本發(fā)明涉及一種析出型銅合金板材及其制造方法，尤其涉及一種能夠很好地使用在連接器、引線框架、插頭、繼電器、開關(guān)等的各種電子部件的cu-ni-si系合金板材及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，伴隨對(duì)智能手機(jī)等民用電子機(jī)器的輕薄迷你化的市場(chǎng)需求，使用并內(nèi)置于在這些電子機(jī)器中的連接器、引線框架、插頭、繼電器、開關(guān)等的各種電子部件的電子材料用銅合金板材而言，小型化、薄型化需求正急劇發(fā)展。因此，對(duì)電子材料用銅合金板材要求的材料特性逐漸變得嚴(yán)格，從而要求同時(shí)滿足：承受電子部件在組裝時(shí)或工作時(shí)所受到的應(yīng)力的高強(qiáng)度、通電時(shí)焦耳熱產(chǎn)生少的高電導(dǎo)率、加工時(shí)不發(fā)生裂紋的良好彎曲加工性等材料特性。具體而言，0.2％屈服強(qiáng)度(軋制平行方向(rd))為800mpa以上、電導(dǎo)率為43.5％iacs以上、軋制平行方向(gw)和軋制直角方向(bw)的180度彎曲加工性為r/t＝0的電子材料用銅合金板材的市場(chǎng)需求非常大。

在這些特性的基礎(chǔ)上，目前為止要求0.2％屈服強(qiáng)度的軋制平行方向(rd)和軋制直角方向(td)之差(所謂的強(qiáng)度各向異性)較小(40mpa以下)的材料特性。這是因?yàn)椋鹤鳛殡娮硬牧嫌勉~合金制造制造商的直接顧客的沖壓加工制造商，為了提高成品率，使插頭或連接器的長(zhǎng)尺寸方向與銅合金材料的軋制方向形成直角而進(jìn)行沖壓加工的情況較多，從而軋制直角方向的強(qiáng)度對(duì)電子部件的壓接或疲勞特性產(chǎn)生影響。

但是，在這些強(qiáng)度、電導(dǎo)率、彎曲、強(qiáng)度各向異性之間，通常承認(rèn)折衷選擇的關(guān)系。例如，在強(qiáng)度和電導(dǎo)率之間存在折衷選擇的關(guān)系，因此以現(xiàn)有的磷青銅或黃銅、鋅白銅等為代表的固溶硬化型銅合金板材無法同時(shí)滿足這些要求級(jí)別。近年，多使用能同時(shí)滿足該要求級(jí)別的cu-ni-si系合金(所謂的可魯遜合金)等析出型銅合金板材，該銅合金通過對(duì)被固溶處理了的過飽和固溶體進(jìn)行時(shí)效處理，來使微細(xì)的析出物均勻地分散，由此能夠同時(shí)提高合金的強(qiáng)度和電導(dǎo)率。

在能夠?qū)崿F(xiàn)高強(qiáng)度、高電導(dǎo)率的cu-ni-si系合金中，在維持這些特性的情況下，使彎曲性、強(qiáng)度各向異性成為良好是不容易的。通常，銅合金板材除了在上述的強(qiáng)度和電導(dǎo)率之間存在折衷選擇的關(guān)系以外，在強(qiáng)度和彎曲加工性之間也存在折衷選擇的關(guān)系。為此，如果采用提高時(shí)效處理后的軋制加工度的方法、或增加溶質(zhì)元素ni或si的添加量的方法，則存在彎曲加工性大幅度降低的傾向。另外，由于在強(qiáng)度和強(qiáng)度各向異性之間也存在折衷選擇的關(guān)系，如果為提高強(qiáng)度而采用提高精軋加工度的方法，則存在強(qiáng)度各向異性變大的傾向。因此，兼顧這些四種特性是極其困難，從而成為了銅合金材料的很大的課題。

