專利名稱：高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種通過包括析出熱處理工序的工序制作的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板及其制造方法。
背景技術(shù)：
一直以來，銅板發(fā)揮其優(yōu)異的電/熱傳導(dǎo)性，作為連接器、電極、連接端子、終端、 繼電器、散熱片、母線材等用于各種各樣的產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域。但是，以C1100、C1020為代表的純銅強度低，因此為了確保強度，每單位面積的使用量變多而成本變高，而且重量也變大。而且，作為高強度、高導(dǎo)電銅合金公知有溶體化一時效或析出型合金的Cr-^ 銅 (1% Cr-O. 1% Zr-Cu)。但是，基于該合金的軋制板一般經(jīng)如下的熱處理工藝而制造，所述熱處理工藝是在熱軋之后將材料再次加熱至950°C (930 990°C )，緊接著施加驟冷的溶體化處理，此外時效化?；蛘?，經(jīng)過如下熱處理工藝制造熱軋之后通過熱鍛或冷鍛等對熱軋材進行塑性加工，加熱至950°C，驟冷而且進行時效。如此，經(jīng)過所謂950°C的高溫的工藝， 這不僅需要大能量，而且只要在大氣中加熱就產(chǎn)生氧化損耗，而且，由于是高溫，所以容易擴散，因此在材料間產(chǎn)生粘連而需要酸洗工序。因此，在惰性氣體或者真空中以950°C進行熱處理，所以成本變高，而且還需要額外的能量。另外，通過惰性氣體中等的熱處理，雖然能防止氧化損耗，但并不解決粘連問題。 而且，由于特性上也加熱至高溫，因此晶粒粗大化而疲勞強度等產(chǎn)生問題。另一方面，在不進行溶體化處理的熱軋工藝法中，即使將鑄塊加熱至溶體化溫度，也在熱軋中引起材料的溫度下降且熱軋需要時間，所以只能得到非常不足的強度。并且，銅因溶體化的溫度條件的溫度范圍窄，所以需要特別的溫度管理，若冷卻速度也不快，則不會溶體化。另一方面，在用于薄板時，有在薄板階段使用連續(xù)退火設(shè)備進行溶體化處理的方法或者用最終沖切產(chǎn)品等進行的方法。但是用連續(xù)退火設(shè)備進行溶體化處理時，難以設(shè)為驟冷狀態(tài)，另外若將材料暴露于如900°C、950°C的高溫，則晶粒粗大化而特性反而變差。若用最終沖切產(chǎn)品等進行，則還需要生產(chǎn)性的問題、額外的能量。并且，因含有大量的活性&、Cr，所以熔化鑄造的條件方面受限制。結(jié)果，雖然特性優(yōu)異，但成本變高。在使用這些銅板的汽車領(lǐng)域中，因燃料費上升而要求車體重量的輕量化，另一方面，通過汽車的高度信息化、電子化、以及混合化(電氣安裝部件等增加)，連接端子、連接器、繼電器、母線材等的數(shù)量增加，而且用于冷卻所搭載的電子部件的散熱片等增加，因此對所使用的銅板日益要求薄壁高強度化。本來，與家庭用電器產(chǎn)品等相比，就汽車用的使用環(huán)境而言，發(fā)動機室是不必說，夏季連車內(nèi)都變高溫，所以處于嚴(yán)酷的狀態(tài)，另外成為高電流，所以在連接端子、連接器等用途中尤其需要降低應(yīng)力松弛特性。該應(yīng)力松弛特性低是指例如在100°c的使用環(huán)境中，連接器等的彈性、接觸壓力不下降。另外，在本說明書中，在后述的應(yīng)力松弛試驗中，將應(yīng)力松弛率小的稱為應(yīng)力松弛特性“低” “好”，將應(yīng)力松弛率大的稱為應(yīng)力松弛特性“高”“差”。在銅合金軋制板中優(yōu)選應(yīng)力松弛率小。與汽車相同，用于太陽能發(fā)電或風(fēng)力發(fā)電等的繼電器、終端、連接器等連接件因流過大電流，所以要求具有高導(dǎo)電性，使用環(huán)境有時也達到100°c。并且，從高可靠性的要求出發(fā)，重要的電氣部件的連接不使用焊料，而是大多使用軟釬焊。對于硬釬料例如有Jis Z 3261所述的Bag-7等的56Ag-22Cu-17Zn_5Sn合金焊料， 其硬釬焊溫度推薦650 750°C的高溫。因此，對連接端子等銅板例如要求約700°C的耐熱性。另外，在例如功率模塊等用途中，銅板作為散熱片或傳熱器與作為底板的陶瓷等接合而使用。其接合采用了軟釬焊，但在焊料中也進行1 無鉛化而使用Sn-Cu-Ag等高熔點的焊料。并且，在散熱片或傳熱器等的安裝中，不僅要求未軟化，而且要求沒有變形、翹曲， 從輕量化和經(jīng)濟方面出發(fā)要求薄壁化。因此，要求銅板即使暴露于高溫也不易變形，即要求例如即使在比1 無鉛焊料的熔點高約100°C的溫度即約350°C下也保持高強度，且還要求具有對變形的耐受性。本發(fā)明作為連接器、電極、連接端子、終端、繼電器、散熱片、母線、功率模塊、發(fā)光二極管、照明用具部件、太陽電池的部件等用途，是電/熱傳導(dǎo)性優(yōu)異，實現(xiàn)薄壁化即高強度化的產(chǎn)品。除此之外，連接器等中需要彎曲加工性良好，且必須具備彎曲加工性等延展性。并且，如前述還需要應(yīng)力松弛特性良好。僅僅是增加強度的話，進行冷軋且加工硬化即可，但若總冷軋率成為40%以上，尤其成為50%以上，則以彎曲加工性為代表的延展性變差。并且，若軋制率變高，則應(yīng)力松弛特性也變差。另一方面，前述的連接器等的用途為薄板，通常厚度為4mm或3mm以下，進而為Imm以下，因熱軋材的厚度為10 20mm，所以需要 60%以上、通常為70%以上的總冷軋。此時，通常的情況是在冷軋途中加入退火工序。然而，若在退火工序中提高溫度而使之再結(jié)晶，則延展性雖然恢復(fù)，但強度變低。并且，若局部地再結(jié)晶，則也有與之后的冷軋率的關(guān)系，但出現(xiàn)延展性缺乏或強度低的任一情況。在本申請發(fā)明中，冷軋后的析出熱處理時，在使后述的Co、P等的析出物析出而對材料進行強化的同時，局部性地以原來的晶界為中心生成微細的再結(jié)晶晶粒或者錯位密度低且形態(tài)與再結(jié)晶晶粒稍微不同的結(jié)晶(以下，在本說明書中將此晶粒稱為微細結(jié)晶，對于微細結(jié)晶的詳細內(nèi)容進行后述)，由此將基質(zhì)強度的下降控制在最小限度，并使延展性大幅提高。而且通過不損壞延展性及應(yīng)力松弛特性的程度的冷軋率的冷軋來加工硬化，通過最終的恢復(fù)熱處理的這一系列的工藝來具備高強度、高電/熱傳導(dǎo)性、優(yōu)異的延展性。而且公知有包含0. 01 1. 0質(zhì)量％的Co和0. 005 0. 5質(zhì)量％的P且余量由Cu 及不可避雜質(zhì)構(gòu)成的銅合金(例如，參照日本特開平10-168532號公報)。然而，這種銅合金中強度、導(dǎo)電性均不足。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是解決上述問題的發(fā)明，其目的在于，提供一種具備高強度、高電/熱傳導(dǎo)性以及優(yōu)異的延展性的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板及其制造方法。為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提供如下的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其合金組成是含有0. 14 0. 34質(zhì)量％的Co、0. 046 0. 098質(zhì)量％的P、和0. 005 1. 4質(zhì)量％ 的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間具有3.0 < ([Co]-0. 007) / ([P1-0. 009) ^ 5.9的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成，所述軋制板通過包括熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序的制造工序來制造，總冷軋率為70%以上，在最終的析出熱處理工序之后，再結(jié)晶率為45%以下，再結(jié)晶部分的再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為0. 7 7 μ m，金屬組織中存在大致圓形或大致橢圓形的析出物，該析出物的平均粒徑為2.0 llnm，或者所有析出物的90%以上為25nm以下大小的微細析出物，該析出物均勻地分散， 在最終的析出熱處理之后或最終的冷軋后的金屬組織中沿著軋制方向延伸的纖維狀的金屬組織中，存在EBSP分析結(jié)果中從IPF圖(Inverse Pole Figure 反極圖)及晶界圖 (Grain Boundary圖)觀察的長/短比率的平均為2以上15以下且不具有退火孿晶的微細結(jié)晶，所述微細結(jié)晶的平均粒徑為0. 3 4μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶相對于金屬組織整體的面積比例為0. 1 25%，或者合并所述微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分的平均粒徑為 0. 5 6μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分相對于金屬組織整體的面積比例為 0. 5 45%。根據(jù)本發(fā)明，通過Co及P的微細析出物、Sn的固溶、微細結(jié)晶提高高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的強度、導(dǎo)電率以及延展性。優(yōu)選含有0. 16 0. 33質(zhì)量％的Co、0. 051 0. 096質(zhì)量％的P、和0. 005
0. 045質(zhì)量％的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間具有 3.2 ^ ([Co]-0.007)/([P]-0.009) <4. 9的關(guān)系。由此，Sn的量成為組成范圍內(nèi)的偏下限，所以高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的導(dǎo)電率進一步提高。而且，優(yōu)選含有0. 16 0. 33質(zhì)量％的Co、0. 051 0. 096質(zhì)量％的P、和
0. 32 0.8質(zhì)量％的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間，具有 3.2 ^ ([Co]-0.007)/([P]-0.009) <4. 9的關(guān)系。由此，Sn的量成為組成范圍內(nèi)的偏上限，所以高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的強度進一步提高。并且優(yōu)選其合金組成是含有0. 14 0. 34質(zhì)量％的Co、0. 046 0. 098質(zhì)量％的 P、和0. 005 1. 4質(zhì)量％的Sn，并且含有0. 01 0. 24質(zhì)量％的Ni或0. 005 0. 12質(zhì)量％的狗的任意1種以上，在Co的含量[Co]質(zhì)量％、Ni的含量[Ni]質(zhì)量％、Fe的含量 [Fe]質(zhì)量％、和 P 的含量[P]質(zhì)量％之間具有 3.0 < ([Co]+0.85X [Ni]+0.75X [Fe]-0.0 07)/([P]-0.0090)彡 5. 9 以及 0. 012 彡 1. 2X [Ni]+2X [Fe] ( [Co]的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成，通過包括熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序的制造工序進行制造，總冷軋率為70%以上，在最終的析出熱處理工序之后，再結(jié)晶率為45%以下，再結(jié)晶部分的再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為0. 7 7μπι，金屬組織中存在大致圓形或大致橢圓形的析出物，該析出物的平均粒徑為2. 0 llnm，或者所有析出物的90%以上為25nm以下大小的微細析出物，該析出物均勻地分散，在最終的析出熱處理之后或最終的冷軋后的金屬組織中沿著軋制方向延伸的纖維狀的金屬組織中，存在EBSP分析結(jié)果中從IPFanverse Pole Figure)圖及晶界圖觀察的長/短比率的平均為2以上15以下且不具有退火孿晶的微細結(jié)晶，所述微細結(jié)晶的平均粒徑為0. 