專利名稱：銅合金、鍛制銅、電子元件及連接器的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及銅合金、鍛制銅(伸銅品)、電子元件以及連接器。
背景技術(shù)：
近年，隨著以攜帶終端等為代表的電子儀器的小型化的日益發(fā)展，其中使用的連接器的間距變窄以及低矮化的趨勢(shì)顯著。越是小型的連接器，則管腳寬度越窄，形成彎折越小的加工形狀，因此要求所使用的原料具有得到必要的彈性所需的高強(qiáng)度、和可以耐嚴(yán)酷的彎曲加工的優(yōu)異的彎曲加工性。由此，含有鈦的銅合金(以下稱為“鈦銅”)由于強(qiáng)度比較高、應(yīng)力緩和特性在銅合金中最優(yōu)異，一直以來被用作特別是要求原料強(qiáng)度的信號(hào)系統(tǒng)端子用原料。鈦銅為時(shí)效硬化型的銅合金。具體地說，通過固溶化處理，形成作為溶質(zhì)原子的Ti的過飽和固溶體，如果由該狀態(tài)在低溫下實(shí)施比較長(zhǎng)時(shí)間的熱處理，則通過旋節(jié)線分解，母相中Ti濃度周期性變動(dòng)的調(diào)制結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)，強(qiáng)度提高。基于上述增強(qiáng)機(jī)理，為了進(jìn)一步提高鈦銅的特性，對(duì)各種技術(shù)進(jìn)行了研究。此時(shí)，問題在于，強(qiáng)度和彎曲加工性為相反的特性。S卩，若提高強(qiáng)度則損害彎曲加工性，相反地，若重視彎曲加工性則得不到所需的強(qiáng)度。因此，以往從添加i^、Co、Ni、Si等第三元素(專利文獻(xiàn)1)，規(guī)定固溶在母相中的雜質(zhì)元素組的濃度、使它們作為第二相粒子 (Cu-Ti-Χ系粒子)以規(guī)定的分布形態(tài)析出來提高調(diào)制結(jié)構(gòu)的規(guī)則性(專利文獻(xiàn)2)，規(guī)定對(duì)于使晶粒微細(xì)化有效的微量添加元素和第二相粒子的密度(專利文獻(xiàn)幻等角度，進(jìn)行了同時(shí)實(shí)現(xiàn)鈦銅的強(qiáng)度和彎曲加工性的研究開發(fā)。專利文獻(xiàn)1中記載得到了 0. 2 %耐力最大為888MPa的鈦銅，此時(shí)的MBR/t為 0. 7 (實(shí)施例No. 10)。專利文獻(xiàn)2中記載得到了 0. 2%耐力最大為839MPa的鈦銅，此時(shí)的 MBR/t % 1.7(實(shí)施例No. 10)。專利文獻(xiàn)3中記載得到了 0. 2%耐力最大為888MPa的鈦銅， 此時(shí)的MBR/t為0. 5 (實(shí)施例No. 10)。此外，專利文獻(xiàn)4中公開，在鈦銅的情況下，存在與作為母相的α相相容性差的β 相(TiCu3)和相容性好的β ’相(TiCu4), β相對(duì)于彎曲加工性有不良影響，另一方面，均勻且微細(xì)地分散β ’相有助于同時(shí)實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和彎曲加工性，因此抑制β相的同時(shí)微細(xì)分散 β，相的鈦銅。專利文獻(xiàn)4中記載得到了 0. 2%耐力最大為1019MPa的鈦銅，此時(shí)的MBR/t 為2 (實(shí)施例No. 4)。此外，這些文獻(xiàn)中記載通過錠的熔解鑄造一均勻化退火一熱軋一(退火以及冷軋的重復(fù)進(jìn)行)一最終固溶化處理一冷軋一時(shí)效處理的順序制造鈦銅。特別是認(rèn)為最終固溶化處理中，抑制作為穩(wěn)定相的TiCu3或與母相不相容的第二相粒子的析出是重要的。[現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)][專利文獻(xiàn)][專利文獻(xiàn)1]日本特開2004-231985號(hào)公報(bào)[專利文獻(xiàn)2]日本特開2004-176163號(hào)公報(bào)
[專利文獻(xiàn)3]日本特開2005-97638號(hào)公報(bào)[專利文獻(xiàn)4]日本特開2006-283142號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