近年來，作為兼顧cu-ni-si系合金中的這些各種材料特性的方法，提出了控制晶體取向或析出物、位錯(cuò)密度等的方法。例如，專利文獻(xiàn)1中提出了如下方法，適當(dāng)?shù)乜刂浦虚g退火條件和固溶處理?xiàng)l件，并且提高{200}晶面(所謂的cube取向)的比例和退火雙晶的密度，由此兼顧高強(qiáng)度、高電導(dǎo)率、良好的彎曲加工性的方法。另外，專利文獻(xiàn)2中提出了如下方法，適當(dāng)?shù)乜刂乒倘芴幚項(xiàng)l件和時(shí)效處理?xiàng)l件，精軋加工度限制在較低水準(zhǔn)，并且使析出物密度和晶粒直徑最適化，由此兼顧良好的彎曲加工性和較小的強(qiáng)度各向異性的方法。另外，專利文獻(xiàn)3中提出了如下方法，控制軋制加工度和固溶處理的升溫速度，由此控制{200}晶面和位錯(cuò)密度，并且即使提高了精軋加工度也殘留有{200}晶面，從而兼顧高強(qiáng)度、高電導(dǎo)率、良好的彎曲性、良好的強(qiáng)度各向異性的方法。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開2010-275622號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本特開2008-24999號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)3：日本特開2011-162848號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

但是，在專利文獻(xiàn)1的制造方法中，根本沒有考慮到強(qiáng)度各向異性，因此不能制造出強(qiáng)度各向異性小的材料。

并且，在專利文獻(xiàn)2的方法中，為減小強(qiáng)度各向異性且將精軋時(shí)的加工度限制在30％以下，強(qiáng)度水準(zhǔn)變低，從而無法滿足0.2％屈服強(qiáng)度(軋制平行方向)為800mpa以上的市場(chǎng)要求。在專利文獻(xiàn)3的方法中，0.2％屈服強(qiáng)度(軋制平行方向)為800mpa以下，并且電導(dǎo)率也低于43.5％iacs，因此也無法滿足市場(chǎng)需求。

本發(fā)明是鑒于這種現(xiàn)狀而提出的，其目的在于，提供一種在以高水準(zhǔn)維持強(qiáng)度和電導(dǎo)率以及彎曲加工性的狀態(tài)下，可以減小強(qiáng)度各向異性的銅合金板材及其制造方法。

用于解決問題的方案

本發(fā)明者為解決上述問題進(jìn)行了詳細(xì)的研究，其結(jié)果確認(rèn)了能夠通過含有co和cr的cu-ni-si系合金來實(shí)現(xiàn)。之后，對(duì)含有co和cr的cu-ni-si系合金重復(fù)探討的結(jié)果，發(fā)現(xiàn)了通過將精加工冷軋工序和之后的低溫退火工序以適當(dāng)?shù)臈l件實(shí)施，來以高水準(zhǔn)維持強(qiáng)度和電導(dǎo)率以及彎曲加工性的狀態(tài)下，軋制直角方向的強(qiáng)度急劇上升，由此降低強(qiáng)度各向異性，并完成為了本發(fā)明。

本發(fā)明基于上述發(fā)現(xiàn)，一個(gè)側(cè)面的銅合金板材，其特征在于，其含有0.5～2.5質(zhì)量％的ni、0.5～2.5質(zhì)量％的co、0.30～1.2質(zhì)量％的si、以及0.0～0.5質(zhì)量％的cr，余量由cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，如果將板面的{200}晶面的x射線衍射強(qiáng)度設(shè)為i{200}，將純銅標(biāo)準(zhǔn)粉末的{200}晶面的x射線衍射強(qiáng)度設(shè)為i0{200}，則為1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0，軋制平行方向(rd)的0.2％屈服強(qiáng)度為800mpa以上且950mpa以下，電導(dǎo)率為43.5％iacs以上且53.0％iacs以下，軋制平行方向(gw)和軋制直角方向(bw)的180度彎曲加工性為r/t＝0，而且0.2％屈服強(qiáng)度的軋制平行方向(rd)和軋制直角方向(td)之差為40mpa以下。

