專利名稱：導(dǎo)電性與彎曲性改善的Cu-Ni-Si-Mg系合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種適合作為連接器、端子、繼電器、開關(guān)等的導(dǎo)電性彈簧材的 Cu-Ni-Si-Mg 系合金。
背景技術(shù)：
對端子、連接器等所使用的電子材料用銅合金，就基本特性而言，要求能兼顧高強(qiáng) 度、高電傳導(dǎo)性或熱傳導(dǎo)性。而且，除了這些特性以外，也要求彎曲加工性、耐應(yīng)力松弛特 性、耐熱性、與鍍敷的密合性、蝕刻加工性、沖壓性、耐蝕性。由高強(qiáng)度及高導(dǎo)電性的觀點(diǎn)，近年來就電子材料用合金而言，時(shí)效硬化型銅合金 的使用量已逐漸增加，而取代以往的磷青銅、黃銅等為代表的固溶強(qiáng)化型銅合金。時(shí)效硬化 型銅合金，通過對固溶處理的過飽和固溶體進(jìn)行時(shí)效處理，使微細(xì)的析出物均勻地分散，提 高合金的強(qiáng)度，同時(shí)固溶于銅中的添加元素量會(huì)減少而提高導(dǎo)電性。因此，可制得強(qiáng)度、彈 性等機(jī)械特性優(yōu)異且電傳導(dǎo)性、熱傳導(dǎo)性良好的材料。該時(shí)效硬化型銅合金中，Cu-Ni-Si系 合金以科森合金為所知，一種兼具高強(qiáng)度與高導(dǎo)電性的代表性銅合金，已被實(shí)用化作為電 子機(jī)器用材料。該銅合金中，通過微細(xì)的Ni-Si系金屬間化合物(析出物Y)以粒子狀析出 于銅基質(zhì)中，來提高強(qiáng)度與導(dǎo)電性。以往一直對Cu-Ni-Si-Mg系合金進(jìn)行研究(專利文獻(xiàn)1 4)，該Cu-Ni-Si-Mg 系合金可保持上述Cu-Ni-Si系合金的優(yōu)異性質(zhì)，尤其是高強(qiáng)度與良好的彎曲加工性，且 具有在高溫下的優(yōu)異耐應(yīng)力松弛特性(于連接器中長期維持適當(dāng)?shù)慕佑|壓力的能力)。 Cu-Ni-Si-Mg系合金的一般制造方法中，首先于大氣熔融爐在木炭被覆下將電解銅、Ni、Si 等原料進(jìn)行熔融，而制得所期望組成的熔融液。接著，將該熔融液鑄造成鑄錠。然后，進(jìn)行 熱處理、熱壓延、冷壓延、以及熱處理，精加工成具有所期望厚度及特性的條或箔。專利文獻(xiàn)1 日本特開2008-127668專利文獻(xiàn)2 日本特開2005-307223專利文獻(xiàn)3 日本特開平10-110228專利文獻(xiàn)4 日本特開2004-30790
發(fā)明內(nèi)容
Cu-Ni-Si-Mg系合金的制造中，相較于其它添加元素，Mg較容易氧化，因此會(huì)與熔 融液中的氧反應(yīng)成為氧化物而懸浮于熔融液上。因此，考慮因氧化所導(dǎo)致的Mg損失量，通 常Mg添加成過量。另一方面，由于Ni-Si-Mg化合物(析出物X)在本合金體系中屬初晶， 因此在所鑄造的鑄錠中會(huì)最先結(jié)晶出來。然而，由于在為了使鑄造后的金屬內(nèi)部組織的不 均勻構(gòu)造均勻所進(jìn)行的均質(zhì)化熱處理中，析出物X被固溶，并且其后也進(jìn)行固溶處理，因此 一般以往的Cu-Ni-Si-Mg系合金的Mg成分呈固溶于母材中的狀態(tài)，不存在析出物X。以此 方式過量添加Mg而固溶有Mg的狀態(tài)的常規(guī)Cu-Ni-Si-Mg系合金，因Mg存在而阻礙電子通 過金屬晶格，因此難以獲得與Cu-Ni-Si系合金同等級的高電傳導(dǎo)性。
