專利名稱：用于電氣電子器械及元件的銅合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及其特性改良了的用于電氣電子器械及元件的銅合金。
背景技術(shù)：
以往，作為通常的用于電氣電子器械及元件的材料，除不銹鋼類鋼以外，導(dǎo)電性以及導(dǎo)熱性優(yōu)異的磷青銅、紅銅、黃銅等銅(Cu)類材料也被廣泛使用。
近年來，對電氣電子器械及元件的小型化、輕量化以及隨之而來的高密度安裝化的要求正在提高。如果推進(jìn)小型化，則接觸部分的接點(diǎn)面積要減小，使用的板的厚度也要變薄，為了保持與以往同等的可靠性，需要強(qiáng)度更高的材料。連接器通常通過由材料的“撓曲”、即變形產(chǎn)生規(guī)定的接觸壓力(接壓)而相互嵌合(接合)的機(jī)構(gòu)進(jìn)行通電或信息信號的交換。因此，在使用中由于該接觸壓力的減少而導(dǎo)致嵌合(接合)力降低，從而不能通電或交換信息信號，這是致命的缺陷。將該嵌合(接合)力的降低稱為應(yīng)力松弛(耐蠕變)特性，對用于這些電子部件的材料要求應(yīng)力松弛特性不會(huì)劣化、即耐應(yīng)力松弛特性優(yōu)異的銅合金。
另外，根據(jù)連接器的種類，有時(shí)會(huì)連接在個(gè)人電腦等的CPU(中央處理裝置)這樣伴有發(fā)熱的機(jī)器上。此時(shí)，連接器材料由于被加熱而促進(jìn)應(yīng)力松弛，嵌合(接合)力迅速降低，因此有必要具有快速散熱的功能。放熱特性起因于材料的導(dǎo)電性，要求導(dǎo)電率更高的材料。另外，導(dǎo)電性高的材料的要求從今后使用高頻率的信息交換來看，也是迫切希望的。
另外，電子電氣器械及元件的小型化也對材料要求良好的彎曲加工性。在小型化的一個(gè)方向中，就有器械及元件的薄型化。由于薄型化而推進(jìn)連接器的低高度化(高度低)。因此，在連接器中，要求加工性更為良好的材料。
由于這些理由，期望強(qiáng)度高、保持優(yōu)異的導(dǎo)電性，并且耐應(yīng)力松弛特性和彎曲加工性優(yōu)異的材料。具體地，要求具有以下性能的材料強(qiáng)度為600MPa以上，導(dǎo)電率優(yōu)選50％IACS以上、應(yīng)力松弛率為，在150℃×1000h后的松弛率為20％以下，彎曲加工性的指標(biāo)R/t優(yōu)選1以下。另外，還需求強(qiáng)度650MPa以上，導(dǎo)電率55％IACS以上的材料。
作為增加金屬材料強(qiáng)度的方法，通常進(jìn)行以下方法對材料導(dǎo)入加工應(yīng)變的加工強(qiáng)化法或固溶了其他元素的固溶強(qiáng)化法、使第二相析出進(jìn)行強(qiáng)化的析出強(qiáng)化法。
有利用了析出強(qiáng)化法的Cu-Be合金(C17200)、Cu-Ni-Si合金(C70250)、Cu-Fe合金(C19400)、Cu-Cr合金(C18040)等。但是，C17200雖然可以通過使用在Cu母相中析出Be的強(qiáng)化機(jī)構(gòu)，使強(qiáng)度為1000MPa以上，應(yīng)力松弛率為20％以下，并且彎曲加工性也良好，但是導(dǎo)電率約為25％IACS。另外，鈹(Be)從其環(huán)境問題上來看，對于使用還存有擔(dān)心，這也是事實(shí)。
C70250雖然可以通過在Cu母相中析出包含Ni-Si的金屬間化合物，使強(qiáng)度達(dá)到600MPa以上，應(yīng)力松弛率為20％以下，并且彎曲加工性也良好，但是導(dǎo)電率不能達(dá)到50％IACS以上。
C19400使用在Cu母相中析出鐵(Fe)的強(qiáng)化機(jī)構(gòu)，強(qiáng)度達(dá)到600MPa以上，導(dǎo)電率也約為65％IACS，但應(yīng)力松弛率和彎曲加工性不能滿足要求特性。
C18040的導(dǎo)電率約為80％IACS，強(qiáng)度約為600MPa，但與C19400同樣，應(yīng)力松弛率和彎曲加工性不能滿足要求特性。
因此，即使采用任何一種析出強(qiáng)化方法，也不能得到滿足要求特性的材料，因此，強(qiáng)烈要求開發(fā)新材料。
針對這種情況，有下面一個(gè)例子，在用于電子器械及元件的銅合金中，在Cu基質(zhì)相中均勻微細(xì)地使Ni-Ti金屬間化合物析出，從而提高強(qiáng)度和導(dǎo)電性。
另外一個(gè)例子是，通過在Cu-Ni-Ti合金中添加鋁(Al)、硅(Si)、錳(Mn)、鎂(Mg)，可以提高引線框和樹脂的粘合性。
但是，即使是這些銅合金，也不能同時(shí)滿足期望的強(qiáng)度、導(dǎo)電率、彎曲加工性以及耐應(yīng)力松弛特性，因此，不能滿足近年來隨著電子器械及元件的性能提高對銅合金的特性要求。
另外一個(gè)例子是，通過在銅中使Ni-Ti金屬間化合物析出，提高各特性。
結(jié)合附圖來考慮，從以下記載可以更加明確本發(fā)明的上述以及其他的特征和優(yōu)點(diǎn)。


圖1是應(yīng)力松弛特性的試驗(yàn)方法的模式說明圖。
圖2是焊接附著性的試驗(yàn)方法的模式說明圖。

發(fā)明內(nèi)容
按照本發(fā)明，提供以下方法。
(1)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni、0.2～1.2質(zhì)量％的Ti、0.02～0.2質(zhì)量％的Mg和Zr中的任意一種或二種、以及0.1～1質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或者包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下；(2)、(1)項(xiàng)所述的用于電氣電子器械及元件的銅合金，其中，包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物的平均粒徑為5～100nm，分布密度為1×1010～1013個(gè)/mm2，并且，母相的結(jié)晶粒徑為10μm以下；(3)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni、0.2～1.2質(zhì)量％的Ti、0.02～0.2質(zhì)量％的Sn和Si中的任意一種或二種、以及0.1～1質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Sn的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Si的金屬間化合物、或者包含Ni、Ti、Sn和Si的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下；(4)、(1)項(xiàng)所述的用于電氣電子器械及元件的銅合金，其中，包含Ni、Ti和Sn的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Si的金屬間化合物、或者包含Ni、Ti、Sn和Si的金屬間化合物的平均粒徑為5～100nm，分布密度為1×1010～1013個(gè)/mm2，并且，母相的結(jié)晶粒徑為10μm以下；(5)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，該方法是制造(1)～(4)項(xiàng)中任意一項(xiàng)的用于電氣電子器械及元件的銅合金的方法，其特征在于，包括以下各工序在850℃以上進(jìn)行35秒以下的固溶處理、以50℃/秒以上的冷卻速度從該固溶處理的溫度冷卻至300℃，接著，以超過0％且在50％以下的壓延加工率進(jìn)行冷軋、在450～600℃下進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效處理；(6)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，該方法是制造(1)～(4)項(xiàng)中任意一項(xiàng)的用于電氣電子器械及元件的銅合金的方法，其特征在于，包括以下各工序在850℃以上進(jìn)行35秒以下的固溶處理、以50℃/秒以上的冷卻速度從該固溶處理的溫度冷卻至300℃，接著在450～600℃下進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效處理；(7)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并含有合計(jì)為0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和Zr之一或二者、0.1～5質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下；(8)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有合計(jì)為0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和Zr之一或二者、0.1～5質(zhì)量％的Zn、Sn為超過0％且在0.5質(zhì)量％以下，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下；(9)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和0.1～5質(zhì)量％的Zn，Zr、Hf、In、Ag中的任意一種或二種以上合計(jì)為超過0％且在1.0質(zhì)量％以下，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下；(10)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和0.1～5質(zhì)量％的Zn，Sn為超過0％且在0.5質(zhì)量％以下，Zr、Hf、In、Ag中的任意一種或二種以上合計(jì)為超過0％且在1.0質(zhì)量％以下，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或者包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下；以及(11)、一種用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，該方法是制造(7)～(10)項(xiàng)中任意一項(xiàng)的用于電氣電子器械及元件的銅合金的方法，其特征在于，包括以下工序在450～650℃的溫度下進(jìn)行1次或2次以上5小時(shí)以內(nèi)時(shí)間的時(shí)效析出熱處理，在該時(shí)效析出熱處理前的狀態(tài)中，具有35％IACS以下的導(dǎo)電性。
