銅合金及銅合金的制備方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種銅合金及銅合金的制備方法，該銅合金具有Cu初晶和共晶基體，且不含鈹，兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及良好的彎曲加工性，所述Cu初晶由原子%組成，用組成式Cu100-a-b-c（Zr、Hf）a（Cr、Ni、Mn、Ta）b（Ti、Al）c表示，且平均二次枝晶臂間距為2μm以下；上述式中，2.5≤a≤4.0，0.1＜b≤1.5，0≤c≤0.2，（Zr、Hf）為Zr及Hf中的一種或兩種，（Cr、Ni、Mn、Ta）為Cr、Ni、Mn及Ta中的一種或兩種以上，（Ti、Al）為Ti及Al中的一種或兩種；所述共晶基體由亞穩(wěn)態(tài)Cu5（Zr、Hf）化合物相及Cu相構(gòu)成，且層片間距為0.2μm以下。
【專利說明】銅合金及銅合金的制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001 ] 本發(fā)明涉及一種銅合金及銅合金的制備方法，該銅合金可以適用為以移動電話等為代表的小型信息設(shè)備的連接器用電接點彈簧部件。
【背景技術(shù)】
[0002]認(rèn)為移動電話等信息設(shè)備進(jìn)一步小型化、高密度，今后也會更加發(fā)展。以往，在這樣設(shè)備的連接器的電接點彈簧部件中，尤其對于要求高強(qiáng)度及嚴(yán)格彎曲加工性的部位，主要使用C1720等鈹銅合金。但是，認(rèn)為針對作為將來的超小型連接器用電接點彈簧部件的狹間距化，鈹銅合金在材料強(qiáng)度與導(dǎo)電性這兩個方面并不充分。另外，已知鈹為毒性高的元素，考慮到對人體和環(huán)境的影響，期待今后使用不含鈹?shù)你~合金。
[0003]因此，開發(fā)了不含鈹，具有高強(qiáng)度和高導(dǎo)電率的銅合金，例如，已知以銅鎳硅合金等為代表的析出硬化型銅合金、Cu-N1-Sn類、Cu-Ti類等旋節(jié)點分解型銅合金。作為析出硬化型銅合金，以Cu-Zr、Cu-Cr, Cu-Ag, Cu-Fe等為基本形，積極進(jìn)行了各種合金開發(fā)(例如，參考專利文獻(xiàn)I~5)。這些析出硬化型銅合金中，通過Cu中添加用于提高強(qiáng)度的合金元素，來析出與Cu母相不同的第二相，進(jìn)一步通過強(qiáng)化加工使該相較細(xì)地分散，由此，能夠兼顧高強(qiáng)度和高導(dǎo)電率。另外，作為旋節(jié)點分解型銅合金，使用適當(dāng)進(jìn)行組織調(diào)節(jié)的Cu-N1-Sn類合金，具有高強(qiáng)度與優(yōu)異的彎曲加工性的合金(例如，參考專利文獻(xiàn)6)。
[0004]但是，專利文獻(xiàn)I~6所記載的導(dǎo)電性銅合金，主要需要進(jìn)行用于使合金元素在Cu母相重固溶來提高加工性的高溫下的固溶處理，和稱為用于使第二相適當(dāng)?shù)匚龀龆@現(xiàn)出所希望的特性的時效處理的數(shù)次熱處理，直至得到最終部件必須經(jīng)過復(fù)雜的工藝，因此具有需要大量的熱能的問題。為了解決這個問題，由Cu-Zr-Ag類銅合金開發(fā)了無需進(jìn)行數(shù)次熱處理就能夠得到高強(qiáng)度及高導(dǎo)電 性的銅合金(例如，參考專利文獻(xiàn)7)。
[0005]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0006]專利文獻(xiàn)
[0007]專利文獻(xiàn)1:日本專利第2501275號公報
[0008]專利文獻(xiàn)2:日本特開平10-183274號公報
[0009]專利文獻(xiàn)3:日本特開2005-281757號公報
[0010]專利文獻(xiàn)4:日本特開2006-299287號公報
[0011]專利文獻(xiàn)5:日本特開2009-242814號公報
[0012]專利文獻(xiàn)6:日本特開2009-242895號公報
[0013]專利文獻(xiàn)7:日本特開2009-242814號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0014](一)要解決的技術(shù)問題
