專利名稱：強(qiáng)度、彎曲加工性、抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異的銅合金材料及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及銅合金材料及其制造方法。
背景技術(shù)：
目前，通常作為電氣電子設(shè)備用材料，除鐵系材料外，還廣泛使用電傳導(dǎo)性及熱傳 導(dǎo)性優(yōu)異的磷青銅、紅銅、黃銅等銅系材料。近年來，對電氣電子設(shè)備的小型化、輕量化、甚 至隨之而來的高密度安裝化的要求提高，對適用于這些要求的銅系材料也要求各種性能。 作為主要性能，列舉機(jī)械特性、導(dǎo)電性、抗應(yīng)力松弛性能、彎曲加工性等。其中，為滿足近年 的零件小型化的要求，強(qiáng)烈要求拉伸強(qiáng)度及彎曲加工性的提高。另外，在成型為連接器形狀后，為維持在彈性觸點(diǎn)部的接觸壓，彈性變得重要。因 此，所使用的材料不僅要求拉伸強(qiáng)度，而且還要求彈性變形范圍的極限即屈服強(qiáng)度高。作為高強(qiáng)度要求特別高的電子部件用，使用了高強(qiáng)度鈹銅(JIS-C1720合金)。該 合金以不需要沖壓成形加工后的時效熱處理的研磨硬化材料的1/2質(zhì)別計(jì)，拉伸強(qiáng)度為 815MPa以上，以HM質(zhì)別計(jì)為910MPa以上，且彎曲加工性也優(yōu)異。但是，由于金屬鈹對人體 有害，所以從其制造過程及環(huán)境方面考慮，期望其替代材料。作為其替代材料，使用強(qiáng)度和導(dǎo)電率的平衡性優(yōu)異的Cu-Ni-Si系合金。Cu-Ni-Si 系合金是形成由Ni和Si構(gòu)成的析出物并使其強(qiáng)化的析出型的合金，其強(qiáng)化的能力非常高。但是，Cu-Ni-Si系合金中，拉伸強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度越高，越難以維持彎曲加工性。為 得到強(qiáng)度而對材料采用高的處理速度的情況下，存在抗應(yīng)力松弛性能劣化的問題。另外，在 為增加M2Si的析出量而進(jìn)行高溫下的固溶時，存在晶粒直徑增大且具有強(qiáng)度各向異性的、 彎曲加工性劣化等的問題。因此，尋求屈服強(qiáng)度、彎曲加工性、抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異且強(qiáng)度 各向異性小的Cu-Ni-Si系合金。作為與高強(qiáng)度鈹銅(JIS-C1720合金)相匹敵的材料，按 照所要求的具體的水準(zhǔn)而言，則尋求即使在具有屈服強(qiáng)度SOOMPa以上且進(jìn)行了 90° W彎曲 的情況下進(jìn)行彎曲半徑/板厚比率為1.0以下的彎曲試驗(yàn)中，也不會產(chǎn)生裂紋的水準(zhǔn)。與這樣的科森合金相關(guān)聯(lián)，改善了強(qiáng)度和彎曲加工性的高強(qiáng)度銅合金例如在下記 專利文獻(xiàn)1 3等中被提出。但是，這些公布的發(fā)明中，同時滿足屈服強(qiáng)度、彎曲加工性、抗 應(yīng)力松弛性能優(yōu)異且減小強(qiáng)度各向異性的材料尚未被開發(fā)出。專利文獻(xiàn)1 (日本)特許第3520046號公報專利文獻(xiàn)2 (日本)特開2006-283107號公報專利文獻(xiàn)3 (日本)特開2006-219733號公報

發(fā)明內(nèi)容
