銅鋅合金的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種銅合金，其經(jīng)過(guò)熱機(jī)械處理，包含（以重量%計(jì)）15.5至36.0%重量的Zn、0.3至3.0%重量的Sn、0.1至1.5%重量的Fe、也可選擇地0.001至0.4%重量的P、也可選擇地0.01至0.1%重量的Al、也可選擇地0.01至0.3%重量的Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、Ti、Mn、也可選擇地0.05至0.5%重量的Ni、剩余的銅和不可避免的雜質(zhì)，其中合金顯微組織的特征在于：主要織構(gòu)層的比例是至少10%體積的銅層、至少10%體積的S/R層、至少5%體積的黃銅層、至少2%體積的Goss層、至少2%體積的22RD方塊層和至少0.5%體積的方塊層，以及，精細(xì)地分布的含鐵顆粒包含在合金基體中。
【專利說(shuō)明】銅鋅合金
[0001]本發(fā)明根據(jù)權(quán)利要求1的前文涉及一種銅合金。
[0002]包括終端觸點(diǎn)的電子部件形成信息技術(shù)的基礎(chǔ)。對(duì)于每個(gè)終端觸點(diǎn)需要考慮的最重要因素之一是以最低的成本優(yōu)化實(shí)施方式。隨著價(jià)格的持續(xù)壓力，需求存在于電子行業(yè)中，尤其存在于具有期望性能且還具有成本效益的這種材料的可替代材料中。合金的期望性能例如是高導(dǎo)電和高導(dǎo)熱率以及進(jìn)一步的高抗應(yīng)力松弛性能和高抗拉強(qiáng)度。通常地，銅合金用作終端線夾和也用在其它電氣和熱應(yīng)用中，因?yàn)槠湔w上出色的耐腐蝕性、高的導(dǎo)電和導(dǎo)熱率以及良好的存儲(chǔ)和磨損品質(zhì)。銅合金也是合適的，因?yàn)槠淞己玫睦淝邢骰驘崆邢餍阅芗捌淞己玫淖冃涡阅堋?br> [0003]從公開(kāi)文件EP I 290 234 BI中已知銅合金，其已經(jīng)顯示了具有高導(dǎo)電性、高抗拉強(qiáng)度和高成形加工強(qiáng)度的其它典型銅合金的最具成本效益的替代物。該合金包含13至15%的鋅、0.7至0.9%的錫、0.7至0.9%的鐵以及銅的剩余平衡物。由于在目前市場(chǎng)上的鋅具有比較低的金屬價(jià)格，所以可以節(jié)省基礎(chǔ)材料的成本。
[0004]從專利說(shuō)明文件US3，816，109中已知具有至多15.0%的鋅比例的銅合金。鐵的含量在1.0至2.0%之間。通過(guò)使用這樣的成分，獲得了比較良好的導(dǎo)電性，結(jié)合了足夠的抗拉強(qiáng)度。
[0005]此外，從專利說(shuō)明文件US6，132，528中已知銅-錫-鐵-鋅合金，其具有達(dá)到35.0%的較高的鋅含量。鐵的比例在1.6%和4.0%之間。在已經(jīng)澆鑄后加入鐵，將具有獲得晶粒細(xì)化的功能。
[0006]本發(fā)明的目的在于以這種方式改進(jìn)銅合金以針對(duì)抗應(yīng)力松弛性能和進(jìn)一步的材料性能對(duì)其進(jìn)行改進(jìn)。尤其當(dāng)該合金作為帶料加工時(shí)，其針對(duì)青銅CuSn4(C51100)和CuSn6(C51900)的技術(shù)性能來(lái)定位，同時(shí)具有低的金屬價(jià)格。此外，制造途徑將盡可能地簡(jiǎn)單。關(guān)于抗拉強(qiáng)度，其值為600MPa，導(dǎo)電率至少是20%IACS。此外，被作為帶料處理的銅合金能很好地彎曲并且能夠作為彈性材料來(lái)使用。
[0007]本發(fā)明由權(quán)利要求1的特征來(lái)表示。關(guān)于其的進(jìn)一步從屬權(quán)利要求涉及本發(fā)明的有利實(shí)施方式和改進(jìn)。
[0008]本發(fā)明包括銅合金，其經(jīng)過(guò)熱機(jī)械處理，包含(以重量％計(jì)):
[0009]15.5 至 36.0% 重量的 Zn,
[0010]0.3 至 3.0% 重量的 Sn，
[0011]0.1 至 1.5% 重量的 Fe，
[0012]也可選擇地0.001至0.4%重量的P，
[0013]也可選擇地0.01至0.1%重量的Al，
[0014]也可選擇地0.01 至 0.3% 重量的 Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、T1、Mn，
[0015]也可選擇地0.05至0.5%重量的Ni，
[0016]剩余的銅和不可`避免的雜質(zhì)，其中，合金的顯微組織的特征在于:主要織構(gòu)層的比例是:
[0017]至少10%體積的銅層，[0018]至少10%體積的S/R層，
[0019]至少5%體積的黃銅層，
[0020]至少2%體積的鑄造層，
[0021 ] 至少2%體積的22RD方塊層，
[0022]至少0.5%體積的方塊層，以及
[0023]精細(xì)地分布的含鐵的顆粒包含在合金基體中。 [0024]根據(jù)本發(fā)明的銅合金首先涉及帶料、線料或管狀材料，具有主要成分銅、鋅、錫和鐵。尤其根據(jù)獲得可以容易地成形的單相合金的標(biāo)準(zhǔn)，在該合金中選擇含量在15.5和36.0%之間的鋅。單相基本顯微組織包括α相?；撅@微組織也必須適用于吸收其它元素最細(xì)小的可能的沉淀物。顯示了鋅含量不應(yīng)超過(guò)36.0%，因?yàn)榉駝t將導(dǎo)致合金中出現(xiàn)較差的相組成。在優(yōu)選實(shí)施方式中，鋅的含量最多不得超過(guò)32.0%。尤其在鋅含量超過(guò)特定值的情況下出現(xiàn)脆性β相，這在本文中是不期望的。另外一個(gè)方面，具有30.0%鋅的合金變型的大量實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示期望的性能仍然被保證。該合金的重要性能是其抗應(yīng)力松弛性能和抗應(yīng)力開(kāi)裂腐蝕性能。另外一個(gè)方面，在根據(jù)本發(fā)明的解決方案中也提出了經(jīng)濟(jì)方面。因此，鋅元素目前仍然可以在市場(chǎng)上以合理的價(jià)格購(gòu)買并獲得，以便因此生產(chǎn)金屬價(jià)格更優(yōu)惠的合金，其至少具有至今為止已知合金的性能。因此，根據(jù)本發(fā)明的合金比傳統(tǒng)的銅-錫-磷合金具有更低的金屬價(jià)格。該材料性能也針對(duì)這些合金來(lái)定位。