[0015]但是，專利文獻(xiàn)7所記載的Cu-Zr-Ag類銅合金，與彈簧用鈹銅相比，具有彎曲加工性差的技術(shù)問題。從這種情況考慮，雖然進(jìn)行了不含鈹，且兼具高強(qiáng)度和導(dǎo)電率以及良好的彎曲加工性的銅合金的開發(fā)，但尚未發(fā)現(xiàn)包括材料/制造成本方面在內(nèi)超過鈹銅合金的實用合金。
[0016]本發(fā)明針對這樣的問題而完成的，其目的是提供一種不含鈹，且兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性以及優(yōu)異的彎曲加工性的銅合金以及銅合金的制備方法。
[0017](二)技術(shù)方案
[0018]為了解決上述課題，本發(fā)明人等進(jìn)行了潛心研究，結(jié)果無需在加工前進(jìn)行高溫固溶處理，僅在加工后進(jìn)行較低溫的時效熱處理，由此得到微細(xì)的化合物相均勻地分散在Cu母相中的組織，其結(jié)果，發(fā)現(xiàn)能夠制備彎曲加工性優(yōu)異，高強(qiáng)度且高導(dǎo)電性的銅合金，并完成本發(fā)明。
[0019]即，本發(fā)明所涉及的銅合金，其特征在于，其具有Cu初晶和共晶基體，所述Cu初晶由原子 ％ 組成，用組成式 Cu1QQ_a_b_。(Zr, Hf)a (Cr、N1、Mn、Ta) b (T1、Al)。表示，且平均二次枝晶臂間距為2μπι以下；上述式中，2.5≤a≤4.0，0.I < b≤1.5，0≤c≤0.2，(Zr、Hf)為Zr及Hf中的一種或兩種，(Cr,Ni,Mn,Ta)為Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上，(T1、Al)為Ti及Al中的一種或兩種；所述共晶基體由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相及Cu相構(gòu)成，且層片間距為0.2μπι以下。
[0020]本發(fā)明所涉及的銅合金的制備方法，其特征在于，以使其由原子％組成，成為用組成式Cu1(l(l_a_b_。(Zr> Hf) a (Cr、N1、Mn、Ta) b (T1、Al)。表示的組成的方式；上述式中,
2.5 ≤ a ≤ 4.0,0.1 < b ≤ 1.5，0 ≤ c ≤ 0.2，(Zr、Hf)為 Zr 及 Hf 中的一種或兩種，(Cr、N1、Mn、Ta)為Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上，(T1、Al)為Ti及Al中的一種或兩種；調(diào)合各元素得到母合金，并使其熔解之后，對所述母合金進(jìn)行急冷凝固。
[0021]本發(fā)明所涉及的銅合金能夠通過本發(fā)明的銅合金的制備方法適宜制備。本發(fā)明的銅合金中，相對于Cu，Zr及Hf中的一種或兩種的添加元素具有負(fù)的混合熱，因此降低熔點的同時，作為初晶，形成平均二次枝晶臂間距為2μπι以下的Cu枝晶，殘余熔融液在添加元素組與Cu之間形成亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相。由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相及Cu相構(gòu)成的共晶基體中的添加元素組的固溶及亞穩(wěn)態(tài)化合物的形成不嚴(yán)重?fù)p害Cu的導(dǎo)電率，而能夠提高強(qiáng)度。此外，平均二次枝晶臂間距例如能夠根據(jù)與鑄造時的熱流方向平行的截面組織來求出。
[0022]本發(fā)明所涉及的銅合金中，在Zr及Hf中的一種或兩種的添加元素組的添加量不足2.5原子％時，化合物的生成量減少，因此強(qiáng)度提高效果下降。另一方面，若在該添加元素組的添加量比4.0原子％多，則作為初晶的Cu枝晶的生成量減少，因此不僅損害銅合金的導(dǎo)電性，塑性變形性變差，彎曲加工性變差。
[0023]本發(fā)明所涉及的銅合金中，相對于除去Cu- (Zr、Hf)二元合金的初晶Cu枝晶的殘余熔融液，Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上的添加元素組具有較強(qiáng)的結(jié)晶粒微細(xì)化效果。因此，由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf )化合物相及其添加元素組進(jìn)行固溶而成的Cu相構(gòu)成的共晶基體組織的層片間距為0.2μπι以下，提高強(qiáng)度的同時，還能夠防止導(dǎo)電率或彎曲加工性變差。