3 4μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶相對于金屬組織整體的面積比例為0. 1 25%，或者合并所述微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分的平均粒徑為 0.5 6μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分相對于金屬組織整體的面積比例為0. 5 45%。由此，通過Co、Ρ等的析出物通過Ni及!^e變得微細，還有Sn的固溶、微細結(jié)晶，會提高高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的強度及導(dǎo)電率。優(yōu)選還含有0. 002 0. 2質(zhì)量％的Al、0. 002 0. 6質(zhì)量％的Ζη、0. 002 0. 6質(zhì)量％的Ag、0. 002 0. 2質(zhì)量％的Mg、和0. 001 0. 1質(zhì)量％的rLr的任意1種以上。由此，Al、Zn、Ag、Mg、&使銅材料的再循環(huán)過程中混入的S無害化且防止中溫脆性。而且，這些元素進一步強化合金，因此提高高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的延展性及強度。優(yōu)選導(dǎo)電率為45(% IACS)以上，并且將導(dǎo)電率設(shè)為IACS)，將拉伸強度設(shè)為 S(N/mm2)，將伸長率設(shè)為L(% )時，(R172XSX (100+D/100)的值為4300以上。由此，強度和導(dǎo)電性變得良好且強度和導(dǎo)電性的平衡優(yōu)異，因此可以弄薄軋制板而低成本化。優(yōu)選由包括熱軋的制造工序來制造，熱軋后的軋材的平均結(jié)晶粒徑為6μπι以上、 50μπι以下，或者將熱軋的軋制率設(shè)為RE0(% )并將熱軋后的結(jié)晶粒徑設(shè)為Dym時為 5. 5 X (100/RE0) ^D^ 70X (60/RE0)，在沿著軋制方向的剖面觀察該晶粒時，若將該晶粒的軋制方向的長度設(shè)為Li，將與晶粒的軋制方向垂直的方向的長度設(shè)為L2，則L1/L2的平均為1.02以上4.5以下。由此，延展性、強度、導(dǎo)電率變得良好，強度、延展性和導(dǎo)電性的平衡優(yōu)異，因此可以弄薄軋制板而低成本化。優(yōu)選在350°C下的拉伸強度為300(N/mm2)以上。由此，高溫強度變高，所以難以在高溫下變形，可以在高溫狀態(tài)下使用。優(yōu)選在700°C下加熱30秒之后的維氏硬度(HV)為100以上，或者為所述加熱前的維氏硬度值的80%以上，或者加熱后的金屬組織中再結(jié)晶率為45%以下。由此，成為耐熱特性優(yōu)異的材料，因此包括由材料進行產(chǎn)品制造時的工序，可以在暴露于高溫狀態(tài)的環(huán)境中使用。一種高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的制造方法，優(yōu)選包括熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序、恢復(fù)熱處理工序，熱軋開始溫度為830 960°C，熱軋的最終軋制道次后的軋材溫度或者軋材的溫度從650°C時至350°C的平均冷卻速度為2V /秒以上，在冷軋前后或冷軋期間實施如下的析出熱處理；所述析出熱處理是350 M0°C下且2 M小時的析出熱處理且在將熱處理溫度設(shè)為T(°C )、保持時間設(shè)為th(h)、該析出熱處理前的冷軋的軋制率設(shè)為 RE(% )時滿足 265 ( (T-IOOXtr172-110X (1-RE/100)1/2) ( 400 的關(guān)系的析出熱處理，或者施加最高到達溫度為540 770°C且在“最高到達溫度-50°C ”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 1 5分鐘的熱處理、且在將最高到達溫度設(shè)為TmaxCC )、保持時間設(shè)為 tm(min)時滿足 340 彡(Tmax-100X tnT1/2-100X (1-RE/100)1/2)彡 515 的關(guān)系的析出熱處理；在最后的冷軋之后，實施最高到達溫度為200 560°C且在“最高到達溫度-50°C” 至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 03 300分鐘的熱處理，所述熱處理是在將最后的析出熱處理后的冷軋的軋制率設(shè)為RE2(%)時滿足150彡(Tmax-60Xtm-1/2-50X (1-RE2 /100)"2) < 320的關(guān)系的恢復(fù)熱處理。由此，根據(jù)制造條件Co及P的析出物微細地析出，所以提高高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的強度、導(dǎo)電率、延展性及耐熱性。


圖1是本發(fā)明的實施方式所涉及的高性能銅合金軋制板的制造工序的流程圖。圖2 (a)是該高性能銅合金軋制板的再結(jié)晶部分的金屬組織照片，(b)是該高性能銅合金軋制板的微細結(jié)晶部分的金屬組織照片。圖3是該高性能銅合金軋制板的析出物的金屬組織照片。
具體實施例方式對本發(fā)明的實施方式所涉及的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板(以下簡稱為高性能銅合金軋制板)進行說明。并且，在本說明書中，纏繞成線圈狀或往復(fù)形狀(traverse form)的所謂“條”也包含在板中。在本發(fā)明中提出技術(shù)方案1至技術(shù)方案5所涉及的高性能銅合金軋制板的合金組成的合金(以下將其分別稱為第1發(fā)明合金、第2發(fā)明合金、第3 發(fā)明合金、第4發(fā)明合金、第5發(fā)明合金)。為了表示合金組成，在本說明書中，如[Co]那樣帶括號的元素符號設(shè)為表示該元素的含量值(質(zhì)量％)。而且，利用該含量值的表示方法， 在本說明書中提示多個計算式，但是在各個計算式中未含該元素時設(shè)為0進行計算。而且將第1至第5發(fā)明合金總稱為發(fā)明合金。關(guān)于第1發(fā)明合金，其合金組成含有0. 14 0.34質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. 16 0.33質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 18 0. 33質(zhì)量％，最優(yōu)選為0. 18 0.四質(zhì)量％)的Co、0. 046 0. 098 質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. 051 0. 096質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 054 0. 096質(zhì)量％，最優(yōu)選為0. 054 0.0. 092質(zhì)量％)的P、和0.005 1.4質(zhì)量％的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量 [P]質(zhì)量％之間，作為下述式子，具有Xl為3. 0 5. 9、優(yōu)選3. 1 5. 2、更優(yōu)選3. 2 4. 9、 最優(yōu)選3. 4 4. 2的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成。Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] —0. 009)關(guān)于第2發(fā)明合金，其合金組成含有0. 16 0.33質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. 18 0. 33質(zhì)量％，最優(yōu)選為0. 18 0.四質(zhì)量％ )的Co、0. 051 0. 096質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. OM 0. 094 質(zhì)量％，最優(yōu)選為0. 054 0. 0. 092質(zhì)量％ )的P、和0. 005 0. 045質(zhì)量％的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間，作為下述式子，具有Xl為3. 2 4.9(最優(yōu)選為3. 4 4. 2)的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成。Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] -0. 009)關(guān)于第3發(fā)明合金，其合金組成含有0. 16 0.33質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. 18 0. 33 質(zhì)量％，最優(yōu)選為0. 18 0. 質(zhì)量％ )的Co、0.051 0.096質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. OM 0. 094質(zhì)量％，最優(yōu)選為0. 054 0. 0. 092質(zhì)量％ )的P、和0. 32 0. 8質(zhì)量％的Sn，在Co 的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間，作為下述式子，具有Xl為3. 2 4.9(最優(yōu)選為3. 4 4. 2)的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成。 Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] —0. 009)關(guān)于第4發(fā)明合金，Co、P、Sn的組成范圍與第1發(fā)明合金相同，并且含有0. 01 0. M質(zhì)量％ (優(yōu)選為0. 015 0. 18質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 02 0. 09質(zhì)量％ )的Ni或者 0.005 0. 12質(zhì)量％ (優(yōu)選為0.007 0.06質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.008 0.045質(zhì)量％ )的 Fe的任意1種以上，在Co的含量[Co]質(zhì)量％、Ni的含量[Ni]質(zhì)量％、!^e的含量[Fe]質(zhì)量％、和P的含量[P]質(zhì)量％之間，作為下述式子，具有X2為3. 0 5. 9、優(yōu)選3. 1 5. 2、 更優(yōu)選3. 2 4. 9、最優(yōu)選3. 4 4. 2的關(guān)系，X2 = ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 009)并且作為下述式子，具有X3為0.012 [Co]、優(yōu)選0.02 (0. 9 X [Co])、更優(yōu)選 0.03 (0.7X [Co])的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成。X3 = 1. 2X [Ni]+2 X [Fe]關(guān)于第5發(fā)明合金，其合金組成是在第1發(fā)明合金至第4發(fā)明合金的組成上，進一步含有0. 002 0. 2質(zhì)量％的A1、0. 002 0. 6質(zhì)量％的Ζη、0. 002 0. 6質(zhì)量％的Ag、 0. 002 0. 2質(zhì)量％的]\%、0. 001 0. 1質(zhì)量％的rLr的任意1種以上。接著，對高性能銅合金軋制板的制造工序進行說明。制造工序具有熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序、恢復(fù)熱處理工序。