以下，將上述(1)～(4)項(xiàng)記載的用于電氣電子器械及元件的銅合金、以及上述(5)～(6)項(xiàng)記載的用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法合并起來稱為第1實(shí)施方式。
將上述(7)～(10)項(xiàng)記載的用于電氣電子器械及元件的銅合金、以及上述(11)項(xiàng)記載的用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法合并起來稱為第2實(shí)施方式。
這里，只要沒有特別說明，所謂本發(fā)明，是包括上述第1和第2實(shí)施方式的全部的意思。
具體實(shí)施例方式
下面詳細(xì)地說明本發(fā)明。
本發(fā)明人等在采用使第二相析出來進(jìn)行強(qiáng)化的析出強(qiáng)化法研究采用含有鎳(Ni)和鈦(Ti)的金屬間化合物的強(qiáng)化中發(fā)現(xiàn)，通過添加鎂(Mg)、鋯(Zr)、錫(Sn)、硅(Si)等使金屬間化合物發(fā)生變化，可以制造基本滿足對于強(qiáng)度、導(dǎo)電率、彎曲加工性、耐應(yīng)力松弛特性、以及焊接附著性的要求特性的材料。
另外，在本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第1實(shí)施方式中，電氣電子器械及元件中包括用于車載的儀器。
下面，闡述本發(fā)明的第1實(shí)施方式。
在本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第1實(shí)施方式中，通過形成在Cu母相中析出的包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Mg”)、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Zr”)、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Mg-Zr”)，可顯著地提高合金的各特性。這與在以往的合金中形成Ni-Ti析出物的情形完全不同，這些金屬間化合物表現(xiàn)出極高的強(qiáng)度、導(dǎo)電率以及耐應(yīng)力松弛特性。
如上所述，Ni-Ti微細(xì)地分散在Cu母相中時(shí)，由于析出強(qiáng)化機(jī)構(gòu)而提高強(qiáng)度，同時(shí)導(dǎo)電率上升。此時(shí)，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr分別或復(fù)合地微細(xì)分散在Cu母相中，由此與析出Ni-Ti的情況相比，顯示非常大的強(qiáng)化量。通過該效果，可以得到具有良好的強(qiáng)度和導(dǎo)電率的材料。另外，即使同時(shí)分散Ni-Ti化合物，該效果也會(huì)出現(xiàn)，并且Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr的分散密度越高強(qiáng)化量越大。此時(shí)，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr的分散密度與Ni-Ti相比，優(yōu)選等量以上。
另外，在析出含有包含Ni、Ti和Sn的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Sn”)、包含Ni、Ti和Si的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Si”)、包含Ni、Ti、Sn和Si的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Sn-Si”)時(shí)，發(fā)現(xiàn)了上述同樣的效果。
接著，對應(yīng)力松弛特性進(jìn)行說明。與Ni-Ti微細(xì)地分散在Cu母相中相比較，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr分別或復(fù)合地微細(xì)分散在Cu母相中時(shí)，耐應(yīng)力松弛特性顯著提高。與此相反，在僅有Ni-Ti析出物的情況下，應(yīng)力松弛率不能達(dá)到20％以下。
認(rèn)為這是因?yàn)?，與Ni-Ti化合物相比，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr的結(jié)晶結(jié)構(gòu)不同。通過將該結(jié)晶結(jié)構(gòu)不同的金屬間化合物微細(xì)分散到Cu母相中，可以顯著改善耐應(yīng)力松弛特性。
所謂應(yīng)力松弛是金屬中的位錯(cuò)移動(dòng)，應(yīng)變釋放的現(xiàn)象，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr的固定位錯(cuò)的力比Ni-Ti化合物大，表現(xiàn)出不易松弛的現(xiàn)象。
該現(xiàn)象即使是Ni-Ti-Sn、Ni-Ti-Si或Ni-Ti-Sn-Si的金屬間化合物也同樣被確認(rèn)，通過形成這些析出物，可以制造耐應(yīng)力松弛特性優(yōu)異，并且具有期望的特性的材料。
該期望的特性通過以下規(guī)定的成分含量得到。
Ni的含量限定為1～3質(zhì)量％是因?yàn)椋琋i過少時(shí)，由于析出而產(chǎn)生的強(qiáng)化量小，不能得到充分的強(qiáng)度，另外，也不能改善耐應(yīng)力松弛特性。另外，Ni過多時(shí)，由于在時(shí)效處理后過剩的Ni會(huì)固溶在母相中，從而導(dǎo)致導(dǎo)電率的降低。另外，固溶處理溫度成為熔點(diǎn)附近溫度，不能在工業(yè)上以穩(wěn)定的工藝制造。再有，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，會(huì)產(chǎn)生晶粒粗化，彎曲加工性差這樣的問題。Ni的含量優(yōu)選1.4～2.6質(zhì)量％，更為優(yōu)選1.8～2.3質(zhì)量％。
將Ti的含量限定在0.2～1.2質(zhì)量％的原因是，Ti過少時(shí)，由于析出而產(chǎn)生的強(qiáng)化量小，不能得到充分的強(qiáng)度，另外，也不能改善耐應(yīng)力松弛特性。另外，Ti過多時(shí)，由于在時(shí)效處理后過剩的Ti會(huì)固溶在母相中，從而導(dǎo)致導(dǎo)電率的降低。另外，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，會(huì)產(chǎn)生晶粒粗化，彎曲加工性差這樣的問題。Ti的含量優(yōu)選0.5～1.1質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.7～1.0質(zhì)量％。
Mg與Ni、Ti、以及Zr等一起形成金屬間化合物(以下也稱為“析出物”)，使強(qiáng)度、導(dǎo)電率、彎曲加工性、耐應(yīng)力松弛特性等提高。Mg的含量限定為0.02～0.2質(zhì)量％的理由是，Mg過少時(shí)，包含Ni、Ti和Mg的析出物等少，因此應(yīng)力松弛率差。另外，Mg過多時(shí)，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Mg也會(huì)成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率變差。另外，應(yīng)力松弛率差。這被認(rèn)為是析出物的元素的構(gòu)成比例不同造成的影響。Mg的含量優(yōu)選0.05～0.15質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.08～0.12質(zhì)量％。
Zr的含量限定為0.02～0.2質(zhì)量％的理由與Mg相同。Zr的含量優(yōu)選0.05～0.15質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.08～0.12質(zhì)量％。