[0024]本發(fā)明所涉及的銅合金中，在Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上的添加元素組的添加量為0.1原子％以下時，共晶基體組織的層片間距不會成為0.2μπι以下，不能確認(rèn)強(qiáng)度提高。另一方面，在該添加元素組的添加量比1.5原子％多時，使共晶基體組織中的亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zf、Hf )化合物相的體積分率增大的同時，該化合物相進(jìn)行粒生長，層片間距不會成為0.2μ--以下，使導(dǎo)電性及彎曲加工性變差。
[0025]本發(fā)明所涉及的銅合金中，由于Ti及Al中的一種或兩種添加元素組僅有少量固溶于初晶Cu枝晶及共晶基體組織中的(Cr、N1、Mn、Ta)元素組所固溶的Cu相中，因此能夠進(jìn)一步提高兩相的強(qiáng)度。本發(fā)明所涉及的銅合金即使不含有Ti及Al中的一種或兩種的添加元素，也能夠兼具高強(qiáng)度及高導(dǎo)電性。但是，若該添加元素組的添加量多于0.2原子％，則凝固時在與(Zr、Hf)元素組之間形成化合物相，因此損害(Zf、Hf)元素組添加的效果，使強(qiáng)度及彎曲加工性變差。
[0026]這樣，本發(fā)明所涉及的銅合金兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及優(yōu)異的彎曲加工性。另外，由于不含毒性高的鈹，因此對人體/環(huán)境的危險性非常低，安全性高。本發(fā)明所涉及的銅合金的制備方法，通過將調(diào)合各元素并熔解而成的母合金進(jìn)行急冷凝固，由此能夠形成平均二次枝晶臂間距為2 μ m以下的Cu初晶，以及由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr,Hf)化合物相及Cu相構(gòu)成且層片間距為0.2μπι以下的共晶基體，能夠制備兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及優(yōu)異的彎曲加工性的銅合金。此外，本發(fā)明所涉及的銅合金含0、S、Fe、As、Sb等不可避免的雜質(zhì)，但它們的總量為0.1原子％以下。
[0027]本發(fā)明所涉及的銅合金，優(yōu)選地，通過冷加工，所述Cu初晶與所述共晶基體相互形成層狀組織。另外，本發(fā)明所涉及的銅合金的制備方法，優(yōu)選地，在所述急冷凝固之后，進(jìn)行加工率為81%以上99.5%以下的冷加工，使平均二次枝晶臂間距為2 μ m以下的Cu初晶，與由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf )化合物相及Cu相構(gòu)成且層片間距為0.2 μ m以下的共晶基體相互形成層狀組織。
[0028]在這些情況下， 在本發(fā)明所涉及的銅合金的制備方法中，通過設(shè)冷加工率為81%以上99.5%以下，優(yōu)選為90%以上99.5%以下，能夠制備不但強(qiáng)度提高，而且變形性優(yōu)異的Cu初晶枝晶成的層狀，Cu初晶與共晶基體相互形成層狀組織的銅合金。通過Cu初晶與共晶基體相互形成層狀組織，能夠提高導(dǎo)電性。在冷加工率不足81%時，由于不能導(dǎo)入充分的應(yīng)變，因此不能期待通過固溶的添加元素組的再分配而形成化合物相及組織的微細(xì)化的效果，強(qiáng)度提高效果小。另一方面，若冷加工率超過99.5%，則在軋制等加工中形成龜裂，不能制備正常的銅合金。此外，冷加工優(yōu)選軋制加工，但也可為擠壓、拉制、鍛造、沖壓成形等。
[0029]本發(fā)明所涉及的銅合金的制備方法，優(yōu)選地，在進(jìn)行所述冷加工之后，在300~450°C的溫度范圍進(jìn)行0.5~2小時的時效熱處理。此時，可以得到Cu相中均勻分散有微細(xì)的亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相的組織，能夠提高導(dǎo)電性及強(qiáng)度。由此，當(dāng)拉伸強(qiáng)度為1000MPa以上，導(dǎo)電率為30%IACS以上，在時效熱處理后相對板厚方向及軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲加工時，能夠制備不產(chǎn)生龜裂的板厚t與最小彎曲半徑Rmin的比Rmin/t為I以下的銅合金，能夠得到兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及非常優(yōu)異的彎曲加工性的銅合金。此外，IASC (International Annealed Copper Standard ;國際退火銅線標(biāo)準(zhǔn))是表不相對于進(jìn)行了退火的純銅導(dǎo)電性的相對比的值。