然而，隨著近年來制品小型化，對連接器、端子、繼電器、開關(guān)等的導(dǎo)電性彈簧材， 要求能保持高導(dǎo)電性及更小且苛刻的彎曲及強(qiáng)度。本發(fā)明人，在Cu-Ni-Si-Mg系合金中，將Mg在均質(zhì)化熱處理后完全固溶的常規(guī)技 術(shù)加以改良，通過調(diào)節(jié)鑄造條件與均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件，而于合金中具有特定尺寸的含Mg的 析出物X，同時(shí)使析出物Y保持與以往同樣的尺寸及分布，而發(fā)現(xiàn)可達(dá)到優(yōu)異的效果。根據(jù) 該見解，將Ni-Si-Mg化合物(析出物X)及Ni-Si化合物(析出物Y)各自的尺寸及優(yōu)選的 量以及比例加以調(diào)整，從而完成本發(fā)明的導(dǎo)電性與彎曲性優(yōu)異的Cu-Ni-Si-Mg系合金。本發(fā)明如以下所述。(1) 一種銅合金，其是含有1.0 4.5質(zhì)量％的附、0. 16 1. 13質(zhì)量％的Si、以 及0. 05 0. 30質(zhì)量％的Mg，其余則由Cu及不可避免的雜質(zhì)所構(gòu)成的Cu-Ni-Si-Mg系合 金，其含有Ni-Si-Mg析出物X及Ni-Si析出物Y，析出物X的平均粒徑為0. 05 3. 0 μ m， 粒徑超過10 μ m的析出物X不存在，且析出物Y的平均粒徑為0. 01 0. 10 μ m。(2)如(1)的銅合金，其中，該析出物X在垂直于壓延方向的截面每1平方mm含有 1.0X103 1.0X105 個(gè)。(3)如(1)或⑵的銅合金，其中，該析出物Y在垂直于壓延方向的截面每1平方 mm 含有 1. OXlO8 1. OXlO11 個(gè)。(4)如上述任一項(xiàng)的銅合金，其含有合計(jì)0.01 2.0質(zhì)量％的選自Cr、P、Mn、Ag、 Co、Mo、As、Sb、Al、Hf、Zr、Ti、C、Fe、In、Ta、Sn 及 Zn 的至少一種元素。發(fā)明效果本發(fā)明的Cu-Ni-Si-Mg系合金保持與Cu-Ni-Si系合金相同等級的高強(qiáng)度、高導(dǎo)電 性、良好的彎曲加工性、以及應(yīng)力松弛特性，并且具有在高溫下的優(yōu)異耐熱鍍敷剝離性。


圖1示意2階段均質(zhì)化熱處理，顯示處理中的材料的熱歷史。
具體實(shí)施例方式(I)Ni 濃度本發(fā)明的Cu-Ni-Si-Mg系合金中，Ni濃度如果沒有達(dá)到1. 0質(zhì)量％，則由于析出 物X或Y不會(huì)充分地析出，因此無法獲得目標(biāo)的強(qiáng)度。Ni濃度如果超過4. 5質(zhì)量％，則在鑄 造鑄錠中容易形成粗大的析出物，而容易在熱壓延產(chǎn)生裂紋。(2) Si 濃度Si的添加濃度設(shè)置成0. 16 1. 13質(zhì)量％。Si量如果沒有達(dá)到0. 16質(zhì)量％，則 由于析出物X或Y不會(huì)充分地析出且Ni固溶量增大，因此無法獲得高導(dǎo)電性。Si量如果超 過1. 13質(zhì)量％，則由于母材表面的Si濃度會(huì)增大，而導(dǎo)致耐熱鍍敷剝離性惡化。(3) Mg 濃度Mg濃度如果沒有達(dá)到0. 05質(zhì)量％，則無法獲得目標(biāo)的為Mg添加效果的耐應(yīng)力松 弛特性(對蠕變變形的耐性)。如果超過0. 30質(zhì)量％，則由于析出物X的尺寸會(huì)變大或個(gè) 數(shù)會(huì)變多，因此會(huì)導(dǎo)致熱加工性惡化。而且，由于固溶Mg量會(huì)增大，因此導(dǎo)電性差。(4)析出物 X (Ni-Si-Mg 析出物)