Sn與Ni、Ti、Si一起形成析出物，使強(qiáng)度、導(dǎo)電率、彎曲加工性、耐應(yīng)力松弛特性等提高。Sn的含量限定為0.02～0.2質(zhì)量％的理由是，Sn過少時(shí)，包含Ni、Ti和Sn的析出物等少，因此應(yīng)力松弛率差。另外，Sn過多時(shí)，過剩的Sn也會(huì)成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性差。另外，應(yīng)力松弛率差。這被認(rèn)為是析出物的元素的構(gòu)成比例不同造成的影響。Sn的含量優(yōu)選0.05～0.15質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.08～0.12質(zhì)量％。
Si的含量限定為0.02～0.2質(zhì)量％的理由是，Si過少時(shí)，包含Ni、Ti、Si的析出物等少，因此強(qiáng)度和耐應(yīng)力松弛特性差。另外，由于剩余的Ni固溶，導(dǎo)電性差。另外，Si過多時(shí)，形成期望的析出物時(shí)，過剩的Si會(huì)固溶在銅母相中而使導(dǎo)電率下降。Si的含量優(yōu)選0.05～0.15質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.08～0.12質(zhì)量％。
上述金屬間化合物的大小是，以作為等體積球的相當(dāng)粒徑的平均粒徑計(jì)，通常為1～100nm，優(yōu)選5～100nm，另外，分布密度為1×1010～1013個(gè)/mm2時(shí)，強(qiáng)度和彎曲加工性優(yōu)異，因此優(yōu)選。
金屬間化合物的平均粒徑過小時(shí)，由析出產(chǎn)生的強(qiáng)度提高的效果不足，過大時(shí)，產(chǎn)生不利于由析出產(chǎn)生的強(qiáng)度提高的問題。平均粒徑更為優(yōu)選10～60nm，尤其優(yōu)選20～50nm。金屬間化合物的平均粒徑通過時(shí)效工序的加熱溫度和加熱時(shí)間來控制。溫度越高，時(shí)間越長，平均粒徑越大。相反地，溫度越低，時(shí)間越短，平均粒徑越小。
另外，金屬間化合物的分布密度過小時(shí)，由于析出產(chǎn)生的強(qiáng)度提高效果不足，過大時(shí)，容易在晶界形成粗大的析出物，并發(fā)生彎曲加工性惡化的問題。分布密度更為優(yōu)選3×1010～5×1012個(gè)/mm2，尤其優(yōu)選1×1011～3×1012個(gè)/mm2。另外，金屬間化合物的分布密度通過適當(dāng)組合時(shí)效析出熱處理、時(shí)效析出熱處理前進(jìn)行的冷加工、固溶處理、熱軋的條件來控制。另外，析出物的分布密度通過透射電子顯微鏡觀察來測定析出物的個(gè)數(shù)，并算出每單位面積的個(gè)數(shù)(個(gè)/mm2)。
另一方面，母相的結(jié)晶粒徑優(yōu)選10μm以下。母相的結(jié)晶粒徑過大時(shí)，彎曲加工性降低。優(yōu)選5μm以下。母相的結(jié)晶粒徑的下限值沒有特別的限制，但通常為3μm。這里，結(jié)晶粒徑是指長徑。母相的結(jié)晶粒徑通過固溶工序的加熱溫度和加熱時(shí)間來控制。溫度越高，時(shí)間越長，結(jié)晶粒徑越大。相反地，溫度越低，時(shí)間越短，結(jié)晶粒徑越小。
Zn具有提高焊接附著性、防止電鍍剝離的效果。本發(fā)明的優(yōu)選用途是電子儀器，其大部分部件用焊錫接合。因此，焊接附著性的提高與部件可靠性的提高緊密相關(guān)，在電子儀器用途中是不可缺少的要求特性。Zn的效果最近已有討論(例如，伸銅技術(shù)研究會(huì)誌vol.026(1987) p51-p56)。其中，添加Zn時(shí)，耐熱剝離性變得良好。這是因?yàn)?，通過添加Zn，可以抑制空隙(ボイド)的生成，另外，可以抑制Si向母體材料和擴(kuò)散層的界面的濃縮，因此可以提高耐熱剝離性。該例同樣是析出型合金的Cu-Ni-Si合金，即使是本發(fā)明的第1實(shí)施方式也可以確認(rèn)同樣的效果。
Zn的含量限定在0.1～1質(zhì)量％是因?yàn)?，Zn過少時(shí)，表現(xiàn)不出耐熱剝離特性的效果，Zn過多時(shí)，存在導(dǎo)致導(dǎo)電率降低的問題。Zn的含量優(yōu)選0.2～0.8質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.35～0.65質(zhì)量％。
將本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第1實(shí)施方式的用于電氣電子器械及元件的銅合金在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。優(yōu)選18％以下，更為優(yōu)選16％以下，下限值沒有特別的限制，為10％。
本發(fā)明、特別的本發(fā)明的第1實(shí)施方式的銅合金通過熱軋、冷軋、固溶處理、時(shí)效處理、根據(jù)需要進(jìn)一步進(jìn)行的精冷軋、消除應(yīng)力退火這樣的工序來制造。在該制造工序中，通過控制固溶處理(溫度)和其后的冷卻中的冷卻速度的條件，可以將上述金屬間化合物控制在本發(fā)明的范圍。熱扎溫度例如設(shè)為850℃～1000℃，接著進(jìn)行的冷軋例如可以以90％以上的加工率進(jìn)行。
另外，在本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第1實(shí)施方式的制造方法的一個(gè)實(shí)施方式中，在850℃以上進(jìn)行35秒以內(nèi)的固溶處理，以50℃/秒以上的冷卻速度從該固溶處理的溫度冷卻到300℃，接著，以超過0％且在50％以下的壓延加工率進(jìn)行冷軋，在450℃～600℃下進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效處理。另外，在本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第1實(shí)施方式的制造方法的另一個(gè)實(shí)施方式中，在850℃以上進(jìn)行35秒以內(nèi)的固溶處理，以50℃/秒以上的冷卻速度從該固溶處理的溫度冷卻到300℃，接著，在450℃～600℃下進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效處理。其后的精冷軋的加工率優(yōu)選30％以下。
在本發(fā)明、特別的本發(fā)明的第1實(shí)施方式中，固溶處理優(yōu)選在850℃以上進(jìn)行35秒以內(nèi)。固溶溫度過低時(shí)，不進(jìn)行再結(jié)晶，并引起彎曲加工性的顯著下降(惡化)。另外，即使是再結(jié)晶進(jìn)行的情況，也會(huì)成為未固溶化狀態(tài)，存在結(jié)晶析出物或粗大的析出物，不能以后面的時(shí)效得到最高的析出強(qiáng)化量。再有，也擔(dān)心由于它們的殘存而導(dǎo)致彎曲加工性的降低。固溶處理后的冷卻優(yōu)選以50℃/秒以上的冷卻速度冷卻到300℃。這是因?yàn)?，冷卻速度小時(shí)，會(huì)引起固溶的元素暫時(shí)析出。由于此時(shí)的析出物是粗大的，因此不利于強(qiáng)化。
固溶溫度的上限從燃料等的成本來看，優(yōu)選控制在1000℃以下。固溶時(shí)間過長時(shí)，由于晶粒的粗化使得彎曲加工性惡化。更為優(yōu)選25秒以內(nèi)。
固溶處理后面的冷軋優(yōu)選不進(jìn)行，或進(jìn)行時(shí)其冷加工率為50％以下。冷加工率過高時(shí)，彎曲加工性惡化。更加優(yōu)選30％以下。
時(shí)效處理優(yōu)選在450～600℃下進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)。時(shí)效處理溫度過低時(shí)，析出不足，強(qiáng)度不足。時(shí)效處理溫度過高時(shí)，析出物粗化，對強(qiáng)度不利。優(yōu)選480～560℃。
在本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第1實(shí)施方式中，所謂最終塑性加工方向，在最終實(shí)施的塑性加工為壓延加工時(shí)，是指壓延方向，拉拔(拉絲)時(shí)為拉拔方向。另外，所謂塑性加工，是壓延加工或拉拔加工，不包括以張力調(diào)平器等矯正(矯直)為目的的加工。
下面，闡述本發(fā)明的第2實(shí)施方式。
在本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第2實(shí)施方式中，通過形成在Cu母相中析出的包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Mg”)、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Zr”)、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物(以下記作“Ni-Ti-Mg-Zr”)，可顯著地提高合金的各特性。這與在以往的合金中形成Ni-Ti析出的情形完全不同，這些金屬間化合物表現(xiàn)出極高的強(qiáng)度、導(dǎo)電性以及耐應(yīng)力松弛特性。
