铜锌合金的制作方法
【专利摘要】本发明涉及一种铜合金，其经过热机械处理，包含（以重量%计）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、也可选择地0.001至0.4%重量的P、也可选择地0.01至0.1%重量的Al、也可选择地0.01至0.3%重量的Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、Ti、Mn、也可选择地0.05至0.5%重量的Ni、剩余的铜和不可避免的杂质，其中合金显微组织的特征在于：主要织构层的比例是至少10%体积的铜层、至少10%体积的S/R层、至少5%体积的黄铜层、至少2%体积的Goss层、至少2%体积的22RD方块层和至少0.5%体积的方块层，以及，精细地分布的含铁颗粒包含在合金基体中。
【专利说明】铜锌合金
[0001]本发明根据权利要求1的前文涉及一种铜合金。
[0002]包括终端触点的电子部件形成信息技术的基础。对于每个终端触点需要考虑的最重要因素之一是以最低的成本优化实施方式。随着价格的持续压力，需求存在于电子行业中，尤其存在于具有期望性能且还具有成本效益的这种材料的可替代材料中。合金的期望性能例如是高导电和高导热率以及进一步的高抗应力松弛性能和高抗拉强度。通常地，铜合金用作终端线夹和也用在其它电气和热应用中，因为其整体上出色的耐腐蚀性、高的导电和导热率以及良好的存储和磨损品质。铜合金也是合适的，因为其良好的冷切削或热切削性能及其良好的变形性能。
[0003]从公开文件EP I 290 234 BI中已知铜合金，其已经显示了具有高导电性、高抗拉强度和高成形加工强度的其它典型铜合金的最具成本效益的替代物。该合金包含13至15%的锌、0.7至0.9%的锡、0.7至0.9%的铁以及铜的剩余平衡物。由于在目前市场上的锌具有比较低的金属价格，所以可以节省基础材料的成本。
[0004]从专利说明文件US3，816，109中已知具有至多15.0%的锌比例的铜合金。铁的含量在1.0至2.0%之间。通过使用这样的成分，获得了比较良好的导电性，结合了足够的抗拉强度。
[0005]此外，从专利说明文件US6，132，528中已知铜-锡-铁-锌合金，其具有达到35.0%的较高的锌含量。铁的比例在1.6%和4.0%之间。在已经浇铸后加入铁，将具有获得晶粒细化的功能。
[0006]本发明的目的在于以这种方式改进铜合金以针对抗应力松弛性能和进一步的材料性能对其进行改进。尤其当该合金作为带料加工时，其针对青铜CuSn4(C51100)和CuSn6(C51900)的技术性能来定位，同时具有低的金属价格。此外，制造途径将尽可能地简单。关于抗拉强度，其值为600MPa，导电率至少是20%IACS。此外，被作为带料处理的铜合金能很好地弯曲并且能够作为弹性材料来使用。
[0007]本发明由权利要求1的特征来表示。关于其的进一步从属权利要求涉及本发明的有利实施方式和改进。
[0008]本发明包括铜合金，其经过热机械处理，包含(以重量％计):
[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]也可选择地0.001至0.4%重量的P，
[0013]也可选择地0.01至0.1%重量的Al，
[0014]也可选择地0.01 至 0.3% 重量的 Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、T1、Mn，
[0015]也可选择地0.05至0.5%重量的Ni，
[0016]剩余的铜和不可`避免的杂质，其中，合金的显微组织的特征在于:主要织构层的比例是:
[0017]至少10%体积的铜层，[0018]至少10%体积的S/R层，
[0019]至少5%体积的黄铜层，
[0020]至少2%体积的铸造层，
[0021 ] 至少2%体积的22RD方块层，
[0022]至少0.5%体积的方块层，以及
[0023]精细地分布的含铁的颗粒包含在合金基体中。 [0024]根据本发明的铜合金首先涉及带料、线料或管状材料，具有主要成分铜、锌、锡和铁。尤其根据获得可以容易地成形的单相合金的标准，在该合金中选择含量在15.5和36.0%之间的锌。单相基本显微组织包括α相。基本显微组织也必须适用于吸收其它元素最细小的可能的沉淀物。显示了锌含量不应超过36.0%，因为否则将导致合金中出现较差的相组成。在优选实施方式中，锌的含量最多不得超过32.0%。尤其在锌含量超过特定值的情况下出现脆性β相，这在本文中是不期望的。另外一个方面，具有30.0%锌的合金变型的大量实验结果显示期望的性能仍然被保证。该合金的重要性能是其抗应力松弛性能和抗应力开裂腐蚀性能。另外一个方面，在根据本发明的解决方案中也提出了经济方面。因此，锌元素目前仍然可以在市场上以合理的价格购买并获得，以便因此生产金属价格更优惠的合金，其至少具有至今为止已知合金的性能。因此，根据本发明的合金比传统的铜-锡-磷合金具有更低的金属价格。该材料性能也针对这些合金来定位。