析出物X(Ni-Si_Mg析出物)，指含有形成在本發(fā)明的銅合金中的Ni、Si及Mg的 析出物(第二相粒子)。析出物X中的Mg比例通常為0. 5 16質(zhì)量％左右。在沒有達(dá)到 0. 5質(zhì)量％的情況下，成分分析無法檢測出Mg的存在而無法與析出物Y (Ni-Si析出物)區(qū) 別。因此，本發(fā)明中，含有Ni及Si的析出物且Mg比例沒有達(dá)到0. 5%的，當(dāng)作析出物Y處 理。分析多數(shù)的析出物X后的結(jié)果，如果為本發(fā)明的合金組成及目標(biāo)的析出物X及Y的粒 徑，則析出物X中的Mg量在16質(zhì)量％以內(nèi)。本發(fā)明的析出物X及析出物Y是鑄造時(shí)的結(jié)晶物，也為時(shí)效處理時(shí)的析出物。本 發(fā)明中，通過使析出物X存在，以降低母材的Mg濃度，改善導(dǎo)電性，并通過即使進(jìn)行均質(zhì)化 熱處理后的固溶處理也殘留的析出物X的存在，發(fā)揮對晶粒成長的止銷效應(yīng)而賦予良好的 影響，即可獲得較常規(guī)例更微細(xì)的平均結(jié)晶粒徑。本發(fā)明的析出物X的平均粒徑為0. 05 3. 0 μ m,更優(yōu)選0. 50 3. 0 μ m。平均粒 徑?jīng)]有達(dá)到0. 05 μ m時(shí)，則由于析出物的大小會(huì)過小，而無助于強(qiáng)度，且固溶于母相的Mg量 會(huì)變多，因此無法獲得目標(biāo)的導(dǎo)電性。另一方面，當(dāng)析出物X的平均粒徑超過3. 0 μ m時(shí)，由 于析出物會(huì)粗大化而無助于強(qiáng)度，且容易產(chǎn)生熱裂紋造成加工性差。再者，當(dāng)存在粒徑超過 IOym的析出物X時(shí)，彎曲加工性會(huì)顯著惡化。本發(fā)明的合金中的析出物X的個(gè)數(shù)，在垂直于壓延方向的截面每1平方mm優(yōu)選 1.0X103 1. OXlO5個(gè)。當(dāng)析出物X的數(shù)量沒有達(dá)到IO3個(gè)時(shí)，由于數(shù)量過少即使使析出 物X析出，也無助于導(dǎo)電性與彎曲性的提高。另一方面，析出物X的數(shù)量如果超過IO5個(gè)，則 會(huì)消耗待形成析出物Y的Ni及Si，導(dǎo)致析出物Y無法充分地形成而無法確保Cu-Ni-Si系 合金原來的高強(qiáng)度。本發(fā)明的析出物X主要源自合金鑄造時(shí)所產(chǎn)生的析出物。以往為了防止在壓延階 段的裂紋，在鑄造的后續(xù)步驟進(jìn)行加熱，由此進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，以使所有析出物固溶。本 發(fā)明中，控制該均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件，以將鑄錠的鑄造組織進(jìn)行均質(zhì)化，同時(shí)以形成目標(biāo)的尺 寸及數(shù)量的析出物X的方式使結(jié)晶物殘留。此外，由于析出物X其熔點(diǎn)較高，因此即使經(jīng)過 均質(zhì)化熱處理后的固溶熱處理步驟或時(shí)效步驟，雖會(huì)因熱影響的擴(kuò)散導(dǎo)致粒徑產(chǎn)生些微變 化，不過并不會(huì)消失。(5)析出物Y (Ni-Si析出物)析出物Y(Ni_Si析出物)指含有形成在本發(fā)明的銅合金中的Ni及Si的析出物 (第二相粒子)，通常的組成以Ni2Si等表示。與通常的科森合金的制造同樣地，析出物Y通過在制造步驟中進(jìn)行固溶處理，預(yù) 先使Ni與Si充分固溶于母材，再利用時(shí)效處理使其從母材析出而生成。而且，粒徑或密度 可通過這些熱處理?xiàng)l件進(jìn)行控制。析出物Y的平均粒徑為0.01 0. 10 μ m，優(yōu)選0.05 0. 10 μ m。在析出物Y的平均粒徑?jīng)]有達(dá)到0. 01 μ m時(shí)，由于大小會(huì)過小，因此無助于強(qiáng)度。 另一方面，析出物Y的平均粒徑在0. 10 μ m以上時(shí)，由于粗大而無助于強(qiáng)度。此外，當(dāng)存在 粒徑超過3. 0 μ m的析出物Y時(shí)，強(qiáng)度及應(yīng)力松弛性容易惡化。