WO2009107586A1 - 高強度高導電銅棒線材 - Google Patents

高強度高導電銅棒線材 Download PDF

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rolling
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恵一郎 大石
和雅 堀
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Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Mitsubishi Materials Corp
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Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Mitsubishi Materials Corp
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    • Y10T428/2913—Rod, strand, filament or fiber

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, high-conductivity copper rod wire produced by a process including continuous casting and rolling.
  • copper rod wires have been used as electrical conductors and are used in various fields.
  • it is used also for the wire harness of a motor vehicle, and the motor vehicle is required to reduce the weight of the vehicle body in order to improve the fuel efficiency with respect to global warming.
  • the use weight of wire harnesses tends to increase due to advanced information technology, electronics, and hybridization of automobiles.
  • copper is an expensive metal, and there is a demand for reduction in cost from the automobile industry.
  • the invention of the high-strength, high-conductivity copper rod wire meets the needs of the times.
  • wire harnesses There are several types of wire harnesses, ranging from power systems to signal systems where only weak current flows. In the former, conductivity close to that of pure copper is first required as a first condition, and in the latter, particularly high strength is required. Therefore, a copper wire having a balance between strength and conductivity is required depending on the application. In addition, distribution lines for robots, aircraft, etc. are required to have high strength and high conductivity and bend-resistant. For these distribution lines, in order to further increase the bending resistance, the copper wire is often used as a stranded wire composed of several or several tens of fine wires. High strength and high conductivity are also required for copper rods used for welding tips and the like.
  • a wire refers to a product having a diameter or an opposite side distance of less than 6 mm, and is referred to as a wire even if the wire is cut into a rod shape.
  • a bar means a product having a diameter or opposite side distance of 6 mm or more, and is called a bar even if the bar is coiled.
  • a material having a large outer diameter is cut into a rod shape, and a thin material is shipped in a coil shape.
  • the diameter or the opposite side distance is 4 to 16 mm, they are mixed and defined here.
  • a rod and a wire are generically called a rod and wire.
  • the following characteristics are calculated
  • a trolley wire Generally referred to as a trolley wire, most of them have a diameter of 20 mm, and this specification falls within the category of bars.
  • the welding tip is required to have high conductivity, high strength, wear resistance, high temperature strength, and durability.
  • Electrical parts such as bus bars, rotor bars, terminals, electrodes, relays, power relays, connectors, connection terminals, fasteners, and the like are required to have high conductivity and high strength.
  • mechanical parts such as nuts and faucet fittings are manufactured from a bar by cutting, pressing, or forging, high conductivity, high strength, and wear resistance are required.
  • brazing is often used as a means of joining from the viewpoint of reliability of the joining part.
  • Heat resistance is required to maintain high strength even after heating.
  • the heat resistance property means that recrystallization is difficult even when heated to a high temperature of 500 ° C. or higher, and the strength after heating is excellent.
  • pressing and forging are performed, and rolling and partial cutting are included in post-processing. In particular, it requires cold formability, ease of forming, high strength and wear resistance, and is required to have no stress corrosion cracking.
  • the continuous casting rolling method which is a manufacturing method of a copper bar wire has high productivity and low cost.
  • a trapezoidal, polygonal, elliptical, or cylindrical casting rod with a side of several tens of millimeters (cross-sectional area of 1000 to 9000 mm 2 , generally about 4000 mm 2 ) obtained by melting and casting is continuous after casting.
  • the cross section is 35 to 700 mm 2 (generally 100 mm 2 ), and the cross section is circular or elliptical. Bars having a shape and a polygonal shape can be obtained.
  • This rod is further drawn by drawing to make the rod thin, and is also drawn to wire (drawing this rod and drawing to draw the wire are collectively referred to as drawing / drawing).
  • a bus bar, a polygonal bar, or a bar having a complicated cross section is formed from the bar by a kind of extrusion (generally called conform).
  • the continuous casting and rolling method has a low deformation resistance during hot rolling in a wide temperature range, and is used as a method for producing a pure copper wire material excellent in hot deformability immediately after solidification.
  • the hot deformation resistance is increased and the deformability is deteriorated.
  • the addition of elements causes a solidification temperature range and the solidus temperature decreases, so that copper alloys have been made unsuitable for continuous casting rolling that requires excellent deformability immediately after solidification. That is, in order to produce a copper alloy bar wire by continuous casting and rolling, it is necessary that the hot deformation resistance is low and the hot deformability immediately after solidification is excellent.
  • a copper bar wire containing an alloy composition containing Sn and In in a total amount of 0.15 to 0.8 mass% and the balance being Cu and inevitable impurities for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-137551. See the official gazette).
  • a copper rod wire is insufficient in strength, and is expensive because the casting process and the rolling process are performed separately, not continuously casting and rolling.
  • This invention solves the said problem, and aims at providing the high intensity
  • the present invention provides a high-strength, high-conductivity copper bar wire in which 0.12 to 0.32 mass% Co, 0.042 to 0.095 mass% P, and 0.005 to 0.00. It contains 70 mass% Sn and 0.00005 to 0.0050 mass% O. Between the Co content [Co] mass% and the P content [P] mass%, 3.0 ⁇ ( [Co] ⁇ 0.007) / ([P] ⁇ 0.008) ⁇ 6.2 and the balance is an alloy composition composed of Cu and inevitable impurities, and is produced by a process including continuous casting and rolling. It is a thing.
  • the strength and conductivity of the high-strength, high-conductivity copper rod are improved by the uniform precipitation of the Co and P compounds and the solid solution of Sn. Moreover, since it manufactures by continuous casting rolling, it becomes low cost.
  • the high-strength, high-conductivity copper bar wire has 0.12 to 0.32 mass% Co, 0.042 to 0.095 mass% P, 0.005 to 0.70 mass% Sn, and 0.00005. And 0.0050 mass% O, and 0.01 to 0.15 mass% Ni, or 0.005 to 0.07 mass% Fe, and one or more of Co, [Co content [ Co ⁇ mass%, Ni content [Ni] mass%, Fe content [Fe] mass%, and P content [P] mass%, 3.0 ⁇ ([Co] +0.85 ⁇ [Ni] + 0.75 ⁇ [Fe] ⁇ 0.007) / ([P] ⁇ 0.008) ⁇ 6.2, and 0.015 ⁇ 1.5 ⁇ [Ni] + 3 ⁇ [Fe] ⁇ [ Co] and the balance is an alloy composition composed of Cu and inevitable impurities, and is produced by a process including continuous casting and rolling. . Thereby, precipitates, such as Co and P, become fine by Ni and Fe, and the strength and heat resistance
  • High-strength, high-conductivity copper rod wire is 0.002 to 0.5 mass% Zn, 0.002 to 0.25 mass% Mg, 0.002 to 0.25 mass% Ag, 0.001 to 0.1 mass% It is desirable to further contain any one or more of Zr. This makes S mixed in the recycling process of copper material harmless by Zn, Mg, Ag, and Zr, prevents intermediate temperature brittleness, and further strengthens the alloy. Therefore, the ductility and strength of high-strength, high-conductivity copper rods are increased. improves.
  • the high-strength and high-conductivity copper rod wire has an unrecrystallized rate of 1 to 60 in the metal structure after the continuous casting and rolling. %, The average crystal grain size of the recrystallized portion is 4 to 40 ⁇ m, and the hot working rate is 95% or more, the unrecrystallized rate of the metal structure after the continuous casting and rolling is 10%. It is desirable that the average crystal grain size of the recrystallized portion is 2.5 to 25 ⁇ m. Thereby, since it has a non-recrystallized structure and a recrystallized grain size is small at the stage of the continuous cast and rolled material, the strength of the high-strength, high-conductivity copper rod is improved.
  • the high-strength, high-conductivity copper rod wire has a rolling start temperature in the continuous casting rolling of between 860 ° C. and 1000 ° C., a total hot working rate of 75% or more, and a temperature range from 850 ° C. to 400 ° C. It is desirable that the average cooling rate in is 10 ° C./second or more.
  • rolling start temperature in the continuous casting rolling of between 860 ° C. and 1000 ° C., a total hot working rate of 75% or more, and a temperature range from 850 ° C. to 400 ° C. It is desirable that the average cooling rate in is 10 ° C./second or more.
  • the high-strength, high-conductivity copper rod and wire are subjected to cold drawing / drawing after the continuous casting and rolling, and are performed at 350 ° C. to 620 ° C. at 0.5 to 0.5 ° C. before or after the cold drawing / drawing.
  • fine precipitates having a substantially circular or substantially elliptical shape are uniformly dispersed, and the average particle size of the precipitates is 2 to 20 nm, or 90% of all the precipitates. % Or more is preferably 30 nm or less.
  • the high-strength, high-conductivity copper rod wire be heat-treated at 200 to 700 ° C. for 0.001 second to 180 minutes during or after the cold wire drawing process and have excellent bending resistance.
  • excellent bending resistance means that, for example, in the case of a wire with an outer diameter of 2 mm, the number of repeated bending is 15 times or more, and when the outer diameter is 0.8 mm, repeated bending. The number of times means 20 times or more.
  • a high-strength, high-conductivity copper rod wire has excellent bending resistance in a wire having an outer diameter of 3 mm or less. Since it has excellent bending resistance, it can be used for applications where bending is repeated.
  • a high-strength, high-conductivity copper rod wire has a conductivity of 45 (% IACS) or higher, a conductivity of R (% IACS), and a tensile strength of S (N / mm 2 ) for a wire having an outer diameter of 3 mm or less.
  • % IACS conductivity of 45
  • R conductivity of R
  • N tensile strength of S
  • High-strength, high-conductivity copper rod wire is preferably used for wire harnesses. Since the strength and bending resistance of the high-strength, high-conductivity copper rod wire are good, the reliability of the wire harness is improved, and the outer diameter can be reduced and the cost can be reduced.
  • High-strength, high-conductivity copper rod wire has an electrical conductivity of 45 (% IACS) or more, an elongation of 5% or more, an electrical conductivity of R (% IACS), a tensile strength of S (N / mm 2 ), and an elongation.
  • Is L (%), the value of (R 1/2 ⁇ S ⁇ (100 + L) / 100) is preferably 4200 or more. Thereby, it can use for the use for which electroconductivity, elongation, and intensity
  • the high-strength, high-conductivity copper rod wire has a high-temperature strength with a tensile strength at 400 ° C. of 180 (N / mm 2 ) or more.
  • a rod wire can be used at high temperature, and an outer diameter can be made thin and it can be made low-cost.
  • high-strength, high-conductivity copper rod wire is used for cold forging or pressing. Since fine precipitates are uniformly dispersed, the strength of cold forged products and press products is increased. In addition, cold forging and press molding can be easily performed even with processing equipment with low power, and strength and conductivity are improved by heat treatment after processing, so that high power equipment is not required and the cost is low.
  • the high-strength, high-conductivity copper rod wire has a Vickers hardness (HV) of 90 or higher after heating at 700 ° C. for 30 seconds and a conductivity of 45 (% IACS) or higher. It is desirable that the average particle size of the precipitates is 2 to 20 nm, 90% or more of all the precipitates is 30 nm or less, or the recrystallization rate in the metal structure is 45% or less. Thereby, since it is excellent in heat resistance, it can be processed and used in an environment exposed to a high temperature state. Or, since there is little decrease in strength after high-temperature heating for a short time, the diameter of the rod / wire material can be reduced, or the rod / wire material, press, cold forged product can be reduced, and the cost can be reduced.
  • HV Vickers hardness
  • the flowchart of the manufacturing process A and B of the high performance copper bar wire which concerns on embodiment of this invention.
  • the flowchart of the manufacturing process E, F, ZE, and ZF in the laboratory test of the high performance copper bar wire which concerns on embodiment.
  • (A) is a photograph of the metal structure near the surface (6 / 7R from the center) after continuous casting and rolling of the same high performance copper rod wire
  • (b) is 1 / from the center after continuous casting and rolling of the same high performance copper rod wire.
  • 2C part metal structure photograph (c) is a metal structure photograph near the surface after conventional C1100 continuous casting and rolling (6 / 7R from the center), (b) is the center of the C1100 after continuous casting and rolling 1 / The metal structure photograph of 2R part.
  • the high performance copper rod wire according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the present invention proposes a first invention alloy, a second invention alloy, and a third invention alloy having an alloy composition in the high-performance copper rod wire according to claims 1 to 4.
  • the element symbol in parentheses such as [Co] indicates the content value of the element to represent the alloy composition.
  • the first to third invention alloys are collectively referred to as invention alloys.
  • the third invention alloy has a composition of the first invention alloy or the second invention alloy in the range of 0.002 to 0.5 mass% Zn, 0.002 to 0.25 mass% Mg, 0.002 to 0.25 mass%. And an alloy composition further containing at least one of 0.001 to 0.1 mass% of Zr.
  • the outer diameter is rolled to 8 to 25 mm by continuous casting and rolling.
  • the rolling start temperature is 860 to 1000 ° C.
  • the total hot working rate is 75% or more
  • the temperature after the final pass is, for example, 500 to 600 ° C. when the outer diameter is 8 mm and the outer diameter is 20 mm.
  • the temperature is 600 to 700 ° C.
  • the average cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. is 10 ° C./second or more. Note that the total hot working rate is (1 ⁇ (cross-sectional area of bar wire after continuous casting and rolling) / (cross-sectional area of casting before rolling)) ⁇ 100%.
  • heat treatment TH1 may be performed at 350 to 620 ° C. for 0.5 to 16 hours.
  • This heat treatment TH1 is mainly intended for precipitation, and may be performed during the drawing / drawing process, after the drawing / drawing process, or may be performed a plurality of times.
  • heat treatment TH2 may be performed at 200 to 700 ° C. for 0.001 second to 180 minutes.
  • This heat treatment TH2 is mainly intended for recovery, and may be performed a plurality of times.
  • the drawing / drawing process may be performed again, or the drawing / drawing process after the heat treatment TH2.
  • the heat treatment TH2 may be performed again later.
  • Co alone cannot provide high strength and high conductivity when added alone, but high strength and high heat resistance characteristics can be obtained without impairing thermal and electrical conductivity by co-addition with P and Sn.
  • the strength is slightly improved and there is no remarkable effect.
  • the upper limit (0.32 mass%) is exceeded, the effect is saturated, the high temperature deformation resistance is increased, and the hot rolling processability is lowered. Moreover, electroconductivity is impaired. If the amount is less than the lower limit (0.12 mass%), the strength and heat resistance are not improved even when co-added with P, and the intended non-recrystallized structure is not formed. Moreover, it does not become a metal structure in which recrystallized grains are miniaturized.
  • P has high strength and high heat resistance without loss of thermal and electrical conductivity by co-addition with Co and Sn. P alone improves the flowability and strength of hot water and refines the crystal grains.
  • the upper limit 0.095 mass%
  • the above effect is saturated and the thermal and electrical conductivity is impaired. Cracks are likely to occur during casting and hot rolling.
  • ductility, particularly repetitive bending workability is deteriorated. If the amount is less than the lower limit (0.042 mass%), the strength and heat resistance are not improved, and the target metal structure is not obtained.
  • Co and P are improved in strength, heat resistance, high temperature strength, wear resistance, hot deformation resistance, deformability, and conductivity by co-addition within the above-described composition range.
  • Co 0.16 to 0.29 mass%
  • P 0 .051 to 0.089 mass%
  • the composition of Co and P is low on the other hand, none of the above-described characteristics exhibits a remarkable effect.
  • problems such as an increase in cost, a decrease in hot deformability, an increase in hot deformation resistance, hot working cracks, and bending cracks occur as in the case of each addition alone.
  • Sn is required to have the above-described composition range.
  • 0.005 to 0.095 mass% is preferable, and further 0 0.005 to 0.045 mass% is optimal.
  • 0.03 to 0.40 mass% is good when placing emphasis on strength in bar applications, and Sn increases the hot deformation resistance for wire applications where the wire needs to be thin.
  • 05 to 0.19 mass% is preferable.
  • 0.05 mass% to 0.095 mass% due to the synergistic effect of solid solution strengthening of Sn and work hardening by cold drawing, etc. A sufficiently high strength can be obtained by adding a small amount of Sn.
  • Sn when hot rolled at 800 ° C. or 750 ° C. from the rolling start temperature, refines the recrystallized grains generated by breaking the coarse cast structure, suppresses the growth of recrystallized grains, and Co, P, etc. Many are in solid solution. Due to the solid solution and precipitation of Sn and Co and P dissolved in the matrix, the dynamic recrystallization temperature of the matrix and the static recrystallization temperature are increased, and the hot rolling temperature is a temperature slightly lower than 750 ° C. or 750 ° C., For example, the proportion of the unrecrystallized structure increases at 700 ° C., but the unrecrystallized structure is uniformly distributed. The heat resistance of the matrix is enhanced by Co, P, and Sn.
  • the matrix is composed of fine recrystallized grains and non-recrystallized grains that are uniformly distributed. Precipitation is suppressed and a lot of Co and P are in a solid solution state. That is, Sn has the effect of lowering the solution susceptibility of Co, P, etc., and further, finely and uniformly dispersing precipitates such as Co, P, etc. during the subsequent precipitation heat treatment.
  • Sn is required to refine the recrystallized grains.
  • the strength at high temperature of about 300 ° C. required for welding tips and trolley wires is improved. It is also effective for wear resistance depending on hardness and strength. In this specification, atoms that are solid solution at high temperature are difficult to precipitate even when the cooling rate is low during cooling. Is called “highly solution-sensitive”.
  • the additive material with Sn: 0.2 mass% increases the hot deformation resistance at 700 to 900 ° C. by about 20% compared with the additive material with Sn: 0.03 mass%. Becomes higher.
  • the Sn amount is preferably 0.19 mass% or 0.095 mass%, more preferably 0.045 mass%.
  • Sn decreases the conductivity.
  • Sn should be 0.19 mass% or less.
  • Sn is preferably 0.095 mass% or less, It is preferable to make it 0.045% mass or less.
  • the size and distribution of precipitates that is, the blending ratio of Co, Ni, Fe, and P are very important.
  • Precipitation treatment results in deposits of Co, Ni, Fe, and P, such as Co x P y , Co x Ni y P z , and Co x Fe y P z, having a spherical or elliptical precipitate particle size of about 10 nm, that is, planar 2 to 20 nm, or 90%, preferably 95% or more of the precipitate is 0.7 nm to 30 nm, or 2.5 nm to 30 nm (30 nm or less).
  • High strength is obtained by depositing uniformly.
  • the particle size is 0.7 nm. If less than precipitates can be observed, the abundance of precipitates having a particle size of 0.7 nm or 2.5 nm to 30 nm also changes. Then, during continuous casting and rolling of the casting, recrystallization can be delayed by precipitates such as Co and P, and an unrecrystallized structure and a fine recrystallized structure can be obtained. Note that at a temperature of 800 ° C.
  • precipitates such as Co and P improve the high-temperature strength of 300 ° C. or 400 ° C. required for welding tips and the like.
  • wear resistance depends on hardness and strength
  • precipitates such as Co and P are also effective in wear resistance.
  • X2 ([Co] + 0.85 ⁇ [Ni] + 0.75 ⁇ [Fe] ⁇ 0.007) / ([P] ⁇ 0.008)
  • X2 should be 3.0 to 6.2, preferably 3.1 to 5.7, more preferably 3.3 to 5.1, and most preferably 3.5 to 4.5. If X1 and X2 exceed the upper limit, the heat and electrical conductivity will be lowered, the heat resistance will be insufficient, the recrystallization temperature will be lowered during continuous casting and rolling, the crystal grain growth cannot be suppressed, and hot Deformation resistance also increases and strength cannot be improved.
  • the hot deformation resistance of a Co: 0.25 mass% material at 700 to 900 ° C. (when the processing rate is 20%) is Co: 0.15 mass%. Compared to the material, the increase is approximately 5%. Further, in the temperature range of 900 ° C. or higher, the hot deformation resistance of the Co: 0.15 mass% material is about 5% higher than that of pure copper C1100, and 15 to 20% higher at 800 ° C.
  • the ratio of ([Co] + 0.85 ⁇ [Ni] + 0.75 ⁇ [Fe] ⁇ 0.007) and ([P] ⁇ 0.008) is optimal.
  • the precipitate formed of Co, Ni, Fe and P is, for example, Co 2 P or Co2 .
  • x P portion of Ni Co represented by compounds formula y, Co was replaced by Fe x Ni y Fe z P a , Co x Ni y P z, present as Co x Fe y P z, and the like.
  • any of Co, Ni, Fe and P is in a solid solution state without being subjected to precipitate formation. Not only is the strength material not obtained, but the conductivity is poor. Alternatively, precipitates different from the purpose of the compounding ratio are formed, and the precipitate particle diameter becomes large, or the precipitates do not contribute much to the strength, so that they cannot be a highly conductive and high strength material.
  • Fe and Ni alone does not contribute much to the improvement of various properties such as heat resistance and strength, and also decreases the conductivity.
  • Fe and Ni are based on the co-addition of Co and P.
  • the function of Co is partially replaced.
  • the coefficient of [Ni] of 0.85 and the coefficient of [Fe] of 0.75 are:
  • the ratio of Ni and Fe binding to P is expressed with the binding of Co and P as 1.
  • FE and Ni partially replace the Co function.
  • the addition of Fe and Ni alone decreases the conductivity and does not contribute much to the improvement of various properties such as heat resistance and strength.
  • Ni alone improves the stress relaxation resistance required for connectors and the like.
  • Ni has an alternative function of Co, and the above formula ([Co] + 0.85 ⁇ [Ni] + 0.75 ⁇ [Fe] ⁇ 0.007) / ([ Even if the value of P] ⁇ 0.008) deviates from the central value of 3.0 to 6.2, it has a function of minimizing the decrease in conductivity. Further, Sn diffusion is suppressed by a Sn plated connector or the like.
  • Zn, Mg, Ag, and Zr detoxify S mixed in the copper recycling process, reduce intermediate temperature brittleness, and improve ductility and heat resistance.
  • Zn, Mg, Ag, and Zr reinforce the alloy with almost no loss of conductivity.
  • Zn, Mg, and Ag improve the strength of the alloy by solid solution strengthening, and Zr improves the strength of the alloy by the precipitation effect.
  • Zn further improves solder wettability and brazing.
  • Zn or the like has an action of promoting uniform precipitation of Co and P.
  • the addition amount is preferably 0.19 mass% or less. .
  • the amount of Zr added is preferably 0.0045 mass% or less.
  • the hot deformation resistance in continuous casting and rolling increases exponentially with decreasing temperature. Moreover, when other elements are added to pure copper, the hot deformation resistance increases.
  • the alloy according to the present invention has a hot deformation resistance that is not significantly different from that of pure copper on the high temperature side exceeding 800 ° C., but at a temperature of 800 ° C. or less, the difference between the hot deformation resistance and pure copper increases as the temperature decreases.
  • the hot rolling start temperature is equal to or higher than that of pure copper, for example, 860 ° C. to 1000 ° C., preferably 880 ° C. to 990 ° C., more preferably 910 ° C. to 980 ° C.
  • the deformation resistance depends on the contact area with the roll, that is, the rolling amount (rolling amount). Since the hot deformation resistance is low at the beginning of rolling, the rolling amount (rolling amount) is made larger than pure copper, for example, 5 to 20% increase. On the other hand, since the deformation resistance of the invention alloy is higher than that of pure copper in the latter stage of rolling, a thin wire having the same size as the final pure copper can be obtained by reducing the rolling amount (reduction amount).
  • the strength of the material can be increased by using the non-recrystallized structure.
  • the non-recrystallized structure obtained by continuous casting and rolling is not a processed structure that is processed cold.
  • the unrecrystallized structure has a higher dislocation density than the recrystallized structure, but has a lower dislocation density and a higher ductility than the cold-worked structure.
  • the unrecrystallized structure preferably has finer recrystallized grains.
  • the non-recrystallization rate depends on the rolling temperature and the processing rate as well as the composition. For example, when the continuous casting rolling is started at 860 ° C. to 1000 ° C. and the cooling rate is 10 ° C./second or more, When the rod has an outer diameter of 24 mm, the unrecrystallized rate is only 2 to 50%. Conversely, when the outer diameter is 8 mm, the unrecrystallized rate increases to 10 to 80% mainly due to a decrease in the final rolling temperature. . Therefore, the smaller the outer diameter, the larger the ratio of non-recrystallization.
  • the unrecrystallized ratio in the vicinity of the surface layer is high.
  • the average crystal grain size of the recrystallized part affects the strength of the final product.
  • the non-recrystallized ratio of the metal structure is preferably 1 to 60%, and the average crystal grain size of the recrystallized portion is preferably 4 to 40 ⁇ m. More preferably, the unrecrystallized ratio of the metal structure is 3 to 45%, and the average crystal grain size of the recrystallized portion is 4 to 30 ⁇ m.
  • the non-recrystallization rate is 0 to 30% at the center or near the center in the cross section, and the average crystal grain size of the recrystallized portion is 5 to 35 ⁇ m.
  • the crystal ratio is preferably 20 to 80%, and the average crystal grain size of the recrystallized portion is preferably 4 to 25 ⁇ m.
  • the unrecrystallized rate of the metal structure is 10 to 80%, and the average recrystallized portion
  • the crystal grain size is preferably 2.5 to 25 ⁇ m. Furthermore, it is preferable that the unrecrystallized rate of the metal structure is 20 to 65% and the average crystal grain size of the recrystallized portion is 2 to 20 ⁇ m.
  • the non-recrystallization rate is 1 to 45%
  • the average crystal grain size of the recrystallized part is 3 to 35 ⁇ m
  • the non-recrystallization rate is 35 to 95%
  • the average crystal grain size of the recrystallized portion is preferably 3 to 15 ⁇ m.
  • the unrecrystallized rate is high, the size of crystal grains in the recrystallized portion is reduced and the strength is increased.
  • the precipitation hardening is better, so that the unrecrystallized rate is preferably 1 to 45%.
  • the bar is cold-pressed or cold-forged, it is desired that the strength is lower and the ductility is higher, so that the non-recrystallization rate is preferably 1 to 45%.
  • the non-recrystallization rate is preferably 20 to 65% from the viewpoint of strength.
  • the non-recrystallization rate is preferably 20 to 65%. This is because, especially when the non-recrystallization ratio in the vicinity of the surface is high at 35 to 95%, the vicinity of the surface becomes rather soft during the precipitation heat treatment, and the flexibility becomes excellent.
  • the total hot working rate is (1 ⁇ (cross-sectional area of bar wire after continuous casting and rolling) / (cross-sectional area of casting before rolling)) ⁇ 100%.
  • the recrystallized grains are basically better, but if high temperature strength and ductility are required, the recrystallized grains should be somewhat larger than fine from the viewpoint of high temperature (300 ° C.) creep, and 10-30 ⁇ m. Is preferred.
  • the non-recrystallization rate is preferably 1 to 45%. As described above, the total hot working rate is set to 75% or more because the working rate at which the cast structure is completely destroyed is used. And even if it is outside this range, the above is generally applicable as long as the processing rate is 70% or more, which is close to 75%.
  • the bar wire of the invention alloy composed of such an unrecrystallized structure and fine recrystallized grains and then subjected to heat treatment has the same strength as a bar wire that has undergone a solution-heat treatment process that is generally performed. . And it is characterized by not only strength but also ductility.
  • the heat treatment TH1 will be described.
  • fine precipitates having a substantially circular shape or a substantially elliptic shape are uniformly dispersed in the rod and wire, and the average particle size of the precipitates is 2 to 20 nm, or 90% or more of all the precipitates.
  • the size is 30 nm or less.
  • Basic heat treatment conditions for TH1 are 350 ° C. to 620 ° C. for 0.5 to 16 hours.