[0025]从技术方面来看，根据本发明的锡含量较高的合金影响到了强度和抗松弛性能。在另外一个方面，锡含量不应超过3.0%，因为导电性和弯曲能力并没有因此受到负面的影响。原则上，锡的浓度应保持尽可能低，然而，仍然可以在比例小于0.3%处期望没有对合金性能发生实质性的影响。
[0026]比较于典型的黄铜，铁负责沉淀颗粒的形成并因此负责松弛性能的改进。沉淀形成可以在制造过程期间控制和优化。特别地，在随后是靶向冷却的热轧压步骤期间在该合金中形成沉淀物。在合金中活跃的退火机理首先由铁元素体现。
[0027]在合金基体中出现的含铁的颗粒在亚微米范围内形成。可选择地包含在合金中的其它元素利用处理控制可以导致合金性能的进一步改进，或者也可以在熔化阶段在生产过程期间显示其效果。进一步的关键性能在于带料的弯曲能力，其尤其在锌含量较高的情况下得到改进。实验结果显示，对于低和高的锌含量，在合金中都出现大致相同水平的残余应力。必要的是，相对于典型的黄铜，根据本发明的合金的抗松弛抗性能得到显著地改进并且仅仅稍微低于青铜的典型值。该黄铜合金的抗松弛性能因此在锡青铜的可商业地获得的范围内。
[0028]根据本发明，合金中的特定重量被放置在其显微组织上，其显示了在处理步骤的作用下主要织构层的特殊组合。该织构由于实施不同的热轧压工艺而在热机械处理期间的制造中形成。轧压成形加工步骤可以一方面包括冷轧压步骤和中间退火步骤以及另外一个方面包括与进一步的冷轧压步骤和中间退火步骤结合的热轧压过程。根据本发明的具有指定主要织构层的合金的形成必须适合加工技术，该加工技术精确地用于形成结合各自的轧压减量程度的精细地分布的含铁的颗粒。因此仅仅可以获得期望的性能组合的最佳效果。
[0029]例如，因为弹簧的刚度及其承载能力因此被确定，所以，期望的材料参数尤其对弹簧构件的设计有利。在所得到的织构层和由此产生的力学性能各向异性之间存在紧密的关系。在实施根据其堆垛层错能的高度轧压变形后，立方面心金属通常形成两个不同的织构类型。在具有中等的至高等的堆垛层错能的金属(诸如铝和铜)中，发现所谓的铜轧压织构，其包括理想层、所谓的黄铜层以及进一步的S层和铜层。第二种限制类型是所谓的合金轧压织构，其由低堆垛层错能的金属材料形成，其也包括大部分的铜合金，并且基本包括黄铜层。最近，对铜和铜锌合金的织构研究以及进一步对铜和CuZn30的电子显微镜研究显示:在较低程度的成形加工期间，CuZn30对铜的显微组织和纹理形成表现相似，并且，由于随后开始的孪生带和剪切带的形成，典型的黄铜轧压织构首先产生中等的至高等的轧压。在较低程度的轧压处，也期望因此在具有较低堆垛层错能的铜合金中出现混合织构类型。
[0030]因此，在根据本发明的合金的带料中，产生了特别地有利的织构和机械性能的定向依赖。在作为一方面的铜层和另外一方面的黄铜层的极限情况之间的混合织构的织构类型通过较低程度的轧压减量形成。直接地依赖于其产生了各自有利的性能。
[0031]特别的优点在于根据本发明的合金的抗应力松弛性能极大地优良于不含锡和不含铁的铜锌合金，并且该合金同时比铜-锡-磷合金具有更低的金属价格。出人意料地，根据本发明的Cu-Zn-Sn-Fe材料也显示比在可比产品中所使用的锡青铜更有利的强度降低作用。在重结晶的开始时产生的强度损失在任何情况下都偏小。出现在合金基体中的含铁的颗粒一定被形成足够小(在亚微米范围内)从而确保良好的镀锡能力和加工能力以形成插头连接器。在该基体成分中，在热浸镀锡期间利用合金基体中的铜可以形成期望的金属间相。在利用以下回流处理对锡进行电镀的情况下，有利的金属间相也均匀地在整个表面上形成。表面可以均匀地被镀锡的重要要求是:小颗粒在轧压方向上在基体中在机械成形加工期间借助热轧压或冷轧压不发生任何实质性的伸长。与根据本发明位于溶液外侧更大比例的铁相比，干扰镀锡的更大铁颗粒不发生线形加宽。
[0032]在本发明的优选实施方式中，锡的含量可以是0.7%至1.5%并且铁的含量可以是0.5%至0.7%。锡在指定范围内的含量较低因此特别是有利的，因为以这样的方式进一步改进了合金的导电性和弯曲能力。选择特定的铁含量以在合金基体中形成特别精细的含铁的颗粒。然而，这些颗粒仍然具有大幅度地改进机械性能的尺寸。
[0033]锌的含量可以有利地在21.5%和31.5%之间。尤其在该范围内，仍然确定的是可以制成包含α相的期望的单相合金。这种合金可以更容易地成形并且仍然适用于含铁的颗粒的精细沉淀分布。此外，锌的含量可以有利地在28.5%和31.5%之间。
[0034]在本发明的进一步有利的实施方式中，黄铜层和铜层的主要织构层的比例的比值可以小于I。对于具有类似成分的已知黄铜合金(但不存在铁沉淀物)，该商数显示了该合金的特殊特征。尽管在可比实验中，纯的CuZn30合金具有大于1.2的商数，但是期望的机械性能形成在黄铜层和铜层的比值更小的带料中，。从而确定了弹性材料的刚度水平和承载能力。
[0035]黄铜层和铜层的主要织构层的比例的比值可以有利地在0.4和0.90之间。合金的特别有利的机械性能在规定的范围内形成。
