專利名稱：銅合金、鍛制銅、電子元件及連接器的制作方法
技術領域：
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：
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度、和可以耐嚴酷的彎曲加工的優(yōu)異的彎曲加工性。由此，含有鈦的銅合金(以下稱為“鈦銅”)由于強度比較高、應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度的信號系統(tǒng)端子用原料。鈦銅為時效硬化型的銅合金。具體地說，通過固溶化處理，形成作為溶質原子的Ti的過飽和固溶體，如果由該狀態(tài)在低溫下實施比較長時間的熱處理，則通過旋節(jié)線分解，母相中Ti濃度周期性變動的調制結構生長，強度提高。基于上述增強機理，為了進一步提高鈦銅的特性，對各種技術進行了研究。此時，問題在于，強度和彎曲加工性為相反的特性。S卩，若提高強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度。因此，以往從添加i^、Co、Ni、Si等第三元素(專利文獻1)，規(guī)定固溶在母相中的雜質元素組的濃度、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)析出來提高調制結構的規(guī)則性(專利文獻2)，規(guī)定對于使晶粒微細化有效的微量添加元素和第二相粒子的密度(專利文獻幻等角度，進行了同時實現鈦銅的強度和彎曲加工性的研究開發(fā)。專利文獻1中記載得到了 0. 2 %耐力最大為888MPa的鈦銅，此時的MBR/t為 0. 7 (實施例No. 10)。專利文獻2中記載得到了 0. 2%耐力最大為839MPa的鈦銅，此時的 MBR/t % 1.7(實施例No. 10)。專利文獻3中記載得到了 0. 2%耐力最大為888MPa的鈦銅， 此時的MBR/t為0. 5 (實施例No. 10)。此外，專利文獻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相對于彎曲加工性有不良影響，另一方面，均勻且微細地分散β ’相有助于同時實現強度和彎曲加工性，因此抑制β相的同時微細分散 β，相的鈦銅。專利文獻4中記載得到了 0. 2%耐力最大為1019MPa的鈦銅，此時的MBR/t 為2 (實施例No. 4)。此外，這些文獻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進行)一最終固溶化處理一冷軋一時效處理的順序制造鈦銅。特別是認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。[現有技術文獻][專利文獻][專利文獻1]日本特開2004-231985號公報[專利文獻2]日本特開2004-176163號公報
[專利文獻3]日本特開2005-97638號公報[專利文獻4]日本特開2006-283142號公報

發(fā)明內容
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進行)一最終固溶化處理一冷軋一時效處理的順序制造，以該步驟為基礎謀求特性的改善。但是我們認為在得到具有更優(yōu)異的特性的鈦銅方面不局限于現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，提供可以實現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，進行冷軋使強度升高一定程度，最后通過時效處理產生旋節(jié)線分解，從而得到高強度的鈦銅。 因此，沒有考慮過在冷軋之前實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)明人進行精心研究，結果發(fā)現，若通過不會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，在冷軋之前預先產生一定程度的旋節(jié)線分解，則隨后進行冷軋以及時效處理而最終得到的鈦銅的強度顯著提高。即，相對于以往的鈦銅的制造方法在時效處理的一個階段進行產生旋節(jié)線分解的熱處理步驟，本發(fā)明的鈦銅制造方法中，在進行 2個階段的時效處理，即最終的固溶化處理后，在比以往的時效處理短的時間且形成亞時效的條件下進行熱處理后進行冷軋，進一步在冷軋后進行比以往輕度的時效處理方面，與以往方法大幅不同。進一步可知，通過追加熱處理步驟，且在比以往低的溫度進行時效處理，由此得到強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，但是推測其原因如下。