电子材料用Cu－Ni－Si－Co系铜合金和其制造方法

专利名称：电子材料用Cu－Ni－Si－Co系铜合金和其制造方法
技术领域：
本发明涉及析出硬化型铜合金，尤其涉及适用于各种电子设备部件的Cu — Ni — Si 一 Co系铜合金。
背景技术：
对于连接器、开关、继电器、插脚、端子、引线架等的各种电子设备部件中所使用的电子材料用铜合金而言，要求其兼有高強度和高导电性(或导热性)作为基本特性。近年来，电子部件的高集成化和小型化、薄壁化急速发展，与此相对应，对于电子设备部件中所使用的铜合金的要求水平也逐渐提高。从高强度和高导电性的角度考虑，作为电子材料用铜合金，析出硬化型的铜合金的使用量在増加，而代替以往磷青铜、黄铜等所代表的固溶增强型铜合金。析出硬化型铜合金，通过将经固溶处理的过饱和固溶体进行时效处理，使微細的析出物均勻分散，在合金强度变高的同时，减少了铜中的固溶元素量，导电性提高。因此，可得到強度、弾性性能等的机械性质优异，且导电性、导热性良好的材料。析出硬化型铜合金中，一般被称为科森系合金(corson alloy)的Cu — Ni — Si 系铜合金，为兼具较高导电性、強度、和弯曲加工性的代表性铜合金，其是目前在业界正如火如荼进行开发的ー种合金。对于该铜合金，通过使微細的Ni — Si系金属间化合物粒子在铜基质中析出，来谋求强度和导电率的提高。人们在尝试通过在科森合金中添加Co来谋求特性的进ー步提高。在日本特开平11 一 22沈41号公报(专利文献1)中，记载了 Co与Ni同样地与Si 形成化合物，而提高机械强度，当对Cu — Co — Si系进行时效处理吋，与Cu — Ni — Si系合金相比，机械强度、导电性皆会稍有提高。因此在成本上若允许的话，可选择Cu — Co — Si系或Cu — Ni — Co — Si系。作为该合金的制造方法，记载有下述方法在冷加工后以 700 920°C进行再结晶处理，接着进行25%以下的冷加工、420 550°C的时效处理后，进一步进行25%以下的冷加工和低温退火(权利要求10)。在日本特表2005 — 53M77号公报(专利文献幻中，记载了ー种锻造铜合金，其由以重量计，镍 2. 5%、钴0. 5 2. 0%、硅0. 5% 1. 5%和作为剩余部分的铜和不可避免的杂质所构成，镍与钴的合计含量为1. 7% 4. 3%, (Ni + Co)/Si为2 :1 7 :1， 该锻造铜合金具有超过40% IACS的导电性。钴与硅組合后，由于会控制粒子生长且提高耐软化性，因此形成在时效硬化中有效的硅化物。作为该合金的制造方法，记载有依次实施下述步骤的方法850°C 1000°C的热加工一800°C 1000°C的固溶处理一温度350°C 60030分钟 30小时的第一时效退火ヰ使10% 50%的截面积减少的冷加工ヰ以低于第一时效退火温度的温度进行的第二时效退火(权利要求25、26)。在国际公开第2006/101172号小册子(专利文献3)中，记载了若在固溶处理中有意地提高加热后的冷却速度，则可进一步发挥Cu — Ni — Si系合金的强度提高效果，从而使冷却速度为每秒约10°C以上来进行冷却是有效的(段落⑷观)。
在日本特开平9 一 20943号公报中，记载了ー种Cu — Ni — Si — Co系合金的制造方法，其是在热轧后，实施85%以上的冷轧，在450 480°C退火5 30分钟后，再实施 30%以下的冷轧，进ー步在450 500°C进行30 120分钟的时效处理(权利要求5)。[专利文献1]日本特开平11一 222641号公报 [专利文献2]日本特表2005 — 532477号公报国际公开第2006/101172号小册子 [专利文献4]日本特开平9 一 20943号公报。

发明内容