[0025]從技術(shù)方面來(lái)看，根據(jù)本發(fā)明的錫含量較高的合金影響到了強(qiáng)度和抗松弛性能。在另外一個(gè)方面，錫含量不應(yīng)超過(guò)3.0%，因?yàn)閷?dǎo)電性和彎曲能力并沒(méi)有因此受到負(fù)面的影響。原則上，錫的濃度應(yīng)保持盡可能低，然而，仍然可以在比例小于0.3%處期望沒(méi)有對(duì)合金性能發(fā)生實(shí)質(zhì)性的影響。
[0026]比較于典型的黃銅，鐵負(fù)責(zé)沉淀顆粒的形成并因此負(fù)責(zé)松弛性能的改進(jìn)。沉淀形成可以在制造過(guò)程期間控制和優(yōu)化。特別地，在隨后是靶向冷卻的熱軋壓步驟期間在該合金中形成沉淀物。在合金中活躍的退火機(jī)理首先由鐵元素體現(xiàn)。
[0027]在合金基體中出現(xiàn)的含鐵的顆粒在亞微米范圍內(nèi)形成。可選擇地包含在合金中的其它元素利用處理控制可以導(dǎo)致合金性能的進(jìn)一步改進(jìn)，或者也可以在熔化階段在生產(chǎn)過(guò)程期間顯示其效果。進(jìn)一步的關(guān)鍵性能在于帶料的彎曲能力，其尤其在鋅含量較高的情況下得到改進(jìn)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，對(duì)于低和高的鋅含量，在合金中都出現(xiàn)大致相同水平的殘余應(yīng)力。必要的是，相對(duì)于典型的黃銅，根據(jù)本發(fā)明的合金的抗松弛抗性能得到顯著地改進(jìn)并且僅僅稍微低于青銅的典型值。該黃銅合金的抗松弛性能因此在錫青銅的可商業(yè)地獲得的范圍內(nèi)。
[0028]根據(jù)本發(fā)明，合金中的特定重量被放置在其顯微組織上，其顯示了在處理步驟的作用下主要織構(gòu)層的特殊組合。該織構(gòu)由于實(shí)施不同的熱軋壓工藝而在熱機(jī)械處理期間的制造中形成。軋壓成形加工步驟可以一方面包括冷軋壓步驟和中間退火步驟以及另外一個(gè)方面包括與進(jìn)一步的冷軋壓步驟和中間退火步驟結(jié)合的熱軋壓過(guò)程。根據(jù)本發(fā)明的具有指定主要織構(gòu)層的合金的形成必須適合加工技術(shù)，該加工技術(shù)精確地用于形成結(jié)合各自的軋壓減量程度的精細(xì)地分布的含鐵的顆粒。因此僅僅可以獲得期望的性能組合的最佳效果。
[0029]例如，因?yàn)閺椈傻膭偠燃捌涑休d能力因此被確定，所以，期望的材料參數(shù)尤其對(duì)彈簧構(gòu)件的設(shè)計(jì)有利。在所得到的織構(gòu)層和由此產(chǎn)生的力學(xué)性能各向異性之間存在緊密的關(guān)系。在實(shí)施根據(jù)其堆垛層錯(cuò)能的高度軋壓變形后，立方面心金屬通常形成兩個(gè)不同的織構(gòu)類型。在具有中等的至高等的堆垛層錯(cuò)能的金屬(諸如鋁和銅)中，發(fā)現(xiàn)所謂的銅軋壓織構(gòu)，其包括理想層、所謂的黃銅層以及進(jìn)一步的S層和銅層。第二種限制類型是所謂的合金軋壓織構(gòu)，其由低堆垛層錯(cuò)能的金屬材料形成，其也包括大部分的銅合金，并且基本包括黃銅層。最近，對(duì)銅和銅鋅合金的織構(gòu)研究以及進(jìn)一步對(duì)銅和CuZn30的電子顯微鏡研究顯示:在較低程度的成形加工期間，CuZn30對(duì)銅的顯微組織和紋理形成表現(xiàn)相似，并且，由于隨后開(kāi)始的孿生帶和剪切帶的形成，典型的黃銅軋壓織構(gòu)首先產(chǎn)生中等的至高等的軋壓。在較低程度的軋壓處，也期望因此在具有較低堆垛層錯(cuò)能的銅合金中出現(xiàn)混合織構(gòu)類型。
[0030]因此，在根據(jù)本發(fā)明的合金的帶料中，產(chǎn)生了特別地有利的織構(gòu)和機(jī)械性能的定向依賴。在作為一方面的銅層和另外一方面的黃銅層的極限情況之間的混合織構(gòu)的織構(gòu)類型通過(guò)較低程度的軋壓減量形成。直接地依賴于其產(chǎn)生了各自有利的性能。
[0031]特別的優(yōu)點(diǎn)在于根據(jù)本發(fā)明的合金的抗應(yīng)力松弛性能極大地優(yōu)良于不含錫和不含鐵的銅鋅合金，并且該合金同時(shí)比銅-錫-磷合金具有更低的金屬價(jià)格。出人意料地，根據(jù)本發(fā)明的Cu-Zn-Sn-Fe材料也顯示比在可比產(chǎn)品中所使用的錫青銅更有利的強(qiáng)度降低作用。在重結(jié)晶的開(kāi)始時(shí)產(chǎn)生的強(qiáng)度損失在任何情況下都偏小。出現(xiàn)在合金基體中的含鐵的顆粒一定被形成足夠小(在亞微米范圍內(nèi))從而確保良好的鍍錫能力和加工能力以形成插頭連接器。在該基體成分中，在熱浸鍍錫期間利用合金基體中的銅可以形成期望的金屬間相。在利用以下回流處理對(duì)錫進(jìn)行電鍍的情況下，有利的金屬間相也均勻地在整個(gè)表面上形成。表面可以均勻地被鍍錫的重要要求是:小顆粒在軋壓方向上在基體中在機(jī)械成形加工期間借助熱軋壓或冷軋壓不發(fā)生任何實(shí)質(zhì)性的伸長(zhǎng)。與根據(jù)本發(fā)明位于溶液外側(cè)更大比例的鐵相比，干擾鍍錫的更大鐵顆粒不發(fā)生線形加寬。
[0032]在本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施方式中，錫的含量可以是0.7%至1.5%并且鐵的含量可以是0.5%至0.7%。錫在指定范圍內(nèi)的含量較低因此特別是有利的，因?yàn)橐赃@樣的方式進(jìn)一步改進(jìn)了合金的導(dǎo)電性和彎曲能力。選擇特定的鐵含量以在合金基體中形成特別精細(xì)的含鐵的顆粒。然而，這些顆粒仍然具有大幅度地改進(jìn)機(jī)械性能的尺寸。
[0033]鋅的含量可以有利地在21.5%和31.5%之間。尤其在該范圍內(nèi)，仍然確定的是可以制成包含α相的期望的單相合金。這種合金可以更容易地成形并且仍然適用于含鐵的顆粒的精細(xì)沉淀分布。此外，鋅的含量可以有利地在28.5%和31.5%之間。
[0034]在本發(fā)明的進(jìn)一步有利的實(shí)施方式中，黃銅層和銅層的主要織構(gòu)層的比例的比值可以小于I。對(duì)于具有類似成分的已知黃銅合金(但不存在鐵沉淀物)，該商數(shù)顯示了該合金的特殊特征。盡管在可比實(shí)驗(yàn)中，純的CuZn30合金具有大于1.2的商數(shù)，但是期望的機(jī)械性能形成在黃銅層和銅層的比值更小的帶料中，。從而確定了彈性材料的剛度水平和承載能力。
[0035]黃銅層和銅層的主要織構(gòu)層的比例的比值可以有利地在0.4和0.90之間。合金的特別有利的機(jī)械性能在規(guī)定的范圍內(nèi)形成。