鈦銅中，在時效處理中，隨著鈦的調制結構生長，鈦的濃度變化的振幅(濃淡)增大，但是若達到一定的振幅，則不耐起伏的頂點附近的鈦向更穩(wěn)定的β ’相、進而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濃度周期性變動的調制結構慢慢生長，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。而認為若在最終固溶化處理之后，冷軋之前，預先實施可以產生旋節(jié)線分解的規(guī)定的熱處理，則時效處理時即使達到通常β，相應該析出的振幅，β，相也不容易析出，生長至具有更大的振幅的調制結構。而且認為，這種起伏大的調制結構使鈦銅具有粘性。但是，測定鈦濃度的振幅在技術上有困難，不清楚特性提高的具體機理?？傊ㄟ^采用本發(fā)明的制造方法，與僅進行一個階段的旋節(jié)線分解的以往的制造方法相比，可以得到高強度的鈦銅?；谝陨贤瓿傻谋景l(fā)明的一方案為銅合金，其含有2. 0 4. 0質量％的Ti，總計含有0 0. 5質量％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，其中，軋制面的電解拋光后的表面的通過電子顯微鏡進行的組織觀察中，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子的個數密度(X)為0.04 0.11 個/ym2，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子沿著晶界析出的個數比率⑴為45 80%。本發(fā)明的銅合金如下制造，在550 1000°C下，進行加熱至比Ti的固溶限與添加CN 102465215 A說明書3/12 頁
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，進行使電導率提高的熱處理，使在鈦濃度(質量％)為[Ti]時，電導率的升高值IACS)滿足以下的關系式0.5 ^ C^ (-0. 50 [TiJ2-O. 50 [Ti]+14)，在熱處理之后進行最終冷軋，在最終冷軋之后進行時效處理，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)明的進一步另一方案為連接器，其使用上述銅合金制造。根據本發(fā)明，可以提高鈦銅的強度。此外，本發(fā)明的優(yōu)選實施方式中，得到可以以高的水平達成強度和彎曲加工性的鈦銅。


[圖1]圖1(a)和圖1 (b)為對本發(fā)明的實施方式的鈦銅的電解拋光后的軋制面中出現的第二相粒子的測定方法進行說明的示意圖。
具體實施例方式Ti 含量Ti小于2質量％時，由于不能充分得到通過鈦銅本來的調制結構的形成實現的增強機理，因此得不到充分的強度，相反地若超過4質量％則易析出粗大的TiCu3，有強度和彎曲加工性變差的趨勢。因此，本發(fā)明的銅合金中的Ti的含量為2. 0 4. 0質量％，優(yōu)選為 2. 7 3. 5質量％。如此通過使Ti的含量適當，可以同時實現適于電子元件的強度和彎曲加工性。第三元素第三元素有助于晶粒的微細化，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行固溶化處理，也容易使晶粒微細化，強度易提高。此外，第三元素促進調制結構的形成。進一步地，還具有抑制TiCu3析出的效果。因此，得到鈦銅本來的時效硬化能力。鈦銅中，上述效果最高的為Fe。而且對于Mn、Mg、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Mo、Zr、B 和P，也可以期待相當于的效果，單獨添加也有效果，但是也可以復合2種以上來添加。這些元素若總計含有0. 05質量％以上則表現出其效果，但是若總計超過0. 5質量％，則Ti的固溶限變窄，易析出粗大的第二相粒子，雖然強度稍微提高，但是彎曲加工性變差。同時粗大的第二相粒子助長彎曲部的表面粗糙，促進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0 0. 5質量％，優(yōu)選總計含有0. 05 0. 5質量％。這些第三元素的更優(yōu)選的范圍，對于!^e為0. 17 0. 23質量％，對于Co、Mg、Ni、 Cr、Si、V、Nb、Mn、Mo 為 0. 15 0. 25 質量％，對于 Zr、B、P 為 0. 05 0. 1 質量％。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。通過觀察第二相粒子的析出狀態(tài)，可以間接地對通過旋節(jié)線分解實現的材料增強的程度進行評價。本實施方式中，在軋制面的電解拋光后的表面的通過電子顯微鏡進行的組織觀察中，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子的個數密度(X)為0. 04 0. 11個/μπι2，這在使通過旋節(jié)線分解形成的調制結構適當地生長、得到強度和彎曲加工性的良好的平衡上是適當的，更優(yōu)選為0. 