如上所述，Ni-Ti微細(xì)地分散在Cu母相中時(shí)，由于析出強(qiáng)化機(jī)構(gòu)而提高強(qiáng)度，同時(shí)導(dǎo)電率上升。此時(shí)，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr分別或復(fù)合地微細(xì)分散在Cu母相中，由此與析出Ni-Ti的情況相比，顯示出非常大的強(qiáng)化量。通過該效果，可以得到具有良好的強(qiáng)度和導(dǎo)電率的材料。另外，即使同時(shí)分散Ni-Ti化合物，該效果也會(huì)出現(xiàn)，并且Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr的分散密度越高，強(qiáng)化量越大。此時(shí)，Ni-Ti-Mg、Ni-Ti-Zr或Ni-Ti-Mg-Zr的分散密度與Ni-Ti相比，優(yōu)選等量以上。這些Ni-Ti系的3元或多元化合物也有助于耐應(yīng)力松弛特性的提高。
另外，通過適量固溶Mg、Sn，可以不降低導(dǎo)電性而使強(qiáng)度和耐應(yīng)力松弛特性提高。
這些期望的特性可以通過以下規(guī)定的成分含量得到。
Ni的含量限定為1～3質(zhì)量％是因?yàn)?，Ni過少時(shí)，由于析出而產(chǎn)生的強(qiáng)化量小，不能得到充分的強(qiáng)度，另外，也不能改善耐應(yīng)力松弛特性。另外，Ni過多時(shí)，由于在時(shí)效處理后過剩的Ni會(huì)固溶在母相中，從而導(dǎo)致導(dǎo)電率的降低。另外，固溶處理溫度為熔點(diǎn)附近溫度，不能在工業(yè)上以穩(wěn)定的工藝制造。再有，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，會(huì)產(chǎn)生晶粒粗化，彎曲加工性差這樣的問題。Ni的含量優(yōu)選1.2～2.4質(zhì)量％，更為優(yōu)選1.4～2.2質(zhì)量％。
將Ti的含量限定在0.2～1.4質(zhì)量％的原因是，Ti過少時(shí)，由于析出而產(chǎn)生的強(qiáng)化量小，不能得到充分的強(qiáng)度，另外，也不能改善耐應(yīng)力松弛特性。另外，Ti過多時(shí)，由于在時(shí)效處理后過剩的Ti會(huì)固溶在母相中，從而導(dǎo)致導(dǎo)電率的降低。另外，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，會(huì)產(chǎn)生晶粒粗化，彎曲加工性差這樣的問題。Ti的含量優(yōu)選0.3～1.0質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.35～0.9質(zhì)量％。
Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)限定為2.2～4.7的范圍的理由是，由于Ni-Ti系或Ni-Ti-Mg系等多元化合物作為Cu中的化學(xué)理論量組成的化合物析出，因此，需要以適當(dāng)?shù)谋壤浜?。不是該比例的情況下，溶質(zhì)元素不利于化合物的生成，發(fā)生固溶使導(dǎo)電性降低，因此不優(yōu)選。Ni/Ti優(yōu)選2.6～3.8，更為優(yōu)選2.8～3.6。
Mg與Ni、Ti、以及Zr等一起形成金屬間化合物(以下也稱為“析出物”)，使強(qiáng)度、導(dǎo)電率、彎曲加工性、耐應(yīng)力松弛特性等提高。Mg和Zr之一或二者的含量合計(jì)限定為0.02～0.3質(zhì)量％的理由是，過少時(shí)，由于包含Ni、Ti和Mg的析出物、包含Ni、Ti和Zr的析出物、和/或包含Ni、Ti、Mg和Zr的析出物少，因此強(qiáng)度變差。另外，過多時(shí)，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Mg和/或Zr也會(huì)成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率差。Mg和Zr之一或二者的含量的合計(jì)優(yōu)選0.05～0.18質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.08～0.15質(zhì)量％。
上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1013個(gè)/mm2時(shí)，強(qiáng)度和彎曲加工性優(yōu)異，因此優(yōu)選。
金屬間化合物的分布密度過小時(shí)，由析出而產(chǎn)生的強(qiáng)度提高的效果不足，過大時(shí)，晶界上容易形成粗大的析出物，并發(fā)生彎曲加工性惡化這樣的問題。分布密度更加優(yōu)選3×1010～5×1012個(gè)/mm2，特別優(yōu)選1×1011～3×1012個(gè)/mm2。另外，金屬間化合物的分布密度通過適當(dāng)組合時(shí)效析出熱處理、時(shí)效析出熱處理前進(jìn)行的冷加工、固溶處理、熱軋的條件來控制。
另外，析出物的分布密度通過透射電子顯微鏡觀察來測定析出物的個(gè)數(shù)，并算出每單位面積的個(gè)數(shù)(個(gè)/mm2)。
Zn具有提高焊接附著性、防止電鍍剝離的效果。本發(fā)明的優(yōu)選用途是電子儀器，其大部分部件用焊錫接合。因此，焊接附著性的提高與部件可靠性的提高緊密相關(guān)，在電子儀器用途中是不可缺少的要求特性。Zn的效果最近已有討論(例如，伸銅技術(shù)研究會(huì)誌vol.026(1987) p51-p56)。其中，添加Zn時(shí)，耐熱剝離性變得良好。這是因?yàn)?，通過添加Zn，可以抑制空隙的生成，另外，可以抑制Si向母體材料與擴(kuò)散層的界面的濃縮，因此可以提高耐熱剝離性。該例同樣是析出型合金的Cu-Ni-Si合金，即使是本發(fā)明的第2實(shí)施方式，也可以確認(rèn)同樣的效果。
Zn的含量限定在0.1～5質(zhì)量％是因?yàn)?，Zn過少時(shí)，表現(xiàn)不出耐熱剝離特性的效果，Zn過多時(shí)，存在導(dǎo)致導(dǎo)電率降低的問題。Zn的含量優(yōu)選0.2～3.0質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.3～1質(zhì)量％。
Sn與Mg一起固溶使耐應(yīng)力松弛特性等提高。另外，在900℃以上進(jìn)行的熱軋或固溶處理的冷卻中，具有抑制Ni-Ti的粗大的析出的效果，并且促進(jìn)析出硬化量使強(qiáng)度提高。由于本合金體系在900℃以上的高溫度下實(shí)現(xiàn)幾乎所有原子固溶的理想的固溶狀態(tài)，因此，可以防止在原子擴(kuò)散快的高溫下的粗大析出，這對于得到良好的析出強(qiáng)化是重要的，但是通過添加Sn可以更好地實(shí)現(xiàn)該效果，并提高由于時(shí)效析出產(chǎn)生的強(qiáng)度和耐應(yīng)力松弛特性。另外，可以防止向晶界等的粗大析出，提高彎曲加工性。Sn的含量越增加，上述效果越高，但Sn過多時(shí)，過剩的Sn成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率差。Sn的含量為超過0％且在0.5質(zhì)量％以下，優(yōu)選0.05～0.25質(zhì)量％。
Zr、Hf、In和Ag與Ni、Ti一起形成析出物等，使強(qiáng)度、導(dǎo)電率、耐應(yīng)力松弛特性等提高。含量越增加，上述效果越高，但是超過1.0質(zhì)量％時(shí)，就需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的原子也會(huì)成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率差。Zr、Hf、In和Ag的總含量為超過0％且在1.0質(zhì)量％以下，優(yōu)選0.05～0.5質(zhì)量％，更為優(yōu)選0.07～0.3質(zhì)量％。
本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第2實(shí)施方式的用于電氣電子器械及元件的銅合金的抗拉強(qiáng)度為650MPa以上。優(yōu)選750Ma以上，上限值沒有特別的限制，為850MPa。
本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第2實(shí)施方式的用于電氣電子器械及元件的銅合金的導(dǎo)電率為55％IACS以上。優(yōu)選60％IACS以上，上限值沒有特別的限制，為70％IACS。
將本發(fā)明、特別是本發(fā)明的第2實(shí)施方式的用于電氣電子器械及元件的銅合金在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。優(yōu)選18％以下，更為優(yōu)選16％以下，下限值沒有特別的限制，為10％。
本發(fā)明、特別的本發(fā)明的第2實(shí)施方式的銅合金通過例如鑄造、均質(zhì)化處理、熱軋、冷軋、固溶處理、時(shí)效處理、根據(jù)需要進(jìn)一步進(jìn)行的精冷軋、消除應(yīng)力退火這些工序來制造。
鑄造時(shí)，為防止在最終凝固部等引起溶質(zhì)元素的偏析，優(yōu)選提高冷卻速度，另外，過快時(shí)，鑄塊內(nèi)會(huì)形成空洞，使品質(zhì)降低，或者，提高鑄塊的內(nèi)部應(yīng)力，成為內(nèi)部缺陷的原因，因此，優(yōu)選以1～100℃/秒的冷卻速度進(jìn)行。更為優(yōu)選以10～80℃/秒進(jìn)行。