[0030]在時效熱處理的溫度不到300°C時，由于不能充分釋放冷加工時導(dǎo)入的應(yīng)變，因此不能期待通過時效熱處理提高導(dǎo)電性。另外，若時效熱處理的溫度高于450°C時，由于結(jié)晶粒粗大化，因此強(qiáng)度降低。在時效熱處理的時間不足0.5小時時，由于不能充分釋放冷加工時導(dǎo)入的應(yīng)變，因此不能期待通過時效熱處理提高導(dǎo)電性。另外，若時效熱處理的時間超過2小時，由于結(jié)晶粒粗大，因此強(qiáng)度降低。此外，時效熱處理可以在任何氣氛中進(jìn)行，當(dāng)防止表面氧化時，優(yōu)選在真空氣氛、惰性氣體氣氛中進(jìn)行。另外，加熱方法可以為任何方法。加熱后的冷卻方法可以為任意方法，但考慮作業(yè)效率，優(yōu)選風(fēng)冷或水冷。
[0031]伴隨著冷加工及時效熱處理的本發(fā)明所涉及的銅合金及銅合金的制備方法，通過改變合金的組成和與此相對應(yīng)的冷加工率以及時效熱處理的條件，能夠以高平衡且較容易地控制強(qiáng)度和導(dǎo)電率。另外，由于在高溫長時間加熱之后無需進(jìn)行急冷所需的固溶處理，因此能夠較低地抑制制造加工成本。
[0032](三)有益效果
[0033]根據(jù)本發(fā)明，能夠提供不含鈹，且兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及良好的彎曲加工性的銅合金及銅合金的制備方法。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0034]圖1是表示本發(fā)明的實施方式的銅合金的制備方法的示意側(cè)視圖；
[0035]圖2 Ca)是表示具有Cu96Zr3Ni1的組成的本發(fā)明的實施方式的銅合金進(jìn)行了急冷凝固時的截面組織的顯微鏡照片，(b)是其進(jìn)行了冷加工時的截面組織的顯微鏡照片，(c)是其進(jìn)行了時效熱處理時的截面組織的顯微鏡照片；
[0036]圖3是表示圖2所示的銅合金(“鑄造材料”對應(yīng)于圖2 (a)的銅合金，“軋制材料”對應(yīng)于圖2 (b)的銅合金，“熱處理材料”對應(yīng)于圖2 (c)的銅合金)的X射線衍射圖的圖表;
[0037]圖4是表示圖2 (c)所示的銅合金的特性評價用試驗片的形狀的俯視圖；
[0038]圖5是表示圖4所示的銅合金試驗片在拉伸應(yīng)力下的實際應(yīng)力一實際應(yīng)變曲線及導(dǎo)電率的圖表；
[0039]圖6 (a)是表示圖4所示的銅合金的試驗片的相對于軋制方向向平行方向進(jìn)行彎曲加工時的表面狀態(tài)的顯微鏡照片，(b)是表不其相對于軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲加工時的表面狀態(tài)的顯微鏡照片，(C)是表不鈹銅板材相對于軋制方向向平行方向進(jìn)行彎曲加工時表面狀態(tài)的顯微鏡照片，Cd)是表示相對于軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲加工時表面狀態(tài)的顯微鏡照片。
[0040]附圖標(biāo)記說明
[0041]1.母合金；2.石英噴管；2a.小孔；3.高頻線圈；4.鑄型。
【具體實施方式】
[0042]下面參照附圖，對本發(fā)明的實施方式進(jìn)行說明。
[0043]圖1~圖6表示本發(fā)明的實施方式的銅合金及銅合金的制備方法。