  • the cold working rate When the cold working rate is 0%, it may be 1 to 16 hours at 450 to 600 ° C., preferably 2 to 12 hours at 475 to 550 ° C. In order to obtain even higher conductivity, for example, a two-step heat treatment at 525 ° C. for 2 hours and 500 ° C. for 4 hours is effective. As the processing rate before the heat treatment increases, the number of precipitation sites increases. For example, when the processing rate is 10 to 40%, the optimum heat treatment condition shifts to 10 to 20 ° C. on the low temperature side. Better conditions are 425 to 580 ° C. and 1 to 16 hours.
  • the heat treatment temperature T (° C.), the heat treatment time: t (hour), and the cold work rate: RE (%), (T ⁇ 100 ⁇ t If the value of ⁇ 1/2 ⁇ 50 ⁇ Log ⁇ (100 ⁇ RE) / 100) ⁇ is the heat treatment index TI, 370 ⁇ TI ⁇ 510 Is good, 390 ⁇ TI ⁇ 490 Is preferred, 400 ⁇ TI ⁇ 480 This is optimal.
  • the heat treatment time is lengthened, the heat treatment temperature shifts to a low temperature side, and the influence on the temperature is given by the reciprocal of the square root of time.
  • the cold working rate has a great influence on the heat treatment temperature.
  • Log is a natural logarithm
  • the cold working rate RE is (1 ⁇ (cross-sectional area of the bar wire after processing) / (cross-sectional area of the bar wire before processing)) ⁇ 100%.
  • heat treatment TH1 The purpose of heat treatment TH1 is to deposit Co, P, etc. in a fine and uniform manner, so there is a trade-off between costs. However, if heat treatment TH1 is performed twice, the conductivity of the rod and wire becomes better and ductility is improved. Will also improve. Most of the precipitates are deposited by the first heat treatment TH1, but there are still some Co, P, etc. that are not yet complete and can be deposited in the matrix. By performing plastic processing such as drawing or wire drawing after the first heat treatment TH1, when the temperature is raised during the next heat treatment, the movement of atoms becomes microscopic and the precipitate is completely deposited by the first heat treatment. Co, P, and the like are further precipitated in the second heat treatment TH1. In the case of a wire with particularly required bending resistance, TH1 may be performed a plurality of times and used after the final TH1 rise.
  • Precipitates are uniformly and finely distributed, the sizes are uniform, and the smaller the particle size, the better the crystal grain size, strength, and heat resistance of the recrystallized portion.
  • the size of precipitates such as Co and P is effective for strength, heat resistance, formation of unrecrystallized structure, refinement of recrystallized structure, and ductility.
  • the average particle size is preferably 2 to 20 nm, preferably 2 to 12 nm, and optimally 3 to 9 nm.
  • the strength mainly depends on precipitation hardening
  • the precipitate should be small, and optimally the average particle size is 2.5-5.5 nm.
  • the average particle diameter of the precipitate is optimally 3.5 to 9.5 nm, and the ductility and conductivity are improved and balanced, with a slight sacrifice of precipitation hardening.
  • the bar wire of the alloy according to the invention and the press material obtained by pressing the bar wire have a recrystallization rate of 45% or less and still have high strength even when exposed to a high temperature of 700 ° C. for 30 seconds, for example.
  • the decrease rate is within 20% compared to the conductivity of the material before heating, and high conductivity of 60% IACS or 65% IACS or higher when Sn is added to 0.095% or less for high conductivity applications.
  • This high conductive property and the like are superior to Corson alloy, Cr copper, Cr—Zr copper and Ti copper, which are general precipitation hardening alloys. This is because even when exposed to a high temperature of 700 ° C.
  • the precipitate does not include a crystallized product generated in the casting stage.
  • the uniform dispersion of precipitates is defined, at least 90 in an arbitrary 1000 nm ⁇ 1000 nm region at a microscope observation position (excluding a specific portion such as the extreme surface layer) described later when observed with a TEM of 150,000 times. %,
  • the distance between the most adjacent precipitated particles is 150 nm or less, preferably 100 nm or less, and optimally within 5 times the average particle diameter.
  • at least 25 or more, preferably 50 or more, and optimally 100 or more are present. Even if the portion is taken, there is no large precipitation-free zone that affects the characteristics.
  • the average precipitate size is 2.5 nm or more, and similarly, 30 nm or less.
  • the ratio of the deposits the deposits of 2.5 nm or more are targeted.
  • the size of the precipitate was approximately 7 nm or less, it was observed at 750,000 times.
  • the limit of precipitates that can be discerned when observed with a 750,000-fold TEM is 0.7 nm. Therefore, the average precipitate size and the ratio of precipitates of 30 nm or less are subject to precipitates of 0.7 nm or more. It becomes.
  • the heat treatment TH2 When giving a high cold work rate such as a fine wire, the material that has undergone the continuous casting and rolling process with the alloy according to the invention is subjected to a treatment such as recovery at a low temperature below the recrystallization temperature in the middle of wire drawing, and after ductility is achieved When the wire is drawn, the strength is improved. Further, when the above heat treatment is performed after the final wire drawing, the ductility such as the bending resistance is remarkably improved and the electrical conductivity is improved although the strength is slightly reduced. When the outer diameter is 3 mm or less, it is preferable to heat-treat at 350 to 700 ° C.
  • the bending resistance of the rod and wire is further improved, so that the reliability of the rod and wire is further improved.
  • excellent bending resistance means that, for example, in the case of a wire with an outer diameter of 2 mm, the number of repeated bending is 15 times or more, and when the outer diameter is 0.8 mm, the number of repeated bending is 20 More than once.
  • the characteristics of the above-described high-performance copper rod wire according to the present invention will be described.
  • a structure control mainly composed of aging / precipitation hardening, solid solution hardening, and crystal grain refinement, and various elements are added for this structure control.
  • conductivity when an additive element is dissolved in the matrix, the conductivity is generally inhibited, and depending on the element, the conductivity is significantly inhibited.
  • Inventive alloys Co, P, and Fe are elements that significantly impede conductivity. For example, only adding 0.02 mass% of Co, Fe, and P to pure copper will impair the conductivity by about 10%.
  • the constituent elements Co, P, etc. of the invention alloy are characterized by being able to precipitate most of the dissolved Co, P, etc. in the subsequent heat treatment if they are added according to the above-described mathematical formula, and have high conductivity. Can be secured.
  • Corson alloy (Ni and Si addition) and titanium copper which are well known as age-hardening copper alloys, contain more Ni, Si or Ti in the matrix than invented alloys even after complete solution treatment and aging treatment.
  • the strength is high, the conductivity is lowered.
  • a solution treatment at a high temperature necessary for the complete solution-aging precipitation process for example, heating at a typical solution temperature of 800 to 950 ° C. for several minutes or more
  • the crystal grains become coarse. Grain coarsening adversely affects various mechanical properties.
  • the solution treatment is subject to quantitative restrictions in manufacturing, leading to a significant increase in cost.
  • crystal grain refinement is mainly adopted as the structure control, but when the amount of added elements is small, a remarkable effect of crystal grain refinement cannot be expected so much.
  • the composition of Co, P, etc. and the solution forming in the continuous casting and rolling process, the grain refinement and the structure control of the non-recrystallized structure can be performed at the same time, and further the Co, P in the subsequent heat treatment process.
  • Etc. were found to be finely precipitated. That is, in continuous casting and rolling, plastic deformation by hot rolling is applied to a casting in a high-temperature solidified state, and the average cooling rate in the temperature range from 850 ° C. to 400 ° C. is 10 ° C./second or more, or from 850 ° C. If the average cooling rate in the temperature region up to 600 ° C. is 5 ° C./second or more, preferably 10 ° C./second or more, Co, P, etc. can be sufficiently dissolved in the matrix and made into solution.
  • the cooling start speed is preferably increased by increasing the rolling start temperature at 880 ° C. to 990 ° C., increasing the rolling speed, performing strong working (rolling) rolling, adjusting the rolling pass schedule, and the like. It is preferable to perform water cooling immediately after the final rolling (reducing cooling water containing alcohol), shorten the distance to the water cooling facility, and perform shower water cooling or forced air cooling.
  • metal structures other than an unrecrystallized structure consist of fine recrystallized grains.
  • the subsequent heat treatment favorably precipitates Co, P, etc. and restores the ductility of the matrix, and starts with strength, conductivity, and flexibility.
  • a high-strength, high-conductivity bar wire that is balanced in ductility can be obtained.
  • Co, P, etc. are dissolved in the continuous casting and rolling by the combination of the composition of Co and P and continuous casting and rolling, and the non-recrystallized structure and fineness are reduced.
  • a recrystallized structure consisting of various recrystallized grains is formed.
  • the above-described continuous casting and rolling equipment is mainly intended for pure copper having a low hot deformation resistance, and the material is required to have a low hot deformation resistance.
  • the invention alloy to which Co or the like is added shows a low deformation resistance that is not much different from that of pure copper at 800 ° C. or higher, particularly 900 ° C. or higher, and when an unrecrystallized structure starts to occur at a temperature of 700 ° C. or lower during rolling, the deformation resistance Will increase.
  • the problem of hot deformation resistance in the process can be solved.
  • the alloy according to the invention is characterized by low deformation resistance during hot rolling while the manufactured bar wire has high strength.
  • the deformability which is another major problem in processing, since it exhibits excellent hot deformability from a high temperature immediately after solidification.
  • an aging precipitation type copper alloy is completely solutionized, and then a high performance copper rod wire is obtained through a process of precipitation.
  • the performance of a rod and wire rod made by a process such as a continuous casting and rolling method in which solution forming is simplified is inferior.
  • the bar wire according to the present invention has a performance equivalent to or higher than that produced by a high-cost complete solution-precipitation hardening process.
  • the only practical alloys are Cr-Zr copper and Cr copper, which are high-strength, high-conductivity copper and solution-aging / precipitation type alloys.
  • the upper limit temperature for solution treatment is a temperature of 960 ° C. or higher, and thus has a great restriction because it has poor hot deformability.
  • the solid solution limit of Cr and Zr decreases rapidly with a slight decrease in temperature, so the temperature range of the solution temperature is narrow and the sensitivity of the cooling rate is high.
  • the inventive alloy is excellent in hot deformability to the extent that continuous casting and rolling is possible, has low hot deformation resistance like pure copper, and has a structure control (not yet achieved) that achieves high strength at room temperature during continuous casting and rolling. Recrystallized structure and fine recrystallized structure).
  • the rod and wire obtained in the process including the series of continuous casting and rolling of the present invention is more conductive than the material obtained by solution-aging precipitation of the alloy according to the invention offline such as Cr-Zr copper. It is equivalent or better, but rather high strength and high ductility. This is notable.
  • high strength and high conductivity copper alloys with elements added to copper have been found to have low deformation resistance in the hot state where rolling is performed from a high temperature immediately after solidification in the continuous casting and rolling method, and excellent deformability. Not required for practical use.
  • Conventional high-strength, high-conductivity copper is produced by a manufacturing method that uses hot extruded material with low productivity, and performs solution solution at a temperature of 900 ° C. or higher, rapid cooling, and aging. It was.
  • This composition allows the shape of a rod and wire to be made by a continuous casting and rolling process that can produce wires and rods at the lowest cost without using these manufacturing methods, and also allows not only solution but also structure control in the continuous casting and rolling process.
  • the high conductivity as a premise is preferably 55% IACS, more preferably 60% IACS or more. When high conductivity is required, it is preferably 65% IACS or more equivalent to or higher than aluminum, more preferably 70% IACS or more, and most preferably 75% IACS or more.
  • the wire performance index I1 is defined as follows as an index for evaluating the strength and conductivity of the rod and wire.
  • I1 R 1/2 ⁇ S
  • the wire performance index I1 is 4300 or more, preferably 4500 or more, more preferably 4700 or more, and most preferably 5000 or more. It can be said that these values are very excellent high strength and high conductivity copper. Since the copper wire according to the present embodiment is excellent in strength, conductivity, and bending resistance even at an outer diameter of 3 mm or less, the reliability of the copper wire is improved.
  • the wire described above can be used for wire harnesses, relays, connector wires, robots, and aircraft wiring. In these applications, it is necessary to balance conductivity, strength, and ductility. Even if the conductivity is 50% IACS or higher, the strength is increased, or even if the strength is slightly reduced, the conductivity is 70% IACS or higher, and further 75% IACS or higher. It is roughly divided into two. The material is determined in a balance according to the application. Assuming that the wire has bending resistance, increasing strength in these fields will lead to weight reduction, leading to improved fuel economy and CO 2 reduction in automobiles and the like. Moreover, since these characteristics are good, it is suitable also for the use of a connector or wire for wire cutting. Since the strength, conductivity, and bending resistance of the wire are good, the reliability of the wire harness and the like is increased.
  • the bar performance index I2 is defined as follows as an index for evaluating the strength, elongation, and conductivity of the bar together.
  • conductivity is R (% IACS)
  • tensile strength is S (N / mm 2 )
  • elongation is L (%)
  • I2 R 1/2 ⁇ S ⁇ (100 + L) / 100
  • the bar material performance index I2 is 4200 or more, preferably 4400 or more, more preferably 4600 or more, optimal, provided that the conductivity is 45% IACS or more and the elongation is 5% or more, preferably 10% or more. 4800 or more is preferable.
  • the conductivity is preferably 55% IACS or higher, more preferably 60% IACS or higher. Furthermore, when high conductivity is required, it is 70% IACS or more, and further 75% IACS or more.
  • the bar performance index I2 may be applied when elongation is required regardless of the wire diameter. In particular, for wire rods having an outer diameter of 3 mm or more and less than 6 mm, the rod material performance index I2 may be applied because elongation is often required in the same manner as the rod member.
  • a bar material that requires strength at high temperatures.
  • a tensile strength at 400 °C 180N / mm 2 or more preferably, 200 N / mm 2 or more, more preferably 220 N / mm 2 or more, and most preferably at 240 N / mm 2 or more.
  • the bar material according to the present embodiment has a high tensile strength at a high temperature such as 400 ° C., the reliability is improved by using it for an application requiring a high-temperature strength.
  • Precipitates such as Co and P in the bar are hardly re-dissolved at 400 ° C., that is, do not disappear, and the particle size thereof hardly changes.
  • the heat resistance of the matrix is improved by the solid solution of Sn.
  • atomic diffusion is still inactive, recrystallization does not occur, and even when deformation is applied, precipitates such as Co and P resist resistance to deformation. Show.
  • good ductility can be obtained when the crystal grain size of the recrystallized portion is 4 to 40 ⁇ m.
  • high tensile strength is exhibited.
  • it is also characterized by high strength after brazing at 600 ° C. or 700 ° C. That is, for example, even if heated to 700 ° C., recrystallization still does not occur for about 10 seconds, and it has high strength even after brazing.
  • Bar materials for trolley wires and welding tips are required to have high temperature strength and wear resistance on the premise of high strength and high conductivity, but the balance of strength, conductivity, high temperature strength, wear resistance, etc. required by the application is required.
  • the composition and process are determined according to the application. In particular, in order to obtain strength, cold drawing is performed before and / or after heat treatment, and the total cold work is increased to obtain a high strength material. However, emphasis is also placed on the balance with ductility. There must be. In order to ensure an elongation of at least 5% or more, preferably 10% or more, the total drawing rate should be 60% or less, or the drawing rate after heat treatment should be 40% or less.
  • the drawing rate after heat treatment is preferably 50% or less, and more preferably 30% or less.
  • the trolley wire and the welding tip are consumables, the use of the product of the present invention makes it possible to achieve a long life, so that the cost can be reduced.
  • the high performance copper rod wire of this embodiment is suitable for applications such as trolley wires, welding tips, electrodes, and power distribution members.
  • the high-performance copper bars and wires according to the present embodiment and their compression-processed products have high heat resistance characteristics, are heated at 700 ° C. for 30 seconds, have a Vickers hardness (HV) of 90 or more after water cooling, and are electrically conductive.
  • the rate is 45% IACS or higher.
  • the precipitate in the metal structure after heating has an average particle diameter of 2 to 20 nm, or 90% or more of all the precipitates is 30 nm or less, or the recrystallization rate in the metal structure is 45% or less. More preferably, the average particle size of the precipitates is 3 to 12 nm, or 95% or more of all the precipitates is 30 nm or less, or the recrystallization rate in the metal structure is 30% or less.
  • the high performance copper rod and wire according to the present embodiment and their compression processed products can be used in an environment exposed to a high temperature state, and have high strength even after brazing used for joining.
  • the high-performance copper bar wire according to the present embodiment is suitable for uses such as a rotor bar used in a motor, a power relay in which a bar is brazed after press molding.
  • the brazing material is, for example, silver brazing BAg-7 (40 to 60 mass% Ag, 20 to 30 mass% Cu, 15 to 30 mass% Zn, 2 to 6 mass% Sn) shown in JIS Z 3261.
  • the temperature is 600 to 650 ° C.
  • the liquidus temperature is 640 to 700 ° C.
  • the high performance copper rod wire according to the present embodiment is also optimal for electrical applications such as power distribution parts made by forging or pressing.
  • forging and pressing are collectively referred to as compression processing.
  • compression processing Depending on the compression capacity of the compression process and the shape and amount of deformation of the product, it is optimal to use a high-strength, high-conductivity bar that has been heat-treated and cold drawn before the compression process.
  • the processing rate for cold drawing of the bar is appropriately determined depending on the compression capacity and the product shape.
  • the processing equipment has a low compression capacity, a very high degree of compression processing is required, or when precise dimensional accuracy is required, the subsequent process of the continuous casting and rolling process requires no heat treatment.
  • the heat treatment is performed after the compression processing and the drawing is performed at a processing degree of about 20%
  • the characteristics of the heat treatment and the cold drawing before the compression processing are slightly inferior to those of the compression processed product, but a highly conductive and high strength distribution member is used. Can be obtained.
  • the heat processing in a series of manufacturing processes is especially unnecessary, and it is advantageous also in terms of cost. This is because fine precipitates such as Co and P are first deposited during heating at about 700 ° C. This is because the precipitates delay the recrystallization of the matrix and improve the conductivity while having high strength.
  • the heat treatment conditions after the compression process are preferably lower than those after continuous casting and rolling or after the drawing / drawing process. If high cold processing is applied locally in compression processing, heat treatment should be considered based on that portion. Therefore, when high processing is performed, the heat treatment temperature shifts to a low temperature side or a short time side.
  • Preferable conditions apply the above-described conditional expression for the heat treatment TH1, or at 380 to 630 ° C. for 15 to 180 minutes.
  • heat treatment is not necessarily required, but it may be performed mainly for the purpose of restoring ductility, further improving conductivity, and removing residual stress. In this case, preferable conditions are 250 to 550 ° C. and 5 to 180 minutes.
  • a high-performance copper rod wire was prepared using the above-described first invention alloy, second invention alloy, third invention alloy and copper having a composition for comparison.
  • Table 1 shows the composition of the alloy that produced the high performance copper rod wire.
  • the alloy is alloy No. 1 of the first invention alloy. 1, 2, 3, 101 and alloy No. 2 of the second invention alloy. 4, 5, 102 and alloy No. 3 of the third invention alloy. 6, 7, 103, and alloy Nos. Having compositions similar to those of the invention alloy for comparison. 11, 12, 104, and C1100 alloy no.
  • a high performance copper rod wire was prepared by using a plurality of process patterns for any alloy.
  • FIG. 1 to 3 show a manufacturing process of a high-performance copper bar wire.
  • the wire was produced by manufacturing processes A and B.
  • the manufacturing process A was made into a bar with an outer diameter of 8 mm by continuous casting and rolling (the process from melting to continuous casting and rolling is referred to as process a1, the same applies hereinafter).
  • Continuous casting and rolling adjusts the composition in holding furnace of real operation, and cast into trapezoidal cast bar of the cross-sectional area of about 4800 mm 2, was started rolling at 975 ° C..
  • step a11 the wire was drawn by cold drawing to an outer diameter of 0.8 mm (step a12), and then heat treatment TH2 was performed at 500 ° C. for 5 seconds (step a13). Further, following step a3, the wire was drawn to an outer diameter of 0.8 mm by cold drawing and heat treatment TH2 was performed at 500 ° C. for 5 seconds (step a21). Further, following the step a3, a heat treatment TH2 was performed at 500 ° C. for 5 seconds, and the wire was drawn to an outer diameter of 0.8 mm by cold drawing (step a31).
  • the manufacturing process B was made into a bar with an outer diameter of 11 mm by continuous casting and rolling similar to the manufacturing process A (process b1).
  • the average cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. was about 13 ° C./second.
  • the outer diameter is extended to 9 mm by cold drawing, and heat treatment TH1 is performed at 480 ° C. for 8 hours, the outer diameter is drawn to 2 mm by cold drawing (step b11), and the heat treatment TH2 is performed at 400 ° C. for 2 minutes.
  • Step b12 the wire was drawn to an outer diameter of 0.8 mm by cold drawing (step b13), and then heat treatment TH2 was performed at 550 ° C. for 2 seconds (step b14).
  • a heat treatment TH1 is performed at 500 ° C. for 4 hours after forming a bar with an outer diameter of 11 mm by continuous casting and rolling (step b21), and the outer diameter is extended to 9 mm by cold drawing.
  • a heat treatment TH1 was performed at 480 ° C. for 8 hours, and the wire was drawn to an outer diameter of 2 mm by cold drawing (step b22), followed by a heat treatment TH2 for 2 minutes at 400 ° C. (step b23). Further, subsequent to step b21, the wire was drawn to an outer diameter of 2 mm by cold drawing, and then heat treatment TH1 was performed at 420 ° C. for 1 hour (step b24).
  • step b1 the outer diameter is extended to 9 mm by cold drawing, heat treatment TH1 is performed at 460 ° C. for 8 hours, the outer diameter is drawn to 0.8 mm by cold drawing, and 2 at 400 ° C. Heat treatment TH1 was performed for a period of time (step b31). Further, following step b1, heat treatment was performed at 630 ° C. for 1 hour (step b41), the wire was drawn to an outer diameter of 2 mm by cold drawing, and subsequently heat treatment TH1 was performed at 420 ° C. for 1 hour ( Step b42).
  • the bar was created by the manufacturing process C.
  • the manufacturing process C was made into a bar with an outer diameter of 23 mm by continuous casting and rolling similar to the manufacturing process A (process c1).
  • the average cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. was about 16 ° C./second.
  • it was cleaned by performing heat treatment TH1 for 3 hours at 530 ° C. (step c11), and subsequently extended to an outer diameter of 20 mm by cold drawing (step c12).
  • the outer diameter is extended to 20 mm by cold drawing (step c13) and cleaned by performing heat treatment TH1 for 8 hours at 480 ° C.
  • step c14 the outer diameter is 18 mm by cold drawing.
  • Step c15 the heat treatment TH1 was performed at 575 ° C. for 4 hours after the process c1 for cleaning (process c16), and then the outer diameter was extended to 20 mm by cold drawing.
  • a heat treatment TH1 was performed at 420 ° C. for 2 hours for cleaning c18.
  • the heat treatment TH1 in step c16 is out of the side where the heat treatment index TI is higher than the manufacturing condition
  • the heat treatment TH1 in step c18 is out of the side where the heat treatment index TI is lower than the manufacturing condition.
  • a rod having an outer diameter of 23 mm is formed by continuous casting and rolling and immediately immersed in a water tank (step c2).
  • the surface temperature of the bar immediately before dipping in the water tank was about 650 ° C.
  • the average cooling rate from 850 to 600 ° C. was about 15 ° C./second, and the average cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. was about 24 ° C./second.
  • steps c21 to c24 were performed in the same manner as steps c11 to c14.
  • process c3 a process of cooling after rolling by air cooling was performed (process c3).
  • the average cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. was about 8 ° C./second.
  • steps c31 to c34 were performed in the same manner as steps c11 to c14.
  • Step c4 having a start temperature of 850 ° C. was performed as a step having a hot rolling start temperature lower than the production conditions, and after rolling, steps c41 and c42 were performed in the same manner as steps c11 and c12.
  • step c51 of extending to an outer diameter of 20 mm by cold drawing and performing a heat treatment TH1 at 480 ° C. for 8 hours for cleaning was performed.
  • the process c7 whose start temperature is 1025 degreeC was performed as a process whose hot rolling start temperature is higher than manufacturing conditions, since the crack generate
  • the process c6 whose start temperature is 930 degreeC was performed as a process in which hot rolling start temperature is in manufacturing conditions, and the process c61 and the process c62 were performed like the process c11 and the process c12 after rolling.
  • C1100 the wire and the bar were created by the manufacturing processes ZA, ZB, and ZC corresponding to the manufacturing processes A, B, and C.
  • FIG. 4 shows the configuration of steps ZA, ZB, and ZC.
  • C1100 is pure copper containing about 0.03 mass% of oxygen, and cuprous oxide (Cu 2 O) is produced as a crystallized product, but no precipitate is produced. Therefore, it is produced in the same manner as the production process in general C1100.
  • steps ZA, ZB, and ZC heat treatment TH1 for precipitation is not performed.
  • a rod having an outer diameter of 8 mm is formed by continuous casting and rolling, and is extended to an outer diameter of 2 mm by cold drawing (process ZA1), and further is extended to an outer diameter of 0.8 mm by cold drawing (process ZA3).
  • heat treatment TH2 was performed at 300 ° C. for 5 seconds (step ZA4).
  • a bar having an outer diameter of 11 mm was formed by continuous casting and rolling, and subsequently, the outer diameter was extended to 2 mm by cold drawing (process ZB1).
  • a rod having an outer diameter of 23 mm was formed by continuous casting and rolling, and subsequently, the outer diameter was extended to 20 mm by cold drawing (process ZC1).
  • FIG. 5 shows the configuration of steps G and H.
  • a bar material having an outer diameter of 8 mm is subjected to a solution heat treatment at 900 ° C. for 10 minutes and then water-cooled, and heat treatment TH 1 is performed at 500 ° C. for 4 hours, and the outer diameter is extended to 2 mm by cold drawing.
  • heat treatment TH2 was performed at 305 ° C. for 30 minutes (Step G2), and the wire was extended to an outer diameter of 0.8 mm by cold drawing, followed by heat treatment TH2 at 500 ° C. for 5 seconds (Step G3). ).
  • a rod having an outer diameter of 23 mm is subjected to a solution heat treatment at 900 ° C. for 10 minutes and then water-cooled, and a heat treatment TH 1 is performed at 500 ° C. for 4 hours, followed by cold drawing to an outer diameter of 20 mm. Stretched (Step H1).
  • Table 2 shows the composition of the alloy subjected to the lab test