在均質(zhì)化退火中，為了防止粗大的Ni-Ti系化合物的析出并使之固溶，優(yōu)選在與合金的溶質(zhì)原子量對應(yīng)的固溶溫度以上的溫度下進(jìn)行。另外，在必要溫度以上的溫度下進(jìn)行會(huì)助長Ti、Mg、Zr、Hf等元素的氧化，使產(chǎn)品的電鍍附著性等品質(zhì)降低，因此不優(yōu)選。所以，在熱軋前保持鑄塊的溫度通常在800～1050℃，優(yōu)選在900～1000℃，更加優(yōu)選在960～1000℃下進(jìn)行。為了使其充分固溶并防止氧化，保持時(shí)間優(yōu)選1小時(shí)以上10小時(shí)以內(nèi)。達(dá)到保持溫度的升溫速度慢的情況下，會(huì)產(chǎn)生粗大的析出物，因此，優(yōu)選以3℃/分以上的溫度升溫。
另外，在熱軋的開始到結(jié)束的冷卻中，為了抑制溶質(zhì)原子的析出，通常通過采用20℃以下的冷水的噴淋的冷卻等來提高冷卻速度。優(yōu)選5～300℃/秒，更加優(yōu)選50～300℃/秒。
在該工序中，在通過冷軋減少板厚的工序期間，通過在450～650℃的溫度下進(jìn)行1次或2次5小時(shí)以內(nèi)時(shí)間的時(shí)效析出熱處理，可以得到優(yōu)異的強(qiáng)度、導(dǎo)電性、耐應(yīng)力松弛特性和彎曲加工性。
時(shí)效析出熱處理溫度過低時(shí)，析出不足，強(qiáng)度和導(dǎo)電性不足，過高時(shí)，析出物粗大化，對強(qiáng)度不利。優(yōu)選480℃～620℃。
時(shí)效析出熱處理的時(shí)間優(yōu)選4小時(shí)以內(nèi)，下限值為0.1小時(shí)。
另外，通過在冷軋前后進(jìn)行2次以上該時(shí)效析出熱處理的工序，可以進(jìn)一步提高強(qiáng)度和導(dǎo)電性。這是因?yàn)椋ㄟ^由第1次的時(shí)效而析出的微細(xì)的化合物，可以進(jìn)一步提高下一次冷軋中導(dǎo)入的位錯(cuò)的密度，此時(shí)的位錯(cuò)成為第2次以后的時(shí)效析出熱處理中析出物析出時(shí)的析出核生成位點(diǎn)，并進(jìn)一步提高析出物的密度，實(shí)現(xiàn)更高的強(qiáng)度。因此，第1次的時(shí)效條件優(yōu)選采用析出物密度最高的條件。
另外，為了在該時(shí)效析出熱處理中發(fā)揮出其效果，通過在析出前的狀態(tài)下極力增加溶質(zhì)原子的固溶量，其效果顯著增大。即，在時(shí)效析出熱處理之前形成良好的固溶狀態(tài)，通過時(shí)效析出熱處理實(shí)現(xiàn)高密度/微細(xì)的析出狀態(tài)，由此出現(xiàn)高強(qiáng)度、高導(dǎo)電、高耐應(yīng)力松弛特性的特性。固溶度通常使用導(dǎo)電性作為指標(biāo)，但在時(shí)效析出熱處理前的導(dǎo)電性為35％IACS以下時(shí)，強(qiáng)度、耐應(yīng)力松弛特性提高。超過35％IACS的導(dǎo)電性的情況下，在時(shí)效析出熱處理中高密度/微細(xì)地析出的溶質(zhì)原子量變少，強(qiáng)度和耐應(yīng)力松弛特性差。更為優(yōu)選30％IACS以下。
在本發(fā)明、特別是在本發(fā)明的第2實(shí)施方式中，所謂最終塑性加工方向，在最終實(shí)施的塑性加工為壓延加工時(shí)，是指壓延方向，拉拔(拉絲)方向時(shí)，是指拉拔方向。另外，所謂塑性加工是壓延加工或拉拔加工，不包括以張力調(diào)平器等的矯正(矯直)為目的的加工。
本發(fā)明的用于電氣電子器械及元件的銅合金并不限定于此，例如可以適用于連接器、端子、繼電器、開關(guān)、引線框等。
按照本發(fā)明，可以提供強(qiáng)度、導(dǎo)電率、彎曲加工性、耐應(yīng)力松弛特性、以及焊接附著性優(yōu)異的新型的用于電氣電子器械及元件的銅合金。
本發(fā)明、特別是第1實(shí)施方式的銅合金可以具有以下性能強(qiáng)度為600MPa以上，應(yīng)力松弛率為在150℃×1000h后的松弛率為20％以下，導(dǎo)電率為50％IACS以上，彎曲加工性指標(biāo)的R/t為1以下，這些金屬材料是適合電氣電子器械及元件以及車載用端子/連接器或繼電器/開關(guān)等的合金材料。
另外，本發(fā)明、特別是第2實(shí)施方式的銅合金可以具有以下性能強(qiáng)度為650MPa以上，應(yīng)力松弛率為，在150℃×1000h后的松弛率為20％以下，導(dǎo)電率為55％IACS以上，這些金屬材料是適合電氣電子器械及元件以及車載用端子/連接器或繼電器/開關(guān)等的合金材料。
下面，基于實(shí)施例更為詳細(xì)地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不限定于此。
實(shí)施例實(shí)施例1用高頻熔煉爐熔煉含有表1～4所示量的Ni、Ti、Mg、Zr、Zn、Sn以及Si，并且余量為Cu的組成的合金，在10～30℃/秒的冷卻速度下鑄造該合金，得到厚度為30mm、寬度為100mm、長度為150mm的鑄塊。將該鑄塊在1000℃下保持1小時(shí)后，用熱軋機(jī)加工成厚度約為10mm的熱扎板。將該熱軋材料的兩面削去約1.0mm，除去氧化膜，接著，冷軋成厚度為0.29mm之后，在非活性氣體中進(jìn)行950℃×15秒的固溶處理，以固溶后的冷卻速度約3秒(約300℃/秒)冷卻到300℃。再冷軋到0.23mm，進(jìn)行550℃×2小時(shí)的時(shí)效處理，壓延到0.2mm厚度之后，進(jìn)行350℃×2小時(shí)低溫退火，得到本發(fā)明的例1～18和40～57以及比較例21～34、60～67以及70～73的板材，作為供試材料。
通過下列方法調(diào)查這樣得到的各種板材的[1]抗拉強(qiáng)度、[2]導(dǎo)電率、[3]應(yīng)力松弛特性(SR)、[4]彎曲加工性(R/t)、[5]結(jié)晶粒徑(GS)、[6]析出物(PPT)的尺寸和密度、[7]焊接附著性。各評價(jià)項(xiàng)目的測定方法如下。
抗拉強(qiáng)度(TS)按照J(rèn)IS-Z2241測定3根從壓延平行方向切下的JIS-13B號試驗(yàn)片，以其平均值(MPa)表示。
導(dǎo)電率(EC)制作從壓延平行方向切下的10×150mm的試驗(yàn)片，使用四端子法，在控制為20℃(±1℃)的恒溫槽中測定2根，以其平均值(％IACS)表示。另外，端子間距離為100mm。
應(yīng)力松弛特性(SR)按照日本電子材料工業(yè)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)基準(zhǔn)EMAS-3003，在150℃×1000h的條件下測定。圖1是應(yīng)力松弛特性的試驗(yàn)方法的說明圖。圖1(a)為模式地示出測定初期應(yīng)變量δ0的說明圖。1表示試驗(yàn)片，4表示試料臺(tái)。采用懸臂梁法施加作為初期應(yīng)力的0.2％耐力的80％。然后，在150℃下暴露直到1000hr。試驗(yàn)片位于圖1(b)所示位置。圖1(b)中，3表示不發(fā)生應(yīng)變的試驗(yàn)片的位置。永久應(yīng)變量δt為Ht-H1的值。
因此，應(yīng)力松弛率(％)用δt/δ0×100表示。該試驗(yàn)是調(diào)查在使用于端子材料等時(shí)在長時(shí)間保持一定應(yīng)變的情況下的應(yīng)力變化，松弛率越小，合金越好。
彎曲加工性(R/t)將板材切為寬10mm，長25mm(長度方向和壓延方向平行記作GW，為垂直方向記作BW)，以彎曲半徑R＝0對其進(jìn)行彎曲W(90°)，用50倍的光學(xué)顯微鏡目視觀察彎曲部有無破裂。評價(jià)基準(zhǔn)是，求出能夠得到無破裂的極限彎曲半徑，并用R/t(R為彎曲半徑，t為板厚)表示。
結(jié)晶粒徑(GS)通過掃描型電子顯微鏡(200～1000倍)觀察最終加工前的結(jié)晶組織，按照J(rèn)IS-H0501的切斷法進(jìn)行測定。
析出物(PPT)將供試材料沖切成直徑3mm，使用雙噴射研磨法進(jìn)行薄膜研磨后，用加速電壓300kV的透射型電子顯微鏡拍攝5000～500000倍的照片，測定該照片上析出物的粒徑和密度。測定析出物的粒徑和密度時(shí)，通過以n＝10(n為觀察的視野數(shù))測定其個(gè)數(shù)，以排除個(gè)數(shù)的局部偏差。將其個(gè)數(shù)換算為每單位面積(個(gè)/mm2)。
焊接附著性按照圖2模式地示出的說明圖試驗(yàn)焊錫附著性。將供試材料切斷為20×20mm，實(shí)施材料表面的電解脫脂作為前處理，制成厚度為6mm的材料13。在材料13的表面澆滿(盛る)Sn-Pb共晶焊錫料，制成焊錫部12，在其上固定在Fe線上包覆了Cu的φ2mm的鐵線11(長約100mm)，并使材料13和上述線11成直角(圖2(a))。
在大氣中加熱附著了上述線11的試驗(yàn)片，測定加熱前后的鐵線11和材料13的焊錫連接強(qiáng)度。加熱條件為在恒溫槽中并設(shè)定為150℃×500h，從恒溫槽中取出后，采用風(fēng)冷使其慢慢地充分冷卻，然后如(b)所示，進(jìn)行沿箭頭方向的拉伸試驗(yàn)，測定負(fù)重。拉伸試驗(yàn)的條件是，將負(fù)載傳感器(口一ドセル)速度設(shè)定為10mm/min，并在室溫下進(jìn)行測定。在拉伸試驗(yàn)中，求出從供試材料的線11和焊錫部12的界面剝離的試驗(yàn)材料13的抗拉強(qiáng)度。另外，不從界面剝離而是鐵線11從焊錫部12拔起的實(shí)驗(yàn)材料判定為鐵線11和焊錫的附著差，不作為評價(jià)對象。
