專利名稱：彎曲性優(yōu)異的銅合金及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及強(qiáng)度優(yōu)異且具有良好的彎曲性的銅合金及其制造方法。
背景技術(shù)：
端子、觸點(diǎn)等所使用的銅合金，作為產(chǎn)品的基本特性，要求強(qiáng)度以及導(dǎo)電性高。又，伴隨近年來電子機(jī)器產(chǎn)品的小型化，其電子部件的小型化和薄壁化也顯著，端子、觸點(diǎn)等的金屬構(gòu)件也被進(jìn)行苛刻且復(fù)雜的彎曲加工，因此希望是彎曲加工性良好的材料。
作為高強(qiáng)度的銅合金，近年來時(shí)效硬化型的銅合金的用量增加。通過將經(jīng)過固溶處理的過飽和固溶體時(shí)效處理，使微細(xì)的析出物均勻地彌散分布，合金的強(qiáng)度提高。在時(shí)效硬化型銅合金中含有鈦的銅合金(以下稱鈦銅合金)具有高的機(jī)械強(qiáng)度與優(yōu)異的加工性，因此廣泛地作為電子機(jī)器的各種端子、觸點(diǎn)使用。
與鈦銅合金一樣，作為高強(qiáng)度銅合金也可以制造鈹銅合金，但是鈹化合物具有毒性，且存在制造工序復(fù)雜、成本高的問題，因此對(duì)具有高強(qiáng)度和良好彎曲性的鈦銅合金的需求提高。
鈦銅合金是通過時(shí)效處理使銅基體中析出Cu-Ti系的金屬間化合物據(jù)此能夠得到高強(qiáng)度的銅合金。
然而，對(duì)鈦銅合金得到高強(qiáng)度起作用的是微細(xì)的析出物，粗大的析出物對(duì)強(qiáng)度的提高沒有貢獻(xiàn)。而且，材料在彎曲加工時(shí)成為裂紋的起點(diǎn)，有可能產(chǎn)生使材料的彎曲性下降的弊病。
當(dāng)把時(shí)效處理前的固溶處理溫度設(shè)定得較高時(shí)，盡管看不到粗大的析出物，但是晶粒變大，對(duì)于近年來要求的品質(zhì)的更高的強(qiáng)度，越發(fā)顯得不足。
另一方面，當(dāng)把固溶處理溫度設(shè)定得低時(shí)，盡管晶粒得到細(xì)化，但是粗大的析出物卻殘留在基體中，成為材料彎曲加工時(shí)產(chǎn)生裂紋的起點(diǎn)，可能成為使材料的彎曲性降低的弊病。
又，關(guān)于粗大的析出物的產(chǎn)生，不僅時(shí)效處理前的固溶處理?xiàng)l件，即使在熱軋時(shí)的條件下也有殘存的可能性。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是為了解決上述問題而提出的，以提供強(qiáng)度優(yōu)異、具有良好的彎曲性的鈦銅合金為目的。
本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過將制造鈦銅合金時(shí)的熱軋以及固溶處理的熱處理?xiàng)l件最佳化，控制對(duì)強(qiáng)度沒有貢獻(xiàn)的粗大的析出物，從而改善了鈦銅合金的強(qiáng)度以及彎曲性。即(1)一種強(qiáng)度及彎曲加工性優(yōu)異的鈦銅合金，其特征在于含有1.0～4.5質(zhì)量％的Ti，其余由Cu及不可避免的雜質(zhì)所構(gòu)成，并且合金中析出的Cu與Ti的金屬間化合物的直徑在3μm以下，而且在垂直軋制方向的斷面上，合金中析出的0.2～3μm大小的Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)平均每1000μm2在700個(gè)以下，優(yōu)選為6～700個(gè)，并且，在垂直軋制方向的斷面的平均晶粒粒徑在10μm以下，抗拉強(qiáng)度在890MPa以上。
(2)制造上述(1)所記載的強(qiáng)度和彎曲加工性優(yōu)異的鈦銅合金的方法，其特征在于在依次進(jìn)行鑄錠的熱軋、冷軋、固溶處理、冷軋、時(shí)效處理的鈦銅合金的制造方法中，在850℃以上950℃以下的溫度將鑄錠加熱30分鐘以上后，進(jìn)行熱軋，熱軋的終了溫度在700℃以上；在固溶處理中，相對(duì)于Cu中的Ti的溶解度與含有的Ti濃度相等的溫度T℃，在(T-50)℃以上、(T+10)℃以下的范圍退火后，以100℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