  • FIG. 6 shows the manufacturing process in the lab test.
  • a plate-like casting having a thickness of 50 mm is prepared, heated to 970 ° C. and rolled to a thickness of 6 mm and 15 mm, and the plates are cut out from each, followed by lathe processing to have outer diameters of 5.6 mm and 14.5 mm.
  • the bar wire was made.
  • the average cooling rates between 850 ° C. and 400 ° C. were about 15 ° C./second and about 19 ° C./second, respectively.
  • wires and rods were produced by the manufacturing processes E and F.
  • a wire having an outer diameter of 5.6 mm is subjected to a heat treatment TH1 for 4 hours at 500 ° C., and is extended to an outer diameter of 1.4 mm by cold wire drawing (process E1), and then at 450 ° C. for 10 seconds.
  • the heat treatment TH2 was performed (step E2).
  • a rod having an outer diameter of 14.5 mm was extended by cold drawing to an outer diameter of 12.6 mm (process F1), and subsequently heat-treated TH1 at 475 ° C. for 8 hours (process F2).
  • the high-performance copper bar wire prepared by the method described above As an evaluation of the high-performance copper bar wire prepared by the method described above, tensile strength, Vickers hardness, elongation, Rockwell hardness, number of repeated bending, electrical conductivity, 400 ° C high temperature tensile strength, Rockwell hardness and electrical conductivity after cold compression The rate was measured. In addition, the metallographic structure was observed to measure the recrystallization rate, the crystal grain size, and the ratio of precipitates having a size of 30 nm or less. Further, the bar material in step c12 was measured for Rockwell hardness and electrical conductivity after cold compression. Further, a high-temperature heating test was performed at 700 ° C. for 30 seconds and 100 seconds using a bar wire and a compression processed material.
  • the measurement of tensile strength was performed as follows.
  • the shape of the test piece was a 14A test piece in which the gauge distance of JIS Z 2201 (the square root of the cross-sectional area of the test piece parallel part) ⁇ 5.65 was used for the bar.
  • a 9B test piece having a gauge distance of JIS Z 2201 of 200 mm was used.
  • the measurement of the number of repeated bendings was performed as follows.
  • the bending portion R was set to 2 ⁇ D (product diameter) mm, bent 90 degrees and returned to the original position once, bent 90 degrees to the opposite side, and repeated until breaking.
  • a conductivity measuring device (SIGMATEST D2.068) manufactured by Nippon Ferster Co., Ltd. was used in the case of a bar having a diameter of 8 mm or more and in the case of a cold compression test piece. In the case of a wire and a bar less than 8 mm in diameter, it was measured according to JIS H 0505. At that time, a double bridge was used for measurement of electric resistance.
  • the terms “electric conduction” and “conduction” are used in the same meaning.
  • the measurement of 400 ° C high temperature tensile strength was performed as follows. After holding at 400 ° C. for 30 minutes, a high temperature tensile test was conducted. The gauge distance was 50 mm, and the test part was machined to a diameter of 10 mm with a lathe.
  • the measurement of the non-recrystallization rate was performed as follows. This was carried out with a micrograph of a metallographic microscope at 100 times, 200 times or 500 times. When it is difficult to distinguish between recrystallized and unrecrystallized, a grain boundary with an orientation difference of 15 degrees or more from the crystal grain map by EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern) of 200 times, 500 times, or 1000 times In the region surrounded by, the region in which the length in the drawing direction is three times or more than the length in the direction perpendicular to the drawing direction is set as an unrecrystallized region, and the area ratio of the region is analyzed by image analysis (image processing software “WinROOF” The value was regarded as the unrecrystallized rate.
  • EBSP Electro Backscatter Diffraction Pattern
  • EBSP is based on JEOL's FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope: Field Emission Scanning Electron Microscope, Model No. JSM-7000F FE-SEM), and TSL Solutions Co., Ltd. OIM It was created by a device equipped with a device, model number TSL-OIM 5.1).
  • the crystal grain size was measured according to the comparison method of the copper grain size test method in JIS H 0501 from an optical micrograph.
  • the particle size of the precipitate is obtained by converting the transmission electron image of a 150,000-fold TEM (transmission electron microscope) into two by using the “WinROOF” described above, extracting the precipitate, and calculating the average value of the area of each precipitate.
  • the average particle size was measured. Assuming that the radius of the bar wire is R, the measurement positions are two points 1R / 2 and 6R / 7 from the center of the bar wire, and the average value is taken. Since the size of the precipitate is difficult to measure when the dislocation density in the metal structure is high, the size of the precipitate was measured mainly with a bar wire obtained by subjecting a continuously cast and rolled material to heat treatment TH1, for example, a bar wire after step c11.
  • the 700 degreeC high temperature heating test material it measured in the part recrystallized partially. Moreover, from the particle size of each precipitate, the ratio of the number of precipitates of 30 nm or less was measured. However, in the transmission electron image of TEM of 150,000 times, the dimension can be measured accurately only up to about 2.5 nm. The proportion in the precipitate is larger than 2.5 nm. When the size of the precipitate was approximately 7 nm or less and small, the observation was performed at 750,000 times. Since the limit of precipitates that can be distinguished relatively accurately when observed with a 750,000-fold TEM is 0.7 nm, the average precipitate size and the ratio of precipitates of 30 nm or less are also 0.7 nm or more. Precipitates are targeted.
  • Wear resistance was measured as follows. A ring-shaped test piece having an outer diameter of 19.5 mm and a thickness (axial direction length) of 10 mm was obtained by subjecting a bar material having an outer diameter of 20 mm to cutting and drilling. Next, the test piece is fitted and fixed to the rotating shaft, and a SUS304 roll (outer diameter 60.5 mm) made of 18 mass% Cr, 8 mass% Ni, and remaining Fe is applied to the outer peripheral surface of the ring-shaped test piece with a load of 5 kg.
  • the multi-oil was dripped onto the outer peripheral surface of the test piece (at the beginning of the test, the test surface was excessively wetted, and then 10 mL was replenished per day), and the rotating shaft was 209 rpm It was rotated with. Then, when the rotation number of the test piece reached 100,000 times, the rotation of the test piece was stopped, and the weight difference before and after the rotation of the test piece, that is, the weight loss (mg) was measured. It can be said that the smaller the wear loss is, the more excellent the copper alloy is.
  • the high temperature heating test was performed as follows. After immersion in a 700 ° C. salt bath (mixed NaCl and CaCl 2 in about 3: 2) for 30 seconds and water cooling, conductivity, metal structure, average particle size of precipitates, Vickers hardness, and partly Tensile strength, elongation, and Rockwell hardness were measured.
  • the high temperature heating test was performed in one of the following three types depending on the sample.
  • the sample of the high temperature heating test is a sample of the rod and wire material that has been cut into a length of 35 mm while keeping the outer diameter after each process, and the cold compression material is a sample after the above cold compression test. Was used.
  • the outer diameter of each step was kept as it was, and the length of the test piece was set to 300 mm. Since the length and volume became large, the tensile test piece was immersed in a salt bath for 100 seconds and then cooled with water.
  • 1. State of bar wire after each process 2. A state in which the above-described cold compression is performed on the bar wire after each process. A state in which the above-described cold compression was performed on the bar wire after each process and heat treatment (same as [0097]) at 440 ° C. for 60 minutes was performed. In each table of test results described later, “heat resistance at 700 ° C. for 30 seconds” The test state of each sample is represented by the numbers 1 to 3 in the column “Processing before heating” of the test item “ability”.
  • Tables 3 and 4 show the results in step E1.
  • the first invention alloy, the second invention alloy, and the third invention alloy are referred to as first, second, and third, respectively, the comparative alloy is compared, and C1100 is referred to as C (the same applies to the following tables).
  • surface is investigated in the step of the outer diameter 5.6mm.
  • C1100 describes the result of the step ZE1 without the heat treatment TH1.
  • the inventive alloy has a higher unrecrystallized ratio after hot rolling and a smaller crystal grain size than the comparative alloy and C1100.
  • the alloy according to the invention has a smaller average particle size of precipitates and a higher ratio of 30 nm or less after the wire drawing than the comparative alloy and C1100. Further, good results were obtained in the tensile strength, Vickers hardness, number of repeated bendings, and wire rod performance index I1.
  • the conductivity of the comparative alloy is reduced to about 60% of C1100, while the alloy of the invention remains at about 80% of C1100.
  • Alloy No. In the comparative alloys 43 and 44 since the contents of P and Sn were high, cracks occurred during hot rolling and could not be processed into a wire.
  • C1100 describes the result of the step ZE1 in which the heat treatment TH1, TH2 is not performed. Similar to the result of the process E1, the result of the process E2 also shows that the inventive alloy has better results in the tensile strength, the Vickers hardness, the number of repeated bendings, and the wire performance index I1 than the comparative alloy and C1100. .
  • the conductivity of the comparative alloy is reduced to about 60% of C1100, while the alloy of the invention remains at about 75% of C1100.
  • the tensile strength is slightly smaller than after step E1, but the number of repeated bendings is improved.
  • the alloy according to the invention is a high-strength and high-conductivity copper alloy, and in particular, the wire performance index I1 is more preferable in the formula, the range of X1, X2, and X3 and the composition range. high. (Alloys 32 and 35 are slightly inferior.)
  • C1100 describes the result of the process ZF1 corresponding to the process F1.
  • the alloy according to the invention has good results in tensile strength as compared with C1100, but the elongation and Rockwell hardness are equivalent, and the conductivity is reduced to about 50% of C1100.
  • the alloy according to the invention is equivalent in tensile strength, elongation, Rockwell hardness, electrical conductivity, bar performance index I2 and good in Rockwell hardness and electrical conductivity after cold compression compared to the comparative alloy. It is the result.
  • C1100 describes the result of the process ZF1 without the heat treatment TH1.
  • the invention alloy is very good in comparison with the comparative alloy and C1100 in tensile strength, Rockwell hardness, bar performance index I2, 400 ° C high temperature tensile strength, Rockwell hardness after cold compression, and electrical conductivity. It is the result.
  • the invention alloy is greatly improved in performance such as tensile strength after the process F1 by performing the heat treatment (precipitation treatment) at 475 ° C. for 8 hours.
  • Comparison alloy No. No. 42 contains Fe and Ni in a larger amount than the predetermined amount, so the precipitated particle size may be large and the form of the precipitate may be changed. High temperature strength is low.
  • Comparison alloy No. No. 43 had a poor ratio of Co, P, etc., and the amount of P exceeded the claimed range.
  • Comparison alloy No. No. 44 had a large amount of Sn, and during the rolling, the rolling load was increased by 70% in the case of C1100, so rolling was stopped.
  • Tables 11 and 12 show the results in steps a1, a2, a3, b1, and b11.
  • C1100 shows the result of step ZA1 for step a3 and the result of step ZB1 for step b11.
  • FIG. 8 shows the alloy No. in step a2 with a transmission electron microscope. The result of having observed the deposit of 2 is shown.
  • step a1, step b1 the alloy according to the invention has a higher non-recrystallization rate and a smaller crystal grain size than the comparative alloy.
  • the alloy according to the invention has a smaller average particle size of precipitates and a higher proportion of precipitates of 30 nm or less than the comparative alloy.
  • an invention alloy is extended by outer diameter 2mm (process a3, process b11), compared with a comparative alloy and C1100, tensile strength, Vickers hardness, and wire rod performance index I1 are very high.
  • the wire performance index I1 satisfies 4500 or more, further 4700 or more, which is a preferable range for most high performance copper rod wires including the high performance copper rod wire according to the present invention.
  • the number of repetitive bendings is also excellent in the alloy according to the invention as compared with the comparative alloy and C1100.
  • the conductivity of the comparative alloy is about 70% of C1100, while the invention alloys are about 80%, which is a better result than the comparative alloy. Also in heat resistance, the alloy according to the invention has higher Vickers hardness, lower recrystallization rate, and higher conductivity than the comparative alloy and C1100.
  • Tables 13 and 14 show the results in steps c1, c11, c12, c16, and c17.
  • the inventive alloy has an unrecrystallized ratio of 15 to 30% after continuous casting and rolling (process c1). 11 and 12 for comparison, and alloy no. No. 21 is higher than C1100, and the size of recrystallized grains is 18 to 20 ⁇ m, which is smaller than that of the comparative alloy or C1100.
  • the alloy according to the invention has a smaller average particle size of precipitates and a higher proportion of precipitates of 30 nm or less than the comparative alloy. Further, the tensile strength, Rockwell hardness and bar performance index I2 are very high.
  • the alloy of the invention is soft after the continuous casting and rolling in step c1, but after the heat treatment TH1 in step c11, the tensile strength and the Rockwell hardness are increased, and the electrical conductivity and the bar material performance index I2 are greatly improved.
  • the low material strength after continuous casting and rolling suggests that molding can be easily performed with high dimensional accuracy using a low-power press or cold forging equipment.
  • the alloy according to the invention is greatly improved in mechanical properties and conductivity by performing the heat treatment TH1. And after an invention alloy is extended to 20 mm in outer diameter (process c12), compared with a comparative alloy and C1100, tensile strength, Rockwell hardness, and rod performance index I2 are very high.
  • the rod performance index I2 satisfies 4400 or more which is a preferable range for most high performance copper rod wires including the high performance copper rod wire according to the present invention.
  • the elongation of the invention alloy is slightly better than that of the comparative alloy and C1100.
  • the alloy according to the invention has a 400 ° C. high temperature tensile strength that is twice or more that of the comparative alloy and is about four times that of C1100.
  • the Rockwell hardness after cold compression is also a good result.
  • the alloy according to the invention also has higher Vickers hardness than the comparative alloy and C1100 in heat resistance at 700 ° C.
  • the recrystallization rate is 45% or less, and most is 20% or less.
  • the conductivity is about 8% IACS worse than that of the material before the heat treatment TH1 (step c12), but shows high conductivity at about 70% IACS.
  • the conductivity is improved by about 20% IACS and shows high conductivity at about 70% IACS compared to the material before heating (process c1) not subjected to the heat treatment TH1.
  • the size of the precipitate grows from about 3.5 nm before heating to 7.5 nm after heating, but it remains fine and almost no precipitate exceeding 30 nm exists.
  • the recrystallization rate exceeds 50%, the precipitate becomes coarse, and the re-solution of the elements related to the precipitate causes a significant decrease in conductivity.
  • the decrease in strength is also large.
  • the alloy of the present invention has little re-dissolution of elements related to precipitates, and the precipitates are fine, thus preventing recrystallization. As a result, even when heated to 700 ° C., it seems to have high strength and conductivity.
  • the wear resistance weight loss evaluated by the bar material of step c12 and ZC1 is the test number of the first invention alloy. 107 was 93 mg and the test No. 110 for 66 mg, C1100 test no. 119 is 652 mg and the invention alloy is far superior to C1100.
  • step c16 where the heat treatment index TI of the heat treatment TH1 deviates to a higher side than the manufacturing conditions, the matrix softens and the precipitates become larger. Therefore, the tensile strength, Rockwell hardness, bar performance index compared to the result in step c11 Also in step c17 where I2 is greatly reduced and then drawn, the tensile strength, Rockwell hardness, and rod performance index I2 are greatly reduced as compared with the result in step c12.
  • step c16 since the heat treatment index TI of the heat treatment TH1 deviates to a higher side than the production conditions, precipitation is excessive, so that strength improvement due to precipitation is small, and tensile strength, Rockwell hardness, and rod performance index I2 are low.
  • Table 15 shows the results of the high-temperature heating test of the bar of the invention alloy step c12 and step c14 and the bar material of the step ZC1 of C1100 at 700 ° C. for 100 seconds.
  • the alloy according to the invention is superior to C1100.
  • the determination of the presence or absence of heat resistance is made based on whether or not the material has a tensile strength of 80% of the original material before heating.
  • Inventive alloys have a tensile strength of 80% or more of the original material.
  • the conductivity is 80% or more of the original material.
  • C1100 has a tensile strength of 70% or less of the original material, and is 150 N / mm 2 or more lower than the alloy of the invention.
  • Tables 16 and 17 show the results in steps a11, a12, a13, a21, and a31
  • Tables 18 and 19 show the results in steps b12, b13, and b14.
  • C1100 shows the results of steps ZA3 and ZA4.
  • steps a11, a12, a13, a21, a31 and steps b12 to b14 heat treatment TH2 mainly for recovery is performed during or after the drawing / drawing step.
  • the inventive alloy has a very high tensile strength, Vickers hardness and wire performance index I1 in each step compared to the comparative alloy and C1100. Also, the number of repeated bendings is good for each invention alloy compared to the comparative alloy and C1100.
  • the conductivity of the comparative alloy is about 70% of that of C1100, whereas the inventive alloy is about 75%, which is a better result than the comparative alloy.
  • the alloy according to the invention greatly improves the number of repeated bendings by performing the heat treatment TH2 after the wire drawing step. Yes.
  • Tables 20 and 21 show the results in steps b21 to b24 and steps b31, b41, and b42 in comparison with the results in steps b11 and b12.
  • Steps b22 and b23 have been subjected to heat treatment TH1 twice, and the wire in steps b22 and b23 has any of strength, hardness, electrical conductivity, or flexibility compared to the wire in steps b11 and b12 in which heat treatment TH1 is performed once. It has also improved.
  • the final manufacturing process is a heat treatment TH1.
  • the wire performance index I1 indicating the total balance of strength and conductivity is satisfied, and the bending resistance is further improved.
  • the wire rod of the process b24 and the process b31 shows the value of 4800 or more which is the optimal range also about the rod performance index I2 which considered ductility.
  • the wire material in step b31 has a very large number of repeated bending. It should be noted that the strength of the invention alloy is higher and the bending resistance is more than twice that of C1100 and the comparative material, which are finally produced in the respective steps b11 to b13 where the heat treatment TH1 is not performed.
  • Tables 22 and 23 show the results in steps c13 to c15 and step c18.
  • C1100 shows the result of step ZC1.
  • the alloy of the invention is soft after continuous casting and rolling (step c1), but becomes stronger after the drawing step (step c13).
  • step c14 By performing heat treatment TH1 (step c14), the tensile strength, elongation, and Rockwell hardness are increased. The conductivity is further improved.
  • the comparative alloy is slightly improved in elongation and conductivity even after the heat treatment TH1, the tensile strength and the Rockwell hardness are lowered.
  • the inventive alloy is in a soft state when processed, and can be strengthened after processing, so that the processing cost can be reduced.
  • the high temperature tensile strength at 400 ° C. after the heat treatment TH1 is more than twice that of the comparative alloy.
  • the elongation is reduced, but the tensile strength and the Rockwell hardness are further increased.
  • the Vickers hardness is 110th
  • the conductivity is 70th
  • high strength High conductivity is because the size of the precipitate including the process materials c1 and c12 is fine at about 7 nm and the recrystallization rate is about 10%.
  • the alloy according to the invention has the same Rockwell hardness as that of the comparative alloy at the stage of the rod after drawing (step c13), which is only 9 points higher than C1100, but is shown in the data after “cold compression”.
  • the inventive alloy is much harder than the comparative alloy and C1100 after the heat treatment after forging, and thus exhibits excellent properties in cold working such as forging (see Test Nos. 201, 205, and 206).
  • step c18 heat treatment TH1 is performed at 420 ° C. for 2 hours after step c13.
  • the heat treatment index TI of the heat treatment TH1 is out of the manufacturing conditions, the precipitation is insufficient, so the strength improvement due to the precipitation is small, the tensile strength, the Rockwell hardness, the bar performance index I2 is low, and the conductivity is also low. Low.
  • Tables 24 and 25 show the results of steps c2, c21 to c24 and steps c3, c31, c32, and c34 in comparison with the results of steps c1, c11 to c14.
  • Steps c2, c21, c22, c23, c24 are rapidly water-cooled after hot rolling of continuous casting rolling, and the cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. is 24 ° C./second.
  • the precipitates after the heat treatment TH1 (step c21) immediately after that become finer, and as a result, the tensile strength, Rockwell hardness, and rod performance index I2 of the rod are improved and 400 ° C. High tensile strength at high temperature.
  • the recrystallization rate of the bar and the compression processed product after heating at 700 ° C. is low, and the Vickers hardness is also high.
  • Rockwell hardness after cold compression is also high.
  • the results in steps c22, c23, and c24 also have better tensile strength, Rockwell hardness, and bar performance index I2 than the results in steps c12, c13, and c14 corresponding to the respective steps.
  • the alloy according to the present invention has a high level of strength, conductivity, and strength-conductivity balance, but an average from 850 ° C. to 600 ° C. or from 850 ° C. to 400 ° C.
  • the strength, conductivity, and balance thereof can be further increased. Furthermore, improvement in high temperature strength and heat resistance and improvement in hardness after cold compression can be achieved.
  • Steps c3, c31, c32, and c34 are gradually cooled after hot rolling of continuous casting rolling, and the cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. is 8 ° C./second.
  • the cooling rate from 850 ° C. to 400 ° C. is 8 ° C./second.
  • precipitates after heat treatment TH1 step c31 immediately after that increase.
  • tensile strength, elongation, Rockwell hardness, and bar material performance index I2 are worse than the result in process c11, c12, c14 corresponding to each process.
  • Tables 26 and 27 show the results in steps c4, c41, c42, c51, c6, c61, c62, and c7 in comparison with the results in steps c1, c11, and c12.
  • step c7 hot rolling cracks occurred when the hot rolling start temperature was 1025 ° C. higher than the production conditions (see Test No. 291).
  • step c4 hot rolling is started at 850 ° C. where the hot rolling start temperature is lower than the production conditions as in step c4, since the solid solution of Co, P, etc. is insufficient, the unrecrystallized rate after rolling is high, The precipitate becomes coarse in the subsequent heat treatment step.
  • the results in the steps c41 and c42 have worse tensile strength, elongation, Rockwell hardness, and bar performance index I2 than the results in the steps c11 and c12 corresponding to the respective steps.
  • the hot rolling load becomes high, continuous casting and rolling may not be possible (see Test No. 294).
  • the heat treatment TH1 is performed after the drawing after the step c4 (step c51)
  • the tensile strength, the Rockwell hardness, and the rod performance index I2 are low.
  • the results in the steps c61 and c62 in which the hot rolling start temperature was 930 ° C. within the production conditions were good as in the steps c11 and c12.
  • Steps G1 to G3 and Step H1 are solution-precipitation steps.
  • the processes a3, a11, a13, and c12 including the continuous casting and rolling process according to the present embodiment are the process G1, the process G3, the process G2, the process a11, and the process G3, the process a13.
  • Step H1 corresponds to step c12.
  • the high-performance copper rod and wire according to the present embodiment has higher tensile strength and a larger number of repeated bending than the rod and wire subjected to the solution-precipitation step. Elongation is also high.
  • the hot working rate of continuous casting and rolling is 75% or more and less than 95%
  • the non-recrystallization rate of the metal structure after hot rolling is 1 to 60%
  • the recrystallized portion A bar wire having a crystal grain size of 4 to 40 ⁇ m was obtained (see Test Nos. 91 to 95 in Tables 13 and 14).
  • the hot working rate of continuous casting and rolling is 95% or more
  • the unrecrystallized ratio of the metal structure after hot rolling is 10 to 80%
  • the crystal grain size of the recrystallized portion is 2.5 to 25 ⁇ m.
  • a wire rod having an outer diameter of 3 mm or less, an electric conductivity of 45 (% IACS) or more, a wire material performance index I1 of 4300 or more, and an excellent bending resistance were obtained (Table 11, 12 test Nos. 74 to 76, etc.).
  • the Vickers hardness (HV) after heating at 700 ° C. for 30 seconds and water cooling is 90 or more and the conductivity is 45% or more
  • the precipitate in the metal structure after heating has an average particle diameter of 2 to 20 nm, or all
  • 90% or more of the precipitate was 30 nm or less, or a rod and wire rod having a recrystallization rate in the metal structure of 45% or less was obtained.
  • IACS absolute value
  • the invention alloy is 10% IACS.
  • C1100 has crystallized particles of Cu 2 O, its particle size is as large as about 2 ⁇ m, so it does not contribute to strength and has little influence on the metal structure. Therefore, the high temperature strength is low and the particle size is large, so it cannot be said that repeated bending workability is good (see Test No. 130 in Tables 16 and 17).
  • Alloy No. for comparison alloy 11 and 12 have less Co or P, and the balance of Co, P, etc. is poor.
  • the particle size of precipitates such as Co and P is large and the amount is small. Therefore, since the unrecrystallized rate of the raw material is low and the recrystallized grain size of the recrystallized portion is large, the strength is low. Moreover, since the balance of Co, P, etc. is bad, electrical conductivity is low. Further, the wire performance index I1 is also bad. This is because alloy No. 1 in which Co and P are almost the same amount. 1 (see Test Nos. 74, 77, and 78 in Tables 11 and 12, and Test Nos. 121, 126, and 127 in Tables 16 and 17). No.
  • Invented alloys have finely precipitated Co, P, etc., preventing the movement of atoms, and the heat resistance of the matrix is improved by Sn. There is little, and high strength is obtained. Alloy No. for comparison alloy Nos. 11 and 12 have poor heat resistance due to a small amount of precipitation, and the high-temperature strength at 400 ° C. is also low (see Test Nos. 107 to 112, 114 to 116, and 119 in Tables 13 and 14).
  • the alloy according to the present invention contains a predetermined amount of Co, P, etc., a predetermined amount of non-recrystallized portion is generated and the recrystallized grain size of the recrystallized portion is small. Even in the case of solution treatment of the present level, Co, P, etc., which have been dissolved, are finely precipitated by the subsequent precipitation treatment, and high strength can be obtained. Since most of Co, P, etc. is deposited, high conductivity can be obtained. In addition, since the precipitate is small, it is excellent in repeated bendability.
  • the rod and wire material of the present embodiment has high tensile strength and high hardness, so it is considered that the wear resistance depending on the tensile strength and hardness is excellent.
  • the high-performance copper rod wire according to the present invention has high strength, high conductivity, and excellent bending resistance, so it is optimal for wire harnesses, robot wires, aircraft wires, and electronic equipment wiring materials. It is. In addition, it has excellent high-temperature strength, wear resistance, and durability, so it can be used for connector wires (busbars), wire cut (electric discharge machining) wires, trolley wires, welding tips, spot welding tips, stud welding base points, electric discharge machining. It is most suitable for electrode materials, bus bars, electric motor rotor bars, and electrical components (such as fasteners, fasteners, electrical wiring devices, electrodes, power relays, relays, connection terminals, etc.). In addition, since it is excellent in workability such as forging and pressing, it is most suitable for hot forged products, cold forged products, rolled screws, bolts, nuts, and piping parts.