析出物Y的個(gè)數(shù)，優(yōu)選IX IO8 IX IO11個(gè)，更優(yōu)選IX IO9 IX IO11個(gè)，當(dāng)沒有 達(dá)到1 X IO8個(gè)時(shí)，由于析出物的數(shù)量少，因此無助于強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)析出物的個(gè)數(shù)超過 1 X IO11個(gè)時(shí)，會(huì)使彎曲加工性降低。(6)Ni、Si、Mg以外的添加元素
Cr、P、Mn、Ag、C0及Mo對強(qiáng)度的改善與耐熱性的提高具有效果，As、Sb對鍍敷剝離 性的改善具有效果，Al、Hf、Zr、Ti、C、Fe、In、Ta、Sn及Si則對防止固溶處理時(shí)結(jié)晶粒徑的 粗大化具有效果。這些元素的添加量如果沒有達(dá)到0.01質(zhì)量％，則無法獲得添加效果，如果超過 2. 0質(zhì)量％，則會(huì)導(dǎo)致導(dǎo)電性降低。(7)制造方法本發(fā)明的銅合金的制造方法，使用析出強(qiáng)化型銅合金的一般的制造程序(熔融/ 鑄造一均質(zhì)化熱處理一熱壓延一中間冷壓延一中間固溶一最終冷壓延一時(shí)效、或熔融/鑄 造一均質(zhì)化熱處理一熱壓延一中間冷壓延一中間固溶一時(shí)效一最終冷壓延)，在該步驟內(nèi) 調(diào)整均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件以制造目標(biāo)的銅合金。此外，針對中間壓延、中間固溶也可視需要重 復(fù)多次。在制造本發(fā)明的銅合金時(shí)，嚴(yán)格地控制均質(zhì)化熱處理?xiàng)l件、固溶處理及退火的條 件至為重要。也即，均質(zhì)化熱處理中，必需以使鑄造所產(chǎn)生的Ni-Si-Mg析出物X處于本發(fā) 明的范圍內(nèi)而殘留，并充分地消除Ni-Si析出物Y的條件來進(jìn)行。此外，于固溶處理，優(yōu)選 充分地使M與Si固溶，不存在析出物Y的條件，只要是殘留的析出物X不消滅的條件即 可。就最后的時(shí)效而言，只要是平均粒徑較小的析出物Y可充分地析出的條件即可，該條件 可與常規(guī)的時(shí)效條件相同。于熔融/鑄造步驟中，將電解銅、Ni、Si、Mg等的原料進(jìn)行熔融，得到所期望的組 成的熔融液，然后鑄造成鑄錠。在該鑄錠的均質(zhì)化熱處理及熱壓延時(shí)，為了使鑄造所產(chǎn)生的 Ni-Si析出物Y消失，且將Ni-Si-Mg析出物X調(diào)整于本發(fā)明的范圍內(nèi)，可以2階段來進(jìn)行均 質(zhì)化熱處理。此時(shí)，作為第1階段的均質(zhì)化熱處理，將爐內(nèi)的氣氛溫度設(shè)定成800°C以上、沒 有達(dá)到890°C，并在材料溫度到達(dá)設(shè)定溫度后保持0. 5 2. 5小時(shí)。并且，為了縮小殘留的 粗大Ni-Si-Mg析出物X的平均粒徑，作為第2階段的均質(zhì)化熱處理，將爐內(nèi)的氣氛溫度設(shè) 定于890°C 980°C，從材料溫度到達(dá)設(shè)定溫度時(shí)起保持0. 5 1. 2小時(shí)之后，立刻進(jìn)行熱 壓延即可。第1階段與第2階段的加熱可用一個(gè)爐連續(xù)進(jìn)行，通過從第1階段的熱處理區(qū) 域移動(dòng)至第2階段的熱處理區(qū)域來進(jìn)行。將該2階段均質(zhì)化熱處理的材料的熱歷史的概略 表示于圖1。而且，也可用不同的爐從第1階段的爐取出后立即插入第2階段的爐來開始第 2階段的加熱，而使鑄錠的溫度不會(huì)降低。第1階段的保持溫度如果沒有達(dá)到800°C，則Ni-Si析出物Y無法充分地固溶，析 出物X會(huì)以平均粒徑較大的狀態(tài)殘留，另一方面，如果在890°C以上，則析出物X也會(huì)固溶而 消失。