鑒于上述的問題點(diǎn)，本發(fā)明的目的在于，提供具有高強(qiáng)度且彎曲加工性及抗應(yīng)力 松弛性能均優(yōu)異的銅合金材料及其制造方法。 本發(fā)明人等對適用于電氣電子零件用途的銅合金材料進(jìn)行了研究，通過控制銅合金組成，直至完成具有高強(qiáng)度且彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異的銅合金材料的發(fā)明。 另外，本發(fā)明人等還發(fā)現(xiàn)，更優(yōu)選通過控制其銅合金組織中的晶粒直徑和晶粒的形狀、及制 造工序中的硬化量，在上述的基礎(chǔ)上得到各向異性小的銅合金材料。根據(jù)本發(fā)明，提供以下的發(fā)明[1] 一種銅合金材料，含有Ni2. 8 5.0質(zhì)量％，SiO. 4 1.7質(zhì)量％，S的含量被 限制在不足0. 005質(zhì)量％，剩余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，屈服強(qiáng)度為 SOOMPa以上，彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異。[2]如[1]所述的銅合金材料，其特征在于，還含有MgO. 01 0.20質(zhì)量％、 SnO. 05 1. 5質(zhì)量％、ZnO. 2 1. 5質(zhì)量％中的至少一種。[3]如[1]或[2]所述的銅合金材料，其特征在于，還含有合計(jì)0. 005 2. 0質(zhì)量％ 的以下(I) (IV)中的一種或兩種以上(I)合計(jì)0.005 0.3質(zhì)量％的選自Sc、Y、Ti、Zr、Hf、V、Mo及Ag構(gòu)成的組中的 一種或兩種以上；(11)0. 01 0. 5 質(zhì)量 ％的 Mn ；(111)0. 05 2. 0 質(zhì)量 ％的 Co ；(IV)O. 005 1. 0 質(zhì)量％的 Cr。[4]如[1] [3]中任一項(xiàng)所述的銅合金材料，其特征在于，晶粒直徑大于 0. OOlmm且為0. 025mm以下，且在與最終塑性加工方向平行的截面的晶粒的長徑a和在與最 終塑性加工方向垂直的截面的晶粒的長徑b之比a/b為0. 8以上1. 5以下。[5]如[1] [4]中任一項(xiàng)所述的銅合金材料，其特征在于，軋制方向(通常與所 述最終塑性加工方向相同)的屈服強(qiáng)度和與軋制方向構(gòu)成的角度為90°方向的屈服強(qiáng)度 之差的最大值為IOOMPa以下。[6] 一種銅合金材料的制造方法，制造所述[1] [5]中任一項(xiàng)所述的銅合金材 料，其特征在于，在得到銅合金板的固溶化再結(jié)晶組織的工序之后，具有第一次冷軋_時效 處理_第二次冷軋_低溫退火一系列的工序，將以所述第一次冷軋之前的屈服強(qiáng)度為基準(zhǔn) 的所述低溫退火后的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè)為Atotal(MPa)表示，將所述第一次冷軋前后 的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè)為ACl(MPa)表示，將所述第二次冷軋前后的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè) 為Δ C2 (MPa)表示時，滿足下記(1) (3)式。0. 1 ≤Δ Cl/Δ total ≤ 0. 35...(1)0 ≤Δ C2/Δ total≤ 0. 35...(2)0. 1≤ ( Δ Cl+ Δ C2) / Δ total ≤0. 45 ...(3)在此，屈服強(qiáng)度是指0. 2%屈服強(qiáng)度。參照適宜添附的附圖，從下述的記載對本發(fā)明的上述及其它特征及優(yōu)點(diǎn)將更加了解。


圖1是本發(fā)明中規(guī)定的晶粒直徑及晶粒形狀的求取方法的說明圖。
具體實(shí)施例方式下面，對本發(fā)明的銅合金材料的組成及合金組織，詳細(xì)說明其最佳的實(shí)施方式。另 外，本發(fā)明中，銅合金材料是指具有特定形狀的銅合金、例如板材、條材、線材等。銅合金中的Ni和Si在實(shí)施時效處理時，主要形成Ni2Si相，提高強(qiáng)度及導(dǎo)電率。 Ni的含量為2. 8 5.0質(zhì)量％，優(yōu)選為3.0 4.8質(zhì)量％。這樣規(guī)定的理由是因?yàn)橛幸韵?問題添加量若低于2.8質(zhì)量％，則不能得到與高強(qiáng)度的鈹銅(JIS-C1720合金)同等以上 的強(qiáng)度，若大幅超過5. 