[0036]在本发明的有利实施方式中，可以在合金基体中提供密度至少是0.5颗粒/μ Hi2的具有小于Iym直径的精细地分布的含铁的颗粒。合金中的颗粒的尺寸及其分布的组合最终影响机械性能。具有小于Iym直径的所描述的精细分布率宣称超过99%并且为了有利的性能首先限定。在典型的情况下，精细地分布的含铁的颗粒的平均颗粒直径甚至小于50nm至lOOnm。如果这样小的颗粒借助热轧压或冷轧压实施机械成型，则它们不会在轧压方向上发生任何显著的拉伸，由此导致表面具有良好镀锡能力。
[0037]合金基体的平均粒径可以有利地小于10 μ m。然而，平均粒径尺寸更优选地至多是5μπι。通过将合金基体的粒径和精细地分布的含铁的颗粒尺寸及其分布进行组合，可以获得合金的机械承载能力、导电性、抗应力松弛性能和弯曲能力等性能的最佳状态。基于表1至4将更详细地解释本发明的进一步示例性实施方式。
[0038]在表中:[0039]表1列出了以重量％计的所检测的铜合金成分；
[0040]表2列出了在最后冷轧压至最后厚度并且以250°C /3小时退火后，根据表1的合金的性能；
[0041]表3列出了在最后冷轧压至最后厚度并且以300°C /5分钟退火后，根据表1的合金的性能；
[0042]表4列出了以来自表3中合金的体积百分比表示的主要织构层。
[0043]各实施例和对比实施例的成分可以从表1推断；最后状态的结果包含在表2和3中。
[0044]对比实施例1 (CuZn23.5Snl.0):细粒度
[0045]合金部件被熔化在石墨i甘祸中，并随后经由Ta_ann法在钢锭模中铸造实验室样品块。实验室块样品的成分为75.47%的Cu-23.47%的Zn-L 06%的Sn(见表1)。在打磨至22mm的厚度后，将样品在700_800°C下热轧压至12mm,并随后打磨至10mm。
[0046]在冷轧压至1.8mm后，合金以500°C/3小时被退火。在粒径为30-35 μ m和导电率为26.5%IACS时获得了 109MPa的屈服强度。在随后冷轧压至0.33mm并以320°C /3小时退火后，在2-3 μ m的粒径和27.3%IACS的导电率时的屈服强度为311MPa。
[0047]在轧压至最后厚度且以300°C /5分钟回火后，在24%的先前冷变形时，在19.3%的AlO伸长率且25.P/oIACS的导电率时，获得541MPa的屈服强度。最小弯曲半径minBR相对于在V锻模中的带料厚度t (!1^1^1?八垂直/平行)是0.4/1.2。抗应力松弛性能在IOO0C /1000小时后是初始应力的92.3%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的82.1%。对于40%的先前冷变形，在4.6%的AlO伸长率、24.8% IACS的导电率和1.5/7.5的minBR/t垂直/平行时，获得622MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的90.2%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的79.8%。
[0048]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时回火后，对于24%的先前冷变形，在9.8%的AlO伸长率且25.3%IACS的导电率时，获得586MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是0.4/2.8。
[0049]对比实施例2 (CuZn23.5Snl.0):粗粒度
[0050]该成分相应于对比实施例1中的成分，该制造与对比实施例1中的相同，直到冷轧压至0.33mm。然而，比较于对比实施例1，第二次退火没有以320°C /3小时实施，而是以520 0C /3小时实施。
[0051]以520°C /3小时退火后，在45 μ m的粒径和27.9%IACS的导电率时，屈服强度是106MPa。
[0052]在轧压至最后厚度且以300°C /5分钟回火后，在24%的先前冷变形时，在33.7%的AlO伸长率且26.9%IACS的导电率时，获得378MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.4/1.6。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的94.7%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的93.0%。
[0053]对于40%的先前冷变形，在10.2%的AlO伸长率、26.5% IACS的导电率和
3.5/4.0的minBR/t垂直/平行时，获得503MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C/1000小时后是初始应力的96.1%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的91.2%。