如上所述，虽然已知可通过在Cu — Ni — Si系合金中添加Co，来提高强度、导电性，但是对于以往的Cu — Ni — Si — Co系合金，存在如下的问题即使为同一材料，根据测定部位的不同，強度、应カ松弛特性、弯曲粗糙度等机械特性也容易产生偏差。因此，本发明的课题之ー是提供ー种具有适合作为电子材料用铜合金的机械特性和电特性，且机械特性均一的Cu — Ni — Si — Co系合金。另外，本发明的另ー课题是提供一种用于制造这种Cu — Ni — Si — Co系合金的方法。首先，本发明人发现迄今为止的Cu — Ni — Si — Co系合金的晶粒的大小偏差较大，大粒子与小粒子混合存在，进而查明该晶粒直径的不均一性与机械特性的偏差有关。在 Cu — Ni — Si — Co系合金中，由于添加了 Co，因此需要以比通常的Cu — Ni — Si系合金更高的温度来实施固溶处理，再结晶晶粒容易粗大化。另ー方面，在固溶处理步骤的前阶段所析出的结晶物、析出物这样的第二相粒子形成障碍物而阻碍晶粒的生长。因此，Cu -Ni-Si 一 Co系合金与通常的Cu — Ni — Si系合金相比，其再结晶晶粒的偏差具有容易变大的倾向。因此，本发明人对减小再结晶晶粒的偏差的方法进行潜心研究后，得到如下见解在固溶处理步骤的前阶段，预先使微細的第二相粒子尽可能以等间隔而同样地析出到铜母相中，由此，即使以较高的温度进行固溶处理，由于第二相粒子的钉扎效应(pinning effect)，晶粒也不会变得那么大，而且钉扎效应会均勻地作用于整个铜母相中，因此也可使生长的再结晶晶粒的大小均一化。而且，可知其结果为可得到机械特性的偏差小的Cu — Ni-Si- Co系合金。以上述见解为背景所完成的本发明的一方面，是ー种电子材料用铜合金，其含有 Ni :1. 0 2. 5质量％、Co 0. 5 2. 5质量％、Si :0. 3 1. 2质量％，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成，该电子材料用铜合金的平均晶粒直径为15 30 μ m，每0. 5mm2观察视野的最大晶粒直径与最小晶粒直径的差的平均值在10 μ m以下。本发明的铜合金在ー实施方式中，进ー步含有最大为0. 5质量％的Cr。本发明的铜合金在另ー实施方式中，进ー步含有总计最大为0.5质量％的选自 Mg、Mn、Ag和P的1种或2种以上的元素。本发明的铜合金进而在另ー实施方式中，进ー步含有总计最大为2. 0质量％的选自Sn和Si的1种或2种的元素。本发明的铜合金进而在另ー实施方式中，进ー步含有总计最大为2. 0质量％的选自As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和Fe的1种或2种以上的元素。
另外，本发明的另一方面是ー种铜合金的制造方法，其包含依次进行以下步骤 将具有所需组成的铸锭进行熔化铸造的步骤1 ；
在950°C 1050°C加热1小时以上后，进行热轧，将热轧结束时的温度设在850°C以上， 将从850°C至400°C的平均冷却速度设在15°C /s以上来进行冷却的步骤2 ； 加工度为85%以上的冷轧步骤3 ； 在350 500°C加热1 M小时的时效处理步骤4 ；
在950 0C 1050 0C进行固溶处理，将材料温度从850 °C下降至400 °C时的平均冷却速度设在15°C /s以上来进行冷却的步骤5 ； 任意的冷轧步骤6 ； 时效处理步骤7 ； 任意的冷轧步骤8;以及消除应カ退火步骤9。本发明进而在另一方面，是具有上述铜合金的展铜品(伸銅品)。本发明进而在另一方面，是具有上述铜合金的电子设备部件。根据本发明，由于可使晶粒直径在适当的范围内均一化，因此可得到机械特性均一的 Cu — Ni — Si — Co 系合金。附图的说明


图1是应カ松弛试验法的说明图。图2是关于应カ松弛试验法的永久变形量的说明图。
具体实施例方式[Ni、Co和Si的添加量]
Ni、Co和Si，可通过实施适当的热处理而形成金属间化合物，不便导电率劣化而实现