0質(zhì)量％，則鑄造時及熱加工時形成對強(qiáng)度提高沒有幫助的化合物， 產(chǎn)生不僅得不到與添加量相應(yīng)的強(qiáng)度，而且熱加工性降低而造成不良影響。Si的含量為0. 4 1. 7質(zhì)量％，優(yōu)選為0. 6 1. 3質(zhì)量％。這樣規(guī)定的理由是，Si 量低于0. 4質(zhì)量％的情況下，時效處理得到的強(qiáng)度提高不充分，得不到與JIS-C1720合金同 等以上的強(qiáng)度，另外，Si含量大幅超過1. 7質(zhì)量％的情況下，不僅產(chǎn)生與Ni量多的情況相 同的問題，而且還帶來導(dǎo)電率的降低。Ni和Si主要形成Ni2Si相，因此，為提高強(qiáng)度，而存在最佳的Ni和Si之比。Si量 形成Ni2Si相時的Ni (質(zhì)量％ )和Si (質(zhì)量％ )之比、Ni/Si為4. 2，以該值為中心，優(yōu)選將 Ni/Si控制為3. 0 6. 0，更優(yōu)選將Ni/Si控制在3. 8 4. 6。S是在銅合金中微量含有的元素，在0. 005質(zhì)量％以上時，使熱加工性惡化，因此， 其含量規(guī)定為不足0. 005質(zhì)量％。特別理想的是不足0. 002質(zhì)量％。另外，優(yōu)選在銅合金中添加Mg，其量為0. 01 0. 20質(zhì)量％。Mg雖然大幅改善應(yīng)力松 弛性能，但對彎曲加工性帶來不良影響。為改善應(yīng)力松弛性能，Mg量為0.01質(zhì)量％以上，且越 多越好，但超過0. 20質(zhì)量％時，彎曲加工性不能滿足要求性能。優(yōu)選為0. 05 0. 15質(zhì)量％。另外，優(yōu)選在銅合金中添加Sn，其量為0.05 1.5質(zhì)量％。Sn和Mg相互關(guān)聯(lián)，使 應(yīng)力松弛性能更進(jìn)一步提高，但其效果不如Mg大。Sn不足0. 05質(zhì)量％時，其效果不能充分 顯現(xiàn)，超過1.5質(zhì)量％時，導(dǎo)電率大幅度降低。優(yōu)選為0. 1 0.7質(zhì)量％。此外，優(yōu)選在銅合金中添加Zn，其量為0. 2 1. 5質(zhì)量％。Zn對彎曲加工性有若 干改善。通過將Zn量規(guī)定在0. 2 1. 5質(zhì)量％，即使將Mg添加至最大0. 20質(zhì)量％，也能 夠得到實(shí)用上沒有問題的水平的彎曲加工性。另外，Zn改善鍍Sn及鍍錫的粘附性及遷移 性能。Zn量不足0.2質(zhì)量％時，不能充分得到其效果，超過1.5質(zhì)量％時，導(dǎo)電性降低。優(yōu) 選為0.3 1.0質(zhì)量％。另外，在銅合金中可以添加合計(jì)0.005 0. 3質(zhì)量％的Sc、Y、Ti、&、Hf、V、Mo、Ag 中的任一種或兩種以上。Sc、Y、Ti、Zr、Hf、V、Mo與Ni或Si形成化合物，具有抑制晶粒直 徑的粗大化的效果。其添加量可以在不使強(qiáng)度及導(dǎo)電性等性能降低的上述范圍添加。Ag在使耐熱性及強(qiáng)度提高的同時，阻止晶粒的粗大化，改善彎曲加工性。Ag量不 足0. 005質(zhì)量％時，不能充分得到其效果，即使超過0. 3質(zhì)量％添加，雖然特性上沒有不良 影響，但成本升高。從這些觀點(diǎn)出發(fā)，Ag的含量優(yōu)選在上述的范圍。Mn具有改善熱加工性的效果，以不使導(dǎo)電性劣化的程度添加0. 01 0. 5質(zhì)量％是 有效的。 Co與Ni相同，具有與Si形成化合物而使強(qiáng)度提高的作用，因此，優(yōu)選含有0. 05 2. 0質(zhì)量％的Co。含量不足0. 05質(zhì)量％時，不能充分得到該效果，超過2. 0質(zhì)量％時，固溶 化處理后也存在對強(qiáng)度沒有幫助的結(jié)晶·析出物，彎曲加工性劣化。