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Abstract

　高強度高導電銅棒線材を０．１２～０．３２mass％のＣｏと、０．０４２～０．０９５mass％のＰと、０．００５～０．７０mass％のＳｎと、０．００００５～０．００５０mass％のＯとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）≦６．２の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成にし、連続鋳造圧延を含む工程によって製造する。Ｃｏ及びＰの化合物が均一に析出することと、Ｓｎの固溶によって、高強度高導電銅棒線材の強度と導電率が向上し、また、連続鋳造圧延によって製造するので低コストになる。

Description

高強度高導電銅棒線材
　本発明は、連続鋳造圧延を含む工程によって造られた高強度高導電銅棒線材に関する。
　従来から、電気導体として銅棒線材が用いられ、種々の分野で使用されている。例えば、自動車のワイヤハーネスにも用いられており、自動車は地球温暖化に関して燃費を向上させるために車体重量の軽量化が求められている。しかし、自動車の高度情報化、エレクトロニクス化、及びハイブリッド化により、ワイヤハーネスの使用重量は増大傾向にある。また、銅は高価な金属であり、自動車業界からコスト的にも低減要請がある。このために、高強度で高い導電性を有し、かつ耐屈曲性、延性に優れたワイヤハーネス用銅線材を用いれば銅の使用量を減らすことができ、軽量化及びコスト低減を行なうことができる。このように高強度高導電銅棒線材の発明は、時代のニーズに応えたものである。
　このワイヤハーネスには、幾つかの種類があり、パワー系から微弱電流しか流れない信号系まで様々である。前者は純銅に近い導電性が先ず第１条件として求められ、後者は、特に高い強度が求められるので、用途に応じて強度と導電性のバランスが取れた銅線が必要となる。また、ロボット用、航空機用配電線等は、高強度・高導電であって、かつ耐屈曲性が求められる。これらの配電線用は、さらに耐屈曲性を増すため、銅線材は構造上、数本、数十本の細線からなるより線として使用されることが多い。また、溶接用チップ等に用いられる銅棒材にも高強度、高導電が求められている。ここで、本明細書では線材とは、直径又は対辺距離が６ｍｍ未満の製品を言い、線材が棒状に切断されていても、線材と称する。棒材は、直径又は対辺距離が６ｍｍ以上の製品を言い、棒材がコイル状であっても棒材と称する。一般に、材料の外径が太いものは、棒状に切断され、細いものはコイル状で製品が出荷される。しかし、直径又は対辺距離が、４～１６ｍｍの場合、それらが混在しているのでここで定義する。また、棒材と線材を総称して棒線材と称する。
　また、本発明の高強度高導電銅棒線材（以下、高性能銅棒線材と略す）は、用いられる用途によって、次のような特性が求められる。
　コネクタ用線、バスバーは、コネクタの小型化によりオス側の細線化が進んでいるので、コネクタの抜き差しに耐えられる強度と導電性が求められる。使用中の温度上昇もあるので耐応力緩和特性も必要である。
　ワイヤカット（放電加工）用線には、高導電、高強度、耐摩耗性、高温強度、耐久性が求められる。
　トロリ線には、高導電、高強度が必要で、使用中の耐久性、耐摩耗性、高温強度も求められる。一般にトロリ線と称されるが、φ２０ｍｍのものが多く、本明細書では棒の範疇に入る。
　溶接用チップには、高導電、高強度、耐摩耗性、高温強度、耐久性が求められる。
　電気部品、例えばブスバー、ローターバー、ターミナル、電極、リレー、パワーリレー、コネクタ、接続端子、留具等は、高導電、高強度が求められる。また、ナット等の機械部品、水栓金具は、棒材から切削、プレス、又は鍛造により製造されるので、高導電、高強度、耐摩耗性が求められる。さらに、パワーリレーやモーターに使われるローターバー等の電気部品や水栓用途等では、接合部の信頼性の観点から、接合の手段として、ろう付けを用いることが多いので、例えば７００℃の高温加熱後も高い強度を保持する耐熱特性が必要である。なお、本明細書で耐熱特性とは、５００℃以上の高温に加熱されても、再結晶し難く、加熱後の強度に優れていることをいう。
　機械部品、又は水栓金具用途は、プレス、鍛造が行なわれ、後加工に転造と一部切削が入る。特に、冷間での成形性、成形の容易性、高強度と耐摩耗性が必要であり、応力腐食割れが無いことが求められる。
　また、銅棒線材の製造方法である連続鋳造圧延法は、生産性が高く、低コストである。一般には、溶解・鋳造によって得られた一辺が数十ミリ（断面積が１０００～９０００ｍｍ２、一般には４０００ｍｍ２程度）の台形、多角形、楕円形状、円筒状の鋳造棒を、鋳造の後に連続して８～２０個の圧延ロールによって熱間状態で圧延（加工率７０～９９．５％）することにより、断面積３５～７００ｍｍ２（一般的には、１００ｍｍ２）で断面が円形、楕円形、及び多角形状等の棒材が得られる。
　この棒材をさらに抽伸により引き抜いて棒材を細くし、また、伸線によって線材にする（この棒材を引き抜く抽伸と、線材を引き抜く伸線とを総称して抽伸／伸線と記す）。又は、棒材から一種の押出（一般的に、コンフォームと呼ばれる）により、ブスバーや多角形、又は断面が複雑な形状の棒材が作られる。基本的には連続鋳造圧延法は、広い温度範囲での熱間圧延時の変形抵抗が低く、凝固直後から熱間変形能に優れた純銅電線用素材の製造方法として用いられる。ところが、純銅に合金元素を添加すると熱間での変形抵抗が高くなり、変形能が劣るようになる。特に元素の添加により凝固温度範囲が生じ、固相線温度が低下するので、銅合金は凝固直後から優れた変形能が要求される連続鋳造圧延には不適とされていた。すなわち、連続鋳造圧延によって銅合金の棒線材を作るためには、熱間変形抵抗が低く、凝固直後からの熱間変形能に優れることが必要である。
　また、ＳｎとＩｎとを合計で０．１５～０．８mass％含有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である銅棒線材が知られている（例えば、特開２００４－１３７５５１号公報参照）。しかしながら、このような、銅棒線材においては、強度が不十分であり、また、連続鋳造圧延でなく、鋳造工程、圧延工程が独立して別個に行なわれるので高コストとなっている。
　本発明は、上記問題を解消するものであり、高強度、高導電であり、かつ低コストである高強度高導電銅棒線材を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するために本発明は、高強度高導電銅棒線材において、０．１２～０．３２mass％のＣｏと、０．０４２～０．０９５mass％のＰと、０．００５～０．７０mass％のＳｎと、０．００００５～０．００５０mass％のＯとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）≦６．２の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、連続鋳造圧延を含む工程によって造られものである。
　本発明によれば、Ｃｏ及びＰの化合物が均一に析出することと、Ｓｎの固溶によって、高強度高導電銅棒線材の強度と導電率が向上する。また、連続鋳造圧延によって製造するので低コストになる。
　また、高強度高導電銅棒線材は、０．１２～０．３２mass％のＣｏと、０．０４２～０．０９５mass％のＰと、０．００５～０．７０mass％のＳｎと、０．００００５～０．００５０mass％のＯとを含有し、かつ０．０１～０．１５mass％のＮｉ、又は０．００５～０．０７mass％のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）≦６．２、及び０．０１５≦１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ］の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、連続鋳造圧延を含む工程によって造られたものである。これにより、Ｎｉ及びＦｅによってＣｏ、Ｐ等の析出物が微細となり、高強度高導電銅棒線材の強度及び耐熱特性が向上する。
　高強度高導電銅棒線材は、０．００２～０．５mass％のＺｎ、０．００２～０．２５mass％のＭｇ、０．００２～０．２５mass％のＡｇ、０．００１～０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有することが望ましい。これにより、銅材料のリサイクル過程で混入するＳをＺｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｒによって無害化し、中間温度脆性を防止し、合金をさらに強化するので、高強度高導電銅棒線材の延性と強度が向上する。
　高強度高導電銅棒線材は、前記連続鋳造圧延におけるトータルの熱間加工率が７５％以上、９５％未満の場合は、前記連続鋳造圧延上がりでの金属組織の未再結晶率が１～６０％で、かつ、再結晶部分の平均結晶粒径が４～４０μｍであり、前記熱間加工率が９５％以上の場合は、前記連続鋳造圧延上がりでの金属組織の未再結晶率が、１０～８０％で、かつ、再結晶部の平均結晶粒径が２.５～２５μｍであることが望ましい。これにより、連続鋳造圧延素材の段階で、未再結晶組織を有し、再結晶粒径が小さいので、高強度高導電銅棒線材の強度が向上する。
　高強度高導電銅棒線材は、前記連続鋳造圧延における圧延開始温度が８６０℃から１０００℃の間であり、トータルの熱間加工率が７５％以上であり、８５０℃から４００℃までの温度領域における平均冷却速度が１０℃／秒以上であることが望ましい。これにより、適正な高温度で圧延が開始され、適正な冷却速度で冷却されるので、最終の素線までパワーの無い圧延設備で圧延でき、Ｃｏ、Ｐ等の多くが固溶状態になる。Ｃｏ、Ｐ等の多くが固溶状態になるので、後の熱処理によって微細析出物が均一に分散し、強度、耐熱特性が高くなり、伝導率も良くなる。
　高強度高導電銅棒線材は、前記連続鋳造圧延の後に冷間抽伸／伸線加工を施され、前記冷間抽伸／伸線加工の前後、又は間に３５０℃～６２０℃で０．５～１６時間の熱処理を施され、略円形、又は略楕円形の微細な析出物が均一に分散しており、前記析出物の平均粒径が２～２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさであることが望ましい。これにより、微細析出物が均一に分散しているので、強度、耐熱特性が高く、伝導率も良い。
　高強度高導電銅棒線材は、冷間伸線加工の間、又は後に２００～７００℃で０．００１秒～１８０分の熱処理を施され、耐屈曲性に優れることが望ましい。これにより、耐屈曲性が優れているので、線材の信頼性がよくなる。本明細書で耐屈曲性が優れているとは、例えば、外径が２ｍｍの線材の場合には、繰返し曲げ回数が１５回以上であり、外径が０．８ｍｍの場合には、繰返し曲げ回数が２０回以上をいう。
　高強度高導電銅棒線材は、外径３ｍｍ以下の線材において、耐屈曲性に優れることが望ましい。耐屈曲性が優れているので、繰り返して屈曲される用途に用いることができる。
　高強度高導電銅棒線材は、外径３ｍｍ以下の線材において、導電率が４５（％IACS）以上であって、導電率をＲ（％IACS）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ２）としたとき、（Ｒ１／２×Ｓ）の値が４３００以上であり、かつ耐屈曲性に優れることが望ましい。これにより、（Ｒ１／２×Ｓ）の値が４３００以上であり、かつ耐屈曲性に優れているので、導電性と強度を要求される用途に用いることができ、また、外径を細くし、低コストにすることができる。
　高強度高導電銅棒線材は、ワイヤハーネスに使われることが望ましい。高強度高導電銅棒線材の強度や耐屈曲性等が良いのでワイヤハーネスの信頼性がよくなり、また、外径を細くし、低コストにすることができる。
　高強度高導電銅棒線材は、導電率が４５（％IACS）以上で、伸びが５％以上であって、導電率をＲ（％IACS）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ２）、伸びをＬ（％）、としたとき、（Ｒ１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４２００以上であることが望ましい。これにより、導電性と伸びと強度を要求される用途に用いることができ、また、外径を細くし、低コストにすることができる。
　高強度高導電銅棒線材は、４００℃での引張強度が１８０（Ｎ／ｍｍ２）以上の高温強度を有することが望ましい。これにより、高温強度が高いので、棒線材を高温で使用することができ、また、外径を細くし、低コストにすることができる。
　高強度高導電銅棒線材は、冷間鍛造用途、又はプレス用途に使われることが望ましい。微細析出物が均一に分散しているので、冷間鍛造品やプレス品の強度が強くなる。また、パワーの弱い加工設備でも冷間鍛造やプレス成形が容易にでき、加工後の熱処理により強度と導電性が良くなるので、パワーの強い設備が要らず低コストになる。
　高強度高導電銅棒線材は、７００℃で３０秒加熱後におけるビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上であって導電率が４５（％IACS）以上であり、かつ、前記加熱後の金属組織中の析出物の平均粒径が２～２０ｎｍであるか、全ての前記析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下であるか、又は前記金属組織中の再結晶化率が４５％以下であることが望ましい。これにより、耐熱特性に優れるので、高温状態に晒される環境で加工、使用することができる。又は、短時間高温加熱後の強度低下が少ないので、棒・線材の径を細くし、又は、棒・線材、プレス、冷間鍛造品を小さくし、低コストにすることができる。
本発明の実施形態に係る高性能銅棒線材の製造工程Ａ、及びＢのフロー図。 同高性能銅棒線材の製造工程Ｃの一部のフロー図。 同高性能銅棒線材の製造工程Ｃの一部のフロー図。 従来のＣ１１００の棒線材における製造工程ＺＡ、ＺＢ、及びＺＣのフロー図。 従来の高性能銅棒線材の製造工程Ｇ、及びＨのフロー図。 実施形態に係る高性能銅棒線材のラボテストにおける製造工程Ｅ、Ｆ、ＺＥ、及びＺＦのフロー図。 （ａ）は同高性能銅棒線材の連続鋳造圧延後の表面付近（中心から６／７Ｒ）の金属組織写真、（ｂ）は同高性能銅棒線材の連続鋳造圧延後の中心から１／２Ｒ部の金属組織写真、（ｃ）は従来のＣ１１００の連続鋳造圧延後の表面付近（中心から６／７Ｒ）の金属組織写真、（ｂ）は同Ｃ１１００の連続鋳造圧延後の中心から１／２Ｒ部の金属組織写真。 同高性能銅棒線材の工程ａ２における透過型電子顕微鏡写真。
　本発明の実施形態に係る高性能銅棒線材について説明する。本発明では、請求項１乃至請求項４に係る高性能銅棒線材における合金組成の第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金を提案する。合金組成を表すのに本明細書において、［Ｃｏ］のように括弧付の元素記号は当該元素の含有量値を示すものとする。また、第１乃至第３発明合金を総称して発明合金とよぶ。
　第１発明合金は、０．１２～０．３２mass％（好ましくは０．１４～０．３２mass％、より好ましくは０．１６～０．２９mass％）のＣｏと、０．０４２～０．０９５mass％（好ましくは０．０４７～０．０９５mass％、より好ましくは０．０５１～０．０８９mass％）のＰと、０．００５～０．７０mass％（好ましくは０．００５～０．４０mass％、より好ましくは０．０１～０．１９mass％、導電性を重視する場合は、好ましくは０．００５～０．０９５mass％、さらに好ましくは０．００５～０．０４５mass％）のＳｎと、０．００００５～０．００５０mass％のＯと、を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に
Ｘ１＝（［Ｃｏ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）
として、Ｘ１が３．０～６．２、好ましくは、３．１～５．７、より好ましくは３．３～５．１、最適には３．５～４．５の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。
　第２発明合金は、Ｃｏ、Ｐ、Ｓｎの組成範囲が第１発明合金と同一であり、かつ０．０１～０．１５mass％（好ましくは０．０２～０．１２mass％、より好ましくは０．０２５～０．０９mass％）のＮｉ、又は０．００５～０．０７mass％（好ましくは０．００８～０．０５mass％、より好ましくは０．０１５～０．０３５mass％）のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に
Ｘ２＝（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）
として、Ｘ２が３．０～６．２、好ましくは、３．１～５．７、より好ましくは３．３～５．１、最適には３．５～４．５の関係を有し、かつ、
Ｘ３＝１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］
として、Ｘ３が０．０１５～［Ｃｏ］、好ましくは、０．０３５～（０．９×［Ｃｏ］）、より好ましくは０．０５～（０．８×［Ｃｏ］）の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成である。
　第３発明合金は、第１発明合金、又は第２発明合金の組成に、０．００２～０．５mass％のＺｎ、０．００２～０．２５mass％のＭｇ、０．００２～０．２５mass％のAg、０．００１～０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有した合金組成である。
　次に、高性能銅棒線材の製造条件について説明する。原料を溶解した後、連続鋳造圧延を行い、その後に抽伸／伸線工程によって棒線材を製造する。抽伸／伸線工程を行なわずに、連続鋳造圧延だけでもよい。連続鋳造圧延によって外径８～２５ｍｍに圧延する。圧延開始温度は８６０～１０００℃で、トータルの熱間加工率が７５％以上であり、最終パス後の温度は、例えば、外径８ｍｍの場合は５００～６００℃であり、外径２０ｍｍの場合には６００～７００℃である。また、８５０℃から４００℃までの平均冷却速度は１０℃／秒以上である。なお、トータルの熱間加工率は、（１－（連続鋳造圧延後の棒線材の断面積）／（圧延前の鋳物の断面積））×１００％をいう。
　連続鋳造圧延後に３５０～６２０℃で０．５～１６時間の熱処理ＴＨ１を行なってもよい。この熱処理ＴＨ１は、主に析出を目的としており、抽伸／伸線工程の間や抽伸／伸線工程後に行なってもよいし、複数回行ってもよい。また、抽伸／伸線工程後に２００～７００℃で０．００１秒～１８０分の熱処理ＴＨ２を行なってもよい。この熱処理ＴＨ２は、主に回復を目的としており、複数回行ってもよく、また、この熱処理ＴＨ２後に再度、抽伸／伸線工程を行なってもよいし、熱処理ＴＨ２後の抽伸／伸線工程の後に再度、熱処理ＴＨ２を行なってもよい。
　次に各元素の添加理由について説明する。Ｃｏは、単独の添加では高強度・高導電等は得られないが、Ｐ、Ｓｎとの共添加により熱・電気伝導性を損なわずに、高強度、高耐熱特性が得られる。Ｃｏの単独では、強度が多少向上する程度であり顕著な効果はない。上限（０．３２mass％）を越えると効果が飽和し、高温変形抵抗が高くなり、熱間圧延加工性が低下する。また、導電性が損なわれる。下限（０．１２mass％）より少ないと、Ｐと共添加しても強度、耐熱特性が高められず、また、目的とする未再結晶組織が形成されない。また、再結晶粒が微細化している金属組織にならない。
　Ｐは、Ｃｏ、Ｓｎとの共添加で熱・電気伝導性を損なわずに、高強度、高耐熱特性が得られる。Ｐ単独では、湯流れ性、強度を向上させ、結晶粒を微細化させる。上限（０．０９５mass％）を越えると、上記効果が飽和し、熱・電気伝導性が損なわれる。鋳造時、熱間圧延時に、割れが生じ易くなる。また、延性、特に繰返し曲げ加工性が悪くなる。下限（０．０４２mass％）より少ないと、強度、耐熱特性が良くならず、また、目的とする金属組織にならない。
　Ｃｏ、Ｐは、上述した組成範囲での共添加により強度、耐熱特性、高温強度、耐摩耗性、熱間変形抵抗、変形能、導電性が良くなる。特に、連続鋳造圧延上がりでの素線のサイズを小さくする必要がある場合、例えば、断面積が８０ｍｍ２程度、又はそれ以下の場合は、Ｃｏ：０．１６～０．２９mass％、Ｐ：０．０５１～０．０８９mass％が最適である。Ｃｏ、Ｐの組成が一方でも低い場合、上述したいずれの特性も、顕著な効果を発揮しない。多すぎる場合は、各々の単独添加の場合と同様にコストの増加、熱間変形能の低下、熱間変形抵抗の増大、熱間加工割れ、曲げ加工割れ等の不具合が生じる。
　Ｓｎは、上述した組成範囲が求められるが、高性能銅棒線材が特に高い強度を必要とせずに、高導電を必要とする場合は、０．００５～０．０９５mass％が好ましく、さらには０．００５～０．０４５mass％、が最適である。逆に棒材用途で強度に重きを置く場合は、０．０３～０．４０mass％がよく、素線を細くする必要がある線材用途には、Ｓｎは熱間変形抵抗を高くするので０．０５～０．１９mass％、がよい。なお、線材用途等において後工程で高い冷間加工が付加される場合には、Ｓｎの固溶強化と冷間伸線等による加工硬化との相乗効果により、０．０５mass％から０．０９５mass％の少量のＳｎの添加で、十分高い強度が得られる。Ｃｏ、Ｐの添加だけでは、マトリックスの耐熱特性が不十分であり、安定しない。Ｓｎは耐熱特性を向上（特に連続鋳造圧延中での未再結晶組織の均一生成の促進）させ、再結晶部の結晶粒を微細化させると同時に、強度の向上、曲げ加工性、耐屈曲性、耐衝撃性を向上させる。特にワイヤハーネス、ロボット配線、航空機用配線用途は、ドア、アーム等の開閉があるので耐屈曲性等の延性が重要である。
　Ｓｎは、圧延開始温度から８００℃又は７５０℃の熱間圧延時に、粗大な鋳造組織が破壊されて生成する再結晶粒を細かくし、再結晶粒の成長を抑制するとともに、Ｃｏ、Ｐ等の多くを固溶状態にする。マトリックスに固溶するＳｎと、ＣｏとＰの固溶及び析出により、マトリックスの動的再結晶温度、及び静的再結晶温度が上がり、熱間圧延温度が７５０℃又は７５０℃より少し低い温度、例えば７００℃を境にして未再結晶組織の割合が増えるが、その未再結晶組織を均一に分布させる。ＣｏとＰとＳｎによってマトリックスの耐熱性が高められ、細かな再結晶粒と均一に分布した未再結晶粒で構成され、さらに、マトリックスに固溶したＳｎにより、連続圧延中、Ｃｏ、Ｐの析出が抑制され、多くのＣｏ、Ｐが固溶状態になる。すなわち、ＳｎはＣｏ、Ｐ等の溶体化感受性を低くし、さらにその後の析出熱処理時において、Ｃｏ、Ｐ等の析出物を微細に均一分散させる効果もある。また棒用途の場合、最終製品径が大きいので連続鋳造圧延後の外径も太く、そのため連続鋳造圧延での加工率が低くなるので、再結晶粒を微細化させるためにＳｎが必要である。溶接チップやトロリ線で要求される３００℃程度の高温時の強度を向上させる。また、硬さと強度に依存する耐摩耗性にも効果がある。なお、本明細書においては、高温で固溶している原子が冷却中に冷却速度が遅くても析出し難いことを「溶体化感受性が低い」といい、冷却速度が遅いと析出し易いことを「溶体化感受性が高い」という。
　Ｓｎが下限（０．００５mass％）より少ないと、強度、マトリックスの耐熱特性、曲げ加工特性が悪くなる。上限（０．７０mass％）を越えると、熱・電気伝導性の低下、凝固直後の熱間変形能が悪くなり、熱間変形抵抗が高くなり、熱間での圧延加工が困難になる。例えば、Ｓｎ：０．２mass％の添加材は、Ｓｎ：０．０３mass％の添加材に比べて、７００～９００℃の熱間変形抵抗は、約２０％増加し、７００℃以下ではさらに変形抵抗が高くなる。熱間変形抵抗については、圧延パススケジュールを変えてもＳｎ添加量が多いと、一度に大きな圧下量を加えることが難しく、特に連続鋳造圧延後期での変形抵抗が高くなり、細い素線を得ることが困難になる。例えば、３ｍｍ以下の線材を得るためには、この素線の段階でより細くして断面積を小さくしておく方が、コスト、工程上も有利である。従って、例えば直径１０ｍｍ、すなわち断面積８０ｍｍ２程度の素線を得るためには、Ｓｎ量は０．１９mass％、又は０．０９５mass％以下が好ましく、より好ましくは０．０４５mass％以下である。一方でＳｎの添加は、導電性を低下させる。高導電を得るためには、Ｓｎを０．１９mass％以下にしておくのが良い。純Ａｌより優れた導電性として、６５％IACS以上、さらに好ましくは７０％IACS以上、最適には、７５％IACS以上、を確保するためには、Ｓｎを０．０９５mass％以下が好ましく、さらには０．０４５％mass以下にするのが好ましい。
　本発明の課題である高強度、高導電を得るには、析出物の大きさと分布すなわちＣｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、及びＰの配合割合が非常に重要になる。析出処理によりＣｏ、Ｎｉ、Ｆｅ及びＰの析出物、例えばＣｏｘＰｙ、ＣｏｘＮｉｙＰｚ、ＣｏｘＦｅｙＰｚ等の球状又は楕円形の析出物粒径が１０ｎｍ程度、すなわち平面で表される析出物の平均粒径で定義すれば２～２０ｎｍ、又は析出物の９０％好ましくは９５％以上が０．７ｎｍ～３０ｎｍ、又は２．５ｎｍ～３０ｎｍ（３０ｎｍ以下）であり、それらが均一に析出することにより高強度を得る。なお、０．７ｎｍ又は２．５ｎｍの析出粒子は、一般的な透過型電子顕微鏡：ＴＥＭを用い、倍率７５万倍又は１５万倍で分別できる限界のサイズであるので、粒径が０．７ｎｍ未満の析出物を観測することができれば、粒径が０．７ｎｍ又は２．５ｎｍ～３０ｎｍの析出物の存在割合も変わる。そして、鋳造物の連続鋳造圧延中に、Ｃｏ、Ｐ等の析出物によって再結晶化を遅らせ、未再結晶組織と微細再結晶組織を得ることができる。なお、凝固直後から８００℃以上の温度では、連続鋳造圧延中に粗大な鋳造組織は完全に破壊され、停滞なく順調に細かな再結晶粒の生成が進む。また、Ｃｏ、Ｐ等の析出物は、溶接チップ等で要求される３００℃或いは４００℃の高温強度を向上させる。また耐摩耗性は、硬さ、強度に依存するので、Ｃｏ、Ｐ等の析出物は、耐摩耗性にも効果がある。さらに、Ｃｏ、Ｐ等の析出物は、例えば７００℃の高温で短時間加熱された場合、析出物の多くは、消失せず、成長はするものの粗大化しないので、７００℃の高温で短時間加熱後も、高い強度と高い導電性を備えた棒線材やそのプレス成形材が得られる。
　Ｃｏ、Ｐ、Ｆｅ、Ｎｉの含有量は、次の関係を満足しなければならない。Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｆｅの含有量［Ｆｅ］mass％と、Ｐの含有量［Ｐ］mass％との間に、
　Ｘ１＝（［Ｃｏ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）
として、Ｘ１が３．０～６．２、好ましくは、３．１～５．７、より好ましくは３．３～５．１、最適には３．５～４．５でなければならない。また、Ｎｉ、Ｆｅ添加の場合には、
　Ｘ２＝（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）
として、Ｘ２が３．０～６．２、好ましくは、３．１～５．７、より好ましくは３．３～５．１、最適には３．５～４．５でなければならない。Ｘ１、Ｘ２が上限を越えると、熱・電気伝導性の低下を招き、耐熱特性が不十分となり、連続鋳造圧延中での再結晶温度の低下を招き、結晶粒成長を抑制できず、熱間変形抵抗も増し、強度向上が得られない。Ｘ１、Ｘ２が下限より低いと、熱・電気伝導性の低下を招き、熱間・冷間での延性が損なわれる。また、Ｃｏ、Ｐの組成が適正な比率であれば、例えばＣｏ：０．２５mass％材の７００～９００℃での熱間変形抵抗（加工率２０％の時）は、Ｃｏ：０．１５mass％材に比べ、概ね５％増で済む。また、９００℃以上の温度域では、Ｃｏ：０．１５mass％材の熱間変形抵抗は、純銅Ｃ１１００に比べ５％程度高く、８００℃では、１５～２０％高い。