[0036]在本發(fā)明的有利實(shí)施方式中，可以在合金基體中提供密度至少是0.5顆粒/μ Hi2的具有小于Iym直徑的精細(xì)地分布的含鐵的顆粒。合金中的顆粒的尺寸及其分布的組合最終影響機(jī)械性能。具有小于Iym直徑的所描述的精細(xì)分布率宣稱超過(guò)99%并且為了有利的性能首先限定。在典型的情況下，精細(xì)地分布的含鐵的顆粒的平均顆粒直徑甚至小于50nm至lOOnm。如果這樣小的顆粒借助熱軋壓或冷軋壓實(shí)施機(jī)械成型，則它們不會(huì)在軋壓方向上發(fā)生任何顯著的拉伸，由此導(dǎo)致表面具有良好鍍錫能力。
[0037]合金基體的平均粒徑可以有利地小于10 μ m。然而，平均粒徑尺寸更優(yōu)選地至多是5μπι。通過(guò)將合金基體的粒徑和精細(xì)地分布的含鐵的顆粒尺寸及其分布進(jìn)行組合，可以獲得合金的機(jī)械承載能力、導(dǎo)電性、抗應(yīng)力松弛性能和彎曲能力等性能的最佳狀態(tài)?；诒?至4將更詳細(xì)地解釋本發(fā)明的進(jìn)一步示例性實(shí)施方式。
[0038]在表中:[0039]表1列出了以重量％計(jì)的所檢測(cè)的銅合金成分；
[0040]表2列出了在最后冷軋壓至最后厚度并且以250°C /3小時(shí)退火后，根據(jù)表1的合金的性能；
[0041]表3列出了在最后冷軋壓至最后厚度并且以300°C /5分鐘退火后，根據(jù)表1的合金的性能；
[0042]表4列出了以來(lái)自表3中合金的體積百分比表示的主要織構(gòu)層。
[0043]各實(shí)施例和對(duì)比實(shí)施例的成分可以從表1推斷；最后狀態(tài)的結(jié)果包含在表2和3中。
[0044]對(duì)比實(shí)施例1 (CuZn23.5Snl.0):細(xì)粒度
[0045]合金部件被熔化在石墨i甘禍中，并隨后經(jīng)由Ta_ann法在鋼錠模中鑄造實(shí)驗(yàn)室樣品塊。實(shí)驗(yàn)室塊樣品的成分為75.47%的Cu-23.47%的Zn-L 06%的Sn(見(jiàn)表1)。在打磨至22mm的厚度后，將樣品在700_800°C下熱軋壓至12mm,并隨后打磨至10mm。
[0046]在冷軋壓至1.8mm后，合金以500°C/3小時(shí)被退火。在粒徑為30-35 μ m和導(dǎo)電率為26.5%IACS時(shí)獲得了 109MPa的屈服強(qiáng)度。在隨后冷軋壓至0.33mm并以320°C /3小時(shí)退火后，在2-3 μ m的粒徑和27.3%IACS的導(dǎo)電率時(shí)的屈服強(qiáng)度為311MPa。
[0047]在軋壓至最后厚度且以300°C /5分鐘回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在19.3%的AlO伸長(zhǎng)率且25.P/oIACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得541MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑minBR相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度t (!1^1^1?八垂直/平行)是0.4/1.2?？箲?yīng)力松弛性能在IOO0C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的92.3%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的82.1%。對(duì)于40%的先前冷變形，在4.6%的AlO伸長(zhǎng)率、24.8% IACS的導(dǎo)電率和1.5/7.5的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得622MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的90.2%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的79.8%。
[0048]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)回火后，對(duì)于24%的先前冷變形，在9.8%的AlO伸長(zhǎng)率且25.3%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得586MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是0.4/2.8。
[0049]對(duì)比實(shí)施例2 (CuZn23.5Snl.0):粗粒度
[0050]該成分相應(yīng)于對(duì)比實(shí)施例1中的成分，該制造與對(duì)比實(shí)施例1中的相同，直到冷軋壓至0.33mm。然而，比較于對(duì)比實(shí)施例1，第二次退火沒(méi)有以320°C /3小時(shí)實(shí)施，而是以520 0C /3小時(shí)實(shí)施。
[0051]以520°C /3小時(shí)退火后，在45 μ m的粒徑和27.9%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，屈服強(qiáng)度是106MPa。
[0052]在軋壓至最后厚度且以300°C /5分鐘回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在33.7%的AlO伸長(zhǎng)率且26.9%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得378MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.4/1.6?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的94.7%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的93.0%。
[0053]對(duì)于40%的先前冷變形，在10.2%的AlO伸長(zhǎng)率、26.5% IACS的導(dǎo)電率和