Cr在銅中微細(xì)析出，有助于強(qiáng)度提高，并且與Si或Ni和Si形成化合物，與上述的 Sc、Y、Ti、Zr、Hf、V、Mo組相同，具有抑制晶粒直徑粗大化的效果。不足0. 05質(zhì)量％時，不 能充分得到其效果，超過1. 0質(zhì)量％時，彎曲加工性劣化。在添加兩種以上的上述Sc、Y、Ti、&、Hf、V、Mo、Ag、Mn、Co、Cr的情況下，根據(jù)要求 性能在合計(jì)為0. 005 2. 0質(zhì)量％的范圍內(nèi)決定。本發(fā)明中，為適宜地實(shí)現(xiàn)上述組成的銅合金材料的性能，優(yōu)選規(guī)定晶粒直徑及晶 粒的形狀。本發(fā)明中，上述晶粒直徑優(yōu)選大于0. OOlmm且為0. 025mm以下，更優(yōu)選大于 0. OOlmm且為0. 015mm以下。晶粒直徑過小時，再結(jié)晶組織容易成為混合晶粒(大小不同 的晶?；旌系慕M織)，彎曲加工性以及應(yīng)力松弛性能降低，另外，晶粒直徑過大時，對彎曲加 工性帶來不良影響。另外，還因?yàn)樵诰Я４蟮那闆r下，軋制垂直方向和平行方向的強(qiáng)度差增 大。另外，上述晶粒直徑為基于JIS_H0501(切斷法)測得的值。本發(fā)明中，晶粒的形狀是指與最終塑性加工方向平行的截面的晶粒的長徑a和與 最終塑性加工方向垂直的截面的晶粒的長徑b之比(a/b)，本發(fā)明中，該比(a/b)優(yōu)選為 0. 8以上1. 5以下，更優(yōu)選為1. 0 1. 3。上述比(a/b)過大時，應(yīng)力松弛性能降低。另外， 上述比(a/b)過小的情況下，應(yīng)力松弛性能也容易降低，因此，0.8以上較理想。另外，本發(fā)明中，優(yōu)選將軋制方向(通常與上述最終塑性加工方向相同)的屈服強(qiáng) 度和與軋制方向構(gòu)成的角度為90°方向的屈服強(qiáng)度之差的最大值規(guī)定為IOOMPa以下。該 理由是由于，超過IOOMPa時，產(chǎn)生連接器設(shè)計(jì)及彎曲加工時的模型的設(shè)定困難、連接器的 接觸壓強(qiáng)度與設(shè)計(jì)值不同而不能滿足性能等問題。上述各差的最大值更優(yōu)選為50MPa以 下。對于該差的下限值沒有特別限制，但通常如果為50MPa程度，則看做是幾乎沒有方向上 的屈服強(qiáng)度的差。其次，本發(fā)明的銅合金材料的優(yōu)選的制造方法例如為如下方式。本發(fā)明的銅合金 材料的優(yōu)選的制造工序的概略為鑄造一熱軋一坯料軋制(通常為冷軋)一固溶化處理一 第一次冷軋(軋制1)—時效處理一第二次冷軋(軋制2)—低溫退火。本發(fā)明中，通過鑄造一熱軋一坯料軋制一固溶化處理一軋制1 —時效處理一軋制 2 —低溫退火的工序制造的銅合金材料中，設(shè)從通過固溶化而得到再結(jié)晶組織后的軋制1 之前的屈服強(qiáng)度到低溫退火后的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè)為Atotal(MPa)表示，設(shè)軋制1前 后的屈服強(qiáng)度的變化量作為ACl(MPa)表示，及設(shè)軋制2前后的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè)為 Δ C2 (MPa)表示。此時，優(yōu)選滿足下記(1) (3)式的制造方法。0. 1 ≤ Δ Cl/Δ total ≤ 0. 35...(1)0 ≤Δ C2/Δ total ≤ 0. 35...(2)0. 1 ≤ ( Δ Cl+ Δ C2) / Δ total ≤0. 45 ...(1)該屈服強(qiáng)度的變化量根據(jù)以后述的JIS為基準(zhǔn)求出的LD方向(相對于軋制方向 平行的方向)的屈服強(qiáng)度計(jì)算。優(yōu)選對各工序中的屈服強(qiáng)度的變化量進(jìn)行控制的理由是因?yàn)?，屈服?qiáng)度的變化 量，特別是冷軋下的屈服強(qiáng)度的變化量對被導(dǎo)入材料的變形量有關(guān)聯(lián)。材料的屈服強(qiáng)度、彎 曲加工性、及抗應(yīng)力松弛性能等依賴于被導(dǎo)入材料的變形量，在變形量多的情況下，彎曲加 工性、抗應(yīng)力松弛性能劣化。但是，被導(dǎo)入材料的變形量依賴于銅母相的固溶·析出狀態(tài)。 因此，用現(xiàn)有的軋制率等的評價在成分及析出狀態(tài)不同的情況下不能進(jìn)行統(tǒng)一的解釋。
