專利名稱：電子材料用Cu-Co-Si系銅合金及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及沉淀硬化型銅合金，尤其是涉及適合在各種電子器械部件中使用的 Cu-Co-Si系銅合金。
背景技術(shù)：
對(duì)于在連接器，開關(guān)，繼電器，管腳，端子，引線框等各種電子器械部件中使用的電 子材料用銅合金，作為基本特性要求兼具高強(qiáng)度及高導(dǎo)電性(或?qū)嵝?。近年來，電子部 件的高集成化及小型化、薄壁化快速發(fā)展，與此相對(duì)應(yīng)地，對(duì)于電子器械部件中使用的銅合 金的要求水平也逐漸地提高。從高強(qiáng)度及高導(dǎo)電性的觀點(diǎn)來看，作為電子材料用銅合金，沉淀硬化型的銅合金 的使用量增加，來代替以往的以磷青銅、黃銅等為代表的固溶強(qiáng)化型銅合金。沉淀硬化型銅 合金通過對(duì)經(jīng)固溶處理的過飽和固溶體進(jìn)行時(shí)效處理，使微細(xì)的析出物均勻分散，提高合 金的強(qiáng)度，同時(shí)減少銅中的固溶元素量，提高導(dǎo)電性。因此，可以得到強(qiáng)度、彈性性能等機(jī)械 性質(zhì)優(yōu)良，且導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性也良好的材料。沉淀硬化型銅合金中，一般被稱為科森合金(corson alloy)的Cu-Ni-Si系銅合 金，是兼具較高導(dǎo)電性、強(qiáng)度及彎曲加工性的代表性銅合金，是業(yè)界中目前正如火如荼進(jìn)行 開發(fā)的合金之一。該銅合金通過使微細(xì)的Ni-Si系金屬間化合物粒子在銅基質(zhì)中析出，來 實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度與導(dǎo)電率的提高。還進(jìn)行了通過在科森合金中添加Co來實(shí)現(xiàn)特性的進(jìn)一步提高的嘗試。在專利文獻(xiàn)1中，記載了 Co和Ni同樣會(huì)與Si形成化合物，提高機(jī)械強(qiáng)度，當(dāng) 使Cu-Co-Si系合金進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)，與Cu-Ni-Si系合金相比，機(jī)械強(qiáng)度、導(dǎo)電性均會(huì)變 好，若在成本上允許的話，也可選擇Cu-Co-Si系合金，添加Co時(shí)的最佳添加量為0. 05 2. Owt %。在專利文獻(xiàn)2中，記載了鈷應(yīng)為0.5 2.5質(zhì)量％。這是因?yàn)?，若鈷含量少?0.5%,則含鈷的硅化物第2相的析出變得不充分，若超過2. 5 %，則過量的第2相粒子析出， 造成加工性的降低，以及使銅合金具有不期望的強(qiáng)磁性特性。優(yōu)選的，鈷含量為約0. 5% 約1.5%，在最優(yōu)選的方式中，鈷含量為約0.7% 約1.2%。專利文獻(xiàn)3中記載的銅合金，主要是以用作車載用及通信機(jī)用等的端子、連接器 材料為目的而開發(fā)的，Co濃度為0. 5 2. 5wt%，是實(shí)現(xiàn)了高導(dǎo)電性、中強(qiáng)度的Cu-Co-Si系 合金。根據(jù)專利文獻(xiàn)3，將Co濃度規(guī)定在上述范圍的原因是若添加量不足0. 5質(zhì)量％，則 無法得到所需的強(qiáng)度，若Co超過2. 5質(zhì)量％，則雖然可實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化，但導(dǎo)電率顯著下降， 而且熱加工性劣化，Co優(yōu)選為0. 5 2. O質(zhì)量％。專利文獻(xiàn)4中記載的銅合金，是以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度、高導(dǎo)電性及高彎曲加工性為目的 而開發(fā)的，將Co濃度規(guī)定在0. 1 3. 0wt%。記載了將Co濃度限定在該范圍的原因是若 不足該組成范圍，則不具有上述效果，另外若超過該組成范圍添加，則由于會(huì)在鑄造時(shí)生成 結(jié)晶相而成為鑄造裂縫的原因，故不優(yōu)選。