同樣地，還測定熱處理前的抗拉強(qiáng)度，并測定熱處理前的試驗(yàn)材料13的強(qiáng)度和熱處理后的試驗(yàn)材料13的強(qiáng)度，該強(qiáng)度降低量為50％以下時(shí)，評價(jià)為○，50％以上時(shí)評價(jià)為×。接合強(qiáng)度不隨時(shí)間推移而降低(強(qiáng)度殘存率高)者焊錫性良好，可靠性高。
另外，在析出物的鑒定中，進(jìn)行透射電子顯微鏡觀察，通過透射電子顯微鏡附屬的EDX分析裝置(能量分散型裝置)進(jìn)行5～10個(gè)析出物的分析，確認(rèn)Ni、Ti、Mg、Zr以及Sn、Si的分析峰。另外，用透射電子顯微鏡拍攝衍射圖像，確認(rèn)形成與形成Ni-Ti析出物時(shí)不同的衍射圖像。即，所謂衍射圖像不同，表示形成了Ni-Ti以外的析出物。在衍射圖像的拍攝中，選擇具有約10～100個(gè)析出物的晶粒，實(shí)施鑒定評價(jià)。
上述[1]～[7]的評價(jià)結(jié)果歸納示于表1～4。
表1

表2

表3

表4

由表1、表3可以明確，本發(fā)明的例1～18、40～57都具有應(yīng)力松弛特性為20％以下的優(yōu)異特性。
與此相反，比較例21由于Ni量少，不能得到充分的析出強(qiáng)化量，因此抗拉強(qiáng)度差。另外，由于沒有添加Mg和Zr，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例22由于Ni和Ti多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，時(shí)效處理后，過剩的Ni、Ti也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。另外，由于沒有添加Mg和Zr，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例23由于Ni多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，由于Ni過剩，有助于強(qiáng)度的Ni-Ti析出物的密度降低，抗拉強(qiáng)度差。即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Ni也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。另外，由于沒有添加Mg和Zr，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例24由于Ti多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Ti也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。另外，由于沒有添加Mg和Zr，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例25由于Mg少，因此，包含Ni、Ti、Mg的析出物少，應(yīng)力松弛率差。
比較例26由于Mg多，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Mg也會(huì)成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。另外，應(yīng)力松弛率差。
比較例27由于Zr少，因此，包含Ni、Ti、Zr的析出物少，應(yīng)力松弛率差。
比較例28由于Zr多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Zr也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。再有，應(yīng)力松弛率也差。
比較例29由于Mg、Zr都少，因此，包含Ni、Ti、Mg、Zr的析出物少，應(yīng)力松弛率差。
比較例30由于Mg、Zr都多，因此，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Mg、Zr也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。再有，應(yīng)力松弛率也差。
比較例31、32由于沒有Zn，因此焊接附著性惡化。
比較例33、34由于Zn多，因此導(dǎo)電率降低。
另外，比較例21～34是上述第(1)項(xiàng)和第(2)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
比較例60由于Ni少，因此，不能得到充分的析出強(qiáng)化量，所以抗拉強(qiáng)度差。另外，Ni-Ti析出物的密度不充分并且沒有添加Sn、Si，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例61由于Ni和Ti多，因此，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Ni、Ti也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。另外，由于沒有添加Sn、Si，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例62由于Ni多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，由于Ni過剩，有助于強(qiáng)度的Ni-Ti析出物的密度降低，抗拉強(qiáng)度差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Ni也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。另外，由于沒有添加Sn、Si，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例63由于Ti多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Ti也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。另外，由于沒有添加Sn、Si，因此，應(yīng)力松弛率差。
比較例64由于Sn少，因此，包含Ni、Ti、Sn的析出物少，應(yīng)力松弛率差。
比較例65由于Sn多，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Sn也會(huì)成為固溶狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。另外，應(yīng)力松弛率差。
比較例66由于Si少，因此，包含Ni、Ti、Si的析出物少，應(yīng)力松弛率差。
比較例67由于Si多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Si也會(huì)固溶在母相中，因此導(dǎo)電率差。再有，應(yīng)力松弛率也差。
比較例70、71由于沒有Zn，因此焊接附著性惡化。
比較例72、73由于Zn多，因此導(dǎo)電率降低。
另外，上述比較例60～67、70～73是上述第(3)項(xiàng)和第(4)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
實(shí)施例2使用與上述實(shí)施例1的本發(fā)明例15同樣組成的合金，對固溶處理?xiàng)l件、之后進(jìn)行的冷加工條件、隨后進(jìn)行的時(shí)效條件進(jìn)行各種變更。其他制造條件與實(shí)施例1同樣。另外，與實(shí)施例1同樣地進(jìn)行評價(jià)項(xiàng)目[1]～[7]的測定。表5示出固溶條件和評價(jià)結(jié)果。
表5

從表5可以明確，本發(fā)明例81～88具有優(yōu)異的特性。
與此相反，比較例91、92由于冷卻速度慢，因此析出物變得粗大，所以應(yīng)力松弛率差。
比較例93由于固溶化溫度低，因此有助于析出的元素的固溶變少，時(shí)效處理時(shí)的析出密度變小，應(yīng)力松弛率差。
比較例94由于固溶化溫度低，因此有助于析出的元素的固溶變少，時(shí)效處理時(shí)的析出密度變小，應(yīng)力松弛率差。
比較例95由于固溶時(shí)間長，因此晶粒變得粗大，彎曲加工性差。
比較例96由于未進(jìn)行固溶處理，因此未進(jìn)行再結(jié)晶，熱軋后的冷加工率為90％以上，所以，組織為纖維狀，不能測定結(jié)晶粒徑。另外，有助于析出的析出物少，因此，彎曲加工性、應(yīng)力松弛率差。
比較例97由于固溶處理后的冷加工率高，因此，彎曲加工性差。
比較例98由于時(shí)效溫度高，因此析出物變得粗大，所以強(qiáng)度差。
比較例99由于時(shí)效溫度高，因此析出物的尺寸微小，所以強(qiáng)度差。
比較例100由于時(shí)效時(shí)間長，因此析出物變得粗大，所以強(qiáng)度差。
另外，比較例91～100是上述第(5)項(xiàng)和第(6)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