　また、Ｃｏ等の各元素の配合比率が化合物での構成比率と同一であっても全て化合するものではない。上述した式において（［Ｃｏ］－０．００７）は、Ｃｏが０．００７mass％分、固溶状態で残存することを意味し、（［Ｐ］－０．００８）はＰが０．００８mass％分、固溶状態でマトリックスに残留することを意味する。すなわち前式において、（［Ｃｏ］－０．００７）と（［Ｐ］－０．００８）の比率が、最適な範囲、３．５～４．５であれば、ＣｏとＰで形成される析出物が、例えばＣｏ２Ｐ、Ｃｏ1．ｘＰ又はＣｏ２．ｙＰの化合式で表されることを意味する。この配合比率に該当すれば、目的とする微細な析出物が形成され、高導電、高強度材になるための大きな条件が満たされる。一方、最適範囲さらには第１発明合金での３．０～６．２の比率の範囲から離れると、Ｃｏ、Ｐのどちらかが析出物形成にあたらずに固溶状態になり、高強度材が得られないばかりか、導電性が悪くなる。または、化合比率の目的と異なった析出物が形成され、析出粒子径が大きくなったり、強度に余り寄与しない析出物であったりするので、高導電、高強度材に成りえない。
　同様に、Ｃｏ、Ｆｅ、ＮｉとＰにおいて、（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）と（［Ｐ］－０．００８）の比率が、最適な範囲、３．５～４．５であれば、Ｃｏ、Ｎｉ、ＦｅとＰで形成される析出物が、例えばＣｏ２Ｐ又はＣｏ２．ｘＰｙの化合式で表されるＣｏの一部をＮｉ、Ｆｅで置き換えられたＣｏｘＮｉｙＦｅｚＰａ、ＣｏｘＮｉｙＰｚ、ＣｏｘＦｅｙＰｚ等として存在する。Ｃｏ２Ｐ、Ｃｏ1．ｘＰ又はＣｏ２．ｙＰを基本とする微細析出物が形成されないと本件の主題である高い強度、高い電気伝導性を得られない。最適範囲さらには第２発明合金での３．０～６．２の比率の範囲から離れると、Ｃｏ、Ｎｉ、ＦｅとＰのどれかが析出物形成にあたらずに固溶状態になり、高強度材が得られないばかりか、導電性が悪くなる。または、化合比率の目的と異なった析出物が形成され、析出粒子径が大きくなったり、強度に余り寄与しない析出物であったりするので、高導電、高強度材に成りえない。
　Ｆｅ、Ｎｉの元素の単独での添加は、耐熱特性、強度等の諸特性の向上に余り寄与せず、導電性も低下させるが、Ｆｅ、Ｎｉは、ＣｏとＰとの共添加の基においてＣｏの機能を一部代替する。上述した数式（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）において、［Ｎｉ］の０．８５の係数と、［Ｆｅ］の０．７５の係数は、ＮｉとＦｅがＰと結合する割合を、ＣｏとＰとの結合を１として表したものである。
　一方、銅に他の元素を添加すると導電性が悪くなる。例えば、一般に純銅にＣｏ、Ｆｅ、Ｐを０．０２mass％単独添加しただけで、熱・電気伝導性が約１０％低下し、Ｎｉを０．０２mass％単独添加すると、約１．５％低下する。
　ＣｏとＰ等の計算式の値Ｘ１、Ｘ２が最適範囲から外れていくと、析出物の超微細化や均一分散が損なわれるので、析出硬化、未再結晶化及び再結晶部の微細化などの金属組織面への効果や耐熱特性が損なわれる。また、Ｃｏ、Ｐ等が固溶状態になるので、熱・電気伝導性が低下する。Ｃｏ、Ｐ等が適正に配合されて、微細な析出物が均一分布すれば、Ｓｎとの相乗効果により耐屈曲性等の延性においても著しい効果を発揮する。
　Ｆｅ、ＮｉはＣｏの機能を一部代替する。Ｆｅ、Ｎｉの単独の添加は、導電性を低下させ、耐熱特性、強度等の諸特性向上に余り寄与しない。Ｎｉは単独でも、コネクタ等に要求される耐応力緩和特性を向上させる。また、ＮｉはＣｏ、Ｐ共添加のもと、Ｃｏの代替機能を持つほか、上述した数式（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）の値が３．０～６．２の中心値から外れても、導電性の低下を最小限に留める機能を持つ。また、Ｓｎめっきされたコネクタ等で、Ｓｎの拡散を抑制する。しかし、Ｎｉを０．１５mass％以上や数式（１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ］）を越えて過剰に添加すると、析出物の組成が徐々に変化し、強度向上に寄与しないばかりか、熱間変形抵抗が増大し、電気伝導性が低下する。
　Ｆｅは、ＣｏとＰとの共添加のもと、微量の添加で、強度の向上、未再結晶組織増大、再結晶部の微細化に繋がる。ただし、Ｆｅを０．０７mass％以上や数式（１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ］）を越えて過剰に添加すると、析出物の組成が徐々に変化し、強度向上に寄与しないばかりか、熱間変形抵抗が増大し、導電性が低下する。
　Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｒは、銅のリサイクル過程で混入するＳを無害化し、中間温度脆性を低減させ、延性と耐熱特性を向上させる。Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｒは導電性をほとんど損なわずに合金を強化する。Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇは固溶強化によって、Ｚｒは析出効果によって合金の強度を向上させる。Ｚｎは、さらにはんだ濡れ性、ろう付け性を改善する。Ｚｎ等は、Ｃｏ、Ｐの均一析出を促進させる作用を持つ。Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｒが組成範囲の下限より少ないと、上記した効果が発揮されない。上限を越えると、上記した効果が飽和するばかりか、導電性が低下し始め、熱間変形抵抗が大きくなり、変形能に問題が生じる。Ａｇ、ＭｇはＳｎと同程度、固溶強化するが、Ｓｎと同程度熱間変形抵抗を高めるので、連続鋳造圧延で線を細くする場合、添加量を０．１９mass％以下にすることが好ましい。同様に、Ｚｒの添加量も０．００４５mass％以下にすることが好ましい。
　次に、加工工程について説明する。連続鋳造圧延における熱間変形抵抗は、温度の降下と共に指数的に高くなる。また、純銅に他の元素を添加すると、熱間変形抵抗は高くなる。特に、発明合金は８００℃を越える高温側では、熱間変形抵抗が純銅と大差ないが、８００℃以下の温度では、熱間変形抵抗の純銅との差は温度の低下と共に広がっていく。これを克服するためには、熱間圧延開始温度を純銅の場合と同等かそれ以上の高い温度、例えば８６０℃から１０００℃、好ましくは８８０℃～９９０℃で、さらに好ましくは９１０℃～９８０℃で圧延を開始する必要がある。また、変形抵抗はロールとの接触面積すなわち圧延量（圧下量）に依存する。圧延初期は、熱間変形抵抗が低いので、純銅以上に圧延量（圧下量）を大きくとり、例えば５～２０％増とする。一方、圧延後期は特に発明合金の変形抵抗が純銅に比して高くなるので、逆に圧延量（圧下量）を小さくすることによって、最終純銅と同じサイズの細い素線を得ることができる。
　熱間加工において、純銅は数秒の短時間であっても、約５００℃で十分に再結晶する。ところが、発明合金の場合、高い耐熱特性を持つので７００～７５０℃を境にしてそれ以下の温度で塑性加工を施しても、再結晶化しない部分が生じてくる。これは一部でＣｏ、Ｐを中心とした析出が開始し、その影響で再結晶核の生成が遅れるためである。なお、熱間圧延を８６０℃から１０００℃、好ましくは８８０℃～９９０℃で、さらに好ましくは９１０℃～９８０℃で圧延を開始すると、外径８mmの素線を作る工程の場合、圧延の中期に当たる７００℃、又は７５０℃の時点では鋳塊組織が十分破壊され再結晶化している。また再結晶している間は、Ｃｏ、Ｐ等の多くが固溶状態にある。７００～７５０℃を境にしてそれ以下の温度では、未再結晶粒の割合が増え、冷却速度が遅いとＣｏ、Ｐ等が析出するが、このときに析出する粒子は大きく、強度に余り寄与しない。上記の圧延開始温度とともに、圧延初期の材料温度８５０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を１０℃/秒以上に設定して、Ｃｏ、Ｐをより多く固溶状態にしておくのが望ましい。未再結晶組織は、再結晶組織より強度が高いので、この未再結晶組織を利用して材料の高強度化を図ることができる。なお、連続鋳造圧延で得られる未再結晶組織は、冷間で加工したような加工組織ではない。未再結晶組織は、再結晶組織に比べ転位密度は高いが、冷間加工組織より転位密度が低く、延性に富んでいる。この未再結晶組織は、元の再結晶粒が細かい方が当然より好ましい。
　一方、未再結晶率は、組成は勿論であるが、圧延温度、加工率に依存し、例えば連続鋳造圧延時８６０℃から１０００℃で圧延を開始し、冷却速度１０℃/秒以上にすると、棒材が外径２４ｍｍでは、未再結晶率は２～５０％に過ぎず、逆に外径８ｍｍであれば、主として最終圧延温度の低下により未再結晶率は１０～８０％にも上昇する。したがって、外径が細い方が未再結晶化の割合が大きい。さらに、ロールと接触し、大気からの冷却を受け、塑性変形が主として外周部で行われるので、表層近傍の未再結晶率は高い。一方、再結晶部の平均結晶粒径は最終製品の強度に影響する。再結晶部の再結晶粒が小さく、再結晶部と未再結晶部の割合と適切なバランスが取れていると、優れた機械的性質の銅合金棒線材を得ることができる。
　熱間加工率からまとめると、高性能銅棒線材の連続鋳造圧延材のトータルの熱間加工率が７５％以上、９５％未満の場合、又は断面積が１５０ｍｍ２以上、７００ｍｍ２未満の場合は、連続鋳造圧延上がりの段階で、金属組織の未再結晶率が、１～６０％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が４～４０μｍであることが好ましい。より好ましくは、金属組織の未再結晶率が、３～４５％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が４～３０μｍである。さらに断面において中心部又は中心部に近い部分では、未再結晶率が、０～３０％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が５～３５μｍであり、断面において表層近傍部分では、未再結晶率が、２０～８０％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が４～２５μｍであることが好ましい。
　連続鋳造圧延材のトータルの熱間加工率が９５％以上の場合、又は断面積が１５０ｍｍ２未満の場合は、金属組織の未再結晶率が、１０～８０％であり、再結晶部の平均結晶粒径が２.５～２５μｍであることが好ましい。さらに金属組織の未再結晶率が、２０～６５％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が２～２０μｍであることが好ましい。そして断面において中心部に近い部分では、未再結晶率が、１～４５％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が３～３５μｍであり、断面において表層近傍部分では、未再結晶率が、３５～９５％であり、再結晶部分の平均結晶粒径が３～１５μｍであることが好ましい。未再結晶率が高いと、次の冷間加工と相俟って、加工硬化により強度が高くなる。また、未再結晶率が高いと、Ｃｏ、Ｐ等の溶体化がやや不十分となり、Ｃｏ、Ｐ等による析出硬化がやや低くなる。さらに、未再結晶率が高いと、再結晶部分の結晶粒の大きさが小さくなり、強度が増す。例えば具体的には、その後の工程において、析出熱処理前後に冷間加工を行わない場合や冷間加工率が小さい場合は、析出硬化が勝るので、未再結晶率が１～４５％が好ましい。同様に、棒材を冷間プレスや冷間鍛造する場合も、より強度が低く、延性に富むことが望まれるので、未再結晶率が１～４５％が好ましい。一方、析出熱処理前後に、２０～５０％の冷間加工を行う場合は、強度面から未再結晶率が２０～６５％が好ましい。線材用途等で冷間加工率が高い場合、未再結晶率が２０～６５％が好ましい。なぜなら、特に表面近傍の未再結晶率が３５～９５％で高いと、析出熱処理時に、表面近傍が寧ろ軟らかくなり、屈曲性に優れるようになる。なお、ここでのトータルの熱間加工率は、（１－（連続鋳造圧延後の棒線材の断面積）／（圧延前の鋳物の断面積））×１００％をいう。
　一般的に再結晶粒は基本的に細かい方が良いが、高温強度と延性が必要な場合は、高温（３００℃）クリープの観点から再結晶粒は微細よりもある程度大きいほうが良く、１０～３０μｍが好ましい。また、耐熱性の観点から未再結晶率は１～４５％がよい。なお、上述したようにトータルの熱間加工率を７５％以上としたのは、完全に鋳造組織が破壊される加工率にしたためである。そして、本範囲外であっても７５％に近い７０％以上の加工率であれば概ね上記は適用できる。このような未再結晶組織と微細再結晶粒で構成され、その後、熱処理を施す発明合金の棒線材は、一般的に行なわれる溶体化－熱処理の工程を経た棒線材と、同等の強度を有する。そして強度だけではなく、延性にも富むことが特長である。
　熱処理ＴＨ１について説明する。熱処理ＴＨ１によって、棒線材には略円形、又は略楕円形の微細な析出物が均一に分散し、析出物の平均粒径が２～２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさとなる。このように、微細な析出物が均一に分散することにより、棒線材の強度と導電性が良くなり、棒線材の信頼性が向上する。連続鋳造圧延後の冷間加工の加工度が高いほど、Ｃｏ、Ｐ等の化合物の析出サイトが増え、低温で析出する。基本的なＴＨ１の熱処理条件は、３５０℃～６２０℃で０．５～１６時間である。冷間の加工率が０％の場合は、４５０～６００℃で１～１６時間、好ましくは、４７５～５５０℃で２～１２時間が良い。さらにより高い導電性を得ようとするなら、例えば、５２５℃で２時間と５００℃で４時間の２段階の熱処理が有効である。熱処理前の加工率が増すと析出サイトが増すので、例えば１０～４０％の加工率の場合、最適熱処理条件は、低温側に１０～２０℃移行する。より良い条件は、４２５～５８０℃で、１～１６時間である。
　さらに、熱処理温度、熱処理時間、冷間加工率を明確にすると、熱処理温度：Ｔ（℃）、熱処理時間：ｔ（時間）、冷間加工率：ＲＥ（％）とし、（Ｔ－１００×ｔ－１／２－５０×Log｛（１００―ＲＥ）／１００）｝の値を熱処理指数ＴＩとすると、
　３７０≦ＴＩ≦５１０
が良く、
　３９０≦ＴＩ≦４９０
が好ましく、
　４００≦ＴＩ≦４８０
にすれば最適である。ここで、例えば熱処理時間を長くすると熱処理温度は低温側に移行し、温度への影響は、概ね時間の平方根の逆数で与えられる。また、加工度が増すに連れ、析出サイトが増え、かつ原子の移動が増して析出しやすくなるので、熱処理温度は低温側へ移行する。冷間加工率は熱処理温度に大きな影響を与える。ここで、Logは自然対数であり、冷間加工率ＲＥは、（１－（加工後の棒線材の断面積）／（加工前の棒線材の断面積））×１００％をいう。複数回ＴＨ1処理を行なう場合、ＲＥは連続鋳造圧延材からのトータルの冷間加工率が適用される。
　熱処理ＴＨ１の目的は、Ｃｏ、Ｐ等を微細・均一に析出させることであるから、コストとの兼合いもあるが、熱処理ＴＨ１を２回行うと、さらに棒線材の導電性が良くなり、延性も向上する。１回目の熱処理ＴＨ１でほとんどが析出するが、それでもまだ完全ではなく、マトリックスに析出できる状態にあるＣｏ、Ｐ等が幾らか存在する。１回目の熱処理ＴＨ１の後に抽伸又は伸線等の塑性加工を施すことにより、次の熱処理時に温度を上げていくとミクロ的に原子の移動が容易になり、１回目の熱処理で析出し切れなったＣｏ、Ｐ等が、この２回目の熱処理ＴＨ１でさらに析出する。耐屈曲性が、特に必要な線材の場合、ＴＨ１を複数回行い、最終のＴＨ１上がりで使用するとよい。
　析出物は、均一に微細に分布し、大きさも揃い、その粒径が細かいほど再結晶部の結晶粒径、強度、耐熱特性に好影響を与える。Ｃｏ、Ｐ等の析出物の大きさは強度、耐熱特性、未再結晶組織の形成、再結晶組織の微細化、延性に効いてくる。平均粒径は、２～２０ｎｍがよく、好ましくは２～１２ｎｍであり、最適には３～９ｎｍである。特に、析出の熱処理前のトータルの冷間加工率が０～４０％の低加工率であって、素材の未再結晶率が低い棒材の場合は、強度は主として析出硬化に依存するので、析出物は小さい方がよく、最適には平均粒径が２.５～５．５ｎｍである。一方、トータルの冷間加工率が９５％を越える線材の場合は、加工硬化により延性が乏しくなり、熱処理ＴＨ１時おいてマトリックスを延性のある状態にしなければならない。結果、析出物は、最適には平均粒径を３.５～９．５ｎｍとし、析出硬化を少し犠牲にして、延性、導電性を向上させ、バランスをとることが好ましい。
　また、発明合金の棒線材及びこの棒線材をプレスしたプレス材は、例えば７００℃の高温に３０秒間曝されても、再結晶化率が４５％以下で、依然として高い強度を有する。また加熱前材料の導電率に比べその低下率は２０％以内であり、Ｓｎの添加を０．０９５％以下にした高導電用途にした場合、６０％ＩＡＣＳ、または６５％ＩＡＣＳ以上の高い導電性を維持する。この高い導電特性等は、一般的な析出硬化型合金であるコルソン合金、Ｃｒ銅、Ｃｒ-Ｚｒ銅やＴｉ銅と比べ優れる。これは、７００℃の高温に３０秒間曝されても、析出物の多くが消滅せず、かつ、析出物は、成長するものの、析出物の大きさが、平均粒径で２０ｎｍ以下、又は３０ｎｍ以下の析出物の割合が、９０％以上であるからである。なお、析出物には、鋳造段階で生じる晶出物は当然含まれない。
　析出物の均一分散に関して敢えて定義するとすれば、１５万倍のＴＥＭで観察した時、後述する顕微鏡観察位置（極表層等の特異な部分を除いて）の任意の１０００ｎｍ×１０００ｎｍ領域において、少なくとも９０％以上の析出粒子の最隣接析出粒子間距離が、１５０ｎｍ以下、好ましくは１００ｎｍ以下、最適には平均粒子径の５倍以内である。又は、後述する顕微鏡観察位置の任意の１０００ｎｍ×１０００ｎｍ領域において、析出粒子が少なくとも２５個以上好ましくは５０個以上、最適には１００個以上存在すること、すなわち標準的な部位において、どのミクロ的な部分をとっても特性に影響を与える大きな無析出帯がないことである。すなわち、不均一析出帯がないことと定義できる。なお、１５万倍のＴＥＭで観察した時、判別できる析出物の限界は、２．５ｎｍであるので、平均析出物の大きさも、２．５ｎｍ以上の析出物が対象となり、同様に、３０ｎｍ以下の析出物の割合も、２．５ｎｍ以上の析出物が対象となる。析出物の大きさが、概ね７ｎｍ以下の場合は、７５万倍で観察した。７５万倍のＴＥＭで観察した時、判別できる析出物の限界は、０．７ｎｍであるので、平均析出物の大きさ、３０ｎｍ以下の析出物の割合も、０．７ｎｍ以上の析出物が対象となる。
　次に、熱処理ＴＨ２について説明する。細線のような高冷間加工率を付与する場合、発明合金で連続鋳造圧延のプロセスを経た材料を伸線途中で再結晶温度以下の低い温度で回復等の処理を入れ、延性を出してから伸線すると、強度が向上する。さらに最終伸線後に上記熱処理を行なうと、若干強度が落ちるものの耐屈曲性等の延性が著しく向上し、導電率も向上する。外径が細い３ｍｍ以下の場合、３５０～７００℃で０．００１秒から数秒の連続焼鈍設備で熱処理される方が、生産性の観点からも、また、焼鈍時の巻き癖の点からも好ましい。このように、熱処理ＴＨ２を行うことにより、棒線材の耐屈曲性がさらに優れるので、棒線材の信頼性がさらに向上する。ここで、耐屈曲性が優れるとは、例えば、外径が２ｍｍの線材の場合には、繰返し曲げ回数が１５回以上であり、外径が０．８ｍｍの場合には、繰返し曲げ回数が２０回以上をいう。
　上述した本発明に係る高性能銅棒線材の特徴について説明する。一般に高性能銅棒線材を得る手段として、時効・析出硬化、固溶硬化、結晶粒微細化を主体とする組織制御があり、この組織制御のために種々の元素が添加される。しかし、導電性に関しては、マトリックスに添加元素が固溶すると一般に導電性を阻害し、元素によっては著しく導電性を阻害する。発明合金のＣｏ、Ｐ、Ｆｅは著しく導電性を阻害する元素である。例えば、純銅にＣｏ、Ｆｅ、Ｐを０．０２mass％単独添加しただけで、導電率が約１０％損なわれる。さらに従来の時効析出型合金においても、マトリックスに固溶残存させずに完全に添加元素を効率よく析出させることは不可能であり、問題が残る。発明合金の構成元素Ｃｏ、Ｐ等は、それら元素を上述した数式に従って添加すれば、固溶したＣｏ、Ｐ等を後の熱処理においてほとんどを析出させることができることが特長であり、高い導電性を確保することができる。
　一方、時効硬化性銅合金として有名なコルソン合金（Ｎｉ、Ｓｉ添加）やチタン銅は、完全溶体化、時効処理をしても、発明合金と比してＮｉ、Ｓｉ或いは、Ｔｉがマトリックスに多く残留し、その結果、強度が高いものの導電性が低下する欠点がある。また、一般に完全溶体化－時効析出のプロセスで必要な高温での溶体化処理（例えば、代表的な溶体化温度８００～９５０℃で数分以上加熱）を行なうと、結晶粒が粗大化する。結晶粒の粗大化は、様々な機械的性質に悪影響を与える。また、溶体化処理は製造において量的な制約を受け、大幅なコスト増に繋がる。一方、組織制御は結晶粒微細化が主として採用されているが、添加元素量が少ない場合、顕著な結晶粒微細化の効果は余り期待できない。
　本発明では、Ｃｏ、Ｐ等の組成と連続鋳造圧延工程の中で溶体化、及び結晶粒微細化と未再結晶組織の組織制御を同時に行なえること、さらにはその後の熱処理工程においてＣｏ、Ｐ等を微細析出させることを見出した。すなわち、連続鋳造圧延において、高温凝固状態にある鋳造物に熱間圧延による塑性変形を加え、８５０℃から４００℃までの温度領域における平均冷却速度を１０℃／秒以上とし、又は、８５０℃から６００℃までの温度領域における平均冷却速度を５℃／秒以上、好ましくは１０℃／秒以上とすれば、工業上十分にＣｏ、Ｐ等をマトリックスに固溶させ、溶体化することができる。
　また、連続鋳造圧延の設備上の問題があるが、当然８５０℃から４００℃、又は８５０℃から６００℃までの温度領域における冷却速度をさらに早くする方が、Ｃｏ、Ｐ等をさらに多く固溶させ、また、結晶粒がより微細になるので強度の向上を図ることができる。そして、連続鋳造圧延工程における最終圧延後の材料の冷却も、上記理由によってより早くしたほうが良い。具体的には、圧延開始温度を好ましくは、８８０℃～９９０℃で高くすること、圧延速度を早くすること、強加工（圧下）圧延すること、圧延パススケジュールの調整等により冷却速度を速めること、最終圧延後直ちに水冷（アルコールを含む還元性の冷却水）すること、水冷設備までの距離を短くすること、及びシャワー水冷や強制空冷を施すこと等が良い。
　さらに発明合金の組成の鋳造物から連続的に圧延すると７５０℃以上の高温では多くの結晶粒が動的・静的再結晶し、７００℃以下の温度域では、多くは、動的・静的再結晶し難くなることを見出した。７００～７５０℃以上の高温状態にある熱間圧延の中期、または後期において、熱間圧延された大部分は再結晶組織になり、その再結晶組織の一部、又は多くがその後の７００℃以下、又は７５０℃以下の温度の熱間圧延で未再結晶組織になる。そして、その未再結晶組織が延性を損なわずに強度に寄与することを見出した。また、未再結晶組織以外の金属組織は、微細な再結晶粒からなることを見出した。これら未再結晶組織と再結晶組織との比率を好適にすることにより、次の熱処理でＣｏ、Ｐ等の析出、マトリックスの延性の回復が好適に行なわれ、強度、導電性、屈曲性を始めとする延性においてバランスの取れた高強度高導電棒線材が得られる。
　まとめると、本発明に係る高性能銅棒線材では、Ｃｏ、Ｐの組成と連続鋳造圧延との組み合わせによって、連続鋳造圧延の中で、Ｃｏ、Ｐ等が固溶し、未再結晶組織と微細な再結晶粒から成る再結晶組織が形成される。連続鋳造圧延後の工程の中で熱処理することにより、Ｃｏ、Ｐ等が微細に析出し、高い強度と高い導電性が得られる。そして、熱処理前後で抽伸／伸線を入れると、加工硬化によって、導電性を大きく損なわずに一層高い強度が得られる。さらに、線材の工程では、途中に低温焼鈍（アニーラー焼鈍）を入れると、回復、又は一種の軟化現象により原子の再配列が生じ、さらに高い導電性、延性が得られる。それでも強度的にまだ不十分な場合には、導電性との兼合いもあるが、Ｓｎ（Ｚｎ、Ａｇ又はＭｇ）の添加（固溶強化）で強度向上を図ることができる。また、Ｓｎの添加は、寧ろ延性を高める効果もある。Ｓｎ（Ｚｎ、Ａｇ又はＭｇ）の少量添加は、導電性に大きな悪影響を与えない。また、金属組織的にもＳｎ等は再結晶部分の結晶粒を微細化できる役割を果たす。
　上述した連続鋳造圧延の設備は、主として熱間変形抵抗の低い純銅を対象にした設備であり、材料には熱間変形抵抗が低いことが求められる。Ｃｏ等を添加した発明合金は、８００℃以上、特に９００℃以上では、純銅と大差ない変形抵抗の低さを示し、圧延途中の７００℃以下の温度で未再結晶組織が生じ始めると変形抵抗が増大していく。高温側で圧延の変形量を多く取ることにより、プロセス上の熱間変形抵抗の問題を解決することができる。さらにはＣｏ、Ｐ等を多く固溶状態にでき、未再結晶組織の生成と、再結晶粒を微細化することとによりマトリックスを強化し、後の析出硬化と加工硬化により高性能銅棒線材を得る。発明合金は、製造される棒線材が高強度でありながら、熱間圧延時の変形抵抗が低いのが特徴である。なお、発明合金の組成範囲にある限り、加工上のもう１つの大きな課題である変形能についても、凝固直後の高温から優れた熱間変形能を示し問題はない。
　このように凝固終了直後から熱間変形能に優れ、圧延中期までは純銅の変形抵抗と大差ない低い変形抵抗を示すので、製造上の問題はない。さらには、圧延後期には未再結晶組織と微細な再結晶粒が形成され、これが最終製品の強度に寄与する１つの大きな因子になる。そして、連続鋳造圧延工程において十分な溶体化ができ、連続鋳造圧延後の熱処理工程による析出により、材料は強化され、導電性が上昇し、その後の冷間抽伸／伸線等の塑性加工により高い強度を有する棒線材が得られる。
　一般に、時効析出型銅合金は、完全に溶体化させ、その後に析出という工程を経て高性能銅棒線材を得る。溶体化を簡略化した連続鋳造圧延法のような工程で作られた棒線材は、一般的にはその性能は劣る。しかし本発明に係る棒線材は、高いコストの掛かる完全溶体化－析出硬化の工程で作られたものと同等以上の性能を有する。
　他方、実用合金の中で唯一、高強度・高導電銅であって溶体化－時効・析出型合金であるＣｒ－Ｚｒ銅やＣｒ銅がある。しかし、この合金を本発明に係る製造工程に用いると、非常に乏しい強度しか得られない。すなわち溶体化の上限温度は９６０℃以上の温度で熱間変形能に乏しいため大きな制約を受ける。下限温度側は、Ｃｒ、Ｚｒの固溶限が温度の僅かな低下と共に急激に小さくなるので、溶体化温度の温度範囲が狭く、そして冷却速度の感受性が高い。そして、Ｃｒ量が０．５mass％、又はＺｒ量が０．１mass％を超えると熱間変形抵抗が高くなり、本方法では、パワーが無いので作ることは困難である。また、多くの活性なＺｒ、Ｃｒを含むので溶解鋳造に制約を受ける。結果的に、Ｃｒ－Ｚｒ銅やＣｒ銅は、連続鋳造圧延法では製作できず、高コストが掛かる熱間押出法で素材を作り、温度管理の厳しいバッチの溶体化－時効析出のプロセスをとらざるを得ず、工業上、広く使われていないのが現状である。
　このように、発明合金は、連続鋳造圧延ができる程に熱間変形能に優れ、純銅並みに熱間変形抵抗が低く、連続鋳造圧延の中で常温での高強度化を図る組織制御（未再結晶組織と微細再結晶組織）ができる。しかも、その連続鋳造圧延の工程の中で特別な処理を施さずに溶体化でき、その後の析出処理を施し、冷間で塑性加工することにより、高強度材が得られる。本発明の一連の連続鋳造圧延を含む工程で得られた棒線材は、Ｃｒ－Ｚｒ銅のように発明合金をオフラインで溶体化－時効析出処理して得られた材料と比べて、導電性が同等以上で、寧ろ高強度、高延性になる。このことは特筆すべきことである。