如此，鈦銅通常通過錠的熔解鑄造一均勻化退火一熱軋一(退火以及冷軋的重復(fù)進(jìn)行)一最終固溶化處理一冷軋一時(shí)效處理的順序制造，以該步驟為基礎(chǔ)謀求特性的改善。但是我們認(rèn)為在得到具有更優(yōu)異的特性的鈦銅方面不局限于現(xiàn)有概念的新型制造方法是有用的。因此，本發(fā)明的主要目的在于，提供可以實(shí)現(xiàn)鈦銅的特性改善的新型銅合金、鍛制銅、電子元件以及連接器。以往的鈦銅的制造方法中，通過最終的固溶化處理使鈦充分固溶在母相中后，進(jìn)行冷軋使強(qiáng)度升高一定程度，最后通過時(shí)效處理產(chǎn)生旋節(jié)線分解，從而得到高強(qiáng)度的鈦銅。 因此，沒有考慮過在冷軋之前實(shí)施好不容易固溶了的鈦的穩(wěn)定相有可能析出的熱處理。但是，本發(fā)明人進(jìn)行精心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，若通過不會(huì)生成或生成一部分鈦的亞穩(wěn)相或穩(wěn)定相程度的熱處理，在冷軋之前預(yù)先產(chǎn)生一定程度的旋節(jié)線分解，則隨后進(jìn)行冷軋以及時(shí)效處理而最終得到的鈦銅的強(qiáng)度顯著提高。即，相對(duì)于以往的鈦銅的制造方法在時(shí)效處理的一個(gè)階段進(jìn)行產(chǎn)生旋節(jié)線分解的熱處理步驟，本發(fā)明的鈦銅制造方法中，在進(jìn)行 2個(gè)階段的時(shí)效處理，即最終的固溶化處理后，在比以往的時(shí)效處理短的時(shí)間且形成亞時(shí)效的條件下進(jìn)行熱處理后進(jìn)行冷軋，進(jìn)一步在冷軋后進(jìn)行比以往輕度的時(shí)效處理方面，與以往方法大幅不同。進(jìn)一步可知，通過追加熱處理步驟，且在比以往低的溫度進(jìn)行時(shí)效處理，由此得到強(qiáng)度和彎曲加工性的平衡飛躍性地提高的鈦銅。通過采用上述制造步驟鈦銅的特性提高的原因不十分清楚。并非意圖通過理論來限定本發(fā)明，但是推測(cè)其原因如下。鈦銅中，在時(shí)效處理中，隨著鈦的調(diào)制結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)，鈦的濃度變化的振幅(濃淡)增大，但是若達(dá)到一定的振幅，則不耐起伏的頂點(diǎn)附近的鈦向更穩(wěn)定的β ’相、進(jìn)而β相變化。即，通過固溶化處理而固溶在母相中的鈦通過隨后施加熱處理，Ti濃度周期性變動(dòng)的調(diào)制結(jié)構(gòu)慢慢生長(zhǎng)，其向作為亞穩(wěn)相的β，相變化，最終向作為穩(wěn)定相的β相變化。而認(rèn)為若在最終固溶化處理之后，冷軋之前，預(yù)先實(shí)施可以產(chǎn)生旋節(jié)線分解的規(guī)定的熱處理，則時(shí)效處理時(shí)即使達(dá)到通常β，相應(yīng)該析出的振幅，β，相也不容易析出，生長(zhǎng)至具有更大的振幅的調(diào)制結(jié)構(gòu)。而且認(rèn)為，這種起伏大的調(diào)制結(jié)構(gòu)使鈦銅具有粘性。但是，測(cè)定鈦濃度的振幅在技術(shù)上有困難，不清楚特性提高的具體機(jī)理?？傊?，通過采用本發(fā)明的制造方法，與僅進(jìn)行一個(gè)階段的旋節(jié)線分解的以往的制造方法相比，可以得到高強(qiáng)度的鈦銅。基于以上完成的本發(fā)明的一方案為銅合金，其含有2. 0 4. 0質(zhì)量％的Ti，總計(jì)含有0 0. 5質(zhì)量％作為第三元素的選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中的1種以上，剩余部分包含銅和不可避免的雜質(zhì)，其中，軋制面的電解拋光后的表面的通過電子顯微鏡進(jìn)行的組織觀察中，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子的個(gè)數(shù)密度(X)為0.04 0.11 個(gè)/ym2，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子沿著晶界析出的個(gè)數(shù)比率⑴為45 80%。本發(fā)明的銅合金如下制造，在550 1000°C下，進(jìn)行加熱至比Ti的固溶限與添加CN 102465215 A說明書3/12 頁(yè)