而且，第2階段的保持溫度如果沒有達(dá)到890°C，則析出物X雖不會(huì)消失，不過析出 物X的粒子卻可能會(huì)以較大的狀態(tài)殘留，一部分的析出物Y也有可能不固溶而殘留。另一 方面，第2階段的保持溫度如果超過980°C，則析出物X有全部固溶的可能。該均質(zhì)化熱處理中，可通過燃燒器或電介質(zhì)等公知的方法進(jìn)行加熱。在加熱時(shí)，注 意要將輸出能量及爐內(nèi)的鑄錠重量分別保持成恒定。即使是同一設(shè)定溫度，在鑄錠重量較 輕的情況下有加熱過度的風(fēng)險(xiǎn)，而在鑄錠重量較重的情況下，則有加熱不充分的風(fēng)險(xiǎn)。通過將均質(zhì)化熱處理的第1階段的爐內(nèi)的氣氛溫度成為800°C以上、沒有達(dá)到 890°C，保持0. 5 2. 5小時(shí)，Ni-Si-Mg系析出物X幾乎不會(huì)發(fā)生變化，而Ni-Si系析出物 Y的平均粒徑卻會(huì)變小。接著，通過將第2階段的熱處理設(shè)置成890°C 980°C、0. 5 1. 2小時(shí)，Ni-Si-Mg系析出物X的平均粒徑會(huì)變小且一部分會(huì)消失，但是殘留的析出物X會(huì)變成 規(guī)定尺寸、個(gè)數(shù)，另一方面，即使經(jīng)過第1階段的熱處理也殘留下來的Ni-Si系析出物Y則 會(huì)全部消失。在上述2階段均質(zhì)化熱處理后進(jìn)行熱壓延之后，Ni-Si-Mg系析出物X以熱壓 延后的尺寸與個(gè)數(shù)存在到最后。另一方面，Ni-Si系析出物Y經(jīng)過固溶/冷壓延，通過時(shí)效 處理而析出為規(guī)定尺寸與個(gè)數(shù)。在熱壓延后，可在本發(fā)明的目標(biāo)的范圍內(nèi)，適當(dāng)選擇次數(shù)及順序來進(jìn)行中間壓延 及中間固溶。中間壓延的最后道次的加工度如果沒有達(dá)到30%，則由于成為析出物Y的析 出起點(diǎn)的重排的量較少，因此析出物Y的個(gè)數(shù)會(huì)變少而使得強(qiáng)度降低。另一方面，加工度如 果超過99 %，則雖然重排的量會(huì)變多而使析出物Y的個(gè)數(shù)變多，但是析出物Y的平均粒徑會(huì) 變得過小而使得強(qiáng)度降低。因此，尤其最后道次的中間壓延加工度優(yōu)選30% 99%。中間固溶為了使熔融鑄造時(shí)的結(jié)晶粒子或熱壓延后的析出粒子固溶以盡可能地 消除析出物Y而充分地進(jìn)行。例如，固溶處理溫度如果沒有達(dá)到500°c，則固溶將會(huì)不充分 而無法獲得所期望的強(qiáng)度。另一方面，固溶處理溫度如果超過850°C，則有可能會(huì)使材料熔 融。因此，優(yōu)選進(jìn)行將材料溫度加熱至500°C 850°C的固溶處理。固溶處理的時(shí)間優(yōu)選60 秒 2小時(shí)。此外，就固溶處理溫度與時(shí)間的關(guān)而言，為了獲得相同的熱處理效果(例如，析出 物Y的相同平均粒徑)，已知在高溫的情況下時(shí)間必需較短，在低溫的情況下時(shí)間則必需較 長。例如，于本發(fā)明中，在600°c的情況下優(yōu)選1小時(shí)，在750°C的情況下優(yōu)選2、3分鐘 30 分鐘。固溶處理后的冷卻速度，一般進(jìn)行急速冷卻，以使固溶成分不會(huì)析出成第二相粒 子(析出物Y)。最終壓延的加工度為0 50%，優(yōu)選5 20%。如果超過50%，則彎曲加工性會(huì) 降低。本發(fā)明的最終時(shí)效步驟，以與常規(guī)技術(shù)同樣方式進(jìn)行，均勻地析出本發(fā)明的范圍 內(nèi)的微細(xì)的第二相粒子(析出物Y及視情況也包含析出物X)。