在熱軋工序中，將鑄塊加熱至830 960°C而進行熱軋，熱軋結(jié)束后的材料溫度或熱軋材的溫度從為650°C時至350°C的冷卻速度設(shè)為2V / 秒以上。通過這些熱軋條件，Co、P等成為可以有效使用以下敘述的冷軋以后的工藝的固溶狀態(tài)。冷卻后的金屬組織的平均結(jié)晶粒徑為6 50 μ m。該平均結(jié)晶粒徑影響最終的板材， 所以很重要。熱軋工序之后進行冷軋工序和析出熱處理工序。析出熱處理工序在冷軋工序的前后或冷軋工序期間進行，可以進行多次。析出熱處理工序是350 540°C下2 M小時的熱處理，是將熱處理溫度設(shè)為T (°C )，將保持時間設(shè)為th(h)，將該析出熱處理工序前的冷軋的軋制率設(shè)為 RE(% )時，滿足 265 ( (T-110Xtr172-IOOX (1-RE/100)1/2) ( 400 的關(guān)系的析出熱處理，或者析出熱處理工序是540 770°C下0. 1 5分鐘的熱處理，是將保持時間設(shè)為 tm(min)時，滿足 340 彡(Τ-100XtnT1/2-100X (1-RE/100)1/2)彡 515 的關(guān)系的析出熱處理。此計算式中的軋制率RE(%)使用作為計算的對象的析出熱處理工序前的冷軋的軋制率。將以熱軋一冷軋一析出熱處理一冷軋一析出熱處理的方式進行時的第2次析出熱處理工序作為對象時，使用第2次冷軋的軋制率。在本說明書中，將綜合在熱軋工序至最終的析出熱處理之間進行的所有冷軋的軋制率稱為總冷軋率。不包括最終的析出熱處理以后的冷軋的軋制率。例如，在熱軋中軋制至20mm的板厚之后，在冷軋中軋制至IOmm的板厚并進行析出熱處理，在冷軋中進一步軋制至Imm的板厚并進行析出熱處理，之后在冷軋中軋制至0. 5mm的板厚并進行了恢復(fù)熱處理時，此時的總冷軋率為95%?；謴?fù)熱處理是在最后的冷軋之后最高到達溫度為200 560°C且在“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍的保持時間為0. 03 300分鐘的熱處理，其在將最后的析出熱處理后的冷軋的軋制率設(shè)為RE2(%)時，滿足150彡(Tmax-60Xtm"1/2-50X (1-RE2/ IOO)"2) < 320的關(guān)系的熱處理。對高性能銅合金軋制板的制造工序的基本原理進行說明。作為獲得高強度/高導(dǎo)電的手段，有以時效/析出硬化、固溶硬化、晶粒微細化為主體的組織控制的方法。但是， 關(guān)于高導(dǎo)電性，若添加元素在基質(zhì)中固溶，則一般妨礙導(dǎo)電性，導(dǎo)電性因元素而顯著受到妨礙。本發(fā)明中使用的Co、P、i^e為明顯妨礙導(dǎo)電性的元素。例如，僅僅因為在純銅中單獨添加0.02質(zhì)量％的Co、Fe、P就損失約10%的電傳導(dǎo)性。另外，在時效析出型合金中也不可能使添加元素不固溶殘留于基質(zhì)中而完全有效地析出。在本發(fā)明中，其特點為若將添加元素Co、P等根據(jù)預(yù)定的數(shù)式添加，則使固溶后的Co、P等在后面的析出熱處理中，既滿足強度、延展性、其他各種特性，而且使大部分都析出，由此可以確保高導(dǎo)電性。另一方面，作為Cr-^ 銅以外的時效硬化性銅合金，有名的科森(Corson)合金 (添加Ni、Si)或鈦銅即使進行完全溶體化、時效處理，與本發(fā)明相比Ni、Si或者Ti也大多殘留于基質(zhì)中，其結(jié)果，雖然強度高，但是存在妨礙導(dǎo)電性的缺點。而且，若一般進行完全溶體化、時效析出的工藝中所需的高溫下的溶體化處理，例如以代表性溶體化溫度800 950°C加熱數(shù)十秒，有時加熱數(shù)秒以上，則晶粒粗大至約100 μ m。晶粒粗大化對各種機械性質(zhì)帶來不良影響。而且，完全溶體化、時效析出的工藝在制造方面受到生產(chǎn)率或量的制約，涉及大幅度的成本增加。另一方面，組織控制主要采用晶粒微細化，但在添加元素量少時其效果也小。本發(fā)明中組合了如下因素Co、P等的組成；在熱軋工藝中使Co、P等固溶；在冷軋后的析出熱處理工藝中使Co、P等微細析出的同時，生成微細的再結(jié)晶晶粒或微細結(jié)晶而使基質(zhì)的延展性恢復(fù)；基于冷軋的加工硬化。由此能夠獲得高導(dǎo)電且高強度及高延展性。發(fā)明合金如前述不僅能夠在熱加工藝時使添加元素固溶，而且利用溶體化敏感性比以Cr-Zr 銅為代表的時效硬化型的析出合金低。在以往的合金中，若在熱軋結(jié)束之后不從元素固溶的高溫即溶體化狀態(tài)驟冷就不充分溶體化，或者若在熱軋中需要時間而在熱軋中引起材料的溫度下降就不充分溶體化，但是發(fā)明合金的特征在于，因其溶體化敏感性低，所以以一般的熱軋工藝中的冷卻速度也充分溶體化。另外在本說明書中，在高溫下固溶的原子即使存在熱軋中的溫度下降，即使熱軋會花費時間，或者即使熱軋后的冷卻中的冷卻速度慢，也難以析出，將此情況稱為“溶體化敏感性低”，若在熱軋中發(fā)生度下降或者熱軋后的冷卻速度慢，則易析出，將此情況稱為“溶體化敏感性高”。接著，對各元素的添加理由進行說明。在單獨添加Co時，無法獲得高強度/電傳導(dǎo)性等，但是通過與P、Sn的共同添加而無損熱/電傳導(dǎo)性，獲得高強度、高耐熱特性、高延展性。在單獨添加時，強度提高某種程度而無明顯的效果。若Co的量超過發(fā)明合金的組成合金的上限，效果就飽和。并且，因Co為稀有金屬，因此成為高成本。而且，有損電傳導(dǎo)性。若Co的量少于發(fā)明合金的組成范圍的下限，則即使與P共同添加也無法發(fā)揮高強度的效果。Co的下限為0. 14質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 16質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 18質(zhì)量％，進一步優(yōu)選為 0. 20質(zhì)量％。上限為0. 34質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 33質(zhì)量％，進一步優(yōu)選為0. 29質(zhì)量％。通過與Co、Sn共同添加P，則無損熱/電傳導(dǎo)性而獲得高強度、高耐熱性。在單獨添加時，使熔湯的流動性和強度提高并使晶粒微細化。若超過組成范圍的上限，則上述的熔湯的流動性、強度、和晶粒微細化的效果就飽和。而且，有損熱/電傳導(dǎo)性。而且，在鑄造時或熱軋時容易產(chǎn)生破裂。而且，延展性尤其是彎曲加工性變差。若P的量少于組成范圍的下限，則不會變成高強度。P的上限為0. 098質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 096質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 092 質(zhì)量％。下限為0. 046質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 051質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 054質(zhì)量％。通過以上述的組成范圍共同添加Co、P，則強度、導(dǎo)電性、延展性、應(yīng)力松弛特性、耐熱性、高溫強度、熱變形阻抗、變形能力變良好。Co、P的組成只要一方少時，不僅上述任意一個特性都不發(fā)揮顯著的效果，而且導(dǎo)電性很差。較多時，導(dǎo)電性同樣很差且產(chǎn)生與各單獨添加相同的缺點。Co、P兩元素為用于實現(xiàn)本發(fā)明的課題的必須元素，根據(jù)適當(dāng)?shù)腃o、P等的混合比率，不損電/熱傳導(dǎo)性或延展性而使強度、耐熱性、高溫強度、應(yīng)力松弛特性提高。 各種特性隨著Co、P在發(fā)明合金的組成范圍內(nèi)接近上限而提高?；旧螩o、P結(jié)合而使有助于強度的量的超微細析出物析出。Co、P的共同添加抑制熱軋中的再結(jié)晶晶粒的生長，從熱軋的前端至后端，不拘泥于高溫而始終維持微細的晶粒。即便在析出熱處理中，與Co、P的共同添加也使基質(zhì)的軟化/再結(jié)晶大幅度遲緩。但是，若其效果也超過發(fā)明合金的組成范圍，則也幾乎不能認為是特性的提高，反而開始產(chǎn)生如上述的缺點。Sn的含量是0.005 1.4質(zhì)量％為佳，但是即使多少降低強度，也需要高的電/熱傳導(dǎo)性時，優(yōu)選為0. 005 0. 19質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 005 0. 095質(zhì)量％，尤其在需要高的電或熱傳導(dǎo)性時，0. 005 0. 045質(zhì)量％為佳。另外，也取決于其他元素的含量，但是若將 Sn的含量設(shè)為0. 095質(zhì)量％以下、0. 045質(zhì)量％以下，則獲得導(dǎo)電率分別為66% IACS以上或70% IACS以上、72% IACS以上或75% IACS以上的高電傳導(dǎo)性。相反，設(shè)為高強度時， 也存在Co與P的含量的兼顧，但優(yōu)選為0.沈 1. 4質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 3 0. 95質(zhì)量％， 最優(yōu)選的范圍為0. 32 0. 8質(zhì)量％。僅以Co、P的添加，即僅以Co和P為主體的析出硬化，因靜態(tài)/動態(tài)再結(jié)晶溫度低，所以基質(zhì)的耐熱性不充分且不穩(wěn)定。Sn以0. 005質(zhì)量％以上的少量提高熱軋時的再結(jié)晶溫度，并且使熱軋時產(chǎn)生的晶粒微細化。在析出熱處理時，Sn能夠提高基質(zhì)的軟化溫度、 再結(jié)晶溫度，所以在提高再結(jié)晶的開始溫度，進行再結(jié)晶時，使再結(jié)晶晶粒微細化。并且在再結(jié)晶之前的階段形成錯位密度低的微細結(jié)晶。由此，即關(guān)于Sn的添加，即使熱軋時的材料溫度下降并且熱軋需要花費時間，也具有抑制Co、P的析出的作用。根據(jù)這些效果或作用，即使在析出熱處理時被施加高軋制率的冷軋，基質(zhì)的耐熱性也會提高，所以能夠在再結(jié)晶之前的階段使Co、P等大量析出。S卩，Sn在熱軋階段使Co、P等大部分成為固溶狀態(tài)，在之后的工序中不需要特別的溶體化處理，根據(jù)冷軋和析出熱處理工序的組合低成本、不費力地使Co、P等成為固溶狀態(tài)。而且，在析出熱處理時，從再結(jié)晶前就完成使Co、P等大量析出的作用。也就是說，Sn 的添加降低Co、P等的溶體化敏感性，無需特別的溶體化工序而使以Co和P為主體的析出物進一步微細地均勻地分散。并且，當(dāng)進行了 70%以上的總冷軋率的冷軋時，在析出熱處理時再結(jié)晶化開始的前后最活躍地發(fā)生析出，且可同時進行基于析出的硬化和基于軟化/再結(jié)晶化的延展性的大幅度改善，所以通過Sn的添加可維持高強度的同時，確保高導(dǎo)電性、 高延展性。而且，Sn使導(dǎo)電性、強度、耐熱性、延展性(尤其是彎曲加工性)、應(yīng)力松弛特性、耐磨性提高。尤其是流過高電流的汽車或太陽能電池等的端子/連接器等連接件或散熱片， 要求高度的導(dǎo)電性、強度、延展性(尤其是彎曲加工性)、應(yīng)力松弛特性，因此本發(fā)明的高性能銅合金軋制板為最佳。而且，用于混合動力車、電動車、計算機等的散熱片材因需要高可靠性，所以進行硬釬焊，但是硬釬焊之后示出高強度的耐熱性也很重要，本發(fā)明的高性能銅合金軋制板為最佳。另外，發(fā)明合金因具有高的高溫強度和耐熱性，因此在作為散熱片材、 傳熱器材等，在1 無鉛焊料安裝中，即使薄壁化也不會翹曲、變形，最適于這些部件。另一方面，在需要強度時，可通過基于Sn的0. 質(zhì)量％以上的添加的固溶強化來犧牲一些導(dǎo)電性，同時使強度提高。以SnWO. 32質(zhì)量％以上的添加進一步發(fā)揮其效果。而且，耐磨性依賴硬度或強度，所以對耐磨性也有效果。從這些方面來看，Sn的下限為0.005 質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 008質(zhì)量％以上，為獲得強度、基質(zhì)的耐熱特性、彎曲加工特性而所需。如果是導(dǎo)電性優(yōu)先于基于Sn的固溶強化，則Sn的添加以0. 095質(zhì)量％以下或者0. 045質(zhì)量％ 以下就充分地發(fā)揮效果。若Sn超過上限的1.4質(zhì)量％，則熱/電傳導(dǎo)性下降，熱變形阻抗變高，熱軋時變得容易產(chǎn)生破裂。并且，若Sn超過1. 4質(zhì)量％，則再結(jié)晶溫度反而下降，與 Co、P等的析出的均衡被破壞而不會析出Co、P等就導(dǎo)致基質(zhì)再結(jié)晶。從該觀點看，也是1. 3 質(zhì)量％以下為佳，優(yōu)選為0. 95質(zhì)量％以下，最優(yōu)選為0. 8質(zhì)量％以下。另外，若Sn的添加是0.8質(zhì)量％以下，則導(dǎo)電率成為50% IACS以上。Co,P,Fe,Ni的含量必須滿足以下關(guān)系。在Co的含量[Co]質(zhì)量％、Ni的含量[Ni] 質(zhì)量％、狗的含量[Fe]質(zhì)量％、和P的含量[P]質(zhì)量％之間，作為下述式，Xl為3.0 5. 9， 優(yōu)選為3. 1 5. 2，更優(yōu)選為3. 2 4. 9，最優(yōu)選為3. 4 4. 2。