高强度化。若Ni、Co和Si的添加量分别为Ni 小于1. 0质量％、Co 小于0. 5质量％、Si 小于0. 3质量％，则无法得到所需的强度，相反地，若Ni 超过2. 5质量％、Co 超过2. 5质量％、Si 超过1.2质量％，则虽可实现高強度化，但导电率明显降低，进而热加工性劣化。 因此，Ni、Co和Si的添加量为Ni :1. 0 2. 5质量％、Co :0. 5 2. 5质量％、Si :0. 3 1. 2 质量％。Ni、Co和Si的添加量优选为Ni 1. 5 2. 0质量％、Co :0. 5 2. 0质量％、Si 0. 5 1. 0质量％。[Cr的添加量]
Cr在熔化铸造时的冷却过程中会在结晶粒界优先析出，因此可将粒界強化，难以产生热加工时的裂纹，可抑制成品率的降低。即，在熔化铸造时粒界析出的Cr在固溶处理等中进行再固溶，但在后续的时效析出吋，产生以Cr作为主成分的bcc结构的析出粒子或与Si 的化合物。对于通常的Cu — Ni — Si系合金而言，添加的Si量中，无助于时效析出的Si在固溶于母相中的状态下抑制导电率的上升，但通过添加作为硅化物形成元素的Cr而进ー 步使硅化物析出，可减少固溶Si量，可在不损害強度的情况下提高导电率。然而，若Cr浓度超过0.5质量％，则由于容易形成粗大的第二相粒子，因而会损害产品特性。因此，在本发明的Cu — Ni — Si — Co系合金中，可添加最大0.5质量％的Cr。然而，若小于0.03质量1^，则其效果较小，因而优选添加0. 03 0. 5质量％，更优选添加0. 09 0. 3质量％。[Mg、Mn、Ag 和 P 的添加量]
若添加微量的Mg、Mn、Ag和P，则可改善強度、应カ松弛特性等的产品特性而不损害导电率。主要通过使上述Mg、Mnjg和P固溶于母相而发挥添加的效果，但也可通过使第二相粒子中含有上述Mg、Mn、Ag和P而发挥进ー步的效果。然而，若Mg、Mn、Ag和P的浓度的总计超过0. 5%，则特性改善效果饱和，且会损害制造性。因此，在本发明的Cu — Ni — Si — Co系合金中，可添加总计最大为0. 5质量％的选自Mg、Mn、Ag和P中的1种或2种以上。然而，若小于0. 01质量％，则其效果较小，因此优选总计添加0. 01 0. 5质量％，更优选总计添加0. 04 0. 2质量％。[Sn和Si的添加量]
若添加微量的Sn和Zn，则可改善強度、应カ松弛特性、镀敷性等的产品特性而不会损害导电率。主要通过使上述Sn和Si固溶于母相而发挥添加的效果。然而，若Sn和Si的总计超过2.0质量％，则特性改善效果饱和，且会损害制造性。因此，在本发明的Cu — Ni — Si 一 Co系合金中，可添加总计最大为2.0质量％的选自Sn和Si中的1种或2种。然而， 若小于0. 05质量％，则其效果较小，因此优选总计添加0. 05 2. 0质量％，更优选总计添加0.5 1.0质量％。[As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al 禾ロ Fe]
对于As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和狗而言，根据所要求的产品特性而对添加量进行调整， 由此改善导电率、強度、应カ松弛特性、镀敷性等的产品特性。主要通过使上述As、Sb、Be、 B、Ti、Zr、Al和狗固溶于母相而发挥添加的效果，但也可通过使第二相粒子中含有上述As、 Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和Fe，或者形成新組成的第二相粒子而发挥进ー步的效果。然而，若这些元素的总计超过2. 0质量％，则特性改善效果饱和，且会损害制造性。因此，在本发明的 Cu — Ni — Si — Co系合金中，可添加总计最大为2. 0质量％的选自As、北、Be、B、Ti、Zr、 Al和狗的1种或2种以上。然而，若小于0. 001质量％，则其效果较小，因此优选总计添加 0. 001 2.0质量％，更优选总计添加0. 05 1.0质量％。若上述Mg、Mn、Ag、P、Sn、Zn、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al 和 Fe 的添加量合计超过 3.0%，则由于容易损害制造性，因此这些元素添加量的合计优选为2.0质量％以下，更优选为1.5质量％以下。[晶粒直径]