[0054]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时回火后，对于24%的先前冷变形，在29.5%的AlO伸长率且27.3%IACS的导电率时，获得402MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.8/2.8。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的98.7%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的93.5%。对于40%的先前冷变形，在8.3%的AlO伸长率、26.4%IACS的导电率和4.5/6.0的minBR/t垂直/平行时，获得517MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的96.8%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的91.9%。
[0055]将对比实施例1和对比实施例2进行对比表明在第二次退火后，比较于粗粒度显微组织，细粒度显微组织的屈服强度提高了 200MPa。变形24%的样品的下述冷变形将该差值减少至仍然160MPa，并且变形40%的样品的下述冷变形将该差值减少至llOMPa。在以3000C /5分钟退火后的最终状态下，利用40%的轧压减量的粗粒度制造(503MPa)以及进一步利用24%的轧压减量的细粒度制造(541MPa)都可获得大约520MPa的可比屈服强度。然而，同时，比较于粗粒度制造期间的10.2%的AlO伸长率，细粒度制造期间的19.3%的AlO伸长率是更有利的。对于细粒度制造，最小弯曲半径相对于带料厚度是0.4/1.2，其比较于最小弯曲半径相对于带料厚度是3.5/4的粗粒度制造是同样有利的。对于在100°C /1000小时后具有96.1%的残余应力(细粒度:92.3%的残余应力)的粗粒度显微组织以及在120°C/1000小时后具有91. 2%的残余应力(细粒度:82.1%的残余应力)的粗粒度显微组织，只有抗应力松弛性能是稍微更有利的。
[0056]实施例3 (CuZn23.5Snl.0Fe0.6):细粒度
[0057]合金部件被熔化在石墨i甘祸中，并随后经由Ta_ann法在钢锭模中铸造实验室样品块。实验室块样品的成分为75.95%的Cu-23.40%的Zn-L 06%的Sn-0.59%的Fe(见表I)。在打磨至22mm的厚度后，将样品在700-800°C下热轧压至12mm，并随后打磨至10mm。在热轧压后显微组织显示〈I μ m的更小颗粒。借助于EDX，〈I μ m的颗粒被识别为含铁的。在冷轧压至1.8mm后，合金以500°C /3小时被退火。在5_15 μ m的粒径和24.2%IACS的导电率时获得了 304MPa的屈服强度。在随后冷轧压至0.33mm并以520°C /3小时退火后，在3-4 μ m的粒径和24.3%IACS的导电率时的屈服强度为339MPa。
[0058]在轧压至最后厚度且以300°C /5分钟回火后，在24%的先前冷变形时，在10.5%的AlO伸长率且22.9%IACS的导电率时，获得623MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.4/3.6。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的90.7%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的79.2%。
[0059]对于40%的先前冷变形，在6.5%的AlO伸长率、22.8%IACS的导电率和4/10的minBR/t垂直/平行时，获得686MPa的屈服强度。
[0060]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时退火后，对于24%的先前冷变形，在9.4%的AlO伸长率且23.2%IACS的导电率时，获得632MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是3.2/4.8。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的90.8%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的80.1%。对于40%的先前冷变形，在2.8%的AlO伸长率、23.0%IACS的导电率和5/10的minBR/t垂直/平行时，获得713MPa的屈服强度。
[0061]比较在以300°C /5分钟时的最后退火后，对比实施例1中无Fe的细粒度变型，含铁的细粒度变型分别地显示了提高82MPa的屈服强度(24%的轧压减量)或提高64MPa的屈服强度(40%的轧压减量)。
[0062]然而，对于两种合金变型，通过不同的制造，可以获得620MPa的可比较屈服强度。因此，在24%的轧压减量和以300°C /5分钟的最后退火后，CuZn23.5Snl.0Fe0.6获得了 623MPa的屈服强度，并且，在40%的轧压减量和以300°C /5分钟的最后退火后，CuZn23.5Snl.0获得622MPa的屈服强度。然而，比较于AlO伸长率提高4.6%的CuZn23.5Snl.0，含铁的变型的AlO伸长率提高了 10.5%。对于含铁的变型，最小弯曲半径相对于带料厚度是2.4/3.6，其比较于最小弯曲半径相对于带料厚度是1.5/7.5的非含铁的变型是同样有利的。两个变型的抗应力松弛性能相比之下是类似的。