實(shí)施例實(shí)施例1 (銅合金的制造)使用高頻感應(yīng)爐將5kg的高純度銅進(jìn)行熔融。以木炭片覆蓋熔銅表面之后，添加 規(guī)定量的Ni、Si及Mg，再將熔銅溫度調(diào)整至1200°C。然后，將熔融液澆鑄入于金屬模具以 制造寬度65mm、厚度20mm的鑄錠。針對所制得的鑄錠的成分，依照J(rèn)IS H1292從鑄錠切取 出樣本，通過熒光X射線分析來分析構(gòu)成元素的量。接著，對該鑄錠進(jìn)行表1所記載的均質(zhì)化熱處理后，進(jìn)行熱壓延至厚度8mm為止。 在此階段，也殘留有鑄造時(shí)所生成的Ni-Si與Ni-Si-Mg析出物。將經(jīng)上述熱壓延后的板 表面的氧化銹皮加以研磨除去后，冷壓延至板厚度0.2mm為止。作為固溶處理以750°C 800°C加熱20秒鐘然后在水中進(jìn)行急速冷卻后，通過化學(xué)研磨除去表面氧化膜。然后，進(jìn)行 加工度25%的冷壓延，于惰性氣氛下以460°C加熱7. 5小時(shí)作為時(shí)效處理。對以此方式所制作的試料進(jìn)行以下評估。(1)析出物的個(gè)數(shù)及大小的測量將垂直于壓延方向的截面通過使用直徑1 μ m的金剛石磨粒的機(jī)械研磨精加工成鏡面，再使用FE-SEM(場發(fā)射型掃描電子顯微鏡)，以400倍的倍率測量長度在0. 05mm以 上的析出物的個(gè)數(shù)。觀察面積設(shè)為60mm2，數(shù)出觀察面積內(nèi)的析出物的個(gè)數(shù)。而且，通過使 用FE-SEM(場發(fā)射型掃描電子顯微鏡)的EDS(能量色散型X射線分析)對所有析出物進(jìn) 行成分分析，確認(rèn)作為測量對象的析出物的成分含有Ni及Si、或Ni、Si及Mg。此處，析出 物X與Y的區(qū)別因檢測精度的問題，即使是含有Ni、Si及Mg的析出物，如果Mg的比例沒有 達(dá)到0. 5 %的也作為析出物Y處理。而且，在測量平均粒徑時(shí)，確認(rèn)了平均粒徑10 μ m以上的Ni-Si-Mg析出物X的有 無。粒徑為FE-SEM所拍攝的照片的析出物的最長部分的長度。平均粒徑以將觀察面積內(nèi) 所有的結(jié)晶粒徑進(jìn)行相加，再除以結(jié)晶粒個(gè)數(shù)的算術(shù)平均求出。(2)母材的導(dǎo)電率測量從試料切取出測試片，通過機(jī)械研磨與化學(xué)蝕刻徹底除去表面氧化層之后，再通 過4端子法測量導(dǎo)電率(％ IACS)。本發(fā)明目標(biāo)的優(yōu)選導(dǎo)電率是45% IACS以上。(3)彎曲加工性以彎曲半徑R成為0的方式進(jìn)行JIS H 3130所記載的W彎曲測試。測試方向設(shè) 置成Bad Way (彎曲軸為與壓延方向平行的方向)。測試片呈寬度10mm、長度30mm的條狀。 接著，對以上述彎曲R進(jìn)行W彎曲后的測試片，使用光學(xué)顯微鏡以目視觀察彎曲部截面，以 判斷彎曲加工性的優(yōu)劣。評估基準(zhǔn)如以下所述。〇無皺紋、龜裂，Δ 材料表面有皺紋，X
產(chǎn)生龜裂。(4)拉伸強(qiáng)度沿拉伸方向與壓延方向平行的方向，采取JIS Z 2201 (2003年)所規(guī)定的13Β號 測試片。使用該測試片依照J(rèn)is Z 2Μ1 (2003年)進(jìn)行拉伸測試，求出拉伸強(qiáng)度。本發(fā)明 目標(biāo)的優(yōu)選拉伸強(qiáng)度760MPa以上。(5)應(yīng)力松弛特性作為高溫下的耐應(yīng)力松弛特性，測定應(yīng)力松弛率(日本伸銅協(xié)會(huì)(JCBA)的技術(shù)標(biāo) 準(zhǔn)JCBA T309)。該測試是一種用以評估溫度所產(chǎn)生的疲勞的方法，其將寬度IOmm的條狀 測試片安裝于懸臂梁，與初始狀態(tài)比較以高溫的彎曲狀態(tài)保持規(guī)定時(shí)間后的撓曲位移(自 由端的規(guī)定位置的位移)。