本發(fā)明的銅合金板材在一實(shí)施方式中，還含有總量最多為0.5質(zhì)量％的選自mg、sn、ti、fe、zn以及ag中的一種或兩種以上元素。

在本發(fā)明的另一個(gè)側(cè)面中，銅合金板材的制造方法包括：熔解和鑄造工序，熔解銅合金原料并進(jìn)行鑄造，所述銅合金的組成為，含有0.5～2.5質(zhì)量％的ni、0.5～2.5質(zhì)量％的co、0.30～1.2質(zhì)量％的si、以及0.0～0.5質(zhì)量％的cr，余量由cu和不可避免雜質(zhì)構(gòu)成；熱軋工序，在該熔解和鑄造工序之后，在950℃～400℃下降低溫度的同時(shí)進(jìn)行熱軋；冷軋工序，在該熱軋工序之后，以30％以上的加工度進(jìn)行冷軋的；固溶處理工序，在該冷軋工序之后，700～980℃的加熱溫度進(jìn)行10秒～10分鐘的固溶處理；時(shí)效處理工序，在該固溶處理工序之后，400～600℃下進(jìn)行時(shí)效處理5～20小時(shí)；精加工冷軋工序，在該時(shí)效處理工序之后，以30～50％的加工度實(shí)施冷軋，通過該精加工冷軋工序得到電導(dǎo)率表示為43.5～49.5％iacs、且精加工冷軋工序后的{200}晶面滿足1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0的銅合金板，還包括：在250～600℃的溫度下對(duì)該銅合金板實(shí)施10～1000秒的時(shí)間的低溫退火工序的工序，調(diào)整制造條件，使得精加工冷軋工序的加工度a(％)和精加工冷軋工序后的電導(dǎo)率ec(％iacs)和低溫退火工序的溫度k(℃)之間成立k＝(a/30)×{3.333×ec²-291.67ec+6631}的計(jì)算公式。

本發(fā)明的銅合金板材的制造方法在另一實(shí)施方式中，上述銅合金板材還含有總量最多為0.5質(zhì)量％的選自mg、sn、ti、fe、zn以及ag中的一種或兩種以上的元素。

發(fā)明的效果

根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種在以高水準(zhǔn)維持了強(qiáng)度和電導(dǎo)率以及彎曲加工性的狀態(tài)下，可以減少強(qiáng)度各向異性的銅合金板材和其制造方法。

附圖說明

圖1是用于說明本發(fā)明實(shí)施方式的銅合金板材的制造方法的流程圖。

圖2是表示本發(fā)明實(shí)施方式的銅合金板材在精軋后的電導(dǎo)率和低溫退火溫度之間關(guān)系的圖表。

具體實(shí)施方式

以下，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式的銅合金板材進(jìn)行說明。

本發(fā)明的實(shí)施方式的銅合金板材，其特征在于，其組成為，含有0.5～2.5質(zhì)量％的ni、0.5～2.5質(zhì)量％的co、0.30～1.2質(zhì)量％的si、以及0.0～0.5質(zhì)量％的cr，余量由cu和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，如果將板面的{200}晶面的x射線衍射強(qiáng)度設(shè)為i{200}，將純銅標(biāo)準(zhǔn)粉末的{200}晶面的x射線衍射強(qiáng)度設(shè)為i0{200}，則基于1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0或者sem-ebsp法的測(cè)量結(jié)果，立方(cube)取向的面積率為4.0～20.0％，0.2％屈服強(qiáng)度(軋制平行方向)為800mpa以上且950mpa以下，電導(dǎo)率為43.5％iacs以上且53.0％iacs以下，軋制平行方向(gw)和軋制直角方向(bw)の180度彎曲加工性がr/t＝0であり，而且0.2％屈服強(qiáng)度の軋制平行方向(rd)和軋制直角方向(td)之差為40mpa以下。以下，詳細(xì)說明該銅合金板材和其制造方法。

[合金組成]

本發(fā)明的實(shí)施方式的銅合金板材由含有cu、ni、co、si的cu-ni-co-si系合金構(gòu)成，在鑄造過程中包含不可避免的雜質(zhì)。ni、co以及si通過實(shí)施適當(dāng)?shù)臒崽幚韥硇纬蒼i-co-si系的金屬間化合物，從而不降低電導(dǎo)率的情況下能夠?qū)崿F(xiàn)高強(qiáng)度化。

對(duì)于ni和co而言，為滿足目標(biāo)強(qiáng)度和電導(dǎo)率，ni為約0.5～約2.5質(zhì)量％，co為約0.5～約2.5質(zhì)量％，優(yōu)選ni為約1.0～約2.0質(zhì)量％，co為約1.0～約2.0質(zhì)量％，更優(yōu)選ni為約1.2～約1.8質(zhì)量％，co為約1.2～約1.8質(zhì)量％。但是，如果分別為ni未滿約0.5質(zhì)量％，co未滿約0.5質(zhì)量％，則無法得到所期望的強(qiáng)度，相反地，如果ni超過約2.5質(zhì)量％，co超過約2.5質(zhì)量％，則能實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化，但是電導(dǎo)率顯著下降，而且熱加工性降低，因此是不優(yōu)選的。對(duì)于si，為滿足目標(biāo)強(qiáng)度和電導(dǎo)率，si為約0.30～約1.2質(zhì)量％，優(yōu)選si為約0.5～約0.8質(zhì)量％。但是，如果si未滿約0.3質(zhì)量％則無法得到所期望的強(qiáng)度，如果超過約1.2質(zhì)量％則能實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化，但電導(dǎo)率顯著下降，而且熱加工性降低，因此是不優(yōu)選的。