Xl = ([Co] -0. 007) / ([P] —0. 009)而且，添加Ni、Fe時，作為下述式，X2為3. 0 5. 9，優(yōu)選為3. 1 5. 2，更優(yōu)選為 3. 2 4. 9，最優(yōu)選為3. 4 4. 2。X2 = ([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 0090)其中，若XI、X2的值超過上限，則熱/電傳導(dǎo)性、強度、耐熱性下降，無法抑制晶粒生長，熱變形阻抗也增加。若小于下限，則導(dǎo)致熱/電傳導(dǎo)性的下降，耐熱性、應(yīng)力松弛特性下降，有損熱軋/冷軋中的延展性。而且無法獲得高度的熱/電傳導(dǎo)性與強度的關(guān)系，進而與延展性的均衡變差。而且，若X1、X2的值在上限及下限的范圍外，則無法獲得目標(biāo)析出物的化合形態(tài)或其大小，因此無法獲得高強度/高導(dǎo)電材料。為了獲得作為本發(fā)明的課題的高強度、高電/熱傳導(dǎo)性，Co和P的比例變得非常重要。若具備組成、熱軋的加熱溫度、熱軋后的冷卻速度等條件，則Co和P通過析出熱處理形成Co P的質(zhì)量濃度比大概從約4 1成為3.5 1的微細的析出物。析出物例如由 Co2P或者Co2.aP、CoxPy等化合式表示，為大致球狀或大致橢圓形且粒徑為數(shù)nm左右的大小。 具體而言，若用以平面表示的析出物的平均粒徑加以定義，則為2. 0 1 Inm(優(yōu)選為2. 0 8. 8nm，更優(yōu)選為2. 4 7. 2nm，最優(yōu)選為2. 5 6. Onm)，或者從析出物的大小分布觀察，則析出物的90%、優(yōu)選95%以上為0. 7 25nm或2. 5 25nm，通過它們均等地析出，能夠以與金屬組織的組合獲得高強度。在該“0. 7 25nm或2. 5 25nm”的記述中，0. 7nm及2. 5nm 是使用超高壓電子顯微鏡(TEM)分別以75萬倍及15萬倍觀察且使用專用軟件時的可識別 /可測量大小的界限尺寸。從而，“0. 7 25nm或2. 5 25nm，，的范圍表示與"25nm以下” 相同的意思(以下相同)。析出物均勻微細地分布，大小也整齊，其粒徑越細小越影響再結(jié)晶部的粒徑、強度、高溫強度、延展性。另外，析出物當(dāng)然不包含鑄造階段中產(chǎn)生的結(jié)晶物。另外，關(guān)于析出物的均勻分散敢于定義的話，則可以定義如下以15萬倍的TEM觀察時，在后述的顯微鏡觀察位置(除了極表層等特別的部分以外)的任意500nmX500nm區(qū)域中，至少90%以上的析出粒子的最鄰接析出粒子間距離為200nm以下，優(yōu)選為150nm以下，或者在平均粒徑為25 倍以內(nèi)或者后述的顯微鏡觀察位置的任意500nmX500nm區(qū)域中，析出粒子至少存在25個以上，優(yōu)選存在50個以上，即在標(biāo)準(zhǔn)的部位中取任何微小的部分都不存在影響特性的大的無析出帶。即，可以定義為沒有不均勻的析出帶域。另外，平均粒徑大概不到7nm的用75 萬倍測量，大概為7nm以上的用15萬倍測量。測量界限以下的不計入平均粒徑的計算。另外，如上述，用15萬倍的粒徑檢測界限設(shè)為2. 5nm，用75萬倍的粒徑檢測界限設(shè)為0. 7nm。用TEM的觀察，因在施以冷加工的最終的材料中存在大量的錯位，因此在最終的析出熱處理后的再結(jié)晶部或微細結(jié)晶部進行了調(diào)查。當(dāng)然，在最終的析出熱處理以后，材料未被施加析出物生長那樣的熱，所以析出物的粒徑幾乎沒有變化。另外，析出物隨著再結(jié)晶晶粒的生成、生長而變大。析出物的核生成、生長依賴于溫度、時間，尤其隨著溫度的上升而生長的程度變大。再結(jié)晶晶粒的生成、生長也依賴溫度，所以再結(jié)晶的生成、生長和析出物的生成、生長是否時機良好地進行，對強度、導(dǎo)電性、延展性、應(yīng)力松弛特性、耐熱性帶來較大的影響。再結(jié)晶部的析出物的大小也包括在內(nèi)，若以平均粒徑計超過llnm，則對強度的貢獻就變少。另一方面，在以前工序的熱軋條件等和Sn的少量添加的情況下，Co和P化合而生成對強度有較大貢獻的微細析出物，并加熱至即將再結(jié)晶之前的狀態(tài)，則析出物以平均粒徑計成為2. Onm以上。另一方面，過于加熱且再結(jié)晶部所占的比例超過一半以上而成為多數(shù)，則析出物變大，以平均粒徑計成為約12nm以上，粒徑為25nm左右的析出物也變多。 析出物不到2. Onm時，析出量為不充分的狀態(tài)，導(dǎo)電性差，并且若小于2. Onm,則在強度方面也達到飽和。另外，從強度方面來看，析出物為8. Snm以下為佳，更優(yōu)選為7. 2nm以下，從與導(dǎo)電性的關(guān)系而言，最優(yōu)選為2. 5 6. Onm0并且，即使平均粒徑小，若粗大的析出物所占的比例大，則也不會對強度有貢獻。即，超過25nm的大析出粒子對強度幾乎沒有貢獻，所以優(yōu)選粒徑為25nm以下的析出物的比例為90%以上或95%以上。進而，若析出物不均勻地分散，則強度低。關(guān)于析出物，最優(yōu)選滿足平均粒徑小、無粗大的析出物、均勻析出3個條件。在本發(fā)明中，即使Co和P為理想的配合，而且即使以理想的條件進行析出熱處理， 也不會是所有的Co、P形成析出物。在本發(fā)明中，若以工業(yè)上可實施的Co和P的混合及析出熱處理條件進行析出熱處理，則Co的大概0. 007質(zhì)量％、P的大概0. 009質(zhì)量％未用于形成析出物，以固溶狀態(tài)存在于基質(zhì)中。從而需要從Co、P的質(zhì)量濃度分別減去0. 007質(zhì)量％及0.009質(zhì)量％來決定Co、P的質(zhì)量比。S卩，僅僅決定[Co]和[P]的比率是不夠的， ([Co] -0. 007) / ([P] -0. 009)的值為 3. 0 5. 9 (優(yōu)選為 3. 1 5. 2，更優(yōu)選為 3. 2 4. 9，最優(yōu)選為3. 4 4. 2)成為必不可缺的條件。若([Co]-0. 007)和([P]_0. 009)為最佳的比率， 則形成目標(biāo)的微細析出物，并且滿足用于成為高導(dǎo)電、高強度材料的大條件。另外，如前述， 目標(biāo)析出物以Co2P、或Co2.aP、CoxPy等化合式加以表示。另一方面，若脫離上述的比率范圍， 則Co、P的某一個未用于形成析出物而成為固溶狀態(tài)，不僅無法獲得高強度材料，而且導(dǎo)電性也變差。而且，形成與化合比率的目的不同的析出物，析出粒徑變大或為對強度不太有貢獻的析出物，因此無法成為高導(dǎo)電、高強度材料。這樣形成微細的析出物，所以能夠以少量的Co、P獲得強度充分高的材料。而且， 如前述，Sn雖然并不直接形成析出物，但是通過Sn的添加可使熱軋時的再結(jié)晶化緩慢，即通過提高再結(jié)晶溫度可以在熱軋階段使足夠量的Co、P固溶。而且，可用之后的工序的冷軋與析出熱處理的組合獲得高強度/高導(dǎo)電的軋制板。并且，在進行了高加工度的冷軋時，Sn 的添加提高基質(zhì)的再結(jié)晶溫度，所以可以使Co、P等的微細析出物與基質(zhì)的軟化、微細結(jié)晶的形成和部分再結(jié)晶化所致的延展性的恢復(fù)同時期地大量析出。當(dāng)然，若再結(jié)晶先行于析出，則基質(zhì)的大部分發(fā)生再結(jié)晶，所以強度就變低。相反，基質(zhì)在不進行再結(jié)晶的情況下先行析出時，在延展性上產(chǎn)生大問題?；蛘?，若提高熱處理條件至再結(jié)晶狀態(tài)，則由于析出物的粗大化和析出物數(shù)量的減少而無法發(fā)揮析出硬化。接著對附和狗進行說明。為了獲得作為本案的主題的高強度、高電傳導(dǎo)性，Co、 Ni、Fe、P的比例變得非常重要。在Co和P時，形成Co P的質(zhì)量濃度比大概約4 1或約 3.5 1的微細析出物。但是，在某一濃度條件下，Ni、!^e取代Co的功能，在有Ni、！^e時， 成為通過析出處理將基本的Co2P、或Co2. aP、CokcP的Co的一部分替換成Ni或狗的Co、Ni、 狗、P的析出物，例如成為CoxNiyPz、CoxFeyPz等化合形態(tài)。其析出物為大致球狀或大致橢圓形且粒徑為數(shù)nm左右，以用平面表示的析出物的平均粒徑加以定義的話，則為2.0 llnm、 (優(yōu)選為2. 0 8. 8nm,更優(yōu)選為2. 4 7. 2nm,最優(yōu)選為2. 5 6. Onm或者析出物的90%、 優(yōu)選95%以上為0. 7 25nm或2. 5 25nm (如上述，與25nm以下為相同意思)，通過他們均勻地析出，能夠以與金屬組織的組合獲得高強度和高導(dǎo)電性。另一方面，若在銅中添加元素，則電傳導(dǎo)性變差。例如，一般在純銅中僅單獨添加0. 02質(zhì)量％的Co、Fe、P就有損約10%的熱/電傳導(dǎo)性。但是，Ni即使單獨添加0. 02質(zhì)量％也只下降約1.5%。在如上述的數(shù)式([Co]+0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007)中，[Ni]的系數(shù) 0. 85 和 [Fe]的系數(shù)0. 75表示將Co和P的結(jié)合比例設(shè)為1時的、Ni和!^e與P結(jié)合的比例。另夕卜， 若Co和P等的混合比脫離最佳范圍，則析出物的化合狀態(tài)改變而有損析出物的微細化、均勻分散，或者未被提供給析出的Co或P等過度固溶于基質(zhì)而再結(jié)晶溫度下降。由此，失去析出和基質(zhì)的恢復(fù)的平衡，不僅無法具備本發(fā)明的課題的各種特性，而且電傳導(dǎo)性也變差。 另外，若適當(dāng)?shù)嘏浜螩o、P等，且微細的析出物均勻分布，則通過與Sn的協(xié)同效果，即便在彎曲加工性等延展性等中也發(fā)揮顯著效果。另外，如上述，Co的大約0. 007質(zhì)量％、P的大約0. 009質(zhì)量％未用于形成析出物而以固溶狀態(tài)存在于基質(zhì)中，所以導(dǎo)電率為89% IACS以下，若考慮Sn等添加元素，則大概成為約87% IACS左右或其以下，或者若用導(dǎo)熱率表示則成為355W/m*K左右或其以下。但是，這些數(shù)值是表示與含有0.025%的P的純銅(磷脫氧銅)同等或同等以上的高水平的電傳導(dǎo)性的數(shù)值。Fe、Ni具有使Co和P的結(jié)合更加有效進行的作用。這些元素的單獨的添加使電傳導(dǎo)性下降，對耐熱性、強度等各種特性的提高不太起作用。M以與Co、P的共同添加為基礎(chǔ)，除了具有Co的取代功能以外，即使固溶，其導(dǎo)電性的下降量也少，因此具有即使([Co] + 0. 85X [Ni]+0. 75X [Fe]-0. 007)/([P]-0. 009)的值脫離 3. 0 5. 9 的中心值也將電傳導(dǎo)性的下降保持在最小限度的功能。而且，在對析出沒有貢獻時，使連接器所要求的應(yīng)力松弛特性提高。并且還防止連接器在鍍Sn時Sn的擴散。但是，若0. M質(zhì)量％以上或超過數(shù)式 (1. 2X [Ni]+2X [Fe] ^ [Co])而過量含有Ni，則析出物的組成變化而不僅對強度提高沒有貢獻，而且熱變形阻抗也增大且電傳導(dǎo)性、耐熱性下降。另外，Ni的上限為0. M質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 18質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 09質(zhì)量％。