3.5/4.0的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得503MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C/1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的96.1%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的91.2%。
[0054]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)回火后，對(duì)于24%的先前冷變形，在29.5%的AlO伸長(zhǎng)率且27.3%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得402MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.8/2.8?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的98.7%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的93.5%。對(duì)于40%的先前冷變形，在8.3%的AlO伸長(zhǎng)率、26.4%IACS的導(dǎo)電率和4.5/6.0的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得517MPa的屈服強(qiáng)度。抗應(yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的96.8%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的91.9%。
[0055]將對(duì)比實(shí)施例1和對(duì)比實(shí)施例2進(jìn)行對(duì)比表明在第二次退火后，比較于粗粒度顯微組織，細(xì)粒度顯微組織的屈服強(qiáng)度提高了 200MPa。變形24%的樣品的下述冷變形將該差值減少至仍然160MPa，并且變形40%的樣品的下述冷變形將該差值減少至llOMPa。在以3000C /5分鐘退火后的最終狀態(tài)下，利用40%的軋壓減量的粗粒度制造(503MPa)以及進(jìn)一步利用24%的軋壓減量的細(xì)粒度制造(541MPa)都可獲得大約520MPa的可比屈服強(qiáng)度。然而，同時(shí)，比較于粗粒度制造期間的10.2%的AlO伸長(zhǎng)率，細(xì)粒度制造期間的19.3%的AlO伸長(zhǎng)率是更有利的。對(duì)于細(xì)粒度制造，最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是0.4/1.2，其比較于最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是3.5/4的粗粒度制造是同樣有利的。對(duì)于在100°C /1000小時(shí)后具有96.1%的殘余應(yīng)力(細(xì)粒度:92.3%的殘余應(yīng)力)的粗粒度顯微組織以及在120°C/1000小時(shí)后具有91. 2%的殘余應(yīng)力(細(xì)粒度:82.1%的殘余應(yīng)力)的粗粒度顯微組織，只有抗應(yīng)力松弛性能是稍微更有利的。
[0056]實(shí)施例3 (CuZn23.5Snl.0Fe0.6):細(xì)粒度
[0057]合金部件被熔化在石墨i甘禍中，并隨后經(jīng)由Ta_ann法在鋼錠模中鑄造實(shí)驗(yàn)室樣品塊。實(shí)驗(yàn)室塊樣品的成分為75.95%的Cu-23.40%的Zn-L 06%的Sn-0.59%的Fe(見(jiàn)表I)。在打磨至22mm的厚度后，將樣品在700-800°C下熱軋壓至12mm，并隨后打磨至10mm。在熱軋壓后顯微組織顯示〈I μ m的更小顆粒。借助于EDX，〈I μ m的顆粒被識(shí)別為含鐵的。在冷軋壓至1.8mm后，合金以500°C /3小時(shí)被退火。在5_15 μ m的粒徑和24.2%IACS的導(dǎo)電率時(shí)獲得了 304MPa的屈服強(qiáng)度。在隨后冷軋壓至0.33mm并以520°C /3小時(shí)退火后，在3-4 μ m的粒徑和24.3%IACS的導(dǎo)電率時(shí)的屈服強(qiáng)度為339MPa。
[0058]在軋壓至最后厚度且以300°C /5分鐘回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在10.5%的AlO伸長(zhǎng)率且22.9%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得623MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.4/3.6?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的90.7%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的79.2%。
[0059]對(duì)于40%的先前冷變形，在6.5%的AlO伸長(zhǎng)率、22.8%IACS的導(dǎo)電率和4/10的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得686MPa的屈服強(qiáng)度。
[0060]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)退火后，對(duì)于24%的先前冷變形，在9.4%的AlO伸長(zhǎng)率且23.2%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得632MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是3.2/4.8。抗應(yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的90.8%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的80.1%。對(duì)于40%的先前冷變形，在2.8%的AlO伸長(zhǎng)率、23.0%IACS的導(dǎo)電率和5/10的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得713MPa的屈服強(qiáng)度。