專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本特開平11-222641號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特表2005-532477號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開2008-248333號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 日本特開平9-20943號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
如上所述，雖然已知添加Co有助于提高銅合金的特性，但是也如上述現(xiàn)有技術(shù)文 獻(xiàn)中所記載的，若使Co在高濃度側(cè)，則會(huì)對(duì)制造性、合金特性帶來不良影響，而且也未充分 研究在Cu-Co-Si系合金中添加高濃度Co時(shí)的特性改良。然而，我們認(rèn)為Co與Ni相比可 進(jìn)一步提高機(jī)械強(qiáng)度及導(dǎo)電性，在Cu-Co-Si系合金中，通過進(jìn)一步提高Co濃度，有可能獲 得特性的提高。另一方面，若進(jìn)一步提高Co濃度，則必須在更高溫下來實(shí)施固溶處理，在這種情 況下，再結(jié)晶粒容易粗大化。另外，在固溶處理工序的前段析出的結(jié)晶物、析出物等第二相 粒子會(huì)成為障礙物而阻礙晶粒的成長。因此，合金中的再結(jié)晶粒的不均一性將會(huì)變大，從而 產(chǎn)生合金的機(jī)械特性的偏差變大的問題。因此，本發(fā)明的課題之一是提供兼具高導(dǎo)電性、高強(qiáng)度及高彎曲加工性，且機(jī)械特 性均一的、含有高濃度Co的Cu-Co-Si系合金。另外，本發(fā)明的另一課題是提供用于制造這 種Cu-Co-Si系合金的方法。本發(fā)明人深刻研究了減小再結(jié)晶粒的偏差的方法后，得到如下見解在含有高濃 度的Co的Cu-Co-Si系合金的制造中，在固溶處理工序的前段，預(yù)先使微細(xì)的第二相粒子在 銅母相中盡可能地以等間隔而同樣地析出，由此，即使以較高的溫度進(jìn)行固溶處理，晶粒因 第二相粒子的釘扎效果(pinning effect)而不會(huì)變得太大，而且釘扎效果會(huì)均勻地作用于 整個(gè)銅母相中，因此也可使成長的再結(jié)晶粒的大小均一化。而且，已知其結(jié)果可得到機(jī)械特 性的偏差少的Cu-Co-Si系合金。以上述見解為背景所完成的本發(fā)明在一種形態(tài)中，是一種電子材料用銅合金，其 含有Co :0. 5 4.0質(zhì)量％、Si 0. 1 1.2質(zhì)量％，余部包括Cu及不可避免的雜質(zhì)，平均 結(jié)晶粒徑為15 30 μ m，每0. 5mm2觀察視野的最大結(jié)晶粒徑與最小結(jié)晶粒徑之差的平均在 10 μ m以下。本發(fā)明所述的銅合金，在一種實(shí)施方式中，進(jìn)一步含有最大為0. 5質(zhì)量％的Cr。本發(fā)明所述的銅合金，在另一種實(shí)施方式中，進(jìn)一步含有總計(jì)最大為0.5質(zhì)量％ 的選自Mg、Mn、Ag及P的1種或2種以上。本發(fā)明所述的銅合金，進(jìn)一步在另一種實(shí)施方式中，進(jìn)一步含有總計(jì)最大為2.0 質(zhì)量％的選自Sn及Si的1種或2種。本發(fā)明所述的銅合金，進(jìn)一步在另一種實(shí)施方式中，進(jìn)一步含有總計(jì)最大為2.0 質(zhì)量％的選自As、釙、Be、B、Ti、Zr、Al及Fe的1種或2種以上。另外，本發(fā)明在另一形態(tài)中，是一種銅合金的制造方法，其包含依次進(jìn)行以下工 序-將具有所需組成的鑄錠進(jìn)行熔解鑄造的工序1；
4
-在950°C 1050°C加熱1小時(shí)以上后進(jìn)行熱軋，將熱軋結(jié)束時(shí)的溫度設(shè)在850°C 以上，將自850°C至400°C的平均冷卻速度設(shè)在15°C /s以上來進(jìn)行冷卻的工序2 ；-加工度為70%以上的冷軋工序3；-在350 500°C加熱1 24小時(shí)的時(shí)效處理工序4；-在950 1050°C進(jìn)行固溶處理，將材料溫度自850°C下降至400°C時(shí)的平均冷卻 速度設(shè)在15°C /s以上來進(jìn)行冷卻的工序5 ；-任意的冷軋工序6;-時(shí)效處理工序7;-任意的冷軋工序8。本發(fā)明進(jìn)一步在另一形態(tài)中，是具備上述銅合金的伸銅品(伸銅品)。本發(fā)明進(jìn)一步在另一形態(tài)中，是具備上述銅合金的電子器械部件。根據(jù)本發(fā)明，可得到具備適合作為電子材料用銅合金的機(jī)械及電特性，且機(jī)械特 性均一的Cu-Co-Si系合金。