量相同的固溶限溫度高0 20°C的溫度并驟冷的固溶化處理，在固溶化處理之后，進(jìn)行使電導(dǎo)率提高的熱處理，使在鈦濃度(質(zhì)量％)為[Ti]時(shí)，電導(dǎo)率的升高值IACS)滿足以下的關(guān)系式0.5 ^ C^ (-0. 50 [TiJ2-O. 50 [Ti]+14)，在熱處理之后進(jìn)行最終冷軋，在最終冷軋之后進(jìn)行時(shí)效處理，由此制造本發(fā)明的銅合金。本發(fā)明的另一方案為鍛制銅，其使用上述銅合金。本發(fā)明的進(jìn)一步另一方案為電子元件，其使用上述銅合金制造。本發(fā)明的進(jìn)一步另一方案為連接器，其使用上述銅合金制造。根據(jù)本發(fā)明，可以提高鈦銅的強(qiáng)度。此外，本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施方式中，得到可以以高的水平達(dá)成強(qiáng)度和彎曲加工性的鈦銅。


[圖1]圖1(a)和圖1 (b)為對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式的鈦銅的電解拋光后的軋制面中出現(xiàn)的第二相粒子的測(cè)定方法進(jìn)行說明的示意圖。
具體實(shí)施例方式Ti 含量Ti小于2質(zhì)量％時(shí)，由于不能充分得到通過鈦銅本來的調(diào)制結(jié)構(gòu)的形成實(shí)現(xiàn)的增強(qiáng)機(jī)理，因此得不到充分的強(qiáng)度，相反地若超過4質(zhì)量％則易析出粗大的TiCu3，有強(qiáng)度和彎曲加工性變差的趨勢(shì)。因此，本發(fā)明的銅合金中的Ti的含量為2. 0 4. 0質(zhì)量％，優(yōu)選為 2. 7 3. 5質(zhì)量％。如此通過使Ti的含量適當(dāng)，可以同時(shí)實(shí)現(xiàn)適于電子元件的強(qiáng)度和彎曲加工性。第三元素第三元素有助于晶粒的微細(xì)化，因此可以添加規(guī)定的第三元素。具體地說，在Ti 充分固溶的高的溫度下進(jìn)行固溶化處理，也容易使晶粒微細(xì)化，強(qiáng)度易提高。此外，第三元素促進(jìn)調(diào)制結(jié)構(gòu)的形成。進(jìn)一步地，還具有抑制TiCu3析出的效果。因此，得到鈦銅本來的時(shí)效硬化能力。鈦銅中，上述效果最高的為Fe。而且對(duì)于Mn、Mg、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Mo、Zr、B 和P，也可以期待相當(dāng)于的效果，單獨(dú)添加也有效果，但是也可以復(fù)合2種以上來添加。這些元素若總計(jì)含有0. 05質(zhì)量％以上則表現(xiàn)出其效果，但是若總計(jì)超過0. 5質(zhì)量％，則Ti的固溶限變窄，易析出粗大的第二相粒子，雖然強(qiáng)度稍微提高，但是彎曲加工性變差。同時(shí)粗大的第二相粒子助長(zhǎng)彎曲部的表面粗糙，促進(jìn)加壓加工中的模具磨損。因此， 作為第三元素組，可以含有選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1種或 2種以上總計(jì)0 0. 5質(zhì)量％，優(yōu)選總計(jì)含有0. 05 0. 5質(zhì)量％。這些第三元素的更優(yōu)選的范圍，對(duì)于!^e為0. 17 0. 23質(zhì)量％，對(duì)于Co、Mg、Ni、 Cr、Si、V、Nb、Mn、Mo 為 0. 15 0. 25 質(zhì)量％，對(duì)于 Zr、B、P 為 0. 05 0. 1 質(zhì)量％。第二相粒子本發(fā)明中，“第二相粒子”指的是組成與母相的成分組成不同的粒子。第二相粒子為各種在熱處理中析出、與母相形成邊界的以Cu和Ti作為主要成分的粒子，具體地說，以 TiCu3粒子或含有第三元素組的構(gòu)成要素X(具體地說，為Mn、Fe, Mg, Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的任意一種)的Cu-Ti-X系粒子方式出現(xiàn)。通過觀察第二相粒子的析出狀態(tài)，可以間接地對(duì)通過旋節(jié)線分解實(shí)現(xiàn)的材料增強(qiáng)的程度進(jìn)行評(píng)價(jià)。