(3)根據(jù)上述(1)～(2)所記載的強(qiáng)度及彎曲加工性優(yōu)異的鈦銅合金，其特征在于在固溶處理與時(shí)效之間的冷軋時(shí)，加工度在50％以下。
又，使用的Cu-Ti狀態(tài)圖示于

圖1「P.R.Subramanian，D.J.Chakrabarti and D.E.LaughlinPhase Diagrams of BinaryCopper Alloys，ASM International，447～460(1994)」。
又，Cu中的Ti的溶解度與含有的Ti濃度相等的溫度T℃，如圖1所示那樣，是固溶度曲線上的溫度，例如Ti濃度在2.6％質(zhì)量的場(chǎng)合T℃為755℃。
附圖的簡(jiǎn)要說明圖1是Cu-Ti系的狀態(tài)圖(Ti-Cu穩(wěn)定平衡(Cu)溶解度曲線、共格溶解及亞穩(wěn)曲線的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù))。
發(fā)明的實(shí)施形態(tài)以下敘述本發(fā)明的詳細(xì)情況。
(1)Ti濃度鈦在時(shí)效處理鈦銅合金時(shí)發(fā)生亞穩(wěn)定分解，在母材中生成濃度的調(diào)制結(jié)構(gòu)，由此有確保非常高的強(qiáng)度的作用。當(dāng)鈦濃度不足1.0質(zhì)量％時(shí)，不能指望時(shí)效引起的材料的強(qiáng)化。又，當(dāng)鈦濃度超過4.5質(zhì)量％時(shí)，在時(shí)效時(shí)，在晶界容易發(fā)生析出物，因此強(qiáng)度反而降低，或在彎曲加工材料的場(chǎng)合容易引起晶界裂紋。所以，希望鈦濃度為1.0～4.5質(zhì)量％。又，除了Ti以外，即使添加總量在1.0質(zhì)量％以下的鉻、鋯、鎳、鐵等也能夠期待同樣的效果。
(2)合金中析出的Cu與Ti的金屬間化合物對(duì)于鈦銅合金，使基體中析出Cu與Ti的金屬間化合物能得到高強(qiáng)度，但是對(duì)強(qiáng)度有貢獻(xiàn)的Cu與Ti的金屬間化合物是直徑不足0.2μm的微細(xì)析出物。直徑在0.2μm以上的金屬間化合物不僅對(duì)強(qiáng)度沒有貢獻(xiàn)，而且在使材料彎曲變形時(shí)成為裂紋的起點(diǎn)。尤其是直徑超過3μm的大小的金屬間化合物，彎曲性的劣化顯著，要求金屬間化合物的直徑在3μm以下。又，即使是0.2～3μm大小的金屬間化合物，在平行軋制方向的斷面平均每1000μm2超過700個(gè)時(shí)，發(fā)現(xiàn)影響彎曲性。因此，合金中析出的Cu與Ti的金屬間化合物的直徑為3μm以下，并且在垂直軋制方向的斷面平均每1000μm2其0.2～3μm大小的Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)在700個(gè)以下。又，Cu與Ti的金屬間化合物的組成為Cu3～4Ti。
另一方面，為了防止在壓力機(jī)落料(沖裁)加工時(shí)促進(jìn)裂紋的傳播和壓力機(jī)模具的磨損，0.2～3μm大小的Cu與Ti的金屬間化合物平均每1000μm2在6個(gè)以上時(shí)金屬模為長(zhǎng)壽命。為此，0.2～3μm大小的Cu與Ti的金屬間化合物，更優(yōu)選的是平均每1000μm2規(guī)定為6～700個(gè)。
(3)晶粒粒徑晶粒對(duì)材料的強(qiáng)度和彎曲性影響很大。當(dāng)晶粒直徑超過10μm時(shí)不能得到希望的強(qiáng)度。又，在彎曲加工材料時(shí)材料表面容易出現(xiàn)粗糙。因此，晶粒直徑在10μm以下為宜。在此，晶粒粒徑的測(cè)定是通過腐蝕(水(100mL)-FeCl3(5g))-HCl(10mL)而現(xiàn)出垂直于軋制方向的斷面的組織，并根據(jù)切割法(JIS H 0501)進(jìn)行的。