([ni+co]/si質(zhì)量比)

由ni和co和si形成的ni-co-si系析出物可以認(rèn)為是以(co+ni)si為主體的金屬間化合物。不過，通過時(shí)效處理，合金中的ni和co和si不會(huì)全都形成為析出物，某種程度在cu基體中以固溶的狀態(tài)存在。固溶狀態(tài)的ni和si使銅合金板材的強(qiáng)度提高少許，但是與析出狀態(tài)相比其效果小，并且也成為降低電導(dǎo)率主要原因。因此，優(yōu)選地，ni、co、si的含有量比盡量接近于析出物(ni+co)si的組分比。從而，[ni+co]/si質(zhì)量比優(yōu)選調(diào)整為3.5～6.0，更優(yōu)選調(diào)整為4.2～4.7。

(cr的添加量)

本發(fā)明中，在上述含有co的cu-ni-si系合金添加最大約0.5質(zhì)量％的cr，優(yōu)選添加約0.09～約0.5質(zhì)量％，更優(yōu)選添加約0.1～約0.3質(zhì)量％。對(duì)于cr，通過實(shí)施適當(dāng)?shù)臒崽幚韥韈r在銅母相中單獨(dú)析出或者作為與s的化合物而析出，從而不損壞強(qiáng)度而能夠?qū)崿F(xiàn)電導(dǎo)率的上升。不過，若超過約0.5質(zhì)量％則形成為對(duì)強(qiáng)度沒有貢獻(xiàn)的粗大的夾雜物，并且加工性和鍍覆性受損，因此是不優(yōu)選的。

(其他添加元素)

添加預(yù)定量的mg、sn、ti、fe、zn以及ag，由此也存在改善制造性(例如，因鍍覆性或鑄錠組織的微細(xì)化帶來熱加工性的改善)的效果，因此，對(duì)應(yīng)所要求的特性，可以在上述含有co的cu-ni-si系合金適當(dāng)?shù)靥砑舆@些一種或兩種以上。在這種情況下，其總量最大為約0.5質(zhì)量％，優(yōu)選為0.01～0.1質(zhì)量％。若這些元素的總量超過約0.5質(zhì)量％，則電導(dǎo)率的降低或制造性的劣化變得顯著，因此是不優(yōu)選的。

本領(lǐng)域技術(shù)人員可以理解根據(jù)添加的添加元素的組合而變更各個(gè)添加量，各個(gè)含有量并不限定于以下值，在一實(shí)施方式中，例如可以添加0.5％以下的mg、0.5％以下的sn、0.5％以下的ti、0.5％以下的fe、0.5％以下的zn、0.5％以下的ag。此外，只要最終得到的銅合金板保持800以上且950mpa以下的0.2％屈服強(qiáng)度，并且是電導(dǎo)率表示為43.5％以上且53.0％iacs以下的添加元素的組合和添加量，則本發(fā)明的銅合金板材不一定必須限定于這些上限值。

可以通過圖1的流程圖所示的方法實(shí)現(xiàn)。詳細(xì)而言，所述方法包括：對(duì)具有上述組分的銅合金原料進(jìn)行熔解并鑄造的熔解和鑄造工序；在該熔解和鑄造工序之后，在950℃～400℃下降低溫度的同時(shí)進(jìn)行熱軋的熱軋工序；在該熱軋工序之后，以30％以上的加工度進(jìn)行冷軋的冷軋工序；在該冷軋工序之后，在700～980℃的加熱溫度下進(jìn)行10秒～10分鐘的固溶處理的固溶處理工序；在該固溶處理工序之后，在400～600℃下進(jìn)行5～20小時(shí)的時(shí)效處理的時(shí)效處理工序；在該時(shí)效處理工序之后，以30％以上且50％以下的加工度實(shí)施冷軋的精加工冷軋工序；在該精加工冷軋工序之后，在250～600℃下實(shí)施10～1000秒的低溫退火工序的工序。另外，在進(jìn)行熱軋后，根據(jù)需要進(jìn)行表面加工，在熱處理后，根據(jù)需要進(jìn)行酸洗、研磨、脫脂也可。以下，詳細(xì)說明這些工序。

(熔解和鑄造工序)