[0044]本發(fā)明的實施方式的銅合金具有Cu初晶和共晶基體,所述Cu初晶由原子％組成，用組成式Cu1QQ_a_b_。(Zr、Hf)a (Cr,Ni,Mn,Ta) b (T1、Al)。表示，且平均二次枝晶臂間距為2μπι以下；上述式中，2.5≤a≤4.0,0.1 < b≤1.5，O≤c≤0.2，(Zr、Hf)為Zr及Hf?中的一種或兩種，(Cr,Ni,Mn,Ta)為Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上，(T1、Al)為Ti及Al中的一種或兩種；所述共晶基體由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr，Hf)化合物相及Cu相構(gòu)成，缺層片間距為0.2 μ m以下。[0045]本發(fā)明的實施方式的銅合金是通過如下所示的本發(fā)明的實施方式的銅合金的制備方法而制備。首先，如圖1所示，預(yù)先在氬氣氛中使用電弧熔解爐熔煉母合金1，并將其裝填至石英噴管2內(nèi)，使用高頻線圈3通過高頻感應(yīng)加熱使其再熔解。這里，母合金I是以使其成為由原子％組成，用組成式:Cu1H (Zr、Hf)a (Cr,Ni,Mn,Ta) b (T1、Al)。表示的組成的方式；上述式中，2.5≤a≤4.0,0.1<b≤1.5，0≤c≤0.2，(Zr,Hf)為Zr及Hf中的一種或兩種，(Cr, Ni, Mn, Ta)為Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上，(Ti, Al)為Ti及Al中的一種或兩種；調(diào)合各元素而成的合金。另外，熔解母合金I的方法并不僅限于在氬氣氛中的電弧熔解及高頻感應(yīng)加熱，也可以為電阻加熱、電子束加熱等。
[0046]利用氣體壓力使再熔解的母合金I的熔融金屬通過從石英噴管2下部的小孔2a噴出，澆注至設(shè)置在石英噴管2下部的銅制鑄型4中，并使其急冷凝固。這時，由于Zr及Hf中的一種或兩種的添加元素組相對于Cu，具有負(fù)的混合熱，因此降低熔點的同時，作為初晶，形成平均二次枝晶臂間距為2 μ m以下的Cu枝晶，殘余熔融液在添加元素組與Cu之間形成亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相。由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相及Cu相構(gòu)成的共晶基體中的添加元素組的固溶及亞穩(wěn)態(tài)化合物的形成不會嚴(yán)重地?fù)p害Cu的導(dǎo)電率，而能夠提高強(qiáng)度。
[0047]另外,相對于除去Cu- (Zr、Hf) 二元合金的初晶Cu枝晶的殘余熔融液,Cr>Ni>Mn及Ta中的一種或兩種以上的添加元素組具有較強(qiáng)的結(jié)晶粒微細(xì)化效果。因此，亞穩(wěn)態(tài)Cu5(Zr、Hf)化合物相以及其添加元素組固溶而成的Cu相所構(gòu)成的共晶基體組織的層片間距為0.2μπι以下，提高強(qiáng)度的同時，也能夠防止導(dǎo)電率和彎曲加工性變差。
[0048]進(jìn)一步地，由于Ti及Al中的一種或兩種添加元素組少量固溶于由初晶Cu枝晶及共晶基體組織中的(Cr、N1、Mn、Ta)元素組固溶而成的Cu相中，因此能夠進(jìn)一步提高兩相的強(qiáng)度。此外，進(jìn)行急冷凝固的鑄型4的材質(zhì)并不限于銅制，優(yōu)選為鋼制或銅合金等。另外，鑄型4的形狀也并不限于圓柱形狀，通過研究也可以為塊狀、板狀、管狀等。通過該急冷凝固，能夠得到銅合金塊。
[0049]接著，對所得到的銅合金塊進(jìn)行加工率為81%以上99.5%以下的冷加工。由此，銅合金構(gòu)成為Cu初晶與共晶基體相互形成層狀組織。此外，冷加工無需限定于軋制加工，也可為擠壓、拉制、鍛造、沖壓成形等。
[0050]接著，進(jìn)行冷加工之后，在300~450°C的溫度范圍進(jìn)行0.5~2小時的時效熱處理。由此，在拉伸強(qiáng)度為1000MPa以上，導(dǎo)電率為30%IACS以上，在時效熱處理后相對板厚方向及軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲加工時，能夠制備不產(chǎn)生龜裂且板厚t與最小彎曲半徑Rmin的比Rmin/t為I以下的銅合金，能夠得到兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及非常優(yōu)異的彎曲加工性的銅合金。此外，關(guān)于時效熱處理不限制處理氣氛、加熱方法及冷卻方法，但為了防止表面氧化，優(yōu)選真空氣氛、惰性氣體氣氛。另外，考慮作業(yè)效率，加熱后的冷卻優(yōu)選風(fēng)冷或水冷。