[0061]比較在以300°C /5分鐘時(shí)的最后退火后，對(duì)比實(shí)施例1中無(wú)Fe的細(xì)粒度變型，含鐵的細(xì)粒度變型分別地顯示了提高82MPa的屈服強(qiáng)度(24%的軋壓減量)或提高64MPa的屈服強(qiáng)度(40%的軋壓減量)。
[0062]然而，對(duì)于兩種合金變型，通過(guò)不同的制造，可以獲得620MPa的可比較屈服強(qiáng)度。因此，在24%的軋壓減量和以300°C /5分鐘的最后退火后，CuZn23.5Snl.0Fe0.6獲得了 623MPa的屈服強(qiáng)度，并且，在40%的軋壓減量和以300°C /5分鐘的最后退火后，CuZn23.5Snl.0獲得622MPa的屈服強(qiáng)度。然而，比較于AlO伸長(zhǎng)率提高4.6%的CuZn23.5Snl.0，含鐵的變型的AlO伸長(zhǎng)率提高了 10.5%。對(duì)于含鐵的變型，最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是2.4/3.6，其比較于最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是1.5/7.5的非含鐵的變型是同樣有利的。兩個(gè)變型的抗應(yīng)力松弛性能相比之下是類似的。
[0063]以5000:1和10，000:1的圖像放大比例計(jì)算每I μ m2圖像細(xì)節(jié)的顆粒數(shù),請(qǐng)參看圖1和2。表面研磨的顯微組織借助在掃描電子顯微鏡上的AsB檢測(cè)器示出。大多數(shù)鐵顆粒的直徑都小于200nm，大于200nm和小于I μ m的顆粒孤立地存在。平均顆粒密度是1.2/μ m2。
[0064]實(shí)施例4 (CuZn23.5Snl.0Fe0.6P0.2):細(xì)粒度
[0065]合金部件被熔化在石墨i甘禍中，并隨后經(jīng)由Ta_ann法在鋼錠模中鑄造實(shí)驗(yàn)室樣品塊。實(shí)驗(yàn)室塊樣品的成分為74.77%的Cu-23.45%的Zn-L 04%的Sn-0.56%的Fe-0.19%的P (見(jiàn)表1)。在打磨至22mm的厚度后，將樣品在700-800°C下熱軋壓至12mm，并隨后打磨至10mm。顯微組織顯示〈I μ m的更小顆粒。此外，在基體中出現(xiàn)>1 μ m的幾種更粗顆粒。借助于EDX顆粒被識(shí)別為含F(xiàn)eP。在冷軋壓至1.8mm后，合金以500°C /3小時(shí)被退火。在IOym的粒徑和26.6%IACS的導(dǎo)電率這種情況下獲得了 293MPa的屈服強(qiáng)度。在隨后冷軋壓至0.33mm并以370°C /3小時(shí)退火后，在3_4μ m的粒徑和26.7%IACS的導(dǎo)電率時(shí)的屈服強(qiáng)度為 393MPa。
[0066]在軋壓至最后厚度且以300°C /3小時(shí)回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在11.6%的AlO伸長(zhǎng)率且24.2%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得633MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/4.8。抗應(yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的91.2%并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的81.3%。對(duì)于40%的先前冷變形，在3.1%的AlO伸長(zhǎng)率、23.7%IACS的導(dǎo)電率和3.5/11的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得710MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的90.1%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的79.6%。
[0067]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)回火后，對(duì)于24%的先前冷變形，在9.5%的AlO伸長(zhǎng)率且23.6%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得641MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/6?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的93.5%并且在12`0°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的81.0%。對(duì)于40%的先前冷變形，在1.4%的AlO伸長(zhǎng)率、23.8%IACS的導(dǎo)電率和4.5/10.5的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得723MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的92.9%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的78.4%。
[0068]比較以300°C /5分鐘的最后退火后，在對(duì)比實(shí)施例1中的細(xì)粒度變型，含F(xiàn)eP的細(xì)粒度變型分別地顯示了提高92MPa的屈服強(qiáng)度(24%的軋壓減量)或提高88MPa的屈服強(qiáng)度(40%的軋壓減量)。
[0069]在24%的軋壓減量和以300°C /5分鐘的最后退火后(CuZn23.5Snl.0Fe0.6P0.2:Rp0.2=633MPa)以及在40%的軋壓減量和以300°C /5分鐘的最后退火后(CuZn23.5Snl.0:Rp0.2=622MPa)，在各種情況下，兩個(gè)細(xì)粒度合金變型都獲得了 620_630MPa的可比較屈服強(qiáng)度。然而，比較于AlO伸長(zhǎng)率提高4.6%的CuZn23.5Snl.0，包含F(xiàn)eP的變型的AlO伸長(zhǎng)率提高了 11.6%。對(duì)于含F(xiàn)eP的變型，最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是2.0/4.8，其比較于最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是1.5/7.5的非含鐵的變型是同樣有利的。兩個(gè)變型的抗應(yīng)力松弛性能是類似的。