圖1是應(yīng)力松弛試驗(yàn)法的說明圖。圖2是關(guān)于應(yīng)力松弛試驗(yàn)法的永久變形量的說明圖。
具體實(shí)施例方式(Co及Si的添加量)Co及Si，可通過實(shí)施適當(dāng)?shù)臒崽幚韥硇纬山饘匍g化合物，從而不使導(dǎo)電率劣化而 實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化。若Co及Si的添加量分別為Co 不足0. 5質(zhì)量％、Si 不足0. 1質(zhì)量％，則無法得 到所需的強(qiáng)度，相反地，若Co 超過4.0質(zhì)量％、Si 超過1.2質(zhì)量％，則雖然可實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度 化，但導(dǎo)電率明顯降低，而且熱加工性劣化。因此，Co及Si的添加量設(shè)為Co :0. 5 4.0質(zhì) 量％及3丨0. 1 1.2質(zhì)量％。在Cu-Co-Si系中，由于期望獲得比Cu-Ni-Si系、Cu-Ni-Si-Co系更高的強(qiáng)度，因此 期望Co為高濃度，優(yōu)選為2. 5%以上，更優(yōu)選為3. 2%以上。S卩，Co及Si的添加量優(yōu)選為 Co 2. 5 4. 0質(zhì)量％、Si :0. 5 1. 0質(zhì)量％，更優(yōu)選為Co :3. 2 4. 0質(zhì)量％、Si :0. 65 1.0質(zhì)量％。(Cr的添加量)Cr在熔解鑄造時(shí)的冷卻過程中優(yōu)先在晶界析出，因此可以強(qiáng)化晶界，在熱加工時(shí) 不易產(chǎn)生裂縫，從而可抑制產(chǎn)率降低。即，熔解鑄造時(shí)晶界析出的Cr在固溶處理等中進(jìn)行 再固溶，在后續(xù)的時(shí)效析出時(shí)生成以Cr作為主成分的bcc結(jié)構(gòu)的析出粒子或與Si的化合 物。在通常的Cu-Ni-Si系合金中添加的Si量中，無助于時(shí)效析出的Si以固溶在母相中的 狀態(tài)來抑制導(dǎo)電率的上升，但通過添加作為硅化物形成元素的Cr，使硅化物進(jìn)一步析出，由 此可減少固溶Si量，可以不損害強(qiáng)度而提高導(dǎo)電率。然而，若Cr濃度超過0. 5質(zhì)量％，則 由于容易形成粗大的第二相粒子，因而會(huì)損害產(chǎn)品特性。因此，在本發(fā)明所述的Cu-Co-Si 系合金中，最大可添加0. 5質(zhì)量％的Cr。但是，若不足0. 03質(zhì)量％，則其效果較小，因此優(yōu)選添加0. 03 0. 5質(zhì)量％，更優(yōu)選0. 09 0. 3質(zhì)量％。(Mg、Mn、Ag 及 P 的添加量)通過添加微量的Mg、Mn、Ag及P，可不損害導(dǎo)電率而改善強(qiáng)度、應(yīng)力松弛特性等產(chǎn) 品特性。添加的效果主要通過固溶于母相中而發(fā)揮，但也可以通過包含在第二相粒子中而 發(fā)揮更進(jìn)一步的效果。然而，若Mg、Mn、Ag及P的濃度的總計(jì)超過0. 5%，則特性改善效果將 會(huì)飽和，而且會(huì)損害制造性。因此，本發(fā)明所述的Cu-Co-Si系合金中，最大可添加總計(jì)0. 5 質(zhì)量％的選自Mg、Mn、Ag及P中的1種或2種以上。然而，若不足0. 01質(zhì)量％，則其效果較 小，因此優(yōu)選為總計(jì)添加0. 01 0. 5質(zhì)量％，更優(yōu)選為總計(jì)添加0. 04 0. 2質(zhì)量％。(Sn及Si的添加量)對(duì)于Sn及Si，通過微量的添加，也可不損害導(dǎo)電率而改善強(qiáng)度、應(yīng)力松弛特性、鍍 敷性等產(chǎn)品特性。添加的效果主要通過固溶于母相中而發(fā)揮。然而，若Sn及Si的總計(jì)超 過2. 0質(zhì)量％，則特性改善效果飽和，而且會(huì)損害制造性。因此，在本發(fā)明所述的Cu-Co-Si 系合金中，最大可添加總計(jì)2.0質(zhì)量％的選自Sn及Si中的1種或2種。