本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)，以從固溶化之后到低溫退火后的屈服強(qiáng)度的全變化量對冷軋中 的屈服強(qiáng)度的變化量進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)化，且以該標(biāo)準(zhǔn)化所得的值在規(guī)定范圍內(nèi)的方式進(jìn)行控制， 由此，與目前相比，可制造具有高強(qiáng)度且彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異的銅合金材料。本發(fā)明中，通過通常的DV法等進(jìn)行鑄造。對于熱軋，理想的是，對鑄塊以850 IOOO0C的溫度實(shí)施0. 5 6小時的均質(zhì)化處理之后，以700 1000°C的溫度進(jìn)行軋制，之后 為防止冷卻中的析出而進(jìn)行水冷。熱軋后將氧化膜進(jìn)行端面切削，之后進(jìn)行坯料軋制，坯料 軋制以在軋制1、軋制2中成為得到規(guī)定的處理速度的板厚的方式進(jìn)行。通過上述熱軋和坯 料軋制，得到板形狀的試樣。固溶化在材料實(shí)體溫度為800 1000°C下進(jìn)行，保持3 60s程度后，為防止析 出，優(yōu)選以15°C/秒以上(更優(yōu)選為30°C/秒以上，上限值沒有特別限制，但通常為150°C/ 秒以下)的冷卻速度進(jìn)行冷卻。在固溶化處理溫度過低的情況下，存在以下等問題，即得 不到健全的再結(jié)晶組織，對彎曲加工性帶來不良影響，另外，Ni、Si的固溶量不充分，時效處 理時的Ni2Si的析出量不充分，得不到屈服強(qiáng)度。在固溶化處理溫度過高的情況下，帶來再 結(jié)晶粒徑產(chǎn)生粗大化，導(dǎo)致強(qiáng)度降低，出現(xiàn)各向異性，彎曲加工性劣化。軋制1為提高時效處理中的拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度而進(jìn)行。軋制1中，向銅合金母相 中導(dǎo)入位錯，它們的一部分在下一工序的時效處理中作SM2Si的異質(zhì)核生成點(diǎn)起作用，有 助于Ni2Si高密·微細(xì)地形成。理想的是為了若提高軋制1的屈服強(qiáng)度增加量ACl則時 效強(qiáng)度也提高而導(dǎo)入，但即使ACl過高，時效強(qiáng)度提高的效果也會飽和，另外引起彎曲加 工性的劣化。因此，將Δ Cl/Δ total規(guī)定在0. 1以上0. 35以下。時效處理中，使銅母相中均勻分散析出M2Si化合物，提高強(qiáng)度、導(dǎo)電率。優(yōu)選使用 間歇爐以實(shí)體溫度350 600°C保持0. 5 12小時。時效溫度過低時，為得到充分的Ni2Si 析出量而需要長時間，成本變高或者屈服強(qiáng)度及導(dǎo)電率不充分。另外，時效溫度過高時，由 于粗大化的Ni2Si形成，故而不能充分得到屈服強(qiáng)度。軋制2為提高屈服強(qiáng)度而進(jìn)行。在時效后的屈服強(qiáng)度充分的情況下，也可以不引 進(jìn)軋制2。軋制2帶來的屈服強(qiáng)度增加量AC2過高時，彎曲加工性劣化，使抗應(yīng)力松弛性能 劣化。因此，將Δ C2/Δ total規(guī)定在0以上0. 35以下。另外，在導(dǎo)入材料的變形量的總量過高的情況下，彎曲加工性也劣化，抗應(yīng)力松弛 性能劣化，因此，將對總變形量進(jìn)行了標(biāo)準(zhǔn)化的值(Δ Cl+Δ C2)/Δ total規(guī)定在0.1以上 0. 45以下。低溫退火是為了在將強(qiáng)度維持在某種程度的狀態(tài)下使伸長、彎曲加工性及彈性界 限值恢復(fù)而進(jìn)行的。