實(shí)施例3本發(fā)明產(chǎn)品中的所謂具有高導(dǎo)電性并且強(qiáng)度和耐應(yīng)力松弛特性優(yōu)異的特性，是通過以Ni-Ti系、Ni-Ti-Mg系、Ni-Ti-Zr系、其他Ni-Ti系為基體材料的多元金屬間化合物在時(shí)效析出退火的熱處理中高密度/微細(xì)地析出在Cu母相中而出現(xiàn)的。因此，必須在時(shí)效析出工序以前的狀態(tài)下極力增加溶質(zhì)原子的固溶量，作為此時(shí)的固溶度指標(biāo)的導(dǎo)電性為35％IACS以下，更為優(yōu)選30％IACS以下。因此，在時(shí)效析出處理前面的工序中，①鑄造速度、②隨后進(jìn)行的均質(zhì)化熱處理的升溫速度和保持溫度和保持時(shí)間、③隨后進(jìn)行的熱軋和熱軋中的冷卻速度按照以下方法進(jìn)行。
通過高頻熔煉爐熔煉含有表6～10所示量的Ni、Ti、Mg、Zn、Sn、Zr、Hf、In以及Ag、并且余量為Cu的組成的合金，鑄造得到厚度為30mm、寬度為100mm、長度為150mm的鑄塊。在1～100℃/秒的冷卻速度下進(jìn)行。
該鑄塊經(jīng)過800～1050℃×1h的均質(zhì)化退火后，通過熱軋加工成厚度約10mm的熱軋板。以3℃/分以上的速度升溫。
另外，熱軋?jiān)?0～300℃/秒的冷卻速度下進(jìn)行。
將該熱軋材料的兩面削去約1.0mm，除去氧化膜，接著通過冷加工得到厚度為0.1～2mm的板材。該板材按照以下所示的工序1～4、5-1～5-4、6-1～6-4以及7-1～7-4進(jìn)行加工/熱處理，得到各試驗(yàn)材料。
冷軋后，在非活性氣體中在850～1000℃的溫度下進(jìn)行15～600秒的固溶處理，接著進(jìn)行冷加工，在450～650℃的溫度下進(jìn)行1次5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效析出退火，以超過0且在30％以下的加工率對該退火材料進(jìn)行最終冷加工，并進(jìn)行150～500℃的消除應(yīng)力退火，制成試驗(yàn)材料。
冷軋后，在非活性氣體中在850～1000℃的溫度下進(jìn)行15～600秒的固溶處理，接著，交互進(jìn)行1次以上的冷加工和2次以上的450～650℃的溫度下的5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效析出退火，以超過0且在30％以下的加工率對最終退火材料進(jìn)行最終冷加工，并進(jìn)行150～500℃的消除應(yīng)力退火，制成試驗(yàn)材料。
冷軋后，在450～650℃的溫度下進(jìn)行1次5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效析出退火，以0～30％的加工率對該退火材料進(jìn)行最終冷加工，并進(jìn)行150～500℃的消除應(yīng)力退火，制成試驗(yàn)材料。
交互進(jìn)行2次以上的冷加工和2次以上的在450～650℃的溫度下的5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效析出退火，以超過0且在30％以下的加工率對最終退火材料進(jìn)行最終冷加工，并進(jìn)行150～500℃的消除應(yīng)力退火，制成試驗(yàn)材料。
在工序1、2、3、4的時(shí)效析出退火的一個(gè)或二個(gè)以上中，在超過650℃的溫度進(jìn)行。將這些工序分別作為工序5-1～5-4。
在工序1、2、3、4的時(shí)效析出退火中的一個(gè)或二個(gè)以上中，在不足450℃的溫度進(jìn)行。將這些工序分別作為工序6-1～6-4。
在工序1、2、3、4中，以進(jìn)行時(shí)效析出退火之前的導(dǎo)電率超過35％IACS的狀態(tài)下進(jìn)行時(shí)效析出退火。將這些工序分別作為工序7-1～7-4。
對于這樣得到的各種板材，調(diào)查[1]抗拉強(qiáng)度(TS)、[2]導(dǎo)電率(EC)、[3]應(yīng)力松弛特性(SR)、[4]彎曲加工性、[5]析出物(PPT)的密度、[6]焊接附著性。[1]抗拉強(qiáng)度、[2]導(dǎo)電率、[3]應(yīng)力松弛特性、[5]析出物的密度、[6]焊接附著性的評價(jià)與實(shí)施例1同樣。其他評價(jià)項(xiàng)目的測定方法如下。
彎曲加工性(R/t)將板材切為寬0.5mm，長25mm，以與板厚(t)相同的彎曲半徑(R)對其進(jìn)行彎曲W(90°)，用50倍的光學(xué)顯微鏡目視觀察彎曲部有無破裂。評價(jià)基準(zhǔn)是，彎曲表面沒有破裂時(shí)用○表示，有破裂時(shí)用×表示。
另外，析出物的鑒定也與實(shí)施例1相同。
上述[1]～[6]的評價(jià)結(jié)果歸納示于表6～10。
表6

表6(續(xù))

表7

表7(續(xù))

表8

表9

表10

由表6可以明確，本發(fā)明例201～216都具有抗拉強(qiáng)度為650MPa以上，導(dǎo)電率為55％IACS，應(yīng)力松弛率為20％以下的優(yōu)異特性。
與此相反，比較例217由于Ni多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，固溶的Ni量變多，因此導(dǎo)電率差。
比較例218由于Ni量少，因此，不能得到充分的析出強(qiáng)化量，所以抗拉強(qiáng)度差。
比較例219、220由于Ni/Ti比與本發(fā)明規(guī)定的范圍不同，因此，固溶的元素的量增加，導(dǎo)電性差。
比較例221由于未配合Zn，因此，焊接附著性惡化。
比較例222、223由于未配合Mg或者其量過小，含有Ni、Ti、Mg的析出物少，因此強(qiáng)度不足，Mg固溶量也少，所以應(yīng)力松弛率差。
比較例224由于Mg為過剩量，因此，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Mg也會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例225由于析出物的密度低，因此強(qiáng)度和應(yīng)力松弛率差。
比較例226由于析出物的密度高，因此在晶界上容易形成粗大的析出物，彎曲加工性差。
比較例226-1由于Zn添加量多，因此，過剩的Zn成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率降低。
另外，上述比較例217～226以及226～1為上述第(7)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
由表7可以明確，本發(fā)明例227～246都具有抗拉強(qiáng)度為650MPa以上，導(dǎo)電率為55％IACS，應(yīng)力松弛率為20％以下的優(yōu)異特性。
與此相反，比較例247由于Ni多，需要高溫、長時(shí)間的固溶處理，晶粒粗化，彎曲加工性差。另外，固溶的Ni量變多，因此導(dǎo)電率差。
比較例248由于Ni量少，因此，不能得到充分的析出強(qiáng)化量，所以抗拉強(qiáng)度差。
比較例249、250由于Ni/Ti比與本發(fā)明規(guī)定的范圍不同，因此，固溶的元素的量增加，導(dǎo)電性差。
比較例251由于未配合Zn，因此，焊接附著性惡化。
比較例252、253由于未配合Mg或者其量過小，含有Ni、Ti、Mg的析出物少，因此強(qiáng)度不足，Mg固溶量也少，所以應(yīng)力松弛率差。
比較例254由于Mg為過剩量，因此，即使進(jìn)行時(shí)效處理，過剩的Mg也會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例255由于析出物的密度低，因此強(qiáng)度和應(yīng)力松弛率差。
比較例256由于析出物的密度高，因此在晶界上容易形成粗大的析出物，彎曲加工性差。
比較例257、258由于Sn的量多，因此導(dǎo)電率差。
比較例258-1由于Zn添加量多，因此，過剩的Zn成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率降低。
另外，上述比較例247～258以及258～1為上述第(8)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
由表8可以明確，本發(fā)明例259～262都具有抗拉強(qiáng)度為650MPa以上，導(dǎo)電率為55％IACS，應(yīng)力松弛率為20％以下的優(yōu)異特性。
與此相反，比較例263由于Zr為過剩量，因此，過剩的Zr會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例264由于Hf為過剩量，因此，過剩的Hf會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例265由于In為過剩量，因此，過剩的In會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例266由于Ag為過剩量，因此，過剩的Ag會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
另外，上述比較例263～266為上述第(9)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
由表9可以明確，本發(fā)明例267～270都具有抗拉強(qiáng)度為650MPa以上，導(dǎo)電率為55％IACS，應(yīng)力松弛率為20％以下的優(yōu)異特性。