[0063]以5000:1和10，000:1的图像放大比例计算每I μ m2图像细节的颗粒数,请参看图1和2。表面研磨的显微组织借助在扫描电子显微镜上的AsB检测器示出。大多数铁颗粒的直径都小于200nm，大于200nm和小于I μ m的颗粒孤立地存在。平均颗粒密度是1.2/μ m2。
[0064]实施例4 (CuZn23.5Snl.0Fe0.6P0.2):细粒度
[0065]合金部件被熔化在石墨i甘祸中，并随后经由Ta_ann法在钢锭模中铸造实验室样品块。实验室块样品的成分为74.77%的Cu-23.45%的Zn-L 04%的Sn-0.56%的Fe-0.19%的P (见表1)。在打磨至22mm的厚度后，将样品在700-800°C下热轧压至12mm，并随后打磨至10mm。显微组织显示〈I μ m的更小颗粒。此外，在基体中出现>1 μ m的几种更粗颗粒。借助于EDX颗粒被识别为含FeP。在冷轧压至1.8mm后，合金以500°C /3小时被退火。在IOym的粒径和26.6%IACS的导电率这种情况下获得了 293MPa的屈服强度。在随后冷轧压至0.33mm并以370°C /3小时退火后，在3_4μ m的粒径和26.7%IACS的导电率时的屈服强度为 393MPa。
[0066]在轧压至最后厚度且以300°C /3小时回火后，在24%的先前冷变形时，在11.6%的AlO伸长率且24.2%IACS的导电率时，获得633MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/4.8。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的91.2%并且在120°C /1000小时后是初始应力的81.3%。对于40%的先前冷变形，在3.1%的AlO伸长率、23.7%IACS的导电率和3.5/11的minBR/t垂直/平行时，获得710MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的90.1%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的79.6%。
[0067]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时回火后，对于24%的先前冷变形，在9.5%的AlO伸长率且23.6%IACS的导电率时，获得641MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/6。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的93.5%并且在12`0°C /1000小时后是初始应力的81.0%。对于40%的先前冷变形，在1.4%的AlO伸长率、23.8%IACS的导电率和4.5/10.5的minBR/t垂直/平行时，获得723MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的92.9%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的78.4%。
[0068]比较以300°C /5分钟的最后退火后，在对比实施例1中的细粒度变型，含FeP的细粒度变型分别地显示了提高92MPa的屈服强度(24%的轧压减量)或提高88MPa的屈服强度(40%的轧压减量)。
[0069]在24%的轧压减量和以300°C /5分钟的最后退火后(CuZn23.5Snl.0Fe0.6P0.2:Rp0.2=633MPa)以及在40%的轧压减量和以300°C /5分钟的最后退火后(CuZn23.5Snl.0:Rp0.2=622MPa)，在各种情况下，两个细粒度合金变型都获得了 620_630MPa的可比较屈服强度。然而，比较于AlO伸长率提高4.6%的CuZn23.5Snl.0，包含FeP的变型的AlO伸长率提高了 11.6%。对于含FeP的变型，最小弯曲半径相对于带料厚度是2.0/4.8，其比较于最小弯曲半径相对于带料厚度是1.5/7.5的非含铁的变型是同样有利的。两个变型的抗应力松弛性能是类似的。
[0070]实施例5 (CuZn23.5Snl.0Fe0.6):粗粒度
[0071]该成分相应于实施例4中的成分，该制造与实施例4中的相同，直到冷轧压至0.33mm。然而，比较于实施例4，第二次退火没有以370°C /3小时实施，而是以520°C /3小时实施。在10-25 μ m的粒径和26.7%IACS的导电率的这种情况下获得了 212MPa的屈服强度。