在實(shí)體溫度過高的情況下，引起再結(jié)晶，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度降低，因此，優(yōu) 選在實(shí)體溫度300 600°C下進(jìn)行5 60秒的短時間的退火。低溫退火的溫度過低時，伸 長、彎曲加工性及彈性界限值的恢復(fù)不充分。相反，如果低溫退火的溫度過高，則導(dǎo)致強(qiáng)度 降低。本發(fā)明的Cu-Ni-Si系銅合金材料為具有高強(qiáng)度且彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能都優(yōu)異的銅合金材料。而且，適合于電氣電子設(shè)備用的引線架、連接器、端子材料、繼電器、
開關(guān)等。實(shí)施例下面，基于實(shí)施例及比較例進(jìn)一步詳細(xì)說明本發(fā)明，但本發(fā)明不限于此。
本發(fā)明的實(shí)施例及比較例所使用的銅合金材料由表1所示的化學(xué)組成(剩余部分為Cu)的銅合金(No. 1 30)形成。將這些銅合金在高頻熔解爐中熔解，通過DC法鑄造成 厚度30mm、寬度120mm、長度150mm的鑄塊，接著，將這些鑄塊加熱到950°C，在該溫度保持1 小時后，熱軋成厚度12mm，并迅速進(jìn)行冷卻。此時，對于比較例No. 24而言，Ni量高于規(guī)定量，對于比較例No. 25而言，S量高 于規(guī)定量，對于比較例No. 26而言，Si量高于規(guī)定量，對于比較例No. 28而言，Cr高于規(guī)定 量，對于比較例No. 29及30而言，Zr、Ti、Hf及V、Mo、Y的量高于規(guī)定量，因此，在熱軋中產(chǎn) 生裂紋，下一工序以后的工序被中止。接著，將兩面各切削1. 5mm并除去氧化皮膜后，通過冷軋(坯料軋制)加工成厚度 0. 16 0. 50mm。此時，比較例No. 27由于Sn高于規(guī)定量，所以在冷軋中產(chǎn)生邊緣裂紋，下 一工序以后的工序被中止。之后，以800 950°C進(jìn)行30秒的固溶化處理，并立即以15°C / 秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。以50%以下的各種軋制率(軋制率、％ )對各試樣進(jìn)行軋制1，在惰性氣體環(huán)境 中以500°C實(shí)施2小時的時效處理。之后，以各種軋制率(軋制率、％)進(jìn)行最終塑性加工 即軋制2，使最終的板厚為0. 15mm。在軋制2后，得到以400 600°C實(shí)施了 30秒的低溫 退火處理的各No. (No. 1-1 No. 1-11及No. 2-1 No. 2-3是分別對上述實(shí)施例No. 1及實(shí) 施例No. 2的組成的合金在上述范圍內(nèi)實(shí)施了不同的熱處理、軋制條件的No.)的銅合金板。 用該銅合金板材料進(jìn)行各種性能評價。對于實(shí)施例及比較例中制造的各No.的銅合金板進(jìn)行如下調(diào)查，即(a)晶粒直 徑、(b)晶粒形狀、(c)軋制平行方向和垂直方向的屈服強(qiáng)度、(d)導(dǎo)電率、(e)90° W彎曲特 性、(f)應(yīng)力松弛性能。(a)晶粒直徑及(b)晶粒形狀通過由JIS規(guī)定的切斷法(JIS-H0501)測定晶粒直 徑，并以此為基礎(chǔ)進(jìn)行計(jì)算。上述晶粒直徑的測定截面為與圖1所示的最終冷軋方向(最終塑性加工方向)平 行的截面A及與最終冷軋方向垂直的截面B。在上述截面A，在與最終冷軋方向平行的方 向及垂直的方向這兩方向測定晶粒1的直徑，以測定值大的一方為長徑a，以小的一方為短 徑。在上述截面B，在與軋制面的法線方向平行的方向及與軋制面的法線方向垂直的方向這 兩方向測定晶粒2的直徑，以測定值大的一方為長徑b，以小的一方為短徑。用掃描型電子顯微鏡將上述銅合金板的結(jié)晶組織放大到1000倍并拍成照片，在 照片上畫200mm的線段，數(shù)由上述線段切出的晶粒數(shù)n，用〔200mm/(ηX 1000)〕的式子求出 上述晶粒直徑。在由上述線段切出的晶粒數(shù)不足20的情況下，拍成500倍的照片，數(shù)由長 度200mm的線段切出的晶粒數(shù)η，用〔200mm/(ηX 500)〕的式子求出。