利用與通常的銅合金的熔煉方法相同的方法，在熔解銅合金原料，然后通過連續(xù)鑄造或半連續(xù)鑄造等來制造鋳片。例如，首先使用大氣熔解爐來熔解電解銅、ni、si、co、cr等原料，由此得到目標(biāo)組成的熔融金屬溶液。并且，可以列舉出將該熔融金屬溶液鑄造成鑄淀的方法等。本發(fā)明一實(shí)施方式的制造方法中，還含有總量最多為約0.5質(zhì)量％的選自mg、sn、ti、fe、zn以及ag中的一種或兩種以上元素。

(熱軋工序)

利用與通常的銅合金的制造方法相同的方法進(jìn)行熱軋。鋳片的熱軋?jiān)?50℃～400℃下降低溫度的同時(shí)分成數(shù)個(gè)道次進(jìn)行。此外，優(yōu)選以低于600℃的溫度進(jìn)行1道次以上的熱軋?？偧庸ざ葍?yōu)選大致為80％以上。在結(jié)束熱軋之后，優(yōu)選通過水冷等進(jìn)行急冷。另外，根據(jù)需要，在熱加工之后進(jìn)行表面加工或酸洗也可。

(冷軋工序)

對(duì)利用先前工序中得到的銅合金板，實(shí)施稱為“開坯”的冷軋。對(duì)于冷軋而言，與通常的銅合金的軋制方法相同，只要加工度為30％以上即可。加工度根據(jù)目標(biāo)產(chǎn)品板厚和精加工冷軋的加工度而適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行調(diào)整也可。

(預(yù)備退火工序(任意))

對(duì)于本發(fā)明，當(dāng)之后工序的精加工冷軋后，{200}晶面不滿足1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0時(shí)，在最終工序的預(yù)備退火工序中無法產(chǎn)生由低溫退火硬化引起的軋制直角方向的強(qiáng)度上升，從而無法實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的課題。因此，也可以在冷軋工序之后進(jìn)行如在專利文獻(xiàn)1的方法中所記載的、使{200}晶面發(fā)育的預(yù)備退火。本工序中的{200}晶面的發(fā)育方法不限于專利文獻(xiàn)1的方法，例如也可以是專利文獻(xiàn)3中的基于控制固溶處理的升溫速度的方法。由此，在本發(fā)明中可以任意實(shí)施預(yù)備退火工序。

(固溶處理工序)

在固溶處理中，在約700～約980℃的高溫下加熱10秒～10分鐘，由此使co-ni-si系化合物固溶于cu母材，同時(shí)使cu母材再結(jié)晶。在本工序中進(jìn)行先前工序的冷軋中產(chǎn)生的軋制組織的再結(jié)晶和{200}晶面的形成，但是如前所述，{200}晶面的發(fā)育方法可以是專利文獻(xiàn)1的方法，也可以是專利文獻(xiàn)3的方法。本發(fā)明中，只要在精加工冷軋工序之后能夠使{200}晶面以1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0的范圍殘留，對(duì)使{200}晶面發(fā)育的方法不進(jìn)行限定。

在本發(fā)明中，作為使0.2％屈服強(qiáng)度(軋制平行方向)達(dá)到800mpa以上、用于使電導(dǎo)率達(dá)到43.5％iacs以上的固溶處理的調(diào)整條件，與通常的方法相同，只要是本領(lǐng)域技術(shù)人員就能容易實(shí)現(xiàn)。具體而言，從約400℃冷卻至室溫是有效果的，冷卻速度每秒約10℃以上，優(yōu)選約15℃以上，更優(yōu)選每秒約20℃以上。不過，如果過于增加冷卻速度，相反會(huì)無法充分得到強(qiáng)度上升的效果，因此，優(yōu)選為每秒約30℃以下，更優(yōu)選為每秒約25℃以下。冷卻速度的調(diào)整可以以本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的公知方法進(jìn)行。通常減少每個(gè)單位時(shí)間內(nèi)的水量則導(dǎo)致冷卻速度的低下，因此例如通過水冷噴嘴的增設(shè)或者增加每個(gè)單位時(shí)間內(nèi)的水量來能夠?qū)崿F(xiàn)冷卻速度的上升。此處，“冷卻速度”是，計(jì)測(cè)從固溶溫度(700℃～980℃)至400℃的冷卻時(shí)間，并通過“(溶固溶溫度-400)(℃)/冷卻時(shí)間(秒)”來計(jì)算出的值(℃/秒)。

(時(shí)效處理工序)