下限為0. 01質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 015質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 02質(zhì)量％。Fe以Co和P的共同添加為基礎(chǔ)，以微量添加涉及強度的提高、未再結(jié)晶組織的增大、再結(jié)晶部的微細化。關(guān)于與Co、P的析出物形成，狗強于Ni。但是若0.12質(zhì)量％以上或超過數(shù)式(1. 2X [Ni]+2X [Fe] ^ [Co])而過量添加！^，則析出物的組成變化而不僅對強度提高沒有貢獻，而且熱變形阻抗也增大，并且延展性、電傳導(dǎo)性、耐熱性也下降。而且，在數(shù)式([Co] +0. 85 X [Ni] +0. 75 X [Fe] -0. 007) / ([P] -0. 009)中，計算值超過 4. 9 時，F(xiàn)e 的大部分固溶而使導(dǎo)電性變差。綜上，的上限為0. 12質(zhì)量％，優(yōu)選為0.06質(zhì)量％，更優(yōu)選為 0. 045質(zhì)量％。下限為0. 005質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 007質(zhì)量％，更優(yōu)選為0. 008質(zhì)量％。Al、Zn、Ag、Mg、Zr幾乎不損電傳導(dǎo)性而使中溫脆性降低，對再循環(huán)過程中產(chǎn)生而混入的S進行無害化，并使延展性、強度、耐熱性提高。為此，Al、Zn、Ag以及Mg需分別含有0. 002質(zhì)量％以上，&需含有0. 001質(zhì)量％以上。Si進一步改善焊料潤濕性、硬釬焊性。 另一方面，S1在所制造的高性能銅合金軋制板通過真空熔爐等進行硬釬焊時或在真空下使用時，或者在高溫下使用時等，至少為0.045質(zhì)量％以下，優(yōu)選為不到0.01質(zhì)量％。若超過上限，則不僅上述的效果飽和，而且電傳導(dǎo)性開始下降，熱變形阻抗變大而熱變形能力變差。另外，在重視導(dǎo)電性時，Sn的添加量優(yōu)選設(shè)為0. 095質(zhì)量％以下，最優(yōu)選設(shè)為0. 045質(zhì)量％以下，并且Al和Mg優(yōu)選設(shè)為0. 095質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選設(shè)為0. 045質(zhì)量％以下， Zn和ττ優(yōu)選設(shè)為0. 045質(zhì)量％以下，Ag優(yōu)選設(shè)為0. 3質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選設(shè)為0. 095質(zhì)量％以下。接著，參照圖1對制造工序進行說明。圖1示出制造工序的例子。制造工序A進行鑄造、熱軋、噴射水冷，在噴射水冷之后進行冷軋、析出熱處理、冷軋、恢復(fù)熱處理。制造工序B在噴射水冷之后進行析出熱處理、冷軋、析出熱處理、冷軋、恢復(fù)熱處理。制造工序C在噴射水冷之后進行冷軋、析出熱處理、冷軋、析出熱處理、冷軋、恢復(fù)熱處理。制造工序D與制造工序C相同，在噴射水冷之后進行冷軋、析出熱處理、冷軋、析出熱處理、冷軋、恢復(fù)熱處理，但析出熱處理的方法不同。在工序A、B、C中制造中厚板、薄板，在工序D中制造薄板。 在工序A、B、C及D中根據(jù)軋制板所要求的表面性狀適當(dāng)進行表面切削工序、酸洗工序。在本說明書中，將最終產(chǎn)品的厚度約為Imm以上的設(shè)為中厚板，將不到約Imm的設(shè)為薄板，但沒有區(qū)分中厚板與薄板的嚴(yán)格界線。這些制造工序A至D主要制造薄板，所以是總冷軋率高的工序。若進行冷軋，則材料加工硬化而強度變高，但延展性變得不足。通常用退火的手段使其再結(jié)晶而軟化基質(zhì)，從而使延展性恢復(fù)。但是若使其完全再結(jié)晶，則不僅基質(zhì)的強度大大下降，而且析出粒子變大而對強度沒有貢獻，且應(yīng)力松弛特性變差。從強度方面來看，重點是首先將析出粒子的大小較小地保持。使其完全再結(jié)晶之后，即使在下一個工序中進行冷軋，析出物也粗大化而喪失析出硬化，所以無法得到高強度。另一方面，減少通過加工硬化產(chǎn)生的加工變形，得到高強度的同時，如何提高延展性、冷軋中的彎曲加工性成為重點。在發(fā)明合金時，通過在基質(zhì)即將開始再結(jié)晶之前的狀態(tài)下，或使其稍微再結(jié)晶的析出熱處理條件下進行熱處理， 來提高延展性。因再結(jié)晶率低，所以基質(zhì)的強度高，因析出物為微細的狀態(tài)，所以確保高強度。發(fā)明合金若在再結(jié)晶之前的熱處理條件下進行加熱，則生成錯位密度低的微細結(jié)晶，與通常的銅合金不同，延展性大幅度提高。為此需要總冷軋率為70%以上(優(yōu)選為80%以上，90%以上，更優(yōu)選為94%以上)。若基質(zhì)在即將再結(jié)晶之前或以45%以下、優(yōu)選、20%以下、尤其、10%以下的再結(jié)晶化的溫度條件進行析出熱處理，則用金屬顯微鏡只能看到軋制組織的一種，但生成微細結(jié)晶。用EBSP(電子背散射衍射圖形=Electron Back Scattering diffraction Pattern)觀察再結(jié)晶率約為10%的樣品的金屬組織時，則能夠確認到主要以沿著軋制方向延伸的原來的晶界為中心而沿著軋制方向較長地延伸的橢圓形狀且平均粒徑為0. 3 4μπι的微細的粒子。在EBSP分析結(jié)果中，若根據(jù)IPFanverse Pole Figure) 圖及晶界圖，該微細結(jié)晶是具有無規(guī)方位且錯位密度低、變形少的結(jié)晶。從該微細結(jié)晶是錯位密度低且變形少的結(jié)晶這一點可以認為在再結(jié)晶的范疇，但與再結(jié)晶的較大不同點在于未觀察到退火孿晶。該微細結(jié)晶較大地改善加工硬化后的材料的延展性，且?guī)缀醪粨p應(yīng)力松弛特性。為了生成微細結(jié)晶，從微細結(jié)晶的成核位置的關(guān)系出發(fā)，需要總冷軋率70%以上的冷軋(加工)和成為即將再結(jié)晶之前的狀態(tài)或再結(jié)晶率45%以下的狀態(tài)的熱處理條件。 生成粒徑更小的微細結(jié)晶的條件在于，總冷軋率高和再結(jié)晶率低。若再結(jié)晶率變高，則微細結(jié)晶變成再結(jié)晶晶粒而微細結(jié)晶的比例變少。在冷軋率例如超過90%或94%時，途中加入析出熱處理工序而成為具有微細結(jié)晶及一部分再結(jié)晶的金屬組織，冷軋之后再次加入析出熱處理工序即可。冷軋包含微細結(jié)晶的材料，用再結(jié)晶率為45%以下、優(yōu)選20%以下的條件進行析出熱處理時，進一步促進微細結(jié)晶的生成。這樣微細結(jié)晶的生成依賴總冷軋率。若用顯微鏡觀察微細結(jié)晶，則雖然蝕刻的一方不同，但與熱處理前的冷軋組織相同，看得見沿軋制方向延伸的纖維狀的金屬組織。然而，若用EBSP對其進行觀察，則可以確認錯位密度低的微細晶粒。該微細化的晶粒中看不到銅合金的再結(jié)晶現(xiàn)象特有的孿晶。關(guān)于微細結(jié)晶的分布、形狀，按照在沿著強加工后的軋制方向延伸的結(jié)晶之間對其進行分割的方式，沿著軋制方向生成。并且，可以觀察到大量具有軋制集合組織的方位以外的結(jié)晶方位的粒子。接著示出微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒的不同點。通常的再結(jié)晶晶?？梢杂^察到銅合金特有的孿晶，如正六角形或正八角形那樣接近圓形，所以晶粒的長邊與短邊之比的平均接近1，其比至少不到2。另一方面，微細結(jié)晶無孿晶，而是形狀上沿軋制方向延伸的結(jié)晶， 晶粒的長邊與短邊的長度之比的平均為2 15，平均粒徑也大致小于再結(jié)晶晶粒。這樣，可從孿晶的有無和晶粒的長短之比區(qū)別微細結(jié)晶與再結(jié)晶晶粒。共同點在于，再結(jié)晶晶粒和微細結(jié)晶都通過加熱生成，是以受到較強的加工變形的原來晶界為中心生成結(jié)晶的核、而且錯位密度都低且基于冷加工的變形的大部分被釋放的結(jié)晶。微細結(jié)晶的大小平均0.3 4μπι，為了最終的冷軋之后也確保良好的延展性，微細結(jié)晶所占的比例需為0. 以上，上限為25%以下。并且，總冷軋率越高，另外再結(jié)晶率越低，微細結(jié)晶的大小越小。若從應(yīng)力松弛特性、強度方面來看，微細結(jié)晶的大小在限定范圍內(nèi)小為佳，從延展性方面來看在該范圍內(nèi)大為佳。從而，優(yōu)選為0. 5 3 μ m，更優(yōu)選為 0. 5 2 μ m。這樣在即將再結(jié)晶之前或者在再結(jié)晶率為45%以下、甚至20%以下、尤其10% 以下的狀態(tài)下出現(xiàn)該微細結(jié)晶，所以析出粒子還那樣小，強度、應(yīng)力松弛特性多億保持的同時延展性恢復(fù)。并且，與該微細結(jié)晶的生成同時進一步進行析出物的析出，所以導(dǎo)電性也變得良好。另外，再結(jié)晶率越高，導(dǎo)電性、延展性變得越好，但若超過上限范圍，則通過析出物粗大化和基質(zhì)的強度變低，從而材料的強度變低，應(yīng)力松弛特性也變低。另外，難以對微細結(jié)晶與再結(jié)晶晶粒加以區(qū)別時，也可合并微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒進行評價。這是因為，微細結(jié)晶是由熱重新生成的錯位密度低的結(jié)晶，屬于再結(jié)晶晶粒的范疇。即，也可以合并微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒而在金屬組織中將它們所占的比例設(shè)為0. 5%以上、45%以下，優(yōu)選為3 35%,更優(yōu)選為5 20%，它們的晶粒的平均粒徑可以為0. 5 6 μ m，優(yōu)選設(shè)為0. 7 5 μ m。接著，對熱軋進行說明。例如，用于熱軋的鑄塊，其厚度為100 400mm，寬度為 300 1500mm，長度為500 IOOOOmm左右。鑄塊被加熱至830 960°C，為了得到薄板或中厚板用的冷軋材，通常在厚度IOmm至20mm進行熱軋。至該熱軋結(jié)束為止花費100 500 秒左右的時間。熱軋中，軋材的溫度逐漸下降，尤其厚度為25mm或18mm以下時，厚度的影響和軋材的長度變長而軋制需要時間，因此軋材的溫度下降變得明顯。當(dāng)然優(yōu)選在溫度下降少的狀態(tài)下進行熱軋，但在熱軋階段中因Co、P等的析出速度慢，所以通過熱軋后不久的溫度或者650°C至350°C的平均冷卻速度為2°C以上的條件，產(chǎn)業(yè)上可以進行充分地溶體化。在熱軋后的板厚薄時，最終的熱軋材的溫度下降且軋制板的長度變長，所以同樣難以使其冷卻、溶體化。在該狀態(tài)下，發(fā)明合金在冷卻中也形成一部分Co、P等的析出物，但大部分處于均勻固溶的狀態(tài)。即，其特征在于，就在熱軋之后最初冷卻的部分和最后冷卻的部分的特性而言，在最終產(chǎn)品后的導(dǎo)電率、拉伸強度等機械性質(zhì)上沒有大的差異。就鑄塊的加熱溫度而言，在不到830°C的溫度下，Co、P等不會充分固溶/溶體化。 而且，發(fā)明合金具有高耐熱性，所以盡管有與熱軋時的軋制率的關(guān)系，但不會完全破壞鑄造物的組織而有殘留鑄造物的組織的憂慮。另一方面，若超過960°C，則溶體化大概飽和而引起熱軋材的晶粒的粗大化，對材料特性產(chǎn)生不良影響。優(yōu)選鑄塊加熱溫度為850 950°C， 更優(yōu)選為885 930°C。另外，若將軋制中的鑄塊(熱軋材)的溫度下降加在考慮范圍之內(nèi)，則取大軋制速度，且取大的1軋制道次的按壓量(軋制率)，具體而言，將5軋制道次以后的平均軋制率設(shè)為20%以上而減少次數(shù)為佳。這能夠微細化再結(jié)晶晶粒并能抑制結(jié)晶生長。并且，若提高變形速度，則再結(jié)晶晶粒變小。通過增加軋制率且提高變形速度，Co、P維持固溶狀態(tài)至更低溫。發(fā)明合金在熱軋工藝中具有約在750°C下是否進行靜態(tài)及動態(tài)再結(jié)晶的邊界溫度。