(4)制造方法在本發(fā)明的鈦銅合金的制造中，依次進(jìn)行鑄錠的熱軋、冷軋、固溶處理、冷軋、時(shí)效處理。又，在最初的冷軋結(jié)束后進(jìn)行以再結(jié)晶為目的的退火，其后進(jìn)行冷軋以后也可進(jìn)行固溶處理。以下表示制造方法。
①熱軋通常，鑄錠的鑄造用半連鑄進(jìn)行。在鑄造時(shí)的凝固過程中，有時(shí)生成Cu-Ti系的粗大的金屬間化合物。粗大的金屬間化合物通過在850℃以上的溫度加熱30分鐘以上后進(jìn)行熱軋，并使終軋溫度在700℃以上，從而固溶到基體中。
但是，當(dāng)熱軋前的加熱溫度超過950℃時(shí)，在材料的表面上產(chǎn)生堅(jiān)固的氧化皮，導(dǎo)致軋制時(shí)出現(xiàn)裂紋的原因以及去除氧化皮引起的成材率的降低。因此，熱軋時(shí)的加熱溫度確定在850℃以上950℃以下。
②固溶處理為了采用固溶處理得到均勻的Cu與Ti的金屬間化合物，通例是在圖1所示的固溶度線以上的溫度，具體地講在Cu中的Ti的溶解度與所含有的Ti濃度相等的溫度以上進(jìn)行。但是，當(dāng)退火溫度高時(shí)晶粒長(zhǎng)大，不能得到充分的強(qiáng)度和良好的彎曲性。本發(fā)明為了使晶粒粒徑在10μm以下，需要相對(duì)于Cu中的Ti的溶解度與含有的Ti濃度相等的溫度T℃，在(T+10)℃以下的范圍退火。又，在固溶處理溫度不足(T-50)℃時(shí)，Ti不固溶于Cu中，Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)會(huì)偏離本發(fā)明的范圍。因此，固溶處理確定在(T-50)℃以上、(T+10)℃以下進(jìn)行。
又，退火后的材料冷卻速度不足100℃/s時(shí)，金屬間化合物在晶界析出，在對(duì)材料施加彎曲應(yīng)力時(shí)，成為晶界裂紋的原因，因此固溶處理時(shí)的冷卻速度必須在100℃/s以上，此時(shí)的冷卻方法沒有特別的限制。
③冷軋為了得到高的強(qiáng)度，在固溶處理后的冷軋中，提高加工度即可，但當(dāng)加工度超過50％時(shí)，材料的加工硬化顯著，又，軋制引起的織構(gòu)發(fā)達(dá)，在垂直于軋制方向的彎曲性顯著地劣化，因此在固溶處理后的冷軋的加工度確定在50％以下為宜。又，為了得到890MPa以上的高強(qiáng)度材料，如果Ti含量為3mass％則冷軋加工度在大約10％以上時(shí)成為可能。其后的時(shí)效處理是為了得到所希望的強(qiáng)度和導(dǎo)電率而進(jìn)行的，本發(fā)明的銅合金在300～600℃進(jìn)行時(shí)效處理是適宜的。
實(shí)施例以電解銅或無氧銅為原料，采用高頻真空熔煉爐鑄造表1所示的各種組成的鑄錠(厚度20mm)。接著，將該鑄錠按照表1記載的溫度進(jìn)行熱軋到厚度8mm，平面切削表面的氧化皮后，通過冷軋得到厚度0.43mm的板。在其后的固溶處理中，對(duì)于各種組成在表1所示的溫度下退火30秒鐘后，以表1所示的冷卻速度冷卻到室溫。
然后，以30％的加工度冷軋后(厚度0.3mm)，對(duì)各個(gè)供試材料以能得到最高強(qiáng)度的條件進(jìn)行時(shí)效處理。在此，對(duì)于表中的實(shí)施例No.9，為了觀察加工度對(duì)材料的彎曲性的影響，最終加工度確定在60％。
對(duì)于這樣獲得的各個(gè)合金進(jìn)行各種特性的評(píng)價(jià)。關(guān)于強(qiáng)度，用拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)定抗拉強(qiáng)度(JIS Z 2241)。彎曲性的評(píng)價(jià)是根據(jù)W彎曲試驗(yàn)(JIS H 3130)，以曲率半徑/板厚＝2的條件進(jìn)行的。用光學(xué)顯微鏡觀察彎曲后的供試材料表面的彎曲凸部，沒有產(chǎn)生裂紋的用“○”表示，產(chǎn)生顯著的皺紋的用“△”表示，產(chǎn)生裂紋的用“×”表示。