[0070]實(shí)施例5 (CuZn23.5Snl.0Fe0.6):粗粒度
[0071]該成分相應(yīng)于實(shí)施例4中的成分，該制造與實(shí)施例4中的相同，直到冷軋壓至0.33mm。然而，比較于實(shí)施例4，第二次退火沒(méi)有以370°C /3小時(shí)實(shí)施，而是以520°C /3小時(shí)實(shí)施。在10-25 μ m的粒徑和26.7%IACS的導(dǎo)電率的這種情況下獲得了 212MPa的屈服強(qiáng)度。
[0072]在軋壓至最后厚度且以300°C/5分鐘回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在23.1%的AlO伸長(zhǎng)率且24.5%IACS的導(dǎo) 電率時(shí)，獲得534MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.4/3.2?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的95.8%并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的90.9%。對(duì)于40%的先前冷變形，在7.8%的AlO伸長(zhǎng)率、24.1%IACS的導(dǎo)電率和3.5/8.5的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得634MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的93.9%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的85.2%。
[0073]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)退火后，在24%的先前冷變形處，在17.8%的AlO伸長(zhǎng)率且24.7%IACS的導(dǎo)電率處，獲得544MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是3.2/4.0?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的95.1%并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的90.1%。對(duì)于40%的先前冷變形，在4.3%的AlO伸長(zhǎng)率、24.0%IACS的導(dǎo)電率和4.5/8.5的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得642MPa的屈服強(qiáng)度。抗應(yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的95.0%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的86.4%。
[0074]將實(shí)施例4和實(shí)施例5進(jìn)行對(duì)比，顯示:在第二次退火后，比較于粗粒度顯微組織，細(xì)粒度顯微組織的屈服強(qiáng)度提高了 180MPa。變形24%的樣品的下述冷變形將該差值減少至60MPa，并且變形40%的樣品的下述冷變形將該差值減少至40MPa。在以300°C /5分鐘的最后退火后，粗粒度和細(xì)粒度之間的屈服強(qiáng)度的差值是IOOMPa (變型程度為24%)和75MPa(變形程度為40%)。
[0075]在以300°C /5分鐘退火后，在最終狀態(tài)下，利用40%的軋壓減量的粗粒度制造(634MPa)以及進(jìn)一步利用24%的軋壓減量的細(xì)粒度制造(633MPa)都可獲得大約630MPa的可比屈服強(qiáng)度。然而，同時(shí)地，比較于粗粒度制造期間的7.8%的AlO伸長(zhǎng)率，細(xì)粒度制造期間的AlO伸長(zhǎng)率為11.6%是更有利的。對(duì)于細(xì)粒度制造，最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是
2.0/4.8，其比較于最小彎曲半徑相對(duì)于帶料厚度是3.5/8.5的粗粒度制造是同樣有利的。對(duì)于在100°C /1000小時(shí)后具有93.9%的殘余應(yīng)力(細(xì)粒度:91.2%的殘余應(yīng)力)的粗粒度顯微組織以及在120°C /1000小時(shí)后具有85.2%的殘余應(yīng)力(細(xì)粒度:81.3%的殘余應(yīng)力)的粗粒度顯微組織，只有抗應(yīng)力松弛性能是稍微更高的。
[0076]實(shí)施例6 (CuZn30Snl.0Fe0.6):細(xì)粒度
[0077]合金部件被熔化在石墨坩堝中，并隨后經(jīng)由Ta_ann法在鋼錠模中鑄造實(shí)驗(yàn)室樣品塊。實(shí)驗(yàn)室塊樣品的成分為68.26%的Cu-30.16%的Zn-L 03%的Sn-0.55%,的Fe (見(jiàn)表I)。在打磨至22mm的厚度后，將樣品在700-800°C下熱軋壓至12mm，并隨后打磨至10mm。在熱軋壓后顯微組織顯示〈I μ m的更小顆粒。借助于EDX，〈lym顆粒被識(shí)別為含鐵的。在冷軋壓至1.8mm后，合金以500°C /3小時(shí)被退火。在5 μ m的粒徑和23.1%IACS的導(dǎo)電率的這種情況下獲得了 339MPa的屈服強(qiáng)度。
[0078]理論上，除了在實(shí)施例中所提出的Tammann法外，也可以使用其它合適的鑄造方法。尤其在本文中也要考慮到帶料鑄造。
[0079]在隨后冷軋壓至0.33mm后，零件以520°C /3小時(shí)被退火。在3_4μπι的粒徑和23%IACS的導(dǎo)電率的這種情況下獲得了 340MPa的屈服強(qiáng)度。
[0080]在軋壓至最后厚度且以300°C /5分鐘回火后，在12%的先前冷變形時(shí)，在19.0%的AlO伸長(zhǎng)率且22.2%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得486MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是0/0?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的88%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的76.7%。