雖然也可以根據(jù)此時的熱軋率、變形速度、組成等而不同，但在超過約750°C的溫度下， 通過靜態(tài)/動態(tài)再結(jié)晶化而大部分發(fā)生再結(jié)晶化，若成為低于約750°C的溫度，則再結(jié)晶率下降，在670°C或700°C下幾乎不進行再結(jié)晶。越是取高加工度，而且越在短時間內(nèi)施加強變形，邊界溫度越轉(zhuǎn)移至低溫側(cè)。邊界溫度的下降能夠使Co、P等在更低溫側(cè)成為固溶狀態(tài)，使之后的析出熱處理時的析出量增多，并且成為微細的析出物。從而，熱軋結(jié)束溫度優(yōu)選為670°C以上，更優(yōu)選為700°C以上，進一步優(yōu)選為720V以上。另外，也可以根據(jù)加熱溫度、軋制條件而不同，但熱軋組織在熱軋材的厚度在20mm以下或15mm以下時，在最終的軋制階段成為溫軋狀態(tài)。熱軋材的金屬組織由于本工藝中后面的工序的析出熱處理等而不會完全變成再結(jié)晶組織，所以即使成為薄板也殘留，對薄板的特性、尤其對延展性、 強度帶來影響。從而，該熱軋階段中的平均粒徑等的金屬組織也很重要。若平均粒徑超過50 μ m，則彎曲加工性、延展性變差，若不到6 μ m,則溶體化的狀態(tài)不充分，在析出熱處理時加速基質(zhì)的再結(jié)晶化。平均粒徑為6 μ m以上、50 μ m以下，優(yōu)選為7 45 μ m，更優(yōu)選為 8 35 μ m，最佳為10 30 μ m。或者，將熱軋的軋制率設(shè)為REO )，將熱軋后的結(jié)晶粒徑設(shè)為Dym時為5. 5X(100/RE0)彡D彡75X (60/RE0)。上限因熱軋制率為60%而幾乎完全破壞鑄塊組織而成為再結(jié)晶組織，隨著軋制率增加其再結(jié)晶晶粒變小，所以乘上60/ REO0下限側(cè)為相反，軋制率越低，再結(jié)晶晶粒越變大，所以乘上100/RE0。在該數(shù)式中，更優(yōu)選的平均粒徑為7 X (100/RE0)(60/RE0)，最優(yōu)選的范圍可以表示為9 X (100/ RE0)彡 D 彡 50 X (60/RE0)。而且，以沿著軋制方向的剖面觀察熱軋后的晶粒時，將晶粒的軋制方向的長度設(shè)為Li，將晶粒的軋制方向的垂直的長度設(shè)為L2時，重要的是L1/L2的平均值滿足 1.02^Ll/L2^4.5o熱軋時的金屬組織的影響在最終的板材中也殘留。如前述，在熱軋的后半部分有未再結(jié)晶晶粒的出現(xiàn)或成為溫軋狀態(tài)的情況，晶粒呈稍微向軋制方向延伸的形狀。處于溫軋狀態(tài)的晶粒因錯位密度低，所以具有充分的延展性，但進行總冷軋率為70% 以上的冷軋的發(fā)明合金的情況下，已在熱軋階段中晶粒的長短比(L1/L2)平均超過4. 5，則板的延展性變得不足。并且，因再結(jié)晶溫度下降且基質(zhì)的再結(jié)晶優(yōu)先于析出，所以強度變低。優(yōu)選L1/L2的平均值為3. 9以下，更優(yōu)選為2. 9以下，最佳為1. 9以下。另一方面，Li/ L2的平均值不到1. 02的情況表示某一部分的晶粒生長而成為混粒狀態(tài)，薄板的延展性或強度變得不足。更優(yōu)選L1/L2的平均值為1. 05以上。關(guān)于發(fā)明合金，為了使Co、P等溶體化即使其固溶于基質(zhì)中，熱軋時必須將鑄塊至少加熱至830°C以上，更優(yōu)選加熱至885°C以上的溫度。處于溶體化狀態(tài)的鑄塊，與熱軋中的溫度下降的同時，在熱軋上花費時間，鑒于溫度下降和軋制時間的話，認為熱軋材已經(jīng)不是溶體化狀態(tài)，但不局限于這些，發(fā)明合金的熱軋材處于產(chǎn)業(yè)上充分的溶體化狀態(tài)。例如， 發(fā)明合金熱軋至約15mm的厚度，但此時的材料溫度下降到至少低于溶體化溫度或軋制開始溫度100°C以上的約700°C，軋制所需的時間也花費100 500秒，但發(fā)明合金的熱軋材
18處于產(chǎn)業(yè)上充分的溶體化狀態(tài)。而且最終熱軋材的材料長度成為IOm 50m，接著被冷卻， 但在通常的噴射水冷中是無法一次性冷卻軋材。這樣，在水冷開始的前端至結(jié)束水冷的末端即使有水冷時的溫度差、時間差，但本發(fā)明合金在最終的板中幾乎不產(chǎn)生特性差。使這種溶體化敏感性降低的主要原因之一除了 Co、P等之外，還有微量的Sn的含有，但通過后述的冷加工、熱處理條件等一連串的工藝使 Co、P等的析出物均勻且微細地析出，并通過微細粒的生成、微細的再結(jié)晶晶粒的生成，發(fā)明合金可以具備均勻且優(yōu)異的延展性、強度、導(dǎo)電性。以Crli 銅為代表的其他析出型銅合金，其最終冷卻的溫度差、時間差自不必說，且成為熱軋材的溫度低于溶體化溫度100°C以上的狀態(tài)，若在此期間花費100秒以上，則無法得到產(chǎn)業(yè)上充分的溶體化狀態(tài)。S卩，幾乎無法期待析出硬化且沒有微細粒子等的生成，所以與本發(fā)明合金相區(qū)別。在熱軋后的冷卻中，發(fā)明合金與Crlr銅等相比，溶體化敏感性遠遠低于它們，所以尤其無需用于防止冷卻中的析出的、例如超過100°c/秒的冷卻速度。但是，將更多的Co、 P等設(shè)為固溶狀態(tài)當(dāng)然好，所以在熱軋之后以數(shù)。C /秒以上的冷卻速度進行冷卻為佳。具體而言，以熱軋結(jié)束之后的軋材溫度，或者以軋材溫度為650°c至350°C的溫度區(qū)域的材料的平均冷卻速度為2°C /秒以上、優(yōu)選3°C /秒以上、更優(yōu)選5°C /秒以上、最佳10°C /秒以上進行冷卻為佳。若使稍微多的Co、P固溶，且在析出熱處理中使微細的析出粒子大量析出， 則獲得更高的強度。而且，熱軋之后冷軋，但若冷軋之后進行析出熱處理，則隨著溫度的上升基質(zhì)開始軟化，同時析出5nm以下的微細析出物。在冷軋率為70%以上的軋制后的板材時，若提高析出熱處理條件的溫度且成為即將生成再結(jié)晶晶粒之前的狀態(tài)，則根據(jù)條件開始生成微細結(jié)晶，析出物的析出量也相當(dāng)增加。維持高強度直到即將生成再結(jié)晶晶粒之前。這是因為基質(zhì)雖然開始軟化，但析出物微細且析出量也增加并進行析出硬化，所以這些相抵而在析出熱處理前后具有大體相同的強度。在該階段，Co、P等仍固溶于基質(zhì)中，所以導(dǎo)電性低。若為再結(jié)晶晶粒開始生成的析出熱處理條件，則進一步促進析出，所以導(dǎo)電性提高且基質(zhì)的延展性也進一步大幅度地提高。然而，若以高軋制率進行冷軋，則基質(zhì)的軟化現(xiàn)象向低溫側(cè)移位而引起再結(jié)晶。另外，擴散變得容易，所以析出也向低溫側(cè)轉(zhuǎn)移?；|(zhì)的再結(jié)晶溫度的向低溫側(cè)的移位更大，所以難以保持優(yōu)異的強度、導(dǎo)電性、延展性的均衡。在發(fā)明合金中，析出熱處理溫度低于后述的適當(dāng)溫度條件時，通過基于冷加工的加工硬化也確保強度，但延展性差，而且析出少，所以析出硬化量少，導(dǎo)電性差。在析出熱處理溫度高于適當(dāng)溫度條件時，進行基質(zhì)的再結(jié)晶化，所以延展性雖然優(yōu)異，但無法享有基于冷加工的加工硬化。并且， 析出在進行，所以雖然獲得最高的導(dǎo)電性，但隨著再結(jié)晶化的進行而析出粒子急劇生長，基于析出物的對強度的貢獻變低。并且，應(yīng)力松弛特性變差。若對析出熱處理的條件與析出狀態(tài)、硬度、金屬組織的關(guān)系進行敘述的話，適當(dāng)?shù)臒崽幚砗筌埐牡臓顟B(tài)，即具體的析出熱處理后的狀態(tài)，基質(zhì)的軟化、微細結(jié)晶的生成、基于一部分再結(jié)晶化的強度的下降與基于Co、P等的析出的硬化相抵，成為與實施了高軋制率后的冷加工狀態(tài)相比在強度上稍低的水平。例如，以維氏硬度計停留在低數(shù)點(point)至 50點的狀態(tài)為佳。關(guān)于基質(zhì)的狀態(tài)，具體而言，再結(jié)晶率為45%以下，優(yōu)選為30%以下，進一步優(yōu)選為20%以下，若重視強度的話，從即將再結(jié)晶之前的狀態(tài)成為再結(jié)晶率為10%以下的金屬組織狀態(tài)。即使再結(jié)晶率為10%以下，與再結(jié)晶率高的情況相比析出也稍微不充分，所以雖然導(dǎo)電性稍差，但析出粒子微細，所以析出硬化有貢獻，另一方面是即將再結(jié)晶之前的階段，所以獲得良好的延展性，即使進一步施加最終冷加工也保持延展性。并且，若再結(jié)晶率超過45%，則導(dǎo)電性、延展性進一步提高，但通過基質(zhì)的進一步軟化和析出物的粗大化，無法獲得高強度材料，應(yīng)力松弛特性也變差。另外，在重視導(dǎo)電性時，若在熱軋與冷軋之間進行析出熱處理，使析出物預(yù)先析出，則有促進冷軋之后進行的析出熱處理時的析出而使導(dǎo)電性提高的效果?？偫滠埪蕿?0%以上或94%以上、或者板厚為Imm或0.7mm以下的薄板時，通過冷軋承受相當(dāng)?shù)募庸ぷ冃?，所以?yōu)選施加2次以上的析出熱處理。此時，并非使固溶于基質(zhì)的Co、P等一次性析出，在第1次的熱處理時留下Co、P的析出余力，用2次實施析出熱處理時，就能完成導(dǎo)電性、強度、延展性、應(yīng)力松弛特性等全部的各種特性優(yōu)異的材料。若析出熱處理的時間相同，則第1次析出熱處理溫度高于第2次析出熱處理溫度為佳。這是因為，由于在未再結(jié)晶狀態(tài)下進行第2次軋制，所以微細結(jié)晶、再結(jié)晶晶粒的成核位置變多，此外通過第1次析出熱處理而析出余力變少。另一方面，發(fā)明合金因析出物微細，所以與其他銅合金相比基于冷軋的導(dǎo)電性的下降較大。通過在最終冷軋之后施加恢復(fù)熱處理，由此引起原子水平的移動，所以能夠確保軋制前的導(dǎo)電性，并且應(yīng)力松弛特性、彈性特性、延展性提高。析出熱處理由以分批方式進行的長時間析出熱處理或者以所謂AP線(連續(xù)退火沖洗線)進行的短時間析出熱處理進行。在以分批方式進行的長時間析出熱處理時，若熱處理時間短，則溫度當(dāng)然變高，若冷加工度高，則析出位置增加，所以降低熱處理溫度或縮短保持時間。長時間熱處理的條件為350 540°C下2 Mh，優(yōu)選為370 520°C下2 Mh，將熱處理溫度設(shè)為T(°C )，保持時間設(shè)為th Q1)，冷軋的軋制率設(shè)為RE(% )，并設(shè)為熱處理指數(shù) Itl = (T-IOOXtr172-110X (1-RE/100) 172)時，則滿足 265 ( Itl ( 400 的關(guān)系， 優(yōu)選滿足四5 ( Itl ( 395的關(guān)系，最佳滿足315 ( Itl ( 385的關(guān)系。熱處理時間變長的溫度條件雖然向低溫側(cè)轉(zhuǎn)移，但對溫度的影響大概以時間的平方根的倒數(shù)來施加。并且， 隨著軋制率增加而析出位置增加，且原子的移動增加而析出變得容易，所以熱處理溫度向低溫側(cè)轉(zhuǎn)移。對溫度的影響被大概施以軋制率的平方根。另外，就最初例如進行500°C、2 小時的熱處理且之后爐內(nèi)冷卻而進行480°C、2小時等的熱處理的2階段熱處理而言，在導(dǎo)電性提高方面尤其有效果。在薄板制造工序的中間工藝中使用的長時間析出熱處理或進行多次析出熱處理時的最初的析出熱處理，最佳為320 ^ Itl ^ 400，進行多次析出熱處理時的最終的析出熱處理最佳為275 ^ Itl ^ 375。這樣在第2次以后進行的析出熱處理條件， Itl的值稍低于最初的析出熱處理條件。這是因為，最初或之前的析出熱處理中已經(jīng)析出出某種程度的Co、P等，而且基質(zhì)的一部分進行再結(jié)晶或生成微細結(jié)晶，所以在第2次以后的析出熱處理中，以低的熱處理條件發(fā)生析出、再結(jié)晶或微細結(jié)晶的生成。但是，第2次以后的析出熱處理條件依賴之前的析出熱處理時的Co、P等的析出狀態(tài)或再結(jié)晶率。另外，這些析出熱處理條件還與熱軋的溶體化狀態(tài)、Co、P等的固溶狀態(tài)有關(guān)，例如熱軋的冷卻速度越快，而且熱軋的開始或結(jié)束溫度越高，在上述不等式中最佳條件越向上限側(cè)轉(zhuǎn)移。另一方面，短時間析出處理在能量方面和生產(chǎn)性的觀點上都是短時間，所以有利， 獲得與長時間析出熱處理同等的效果，在薄板的中間工藝中尤其有效。