但是，若不足0.05 質(zhì)量％，則其效果較小，因此優(yōu)選為總計(jì)添加0. 05 2. 0質(zhì)量％，更優(yōu)選為總計(jì)添加0. 5 1. 0質(zhì)量％。(As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al 及 Fe)對(duì)于As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及狗，根據(jù)所要求的產(chǎn)品特性，通過調(diào)整添加量，可 改善導(dǎo)電率、強(qiáng)度、應(yīng)力松弛特性、鍍敷性等產(chǎn)品特性。添加的效果主要通過固溶于母相中 而發(fā)揮，但也可以通過包含在第二相粒子中，或者形成新組成的第二相粒子而發(fā)揮更進(jìn)一 步的效果。然而，若這些元素的總計(jì)超過2. 0質(zhì)量％，則特性改善效果飽和，而且會(huì)損害制 造性。因此，在本發(fā)明所述的Cu-Co-Si系合金中，最大可添加總計(jì)為2. 0質(zhì)量％的選自As、 Sb、Be、B、Ti、Zr、Al&!^中的1種或2種以上。但是，若不足0. 001質(zhì)量％，則其效果較 小，因此優(yōu)選為總計(jì)添加0. 001 2. 0質(zhì)量％，更優(yōu)選為總計(jì)添加0. 05 1. 0質(zhì)量％。若上述Mg、Mn、Ag、P、Sn、Zn、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al 及 Fe 的添加量合計(jì)超過 3.0%,則容易損害制造性，因此優(yōu)選為這些元素的總量在2. 0質(zhì)量％以下，更優(yōu)選在1. 5質(zhì) 量％以下。(結(jié)晶粒徑)晶粒對(duì)強(qiáng)度有影響，強(qiáng)度與結(jié)晶粒徑的-1/2次方成比例，即霍爾-佩契 (Hall-Petch)關(guān)系式一般會(huì)成立。另外，粗大的晶粒使彎曲加工性惡化，成為彎曲加工時(shí)表 面粗糙的主要原因。因此，在銅合金中，一般晶粒的微細(xì)化可提高強(qiáng)度，因此是優(yōu)選的。具 體而言，優(yōu)選在30 μ m以下，更優(yōu)選在23 μ m以下。另一方面，由于本發(fā)明的Cu-Co-Si系合金為析出強(qiáng)化型的合金，因此也必須注意 第二相粒子的析出狀態(tài)。在時(shí)效處理中晶粒內(nèi)析出的第二相粒子有助于強(qiáng)度提高，但在晶 界析出的第二相粒子幾乎無助于強(qiáng)度提高。因此，為了實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度提高，優(yōu)選使第二相粒子在 晶粒內(nèi)析出。若結(jié)晶粒徑變小，則晶界面積變大，因此在時(shí)效處理時(shí)第二相粒子容易優(yōu)先在 晶界析出。為了使第二相粒子在晶粒內(nèi)析出，晶粒必須具有某種程度的大小。具體而言，優(yōu) 選在15 μ m以上，更優(yōu)選在18 μ m以上。本發(fā)明中將平均結(jié)晶粒徑控制在15 30 μ m的范圍。平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為18 23 μ m。通過將平均結(jié)晶粒徑控制在這種范圍，可均衡地得到由晶粒微細(xì)化產(chǎn)生的強(qiáng)度提高效果以及由沉淀硬化產(chǎn)生的強(qiáng)度提高效果兩者。另外，若為該范圍的結(jié)晶粒徑，則可得到優(yōu) 良的彎曲加工性及應(yīng)力松弛特性。本發(fā)明中，結(jié)晶粒徑是指，利用顯微鏡觀察與軋制方向平行的厚度方向的剖面時(shí) 的、包圍各個(gè)晶粒的最小圓的直徑，平均結(jié)晶粒徑是指其平均值。本發(fā)明中，每0.5mm2觀察視野的最大結(jié)晶粒徑與最小結(jié)晶粒徑的差的平均在 10 μ m以下，優(yōu)選在7 μ m以下。差的平均為0 μ m是理想的，但由于實(shí)際上難以實(shí)現(xiàn)，因此將 下限的實(shí)際的最低值設(shè)為3 μ m,典型的最適為3 7 μ m。這里，最大結(jié)晶粒徑是指在一個(gè) 0. 5mm2的觀察視野中觀察到的最大的結(jié)晶粒徑；最小結(jié)晶粒徑是指在同一視野中觀察到的 最小的結(jié)晶粒徑。