[0072]在轧压至最后厚度且以300°C/5分钟回火后，在24%的先前冷变形时，在23.1%的AlO伸长率且24.5%IACS的导 电率时，获得534MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2.4/3.2。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的95.8%并且在120°C /1000小时后是初始应力的90.9%。对于40%的先前冷变形，在7.8%的AlO伸长率、24.1%IACS的导电率和3.5/8.5的minBR/t垂直/平行时，获得634MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的93.9%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的85.2%。
[0073]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时退火后，在24%的先前冷变形处，在17.8%的AlO伸长率且24.7%IACS的导电率处，获得544MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是3.2/4.0。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的95.1%并且在120°C /1000小时后是初始应力的90.1%。对于40%的先前冷变形，在4.3%的AlO伸长率、24.0%IACS的导电率和4.5/8.5的minBR/t垂直/平行时，获得642MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的95.0%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的86.4%。
[0074]将实施例4和实施例5进行对比，显示:在第二次退火后，比较于粗粒度显微组织，细粒度显微组织的屈服强度提高了 180MPa。变形24%的样品的下述冷变形将该差值减少至60MPa，并且变形40%的样品的下述冷变形将该差值减少至40MPa。在以300°C /5分钟的最后退火后，粗粒度和细粒度之间的屈服强度的差值是IOOMPa (变型程度为24%)和75MPa(变形程度为40%)。
[0075]在以300°C /5分钟退火后，在最终状态下，利用40%的轧压减量的粗粒度制造(634MPa)以及进一步利用24%的轧压减量的细粒度制造(633MPa)都可获得大约630MPa的可比屈服强度。然而，同时地，比较于粗粒度制造期间的7.8%的AlO伸长率，细粒度制造期间的AlO伸长率为11.6%是更有利的。对于细粒度制造，最小弯曲半径相对于带料厚度是
2.0/4.8，其比较于最小弯曲半径相对于带料厚度是3.5/8.5的粗粒度制造是同样有利的。对于在100°C /1000小时后具有93.9%的残余应力(细粒度:91.2%的残余应力)的粗粒度显微组织以及在120°C /1000小时后具有85.2%的残余应力(细粒度:81.3%的残余应力)的粗粒度显微组织，只有抗应力松弛性能是稍微更高的。
[0076]实施例6 (CuZn30Snl.0Fe0.6):细粒度
[0077]合金部件被熔化在石墨坩埚中，并随后经由Ta_ann法在钢锭模中铸造实验室样品块。实验室块样品的成分为68.26%的Cu-30.16%的Zn-L 03%的Sn-0.55%,的Fe (见表I)。在打磨至22mm的厚度后，将样品在700-800°C下热轧压至12mm，并随后打磨至10mm。在热轧压后显微组织显示〈I μ m的更小颗粒。借助于EDX，〈lym颗粒被识别为含铁的。在冷轧压至1.8mm后，合金以500°C /3小时被退火。在5 μ m的粒径和23.1%IACS的导电率的这种情况下获得了 339MPa的屈服强度。
[0078]理论上，除了在实施例中所提出的Tammann法外，也可以使用其它合适的铸造方法。尤其在本文中也要考虑到带料铸造。
[0079]在随后冷轧压至0.33mm后，零件以520°C /3小时被退火。在3_4μπι的粒径和23%IACS的导电率的这种情况下获得了 340MPa的屈服强度。
[0080]在轧压至最后厚度且以300°C /5分钟回火后，在12%的先前冷变形时，在19.0%的AlO伸长率且22.2%IACS的导电率时，获得486MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是0/0。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的88%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的76.7%。
[0081]对于18%的先前冷变形，在21.3%的AlO伸长率、21.9%IACS的导电率和0.9/0.4的minBR/t垂直/平行时，获得550MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的88.3%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的75.6%。