晶粒会对强度造成影响，强度与晶粒直径的一 1/2次方成比例、即霍尔-佩奇 (Hall-Petch)法则一般来说成立。另外，粗大的晶粒会使弯曲加工性恶化，成为弯曲加工时的表面粗糙的主要原因。因此，对于铜合金，一般来说，晶粒的微細化可提高强度，因此优选。具体而言，优选为30 μ m以下，更优选为23 μ m以下。另ー方面，本发明这样的Cu — Ni — Si — Co系合金为析出強化型的合金，因此也需要注意第二相粒子的析出状态。在时效处理时、在晶粒内析出的第二相粒子有助于提高強度，但在结晶粒界析出的第二相粒子几乎无助于提高强度。因此，为了谋求强度的提高， 优选使第二相粒子在晶粒内析出。若晶粒直径变小，则粒界面积变大，因而在时效处理吋， 第二相粒子容易优先在粒界析出。为了使第二相粒子在晶粒内析出，晶粒需要具有某程度的大小。具体而言，优选为15 μ m以上，更优选为18 μ m以上。
本发明中，将平均晶粒直径控制在15 30 μ m的范围。平均晶粒直径优选为18 23 μ m。通过将平均晶粒直径控制在这样的范围，可均衡地得到由晶粒微细化产生的强度提高效果、和由析出硬化产生的强度提高效果这两个效果。另外，若为该范围的晶粒直径，则可得到优异的弯曲加工性和应カ松弛特性。本发明中，晶粒直径是指利用显微镜对与压延方向平行的厚度方向的截面进行观察吋，包围各个晶粒的最小圆的直径，平均晶粒直径是指其平均值。本发明中，每0.5mm2观察视野的最大晶粒直径与最小晶粒直径的差的平均值为 10 μ m以下，优选为7 μ m以下。差的平均值为0 μ m是理想的，但由于实际上难以实现，因此由实际的最低值而将下限设为3 μ m,典型地，优选为3 7 μ m。这里，最大晶粒直径是指在 ー个0. 5mm2的观察视野中观察到的最大的晶粒直径；最小晶粒直径是指在同一视野中所观察到的最小的晶粒直径。在本发明中，在多个观察视野中分別求得最大晶粒直径与最小晶粒直径的差，然后将其平均值作为最大晶粒直径与最小晶粒直径的差的平均值。最大晶粒直径与最小晶粒直径的差小，这是指晶粒直径的大小均一，可减轻同一材料内每个測定部位的机械特性的偏差。其结果是使加工本发明的铜合金而得到的展铜品或电子设备部件的品质稳定性提高。[制造方法]
科森系铜合金的一般制造エ艺中，首先是使用大气熔化炉，将电解铜、Ni、Si、Co等的原料进行熔化，得到所需组成的熔融金属。接着，将该熔融金属铸造成铸锭。然后，进行热轧，重复进行冷轧和热处理，从而精加工成具有所需厚度和特性的条或箔。热处理中有固溶处理和时效处理。在固溶处理中，在约700 约1000°C的高温进行加热，使第二相粒子固溶于Cu母质中，同时使Cu母质再結晶。有时也在热轧中兼有固溶处理。时效处理中，在约 350 约550°C的温度范围加热1小时以上，使已在固溶处理中固溶的第二相粒子作为纳米级的微細粒子析出。在该时效处理中，強度与导电率上升。为了得到更高的強度，有时在时效前和/或时效后进行冷轧。另外，在时效后进行冷轧时，有时在冷轧后进行消除应カ退火 (低温退火)。在上述各步骤的间隙，适当地进行用以除去表面的氧化皮的磨削、研磨、喷丸 (shot blast)酸洗等。本发明的铜合金基本上也会经由上述制造エ艺，但为了将平均晶粒直径和晶粒直径的偏差控制在本发明中规定的范围，如上所述，重要的是在固溶处理步骤的前阶段，预先使微細的第二相粒子尽可能地以等间隔且同样地析出到铜母相中。为了得到本发明的铜合金，特別需要ー边注意以下方面一边来进行制造。