在本發(fā)明中，分別求出在復(fù)數(shù)個(gè)觀察視野中最大結(jié)晶粒徑與最小結(jié)晶粒 徑之差，將其平均值作為最大結(jié)晶粒徑與最小結(jié)晶粒徑之差的平均。最大結(jié)晶粒徑與最小結(jié)晶粒徑的差小，是指結(jié)晶粒徑的大小均一，可減小同一材 料內(nèi)的每個(gè)測定部位的機(jī)械特性的偏差。其結(jié)果是，將本發(fā)明所述的銅合金進(jìn)行加工而得 到的伸銅品或電子器械部件的品質(zhì)穩(wěn)定性得到提高。(制造方法)在科森系銅合金的一般的制造過程中，首先使用大氣熔解爐，將電解銅、Si、Co等 原料熔解，得到所需組成的熔融液。接著，將該熔融液鑄造成鑄錠。然后，進(jìn)行熱軋，并重復(fù) 進(jìn)行冷軋和熱處理，從而加工成具有所需厚度及特性的條或箔。在熱處理中有固溶處理和 時(shí)效處理。在固溶處理中，在約700 約1000°C的高溫進(jìn)行加熱，使第二相粒子在Cu母質(zhì) 中固溶，同時(shí)使Cu母質(zhì)再結(jié)晶。有時(shí)也將熱軋兼用作固溶處理。在時(shí)效處理中，在約350 約550°C的溫度范圍加熱1小時(shí)以上，使在固溶處理中固溶的第二相粒子作為納米級(jí)的微 細(xì)粒子析出。該時(shí)效處理中，強(qiáng)度與導(dǎo)電率上升。為了得到更高的強(qiáng)度，有時(shí)在時(shí)效處理前 和/或時(shí)效處理后進(jìn)行冷軋。另外，在時(shí)效處理后進(jìn)行冷軋時(shí)，有時(shí)會(huì)在冷軋后進(jìn)行去應(yīng)力 退火(低溫退火)。在上述各工序之間，適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行用于除去表面的氧化皮的磨削、研磨、噴丸酸洗寸。本發(fā)明所述的銅合金，基本上經(jīng)由上述的制造工序，但為了將平均結(jié)晶粒徑及結(jié) 晶粒徑的偏差控制在本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)，如上所述，在固溶處理工序的前段，預(yù)先使微細(xì) 的第二相粒子在銅母相中盡可能地以等間隔且同樣地析出是重要的。為了得到本發(fā)明所述 的銅合金，特別需要在注意以下幾點(diǎn)的同時(shí)來進(jìn)行制造。首先，在鑄造時(shí)的凝固過程中會(huì)不可避免地產(chǎn)生粗大的結(jié)晶物，在鑄造時(shí)的冷卻 過程中會(huì)不可避免地產(chǎn)生粗大的析出物，因此在其后的工序中，必須將這些結(jié)晶物固溶在 母相中。若在950°C 1050°C保持1小時(shí)以上后進(jìn)行熱軋，且將熱軋結(jié)束時(shí)的溫度設(shè)在 850°C以上，則即使在添加Co、進(jìn)而添加Cr時(shí)，上述結(jié)晶物也可以固溶在母相中。950°C以 上的溫度條件與其它科森合金的情形相比，是較高的溫度設(shè)定。若熱軋前的保持溫度不足 950°C則固溶不充分，若超過1050°C則有材料熔解的可能性。另外，若熱軋結(jié)束時(shí)的溫度不 足850°C，則由于已固溶的元素會(huì)再次析出，因此難以得到高強(qiáng)度。由此，為了得到高強(qiáng)度， 優(yōu)選在850°C結(jié)束熱軋，并迅速地進(jìn)行冷卻。此時(shí)，若冷卻速度緩慢，則含有Co或Cr的Si系化合物會(huì)再次析出。當(dāng)以這種組 織進(jìn)行以提高強(qiáng)度為目的的熱處理(時(shí)效處理)時(shí)，會(huì)以在冷卻過程中析出的析出物為核而成長為無助于提高強(qiáng)度的粗大的析出物，因此無法得到高強(qiáng)度。所以，必須盡可能地提高 冷卻速度，具體而言必須在15°C /s以上。然而，在至400°C左右為止的溫度下，第二相粒子 的析出顯著，因此不足400°C時(shí)的冷卻速度不會(huì)成為問題。由此，在本發(fā)明中，將材料溫度 自850°C至400°C的平均冷卻速度設(shè)在15°C /s以上，優(yōu)選在20°C /s以上來進(jìn)行冷卻。“自 8500C降低至400°C時(shí)的平均冷卻速度”，是指測量材料溫度自850°C降低至650°C的冷卻時(shí) 間，由“ (850-400) (。