就短時間熱處理的條件而言，最高到達溫度為540 770°C且“最高到達溫度_50°C”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 1 5分鐘，優(yōu)選最高到達溫度為560 720°C且“最高到達溫度_50°C ”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 1 2分鐘，將最高到達溫度設(shè)為TmaxCC )，保持時間設(shè)為tm(min)，冷軋的軋制率設(shè)為RE(% )，且設(shè)為熱處理指數(shù)It2 = (Tmax-IOOXtm "1/2-100X (1-RE/100) 172)時，則滿足 340 ( It2 ( 515 的關(guān)系，優(yōu)選滿足 360 ( It2 ( 500 的關(guān)系。這是當(dāng)然的，但若超過析出熱處理條件的上限，則基質(zhì)的再結(jié)晶率上升，最終的板材的強度變低。重要的是，溫度越高且時間越長，不僅析出粒子生長而越對強度沒有貢獻， 一旦變大就基本上不會變小。而且在析出熱處理條件的下限以下時，基質(zhì)不會變軟，所以延展性成為問題，不會進行析出，所以就沒有析出熱處理的效果。在通常的析出硬化型銅合金中，在處于溶體化狀態(tài)時，即便是短時間也加熱至 700°C時，析出物粗大化，或者析出花費時間而得不到目標(biāo)尺寸、目標(biāo)量的析出物，或者一旦所生成的析出物再次消減而固溶，所以最終無法得到高強度的高導(dǎo)電材料。只要在之后的工序中不進行特別的溶體化處理，該700°C的加熱即使是中間的析出熱處理，若析出物一旦粗大化，則析出物也不會變小。通常的析出型合金的最佳析出條件為花費數(shù)小時、數(shù)十小時進行，但能夠在高溫下以約1分鐘左右的短時間進行析出熱處理，這是發(fā)明合金的較大特征。并且，本合金在析出的同時恢復(fù)基質(zhì)的延展性，即使是未再結(jié)晶狀態(tài)，也能夠使作為必須用途的彎曲加工性顯著提高。當(dāng)然稍微使其再結(jié)晶時，延展性進一步提高。即，利用該性質(zhì)可以分為以下2個類型制作。1.以高強度為最優(yōu)先，將導(dǎo)電性、延展性停留在良好程度。2.多少犧牲強度，提供導(dǎo)電性和延展性更優(yōu)異的材料。關(guān)于類型1的制造方法，將析出熱處理溫度設(shè)定得稍低，中途及最終的析出處理熱處理中的再結(jié)晶率設(shè)為25%以下，優(yōu)選設(shè)為10%以下。而且，使微細結(jié)晶更多地存在。基質(zhì)的狀態(tài)雖然是再結(jié)晶率低，但為能夠確保延展性的狀態(tài)。在該析出熱處理條件中，因Co、 P等未完全析出，所以導(dǎo)電率處于稍低的狀態(tài)。此時的再結(jié)晶部的平均結(jié)晶粒徑是0.7 7μπι為佳，并且因再結(jié)晶率低，所以優(yōu)選以0.8 5. 5μπι為佳。微細結(jié)晶所占的比例以 0. 1 %至25 %為佳，優(yōu)選為1 %至20 %，其平均粒徑以0. 3 4μπι為佳，優(yōu)選以0. 3 3 μ m 為佳。另外，在EBSP中也有難以區(qū)別再結(jié)晶晶粒與微細結(jié)晶的情況。此時，合并再結(jié)晶晶粒和微細結(jié)晶在金屬組織中所占的比例以0. 5 45%為佳，優(yōu)選以1 25%為佳。合并再結(jié)晶晶粒和微細結(jié)晶的平均粒徑以0. 5 6 μ m為佳，優(yōu)選以0. 6 5 μ m為佳。關(guān)于類型2的制造方法，以形成微細的再結(jié)晶晶粒的條件進行析出熱處理。因此， 再結(jié)晶率以3 45%為佳，優(yōu)選以5 35%為佳。此時的再結(jié)晶部的平均粒徑以0. 7 7μπι為佳，優(yōu)選以0.8 6μπι為佳。微細結(jié)晶所占的比例因再結(jié)晶率高，，所以與上述的類型1相比必然低，以0. 1 10%為佳，平均粒徑與類型1相比也變大，以0. 5 4. 5 μ m為佳。 合并再結(jié)晶晶粒和微細結(jié)晶在金屬組織中所占的比例以3 45%為佳，優(yōu)選以10 35% 為佳。合并再結(jié)晶晶粒和微細結(jié)晶的平均粒徑以0. 5 6μπι為佳，優(yōu)選以0. 8 5. 5μπι 為佳?；|(zhì)含有再結(jié)晶晶粒、微細結(jié)晶、未再結(jié)晶，因進行再結(jié)晶化，所以析出進一步進行， 析出粒徑變大。與上述的類型1相比，雖然強度、應(yīng)力松弛特性稍微下降，但延展性進一步提高，Co、P等的析出幾乎結(jié)束，所以導(dǎo)電率也提高。就具體的優(yōu)選熱處理條件而言，在類型1中，長時間熱處理時為35O 510°C 且2 M小時，且為沘0彡Itl彡375，短時間熱處理時，最高到達溫度為540 770°C且“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 1 5分鐘，且為 350 彡 It2 彡 480。在類型2中，長時間熱處理時為380 且2 M小時，且為320 ^ Itl ^ 400, 短時間熱處理時，最高到達溫度為540 770°C且“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 1 5分鐘，且為380彡It2彡500。在進行了析出熱處理時，與再結(jié)晶化或作為銅合金的再結(jié)晶時的特征的孿晶的形成一起，處于再結(jié)晶部的析出粒子變大。隨著析出粒子的變大，基于析出的強化變少，即變得對強度不太有貢獻。一旦有析出物的析出，則關(guān)于其粒子的大小，除了在溶體化處理一析出熱處理時以外，基本上不會變小。通過規(guī)定再結(jié)晶率來控制析出物的大小。析出粒子變大時，則應(yīng)力松弛特性也變差。其結(jié)果，具有如下特征，即得到的析出物為平面狀且為大致圓形或大致橢圓形，以平均粒徑計為2. 0 llnm(優(yōu)選為2. 0 8. 8nm,更優(yōu)選為2. 4 7. 2nm,最佳為2. 5 6. Onm)或者析出物的90%以上、進一步優(yōu)選95%以上為0. 7 25nm或2. 5 25nm的微細析出物均勻地分散。該“0. 7 25nm或2. 5 25nm”的記述中的0. 7nm及2. 5nm，如上述為電子顯微鏡下的測量下限，所以“0. 7 25歷或2. 5 25nm”的范圍表示與“25nm以下” 相同的意思。該高性能銅合金軋制板的制造工序內(nèi)的析出熱處理之后的金屬組織，優(yōu)選不使基質(zhì)為完全的再結(jié)晶組織，再結(jié)晶率為0 45% (優(yōu)選為0. 5 35%，進一步優(yōu)選為3 25% )0夾著冷軋在前后有2個以上的析出熱處理時，優(yōu)選最初的析出熱處理時的再結(jié)晶率與之后的析出熱處理時的再結(jié)晶率相比同等或更高。例如在有2次析出熱處理時，最初的再結(jié)晶率為0 45% (優(yōu)選為5 40%)，之后的再結(jié)晶率為0 35% (優(yōu)選為3 25% )。以往的銅合金為高軋制率，例如超過50%時，通過冷軋進行加工硬化而變得缺乏延展性。而且，若通過退火使金屬組織為完全的再結(jié)晶組織，則變得柔軟而延展性恢復(fù)。但是，在退火中，若殘留未再結(jié)晶晶粒，則延展性的恢復(fù)就不充分，若未再結(jié)晶組織的比例成為50%以上，則尤其不充分。但是，在發(fā)明合金的情況下，其特征在于，即使這種未再結(jié)晶組織的比例殘留55%以上，另外即使在未再結(jié)晶組織殘留55%以上的狀態(tài)下反復(fù)實施冷軋和退火，也具備良好的延展性。在為最終的板厚薄的板時，基本上必須在最后加工的冷軋之后最終實施恢復(fù)熱處理。但是，就恢復(fù)熱處理而言，在最終進行析出熱處理時，在最終的冷軋率較低為10%以下時，或者在通過硬釬焊或焊鍍等對軋材及其加工材料再次加熱時，在對最終的板材進行軟釬焊或硬釬焊等而進一步加熱時，以及在將板材利用沖壓而沖切成產(chǎn)品形狀之后進行恢復(fù)處理時等，未必一定需要。而且，根據(jù)產(chǎn)品有時也在硬釬焊等熱處理之后實施恢復(fù)熱處理。 恢復(fù)熱處理的意義如以下所以所示。1.提高材料的彎曲加工性或延展性。使在冷軋中產(chǎn)生的變形微小地減少且使伸長率提高。對于彎曲試驗中產(chǎn)生的局部變形，具有難以產(chǎn)生裂紋的效果。2.提高彈性界限而且提高縱向彈性系數(shù)，所以使連接器所需的彈性提高。3.在汽車用途等中，在接近100°C的使用環(huán)境中使應(yīng)力松弛特性良好。若該應(yīng)力松弛特性差，則使用中永久變形并且不產(chǎn)生預(yù)定的應(yīng)力。
4.使導(dǎo)電性提高。在最終軋制前的析出熱處理中，當(dāng)存在大量的微細析出物時，與對再結(jié)晶組織材料進行了冷軋時相比導(dǎo)電性的下降更明顯。通過最終軋制，根據(jù)微小的空孔的增大或Co、P等的微細析出物附近的原子的紊亂(turbulence)等而導(dǎo)電性下降，但通過該恢復(fù)熱處理產(chǎn)生返回至接近前工序的析出熱處理的狀態(tài)的原子水平下的變化，從而導(dǎo)電性提高。另外，若以軋制率40%對再結(jié)晶狀態(tài)的材料進行冷軋，則導(dǎo)電率的下降只不過是 1 2%，但是在再結(jié)晶率為10%以下的發(fā)明合金中，導(dǎo)電率下降約4%。通過恢復(fù)熱處理， 約3%的導(dǎo)電率恢復(fù)，但該導(dǎo)電率的提高作為高導(dǎo)電材料是顯著的效果。5.釋放通過冷軋產(chǎn)生的殘留應(yīng)力。就恢復(fù)熱處理的條件而言，最高到達溫度TmaxCC )為200 560°C且從“最高到達溫度-50°C”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間tm(min)為0. 03 300分鐘，若將最后的析出熱處理后的冷軋的軋制率設(shè)為RE2(% )，將熱處理指數(shù)設(shè)為It3 = (Tmax-60Xtm -"2-50X (1-RE2/100)"2)，則必須滿足 150 ( It3 ( 320，優(yōu)選滿足 170 ( It3 ( 295。在該恢復(fù)熱處理中幾乎不發(fā)生析出。通過原子水平的移動，應(yīng)力松弛特性、導(dǎo)電性、彈性特性、延展性提高。若超過上述的不等式的析出熱處理條件的上限，則基質(zhì)軟化，根據(jù)情況開始再結(jié)晶化，強度變低。如前述，若即將再結(jié)晶之前或再結(jié)晶化開始，則析出粒子生長，對強度沒有貢獻。若低于下限，則原子水平下的移動少，所以應(yīng)力松弛特性、導(dǎo)電性、彈性特性、延展性不提高。在這一系列熱軋工藝中獲得的高性能銅合金軋制板，其導(dǎo)電性和強度優(yōu)異，導(dǎo)電率為45% IACS以上，將導(dǎo)電率設(shè)為IACS)，將拉伸強度設(shè)為S (N/mm2)，將伸長率設(shè)為 L(% )時，(R172XSX (100+D/100)的值(以下稱為性能指數(shù)Is)為4300以上，也為4600 以上。另外，Sn的添加量為0.095%以下時，可以得到66% IACS以上的高導(dǎo)電板，在為 0. 045%以下時，可以得到72% IACS以上的高導(dǎo)電板。并且，彎曲加工性和應(yīng)力松弛特性同時優(yōu)異。另外，在其特性上，由同一鑄塊制造的軋制板內(nèi)的特性的偏差小。在熱處理后的材料或最終板的拉伸強度方面，由同一鑄塊制造的軋制板內(nèi)的(最小拉伸強度/最大拉伸強度)之比為0.9以上，也為0.95以上。在導(dǎo)電率方面，由同一鑄塊制造的軋制板內(nèi)的(最小導(dǎo)電率/最大導(dǎo)電率)之比為0. 9以上，也為0. 95以上。這樣在由同一鑄塊制造的軋制板內(nèi)具有均等的機械性質(zhì)和導(dǎo)電性。而且，本發(fā)明所涉及的高性能銅合金軋制板的耐熱性優(yōu)異，所以在350°C的拉伸強度為300(N/mm2)以上。并且，在700°C下加熱30秒之后的維氏硬度(HV)為100以上、或者加熱之前的維氏硬度值的80%以上，或者在加熱后的金屬組織中再結(jié)晶率為45%以下。綜上所述，本發(fā)明的高性能銅合金軋制板，是通過組成和工藝的組合來實現(xiàn)的。首先，在熱軋工藝中，Co、P等處于目標(biāo)溶體化(固溶)狀態(tài)，金屬組織通過最終的熱軋溫度的下降而沿軋制方向流動，但含有變形少的晶粒。接著，根據(jù)冷軋和析出熱處理的最佳組合， 加工硬化后的基質(zhì)通過微細結(jié)晶的生成和局部的再結(jié)晶化而恢復(fù)延展性，同時處于溶體化狀態(tài)的Co、P等微細地析出，最后通過進行最后加工冷軋和恢復(fù)熱處理來獲得高強度、高導(dǎo)電性、良好的彎曲加工性、應(yīng)力松弛特性。適當(dāng)?shù)能堉坪臀龀鰺崽幚淼慕M合在最終厚度較厚為1 4mm時，總冷加工度為70% 90%左右，所以若通過1次析出熱處理工序進行析出熱處理，以使從即將生成再結(jié)晶之前的狀態(tài)成為再結(jié)晶率為45%的狀態(tài)，則最終成為強度、導(dǎo)電性、延展性、應(yīng)力松弛特性的均衡得以保持的材料。在得到高導(dǎo)電性時，將再結(jié)晶率取得高值或者在熱軋之后加入析出熱處理工序即可。最終厚度約為以下，進而為0. 7mm以下的厚度時，實施2次析出熱處理，在最初的析出熱處理中，雖殘留析出余力，但成為主要著眼于導(dǎo)電性的提高、延展性的恢復(fù)點的金屬組織狀態(tài)。而且，在第2次析出熱處理中，通過未析出狀態(tài)的Co、P的析出和總冷軋率變高，容易形成微細結(jié)晶，通過局部的再結(jié)晶化， 將基質(zhì)的強度下降停留在最小限度內(nèi)，同時獲得良好的延展性。此外，通過基于最后加工軋制的加工硬化和最終恢復(fù)熱處理，成為維持良好的彎曲加工性并具備高強度、高導(dǎo)電性、良好的應(yīng)力松弛特性的銅合金材料。[實施例]使用上述的第1發(fā)明合金至第5發(fā)明合金及比較用的組成的銅合金，制作了高性能銅合金軋制板。表1示出制作高性能銅合金軋制板的合金的組成。表1