[0082]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时退火后，对于12%的先前冷变形，在18.5%的AlO伸长率且22.6%IACS的导电率时，获得505MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是0/0。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的87.3%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的76.2%。对于18%的先前冷变形，在19.9%的AlO伸长率、22.2%IACS的导电率和0.9/0.6的minBR/t垂直/平行时，获得564MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的88.4%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的77.6%。
[0083]在冷轧压至0.33mm后，另外的零件以450°C /30秒被退火。在1-2 μ m的粒径和22.6%IACS的导电率的这种情况下获得了 460MPa的屈服强度。
[0084]在轧压至最后厚度且以300°C /5分钟回火后，在24%的先前冷变形时，在9.0%的AlO伸长率且21.8%IACS的导电率时，获得649MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是1.6/6.4。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的77.9%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的61.0%。
[0085]对于40%的先前冷变形，在2.9%的AlO伸长率、21.5%IACS的导电率和2/6.4的minBR/t垂直/平行时，获得704MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的77.5%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的61.8%。
[0086]在轧压至最后厚度且以250°C /3小时退火后，对于24%的先前冷变形，在3.9%的AlO伸长率且21.9%IACS的导电率时，获得687MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/4.8。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的77.4%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的61.5%。对于40%的先前冷变形，在1.5%的AlO伸长率、21.6%IACS的导电率和4.0/9.2的minBR/t垂直/平行时，获得765MPa的屈服强度。抗应力松弛性能在100°C /1000小时后是初始应力的76.8%，并且在120°C /1000小时后是初始应力的59.9%。
[0087]表面研磨的显微组织借助在扫描电子显微镜上的AsB检测器示出。以5000:1和10,000:1的图像放大比例计算每I μ m2图像细节的颗粒数。至少90%的铁颗粒的直径小于200nm。存在少于10%的具有200nm至I μ m直径的铁颗粒。平均颗粒密度是0.9颗粒/μ m2。 [0088]另外的样品也在该操作范围内制造和回火。为了评估镀锡能力，根据DINEN60068-2-20进行多波动焊接试验。样品用酸洗。焊锡槽包括在235°C的Sn60Pb40。试验以25mm/秒的浸入速度5秒的停留时间进行，其中，260g/L的纯树脂做为焊剂使用。样品在随后目视检查期间被评估为良好级。
[0089]借助LUcke型测角仪，在来自表3中的所有样品中的以300°C /5分钟退火的18%、24%和40%的冷变形板的主要织构类型由X射线衍射法确定。为了这个目的，分析了在Euler空间中骨架线的强度分布和定向分布函数。作为各自主要织构层的铜层、S/R层、黄铜层、铸造层、22RD方块层和方块层的比例在表4中示出。在所有情况下，黄铜层和铜层的体积比值都小于I。为了比较，在可比合金CuZn30中的黄铜层和铜层的体积比值在最后成形加工期间在47%的轧压减量程度时具有1.38的值。名称S/R层指的是来自于在Euler空间中的轧压织构或再结晶织构的各自相同的层。22RD方块层指的是在Euler空间中旋转
0= 22。的方块层。为了样品的特征化，这些名称同时普遍使用在实践中在文献中的其他说明中。
[0090]对比实施例7 (CuZnlOSnl.7Fel.7P0.025):