C )/冷卻時(shí)間(s) ”算出的值(。C /s)。作為加速冷卻的方法，水冷最為有效。然而，由于冷卻速度會(huì)因水冷所使用的水 的溫度而變化，因此可通過進(jìn)行水溫的管理來進(jìn)一步加速冷卻。若水溫在25°C以上，則由 于有時(shí)會(huì)無法得到所需的冷卻速度，因此優(yōu)選保持在25°C以下。若將材料放入儲(chǔ)有水的槽 內(nèi)進(jìn)行水冷，則由于水的溫度會(huì)上升且容易變成25°C以上，因此為了使材料在一定的水溫 (25°C以下)冷卻，優(yōu)選以霧狀(噴淋狀或薄霧狀)進(jìn)行噴霧，或者以一直有冷水流到水槽 中的方式來防止水溫上升。另外，通過增設(shè)水冷噴嘴或增加每單位時(shí)間的水量，也可以使冷 卻速度上升。在熱軋后實(shí)施冷軋。該冷軋是為了使析出物均勻地析出，以增加成為析出位置的 變形(歪)為目的而實(shí)施的，冷軋優(yōu)選以壓下率70%以上來實(shí)施，更優(yōu)選以壓下率85%以 上來實(shí)施。若不進(jìn)行冷軋，而在熱軋之后立即實(shí)施固溶處理，則析出物不會(huì)均勻地析出。也 可適當(dāng)?shù)刂貜?fù)熱軋及其后的冷軋的組合。在冷軋后實(shí)施第一時(shí)效處理。若在實(shí)施本工序之前殘存有第二相粒子，則在實(shí)施 本工序時(shí)，這種第二相粒子會(huì)進(jìn)一步成長，因此與本工序中最初析出的第二相粒子在粒徑 上產(chǎn)生差異，但在本發(fā)明中，由于已在前段的工序中使第二相粒子大致消失，因此可以使微 細(xì)的第二相粒子以均勻的大小而同樣地析出。然而，若第一時(shí)效處理的時(shí)效溫度過低，則帶來釘扎效果的第二相粒子的析出量 變少，僅能部分地得到由固溶處理產(chǎn)生的釘扎效果，因此晶粒的大小不均勻。另一方面，若 時(shí)效溫度過高，則第二相粒子會(huì)變得粗大，且第二相粒子會(huì)不均勻地析出，因此第二相粒子 的粒徑的大小變得不均勻。另外，時(shí)效時(shí)間越長則第二相粒子越成長，因此必須設(shè)定為適當(dāng) 的時(shí)效時(shí)間。第一時(shí)效處理通過在350 500°C進(jìn)行1 M小時(shí)，優(yōu)選在350°C以上且不足 400°C進(jìn)行12 M小時(shí)、在400°C以上且不足450°C進(jìn)行6 12小時(shí)、在450°C以上且不足 500°C進(jìn)行3 6小時(shí)，可使微細(xì)的第二相粒子在母相中均勻地析出。若為這種組織，則可 將下一工序的固溶處理中產(chǎn)生的再結(jié)晶粒的成長同樣進(jìn)行釘扎，從而可得到結(jié)晶粒徑的偏 差較少的整粒組織。在第一時(shí)效處理之后進(jìn)行固溶處理。這里，一邊使第二相粒子固溶，一邊使微細(xì)且 均勻的再結(jié)晶粒成長。因此，必須將固溶溫度設(shè)為950°C 1050°C。這里，再結(jié)晶粒先成 長，之后，由于第一時(shí)效處理中析出的第二相粒子固溶，因此通過釘扎效果可控制再結(jié)晶粒 的成長。然而，由于第二相粒子固溶后釘扎效果會(huì)消失，因此若持續(xù)進(jìn)行長時(shí)間固溶處理， 則再結(jié)晶粒將會(huì)變大。所以，適當(dāng)?shù)墓倘芴幚淼臅r(shí)間在950°C以上且不足1000°C時(shí)為60 300秒，優(yōu)選為120 180秒；在1000°C以上且不足1050°C時(shí)為30 180秒，優(yōu)選為60 120 秒。在固溶處理后的冷卻過程中，為了避免第二相粒子的析出，材料溫度自850°C降低至400°C時(shí)的平均冷卻速度應(yīng)在15°C /s以上，優(yōu)選應(yīng)在20°C /s以上。在固溶處理后實(shí)施第二時(shí)效處理。第二時(shí)效處理的條件，只要是作為對(duì)析出物的 微細(xì)化有用而慣用實(shí)施的條件即可，但為了不使析出物粗大化，需注意設(shè)定溫度及時(shí)間。 列舉時(shí)效處理的條件的一例如下在350 550°C的溫度范圍進(jìn)行1 M小時(shí)，更優(yōu)選在 400 500°C的溫度范圍進(jìn)行1 M小時(shí)。此外，時(shí)效處理后的冷卻速度幾乎不會(huì)對(duì)析出 物的大小產(chǎn)生影響。