04 0. 10個/ μ m2，進一步優(yōu)選為0. 05 0. 09個/ μ m2，若個數密度⑴小于0. 04個/ μ m2，則強度(YS)有可能不足，若個數密度⑴大于0. 11個/ μ m2，則彎曲加工性有可能變差，因此有可能不能同時實現強度和彎曲加工性。此外，本實施方式的鈦銅中，粒徑為0. 5μπι以上的第二相粒子的晶界析出的個數比率⑴為45 80%是適當的，更優(yōu)選為50 78%，進一步優(yōu)選為59 71%。若個數比率⑴小于45%則強度(YS)有可能不足，若個數比率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實現強度和彎曲加工性。本實施方式中，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，定義為內接于第二相粒子的最大圓的直徑(參照圖1 (a))。S卩“粒徑為0. 5 μ m以上的第二相粒子”指的是內接于第二相粒子的最大圓的直徑(參照圖1 (a))為0. 5 μ m以上的粒子。此外，對于評價個數密度(X)時的粒子的個數的計算方法，采用以下的計算方法。 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(參照圖1(a))為0.5μπι以上且小于 1. Oym的粒子計為“1個”，(b)外接于第二相粒子的最小圓的直徑(參照圖1(a))為Ι.Ομπι以上的粒子計為“2個”，(B)對于粒徑為LOym以上的第二相粒子，將0.5μπι間隔的網格(mesh)置于觀察視野時，被邊長為0. 5 μ m的方形包圍的粒子的部分計為“1個”，超出網格、露出到邊長為0. 5μπι的方形的外側的粒子的部分計為 “1/2個”(參照圖1(b))。對于“粒徑為0. 5μπι以上的第二相粒子的晶界析出的個數比率⑴”，計算按照上述步驟計數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數。晶界利用通過SEM觀察得到的反射電子圖像，定義為對比度不同的界面，粒子的個數的計算方法與個數密度(X)的計算方法相同。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上述專利文獻1 4中記載的公知的鈦銅的制造方法進行規(guī)定的改變來制造。即，在最終固溶化處理之后、冷軋之前預先進行可以產生旋節(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，進行冷軋使強度升高一定程度，最后通過時效處理產生旋節(jié)線分解，從而得到高強度的鈦銅。 因此，最后的時效處理是重要的，通過最終的固溶化處理使鈦充分固溶在母相中，時效處理中，在適當的溫度和時間下，產生最大限度的旋節(jié)線分解是重點。若溫度低、時間過短則在時效處理中，通過旋節(jié)線分解產生的調制結構的生長容易不充分，通過升高溫度、延長時間，由旋節(jié)線分解產生的調制結構生長，由此維持適當的彎曲加工性的同時，強度升高。但是，若材料的溫度過高、時間過長則對強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，強度不升高，或強度減小的同時彎曲加工性變差。另一面，本發(fā)明中，在最終的固溶化處理后實施熱處理，預先產生旋節(jié)線分解，然后進行以往水平的冷軋、以往水平的時效處理或與此相比溫度低、時間短的時效處理，由此提高鈦銅的強度。即，其中，根據鈦銅的合金組成，并非進行熱處理至其硬度達到峰附近的處理條件，而是在其的前階段(形成亞時效的條件下)結束熱處理。若對固溶化處理后的鈦銅進行熱處理，則隨著旋節(jié)線分解的進行，電導率升高，因此，本發(fā)明中，以熱處理前后的電導率的變化為指標來規(guī)定適當的熱處理的程度。根據本發(fā)明人的研究，熱處理優(yōu)選在使電導率升高0. 5 8% IACS的條件下進行。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)明所需的強度提高效果，或即使強度提高，加工性也顯著變差，因此更優(yōu)選在升高1 4% IACS的條件下進行。對應于這種電導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小時的條件。通過亞時效實現的適當的電導率的升高的程度如下規(guī)定。即，本實施方式的熱處