在時(shí)效處理工序中，需要調(diào)整條件使得下一個(gè)工序的精加工冷軋工序后的電導(dǎo)率形成為43.5～49.5％iacs。如果超出43.5～49.5％iacs的范圍，則在最終工序的低溫退火工序中無法提高軋制直角方向上的強(qiáng)度，由此無法實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的問題。另外，在時(shí)效處理工序之后的精加工冷軋中，因位錯(cuò)的導(dǎo)入等通常的理由而使電導(dǎo)率下降至0.0～1.0％iacs，因此在該時(shí)效處理工序中，目標(biāo)可以是44.5～50.5％iacs左右的電導(dǎo)率。時(shí)效處理?xiàng)l件的調(diào)整方法是與通常的銅合金的制造方法相同的方法，只要是本領(lǐng)域技術(shù)人員就能夠容易實(shí)現(xiàn)容易。例如，在約400～600℃的溫度范圍加熱5～20h左右，將在固溶處理中固溶的ni-co-si的化合物作為微細(xì)粒子而析出。通過該條件，能夠?qū)㈦妼?dǎo)率實(shí)現(xiàn)為44.5～50.5％iacs左右的電導(dǎo)率。

(精加工冷軋工序)

通常為了提高時(shí)效處理后的強(qiáng)度而以高加工度進(jìn)行精加工冷軋，則多會(huì)使強(qiáng)度的各向異性變差。但是，在本發(fā)明中，通過將精加工冷軋工序的加工度設(shè)為30％以上，并且以適當(dāng)?shù)臏囟葪l件進(jìn)行最終工序的低溫退火工序，由此能夠迅速地提高軋制直角方向上的強(qiáng)度，從而能夠改善強(qiáng)度的各向異性。但是，如果將加工度設(shè)為50％以上，則會(huì)過度提高強(qiáng)度，因此彎曲加工性會(huì)變差，從而優(yōu)選在30～50％的范圍內(nèi)進(jìn)行。

在該精加工冷軋中，通常以{220}晶面作為主取向成分的軋制結(jié)構(gòu)得以發(fā)育，并且{200}晶面會(huì)減少。因此，在本發(fā)明中，不得不調(diào)整加工度以在調(diào)整精加工冷軋后{200}晶面形成為1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0(另外，可通過sem-ebsp法來調(diào)整加工度，以使在精冷軋后的cube取向的面積率形成為4～20％的范圍內(nèi))。

由此，即使加工度處于30～50％的范圍內(nèi)，在精加工冷軋后的{200}晶面未滿1.0或者超過5.0的情況下，需要充分注意不發(fā)生低溫退火硬化。精加工冷軋的加工度根據(jù)固溶處理后的{200}晶面的大小將加工度在30～50％的范圍內(nèi)確定即可。另外，{200}晶面是發(fā)生后述的低溫退火硬化的條件之一，但是也具有提高最終產(chǎn)品的彎曲加工性的效果。

(低溫退火工序)

通常在精加工冷軋工序之后，以降低銅合金板材的殘留應(yīng)力、提高彈性極限值和應(yīng)力松弛性為目的，多為任意實(shí)施低溫退火。但是，在本實(shí)施方式中，精加工冷軋后的加工度為30～50％，而且精加工冷軋后的{200}晶面在1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0的范圍，而且精加工冷軋工序后的電導(dǎo)率為43.5～49.5％iacs，在精加工冷軋的加工度a(％)和精加工冷軋工序后的電導(dǎo)率ec(％iacs)和低溫退火溫度k(℃)之間成立k＝(a/30)×{3.333×ec²-291.67ec+6631}…(公式1)的計(jì)算公式，除非以10～1000sec的時(shí)間進(jìn)行低溫退火時(shí)，能夠得到軋制直角方向上的強(qiáng)度上升50mpa左右，強(qiáng)度的各向異性小的材料(參照?qǐng)D2。以在公式1中代入加工度和電導(dǎo)率而得到的溫度的±0.5范圍的整數(shù)值實(shí)施低溫退火即可)。

該低溫退火工序幾乎不會(huì)降低彎曲加工性，具有將電導(dǎo)率提高0～4.0％iacs左右的效果(據(jù)此，最終得到的產(chǎn)品(銅合金板)的電導(dǎo)率形成為43.5～53.0％iacs)。軋制平行方向的0.2％屈服強(qiáng)度增減少許，但與精加工冷軋后的產(chǎn)品相比，為±10mpa的范圍，幾乎相等。