晶粒直徑以在截面Α、Β求出的各自的長徑和短徑的四值的平均值化成0. 005mm的 整數(shù)倍來表示。另外，晶粒的形狀由上述截面A的長徑a除以上述截面B的長徑得到的值(a/b) 表不。(c)屈服強(qiáng)度使用JIS-Z2201記載的5號試驗(yàn)片根據(jù)JIS-Z2241求出。相對于軋 制方向(與上述軋制1及軋制2的方向相等)進(jìn)行平行方向(LD)及垂直方向(TD)的試驗(yàn)。(d)導(dǎo)電率根據(jù)JIS-H0505求出。導(dǎo)電率以高強(qiáng)度鈹銅(JIS-C1720合金)的導(dǎo)電率25% IACS為基準(zhǔn)，以30% IACS以上為“優(yōu)”，以超過25% IACS且不足30% IACS為“良 好”，以25% IACS以下為“不良”。(e)關(guān)于彎曲加工性，使用內(nèi)側(cè)彎曲半徑為0.15mm的90°彎曲夾具，進(jìn)行彎曲半 徑/板厚比率R/t為1. 0的90° W彎曲試驗(yàn)，將在彎曲部不產(chǎn)生裂紋的試樣判定為良好 “〇”，將產(chǎn)生裂紋的試樣判定為不良“ X ”。(f)抗應(yīng)力松弛特性是，采用日本電子材料工業(yè)會標(biāo)準(zhǔn)規(guī)格(EMAS-3003)的懸臂塊式，以表面最大應(yīng)力為屈服強(qiáng)度的80%的方式設(shè)定負(fù)荷應(yīng)力，在150°C的恒溫槽內(nèi)保持 1000小時，求出應(yīng)力松弛率(S. R. R. ))。對于抗應(yīng)力松弛性能，以應(yīng)力松弛率為10%以 下為“優(yōu)”，以超過10%且不足15%為“良好”，以15%以上為“不良”。以至No. 1 23的評價結(jié)果作為實(shí)施例及比較例示于表2。表 1 實(shí)施例所示的NO.1-1~1-6,2-1及3～17中，所有的銅合金均具有高強(qiáng)度，良好的彎曲加工性，且抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異，各向異性也小。
比較例NO.1-7中，由于△C1/△total的值比規(guī)定小，故而屈服強(qiáng)度低。比較例NO.1-8及2－3中，由于△C2/△total的值比規(guī)定大，故而彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能劣化。比較例No. 1-9中，由于Δ C2/Δ total及(Δ Cl+Δ C2) / Δ total的值比規(guī)定大，故而彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能劣化。比較例No. 1-10中，由于a/b及(Δ Cl+Δ C2)/Δ total 的值比規(guī)定大，故而彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能劣化。比較例No. 1-11中，由于晶粒直徑 比規(guī)定大，故而出現(xiàn)了屈服強(qiáng)度的各向異性，另外彎曲加工性劣化。比較例No. 18中，Ni濃度比規(guī)定少，比較例No. 19中，Si濃度比規(guī)定少，因此，屈服 強(qiáng)度降低。另外，比較例No. 18中，抗應(yīng)力松弛性能差。比較例No. 20中，由于Mg濃度比規(guī) 定多，故而彎曲加工性劣化。比較例No. 21及22中，由于Mn及Zn濃度比規(guī)定多，故而導(dǎo)電 率低下。比較例No. 23中，由于Co濃度比規(guī)定多，故而屈服強(qiáng)度低下，另外，彎曲加工性也 劣化。產(chǎn)業(yè)上的可利用性本發(fā)明的銅合金材料適合作為端子、連接器、開關(guān)等的材料。另外，本發(fā)明的銅合金材料的制造方法適合作為上述銅合金材料的制造方法。將本發(fā)明與其實(shí)施方式一同進(jìn)行了說明，但只要我們沒有特別指定，則在說明的 任何細(xì)節(jié)都不要限定我們的發(fā)明，認(rèn)為不違反附帶的權(quán)利要求所示的發(fā)明的精神和范圍而 應(yīng)當(dāng)寬范圍地解釋。本申請基于2007年11月1日在日本國專利申請的特愿2007-285605主張優(yōu)先權(quán)， 其在此進(jìn)行參考，摘錄其內(nèi)容作為本說明書的記述的一部分。