首先，在铸造时的凝固过程中会不可避免地产生粗大的结晶物，在铸造时的冷却过程中会不可避免地产生粗大的析出物，因此在之后的步骤中，需要将这些结晶物固溶于母相中。若在950°C 1050°C保持1小时以上之后进行热轧，且将热轧结束时的温度设为 850°C以上，则即使在添加了 Co，进而添加了 Cr的情况下，上述结晶物也可固溶于母相中。 950°C以上的温度条件与其它科森系合金的情况相比，是较高的温度设定。若热轧前的保持温度小于950°C，则固溶不充分，若超过1050°C，则存在材料发生熔化的可能性。另外，若热轧结束时的温度小于850°C，则由于已固溶的元素再次析出，因而难以得到高強度。因此，为了得到高強度，优选在850°C结束热轧，并迅速地冷却。
此时，若冷却速度缓慢，则含有Co或Cr的Si系化合物会再次析出。当对这种組成进行以提高强度为目的的热处理(时效处理)时，以冷却过程中析出的析出物为核而生长为无助于强度的粗大的析出物，从而无法得到高強度。因此，需要尽可能地提高冷却速度， 具体而言需要为15°C /s以上。然而，到400°C左右为止的温度下，第二相粒子的析出显著， 因而小于400°C时的冷却速度不成为问题。因此，本发明中，将材料温度从850°C至400°C为止的平均冷却速度设为15°C /s以上，优选20°C /s以上来进行冷却。所谓“从850°C降低至400°C为止时的平均冷却速度”，是指对材料温度从850°C降低至650°C为止的冷却时间进行测量，并通过“(850 — 400) (°C )/冷却时间(s)”而算出的值(°Cム)。作为加快冷却的方法，水冷最为有效。然而，由于冷却速度根据水冷中使用的水的温度而变化，因此可通过进行水温管理来进ー步加快冷却。若水温为25°C以上，则由于有时不能得到所需的冷却速度，因此优选保持在25°C以下。若将材料放入存储有水的槽内进行水冷，则水的温度上升，容易达到25°C以上，因此优选以雾状(淋浴状或薄雾状)进行喷雾， 或使恒常冰冷的水在水槽中流动，以在一定的水温(25°C以下)下对材料进行冷却，从而防止水温上升。另外，增设水冷喷嘴或増加每单位时间的水量，由此也可使冷却速度上升。在热轧之后实施冷轧。为了使析出物均勻地析出，实施该冷轧以增加形成析出位点的应变，优选以85%以上的压下率来实施冷轧，更优选以95%以上的压下率来实施冷轧。若不进行冷轧而在刚进行热轧后实施固溶处理，则析出物不会均勻地析出。也可适当地重复热轧和其后的冷轧的组合。在冷轧后实施第一时效处理。若在实施本步骤之前残存有第二相粒子，则在实施本步骤吋，这种第二相粒子进ー步生长，因而与本步骤中最初析出的第二相粒子在粒径上会产生差异，但在本发明中，由于在前阶段的步骤中使第二相粒子大致消失，因此，可使微细的第二相粒子以均勻的大小而同样地析出。然而，若第一时效处理的时效温度过低，则带来钉扎效应的第二相粒子的析出量減少，仅可部分地得到固溶处理中产生的钉扎效应，因而晶粒的大小变得不均。另ー方面， 若时效温度过高，则第二相粒子变得粗大，且第二相粒子不均勻地析出，因此第二相粒子的粒径的大小变得不均。另外，时效时间越长则第二相粒子越生长，因而需要设定成适当的时效时间。在350 500°C进行1 M小时的第一时效处理，优选在350°C以上且小于400°C 的温度进行12 M小时的第一时效处理、在400°C以上且小于450°C的温度进行6 12 小时的第一时效处理、在450°C以上且小于500°C的温度进行3 6小时的第一时效处理， 由此，可使微細的第二相粒子均勻地析出到母相中。若为这种组织，则可同样地对下ー步骤的固溶处理中产生的再结晶晶粒的生长进行钉扎，从而可得到晶粒直径的偏差小的整粒组
幺ロ