與此相反，比較例271由于Zr為過剩量，因此，過剩的Zr會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例272由于Hf為過剩量，因此，過剩的Hf會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例273由于In為過剩量，因此，過剩的In會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
比較例274由于Ag為過剩量，因此，過剩的Ag會(huì)成為固溶的狀態(tài)，導(dǎo)電率、彎曲加工性都差。
另外，上述比較例263～266為上述第(10)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
由表10可以明確，本發(fā)明例201、228、229以及204都具有抗拉強(qiáng)度為650MPa以上，導(dǎo)電率為55％IACS，應(yīng)力松弛率為20％以下的優(yōu)異特性。
與此相反，比較例275～277由于時(shí)效溫度過高，因此析出物的密度變低，強(qiáng)度和應(yīng)力松弛率差。
比較例278～280由于時(shí)效溫度過低，因此，析出量不充分，密度低，所以，強(qiáng)度、導(dǎo)電率和應(yīng)力松弛率差。
比較例281～283由于在時(shí)效析出熱處理之前的狀態(tài)下以35％IACS以上的導(dǎo)電性進(jìn)行時(shí)效析出熱處理，因此，時(shí)效析出熱處理后的析出物的密度變低，強(qiáng)度和應(yīng)力松弛率差。
另外，上述比較例275～283為上述第(11)項(xiàng)記載的發(fā)明的比較例。
工業(yè)實(shí)用性本發(fā)明的銅合金可以適用于電氣電子器械及元件的連接器、端子材料等連接器或端子材料等。
雖然根據(jù)其實(shí)施方式說明了本發(fā)明，但只要我們沒有特別指定，則應(yīng)當(dāng)認(rèn)為我們的發(fā)明不限定于說明的任何細(xì)節(jié)部分，在不違反權(quán)利要求所示的發(fā)明的精神和范圍情況下，應(yīng)當(dāng)解釋為寬的范圍。
本申請主張基于2004年6月2日在日本提出申請的特愿2004-165068、以及2005年6月1日在日本提出申請的特愿2005-161475的優(yōu)先權(quán)，這些都在這里作為參照，并選取其內(nèi)容作為本說明書的內(nèi)容的一部分。
權(quán)利要求
1.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni、0.2～1.2質(zhì)量％的Ti、0.02～0.2質(zhì)量％的Mg和Zr中的任意一種或二種、以及0.1～1質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
2.權(quán)利要求1所述的用于電氣電子器械及元件的銅合金，其中，包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物的平均粒徑為5～100nm，分布密度為1×1010～1013個(gè)/mm2，并且，母相的結(jié)晶粒徑為10μm以下。
3.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni、0.2～1.2質(zhì)量％的Ti、0.02～0.2質(zhì)量％的Sn和Si中的任意一種或二種、以及0.1～1質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Sn的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Si的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Sn和Si的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
4.權(quán)利要求3所述的用于電氣電子器械及元件的銅合金，其中，包含Ni、Ti和Sn的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Si的金屬間化合物、或者包含Ni、Ti、Sn和Si的金屬間化合物的平均粒徑為5～100nm，分布密度為1×1010～1013個(gè)/mm2，并且，母相的結(jié)晶粒徑為10μm以下。
5.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，該方法是制造權(quán)利要求1～4中任意一項(xiàng)的用于電氣電子器械及元件的銅合金的方法，包括以下各工序在850℃以上進(jìn)行35秒以下的固溶處理，以50℃/秒以上的冷卻速度從該固溶處理的溫度冷卻至300℃，接著，以超過0％且在50％以下的壓延加工率進(jìn)行冷軋，在450～600℃進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效處理。
6.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，該方法是制造權(quán)利要求1～4中任意一項(xiàng)的用于電氣電子器械及元件的銅合金的方法，包括以下各工序在850℃以上進(jìn)行35秒以下的固溶處理，以50℃/秒以上的冷卻速度從該固溶處理的溫度冷卻至300℃，接著在450～600℃進(jìn)行5小時(shí)以內(nèi)的時(shí)效處理。
7.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有合計(jì)為0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和Zr之一或二者，0.1～5質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
8.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有合計(jì)為0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和Zr之一或二者、0.1～5質(zhì)量％的Zn、Sn為超過0％且在0.5質(zhì)量％以下，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650 MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
9.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni、0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和0.1～5質(zhì)量％的Zn，Zr、Hf、In、Ag中的任意一種或二種以上合計(jì)為超過0％且在1.0質(zhì)量％以下，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
10.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金，其含有1～3質(zhì)量％的Ni和0.2～1.4質(zhì)量％的Ti，且上述Ni和Ti的質(zhì)量百分率的比例(Ni/Ti)為2.2～4.7，并且含有0.02～0.3質(zhì)量％的Mg和0.1～5質(zhì)量％的Zn，Sn為超過0％且在0.5質(zhì)量％以下，Zr、Hf、In、Ag中的任意一種或二種以上合計(jì)為超過0％且在1.0質(zhì)量％以下，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，上述金屬間化合物的分布密度為1×109～1×1013個(gè)/mm2，抗拉強(qiáng)度為650 MPa以上且導(dǎo)電率為55％IACS以上，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
11.一種用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，該方法是制造權(quán)利要求7～10中任意一項(xiàng)的用于電氣電子器械及元件的銅合金的方法，其特征在于，包括以下工序在450～650℃的溫度下進(jìn)行1次或2次以上5小時(shí)以內(nèi)時(shí)間的時(shí)效析出熱處理，在該時(shí)效析出熱處理前的狀態(tài)中，具有35％IACS以下的導(dǎo)電性。
全文摘要
本發(fā)明提供一種用于電氣電子器械及元件的銅合金以及上述用于電氣電子器械及元件的銅合金的制造方法，所述銅合金含有1～3質(zhì)量％的Ni、0.2～1.2質(zhì)量％的Ti、0.02～0.2質(zhì)量％的Mg和Zr中的任意一種或二種、以及0.1～1質(zhì)量％的Zn，余量為Cu和不可避免的雜質(zhì)，其中，含有包含Ni、Ti和Mg的金屬間化合物、包含Ni、Ti和Zr的金屬間化合物、或包含Ni、Ti、Mg和Zr的金屬間化合物中的至少一種金屬間化合物，并且，在150℃下保持1000小時(shí)時(shí)的應(yīng)力松弛率為20％以下。
文檔編號C22F1/00GK101014725SQ20058002348
公開日2007年8月8日 申請日期2005年6月2日 優(yōu)先權(quán)日2004年6月2日
發(fā)明者金子洋, 三原邦照, 江口立彥 申請人:古河電氣工業(yè)株式會(huì)社