[0091]成分为86.29% 的 Cu - 10.21% 的 Zn - 1.70% 的 Sn - 1.74% 的 Fe - 0.025% 的 P 的127mmx820mm块受到挤压并在890°C下被热轧压至14.7mm。在冷轧压至1.4mm,以450°C /2小时退火、冷轧压至0.4mm,以420°C /4小时退火、以及轧压至0.254mm,以280°C /4小时退火后，获得了 633MPa的屈服强度、8.7%的AlO伸长率、以及1.6/2.0的最小弯曲半径相对于在V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)。接着，带料被热浸镀有2_3 μ m层厚度的锡。镀锡结果是有缺陷的，出现了毛孔和条纹。在镀锡表面上的线性不规则是因为Fe线的伸长，在其上没有出现用于形成金属间相的Cu。
[0092]对比实施例8 (CuZn23.5Snl.0Fe2.0):
[0093]合金部件被熔化在石墨坩埚中，并随后经由Ta_ann法在钢锭模中浇铸实验室样品块。实验室块样品的成分为73.82%的Cu-23.19%的Zn-L 04%的Sn-L 95%的Fe (见表I)。在打磨至22mm的厚度后，将样品在700-800°C下热轧压至12mm。微型组织显示小于
1μ m的更小颗粒，类似于CuZn23.5Snl.0Fe0.6。此外，尺寸大约为5 μ m的粗颗粒出现在CuZn23.5Snl.0Fe2.0中。借助于EDX，尺寸小于I μ m的颗粒和尺寸为5 μ m的颗粒都被识别为含铁的。
[0094]在冷轧压至1.8mm后，合金以5500°C /3小时被退火。在粒径为2_3 μ m和导电率为24.2%IACS的这种情况下获得了 362MPa的屈服强度。在随后冷轧压至0.33mm并以520°C /3小时退火后，在粒径为2 μ m和导电率为24.0%IACS时的屈服强度为386MPa。 [0095]在轧压至最后厚度且以300°C /5分钟的回火后，在24%的先前冷变形时，在8.4%的AlO伸长率且23.P/oIACS的导电率处，获得642MPa的屈服强度。最小弯曲半径相对于在
V锻模中的带料厚度(minBR/t垂直/平行)是2/5。
[0096]对于40%的先前冷变形，在5.0%的AlO伸长率、22.4%IACS的导电率和2.5/9的minBR/t垂直/平行时，获得712MPa的屈服强度。
[0097]在进一步的制造期间，由尺寸大约为5 μ m的颗粒所发育的具有大于20 μ m长度的细长线出现在热轧压后。
[0098]为了评估镀锡能力，根据DIN EN60068-2-20，在以300°C /5分钟回火的样品上实施多波动焊接试验。样品被酸洗和洗刷。焊锡槽包括在235°C的Sn60Pb40。试验以25mm/秒的浸入速度和5秒的停留时间进行，其中，260g/L的纯树脂做为焊剂使用。样品在随后的目视检查期间由于强力去湿而被评估为差级。
[0099]含铁的线的伸长是样品的差的镀锡能力所导致的。在其上没有出现用于形成金属间相的Cu，并且不期望的不规则出现在镀锡带料上。
[0100]
【权利要求】
1.一种铜合金，其经过热机械处理，包括(以重量％计):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， 也可选择地0.001至0.4%重量的P，也可选择地0.01至0.1%重量的Al， 在各种情况下也可选择地0.01至0.3%重量的Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、T1、Mn， 也可选择地0.05至0.5%重量的Ni，剩余的铜和不可避免的杂质，其中，合金的显微组织的特征在于:主要织构层的比例是: 至少10%体积的铜层， 至少10%体积的S/R层， 至少5%体积的黄铜层， 至少2%体积的铸造层， 至少2%体积的22RD方块层， 至少0.5%体积的方块层，以及 精细地分布的含铁的颗粒包含在合金基体中。
2.根据权利要求1所述的铜合金，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.根据权利要求1或2所述的铜合金，其特征在于:其具有含量21.5至31.5%的Zn。
4.根据权利要求1至3所述的铜合金，其特征在于:其具有含量28.5至31.5%的Zn。
5.根据权利要求1至4中任一权利要求所述的铜合金，其特征在于:黄铜层和铜层的主要织构层的比例的比值小于I。
6.根据权利要求5所述的铜合金，其特征在于:黄铜层和铜层的主要织构层的比例的比值在0.4和0.90之间。
7.根据权利要求1至6中任一权利要求所述的铜合金，其特征在于:在合金基体中具有小于I μ m直径的精细地分布的含铁的颗粒具有至少0.5颗粒/ μ m2的密度。
8.根据权利要求1至7中任一权利要求所述的铜合金，其特征在于:合金基体的平均粒径小于10 μ m。
【文档编号】C22C9/04GK103732769SQ201280039553
【公开日】2014年4月16日 申请日期:2012年6月15日 优先权日:2011年8月13日
【发明者】汉斯-阿基姆·库恩, 安德里亚·考夫勒, 斯特凡·格拉斯 申请人:威兰德-沃克公开股份有限公司