　まとめると、従来、銅に元素を添加した高強度高導電銅合金は、連続鋳造圧延法では凝固直後の高温から圧延が行なわれる熱間での変形抵抗が低いことと、変形能に優れることを要求されるために実用化されていない。そして、従来の高強度・高導電銅は、生産性の低い熱間押出材を用い、コストのかかる９００℃以上の温度での溶体化、急速冷却、そして時効を行なうという製造方法によって生産されていた。これら製造方法を使わずに、最も安価で線・棒を製造できる連続鋳造圧延工程によって棒線材の形状が作れ、しかも連続鋳造圧延工程の中で溶体化だけでなく組織制御が行えるような本組成と製造プロセスとの組み合わせは、従来技術には見当たらない。特性に優れた合金銅を安価に提供できることは工業上非常に有益である。今までＣｏ、Ｐら複数の合金添加量と凝固直後の高温から熱間に至る温度領域での変形抵抗、変形能の関係は未知であり、またこれらの添加元素の溶体化感受性も未知であり、さらには、主として７００℃以下の熱間圧延で生成する未再結晶組織と結晶粒微細化についても知られていない。これらの金属組織の形成が機械的強度に与える効果、さらには連続鋳造圧延法での遅い冷却速度で行なわれる溶体化と、その後に析出する析出粒子との関係を見出すことができた。そして、強度、導電性、延性、耐屈曲性に及ぼす、一連の溶体化、組織制御、析出、加工硬化の効果についても、本発明により見出すことができた。
　今まで、このような強度、導電性に優れた銅棒線材は連続鋳造圧延で作られなかった。本発明に係る銅棒線材における連続鋳造圧延時に生じる未再結晶組織は、最終製品の延性に大きな影響を与えない。一方で、析出硬化型の銅合金でありながら、析出物が２．５ｎｍから１０ｎｍで微細に均一析出していることや、本組成と再結晶部が微細化していることや、熱処理による回復等が、耐屈曲性等の延性に好影響を与えている。
　線材を工業用材料として使用するか否かの判断において、導電率と強度のバランス、さらには導電率と強度、延性のバランスが高度に取れているかが重要になる。前提となる高導電性は、好ましくは５５％IACS、より好ましくは６０％IACS以上とするのが良い。高導電を必要とする場合は、アルミニウムと同等以上の６５％IACS以上が好ましく、さらに好ましくは７０％IACS以上であり、最適には７５％IACS以上である。本明細書では、棒線材の強度と導電率を合わせて評価する指標として、線材性能指数Ｉ１を次のように定める。
　導電率をＲ（％IACS）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ２）としたとき、
　Ｉ１＝Ｒ１／２×Ｓ
とする。
　線材性能指数Ｉ１は、４３００以上、好ましくは４５００以上、更に好ましくは、４７００以上、最適には５０００以上がよい。これらの数値になると非常に優れた高強度・高導電銅と言える。本実施形態に係る銅線材は、外径３ｍｍ以下においても強度、導電率、耐屈曲性に優れるので、銅線材の信頼性が向上する。
　上述した線材は、ワイヤハーネス、リレー、コネクタ線、ロボット、航空機配線に使用することができる。これらの用途においても導電性と強度と延性のバランスが必要であり、導電率５０％IACS以上で高強度とするか、強度を多少落としても導電率７０％IACS 以上、さらには７５％IACS以上とするかの２つに大きく分かれる。その用途に応じたバランスで材料は決定される。線材の耐屈曲性があることが前提でこれら分野での高強度化は軽量化に繋がり、自動車等の燃費向上、ＣＯ２削減に繋がる。また、これら特性が良いことからコネクタやワイヤカット用線の用途にも好適である。線材の強度、導電率、耐屈曲性がよいので、ワイヤハーネス等の信頼性が増す。
　棒材では、伸びも要求されることがある。本明細書では、棒材の強度と伸びと導電率を合わせて評価する指標として、棒材性能指数Ｉ２を次のように定める。
　導電率をＲ（％IACS）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ２）、伸びをＬ（％）、としたとき
　Ｉ２＝Ｒ１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００
とする。
　棒材性能指数Ｉ２は、導電率が４５％IACS以上で、伸びが５％以上、好ましくは１０％以上であることを条件として、４２００以上、好ましくは４４００以上、更に好ましくは、４６００以上、最適には、４８００以上がよい。導電率も好ましくは５５％IACS以上、より好ましくは、６０％IACS以上とするのが良い。さらに、高伝導を必要とする場合は７０％IACS以上、さらには７５％IACS以上である。棒材性能指数Ｉ２をこのようにすることにより、棒材の信頼性が向上する。また、本実施形態に係る棒材は耐摩耗性も高いので、トロリ線に用いることができ、トロリ線の信頼性が向上する。また、線材についても、線径に関わらず、伸びが必要とされる場合は、棒材性能指数Ｉ２を適用すればよい。特に外径３ｍｍ以上で６ｍｍ未満の線材用途では、棒材用途と同様に伸びが必要とされることが多いので、棒材性能指数Ｉ２を適用すればよい。
　棒材の用途で、高温での強度が求められるものがある。例えば、４００℃での引張強度が１８０Ｎ／ｍｍ２以上であり、好ましくは、２００Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは２２０Ｎ／ｍｍ２以上、最適には２４０Ｎ／ｍｍ２以上である。本実施形態に係る棒材は、４００℃などの高温時の引張強度が強いので、高温での強度が求められる用途に用いることにより、信頼性が向上する。棒材中のＣｏ、Ｐ等の析出物は、４００℃では殆ど再固溶せず、すなわち消滅せず、かつ、その粒径も殆ど変化しない。また、Ｓｎの固溶によりマトリックスの耐熱性が向上している。これにより、４００℃に加熱しても、原子拡散がまだ不活発な状況にあり、再結晶は勿論生ぜず、変形が加えられてもＣｏ、Ｐ等の析出物により、変形に対して抵抗を示す。また、再結晶部の結晶粒径が４～４０μｍであると良好な延性が得られる。この結果、高い引張強度を示す。また、このように高い耐熱特性を示す他の例として、６００℃或いは７００℃でのろう付け後の高い強度も特徴である。すなわち、例えば７００℃に加熱しても十秒間程度であれば依然として再結晶が起こらなく、ろう付け後においても高い強度を持つ。
　トロリ線や溶接チップ用等の棒材には、高強度・高導電を前提に高温強度、耐摩耗性が求められるが、用途によって求められる強度、導電性、高温強度、耐摩耗性等のバランスが異なり、その用途に応じて組成と工程が決定される。特に、強度を得るためには、冷間抽伸を熱処理前、及び／又は熱処理後に入れ、トータルの冷間加工度を高くすることにより高強度材になるが、延性とのバランスの関係も重視しなければならない。伸びを少なくとも５％以上、好ましくは１０％以上を確保するためには、トータルの抽伸加工率を６０％以下、又は、熱処理後の抽伸加工率を４０％以下にするのが良い。また、３００℃を越える使用環境においては、熱処理後の抽伸加工率を５０％以下、さらには３０％以下にするのが良い。トロリ線、溶接チップは消耗品であるが、本発明品の使用により高寿命を図ることが出来るので、低コストにすることができる。本実施形態の高性能銅棒線材は、トロリ線、溶接チップ、電極、配電部材等の用途に好適である。
　本実施形態に係る高性能銅棒・線材、及びそれらの圧縮加工品は、高い耐熱特性を有し、７００℃で３０秒加熱し、水冷後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上であって導電率が４５％IACS以上である。さらに加熱後の金属組織中の析出物は、平均粒径で２～２０ｎｍ、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下、又は金属組織中の再結晶化率が４５％以下である。より好ましくは、析出物の平均粒径が３～１２ｎｍ、又は全ての析出物の９５％以上が３０ｎｍ以下、又は金属組織中の再結晶化率が３０％以下である。このことにより、本実施形態に係る高性能銅棒線材、及びそれらの圧縮加工品は、高温状態に晒される環境に使用することができ、接合に用いられるろう付け後においても高い強度を持つ。具体的には、本実施形態に係る高性能銅棒線材は、モーターに使用されるローターバー、棒材をプレス成形後ろう付けされるパワーリレー等の用途に好適である。なお、ろう材は、例えば、ＪＩＳ　Ｚ　３２６１に示される銀ろうＢＡｇ－７（４０～６０mass％Ａｇ、２０～３０mass％Ｃｕ、１５～３０mass％Ｚｎ、２～６mass％Ｓｎ）であり、固相線温度は、６００～６５０℃、液相線温度は、６４０～７００℃である。
　本実施形態に係る高性能銅棒線材は、鍛造やプレス等とで作られる配電部品等電気用途にも最適である。以下、鍛造やプレス等を総称して圧縮加工と称する。圧縮加工の圧縮能力と製品の形状及び変形量等によるが、圧縮加工の前の段階で、熱処理と冷間抽伸を施した高強度で高導電の棒材を用いるのが最適である。棒材の冷間抽伸の加工率は、圧縮能力と製品形状によって適宜決定される。加工設備の圧縮能力が低い場合や、非常に高い圧縮加工の成形加工度が負荷される場合、また、精密な寸法精度を要求される場合に、連続鋳造圧延工程の後工程は、熱処理無しに２０％程度の加工度の抽伸に留め、圧縮加工後に熱処理を施すと、圧縮加工前に熱処理と冷間抽伸を行った圧縮加工品よりも特性は多少劣るが高導電・高強度の配電部材を得ることが出来る。なお、棒線材、圧縮加工材で、ろう付け等により約７００℃で短時間加熱される場合は、一連の製造プロセスの中での熱処理は特に必要ではなく、コスト面でも有利である。何故なら、約７００℃の加熱中に、まずＣｏ、Ｐ等の微細な析出物が析出する。そして析出物によって、マトリックスの再結晶化を遅らせ、高い強度を有しながら、導電性が向上するからである。
　圧縮加工後の熱処理条件は、連続鋳造圧延後や、抽伸／伸線工程後に行なう場合よりも低温がよい。圧縮加工において局所的に高い冷間加工が施されていると、その部分を基準に熱処理を考えるのがよい。したがって、高加工が施されていると熱処理温度は低温側、又は短時間側にシフトする。好ましい条件は、上述した熱処理ＴＨ１に関する条件式を適用するか、又は３８０～６３０℃で１５～１８０分である。圧縮加工前の棒材に熱処理が施されている場合は、必ずしも熱処理は必要ではないが、延性の回復、更なる導電性の向上、残留応力除去を主目的として実施してもよい。その場合の好ましい条件は、２５０～５５０℃で５～１８０分である。
　（実施例）
　上述した第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金及び比較用の組成の銅を用いて高性能銅棒線材を作成した。表１は、高性能銅棒線材を作成した合金の組成を示す。合金は、第１発明合金の合金Ｎｏ．１、２、３、１０１と、第２発明合金の合金Ｎｏ．４、５、１０２と、第３発明合金の合金Ｎｏ．６、７、１０３と、比較用として発明合金に近似した組成の合金Ｎｏ．１１、１２、１０４と、従来のタフピッチ銅であるＣ１１００の合金Ｎｏ．２１とし、任意の合金を複数の工程パターンによって高性能銅棒線材を作成した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１乃至図３は、高性能銅棒線材の製造工程を示す。各図において、連続鋳造圧延でのトータルの熱間加工率や抽伸、伸線の工程での加工率を各工程を示す欄の括弧内に表示した。図１に示すように、線材は、製造工程Ａ、及びＢによって作成した。製造工程Ａは、連続鋳造圧延によって外径８ｍｍの棒材にした（溶解から連続鋳造圧延までの工程を工程ａ１とする。以下、同様）。連続鋳造圧延は、実操業の保持炉で組成を調整し、断面積約４８００ｍｍ２の台形状の鋳造棒に鋳造し、９７５℃で圧延を開始した。圧延後、アルコールによる表面酸化の還元を兼ねた水冷槽に通した。このとき、圧延時の平均冷却速度は、８５０℃から４００℃までが、約１２℃／秒であり、８５０℃から６００℃までの平均冷却速度は、約１０℃／秒であった。また、水冷槽に入るときの棒材の表面温度は約４００℃であった。連続鋳造圧延によって棒材にした後、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い（工程ａ２）、冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸線し（工程ａ３）、３０５℃で３０分の熱処理ＴＨ２を行い（工程ａ１１）、冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸線し（工程ａ１２）、続いて５００℃で５秒の熱処理ＴＨ２を行なった（工程ａ１３）。また、工程ａ３に続いて冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸線して５００℃で５秒の熱処理ＴＨ２を行なった（工程ａ２１）。また、工程ａ３に続いて５００℃で５秒の熱処理ＴＨ２を行ない、冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸線した（工程ａ３１）。
　製造工程Ｂは、製造工程Ａと同様の連続鋳造圧延によって外径１１ｍｍの棒材にした（工程ｂ１）。８５０℃から４００℃までの平均冷却速度は、約１３℃／秒であった。そして冷間抽伸加工によって外径９ｍｍに伸ばし、４８０℃で８時間の熱処理ＴＨ１を行い、冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸線し（工程ｂ１１）、４００℃で２分の熱処理ＴＨ２を行い（工程ｂ１２）、冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸線し（工程ｂ１３）、続いて５５０℃で２秒の熱処理ＴＨ２を行なった（工程ｂ１４）。また、熱処理ＴＨ１を２回行う工程として、連続鋳造圧延によって外径１１ｍｍの棒材にした後に５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い（工程ｂ２１）、冷間抽伸加工によって外径９ｍｍに伸ばし、４８０℃で８時間の熱処理ＴＨ１を行い、冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸線し（工程ｂ２２）、続いて４００℃で２分の熱処理ＴＨ２を行なった（工程ｂ２３）。
また、工程ｂ２１に続いて冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸線し、続いて４２０℃で１時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程ｂ２４）。また、工程ｂ１に続いて、冷間抽伸加工によって外径９ｍｍに伸ばし、４６０℃で８時間の熱処理ＴＨ１を行い、冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸線し、４００℃で２時間の熱処理ＴＨ１を行った（工程ｂ３１）。また、工程ｂ１に続いて、６３０℃で１時間の熱処理を行い（工程ｂ４１）、冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸線し、続いて４２０℃で１時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程ｂ４２）。
　図２に示すように、棒材は製造工程Ｃによって作成した。製造工程Ｃは、製造工程Ａと同様の連続鋳造圧延によって外径２３ｍｍの棒材にした（工程ｃ１）。８５０℃から４００℃までの平均冷却速度は、約１６℃／秒であった。そして５３０℃で３時間の熱処理ＴＨ１を行なって洗浄し（工程ｃ１１）、続いて冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍまで伸ばした（工程ｃ１２）。また、工程ｃ１に続いて冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍまで伸ばし（工程ｃ１３）、４８０℃で８時間の熱処理ＴＨ１を行なって洗浄し（工程ｃ１４）、続いて冷間抽伸加工によって外径１８ｍｍまで伸ばした（工程ｃ１５）。また、熱処理ＴＨ１が製造条件を外れた製造工程として、工程ｃ１に続いて５７５℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行なって洗浄し（工程ｃ１６）、続いて冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍまで伸ばした工程ｃ１７と、工程ｃ１３に続いて４２０℃で２時間の熱処理ＴＨ１を行なって洗浄する工程ｃ１８を行なった。工程ｃ１６の熱処理ＴＨ１は、熱処理指数ＴＩが製造条件より高い側に外れており、工程ｃ１８の熱処理ＴＨ１は、熱処理指数ＴＩが製造条件より低い側に外れている。
　また、一般的な連続鋳造圧延とは異なって、熱間圧延の直後に急水冷を行なう工程として、連続鋳造圧延によって外径２３ｍｍの棒材に成形した後、直ちに水槽に漬けた（工程ｃ２）。水槽に漬ける直前の棒材の表面温度は、約６５０℃であった。また、８５０～６００℃の平均冷却速度は、約１５℃／秒で、８５０℃から４００℃の平均冷却速度は、約２４℃／秒であった。連続鋳造圧延によって棒材にした後、工程ｃ１１乃至工程ｃ１４と同様にして工程ｃ２１乃至工程ｃ２４を行なった。
　また、熱間圧延後の冷却速度が製造条件より遅い工程として、圧延後の冷却を空冷とする工程を行なった（工程ｃ３）。８５０℃から４００℃の平均冷却速度は、約８℃／秒であった。連続鋳造圧延によって棒材にした後、工程ｃ１１乃至工程ｃ１４と同様にして工程ｃ３１乃至工程ｃ３４を行なった。
　また、熱間圧延開始温度を変化させた複数の工程を行なった。熱間圧延開始温度が製造条件より低い工程として開始温度が８５０℃の工程ｃ４を行い、圧延後は工程ｃ１１及び工程ｃ１２と同様にして工程ｃ４１及び工程ｃ４２を行なった。このとき、工程ｃ４に続いて、冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍまで伸ばし、４８０℃で８時間の熱処理ＴＨ１を行なって洗浄する工程ｃ５１を行なった。また、熱間圧延開始温度が製造条件より高い工程として開始温度が１０２５℃の工程ｃ７を行なったが、初期の圧延において割れが発生したので製造を中止した。また、熱間圧延開始温度が製造条件内の工程として開始温度が９３０℃の工程ｃ６を行い、圧延後は工程ｃ１１及び工程ｃ１２と同様にして工程ｃ６１及び工程ｃ６２を行なった。
　また、Ｃ１１００では、線材及び棒材を製造工程Ａ、Ｂ、及びＣに対応させた製造工程ＺＡ、ＺＢ、及びＺＣによって作成した。図４は、工程ＺＡ、ＺＢ、及びＺＣの構成を示す。Ｃ１１００は酸素を約０．０３mass％含む純銅であり、晶出物として亜酸化銅（Ｃｕ２Ｏ）が生成するが、析出物が生成されないので、一般的なＣ１１００での製造工程と同様に製造工程ＺＡ、ＺＢ、及びＺＣにおいては、析出のための熱処理ＴＨ１を行なっていない。製造工程ＺＡは、連続鋳造圧延によって外径８ｍｍの棒材にし、冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸ばし（工程ＺＡ１）、さらに冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸ばし（工程ＺＡ３）、続いて３００℃で５秒の熱処理ＴＨ２を行なった（工程ＺＡ４）。製造工程ＺＢは、連続鋳造圧延によって外径１１ｍｍの棒材にし、続いて冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸ばした（工程ＺＢ１）。製造工程ＺＣは、連続鋳造圧延によって外径２３ｍｍの棒材にし、続いて冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍまで伸ばした（工程ＺＣ１）。
　また、棒線材の製造工程の比較用として、完全溶体化－析出の工程を含む製造工程Ｇ、及びＨを行なった。図５は、工程Ｇ、及びＨの構成を示す。製造工程Ｇは、外径８ｍｍの棒材を９００℃で１０分の溶体化の熱処理をして水冷し、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い、冷間伸線加工によって外径２ｍｍまで伸ばし（工程Ｇ１）、３０５℃で３０分の熱処理ＴＨ２をし（工程Ｇ２）、冷間伸線加工によって外径０．８ｍｍまで伸ばし、続いて５００℃で５秒の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｇ３）。製造工程Ｈは、外径２３ｍｍの棒材を９００℃で１０分の溶体化の熱処理をして水冷し、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い、続いて冷間抽伸加工によって外径２０ｍｍまで伸ばした（工程Ｈ１）。
　上述した試験は実際の製造設備によって行なったが、実機テストとは別にラボテストを行なった。表２は、ラボテストを行なった合金の組成を示し、図６は、ラボテストでの製造工程を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　ラボテストは、厚み５０ｍｍの板状の鋳造物を作成し、９７０℃に加熱して厚み６ｍｍと１５ｍｍに板圧延し、それぞれから板を切り出し、続いて旋盤加工によって外径５．６ｍｍと１４．５ｍｍの棒線材を作成した。このときの、８５０℃から４００℃間の平均冷却速度は、各々、約１５℃／秒と約１９℃／秒であった。続いて製造工程Ｅ、及びＦによって線材及び棒材を作成した。製造工程Ｅは、外径５．６ｍｍの線材を、５００℃で４時間の熱処理ＴＨ１を行い、冷間伸線加工によって外径１．４ｍｍまで伸ばし（工程Ｅ１）、続いて４５０℃で１０秒の熱処理ＴＨ２を行なった（工程Ｅ２）。製造工程Ｆは、外径１４．５ｍｍの棒材を、冷間抽伸加工によって外径１２．６ｍｍまで伸ばし（工程Ｆ１）、続いて４７５℃で８時間の熱処理ＴＨ１を行なった（工程Ｆ２）。
　また、比較用のＣ１１００では、製造工程Ｅ及びＦに対応させた製造工程ＺＥ及びＺＦによって作成した。製造工程ＺＥ及びＺＦでは、上述した実機テストと同様に析出のための熱処理ＴＨ１を行なわなかった。
　上述した方法により作成した高性能銅棒線材の評価として、引張強度、ビッカース硬度、伸び、ロックウェル硬度、繰返し曲げ回数、導電率、４００℃高温引張強度、冷間圧縮後のロックウェル硬度と導電率を測定した。また、金属組織を観察して再結晶率、結晶粒径、及び析出物の径と３０ｎｍ以下の大きさの析出物の割合を測定した。また、工程ｃ１２の棒材は冷間圧縮後のロックウェル硬度と導電率を測定した。また、棒線材、圧縮加工材を用いて７００℃で３０秒間、および１００秒間の高温加熱試験を行なった。
　引張強度の測定は、次のように行なった。試験片の形状は、棒材では、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の標点距離が（試験片平行部の断面積の平方根）×５．６５の１４Ａ試験片で実施した。線材では、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の標点距離が２００ｍｍの９Ｂ試験片で行った。
　繰返し曲げ回数の測定は、次のように行なった。曲げ部分のＲを２×Ｄ（製品径）ｍｍとし、９０度曲げを行い元の位置まで戻った時を１回とし、さらに反対側に９０度曲げ、破断するまで繰り返し行なった。
　導電率の測定は、直径８ｍｍ以上の棒材の場合、及び冷間圧縮試験片の場合、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（SIGMATEST D2.068）を用いた。線材及び、直径８ｍｍ未満棒材の場合、ＪＩＳ　Ｈ　０５０５に従って、測定した。そのとき、電気抵抗の測定には、ダブルブリッジを用いた。尚、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。
　４００℃高温引張強度の測定は、次のように行なった。４００℃で３０分保持後、高温引張試験をした。なお、標点距離は５０ｍｍとし、試験部はφ１０ｍｍに旋盤で加工した。
　冷間圧縮は、次のように行なった。工程ｃ１、ｃ１１、ｃ１２、ｃ１３、ｃ１４の棒材は、長さ３５ｍｍに切断し、アムスラー型万能試験機で７ｍｍに圧縮した（加工率８０％）。圧縮後に、工程ｃ１、ｃ１３の棒材については加工後熱処理として４４０℃×６０分の熱処理をし、ロックウェル硬度と導電率を測定した。工程Ｆ１、Ｆ２の棒材は、長さ２０ｍｍに切断し、アムスラー型万能試験機で４ｍｍに圧縮した（加工率８０％）。圧縮後に工程Ｆ１の棒材については加工後熱処理として４４０℃×６０分の熱処理をし、ロックウェル硬度と導電率を測定した。なお、Ｃ１１００については、熱処理によって軟化及び再結晶するので、熱処理を行っていない。
　未再結晶率の測定は、次のように行なった。１００倍、２００倍または５００倍の金属顕微鏡の組織写真で行なった。再結晶と未再結晶の判別が付き難い場合、２００倍、５００倍、または１０００倍のＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern、電子線後方散乱回折図形）による結晶粒マップから方位差１５度以上の粒界に囲まれた領域で、抽伸方向の長さが抽伸方向に垂直な方向の長さよりも３倍以上の領域を未再結晶領域とし、その領域の面積率を画像解析（画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」で２値化する）により測定し、その値を未再結晶率とした。ＥＢＳＰは、日本電子（株）のＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope：電界放出型走査電子顕微鏡、型番JSM-7000F　FE-SEM）に（株）ＴＳＬソリューションズのＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy、結晶方位解析装置、型番TSL-OIM 5.1）を搭載した装置によって作成した。
　結晶粒径の測定は、光学顕微鏡写真より、ＪＩＳ　Ｈ　０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法の比較法に準じて測定した。
　析出物の粒径は、１５０，０００倍のＴＥＭ（透過電子顕微鏡）の透過電子像を上述した「ＷｉｎＲＯＯＦ」によって２直化して析出物を抽出し、各析出物の面積の平均値を算出して平均粒子径を測定した。測定位置は、棒線材の半径をＲとすると、棒線材の中心から１Ｒ／２と、６Ｒ／７の位置の２点とし、その平均値を採った。析出物の大きさは、金属組織中の転位密度が高いと測定が難しいので、主として連続鋳造圧延材に熱処理ＴＨ１を施した棒線材、例えば工程ｃ１１上がりの棒線材で測定した。７００℃の高温加熱試験材については、部分的に再結晶した部分で測定した。また、それぞれの析出物の粒径から、３０ｎｍ以下の析出物の個数の割合を測定したが、１５０，０００倍のＴＥＭの透過電子像では、２．５ｎｍ位までしか正確に寸法測定できないので、２．５ｎｍよりも大きな析出物中での割合となる。析出物の大きさが、概ね７ｎｍ以下で小さな場合は、７５万倍で観察した。７５万倍のＴＥＭで観察した時、比較的正確に判別できる析出物の限界は、０．７ｎｍであるので、平均析出物の大きさ、３０ｎｍ以下の析出物の割合も、０．７ｎｍ以上の析出物が対象になる。
　耐摩耗性の測定は、次のように行なった。外径２０ｍｍの棒材に切削加工及び穴明け加工等を施すことにより、外径１９．５ｍｍ、厚さ（軸線方向長さ）１０ｍｍのリング状試験片を得た。次に、試験片を回転軸に嵌合固定すると共に、リング状試験片の外周面に１８mass％Ｃｒ、８mass％Ｎｉ、残Ｆｅから成るＳＵＳ３０４製ロール（外径６０．５ｍｍ）を５ｋｇの荷重をかけた状態で転接させた上、試験片の外周面にマルチオイルを滴下しつつ（試験当初は、過剰に試験面が濡れるようにしその後、１日あたり１０ｍＬを補給滴下）、回転軸を２０９ｒｐｍで回転させた。そして、試験片の回転数が１０万回に達した時点で、試験片の回転を停止して、試験片の回転前後における重量差つまり摩耗減量（ｍｇ）を測定した。摩耗減量が少ない程、耐摩耗性に優れた銅合金ということができる。