權(quán)利要求
1.一種高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于，其合金組成是含有0. 14 0. ；34質(zhì)量％的Co、0. 046 0. 098質(zhì)量％的P、和 0. 005 1.4質(zhì)量％的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間具有 3.0 ^ ([Co]-0. 007)/([P]-0. 009) ^ 5. 9的關(guān)系、并且余量由Cu以及不可避雜質(zhì)構(gòu)成， 通過包括熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序的制造工序進行制造， 總冷軋率為70%以上，在最終的析出熱處理工序之后，再結(jié)晶率為45%以下，再結(jié)晶部分的再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為0. 7 7 μ m，金屬組織中存在大致圓形或大致橢圓形的析出物，該析出物的平均粒徑為2. 0 llnm，或者所有析出物的90%以上為25nm以下大小的微細析出物，該析出物均勻地分散，在最終的析出熱處理之后或最終的冷軋后的金屬組織中在軋制方向上延伸的纖維狀的金屬組織中，存在不具有退火孿晶且在EBSP分析結(jié)果中從反極圖即IPF圖及晶界圖即 Grain Boundary圖觀察的長/短比率的平均為2以上15以下的微細結(jié)晶，所述微細結(jié)晶的平均粒徑為0. 3 4μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶相對于金屬組織整體的面積比例為0. 1 25%，或者合并所述微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分的平均粒徑為0.5 6μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分相對于金屬組織整體的面積比例為 0. 5 45%。
2.如權(quán)利要求1所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于，含有0. 16 0. 33質(zhì)量％的Co、0. 051 0. 096質(zhì)量％的P、和0. 005 0. 045質(zhì)量％ 的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間具有3.2 < ([Co]-0. 007) / ([P]-0.009) ( 4.9 的關(guān)系。
3.如權(quán)利要求1所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于，含有0. 16 0. 33質(zhì)量％的Co、0. 051 0. 096質(zhì)量％的P、和0. 32 0. 8質(zhì)量％ 的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間具有3.2 < ([Co]-0. 007) / ([P]-0.009) ( 4.9 的關(guān)系。
4.一種高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于， 其合金組成是含有0. 14 0. 34質(zhì)量％的Co、0. 046 0. 098質(zhì)量％的P、和0. 005 1.4質(zhì)量％的Sn，并且含有0. 01 0. M質(zhì)量％的Ni或0. 005 0. 12質(zhì)量％的!^e的任意1 種以上，在Co的含量[Co]質(zhì)量％、Ni的含量[Ni]質(zhì)量％ Je的含量[Fe]質(zhì)量％和P的含量 [P]質(zhì)量 ％之間具有 3. 0 ^ ([Co]+0. 85 X [Ni]+0. 75 X [Fe]-0. 007)/([P]-0. 0090) ^ 5. 9 以及0.012 < 1.2X [Ni]+2X [Fe] ( [Co]的關(guān)系，并且余量是由Cu及不可避雜質(zhì)構(gòu)成，通過包括熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序的制造工序進行制造， 總冷軋率為70%以上，在最終的析出熱處理工序之后，再結(jié)晶率為45%以下，再結(jié)晶部分的再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為0. 7 7 μ m，金屬組織中存在大致圓形或大致橢圓形的析出物，該析出物的平均粒徑為2. 0 llnm，或者所有析出物的90%以上為25nm以下大小的微細析出物，該析出物均勻地分散，在最終的析出熱處理之后或最終的冷軋后的金屬組織中在軋制方向上延伸的纖維狀的金屬組織中，存在不具有退火孿晶且在EBSP分析結(jié)果中從反極圖即IPF圖及晶界圖即Grain Boundary圖觀察的長/短比率的平均為2以上15以下的微細結(jié)晶，所述微細結(jié)晶的平均粒徑為0. 3 4μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶相對于金屬組織整體的面積比例為0. 1 25%，或者合并所述微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分的平均粒徑為 0. 5 6μπι，觀察面中的該微細結(jié)晶和再結(jié)晶晶粒兩部分相對于金屬組織整體的面積比例為 0. 5 45%。
5.如權(quán)利要求1至4中的任一項所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于， 還含有0. 002 0. 2質(zhì)量％的Α1、0. 002 0. 6質(zhì)量％的Ζη、0. 002 0. 6質(zhì)量％的Ag、0. 002 0. 2質(zhì)量％的]\%、0. 001 0. 1質(zhì)量％的rLr的任意1種以上。
6.如權(quán)利要求1至5中的任一項所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于，導(dǎo)電率為45以上，在將導(dǎo)電率設(shè)為R、拉伸強度設(shè)為S、伸長率設(shè)為L時， (R172XSX (100+D/100)的值為4300以上，所述導(dǎo)電率的單位為％ IACS，所述拉伸強度的單位為N/mm2，所述伸長率為百分比。
7.如權(quán)利要求1至6中的任一項所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于， 由包括熱軋的制造工序制造，熱軋后的軋材的平均結(jié)晶粒徑為6μπι以上、50μm以下，或者將熱軋的軋制率設(shè)為RE0，將熱軋后的結(jié)晶粒徑設(shè)為Dy m時為5. 5X (100/ REO)(60/RE0)，在沿著軋制方向的剖面觀察該晶粒時，若將該晶粒的軋制方向的長度設(shè)為Li，將晶粒的與軋制方向垂直的方向的長度設(shè)為L2，則L1/L2的平均為1. 02以上4. 5以下，所述軋制率為百分比。
8.如權(quán)利要求1至7中的任一項所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于， 在350°C下的拉伸強度為300N/mm2以上。
9.如權(quán)利要求1至8中的任一項所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，其特征在于，在700°C下加熱30秒之后的維氏硬度即HV為100以上或所述加熱前的維氏硬度值的 80%以上，或者在加熱后的金屬組織中再結(jié)晶率為45%以下。
10.一種高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的制造方法，為權(quán)利要求1至9中的任一項所述的高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板的制造方法，其特征在于，包括熱軋工序、冷軋工序、析出熱處理工序、恢復(fù)熱處理工序， 熱軋開始溫度為830 960°C，熱軋的最終軋制道次后的軋材溫度或者軋材的溫度從650°C時至350°C的平均冷卻速度為2°C/秒以上，在冷軋前后或冷軋期間實施如下的析出熱處理；所述析出熱處理是350 540°C下進行2 M小時的析出熱處理且在將熱處理溫度設(shè)為T、保持時間設(shè)為th、該析出熱處理前的冷軋的軋制率設(shè)為RE時滿足洸5 ( (T-IOOXtr172-110 X (1-RE/100)1/2) ( 400的關(guān)系的析出熱處理，或者最高到達溫度為540 770°C且在“最高到達溫度_50°C”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 1 5分鐘的熱處理、且在將最高到達溫度設(shè)為Tmax、保持時間設(shè)為tm時滿足340彡(Tmax-100Xtm^172-100X (1-RE/100)1/2)彡515的關(guān)系的析出熱處理；所述熱處理溫度T的單位為。C，所述保持時間th的單位為h，所述軋制率為百分比，所述最高到達溫度Tmax的單位為。C，所述保持時間tm的單位為min，在最后的冷軋之后，實施最高到達溫度為200 560°C且在“最高到達溫度-50°C ”至最高到達溫度的范圍內(nèi)的保持時間為0. 03 300分鐘的熱處理，所述熱處理是在將最后的析出熱處理后的冷軋的軋制率設(shè)為RE2時滿足150 ≤(Tmax-60Xto1/2-50X (1-RE2/100)1/2) ≤ 320 的關(guān)系的恢復(fù)熱處理，所述軋制率為百分比。
全文摘要
一種高強度高導(dǎo)電銅合金軋制板，含有0.14～0.34質(zhì)量％的Co、0.046～0.098質(zhì)量％的P、和0.005～1.4質(zhì)量％的Sn，在Co的含量[Co]質(zhì)量％與P的含量[P]質(zhì)量％之間具有3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.009)≤5.9的關(guān)系，總冷軋率為70％以上，在最終的析出熱處理工序之后，再結(jié)晶率為45％以下，再結(jié)晶晶粒的平均粒徑為0.7～7μm，析出物的平均粒徑為2.0～11nm，微細結(jié)晶的平均粒徑為0.3～4μm，相對于金屬組織整體的面積比例為0.1～25％，其通過Co和P等的微細析出物、Sn的固溶、微細結(jié)晶，強度、導(dǎo)電率以及延展性提高。
文檔編號H01B1/02GK102165080SQ200980137598
公開日2011年8月24日 申請日期2009年12月25日 優(yōu)先權(quán)日2009年1月9日
發(fā)明者大石惠一郎 申請人:三菱伸銅株式會社