[0051]圖2表示由此所得到的具有Cu96Zr3Ni1組成的銅合金的截面組織。圖2 Ca)是進(jìn)行急冷凝固后，進(jìn)行冷加工前的銅合金的截面。圖2 (a)中的黑色組織為Cu初晶的枝晶，剩余部分的灰色組織是共晶基體，該共晶基體是由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf )化合物相及添加元素過飽和地固溶而成的Cu相構(gòu)成。能夠確認(rèn)到Cu初晶的平均二次枝晶臂間距約為0.8 μ m，共晶基體的層片間距約為0.09 μ m。[0052]另外，圖2 (b)表示通過軋制對圖2 Ca)所示的Cu96Zr3Ni1銅合金實施加工率為92%的冷加工時的截面組織。能夠確認(rèn)到黑色的Cu初晶枝晶組織及灰色的共晶基體組織相對于軋制方向在垂直方向的組織厚度為0.2~2μπι，組織在軋制方向上明顯伸長的同時，兩相相互形成層狀組織。
[0053]另外，圖2 (C)表示對圖2 (b)所示的Cu96Zr3Ni1銅合金在350°C下進(jìn)行I小時時效熱處理時的截面組織。能夠確認(rèn)到黑色的Cu初晶枝晶組織及灰色的共晶基體組織相對于軋制方向在垂直方向的組織厚度為0.2~2 μ m，且維持基于軋制的組織伸長。
[0054]圖3是圖2所示的Cu96Zr3Ni1銅合金的X射線衍射圖。圖3中，“鑄造材料”表示圖
2(a)的銅合金，“軋制材料”表示圖2 (b)的銅合金，“熱處理材料”表示圖2 (C)的銅合金。如圖3所示，“鑄造材料”的X射線衍射圖確認(rèn)面心立方結(jié)構(gòu)的Cu相及亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物相。另外，“軋制材料”的X射線衍射圖中，與“鑄造材料”同樣，確認(rèn)面心立方結(jié)構(gòu)的Cu相及亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf)化合物。“熱處理材料”的X射線衍射圖確認(rèn)與“軋制材料”的衍射圖相同的相，可以確認(rèn)通過時效熱處理，并沒有形成除Cu相及亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr,Hf)化合物相以外的新的相。
[0055]將圖2 (c)的銅合金沖壓成圖4所示的尺寸(圖4中的單位為mm，厚度為0.12mm)的形狀，并對該板狀試驗片進(jìn)行特性評價。作為一例，圖5示出該試驗片在拉伸應(yīng)力下的實際應(yīng)力一實際應(yīng)變曲線及導(dǎo)電率。應(yīng)變速度設(shè)為每秒5.0X 10_4，關(guān)于導(dǎo)電率在去除試驗片表面氧化皮后利用四端網(wǎng)絡(luò)法進(jìn)行評價。如圖5所示，0.2%屈服強(qiáng)度為780MPa，楊氏模量為122GPa，拉伸強(qiáng)度為1030M Pa，斷裂應(yīng)變?yōu)?.3%，以及導(dǎo)電率為35.9%IACS。
[0056]另外，圖6 (a)及(b)示出表示使用前端半徑為0.05mm的W型夾具(根據(jù)JISH3130)對試驗片進(jìn)行了彎曲加工時的表面(拉伸應(yīng)力側(cè))狀態(tài)的顯微鏡照片。圖6 (a)表不相對于軋制方向在平行方向上進(jìn)行彎曲時的表面狀態(tài)，圖6 (b)表不相對于軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲時的表面狀態(tài)。此外，為了進(jìn)行比較，圖6 (c)及(d)示出表示使用相同的W型夾具對市售的厚度為0.12mm的鈹銅板材進(jìn)行彎曲加工時的表面(拉伸應(yīng)力側(cè))狀態(tài)的顯微鏡照片。圖6 (c)表示相對于軋制方向在平行方向上進(jìn)行彎曲時的表面狀態(tài)，圖6 (d)表示相對于軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲時的表面狀態(tài)。此外，此時的彎曲加工時的板厚t (=0.12mm)與最小彎曲半徑Rmin (=0.05mm)的比Rmin/1為0.42。
[0057]如圖6 (C)及(d)所示，在鈹銅板板材上，可以看到由彎曲加工導(dǎo)致的表面龜裂，對此，如圖6 (a)及(b)所示，在本發(fā)明的實施方式的銅合金上，沒有看到由彎曲加工導(dǎo)致的龜裂，確認(rèn)到其彎曲加工性優(yōu)異。