　高温加熱試験は、次のように行なった。７００℃のソルトバス（ＮａＣｌとＣａＣｌ２を約３：２に混合したもの）に３０秒間、浸漬して水冷後に、導電率、金属組織、析出物の平均粒径、ビッカース硬度、そして一部で引張強度、伸び、ロックウェル硬度を測定した。高温加熱試験は試料によって、次の３種類の内のいずれかの状態で行なった。なお、高温加熱試験の試料は、棒線材については、各工程上がりの外径はそのままで、長さを３５mmに切断したものを用い、冷間圧縮材は、上記の冷間圧縮試験後の試料を用いた。一部で実施した引張試験は、各工程上がりの外径はそのままで、試験片の長さを３００mmとした。長さ、体積が大きくなったので、引張試験片については、ソルトバス中で１００秒間浸漬後、水冷した。
１．各工程上がりの棒線材の状態
２．各工程上がりの棒線材に上記の冷間圧縮を行なった状態
３．各工程上がりの棒線材に上記の冷間圧縮を行ない、さらに４４０℃×６０分の熱処理（[００９７]と同様）を行った状態
　後述する試験結果の各表において、「７００℃３０秒の耐熱性」の試験項目の「加熱前の加工」の欄に、各試料の試験状態をこの１から３の数字で表す。
　上述した試験について、最初にラボテストの結果について説明する。表３、４は、工程Ｅ１における結果を示す。表において、第１発明合金、第２発明合金、第３発明合金をそれぞれ第１、第２、第３と記し、比較用合金を比較、Ｃ１１００をＣと記す（以下の各表において同様）。なお、表中の工程Ｅ１、Ｅ２で記載している析出粒子の大きさは、外径５.６ｍｍの段階で調査したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　Ｃ１１００は熱処理ＴＨ１を行っていない工程ＺＥ１の結果を記載している。発明合金は、比較用合金やＣ１１００よりも、熱間圧延後の未再結晶率が高く、結晶粒径が小さい。また、発明合金は、比較用合金やＣ１１００よりも、伸線加工後では、析出物の平均粒径が小さく、３０ｎｍ以下の割合が高い。また、引張強度、ビッカース硬度、繰り返し曲げ回数、線材性能指数Ｉ１において、良好な結果となっている。導電率は、比較用合金がＣ１１００の６０％程度に低下しているが、発明合金は、Ｃ１１００の８０％程度に留まっている。また、合金Ｎｏ．４３及び４４の比較用合金では、Ｐ及びＳｎの含有量が高かったため、熱間圧延時に割れが生じて線材に加工することができなかった。
　表５、６は、工程Ｅ２における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　Ｃ１１００は熱処理ＴＨ１、ＴＨ２を行っていない工程ＺＥ１の結果を記載している。工程Ｅ１の結果と同様に、工程Ｅ２の結果においても、発明合金は、比較用合金やＣ１１００よりも、引張強度、ビッカース硬度、繰り返し曲げ回数、線材性能指数Ｉ１において、良好な結果となっている。導電率は、比較用合金がＣ１１００の６０％程度に低下しているが、発明合金は、Ｃ１１００の７５％程度に留まっている。また、工程Ｅ２後では、工程Ｅ１後に比べて引張強度は少し小さくなるが、繰り返し曲げ回数は向上している。これらの様に、発明合金は、高強度・高導電銅合金であり、特にその中でも数式、Ｘ1、Ｘ２、Ｘ３の範囲、及び組成範囲で、より好ましい範囲にある方が、線材性能指数Ｉ１が高い。（合金３２、３５が少し劣る。）
　表７、８は、工程Ｆ１における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
 　Ｃ１１００は工程Ｆ１に対応する工程ＺＦ１の結果を記載している。発明合金は、Ｃ１１００と比べて、引張強度において、良好な結果となっているが、伸び、ロックウェル硬度は同等であり、導電率は、Ｃ１１００の５０％程度に低下している。また、発明合金は、比較用合金と比べて、引張強度、伸び、ロックウェル硬度、導電率、棒材性能指数Ｉ２において、同等であり、冷間圧縮後のロックウェル硬度、導電率において良好な結果となっている。
　表９、１０は、工程Ｆ２における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
 　Ｃ１１００は熱処理ＴＨ１を行っていない工程ＺＦ１の結果を記載している。発明合金は、比較用合金とＣ１１００と比べて、引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２、４００℃高温引張強度、及び冷間圧縮後のロックウェル硬度、導電率において、非常に良好な結果となっている。このように、発明合金は、４７５℃で８時間の熱処理（析出処理）を行なうことにより、工程Ｆ１後から引張強度等の性能が大きく向上している。
　工程Ｅ１、Ｅ２、Ｆ１、及びＦ２から合金Ｎｏ．４１乃至４４の各比較用合金の結果は次のようであった。比較用合金の合金Ｎｏ．４１は、Ｃｏ、Ｐ等比が悪いために、導電率が低い。そして、析出物の粒径が大きいので、未再結晶粒をほとんど生成せず、強度も低い。さらに、析出物の粒径が大きいので、高温強度が低い。
　比較用合金の合金Ｎｏ．４２は、Ｆｅ、Ｎｉが所定の量より多く含有するために、析出粒子径が大きく、析出物の形態が変わっている可能性があり、その結果、未再結晶部の生成が進まず、強度、高温強度が低い。
　比較用合金の合金Ｎｏ．４３は、Ｃｏ、Ｐ等比が悪く、Ｐ量が請求範囲を超えているために熱間で大きな割れを生じた。
　比較用合金の合金Ｎｏ．４４は、Ｓｎ量が多く、圧延途中で圧延荷重がＣ１１００の場合の７０％増となったため、圧延を中止した。
　次に、実機テストでの結果を説明する。表１１、１２は、工程ａ１、ａ２、ａ３、ｂ１、ｂ１１における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　Ｃ１１００は工程ａ３に対して工程ＺＡ１の結果を、工程ｂ１１に対して工程ＺＢ１の結果を示している。図７は合金Ｎｏ．１の発明合金とＣ１１００において、金属組織を観察した結果を示す。図８は、透過型電子顕微鏡で工程ａ２における合金Ｎｏ．２の析出物を観察した結果を示す。
　連続鋳造圧延後（工程ａ１、工程ｂ１）では、発明合金は比較用合金と較べて未再結晶率が高く、結晶粒径が小さい。また、熱処理ＴＨ１後（工程ａ２）では、発明合金は比較用合金と較べて、析出物の平均粒径が小さく、３０ｎｍ以下の析出物の割合が高くなっている。そして、発明合金は、外径２ｍｍに伸ばされた後（工程ａ３、工程ｂ１１）は、比較用合金やＣ１１００と比べて、引張強度やビッカース硬度や線材性能指数Ｉ１が非常に高い。
　線材性能指数Ｉ１は、以後の本発明に係る高性能銅棒線材を含め、殆どの高性能銅棒線材で好ましい範囲である４５００以上、さらには４７００以上を満足する。また、繰り返し曲げ回数も、発明合金は、比較用合金やＣ１１００と比べて、良好な結果となっている。導電率は、比較用合金がＣ１１００の７０％位なのに対し、各発明合金は８０％位であり、比較用合金よりも良好な結果となっている。また、耐熱性においても、発明合金は比較用合金やＣ１１００と比べて、ビッカース硬度が高く、再結晶率が低く、導電率も比較用合金と較べて高い。
　表１３、１４は、工程ｃ１、ｃ１１、ｃ１２、ｃ１６、ｃ１７における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
 　棒材を製造する工程Ｃにおいて、発明合金は、連続鋳造圧延後（工程ｃ１）で未再結晶率が１５～３０％であって合金Ｎｏ．１１、１２の比較用合金や、合金Ｎｏ．２１のＣ１１００と比べて高く、また、再結晶粒の大きさは、１８～２０μｍであって、比較用合金やＣ１１００と比べて小さくなっている。また、熱処理ＴＨ１後（工程ｃ１１）では、発明合金は比較用合金と較べて、析出物の平均粒径が小さく、３０ｎｍ以下の析出物の割合が高くなっている。また、引張強度やロックウェル硬度や棒材性能指数Ｉ２が非常に高い。発明合金は、工程ｃ１の連続鋳造圧延後では軟らかいが、工程ｃ１１の熱処理ＴＨ１後は、引張強度、ロックウェル硬度が高くなり、導電率や棒材性能指数Ｉ２が大きく向上する。連続鋳造圧延後の材料強度が低いことは、パワーの小さいプレスや冷間鍛造設備で容易に、寸法精度良く成形できることを示唆される。このように、発明合金は熱処理ＴＨ１を行うことにより、機械的性質や導電性が大きく向上する。そして、発明合金は、外径２０ｍｍに伸ばされた後（工程ｃ１２）は、比較用合金やＣ１１００と比べて、引張強度やロックウェル硬度や棒材性能指数Ｉ２が非常に高い。
棒材性能指数Ｉ２は、以後の本発明に係る高性能銅棒線材を含め、殆どの高性能銅棒線材で好ましい範囲である４４００以上を満足する。また、伸びも、発明合金は、比較用合金やＣ１１００と比べて、若干良好な結果となっている。
　工程ｃ１２において発明合金は、４００℃高温引張強度が、比較用合金の２倍、又はそれ以上であり、Ｃ１１００の４倍位である。冷間圧縮後のロックウェル硬度も良好な結果となっている。また、７００℃の耐熱性においても、発明合金は比較用合金やＣ１１００と比べて、ビッカース硬度が高い。また、再結晶率も４５％以下で、殆どが２０％以下である。導電率は、熱処理ＴＨ１を施した加熱前の材料（工程ｃ１２）に比べ、８％IACS程度悪くなっているが、約７０％IACSで高い導電性を示す。また導電率は、熱処理ＴＨ１を施していない加熱前の材料（工程ｃ１）に比べ、約２０％IACS向上し、約７０％IACSで高い導電性を示す。さらに、析出物の大きさも加熱前の約３.５ｎｍから加熱後の７.５ｎｍに成長しているが依然として微細なままで、３０ｎｍを超える析出物は殆ど存在しない。一般的な析出時効型合金の場合、７００℃の高温に加熱すると、再結晶率は５０％を超え、析出物が粗大化し、析出物に関わる元素の再固溶により、導電性の低下が著しく、当然強度の低下も大きい。これに対し本発明合金は、上記のように、析出物に関係する元素の再固溶が少なく、析出物が微細なため、再結晶化を防いでいる。その結果、７００℃に加熱しても、高い強度と導電性を有していると思われる。なお、表の中で数値の記載は無いが、工程ｃ１２及びＺＣ１の棒材によって評価した耐摩耗性の摩耗減量は、第１発明合金の試験Ｎｏ．１０７が９３ｍｇで試験Ｎｏ．１１０が６６ｍｇに対し、Ｃ１１００の試験Ｎｏ．１１９は６５２ｍｇであって、発明合金はＣ１１００より遥かに優れている。熱処理ＴＨ１の熱処理指数ＴＩが製造条件より高い側に外れた工程ｃ１６では、マトリックスが軟化し、析出物が大きくなるので、工程ｃ１１での結果と較べて引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が大きく低下し、その後に抽伸を行なった工程ｃ１７においても、工程ｃ１２での結果と較べて引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が大きく低下している。工程ｃ１６は、熱処理ＴＨ１の熱処理指数ＴＩが製造条件より高い側に外れているので、析出が過剰なため、析出による強度向上が少なく、引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が低い。
　表１５は、発明合金の工程ｃ１２と工程ｃ１４と、Ｃ１１００の工程ＺＣ１の棒材の７００℃で１００秒加熱の高温加熱試験の結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
 　引張強度、ロックウェル硬度、導電率共に、発明合金はＣ１１００より優れた結果となっている。一般に、耐熱特性の有無の判断は、加熱前の元材料の８０％の引張強度を有しているかで行なわれる。発明合金は、元材料の８０％以上の引張強度を有している。また、導電率も元材料の８０％以上有る。しかし、Ｃ１１００は、元材料の７０％以下の引張強度しか有しておらず、発明合金より１５０Ｎ／ｍｍ２以上低い。
　表１６、１７は、工程ａ１１、ａ１２、ａ１３、ａ２１、及びａ３１における結果を示し、表１８、１９は、工程ｂ１２、ｂ１３、及びｂ１４における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
 　Ｃ１１００は、工程ＺＡ３、ＺＡ４の結果を示している。工程ａ１１、ａ１２、ａ１３、ａ２１、ａ３１、及び工程ｂ１２乃至ｂ１４は、回復を主な目的とした熱処理ＴＨ２を抽伸／伸線工程の間や後に行なっている。発明合金は、各工程において、比較用合金やＣ１１００と比べて、引張強度やビッカース硬度や線材性能指数Ｉ１が非常に高い。また、繰り返し曲げ回数も、各発明合金は、比較用合金やＣ１１００と比べて、良好な結果となっている。導電率は、比較用合金がＣ１１００の７０％位なのに対し、発明合金は７５％位であり、比較用合金よりも良好な結果となっている。また、発明合金は、工程ａ１２とａ１３との結果の比較、及び工程ｂ１３とｂ１４との結果の比較から分かるように、伸線工程後に熱処理ＴＨ２を行なうことにより、繰返し曲げ回数が大きく向上している。
　表２０、２１は、工程ｂ２１乃至ｂ２４及び工程ｂ３１、ｂ４１、ｂ４２における結果を、工程ｂ１１、ｂ１２における結果と比較して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
 　工程ｂ２２、及びｂ２３は熱処理ＴＨ１を２回行なっており、工程ｂ２２、ｂ２３の線材は、熱処理ＴＨ１が１回の工程ｂ１１、ｂ１２の線材よりも、強度、硬さ、導電率、屈曲性のいずれにおいても向上している。工程ｂ２４と工程３１は、製造工程の最終を熱処理ＴＨ１としている。最終に熱処理ＴＨ１を行うことにより、強度と導電率のトータル的なバランスを示す線材性能指数Ｉ１を満足し、より耐屈曲性に優れたものになる。また、工程ｂ２４と工程ｂ３１の線材は、延性を加味した棒材性能指数Ｉ２も最適な範囲である４８００以上の値を示す。また、工程ｂ３１の線材は、繰り返し曲げ回数が非常に多くなっている。なお、最終に熱処理ＴＨ１を行わないｂ１１～ｂ１３の各工程で作られた、C１１００や比較材と比べても、発明合金の強度は高く、耐屈曲性は、２倍以上である。
　表２２、２３は、工程ｃ１３乃至ｃ１５及び工程ｃ１８における結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
 　Ｃ１１００は、工程ＺＣ１の結果を示している。発明合金は、連続鋳造圧延後（工程ｃ１）は、軟らかいが、抽伸工程後（工程ｃ１３）には強度が強くなり、熱処理ＴＨ１（工程ｃ１４）を行なうことにより、引張強度、伸び、ロックウェル硬度、導電率が更に良くなる。一方、比較用合金は、熱処理ＴＨ１を行なっても伸びと導電率は少し良くなっているものの引張強度、ロックウェル硬度は低下している。このように、発明合金は、加工するときには軟らかい状態であり、加工後に強くすることができるので、加工コストを低くすることができる。また、熱処理ＴＨ１後（工程ｃ１４）の４００℃の高温引張強度は、発明合金が比較用合金の２倍以上になっている。熱処理ＴＨ１後に抽伸を行なうと（工程ｃ１５）、伸びは小さくなるが、引張強度、ロックウェル硬度は更に高くなる。７００℃の耐熱性においては、熱処理ＴＨ１の有無、棒材の冷間加工率、そして棒や圧縮加工品に関わらず、ビッカース硬さは、１１０位で、導電率も７０位で、高い強度と高い導電率を有している。これは、ｃ１、ｃ１２の工程材を含め、析出物の大きさが、約７ｎｍで微細であり、再結晶率が約１０％であるからである。
　また、発明合金は、抽伸後（工程ｃ１３）の棒材の段階では、ロックウェル硬度が比較用合金と大差なく、Ｃ１１００より９ポイントしか高くないが、「冷間圧縮後」のデータに示されるように鍛造して熱処理をした後は、比較用合金とＣ１１００よりも遥かに高くなっている。このように、発明合金は、鍛造した後の熱処理後には比較用合金やＣ１１００より遥かに硬くなるので、鍛造等の冷間加工において優れた特性を示す（試験Ｎｏ．２０１、２０５、２０６参照）。工程ｃ１８は、工程ｃ１３の後に、４２０℃で２時間の熱処理ＴＨ１を行なっている。熱処理ＴＨ１の熱処理指数ＴＩが製造条件より低い側に外れているので、析出が不十分なため、析出による強度向上が少なく、引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が低く、導電率も低い。
　表２４、２５は、工程ｃ２、ｃ２１乃至ｃ２４及び工程ｃ３、ｃ３１、ｃ３２、ｃ３４における結果を、工程ｃ１、ｃ１１乃至ｃ１４における結果と比較して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
 　工程ｃ２、ｃ２１、ｃ２２、ｃ２３、ｃ２４は連続鋳造圧延の熱間圧延後に急水冷しており、８５０℃から４００℃までの冷却速度が２４℃／秒である。連続鋳造圧延後に急水冷することにより、その直後の熱処理ＴＨ１（工程ｃ２１）後の析出物は細かくなり、結果、棒材の引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が向上し、４００℃での高温引張強度も高い。また、７００℃加熱後の棒材、圧縮加工品の再結晶率が低く、ビッカース硬さも高い。冷間圧縮後のロックウェル硬度も高い。また、工程ｃ２２、ｃ２３、ｃ２４における結果も、それぞれの工程に対応する工程ｃ１２、ｃ１３、ｃ１４における結果よりも引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が良好になっている。このように、一般的な連続鋳造圧延方法でも発明合金は、高いレベルの強度、導電率、及び強度・導電率バランスを有するが、８５０℃から６００℃まで、又は８５０℃から４００℃までの平均冷却速度を上げ、及び／又は、６００℃以下又は４００℃以下の冷却速度を上げることにより、より一層、強度、導電率とそのバランスを上げることができる。さらには、高温強度、耐熱性の向上や冷間圧縮後の硬さの向上も達成できる。
　工程ｃ３、ｃ３１、ｃ３２、ｃ３４は連続鋳造圧延の熱間圧延後に徐冷しており、８５０℃から４００℃までの冷却速度が８℃／秒である。連続鋳造圧延後に徐冷することにより、その直後の熱処理ＴＨ１（工程ｃ３１）後の析出物は大きくなる。工程ｃ３１、ｃ３２、ｃ３４における結果は、それぞれの工程に対応する工程ｃ１１、ｃ１２、ｃ１４における結果よりも引張強度、伸び、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が悪くなっている。連続鋳造圧延中及び連続鋳造圧延後の冷却速度が遅いと、冷却過程で析出物が粗大化、析出物の分布が不均一なものとなり、また未再結晶率も高くなるので強度、延性が低い。
これらから得られた材料は、当然耐熱性も低い。
　表２６、２７は、工程ｃ４、ｃ４１、ｃ４２、ｃ５１、ｃ６、ｃ６１、ｃ６２、ｃ７における結果を、工程ｃ１、ｃ１１、ｃ１２における結果と比較して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
 　工程ｃ７のように、熱間圧延開始温度が製造条件より高い１０２５℃であると熱間圧延割れが生じた（試験Ｎｏ．２９１参照）。一方、工程ｃ４のように熱間圧延開始温度が製造条件より低い８５０℃で熱間圧延を開始すると、Ｃｏ、Ｐ等の固溶が不十分なため、圧延後の未再結晶率が高く、後の熱処理工程で析出物が粗大になる。このために、工程ｃ４１、ｃ４２における結果は、それぞれの工程に対応する工程ｃ１１、ｃ１２における結果よりも引張強度、伸び、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２が悪くなっている。また、熱間圧延の負荷が高くなるので連続鋳造圧延ができない場合がある（試験Ｎｏ．２９４参照）。また、工程ｃ４の後に抽伸を行なってから熱処理ＴＨ１を行っても（工程ｃ５１）、引張強度、ロックウェル硬度、棒材性能指数Ｉ２は低い。熱間圧延開始温度が製造条件内の９３０℃の工程ｃ６１、ｃ６２における結果は、工程ｃ１１、ｃ１２と同様に良好であった。
　このように、熱間圧延開始温度と冷却速度を制御することにより、Ｃｏ、Ｐ等が十分に固溶するので、後の熱処理工程でＣｏ、Ｐ等析出物が微細に均一に析出し、金属組織においても再結晶粒が細かく、かつ再結晶部と未再結晶部の割合が適切な連続鋳造圧延素材が得られる。さらに、その後の工程で析出硬化と抽伸又は伸線による加工硬化を適切に設計することにより、強度、導電性、延性に優れ、これらの総合バランスに優れた銅合金が得えられる。
　表２８、２９は、工程Ｇ１乃至Ｇ３、及び工程Ｈの結果を、工程ａ３、ａ１１、ａ１３、及び工程ｃ１２の結果と比較して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
 　工程Ｇ１乃至Ｇ３、及び工程Ｈ１は、溶体化－析出の工程を行なっている。そして、本実施形態に係る連続鋳造圧延工程を含む工程ａ３、ａ１１、ａ１３、ｃ１２とは、それぞれの工程内容から工程Ｇ１が工程ａ３と、工程Ｇ２が工程ａ１１と、工程Ｇ３が工程ａ１３と、工程Ｈ１が工程ｃ１２と対応する。各工程での比較において、本実施形態に係る高性能銅棒線材は、溶体化－析出の工程を行なった棒線材よりも、引張強度が高く、繰返し曲げ回数も多く、また、棒線材での伸びも高い。
　上述した各実機テストにおいて、連続鋳造圧延の熱間加工率が７５％以上、９５％未満であり、熱間圧延後の金属組織の未再結晶率が１～６０％で、かつ、再結晶部分の結晶粒径が４～４０μｍである棒線材が得られた（表１３、１４の試験Ｎｏ．９１乃至９５等参照）。
　また、連続鋳造圧延の熱間加工率が９５％以上であり、熱間圧延後の金属組織の未再結晶率が、１０～８０％で、かつ、再結晶部の結晶粒度２．５～２５μｍである棒線材が得られた（表１１、１２の試験Ｎｏ．６１乃至６５等参照）。
　また、連続鋳造圧延の後に冷間抽伸／伸線加工を施され、冷間抽伸／伸線加工の前後、又は間に３５０～６２０℃で０．５～１６時間の熱処理を施され、略円形、又は略楕円形の微細な析出物が均一に分散しており、析出物の平均粒径が２～２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさである棒線材が得られた（表１１、１２の試験Ｎｏ．７４乃至７６等参照）。
　また、冷間伸線加工の間、又は後に２００～７００℃で０．００１秒～１８０分の熱処理を施し、耐屈曲性に優れた棒線材が得られた（表１６、１７の試験Ｎｏ．１２１乃至１２５等参照）。
　また、外径３ｍｍ以下の線材で、導電率が４５（％IACS）以上であって、線材性能指数Ｉ１が４３００以上であり、かつ耐屈曲性に優れた棒線材が得られた（表１１、１２の試験Ｎｏ．７４乃至７６等参照）。
　また、導電率が４５（％IACS）以上で、伸びが５％以上であって、棒材性能指数Ｉ２が４２００以上である棒線材が得られた（表１３、１４の試験Ｎｏ．１０７乃至１１１等参照）。
　また、４００℃での引張強度が１８０（Ｎ／ｍｍ２）以上の耐熱強度を有する棒線材が得られた（表１３、１４の試験Ｎｏ．１０７乃至１１１等参照）。
　また、７００℃で３０秒加熱、水冷後のビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上、導電率４５％以上であり、加熱後の金属組織中の析出物は、平均粒径で２～２０ｎｍ、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下、又は金属組織中の再結晶化率が４５％以下である棒線材が得られた。
　特に、析出硬化型銅合金の場合、７００℃の高温に加熱、水冷すると２０％IACS（絶対値）又は元の導電率の３０％以上（相対値）低下するが、発明合金は、１０％IACS以下（絶対値）の低下或いは、元の導電率に比べ、１５％以下（相対値）の低下に留まっており、高導電を維持する。なお、比較合金はいずれもビッカース硬度、金属組織中の再結晶化率、析出物大きさを満足していない。
　上述した実機テストの結果から次のようなことがいえる。Ｃ１１００は、Ｃｕ２Ｏの晶出粒子が存在するが、その粒径が約２μｍと大きいために強度に寄与せず、金属組織への影響も少ない。そのために、高温強度も低く、粒径が大きいので繰返し曲げ加工性が決して良いとは言えない（表１６、１７の試験Ｎｏ．１３０等参照）。
　比較用合金の合金Ｎｏ．１１、１２は、Ｃｏ又はＰが少なく、かつＣｏ、Ｐ等の関係式においてバランスが悪い。Ｃｏ、Ｐ等の析出物の粒径が大きく、その量も少ない。そのために、素材の未再結晶率が低く、かつ再結晶部の再結晶粒径が大きいので、強度が低い。またＣｏ、Ｐ等のバランスが悪いために導電率が低い。さらには線材性能指数Ｉ１も悪い。これはＣｏ、Ｐの片方がほぼ同じ量である合金Ｎｏ．１と比べれば明らかである（表１１、１２の試験Ｎｏ．７４、７７、７８、及び表１６、１７の試験Ｎｏ．１２１、１２６、１２７等参照）。
　Ｎｏ.１０４は、Ｓｎの添加量が少ない。そのため、マトリックスの耐熱性が低いので、再結晶が低温側で起こり、未再結晶率が低く、析出粒子の大きさも大きい。そのため、強度が低くなり、線材性能指数Ｉ１や棒材性能指数Ｉ２も低くなっていると思われる。
　発明合金は、Ｃｏ、Ｐ等が微細に析出しているので、原子の移動を妨げ、マトリックスもＳｎにより耐熱特性が向上していることも相俟って、４００℃の高温でも、組織的変化が少なく、高い強度を得る。比較用合金の合金Ｎｏ．１１、１２は、析出量が少ないために耐熱特性に乏しく、４００℃での高温強度も低い（表１３、１４の試験Ｎｏ．１０７～１１２、１１４～１１６、１１９等参照）。
　発明合金は、実施したすべての材料において、変形能に優れるので割れが発生しなかった。また、変形抵抗が小さいので、圧延機が止まるトラブルも発生しなかった。
　発明合金は、所定量のＣｏ、Ｐ等を含有するので、未再結晶部が所定量生成し、また再結晶部の再結晶粒径も小さい。本プロセス程度の溶体化においても、その後の析出処理により、固溶していたＣｏ、Ｐ等が微細に析出し、高い強度を得ることができる。Ｃｏ、Ｐ等の殆どが析出するので、高い導電性が得られる。また析出物が小さいので繰返し曲げ性にも優れる。
　棒材においても、再結晶粒が細かく、析出物が小さいので、伸び、強度、導電率が高く、棒材性能指数Ｉ２も高い（表１３、１４の試験Ｎｏ．１０７～１１６等参照）。
　設備の加工能力が小さい場合においては、固溶状態或いは軽塑性加工の状態で加工し、その後に熱処理ＴＨ１を行なうことにより、高い導電率と強度を得ることができる（表１３、１４の試験Ｎｏ．９１～１０６、及び表２２、２３の試験Ｎｏ．２０１～２１５等参照）。７００℃の高温に加熱しても、析出物は、多くは消滅・固溶しないので、高い導電性を有する。また析出物が微細で、再結晶化が妨げられるので、硬度が高い。使用時にろう付け等により約７００℃に加熱する場合には、製造プロセス中に析出熱処理ＴＨ１、ＴＨ１をあえて施さなくても、高い硬度と高い導電性が得られる。
　本実施形態の棒線材は、引張強度が高く、硬度が硬いので、引張強度と硬度に依存する耐摩耗性も優れているものと思われる。
　なお、本発明は、上記各種実施形態の構成に限られず、発明の趣旨を変更しない範囲で種々の変形が可能である。例えば、工程中の任意のところで皮剥や洗浄を行なってもよい。
産業上の利用分野
　上述したように、本発明に係る高性能銅棒線材は、高強度、高導電であり、耐屈曲性に優れるので、ワイヤハーネス、ロボット用電線、航空機用電線、及び電子機器配線材等に最適である。さらに、高温強度、耐摩耗性、耐久性にも優れるので、コネクタ用線（バスバー）、ワイヤカット（放電加工）用線、トロリ線、溶接用チップ、スポット溶接用チップ、スタッド溶接基点、放電加工用電極材、ブスバー、電動機のロータバー、及び電気部品（留具、締具、電気配線器具、電極、パワーリレー、リレー、接続端子等）等に最適である。また、鍛造やプレス等の加工性にも優れるので、熱間鍛造品、冷間鍛造品、転造ねじ、ボルト、ナット、及び配管部品等に最適である。
　本出願は、日本国特許出願２００８－０４４３５３に基づいて優先権主張を行なう。その出願の内容の全体が参照によって、この出願に組み込まれる。