在測試后與初始狀態(tài)的撓度不變的情況下，應(yīng)力松弛率的值是 0%，測試后的撓度較初始狀態(tài)越大，則應(yīng)力松弛率的值越大(應(yīng)力降低)。應(yīng)力松弛率以 下式算出(其中，y =經(jīng)過規(guī)定時(shí)間后的撓曲位移Oiimhy1 =初始撓度(mm)、” =設(shè)定高度 (mm))ο應(yīng)力松弛率=(Yi1VytlX100(% )而且，設(shè)定高度yQ以下式算出(其中，L=標(biāo)點(diǎn)距離(mm)、σ。=負(fù)荷應(yīng)力(kg/ mm2) ；0.2%屈服強(qiáng)度的80%或0.2%屈服強(qiáng)度以下的任意應(yīng)力、E=楊氏模量(kg/mm2)、t =板厚(mm))。y0 = (2/3) XLXLX σ 0/(EXt)應(yīng)力松弛的測量將試料設(shè)定成150°C，并進(jìn)行測量直至顯現(xiàn)恒定的松弛率為止。由 于在大致1000小時(shí)顯現(xiàn)了大致恒定的應(yīng)力松弛率，因此以該值作為應(yīng)力松弛率。一般所使用的科森合金在150°C X IOOOh后的應(yīng)力松弛率是10%左右。因此，以 下各實(shí)施例及比較例的評估中，將應(yīng)力松弛率在9%以下的視為高溫下的耐應(yīng)力松弛特性
權(quán)利要求
1.一種銅合金，其是含有1.0 4. 5質(zhì)量％的Ni、0. 16 1. 13質(zhì)量％的Si、以及 0. 05 0. 30質(zhì)量％的Mg，其余則由Cu及不可避免的雜質(zhì)所構(gòu)成的Cu-Ni-Si-Mg系合金， 其含有Ni-Si-Mg析出物X及Ni-Si析出物Y，析出物X的平均粒徑為0. 05 3. 0 μ m,粒徑 超過10 μ m的析出物X不存在，且析出物Y的平均粒徑為0. 01 0. 10 μ m。
2.如權(quán)利要求1的銅合金，其中，該析出物X在垂直于壓延方向的截面每1平方mm含 有 1. OXlO3 1. OXlO5 個(gè)。
3 如權(quán)利要求1或2的銅合金，其中，該析出物Y在垂直于壓延方向的截面每1平方 mm 含有 1. OXlO8 1. OXlO11 個(gè)。
4.如權(quán)利要求1-3任一項(xiàng)的銅合金，其包含合計(jì)0.01 2. 0質(zhì)量％的選自Cr、P、Mn、 Ag、Co、Mo、As、Sb、Al、Hf、Zr、Ti、C、Fe、In、Ta、Sn 及 Zn 的至少一種。
全文摘要
含有1.0～4.5質(zhì)量％的Ni、0.16～1.13質(zhì)量％的Si、以及0.05～0.30質(zhì)量％的Mg，其余則由Cu及不可避免的雜質(zhì)所構(gòu)成的Cu-Ni-Si-Mg系合金，其含有Ni-Si-Mg析出物X及Ni-Si析出物Y，析出物X的平均粒徑為0.05～3.0μm，粒徑超過10μm的析出物X不存在，且析出物Y的平均粒徑為0.01～0.10μm，也可含有合計(jì)0.01～2.0質(zhì)量％的Cr、P、Mn、Ag、Co、Mo、As、Sb、Al、Hf、Zr、Ti、C、Fe、In、Ta、Sn或Zn。優(yōu)選析出物X是103～105個(gè)/mm2，析出物Y是1.0×108～1.0×1011個(gè)/mm2。本發(fā)明的Cu-Ni-Si-Mg系合金可保持高強(qiáng)度、高導(dǎo)電性、以及良好的彎曲加工特性，此外也顯現(xiàn)在高溫下的優(yōu)異耐應(yīng)力松弛特性。
文檔編號C22C9/10GK102105611SQ20108000215
公開日2011年6月22日 申請日期2010年4月27日 優(yōu)先權(quán)日2009年4月30日
發(fā)明者加藤弘德 申請人:Jx日礦日石金屬株式會(huì)社