在第二時(shí)效處理前的情形時(shí)，增加析出位置，利用析出位置來促進(jìn)時(shí)效 硬化，從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度提高。在第二時(shí)效處理后的情形時(shí)，利用析出物來促進(jìn)加工硬化，從而 實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度提高。也可在第二時(shí)效處理之前和/或之后實(shí)施冷軋。本發(fā)明的Cu-Co-Si系合金可加工成各種伸銅品，例如板、條、管、棒及線，進(jìn)一步， 本發(fā)明所述的Cu-Co-Si系銅合金可用于引線框、連接器、管腳、端子、繼電器、開關(guān)、二次電 池用箔材等電子部件等。實(shí)施例以下，一并顯示本發(fā)明的實(shí)施例和比較例，但這些實(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，并不限定本發(fā)明。將表1 (實(shí)施例)及表2 (比較例)中記載的成分組成的銅合金在高頻熔解爐中于 1300°C進(jìn)行熔煉，鑄造成厚度為30mm的鑄錠。接著，將該鑄錠加熱至1000°C后，進(jìn)行熱軋直 至板厚為10mm，上升溫度(熱軋結(jié)束溫度)設(shè)為900°C。熱軋結(jié)束后，將材料溫度自850°C 下降至400°C時(shí)的平均冷卻速度設(shè)為18°C而進(jìn)行水冷，然后放置于空氣中進(jìn)行冷卻。接著， 進(jìn)行表面切削直至厚度為9mm用于除去表面的氧化皮，然后通過冷軋制成厚度為0. 15mm的 板。繼而，在各種時(shí)效溫度下實(shí)施3 12小時(shí)的第一時(shí)效處理(幾個(gè)比較例并未進(jìn)行該 時(shí)效處理)后，在各種固溶溫度下進(jìn)行120秒的固溶處理，然后立即將材料溫度自850°C下 降至400°C時(shí)的平均冷卻速度設(shè)為18°C而進(jìn)行水冷，之后放置在空氣中進(jìn)行冷卻。接著， 進(jìn)行冷軋至0. IOmm,再在450°C于惰性氣氛中實(shí)施3小時(shí)的第二時(shí)效處理，最后進(jìn)行冷軋至 0. 08mm，從而制造出試驗(yàn)片。對(duì)以上述方式得到的各試驗(yàn)片按照如下所述的方法進(jìn)行各種特性評(píng)價(jià)。(1)平均結(jié)晶粒徑結(jié)晶粒徑，是將試料埋入樹脂中使觀察面為相對(duì)于軋制方向平行的厚度方向的剖 面，利用機(jī)械研磨將觀察面進(jìn)行鏡面拋光后，在相對(duì)于100容量份的水混合有10容量份的 濃度36%的鹽酸而成的溶液中，溶解重量為該溶液重量的5%的氯化鐵。在這樣得到的溶 液中將試料浸漬10秒使金屬組織出現(xiàn)。接著，利用光學(xué)顯微鏡將上述金屬組織放大至100 倍，將0. 5mm2觀察視野拍攝成一張照片，求出所有包圍各個(gè)晶粒的最小圓的直徑，對(duì)各觀察 視野算出平均值，將15處觀察視野的平均值作為平均結(jié)晶粒徑。(2)最大結(jié)晶粒徑-最小結(jié)晶粒徑的差的平均對(duì)于求平均結(jié)晶粒徑時(shí)測定的結(jié)晶粒徑，對(duì)每個(gè)視野求出最大值與最小值的差， 將15處觀察視野的平均值作為最大結(jié)晶粒徑-最小結(jié)晶粒徑的差的平均。⑶強(qiáng)度對(duì)于強(qiáng)度，是進(jìn)行軋制平行方向的拉伸試驗(yàn)來測定0. 2%屈服強(qiáng)度(YS =MPa)。測 定部位導(dǎo)致的強(qiáng)度的偏差為30處的最大強(qiáng)度-最小強(qiáng)度的差，平均強(qiáng)度為該30處的平均值。
(4)導(dǎo)電率對(duì)于導(dǎo)電率(EC % IACS)，通過利用雙電橋的體積電阻率測定而求出。測定部位 的導(dǎo)電率的偏差為30處的最大強(qiáng)度-最小強(qiáng)度的差，平均導(dǎo)電率為該30處的平均值。(5)應(yīng)力松弛特性應(yīng)力松弛特性，如圖1所示，在加工成寬IOmmX長IOOmm的厚度t = 0. 08mm的各 試驗(yàn)片上，以標(biāo)距1為25mm、且高度y(l上的負(fù)荷應(yīng)力為0. 2%屈服強(qiáng)度的80%的方式來決 定高度，并負(fù)荷彎曲應(yīng)力，測定在150°C加熱1000小時(shí)后的圖2所示的永久變形量(高度) y，算出應(yīng)力松弛率{[l-(y-yi) (mm)/(Y0-Y1) (mm) ] X 100 (% )}。