上述的精軋加工度和精軋后的{200}晶面和電導(dǎo)率的范圍、或者精軋加工度和精軋后的電導(dǎo)率和低溫退火的溫度的關(guān)系(公式1)，是本發(fā)明者通過經(jīng)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)的，詳細(xì)機(jī)理目前正在調(diào)查。但是，可以推測(cè)該現(xiàn)象是由科特雷爾粘接而來。精軋后的電導(dǎo)率越低，固溶于母相的co、ni、si等的元素量越多，并且這些元素粘接于因軋制加工產(chǎn)生的位錯(cuò)，由此可以認(rèn)為這些計(jì)算公式成立。

在低溫退火中，加熱溫度與加熱時(shí)間相比壓倒性地支配，因此加熱時(shí)間優(yōu)選在10～1000sec的范圍內(nèi)。

此外，只要是本領(lǐng)域技術(shù)人員可以理解：在上述各個(gè)工序的間隔時(shí)間，適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行用于去除表面的氧化水銹的磨削、研磨、噴丸酸洗等的工序。

【實(shí)施例】

以下，詳細(xì)說明本發(fā)明的銅合金板材及其制造方法的實(shí)施例，但是這些實(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，并不是意圖限定本發(fā)明。

如表1所示，本發(fā)明的實(shí)施例中使用的銅合金的組成為，在改變一些ni、co、cr以及si的含有量的銅合金中添加適當(dāng)?shù)膍g、sn、ti、fe以及ag。另外，在比較例中使用的銅合金，是分別具有本發(fā)明范圍以外的參數(shù)的cu-ni-si系合金。

將表1和表2中記載的各種組分組成的銅合金在高頻熔解爐中以1100℃以上溫度熔煉，由此鑄造了厚度為25mm的鑄淀。接著，在950～400℃下加熱該鑄淀，然后進(jìn)行熱軋使板厚為10mm，并迅速進(jìn)行了冷卻。為去除表面的氧化皮進(jìn)行了表面加工使厚度為9mm，之后通過冷軋形成了厚度為1.8mm的板。接著，以60％的加工度進(jìn)行冷軋，并在700～980℃下進(jìn)行了10秒～10分鐘的固溶處理，而且以0.1℃/s以下的升溫速度進(jìn)行，然后將其立即以約10℃/秒的冷卻速度降低至100℃以下得以發(fā)育{200}晶面。之后，在400～600℃下經(jīng)過5～20小時(shí)在惰性氛圍中實(shí)施了時(shí)效處理，并以30～50％的加工度進(jìn)行精加工冷軋，從而制造了精軋后的{200}晶面為1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0且精軋后的電導(dǎo)率為43.5～49.5％的銅合金板材，而且以滿足公式1的溫度實(shí)施了10秒的低溫退火工序。

對(duì)這樣得到的各板材進(jìn)行了強(qiáng)度和電導(dǎo)率的特性評(píng)估。對(duì)于強(qiáng)度，通過抗拉試驗(yàn)機(jī)并根據(jù)jisz2241，測(cè)量了軋制平行方向和軋制直角方向上的抗拉強(qiáng)度(ts)和0.2％屈服強(qiáng)度(ys)。對(duì)于電導(dǎo)率，根據(jù)jish0505，采集了試驗(yàn)片的長(zhǎng)尺寸方向與軋制方向平行的試驗(yàn)片，并通過雙電橋法的體積電阻率測(cè)量來求出。對(duì)于彎曲加工性的評(píng)估，根據(jù)jisz2248評(píng)估了軋制平行方向(gw)和軋制直角方向(bw)上的180度彎曲。為r/t＝0的試驗(yàn)片作為○，超過0的實(shí)驗(yàn)片作為×。

對(duì)于積分強(qiáng)度比，使用rigakucorporation(株式會(huì)社リガク)制的rint2500，通過銅合金板材表面的厚度方向的x射線衍射評(píng)估了{(lán)200}衍射峰值的積分強(qiáng)度i{200}，而且通過微粉末銅的x射線衍射評(píng)估了{(lán)200}衍射峰值的積分強(qiáng)度i0{200}。接著，計(jì)算了這些i{200}/i0{200}比。對(duì)于晶粒直徑，對(duì)試驗(yàn)片的軋制直角方向上的截面，通過jish0501的切割法來求出的平均晶粒直徑作為gs(μm)進(jìn)行了評(píng)估。對(duì)于cube取向，使用ebsp(tslsolutionscorporation(株式會(huì)社tslsolutions制)的產(chǎn)品(oimanalysis))求出了面積率。