ハO在第一时效处理之后进行固溶处理。其中，ー边使第二相粒子固溶，ー边使微细且均勻的再结晶晶粒生长。因此，需要将固溶温度设为950°C 1050°C。其中，再结晶晶粒先生长，然后，第一时效处理中析出的第二相粒子固溶，从而可通过钉扎效应来控制再结晶晶粒的生长。然而，由于第二相粒子固溶后，钉扎效应消失，因此若长时间连续进行固溶处理， 则再结晶晶粒会变大。因此，对于适当的固溶处理的时间而言，在950°C以上且小于1000°C 的温度时为60秒 300秒，优选为120 180秒；在1000°C以上且小于1050°C的温度时为30秒 180秒，优选为60秒 120秒。即使在固溶处理后的冷却过程中，为了避免析出第二相粒子，材料温度从850°C降低至400°C为止时的平均冷却速度应为15°C /s以上，优选20°C /s以上。在固溶处理之后实施第二时效处理。第二时效处理的条件，可为对析出物的微細化有用而惯用实施的条件，但要注意对温度和时间进行设定以使析出物不会粗大化。下面例举时效处理的条件的一个例子在350 550°C的温度范围进行1 M小吋，更优选在 400 500°C的温度范围进行1 M小吋。并且，时效处理后的冷却速度几乎不会对析出物的大小造成影响。对于第二时效之前的情况，增加析出位点，利用析出位点来促进时效硬化，从而实现强度提高。对于第二时效之后的情況，利用析出物来促进加工硬化，从而实现强度提高。也可在第二时效处理之前和/或之后实施冷轧。在第二时效处理后的冷轧后， 为了提高应カ松弛特性，实施消除应カ退火。消除应カ退火以惯用的条件进行即可，例如在 250°C 400°C的退火温度下进行1 M小时，优选在250°C 350°C进行1 M小时。本发明的Cu — Ni — Si — Co系合金可加工成各种展铜品，例如可加工成板、条、 管、棒和线，进一歩地，本发明的Cu — Ni — Si — Co系铜合金可用于引线架、连接器、插脚、 端子、继电器、开关、二次电池用箔材等的电子部件等。实施例
以下，与比较例一起列举了本发明的实施例，但这些实施例是为了更好地理解本发明和其优点而提供的例子，并没有对本发明进行限定的意图。在高频熔化炉中，在1300°C的温度下将表1(实施例)和表2(比较例)中记载的成分組成的铜合金进行熔化，铸造成厚度为30mm的铸锭。接着，将该铸锭加热至1000°C之后，进行热轧直至板厚为10mm，上升温度(热轧结束的温度)设为900°C。热轧结束之后， 将材料温度从850°C下降至400°C为止时的平均冷却速度设为18°C来进行水冷却，然后放置在空气中进行冷却。接着，为了除去表面的锈皮，进行表面切削直至厚度为9mm，然后通过冷轧而形成厚度为0. 15mm的板。接着，以各种时效温度实施3 12小时的第一时效处理后，以各种固溶温度进行120秒的固溶处理，然后立即将材料温度从850°C下降至400°C为止时的平均冷却速度设为18°C来进行水冷却，然后放置在空气中进行冷却。接着，进行冷轧直至为0. 10mm，在450°C于惰性气氛中用3小时实施第二时效处理，进而进行冷轧直至为 0. 08mm后，最后在300°C于惰性气氛中用3小时实施消除应カ退火，从而制造出试验片。以下述方法对以上述这样得到的各试验片的各种特性进行评价。(1)平均晶粒直径
对于晶粒直径，以观察面为平行于压延方向的厚度方向的截面的方式，将试样埋入树脂中，利用机械研磨对观察面进行镜面掘光之后，在相对于100容量份的水混合有10容量份的浓度为36%的盐酸而成的溶液中，溶解重量为该溶液重量的5%的氯化亚铁。将试样在以上述方式制成的溶液中浸渍10秒，使金属组织显现。接着，利用光学显微镜将上述金属组织放大100倍，将0. 5mm2的观察视野拍摄成一张照片，求出所有包围各个晶粒的最小圆的直径，针对各观察视野而算出平均值，将15处观察视野的平均值作为平均晶粒直径。(2)最大晶粒直径一最小晶粒直径的差的平均值
对于在求得平均晶粒直径时所测定的晶粒直径，针对每个视野求出最大值与最小值的差，将15处观察视野的平均值作为最大晶粒直径一最小晶粒直径的差的平均值。
(3)強度
对于强度，进行压延平行方向的拉伸试验，测得0. 2%屈服強度(YS =MPa)。由測定部位导致的強度的偏差为30处的最大強度一最小強度的差，平均強度为该30处的平均值。(4)导电率