本實(shí)施方式中，在軋制面的電解拋光后的表面的通過電子顯微鏡進(jìn)行的組織觀察中，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子的個(gè)數(shù)密度(X)為0. 04 0. 11個(gè)/μπι2，這在使通過旋節(jié)線分解形成的調(diào)制結(jié)構(gòu)適當(dāng)?shù)厣L(zhǎng)、得到強(qiáng)度和彎曲加工性的良好的平衡上是適當(dāng)?shù)?，更?yōu)選為0. 04 0. 10個(gè)/ μ m2，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 05 0. 09個(gè)/ μ m2，若個(gè)數(shù)密度⑴小于0. 04個(gè)/ μ m2，則強(qiáng)度(YS)有可能不足，若個(gè)數(shù)密度⑴大于0. 11個(gè)/ μ m2，則彎曲加工性有可能變差，因此有可能不能同時(shí)實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和彎曲加工性。此外，本實(shí)施方式的鈦銅中，粒徑為0. 5μπι以上的第二相粒子的晶界析出的個(gè)數(shù)比率⑴為45 80%是適當(dāng)?shù)?，更?yōu)選為50 78%，進(jìn)一步優(yōu)選為59 71%。若個(gè)數(shù)比率⑴小于45%則強(qiáng)度(YS)有可能不足，若個(gè)數(shù)比率⑴大于80%則彎曲加工性(MBR/t) 有可能變差，因此有可能不能同時(shí)實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和彎曲加工性。本實(shí)施方式中，第二相粒子的粒徑，在通過電子顯微鏡觀察軋制面的電解拋光后的表面時(shí)，定義為內(nèi)接于第二相粒子的最大圓的直徑(參照?qǐng)D1 (a))。S卩“粒徑為0. 5 μ m以上的第二相粒子”指的是內(nèi)接于第二相粒子的最大圓的直徑(參照?qǐng)D1 (a))為0. 5 μ m以上的粒子。此外，對(duì)于評(píng)價(jià)個(gè)數(shù)密度(X)時(shí)的粒子的個(gè)數(shù)的計(jì)算方法，采用以下的計(jì)算方法。 艮口，分散在觀察視野中的粒徑為0. 5μπι以上的第二相粒子中，(A)對(duì)于粒徑為0. 5 μ m以上且小于l.Oym的第二相粒子，(a)外接于第二相粒子的最小圓的直徑(參照?qǐng)D1(a))為0.5μπι以上且小于 1. Oym的粒子計(jì)為“1個(gè)”，(b)外接于第二相粒子的最小圓的直徑(參照?qǐng)D1(a))為Ι.Ομπι以上的粒子計(jì)為“2個(gè)”，(B)對(duì)于粒徑為L(zhǎng)Oym以上的第二相粒子，將0.5μπι間隔的網(wǎng)格(mesh)置于觀察視野時(shí)，被邊長(zhǎng)為0. 5 μ m的方形包圍的粒子的部分計(jì)為“1個(gè)”，超出網(wǎng)格、露出到邊長(zhǎng)為0. 5μπι的方形的外側(cè)的粒子的部分計(jì)為 “1/2個(gè)”(參照?qǐng)D1(b))。對(duì)于“粒徑為0. 5μπι以上的第二相粒子的晶界析出的個(gè)數(shù)比率⑴”，計(jì)算按照上述步驟計(jì)數(shù)的分散在觀察視野中的粒徑為0. 5 μ m以上的第二相粒子中、沿著晶界存在的粒子的個(gè)數(shù)。晶界利用通過SEM觀察得到的反射電子圖像，定義為對(duì)比度不同的界面，粒子的個(gè)數(shù)的計(jì)算方法與個(gè)數(shù)密度(X)的計(jì)算方法相同。本發(fā)明的銅合金的制造方法本發(fā)明的銅合金可以通過對(duì)上述專利文獻(xiàn)1 4中記載的公知的鈦銅的制造方法進(jìn)行規(guī)定的改變來制造。即，在最終固溶化處理之后、冷軋之前預(yù)先進(jìn)行可以產(chǎn)生旋節(jié)線分解的熱處理。以往的鈦銅的制造方法中，通過最終的固溶化處理使鈦充分固溶在母相中后，進(jìn)行冷軋使強(qiáng)度升高一定程度，最后通過時(shí)效處理產(chǎn)生旋節(jié)線分解，從而得到高強(qiáng)度的鈦銅。 