理，在鈦濃度(質量％)為[Ti]時，電導率的升高值IACS)可以滿足以下的關系式 ⑴。0. 5 彡 C 彡(-0. 50[TiJ2-O. 50[Ti] +14) (1)根據上述(1)式，例如Ti濃度為2. 0質量％時，優(yōu)選在使電導率升高0. 5 11% IACS的條件下進行，Ti濃度為3. 0質量％時，優(yōu)選在使電導率升高0. 5 8% IACS的條件下進行，Ti濃度為4. 0質量％時，優(yōu)選在使電導率升高0. 5 4% IACS的條件下進行。更優(yōu)選本實施方式的熱處理，在鈦濃度(質量％ )為[Ti]時，電導率的升高值 C(% IACS)可以滿足以下的關系式O)。1. 0 彡 C 彡(0. 25 [Ti]2_3· 75 [Ti] +13) (2)根據上述(2)式，例如Ti濃度為2.0質量％時，優(yōu)選在使電導率升高1.0 6. 5% IACS的條件下進行，Ti濃度為3. 0質量％時，優(yōu)選在使電導率升高1. 0 4% IACS的條件下進行，Ti濃度為4. 0質量％時，優(yōu)選在使電導率升高1. 0 2% IACS的條件下進行。而且，最終的固溶化處理后的熱處理中，進行銅合金的硬度形成峰的時效時，電導率的差例如在Ti濃度2. 0質量％下升高13% IACS,Ti濃度3. 0質量％下升高10% IACS, Ti濃度4. 0質量％下升高5 % IACS左右。即，本實施方式的最終固溶化處理后的熱處理，與硬度形成峰的時效相比，對銅合金提供的熱量非常小。本實施方式的熱處理中，在高溫(例如400°C以上)短時間(0.5小時以下)內進行熱處理，由此可以制造高強度的鈦銅。由此熱處理優(yōu)選在以下的任意一個條件下進行。材料溫度為300°C以上且低于400°C、加熱0. 5 12小時材料溫度為400°C以上且低于500°C、加熱0. 01 0. 5小時材料溫度為500°C以上且低于600°C、加熱0. 005 0. 01小時材料溫度為600°C以上且低于700°C、加熱0. 001 0. 005小時熱處理更優(yōu)選在以下的任意一個條件下進行。材料溫度為400°C以上且低于450°C、加熱0. 25 0. 5小時材料溫度為450°C以上且低于500°C、加熱0. 01 0. 25小時
材料溫度為500°C以上且低于550°C、加熱0. 0075 0. 01小時材料溫度為550°C以上且低于600°C、加熱0. 005 0. 0075小時材料溫度為600°C以上且低于650°C、加熱0. 0025 0. 005小時以下對每個步驟的優(yōu)選實施方式進行說明。1)錠制造步驟通過熔解以及鑄造進行的錠的制造基本上在真空中或惰性氣體氣氛中進行。若熔解中存在添加元素的熔化殘留，則對于強度的提高不能有效地發(fā)揮作用。由此，為了消除熔化殘留，Fe、Cr等高熔點的添加元素必須在添加后充分地進行攪拌，且保持一定時間。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、鑄造中產生的結晶物。這是為了在之后的固溶化處理中，微細且均勻地分散第二相粒子的析出，對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進行3 M小時均勻化退火后，實施熱軋。為了防止液體金屬脆性，優(yōu)選在熱軋前以及熱軋中設為960°C以下，且從原厚度直至整體的加工度為90%的道次設為900°C以上。而且，為了在每個道次中產生適度的重結晶、 有效地降低Ti的偏析，可以以每個道次的壓下量為10 20mm來實施。3)第一固溶化處理然后，優(yōu)選適當重復進行冷軋和退火后進行固溶化處理。其中，預先進行固溶化的原因在于，降低最終的固溶化處理的負擔。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，由于已經固溶化，若維持該狀態(tài)的同時僅產生重結晶即可，因此進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的加熱溫度下進行2 10分鐘。 此時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地析出。但是若加工度太高，進行最終的固溶化處理時重結晶集合組織生長，產生塑性各向異性，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質量％的范圍時，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質量％時為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間越短則晶粒越微細化。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分鐘后進行水冷。6)熱處理最終的固溶化處理后進行熱處理。熱處理的條件如上所述。7)最終的冷軋上述熱處理后進行最終的冷軋。通過最終的冷加工，可以提高鈦銅的強度。此時， 加工度小于10%時，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效處理中越易產生晶界析出，因此加工度為50%以下，更優(yōu)選為25%以下。8)時效處理最終的冷軋后進行時效處理。