此外，Y1為負(fù)荷應(yīng)力前的初 始的翹曲的高度。測定部位的應(yīng)力松弛率的偏差為30處的最大強(qiáng)度-最小強(qiáng)度的差，平均 應(yīng)力松弛率為該30處的平均值。(6)彎曲加工性彎曲加工性，通過彎曲部的表面粗糙度來進(jìn)行評(píng)估。根據(jù)JIS H 3130進(jìn)行 Badway (彎曲軸與軋制方向?yàn)橥环较?的W彎曲試驗(yàn)，利用共焦激光顯微鏡對(duì)彎曲部的 表面進(jìn)行解析，求出JIS B 0601規(guī)定的Ra(μ m)。測定部位導(dǎo)致的彎曲粗糙度的偏差為30 處的最大Ra-最小Ra的差，平均彎曲粗糙度為該30處的Ra的平均值。[表1-1]
權(quán)利要求
1.電子材料用銅合金，其含有Co:0. 5 4.0質(zhì)量％、Si :0. 1 1.2質(zhì)量％，余部包括 Cu及不可避免的雜質(zhì)，其中，平均結(jié)晶粒徑為15 30 μ m，每0. 5mm2觀察視野的最大結(jié)晶 粒徑與最小結(jié)晶粒徑的差的平均在10 μ m以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的電子材料用銅合金，其中進(jìn)一步含有最大為0.5質(zhì)量％的Cr。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的電子材料用銅合金，其中進(jìn)一步含有總計(jì)最大為0.5質(zhì) 量％的選自Mg、Mn、Ag及P的1種或2種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的電子材料用銅合金，其中進(jìn)一步含有總計(jì)最大 為2.0質(zhì)量％的選自Sn及Si的1種或2種。
5.根據(jù)權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的電子材料用銅合金，其中進(jìn)一步含有總計(jì)最大 為2.0質(zhì)量％的選自As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al及Fe中的1種或2種以上。
6.權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的銅合金的制造方法，其包括依次進(jìn)行以下工序 -將具有所需組成的鑄錠進(jìn)行熔解鑄造的工序1 ；-在950°C 1050°C加熱1小時(shí)以上后進(jìn)行熱軋，將熱軋結(jié)束時(shí)的溫度設(shè)在850°C以 上，將自850°C至400°C的平均冷卻速度設(shè)在15°C /s以上來進(jìn)行冷卻的工序2 ； -加工度為70%以上的冷軋工序3 ； -在350 500°C加熱1 M小時(shí)的時(shí)效處理工序4 ；-在950 1050°C進(jìn)行固溶處理，將材料溫度自850°C下降至400°C時(shí)的平均冷卻速度 設(shè)在15°C /s以上來進(jìn)行冷卻的工序5 ； -任意的冷軋工序6; -時(shí)效處理工序7 ； -任意的冷軋工序8。
7.伸銅品，其具備權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的銅合金。
8.電子器械部件，其具備權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的銅合金。
全文摘要
本發(fā)明提供一種Cu-Co-Si系合金，其具備適合作為電子材料用銅合金的機(jī)械及電特性，且機(jī)械特性均一。電子材料用銅合金含有Co0.5～4.0質(zhì)量％、Si0.1～1.2質(zhì)量％，余部包括Cu及不可避免的雜質(zhì)。平均結(jié)晶粒徑為15～30μm，每0.5mm2觀察視野的最大結(jié)晶粒徑與最小結(jié)晶粒徑的差的平均在10μm以下。
文檔編號(hào)C22C9/06GK102099499SQ201080002031
公開日2011年6月15日 申請(qǐng)日期2010年2月17日 優(yōu)先權(quán)日2009年3月31日
發(fā)明者恩田拓磨, 桑垣寬 申請(qǐng)人:Jx日礦日石金屬株式會(huì)社