因此，最后的時(shí)效處理是重要的，通過最終的固溶化處理使鈦充分固溶在母相中，時(shí)效處理中，在適當(dāng)?shù)臏囟群蜁r(shí)間下，產(chǎn)生最大限度的旋節(jié)線分解是重點(diǎn)。若溫度低、時(shí)間過短則在時(shí)效處理中，通過旋節(jié)線分解產(chǎn)生的調(diào)制結(jié)構(gòu)的生長(zhǎng)容易不充分，通過升高溫度、延長(zhǎng)時(shí)間，由旋節(jié)線分解產(chǎn)生的調(diào)制結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)，由此維持適當(dāng)?shù)膹澢庸ば缘耐瑫r(shí)，強(qiáng)度升高。但是，若材料的溫度過高、時(shí)間過長(zhǎng)則對(duì)強(qiáng)度沒有那么大作用的β，相、使彎曲加工性變差的 β相容易析出，強(qiáng)度不升高，或強(qiáng)度減小的同時(shí)彎曲加工性變差。另一面，本發(fā)明中，在最終的固溶化處理后實(shí)施熱處理，預(yù)先產(chǎn)生旋節(jié)線分解，然后進(jìn)行以往水平的冷軋、以往水平的時(shí)效處理或與此相比溫度低、時(shí)間短的時(shí)效處理，由此提高鈦銅的強(qiáng)度。即，其中，根據(jù)鈦銅的合金組成，并非進(jìn)行熱處理至其硬度達(dá)到峰附近的處理?xiàng)l件，而是在其的前階段(形成亞時(shí)效的條件下)結(jié)束熱處理。若對(duì)固溶化處理后的鈦銅進(jìn)行熱處理，則隨著旋節(jié)線分解的進(jìn)行，電導(dǎo)率升高，因此，本發(fā)明中，以熱處理前后的電導(dǎo)率的變化為指標(biāo)來規(guī)定適當(dāng)?shù)臒崽幚淼某潭?。根?jù)本發(fā)明人的研究，熱處理優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高0. 5 8% IACS的條件下進(jìn)行。而且，若為β ’相、β相少量析出的程度則無問題，但是若大量析出則得不到本發(fā)明所需的強(qiáng)度提高效果，或即使強(qiáng)度提高，加工性也顯著變差，因此更優(yōu)選在升高1 4% IACS的條件下進(jìn)行。對(duì)應(yīng)于這種電導(dǎo)率的升高的具體的加熱條件為材料溫度300 700°C、加熱0. 001 12小時(shí)的條件。通過亞時(shí)效實(shí)現(xiàn)的適當(dāng)?shù)碾妼?dǎo)率的升高的程度如下規(guī)定。即，本實(shí)施方式的熱處
理，在鈦濃度(質(zhì)量％)為[Ti]時(shí)，電導(dǎo)率的升高值IACS)可以滿足以下的關(guān)系式 ⑴。0. 5 彡 C 彡(-0. 50[TiJ2-O. 50[Ti] +14) (1)根據(jù)上述(1)式，例如Ti濃度為2. 0質(zhì)量％時(shí)，優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高0. 5 11% IACS的條件下進(jìn)行，Ti濃度為3. 0質(zhì)量％時(shí)，優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高0. 5 8% IACS的條件下進(jìn)行，Ti濃度為4. 0質(zhì)量％時(shí)，優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高0. 5 4% IACS的條件下進(jìn)行。更優(yōu)選本實(shí)施方式的熱處理，在鈦濃度(質(zhì)量％ )為[Ti]時(shí)，電導(dǎo)率的升高值 C(% IACS)可以滿足以下的關(guān)系式O)。1. 0 彡 C 彡(0. 25 [Ti]2_3· 75 [Ti] +13) (2)根據(jù)上述(2)式，例如Ti濃度為2.0質(zhì)量％時(shí)，優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高1.0 6. 5% IACS的條件下進(jìn)行，Ti濃度為3. 0質(zhì)量％時(shí)，優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高1. 0 4% IACS的條件下進(jìn)行，Ti濃度為4. 