對(duì)于鍍覆粘結(jié)性，根據(jù)jish8504，將寬度為10mm的試樣彎曲成90°并恢復(fù)至原先狀態(tài)后(彎曲半徑0.4mm，軋制平行方向方向)，使用光學(xué)顯微鏡(10倍倍率)觀察了彎曲部，判斷了有無鍍覆剝離情況。以未確認(rèn)鍍覆剝離的情況作為○，發(fā)生鍍覆剝離的情況作為×進(jìn)行了評(píng)估。在表5～8中示出各個(gè)特性的評(píng)估結(jié)果。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

【表5】

【表6】

【表7】

【表8】

在實(shí)施例1～3中，精軋加工度分別為30％、40％、50％，而且，精軋后的{200}晶面、電導(dǎo)率以及低溫退火溫度滿足預(yù)定條件，因此，軋制直角方向(td)上的0.2％屈服強(qiáng)度通過低溫退火工序與低溫退火前(精軋后)相比增加了50～60mpa，并達(dá)到了40mpa以下的強(qiáng)度各向異性。另一方面，比較例1和2中，精軋加工度在30～50％的范圍以外，因此即使實(shí)施低溫退火也無法增加軋制直角方向上的強(qiáng)度，相反與低溫退火前相比下降了10mpa左右。

在實(shí)施例4和5中，精軋后的電導(dǎo)率在43.5～49.5％iacs的范圍內(nèi)，精軋加工度、精軋后的{200}晶面、低溫退火溫度也滿足了預(yù)定條件，因此，軋制直角方向的0.2％屈服強(qiáng)度通過低溫退火工序與低溫退火前相比增加了50mpa左右，并且達(dá)到了40mpa以下的強(qiáng)度各向異性。另一方面，比較例3、4中，精軋后的電導(dǎo)率在43.5～49.5％iacs的范圍以外，因此，即使實(shí)施低溫退火也無法增加軋制直角方向上的強(qiáng)度，相反與低溫退火前相比下降了10mpa左右。

在實(shí)施例6～9中，精軋后的{200}晶面為1.0≤i{200}/i0{200}≤5.0的范圍內(nèi)，精軋加工度、精軋后的電導(dǎo)率、低溫退火溫度也滿足預(yù)定條件，因此，軋制直角方向的強(qiáng)度與低溫退火前相比增加了50mpa左右，并達(dá)到了40mpa以下的強(qiáng)度各向異性。另一方面，比較例5、6中，{200}晶面為1≤i{200}/i0{200}≤5的范圍以外，因此，即使實(shí)施低溫退火也無法增加軋制直角方向上的強(qiáng)度，相反與低溫退火前相比下降了10mpa左右。

在實(shí)施例10～13中，精軋加工度、精軋后的電導(dǎo)率、{200}晶面、低溫退火溫度也滿足預(yù)定條件，因此，軋制直角方向的強(qiáng)度與低溫退火前相比增加了50mpa左右，并達(dá)到了40mpa以下的強(qiáng)度各向異性。另一方面，比較例7～11中，低溫退火溫度在公式1的范圍以外，因此即使實(shí)施低溫退火也無法增加軋制直角方向上的強(qiáng)度，相反與低溫退火前相比下降了10mpa左右。

在實(shí)施例14～22中，本發(fā)明的主要元素的ni、co、si、cr的組分添加量具有適度性，另一方面，比較例12～18中，主要元素的組分過高或者過低，因此強(qiáng)度或電導(dǎo)率顯著變差。

在實(shí)施例23～28中，作為本發(fā)明的可添加的元素mg、sn、zn、ag、ti、fe的添加量是適量，因此可以得到鍍覆粘結(jié)性或熱加工性的改善效果。另一方面，比較例19～24是超過0.5質(zhì)量％的情況，因此無法得到鍍覆粘結(jié)性或熱加工性的改善效果。另外，電導(dǎo)率顯著變差。

比較例25是未實(shí)施低溫退火的制造例。雖然軋制平行方向的0.2％屈服強(qiáng)度和電導(dǎo)率、彎曲加工性良好，但是無法達(dá)成如實(shí)施例1～28所示的40mpa以下的小的強(qiáng)度各向異性(即，低溫退火后的0.2％屈服強(qiáng)度的軋制平行方向(rd)和軋制直角方向(td)之差為40mpa以下)。

比較例26和27也為未實(shí)施低溫退火的制造例。在該例子中，雖然強(qiáng)度各向異性和彎曲加工性良好，但是由于組分不適當(dāng)且未實(shí)施低溫退火，因此0.2％屈服強(qiáng)度和電導(dǎo)率大幅度地低于近年來的要求級(jí)別。