[0081]對(duì)于18%的先前冷變形，在21.3%的AlO伸長(zhǎng)率、21.9%IACS的導(dǎo)電率和0.9/0.4的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得550MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的88.3%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的75.6%。
[0082]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)退火后，對(duì)于12%的先前冷變形，在18.5%的AlO伸長(zhǎng)率且22.6%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得505MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是0/0?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的87.3%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的76.2%。對(duì)于18%的先前冷變形，在19.9%的AlO伸長(zhǎng)率、22.2%IACS的導(dǎo)電率和0.9/0.6的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得564MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的88.4%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的77.6%。
[0083]在冷軋壓至0.33mm后，另外的零件以450°C /30秒被退火。在1-2 μ m的粒徑和22.6%IACS的導(dǎo)電率的這種情況下獲得了 460MPa的屈服強(qiáng)度。
[0084]在軋壓至最后厚度且以300°C /5分鐘回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在9.0%的AlO伸長(zhǎng)率且21.8%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得649MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是1.6/6.4?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的77.9%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的61.0%。
[0085]對(duì)于40%的先前冷變形，在2.9%的AlO伸長(zhǎng)率、21.5%IACS的導(dǎo)電率和2/6.4的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得704MPa的屈服強(qiáng)度。抗應(yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的77.5%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的61.8%。
[0086]在軋壓至最后厚度且以250°C /3小時(shí)退火后，對(duì)于24%的先前冷變形，在3.9%的AlO伸長(zhǎng)率且21.9%IACS的導(dǎo)電率時(shí)，獲得687MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/4.8?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的77.4%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的61.5%。對(duì)于40%的先前冷變形，在1.5%的AlO伸長(zhǎng)率、21.6%IACS的導(dǎo)電率和4.0/9.2的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得765MPa的屈服強(qiáng)度?？箲?yīng)力松弛性能在100°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的76.8%，并且在120°C /1000小時(shí)后是初始應(yīng)力的59.9%。
[0087]表面研磨的顯微組織借助在掃描電子顯微鏡上的AsB檢測(cè)器示出。以5000:1和10,000:1的圖像放大比例計(jì)算每I μ m2圖像細(xì)節(jié)的顆粒數(shù)。至少90%的鐵顆粒的直徑小于200nm。存在少于10%的具有200nm至I μ m直徑的鐵顆粒。平均顆粒密度是0.9顆粒/μ m2。 [0088]另外的樣品也在該操作范圍內(nèi)制造和回火。為了評(píng)估鍍錫能力，根據(jù)DINEN60068-2-20進(jìn)行多波動(dòng)焊接試驗(yàn)。樣品用酸洗。焊錫槽包括在235°C的Sn60Pb40。試驗(yàn)以25mm/秒的浸入速度5秒的停留時(shí)間進(jìn)行，其中，260g/L的純樹(shù)脂做為焊劑使用。樣品在隨后目視檢查期間被評(píng)估為良好級(jí)。
[0089]借助LUcke型測(cè)角儀，在來(lái)自表3中的所有樣品中的以300°C /5分鐘退火的18%、24%和40%的冷變形板的主要織構(gòu)類型由X射線衍射法確定。為了這個(gè)目的，分析了在Euler空間中骨架線的強(qiáng)度分布和定向分布函數(shù)。作為各自主要織構(gòu)層的銅層、S/R層、黃銅層、鑄造層、22RD方塊層和方塊層的比例在表4中示出。在所有情況下，黃銅層和銅層的體積比值都小于I。為了比較，在可比合金CuZn30中的黃銅層和銅層的體積比值在最后成形加工期間在47%的軋壓減量程度時(shí)具有1.38的值。名稱S/R層指的是來(lái)自于在Euler空間中的軋壓織構(gòu)或再結(jié)晶織構(gòu)的各自相同的層。22RD方塊層指的是在Euler空間中旋轉(zhuǎn)
0= 22。的方塊層。為了樣品的特征化，這些名稱同時(shí)普遍使用在實(shí)踐中在文獻(xiàn)中的其他說(shuō)明中。