0質(zhì)量％時(shí)，優(yōu)選在使電導(dǎo)率升高1. 0 2% IACS的條件下進(jìn)行。而且，最終的固溶化處理后的熱處理中，進(jìn)行銅合金的硬度形成峰的時(shí)效時(shí)，電導(dǎo)率的差例如在Ti濃度2. 0質(zhì)量％下升高13% IACS,Ti濃度3. 0質(zhì)量％下升高10% IACS, Ti濃度4. 0質(zhì)量％下升高5 % IACS左右。即，本實(shí)施方式的最終固溶化處理后的熱處理，與硬度形成峰的時(shí)效相比，對(duì)銅合金提供的熱量非常小。本實(shí)施方式的熱處理中，在高溫(例如400°C以上)短時(shí)間(0.5小時(shí)以下)內(nèi)進(jìn)行熱處理，由此可以制造高強(qiáng)度的鈦銅。由此熱處理優(yōu)選在以下的任意一個(gè)條件下進(jìn)行。材料溫度為300°C以上且低于400°C、加熱0. 5 12小時(shí)材料溫度為400°C以上且低于500°C、加熱0. 01 0. 5小時(shí)材料溫度為500°C以上且低于600°C、加熱0. 005 0. 01小時(shí)材料溫度為600°C以上且低于700°C、加熱0. 001 0. 005小時(shí)熱處理更優(yōu)選在以下的任意一個(gè)條件下進(jìn)行。材料溫度為400°C以上且低于450°C、加熱0. 25 0. 5小時(shí)材料溫度為450°C以上且低于500°C、加熱0. 01 0. 25小時(shí)
材料溫度為500°C以上且低于550°C、加熱0. 0075 0. 01小時(shí)材料溫度為550°C以上且低于600°C、加熱0. 005 0. 0075小時(shí)材料溫度為600°C以上且低于650°C、加熱0. 0025 0. 005小時(shí)以下對(duì)每個(gè)步驟的優(yōu)選實(shí)施方式進(jìn)行說明。1)錠制造步驟通過熔解以及鑄造進(jìn)行的錠的制造基本上在真空中或惰性氣體氣氛中進(jìn)行。若熔解中存在添加元素的熔化殘留，則對(duì)于強(qiáng)度的提高不能有效地發(fā)揮作用。由此，為了消除熔化殘留，F(xiàn)e、Cr等高熔點(diǎn)的添加元素必須在添加后充分地進(jìn)行攪拌，且保持一定時(shí)間。另一方面，Ti由于比較容易熔化在Cu中，可以在第三元素組的熔解后添加。因此，在Cu中以 0 0. 50質(zhì)量％的總含量添加選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1 種或2種以上，然后以2. 0 4. 0質(zhì)量％的含量添加Ti來制造錠。2)均勻化退火以及熱軋其中，優(yōu)選盡可能消除凝固偏析、鑄造中產(chǎn)生的結(jié)晶物。這是為了在之后的固溶化處理中，微細(xì)且均勻地分散第二相粒子的析出，對(duì)于防止混粒來說也具有效果。錠制造步驟之后，優(yōu)選在加熱至900 970°C進(jìn)行3 M小時(shí)均勻化退火后，實(shí)施熱軋。為了防止液體金屬脆性，優(yōu)選在熱軋前以及熱軋中設(shè)為960°C以下，且從原厚度直至整體的加工度為90%的道次設(shè)為900°C以上。而且，為了在每個(gè)道次中產(chǎn)生適度的重結(jié)晶、 有效地降低Ti的偏析，可以以每個(gè)道次的壓下量為10 20mm來實(shí)施。3)第一固溶化處理然后，優(yōu)選適當(dāng)重復(fù)進(jìn)行冷軋和退火后進(jìn)行固溶化處理。其中，預(yù)先進(jìn)行固溶化的原因在于，降低最終的固溶化處理的負(fù)擔(dān)。即，最終的固溶化處理并非用于使第二相粒子固溶的熱處理，由于已經(jīng)固溶化，若維持該狀態(tài)的同時(shí)僅產(chǎn)生重結(jié)晶即可，因此進(jìn)行輕度的熱處理即可。具體地說，第一固溶化處理可以在850 900°C的加熱溫度下進(jìn)行2 10分鐘。 此時(shí)的升溫速度和冷卻速度優(yōu)選極力加速、使得第二相粒子不會(huì)析出。4)中間軋制最終的固溶化處理前的中間軋制中的加工度越高，則最終的固溶化處理中的第二相粒子越是均勻且微細(xì)地析出。但是若加工度太高，進(jìn)行最終的固溶化處理時(shí)重結(jié)晶集合組織生長(zhǎng)，產(chǎn)生塑性各向異性，有可能損害加壓整形性。