对于导电率(EC % IACS)，通过利用了双电桥的体积电阻率的測定来求出。由測定部位导致的导电率的偏差为30处的最大強度一最小強度的差，平均导电率为该30处的平均值。(5)应カ松弛特性
对于应力松弛特性，如图1所示，在加工为宽度IOmmX长度IOOmm的厚度t = 0. 08mm 的各试验片上，标距1为25mm，且以高度上的负荷应カ为0. 2%屈服強度的80%的方式来决定高度，并负荷弯曲应力，对在150°C加热1000小时后的图2所示的永久变形量(高度)y进行測定，算出应カ松弛率{[1 一(y — Y1) (mm)/(y0 一 Yl) (mm) ] X 100 (% )} 0并且， Y1为负荷应カ前的初始的翘曲高度。由測定部位导致的应カ松弛率的偏差为30处的最大強度一最小強度的差，平均应カ松弛率为该30处的平均值。(6)弯曲加工性
弯曲加工性通过弯曲部的表面粗糙来进行评价。根据JIS H 3130进行Badway(弯曲轴与压延方向为同一方向)的W弯曲试验，利用共焦激光显微镜对弯曲部的表面进行解析，求出JIS B 0601规定的Ra(μ m)。由測定部位导致的弯曲粗糙度的偏差为30处的最大Ra — 最小Ra的差，平均弯曲粗糙度为该30处的Ra的平均值。
权利要求
1.电子材料用铜合金，其含有Ni:1.0 2.5质量％、&) :0. 5 2. 5质量％、Si :0. 3 1.2质量％，剰余部分由Cu和不可避免的杂质构成，该电子材料用铜合金的平均晶粒直径为15 30 μ m，每0. 5mm2观察视野的最大晶粒直径与最小晶粒直径的差的平均值为IOym 以下。
2.如权利要求1所述的电子材料用铜合金，其中，进ー步含有最大为0.5质量％的Cr。
3.如权利要求1或2所述的电子材料用铜合金，其中，进ー步含有总计最大为0.5质量％的选自Mg、Mn、Ag和P的1种或2种以上的元素。
4.如权利要求1 3中任一项所述的电子材料用铜合金，其中，进ー步含有总计最大为2.0质量％的选自Sn和Si的1种或2种元素。
5.如权利要求1 4中任一项所述的电子材料用铜合金，其中，进ー步含有总计最大为2.0质量％的选自As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和!^e的1种或2种以上的元素。
6.如权利要求1 5中任一项所述的电子材料用铜合金的制造方法，其包含依次进行以下步骤将具有所需组成的铸锭进行熔化铸造的步骤1 ；在950°C 1050°C加热1小时以上后，进行热轧，将热轧结束时的温度设在850°C以上， 将从850°C至400°C的平均冷却速度设在15°C /s以上来进行冷却的步骤2 ；加工度为85%以上的冷轧步骤3 ；在350 500°C加热1 M小时的时效处理步骤4 ；在950°C 1050°C进行固溶处理，将材料温度从850°C下降至400°C时的平均冷却速度设在15°C /s以上来进行冷却的步骤5 ；任意的冷轧步骤6 ；时效处理步骤7 ；任意的冷轧步骤8;以及消除应カ退火步骤9。
7.展铜品，其具有权利要求1 5中任ー项所述的铜合金。
8.电子设备部件，其具有权利要求1 5中任ー项所述的铜合金。
全文摘要
本发明提供适合作为电子材料用的铜合金的机械特性和电特性、且机械特性均一的Cu－Ni－Si－Co系合金。电子材料用的铜合金，其含有Ni1.0～2.5质量％、Co0.5～2.5质量％、Si0.3～1.2质量％，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成，其中，平均晶粒直径为15～30μm，每0.5mm2观察视野的最大晶粒直径与最小晶粒直径的差的平均值为10μm以下。
文档编号C22C9/06GK102549180SQ200980161688
公开日2012年7月4日 申请日期2009年9月28日 优先权日2009年9月28日
发明者桑垣宽, 江良尚彦 申请人:Jx日矿日石金属株式会社