Claims (15)

  1. 　０．１２～０．３２mass％のＣｏと、０．０４２～０．０９５mass％のＰと、０．００５～０．７０mass％のＳｎと、０．００００５～０．００５０mass％のＯとを含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）≦６．２の関係を有し、かつ残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、連続鋳造圧延を含む工程によって造られたことを特徴とする高強度高導電銅棒線材。
  2. 　０．００２～０．５mass％のＺｎ、０．００２～０．２５mass％のＭｇ、０．００２～０．２５mass％のＡｇ、０．００１～０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有したことを特徴とする請求項１に記載の高強度高導電銅棒線材。
  3. 　０．１２～０．３２mass％のＣｏと、０．０４２～０．０９５mass％のＰと、０．００５～０．７０mass％のＳｎと、０．００００５～０．００５０mass％のＯとを含有し、かつ０．０１～０．１５mass％のＮｉ、又は０．００５～０．０７mass％のＦｅのいずれか１種以上を含有し、Ｃｏの含有量［Ｃｏ］mass％とＮｉの含有量［Ｎｉ］mass％とＦｅの含有量［Ｆｅ］mass％とＰの含有量［Ｐ］mass％との間に、３．０≦（［Ｃｏ］＋０．８５×［Ｎｉ］＋０．７５×［Ｆｅ］－０．００７）／（［Ｐ］－０．００８）≦６．２、及び０．０１５≦１．５×［Ｎｉ］＋３×［Ｆｅ］≦［Ｃｏ」の関係を有し、かつ、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる合金組成であり、連続鋳造圧延を含む工程によって造られたことを特徴とする高強度高導電銅棒線材。
  4. 　０．００２～０．５mass％のＺｎ、０．００２～０．２５mass％のＭｇ、０．００２～０．２５mass％のＡｇ、０．００１～０．１mass％のＺｒのいずれか１種以上をさらに含有したことを特徴とする請求項３に記載の高強度高導電銅棒線材。
  5. 　前記連続鋳造圧延におけるトータルの熱間加工率が７５％以上、９５％未満の場合は、前記連続鋳造圧延上がりでの金属組織の未再結晶率が１～６０％で、かつ、再結晶部分の平均結晶粒径が４～４０μｍであり、前記熱間加工率が９５％以上の場合は、前記連続鋳造圧延上がりでの金属組織の未再結晶率が、１０～８０％で、かつ、再結晶部の平均結晶粒径が２.５～２５μｍであることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  6. 　前記連続鋳造圧延における圧延開始温度が８６０℃から１０００℃の間であり、トータルの熱間加工率が７５％以上であり、８５０℃から４００℃までの温度領域における平均冷却速度が１０℃／秒以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  7. 　前記連続鋳造圧延の後に冷間抽伸／伸線加工を施され、
    　前記冷間抽伸／伸線加工の前後、又は間に３５０℃～６２０℃で０．５～１６時間の熱処理を施され、
    　略円形、又は略楕円形の微細な析出物が均一に分散しており、
    　前記析出物の平均粒径が２～２０ｎｍであるか、又は全ての析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下の大きさであることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  8. 　冷間伸線加工の間、又は後に２００～７００℃で０．００１秒～１８０分の熱処理を施され、
    　耐屈曲性に優れたことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  9. 　外径３ｍｍ以下の線材で、かつ耐屈曲性に優れたことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  10. 　外径３ｍｍ以下の線材で、導電率が４５（％IACS）以上であって、導電率をＲ（％IACS）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ２）としたとき、（Ｒ１／２×Ｓ）の値が４３００以上であり、かつ耐屈曲性に優れたことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  11. 　ワイヤハーネスに使われることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  12. 　導電率が４５（％IACS）以上で、伸びが５％以上であって、導電率をＲ（％IACS）、引張強度をＳ（Ｎ／ｍｍ２）、伸びをＬ（％）、としたとき、（Ｒ１／２×Ｓ×（１００＋Ｌ）／１００）の値が４２００以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  13. 　４００℃での引張強度が１８０（Ｎ／ｍｍ２）以上の高温強度を有することを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  14. 　冷間鍛造用途、又はプレス用途に使われることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
  15. 　７００℃で３０秒加熱後におけるビッカース硬度（ＨＶ）が９０以上であって導電率が４５（％IACS）以上であり、かつ、前記加熱後の金属組織中の析出物の平均粒径が２～２０ｎｍであるか、全ての前記析出物の９０％以上が３０ｎｍ以下であるか、又は前記金属組織中の再結晶化率が４５％以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の高強度高導電銅棒線材。
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Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20110265916A1 (en) * 2009-01-09 2011-11-03 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength and high-electrical conductivity copper alloy rolled sheet and method of manufacturing the same
JP2012028057A (ja) * 2010-07-21 2012-02-09 Yazaki Corp 電線及び端子付電線
WO2012060359A1 (ja) * 2010-11-02 2012-05-10 三菱伸銅株式会社 銅合金熱間鍛造品及び銅合金熱間鍛造品の製造方法
JP2014025137A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Mitsubishi Materials Corp 銅合金線及び銅合金線の製造方法
WO2014020706A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 三菱マテリアル株式会社 銅合金線及び銅合金線の製造方法
JP2014025138A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Mitsubishi Cable Ind Ltd 銅合金トロリ線及び銅合金トロリ線の製造方法
WO2014020707A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 三菱電線工業株式会社 銅合金トロリ線及び銅合金トロリ線の製造方法
WO2014020701A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 三菱マテリアル株式会社 銅合金線及び銅合金線の製造方法
JP2014025136A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Mitsubishi Materials Corp 銅合金線及び銅合金線の製造方法
WO2014189103A1 (ja) 2013-05-24 2014-11-27 三菱マテリアル株式会社 銅合金線
US8986471B2 (en) 2007-12-21 2015-03-24 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high thermal conductivity copper alloy tube and method for producing the same
US9163300B2 (en) 2008-03-28 2015-10-20 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high conductivity copper alloy pipe, rod, or wire
US9455058B2 (en) 2009-01-09 2016-09-27 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength and high-electrical conductivity copper alloy rolled sheet and method of manufacturing the same
US9512506B2 (en) 2008-02-26 2016-12-06 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high conductivity copper alloy rod or wire
WO2017222041A1 (ja) * 2016-06-23 2017-12-28 三菱マテリアル株式会社 銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材、及び、銅合金トロリ線、銅合金トロリ線の製造方法
JP2018003154A (ja) * 2016-06-23 2018-01-11 三菱マテリアル株式会社 銅合金、銅合金鋳塊及び銅合金溶体化材
JP2018507326A (ja) * 2015-02-02 2018-03-15 イザベレンヒュッテ ホイスラー ゲー・エム・ベー・ハー ウント コンパニー コマンデイトゲゼルシャフト 接続要素、特にネジまたはナット
JP2018083973A (ja) * 2016-11-24 2018-05-31 三菱マテリアル株式会社 銅合金部材の製造方法
US10266917B2 (en) 2003-03-03 2019-04-23 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Heat resistance copper alloy materials

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5737273B2 (ja) * 2012-11-15 2015-06-17 株式会社デンソー 固定子巻線、および、固定子巻線の製造方法
CN103924118B (zh) * 2013-01-11 2017-07-28 株式会社Sh铜业 铜合金材料、电动汽车用的配电部件以及混合动力汽车用的配电部件
CN103805927A (zh) * 2013-11-28 2014-05-21 青岛蓝图文化传播有限公司市南分公司 一种铜棒材的生产工艺方法
JP6488951B2 (ja) * 2014-09-25 2019-03-27 三菱マテリアル株式会社 鋳造用モールド材及びＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金素材
CN105355322A (zh) * 2015-11-09 2016-02-24 江西安讯实业股份有限公司 镀锡铜包铝线的制作方法
JP6828444B2 (ja) * 2017-01-10 2021-02-10 日立金属株式会社 導電線の製造方法、並びにケーブルの製造方法
CN107755451B (zh) * 2017-09-30 2019-02-12 重庆鸽牌电线电缆有限公司 大容量调相机用含银铜排的制备方法
CN108118175B (zh) * 2017-11-30 2019-06-07 重庆鸽牌电线电缆有限公司 大容量调相机用含银铜杆的制备方法
CN113462923A (zh) * 2020-03-31 2021-10-01 有研工程技术研究院有限公司 一种吊弦用高强高导铜镁系合金和线材及其制备方法
CN115427595B (zh) * 2021-03-23 2025-06-06 古河电气工业株式会社 铜合金线材
CN115261666B (zh) * 2022-07-18 2023-03-31 江西省金叶有色新材料研究院 一种无铅高强高导铍青铜棒材及其制造方法和应用
JP2024060760A (ja) * 2022-10-20 2024-05-07 三菱マテリアル株式会社 Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｎ系合金の連続鋳造線棒材

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001214226A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 端子用銅基合金、該合金条および該合金条の製造方法
JP2004137551A (ja) 2002-10-17 2004-05-13 Hitachi Cable Ltd 電車線用銅合金導体の製造方法及び電車線用銅合金導体
WO2004079026A1 (ja) * 2003-03-03 2004-09-16 Sambo Copper Alloy Co.,Ltd. 耐熱性銅合金材
JP2004292917A (ja) * 2003-03-27 2004-10-21 Kobe Steel Ltd 熱交換器用銅合金平滑管の製造方法及び熱交換器用銅合金内面溝付管の製造方法
WO2007139213A1 (ja) * 2006-06-01 2007-12-06 The Furukawa Electric Co., Ltd. 銅合金線材の製造方法および銅合金線材

Family Cites Families (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2074713A (en) 1935-10-19 1937-03-23 United Eng Foundry Co Means and method of making wire and the like
US4016010A (en) 1976-02-06 1977-04-05 Olin Corporation Preparation of high strength copper base alloy
GB1562870A (en) 1977-03-09 1980-03-19 Louyot Comptoir Lyon Alemand Copper alloys
US4260432A (en) 1979-01-10 1981-04-07 Bell Telephone Laboratories, Incorporated Method for producing copper based spinodal alloys
US4388270A (en) 1982-09-16 1983-06-14 Handy & Harman Rhenium-bearing copper-nickel-tin alloys
JPS60245754A (ja) 1984-05-22 1985-12-05 Nippon Mining Co Ltd 高力高導電銅合金
JPS60245753A (ja) 1984-05-22 1985-12-05 Nippon Mining Co Ltd 高力高導電銅合金
JPH0653901B2 (ja) * 1986-09-08 1994-07-20 古河電気工業株式会社 電子電気機器用銅合金
JPH0798980B2 (ja) 1987-10-21 1995-10-25 株式会社ジャパンエナジー 蒸留精製方法
US5004498A (en) 1988-10-13 1991-04-02 Kabushiki Kaisha Toshiba Dispersion strengthened copper alloy and a method of manufacturing the same
US5322575A (en) 1991-01-17 1994-06-21 Dowa Mining Co., Ltd. Process for production of copper base alloys and terminals using the same
JPH0765131B2 (ja) 1991-02-25 1995-07-12 株式会社神戸製鋼所 硬ろう付け性が優れた熱交換器用耐熱銅合金
JPH0653901A (ja) * 1992-07-31 1994-02-25 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 移動通信の空きチャネル検出方法
JPH0694390A (ja) 1992-09-10 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 熱交換器伝熱管用銅合金管及びその製造方法
JP3302840B2 (ja) * 1994-10-20 2002-07-15 矢崎総業株式会社 伸び特性及び屈曲特性に優れた導電用高力銅合金、及びその製造方法
JP3550233B2 (ja) 1995-10-09 2004-08-04 同和鉱業株式会社 高強度高導電性銅基合金の製造法
JP3896422B2 (ja) 1996-10-08 2007-03-22 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 バッキングプレート用銅合金およびその製造方法
JP3347001B2 (ja) 1996-10-31 2002-11-20 三宝伸銅工業株式会社 耐熱性銅基合金
US6254702B1 (en) 1997-02-18 2001-07-03 Dowa Mining Co., Ltd. Copper base alloys and terminals using the same
JPH1197609A (ja) 1997-09-17 1999-04-09 Dowa Mining Co Ltd 酸化膜密着性に優れたリードフレーム用銅合金及びその製造方法
JP3957391B2 (ja) 1998-03-06 2007-08-15 株式会社神戸製鋼所 剪断加工性に優れる高強度、高導電性銅合金
JP4228166B2 (ja) 2000-04-28 2009-02-25 三菱マテリアル株式会社 疲労強度の優れた継目無銅合金管
JP3794971B2 (ja) 2002-03-18 2006-07-12 株式会社コベルコ マテリアル銅管 熱交換器用銅合金管
US6895319B2 (en) 2003-03-07 2005-05-17 Deere & Company Valve command signal processing system
CN1546701A (zh) 2003-12-03 2004-11-17 海亮集团浙江铜加工研究所有限公司 一种耐蚀锡黄铜合金
CN100514505C (zh) * 2004-05-19 2009-07-15 住友电工钢线株式会社 用于束线的复合线及其制造方法
JP4660735B2 (ja) 2004-07-01 2011-03-30 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅基合金板材の製造方法
JP4441467B2 (ja) * 2004-12-24 2010-03-31 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性及び耐応力緩和特性を備えた銅合金
CN1333094C (zh) 2005-05-26 2007-08-22 宁波博威集团有限公司 环保健康新型无铅易切削耐蚀低硼钙黄铜合金
EP2439296B1 (en) 2005-07-07 2013-08-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Copper alloy having high strength and superior bending workability, and method for manufacturing copper alloy plates
JP3838521B1 (ja) * 2005-12-27 2006-10-25 株式会社神戸製鋼所 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金およびその製造方法
JP4756195B2 (ja) 2005-07-28 2011-08-24 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金
JP4655834B2 (ja) 2005-09-02 2011-03-23 日立電線株式会社 電気部品用銅合金材とその製造方法
EP1930453B1 (en) 2005-09-30 2011-02-16 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Melt-solidified copper alloy comprising phosphor and zirconium
JP4984108B2 (ja) 2005-09-30 2012-07-25 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 プレス打抜き性の良いＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐ系銅合金およびその製造法
US7795708B2 (en) * 2006-06-02 2010-09-14 Honeywell International Inc. Multilayer structures for magnetic shielding
EP2388348B1 (en) 2006-10-02 2013-07-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Copper alloy sheet for electric and electronic parts
WO2008041777A1 (en) 2006-10-04 2008-04-10 Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. Copper alloy for seamless pipes
JP4357536B2 (ja) * 2007-02-16 2009-11-04 株式会社神戸製鋼所 強度と成形性に優れる電気電子部品用銅合金板
KR20150063172A (ko) 2007-10-16 2015-06-08 미츠비시 마테리알 가부시키가이샤 동합금선 제조 방법
WO2009081664A1 (ja) 2007-12-21 2009-07-02 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. 高強度・高熱伝導銅合金管及びその製造方法
EP2246448B1 (en) 2008-02-26 2016-10-12 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength high-conductive copper wire
US7928541B2 (en) 2008-03-07 2011-04-19 Kobe Steel, Ltd. Copper alloy sheet and QFN package
CA2706199C (en) * 2008-03-28 2014-06-10 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high conductivity copper alloy pipe, rod, or wire
JP4913902B2 (ja) 2008-08-05 2012-04-11 古河電気工業株式会社 電気・電子部品用銅合金材料の製造方法
US10311991B2 (en) * 2009-01-09 2019-06-04 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength and high-electrical conductivity copper alloy rolled sheet and method of manufacturing the same
JP4851626B2 (ja) 2009-01-09 2012-01-11 三菱伸銅株式会社 高強度高導電銅合金圧延板及びその製造方法
JP2011214226A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Okihara Komusho:Kk 鉄道用敷設物の凍結防止装置

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001214226A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 端子用銅基合金、該合金条および該合金条の製造方法
JP2004137551A (ja) 2002-10-17 2004-05-13 Hitachi Cable Ltd 電車線用銅合金導体の製造方法及び電車線用銅合金導体
WO2004079026A1 (ja) * 2003-03-03 2004-09-16 Sambo Copper Alloy Co.,Ltd. 耐熱性銅合金材
JP2004292917A (ja) * 2003-03-27 2004-10-21 Kobe Steel Ltd 熱交換器用銅合金平滑管の製造方法及び熱交換器用銅合金内面溝付管の製造方法
WO2007139213A1 (ja) * 2006-06-01 2007-12-06 The Furukawa Electric Co., Ltd. 銅合金線材の製造方法および銅合金線材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2246448A4 *

Cited By (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10266917B2 (en) 2003-03-03 2019-04-23 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Heat resistance copper alloy materials
US8986471B2 (en) 2007-12-21 2015-03-24 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high thermal conductivity copper alloy tube and method for producing the same
US10163539B2 (en) 2008-02-26 2018-12-25 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high conductivity copper alloy rod or wire
US9512506B2 (en) 2008-02-26 2016-12-06 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high conductivity copper alloy rod or wire
US9163300B2 (en) 2008-03-28 2015-10-20 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High strength and high conductivity copper alloy pipe, rod, or wire
US20110265916A1 (en) * 2009-01-09 2011-11-03 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength and high-electrical conductivity copper alloy rolled sheet and method of manufacturing the same
US10311991B2 (en) 2009-01-09 2019-06-04 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength and high-electrical conductivity copper alloy rolled sheet and method of manufacturing the same
US9455058B2 (en) 2009-01-09 2016-09-27 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. High-strength and high-electrical conductivity copper alloy rolled sheet and method of manufacturing the same
CN103025905A (zh) * 2010-07-21 2013-04-03 矢崎总业株式会社 电线和具有端子的电线
DE112011102402B4 (de) 2010-07-21 2020-07-30 Yazaki Corporation Draht mit Anschluss
US9263165B2 (en) 2010-07-21 2016-02-16 Yazaki Corporation Electrical wire and electrical wire with terminal
US9786403B2 (en) 2010-07-21 2017-10-10 Yazaki Corporation Electrical wire and electrical wire with terminal
JP2012028057A (ja) * 2010-07-21 2012-02-09 Yazaki Corp 電線及び端子付電線
CN103154285A (zh) * 2010-11-02 2013-06-12 三菱伸铜株式会社 铜合金热锻件及铜合金热锻件的制造方法
CN103154285B (zh) * 2010-11-02 2014-11-12 三菱伸铜株式会社 铜合金热锻件及铜合金热锻件的制造方法
JPWO2012060359A1 (ja) * 2010-11-02 2014-05-12 三菱伸銅株式会社 銅合金熱間鍛造品及び銅合金熱間鍛造品の製造方法
WO2012060359A1 (ja) * 2010-11-02 2012-05-10 三菱伸銅株式会社 銅合金熱間鍛造品及び銅合金熱間鍛造品の製造方法
JP2014025137A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Mitsubishi Materials Corp 銅合金線及び銅合金線の製造方法
JP2014025136A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Mitsubishi Materials Corp 銅合金線及び銅合金線の製造方法
JP2014025138A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Mitsubishi Cable Ind Ltd 銅合金トロリ線及び銅合金トロリ線の製造方法
WO2014020707A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 三菱電線工業株式会社 銅合金トロリ線及び銅合金トロリ線の製造方法
CN104411845A (zh) * 2012-07-31 2015-03-11 三菱综合材料株式会社 铜合金线及铜合金线的制造方法
WO2014020706A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 三菱マテリアル株式会社 銅合金線及び銅合金線の製造方法
WO2014020701A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 三菱マテリアル株式会社 銅合金線及び銅合金線の製造方法
US10584400B2 (en) 2013-05-24 2020-03-10 Mitsubishi Materials Corporation Copper alloy wire
CN105229181A (zh) * 2013-05-24 2016-01-06 三菱综合材料株式会社 铜合金线
KR20160013025A (ko) 2013-05-24 2016-02-03 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 구리 합금선
JP2015004126A (ja) * 2013-05-24 2015-01-08 三菱マテリアル株式会社 銅合金線
WO2014189103A1 (ja) 2013-05-24 2014-11-27 三菱マテリアル株式会社 銅合金線
JP2018507326A (ja) * 2015-02-02 2018-03-15 イザベレンヒュッテ ホイスラー ゲー・エム・ベー・ハー ウント コンパニー コマンデイトゲゼルシャフト 接続要素、特にネジまたはナット
US10619232B2 (en) 2015-02-02 2020-04-14 Isabellenhuette Heusler Gmbh & Co. Kg Connecting element, in particular screw or nut
WO2017222041A1 (ja) * 2016-06-23 2017-12-28 三菱マテリアル株式会社 銅合金、銅合金鋳塊、銅合金溶体化材、及び、銅合金トロリ線、銅合金トロリ線の製造方法
JP2018003154A (ja) * 2016-06-23 2018-01-11 三菱マテリアル株式会社 銅合金、銅合金鋳塊及び銅合金溶体化材
AU2017282513B2 (en) * 2016-06-23 2022-04-07 Mitsubishi Materials Corporation Copper alloy, copper alloy ingot, copper alloy solution forming material, copper alloy trolley wire and method for producing copper alloy trolley wire
JP2018083973A (ja) * 2016-11-24 2018-05-31 三菱マテリアル株式会社 銅合金部材の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN101932741B (zh) 2012-10-24
KR20100068484A (ko) 2010-06-23
EP2246448A1 (en) 2010-11-03
BRPI0907018B1 (pt) 2017-12-19
CN101932741A (zh) 2010-12-29
TW201000650A (en) 2010-01-01
JPWO2009107586A1 (ja) 2011-06-30
US9512506B2 (en) 2016-12-06
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EP2246448A4 (en) 2014-07-02
JP2013256717A (ja) 2013-12-26
US20170103825A1 (en) 2017-04-13
US20110100676A1 (en) 2011-05-05
KR101291002B1 (ko) 2013-07-30
KR101290900B1 (ko) 2013-07-29
JP5456927B2 (ja) 2014-04-02
US10163539B2 (en) 2018-12-25
BRPI0907018A2 (pt) 2015-07-07
PT2246448T (pt) 2016-11-17
BRPI0907018A8 (pt) 2015-09-22
JP5394250B2 (ja) 2014-01-22
EP2246448B1 (en) 2016-10-12
KR20120085343A (ko) 2012-07-31

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