因此，中間軋制的加工度優(yōu)選為 70 99%。加工度以{((軋制前的厚度-軋制后的厚度)/軋制前的厚度)X 100% }定義。5)最終的固溶化處理最終的固溶化處理中，優(yōu)選使析出物完全固溶，但是若加熱至高溫直至完全消除析出物，則由于晶粒粗大化，使加熱溫度為第二相粒子組成的固溶限附近的溫度(Ti的添加量為2.0 4.0質(zhì)量％的范圍時(shí)，Ti的固溶限與添加量相等的溫度(固溶限溫度)為 730 840°C左右，例如Ti的添加量為3. 0質(zhì)量％時(shí)為800°C左右)。而且，若迅速加熱至該溫度、冷卻速度也加快，則粗大的第二相粒子的產(chǎn)生得到抑制。不限于以下的條件，但典型地說，固溶化前的銅合金原料可以加熱至比550 1000°C的Ti的固溶限溫度高0 20°C的溫度、優(yōu)選高0 10°C的溫度。此外，固溶溫度下的加熱時(shí)間越短則晶粒越微細(xì)化。因此， 優(yōu)選將材料在550 1000°C的Ti的固溶限大于添加量的溫度下加熱0. 5 3分鐘后進(jìn)行水冷。6)熱處理最終的固溶化處理后進(jìn)行熱處理。熱處理的條件如上所述。7)最終的冷軋上述熱處理后進(jìn)行最終的冷軋。通過最終的冷加工，可以提高鈦銅的強(qiáng)度。此時(shí)， 加工度小于10%時(shí)，得不到充分的效果，因此優(yōu)選使加工度為10%以上。但是，加工度越高則在以下的時(shí)效處理中越易產(chǎn)生晶界析出，因此加工度為50%以下，更優(yōu)選為25%以下。8)時(shí)效處理最終的冷軋后進(jìn)行時(shí)效處理。時(shí)效處理的條件可以為慣用的條件，但是若與以往相比輕度進(jìn)行時(shí)效處理，則強(qiáng)度和彎曲加工性的平衡進(jìn)一步提高。具體地說，時(shí)效處理優(yōu)選在材料溫度四0 400°C下加熱3 12小時(shí)的條件下進(jìn)行。不進(jìn)行時(shí)效時(shí)、時(shí)效處理時(shí)間短(小于2小時(shí))時(shí)或時(shí)效處理溫度低(低于^KTC )時(shí)，強(qiáng)度和電導(dǎo)率有可能降低。此夕卜，時(shí)效時(shí)間長(zhǎng)(13小時(shí)以上)或時(shí)效溫度高時(shí)以上)，電導(dǎo)率升高，但是強(qiáng)度有可能降低。時(shí)效處理更優(yōu)選在以下的任意一個(gè)條件下進(jìn)行。材料溫度為290°C以上且低于320°C、加熱7 12小時(shí)材料溫度為320°C以上且低于340°C、加熱6 11小時(shí)材料溫度為340°C以上且低于360°C、加熱5 8小時(shí)材料溫度為360°C以上且低于400°C、加熱2 7小時(shí)時(shí)效處理更優(yōu)選在以下的任意一個(gè)條件下進(jìn)行。材料溫度為290°C以上且低于320°C、加熱8 11小時(shí)材料溫度為320°C以上且低于340°C、加熱7 10小時(shí)材料溫度為340°C以上且低于360°C、加熱6 7小時(shí)材料溫度為360°C以上且低于400°C、加熱3 7小時(shí)而且，若為所屬領(lǐng)域的技術(shù)人員，則可以理解在上述各步驟的間隔可以適當(dāng)進(jìn)行用于除去表面的氧化皮的研磨、拋光、噴丸酸洗等步驟。本發(fā)明的銅合金的特性通過本發(fā)明的制造方法得到的銅合金在一實(shí)施方式中可以兼具以下的特性。(A)軋制平行方向的0. 2%耐力為900 1250MPa(B)進(jìn)行Badway的W彎曲試驗(yàn)，不產(chǎn)生裂紋的最小半徑(MBR)與板厚⑴之比 MBR/t 值為 0. 5 2. 5通過本發(fā)明的制造方法得到的銅合金的一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中可以兼具以下的特性。(A)軋制平行方向的0. 2%耐力為900 1050MPa(B)進(jìn)行Badway的W彎曲試驗(yàn)，不產(chǎn)生裂紋的最小半徑(MBR)與板厚⑴之比 MBR/t 值為 0. 5 2. 0通過本發(fā)明的制造方法得到的銅合金在進(jìn)一步另外優(yōu)選的一實(shí)施方式中可以兼具以下的特性。(A)軋制平行方向的0. 2%耐力為1050 1250MPa