[0090]對(duì)比實(shí)施例7 (CuZnlOSnl.7Fel.7P0.025):
[0091]成分為86.29% 的 Cu - 10.21% 的 Zn - 1.70% 的 Sn - 1.74% 的 Fe - 0.025% 的 P 的127mmx820mm塊受到擠壓并在890°C下被熱軋壓至14.7mm。在冷軋壓至1.4mm,以450°C /2小時(shí)退火、冷軋壓至0.4mm,以420°C /4小時(shí)退火、以及軋壓至0.254mm,以280°C /4小時(shí)退火后，獲得了 633MPa的屈服強(qiáng)度、8.7%的AlO伸長(zhǎng)率、以及1.6/2.0的最小彎曲半徑相對(duì)于在V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)。接著，帶料被熱浸鍍有2_3 μ m層厚度的錫。鍍錫結(jié)果是有缺陷的，出現(xiàn)了毛孔和條紋。在鍍錫表面上的線性不規(guī)則是因?yàn)镕e線的伸長(zhǎng)，在其上沒(méi)有出現(xiàn)用于形成金屬間相的Cu。
[0092]對(duì)比實(shí)施例8 (CuZn23.5Snl.0Fe2.0):
[0093]合金部件被熔化在石墨坩堝中，并隨后經(jīng)由Ta_ann法在鋼錠模中澆鑄實(shí)驗(yàn)室樣品塊。實(shí)驗(yàn)室塊樣品的成分為73.82%的Cu-23.19%的Zn-L 04%的Sn-L 95%的Fe (見(jiàn)表I)。在打磨至22mm的厚度后，將樣品在700-800°C下熱軋壓至12mm。微型組織顯示小于
1μ m的更小顆粒，類似于CuZn23.5Snl.0Fe0.6。此外，尺寸大約為5 μ m的粗顆粒出現(xiàn)在CuZn23.5Snl.0Fe2.0中。借助于EDX，尺寸小于I μ m的顆粒和尺寸為5 μ m的顆粒都被識(shí)別為含鐵的。
[0094]在冷軋壓至1.8mm后，合金以5500°C /3小時(shí)被退火。在粒徑為2_3 μ m和導(dǎo)電率為24.2%IACS的這種情況下獲得了 362MPa的屈服強(qiáng)度。在隨后冷軋壓至0.33mm并以520°C /3小時(shí)退火后，在粒徑為2 μ m和導(dǎo)電率為24.0%IACS時(shí)的屈服強(qiáng)度為386MPa。 [0095]在軋壓至最后厚度且以300°C /5分鐘的回火后，在24%的先前冷變形時(shí)，在8.4%的AlO伸長(zhǎng)率且23.P/oIACS的導(dǎo)電率處，獲得642MPa的屈服強(qiáng)度。最小彎曲半徑相對(duì)于在
V鍛模中的帶料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/5。
[0096]對(duì)于40%的先前冷變形，在5.0%的AlO伸長(zhǎng)率、22.4%IACS的導(dǎo)電率和2.5/9的minBR/t垂直/平行時(shí)，獲得712MPa的屈服強(qiáng)度。
[0097]在進(jìn)一步的制造期間，由尺寸大約為5 μ m的顆粒所發(fā)育的具有大于20 μ m長(zhǎng)度的細(xì)長(zhǎng)線出現(xiàn)在熱軋壓后。
[0098]為了評(píng)估鍍錫能力，根據(jù)DIN EN60068-2-20，在以300°C /5分鐘回火的樣品上實(shí)施多波動(dòng)焊接試驗(yàn)。樣品被酸洗和洗刷。焊錫槽包括在235°C的Sn60Pb40。試驗(yàn)以25mm/秒的浸入速度和5秒的停留時(shí)間進(jìn)行，其中，260g/L的純樹(shù)脂做為焊劑使用。樣品在隨后的目視檢查期間由于強(qiáng)力去濕而被評(píng)估為差級(jí)。
[0099]含鐵的線的伸長(zhǎng)是樣品的差的鍍錫能力所導(dǎo)致的。在其上沒(méi)有出現(xiàn)用于形成金屬間相的Cu，并且不期望的不規(guī)則出現(xiàn)在鍍錫帶料上。
[0100]
【權(quán)利要求】
1.一種銅合金，其經(jīng)過(guò)熱機(jī)械處理，包括(以重量％計(jì)):15.5至36.0%重量的Zn， 0.3至3.0%重量的Sn， 0.1至1.5%重量的Fe， 也可選擇地0.001至0.4%重量的P，也可選擇地0.01至0.1%重量的Al， 在各種情況下也可選擇地0.01至0.3%重量的Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、T1、Mn， 也可選擇地0.05至0.5%重量的Ni，剩余的銅和不可避免的雜質(zhì)，其中，合金的顯微組織的特征在于:主要織構(gòu)層的比例是: 至少10%體積的銅層， 至少10%體積的S/R層， 至少5%體積的黃銅層， 至少2%體積的鑄造層， 至少2%體積的22RD方塊層， 至少0.5%體積的方塊層，以及 精細(xì)地分布的含鐵的顆粒包含在合金基體中。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的銅合金，其`特征在于:其具有含量: 0.7至1.5%的Sn，以及
0.5 至 0.7% 的 Fe。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的銅合金，其特征在于:其具有含量21.5至31.5%的Zn。
4.根據(jù)權(quán)利要求1至3所述的銅合金，其特征在于:其具有含量28.5至31.5%的Zn。
5.根據(jù)權(quán)利要求1至4中任一權(quán)利要求所述的銅合金，其特征在于:黃銅層和銅層的主要織構(gòu)層的比例的比值小于I。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的銅合金，其特征在于:黃銅層和銅層的主要織構(gòu)層的比例的比值在0.4和0.90之間。
7.根據(jù)權(quán)利要求1至6中任一權(quán)利要求所述的銅合金，其特征在于:在合金基體中具有小于I μ m直徑的精細(xì)地分布的含鐵的顆粒具有至少0.5顆粒/ μ m2的密度。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一權(quán)利要求所述的銅合金，其特征在于:合金基體的平均粒徑小于10 μ m。
【文檔編號(hào)】C22C9/04GK103732769SQ201280039553
【公開(kāi)日】2014年4月16日 申請(qǐng)日期:2012年6月15日 優(yōu)先權(quán)日:2011年8月13日
【發(fā)明者】漢斯-阿基姆·庫(kù)恩, 安德里亞·考夫勒, 斯特凡·格拉斯 申請(qǐng)人:威蘭德-沃克公開(kāi)股份有限公司