時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行時效處理，則強度和彎曲加工性的平衡進一步提高。具體地說，時效處理優(yōu)選在材料溫度四0 400°C下加熱3 12小時的條件下進行。不進行時效時、時效處理時間短(小于2小時)時或時效處理溫度低(低于^KTC )時，強度和電導率有可能降低。此夕卜，時效時間長(13小時以上)或時效溫度高時以上)，電導率升高，但是強度有可能降低。時效處理更優(yōu)選在以下的任意一個條件下進行。材料溫度為290°C以上且低于320°C、加熱7 12小時材料溫度為320°C以上且低于340°C、加熱6 11小時材料溫度為340°C以上且低于360°C、加熱5 8小時材料溫度為360°C以上且低于400°C、加熱2 7小時時效處理更優(yōu)選在以下的任意一個條件下進行。材料溫度為290°C以上且低于320°C、加熱8 11小時材料溫度為320°C以上且低于340°C、加熱7 10小時材料溫度為340°C以上且低于360°C、加熱6 7小時材料溫度為360°C以上且低于400°C、加熱3 7小時而且，若為所屬領域的技術人員，則可以理解在上述各步驟的間隔可以適當進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)進行Badway的W彎曲試驗，不產生裂紋的最小半徑(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優(yōu)選實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)進行Badway的W彎曲試驗，不產生裂紋的最小半徑(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一步另外優(yōu)選的一實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)進行Badway的W彎曲試驗，不產生裂紋的最小半徑(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、連接器、插座、端子、繼電器等的材料。[實施例]以下對本發(fā)明的實施例和比較例進行說明，但是這些實施例是為了更好地理解本發(fā)明及其優(yōu)點而提供的，并非用于限定發(fā)明。例1 (制造步驟對鈦銅特性的影響)制造本發(fā)明例的銅合金時，添加活性金屬Ti作為第二成分，因此熔解時使用真空熔解爐。此外，為了防止由于本發(fā)明中規(guī)定的元素以外的雜質元素的混入而產生預想不到的副作用，嚴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間使得添加元素無熔化殘留后，將它們在Ar氣氛中中注入到鑄模中，分別制造約^g的錠。[表1]
權利要求
1.銅合金，其含有2.0 4. 0質量％的Ti，總計含有0 0. 5質量％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，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行的組織觀察中，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子的個數密度⑴為0. 04 0. 11個/ μ m2，粒徑為0.5μπι以上的第二相粒子沿著晶界析出的個數比率⑴為45 80%。
2.如權利要求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，進行使電導率提高的熱處理，使得在鈦濃度(質量％ )為[Ti]時， 電導率的升高值IACS)滿足以下的關系式 0. 5 彡 C 彡(-0. 50[Ti]2-0. 50[Ti]+14)， 在熱處理之后進行最終冷軋， 在最終冷軋之后進行時效處理。
3.鍛制銅，其使用權利要求1或2所述的銅合金。
4.電子元件，其使用權利要求1或2所述的銅合金制造。
5.連接器，其使用權利要求1或2所述的銅合金制造。
全文摘要
本發(fā)明提供可以實現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質量％的Ti，總計含有0～0.5質量％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行的組織觀察中，粒徑為0.5μm以上的第二相粒子的個數密度(X)為0.04～0.11個/μm2，粒徑為0.5μm以上的第二相粒子沿著晶界析出的個數比率(Y)為45～80％。
文檔編號C22C9/00GK102465215SQ20111034231
公開日2012年5月23日 申請日期2011年10月28日 優(yōu)先權日2010年10月29日
發(fā)明者堀江弘泰, 江良尚彥 申請人:Jx日礦日石金屬株式會社