[0058]這樣，通過本發(fā)明的實施方式的銅合金制備方法制備的本發(fā)明的實施方式的銅合金兼具高強(qiáng)度和高導(dǎo)電性，以及優(yōu)異的彎曲加工性。另外，由于不含毒性高的鈹，因此對人體/環(huán)境的危險性非常低，安全性高。
[0059]實施例1
[0060]通過本發(fā)明的實施方式的銅合金制備方法，制備18種(試樣I~18)本發(fā)明的實施方式的銅合金，總結(jié)其組成，二次枝晶臂間距(SDA間距)，層片間距，基于軋制的冷加工的加工率(壓下率)，時效熱處理的溫度及時間，拉伸試驗的0.2%屈服強(qiáng)度，楊氏模量，拉伸強(qiáng)度及斷裂應(yīng)變，導(dǎo)電率，相對于軋制方向在平行方向上以及在正交方向的彎曲加工性一并示于表1中。這里，導(dǎo)電率在除去銅合金的表面氧化皮后利用四端網(wǎng)絡(luò)法進(jìn)行測定。另外，彎曲加工性是通過如下進(jìn)行評價，即使用前端半徑為0.05mm的W型夾具對板厚為0.12mm的各個試樣進(jìn)行了彎曲加工(Rmin/t=0.42)時，表面不能看見清晰的龜裂的設(shè)為〇，能夠看見龜裂的設(shè)為X。
【權(quán)利要求】
1.一種銅合金，其特征在于，具有Cu初晶和共晶基體； 所述 Cu 初晶由原子 ％ 組成，用組成式 Cu1QQ-a-b-。(Zr、Hf)a (Cr、N1、Mn、Ta) b (T1、Al)。表示，且平均二次枝晶臂間距為2μπι以下； 上述式中，2.5 ≤a ≤4.0,0.1 < b ≤1.5，0 ≤c ≤0.2，(Zr、Hf)為Zr及Hf中的一種或兩種，(Cr、N1、Mn、Ta)為Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上，(T1、Al)為Ti及Al中的一種或兩種； 所述共晶基體由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf )化合物相及Cu相構(gòu)成的層片間距為0.2 μ m以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的銅合金，其特征在于，通過冷加工，所述Cu初晶與所述共晶基體相互形成層狀組織。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的銅合金，其特征在于，所述冷加工為軋制加工，通過在所述冷加工后進(jìn)行時效熱處理，使拉伸強(qiáng)度為1000MPa以上，導(dǎo)電率為30%IACS以上，在時效熱處理后相對板厚方向及軋制方向在正交方向上進(jìn)行彎曲加工時，不產(chǎn)生龜裂的板厚t與最小彎曲半徑Rmin的比Rmin/t為I以下。
4.一種銅合金的制備方法，其特征在于，以使其由原子％組成，成為用組成式Cu1(l(l-a-b-。(Zr、Hf)a (Cr、N1、Mn、Ta) b (T1、Al)。表示的組成的方式; 上述式中，2.5 ≤a ≤4.0,0.1 < b ≤1.5，0 ≤c ≤0.2，(Zr、Hf)為Zr及Hf中的一種或兩種，(Cr、N1、Mn、Ta)為Cr、N1、Mn及Ta中的一種或兩種以上，(T1、Al)為Ti及Al中的一種或兩種； 調(diào)合各元素得到母合金，并使其熔解之后，對所述母合金進(jìn)行急冷凝固。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的銅合金的制備方法，其特征在于，在所述急冷凝固之后，進(jìn)行加工率為81%以上99.5%以下的冷加工，使平均二次枝晶臂間距為2 μ m以下的Cu初晶，與由亞穩(wěn)態(tài)Cu5 (Zr、Hf )化合物相及Cu相構(gòu)成且層片間距為0.2 μ m以下的共晶基體相互形成層狀組織。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的銅合金的制備方法，其特征在于，在進(jìn)行冷加工后，在300~450°C的溫度范圍進(jìn)行0.5~2小時的時效熱處理。
【文檔編號】C22F1/08GK103502485SQ201280016691
【公開日】2014年1月8日 申請日期:2012年3月29日 優(yōu)先權(quán)日:2011年3月31日
【發(fā)明者】井上明久, 西山信行, 山崎晴子 申請人:國立大學(xué)法人東北大學(xué)