(B)進(jìn)行Badway的W彎曲試驗(yàn)，不產(chǎn)生裂紋的最小半徑(MBR)與板厚⑴之比 MBR/t 值為 1. 5 2. 5通過本發(fā)明的制造方法得到的銅合金通常電導(dǎo)率為9 18% IACS，典型地為 10 15% IACS0本發(fā)明的銅合金的用涂本發(fā)明的銅合金可以加工為各種板厚的鍛制銅，作為各種電子元件的材料是有用的。本發(fā)明的銅合金特別是作為要求高尺寸精度的小型的彈性材料是優(yōu)異的，不加以限定， 但是可以合適地用作開關(guān)、連接器、插座、端子、繼電器等的材料。[實(shí)施例]以下對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例和比較例進(jìn)行說明，但是這些實(shí)施例是為了更好地理解本發(fā)明及其優(yōu)點(diǎn)而提供的，并非用于限定發(fā)明。例1 (制造步驟對(duì)鈦銅特性的影響)制造本發(fā)明例的銅合金時(shí)，添加活性金屬Ti作為第二成分，因此熔解時(shí)使用真空熔解爐。此外，為了防止由于本發(fā)明中規(guī)定的元素以外的雜質(zhì)元素的混入而產(chǎn)生預(yù)想不到的副作用，嚴(yán)格選擇純度比較高的原料來使用。首先，在Cu中以表1所示的組成分別添加Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Zr、Si、 B和P后，分別添加表1所示組成的Ti。充分考慮添加后的保持時(shí)間使得添加元素?zé)o熔化殘留后，將它們?cè)贏r氣氛中中注入到鑄模中，分別制造約^g的錠。[表1]
權(quán)利要求
1.銅合金，其含有2.0 4. 0質(zhì)量％的Ti，總計(jì)含有0 0. 5質(zhì)量％作為第三元素的選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中的1種以上，剩余部分包含銅和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，軋制面的電解拋光后的表面的通過電子顯微鏡進(jìn)行的組織觀察中，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子的個(gè)數(shù)密度⑴為0. 04 0. 11個(gè)/ μ m2，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子沿著晶界析出的個(gè)數(shù)比率⑴為45 80%。
2.如權(quán)利要求1所述的銅合金，所述銅合金如下制造，在550 1000°C下進(jìn)行加熱至比Ti的固溶限與添加量相同的固溶限溫度高0 20°C的溫度并驟冷的固溶化處理，在固溶化處理之后，進(jìn)行使電導(dǎo)率提高的熱處理，使得在鈦濃度(質(zhì)量％ )為[Ti]時(shí)， 電導(dǎo)率的升高值IACS)滿足以下的關(guān)系式 0. 5 彡 C 彡(-0. 50[Ti]2-0. 50[Ti]+14)， 在熱處理之后進(jìn)行最終冷軋， 在最終冷軋之后進(jìn)行時(shí)效處理。
3.鍛制銅，其使用權(quán)利要求1或2所述的銅合金。
4.電子元件，其使用權(quán)利要求1或2所述的銅合金制造。
5.連接器，其使用權(quán)利要求1或2所述的銅合金制造。
全文摘要
本發(fā)明提供可以實(shí)現(xiàn)鈦銅的特性改善的新型銅合金、鍛制銅、電子元件和連接器。該銅合金為含有2.0～4.0質(zhì)量％的Ti，總計(jì)含有0～0.5質(zhì)量％作為第三元素的選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中的1種以上，剩余部分包含銅和不可避免的雜質(zhì)的銅合金，其特征在于，軋制面的電解拋光后的表面的通過電子顯微鏡進(jìn)行的組織觀察中，粒徑為0.5μm以上的第二相粒子的個(gè)數(shù)密度(X)為0.04～0.11個(gè)/μm2，粒徑為0.5μm以上的第二相粒子沿著晶界析出的個(gè)數(shù)比率(Y)為45～80％。
文檔編號(hào)C22C9/00GK102465215SQ20111034231
公開日2012年5月23日 申請(qǐng)日期2011年10月28日 優(yōu)先權(quán)日2010年10月29日
發(fā)明者堀江弘泰, 江良尚彥 申請(qǐng)人:Jx日礦日石金屬株式會(huì)社