權(quán)利要求
一種銅合金材料，含有Ni 2.8～5.0質(zhì)量％，Si 0.4～1.7質(zhì)量％，S的含量被限制在不足0.005質(zhì)量％，剩余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，屈服強(qiáng)度為800MPa以上，彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異。
2.如權(quán)利要求1所述的銅合金材料，其特征在于，還含有Mg0. 01 0. 20質(zhì)量％、Sn 0. 05 1. 5質(zhì)量％、ZnO. 2 1. 5質(zhì)量％中的至少一種。
3.如權(quán)利要求1或2所述的銅合金材料，其特征在于，還含有合計(jì)0.005 2. 0質(zhì)量％ 的以下(I) (IV)中的一種或兩種以上(I)0.005 0. 3質(zhì)量％的選自3(3、丫、11、&、!^、￥^0及48構(gòu)成的組中的一種或兩種 以上；(II)0.01 0. 5 質(zhì)量％的 Mn ；(III)0.05 2. 0 質(zhì)量％的 Co ；(IV)O.005 1. 0 質(zhì)量％的 Cr。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的銅合金材料，其特征在于，晶粒直徑大于0.OOlmm 且為0. 025mm以下，且在與最終塑性加工方向平行的截面的晶粒的長徑a和在與最終塑性 加工方向垂直的截面的晶粒的長徑b之比a/b為0. 8以上1. 5以下。
5.如權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的銅合金材料，其特征在于，軋制方向的屈服強(qiáng)度和 與軋制方向構(gòu)成的角度為90°方向的屈服強(qiáng)度之差的最大值為IOOMPa以下。
6.一種銅合金材料的制造方法，制造權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的銅合金材料，其特 征在于，在得到銅合金板的固溶化再結(jié)晶組織的工序之后，具有第一次冷軋-時效處理-第 二次冷軋-低溫退火一系列的工序，將以所述第一次冷軋之前的屈服強(qiáng)度為基準(zhǔn)的所述低 溫退火后的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè)為Δ total (MPa)，將所述第一次冷軋前后的屈服強(qiáng)度的變 化量設(shè)為ACl(MPa),將所述第二次冷軋前后的屈服強(qiáng)度的變化量設(shè)為AC2 (MPa)時，滿足 下記(1) ⑶式。，0. 1 ^ Δ Cl/Δ total ^ 0. 35. . . (1)，0 ^ Δ C2/Δ total ^ 0. 35. . . (2)，0. 1 ^ ( Δ Cl+ Δ C2) / Δ total ^ 0. 45. . . (3)
全文摘要
本發(fā)明提供一種銅合金材料，含有Ni2.8～5.0質(zhì)量％，Si0.4～1.7質(zhì)量％，S的含量被限制的不足0.005質(zhì)量％，剩余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中，屈服強(qiáng)度為800MPa以上，彎曲加工性及抗應(yīng)力松弛性能優(yōu)異。
文檔編號C22F1/00GK101842506SQ20088011430
公開日2010年9月22日 申請日期2008年10月31日 優(yōu)先權(quán)日2007年11月1日
發(fā)明者三原邦照, 廣瀨清慈, 江口立彥, 金子洋 申請人:古河電氣工業(yè)株式會社