晶粒粒徑的測(cè)定是通過腐蝕(水(100mL)-FeCl3(5g))-HCl(10mL)使垂直于軋制方向的斷面的組織現(xiàn)出并根據(jù)切割法(JIS H 0501)進(jìn)行。在該切割法中，求出板厚方向的平均粒徑以及寬度方向的平均粒徑，取它們的平均值作為平均晶粒粒徑。在觀察合金中析出的Cu與Ti的金屬間化合物時(shí)，將材料的垂直于軋制方向的斷面用150#的耐水研磨紙研磨后，再用混濁了粒徑40nm的膠體二氧化硅的拋光用研磨劑進(jìn)行鏡面拋光后，將試料進(jìn)行碳蒸鍍，使用FE-SEM(日本ェフィ-·ァィ株式會(huì)社制造，XL30SFEG)觀察反射電子像。觀察視場(chǎng)為1000μm2，對(duì)各個(gè)合金改變視場(chǎng)觀察5個(gè)地方。關(guān)于表1的金屬間化合物的大小，在觀察視場(chǎng)中實(shí)測(cè)并求出包括Cu與Ti的金屬間化合物的最小圓的直徑，關(guān)于存在大小超過3μm的，評(píng)價(jià)為“×”。又，金屬間化合物的個(gè)數(shù)取在5個(gè)地方的觀察視場(chǎng)的Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)的平均數(shù)。表1

從表1可知，本發(fā)明例具有優(yōu)異的強(qiáng)度及彎曲性。又，發(fā)明例No.9與發(fā)明例No.8相比較，成分、熱軋前的材料加熱溫度、熱軋終軋溫度、固溶處理時(shí)的退火溫度、以及固溶處理后的冷卻速度相同，加工度偏離前述發(fā)明內(nèi)容的第(3)點(diǎn)所規(guī)定的范圍，顯示出比本發(fā)明例No.8還要高的抗拉強(qiáng)度值，但彎曲性略有遜色。
另一方面，比較例No.1～2低于前述發(fā)明內(nèi)容第(1)點(diǎn)所記載的Ti濃度，因此強(qiáng)度不充分。又，超過前述發(fā)明內(nèi)容第(1)點(diǎn)所記載的Ti濃度的上限的比較例No.3～4，由于在晶界析出Cu與Ti的金屬間化合物，因此強(qiáng)度劣化。又，不存在直徑為3μm以上的粗大的金屬間化合物，但直徑0.2～3μm的金屬間化合物的個(gè)數(shù)超過了前述發(fā)明內(nèi)容第(1)點(diǎn)所記載的范圍，因此彎曲性劣化。
比較例No.5比前述發(fā)明內(nèi)容第(2)點(diǎn)所記載的熱軋前的材料加熱溫度低，比較例No.6比前述發(fā)明內(nèi)容第(2)點(diǎn)所記載的熱軋終軋溫度低，比較例No.7比前述發(fā)明內(nèi)容第(2)點(diǎn)所記載的固溶處理后的冷卻速度慢，固此都存在直徑為3μm以上的粗大的金屬間化合物。而且，比較例No.6、No.7中，直徑0.2～3μm的金屬間化合物的個(gè)數(shù)為700個(gè)以上，因此彎曲性劣化。
又，比較例No.8、No.9與發(fā)明例No.8比較，成分、熱軋前的材料加熱溫度、熱軋終軋溫度、固溶處理后的冷卻速度以及最終加工度相同，固溶處理時(shí)的退火溫度偏離本發(fā)明的前述發(fā)明內(nèi)容第(2)點(diǎn)的范圍。
比較例No.8，由于固溶處理溫度低、固溶處理時(shí)Ti未能完全固溶，因此存在直徑3μm以上的粗大的金屬間化合物，直徑0.2～3μm的金屬間化合物的個(gè)數(shù)也達(dá)到700個(gè)以上，彎曲性劣化。而且，金屬間化合物成為材料拉伸時(shí)的斷裂的起點(diǎn)，因此與本發(fā)明例No.8相比，抗拉強(qiáng)度劣化。
比較例No.9，固溶處理溫度高、晶粒粒徑長(zhǎng)大，與本發(fā)明例No.8相比，抗拉強(qiáng)度劣化。
發(fā)明的效果由以上的說明可知，根據(jù)該發(fā)明，通過將鈦銅合金制造時(shí)的熱軋及固溶處理的熱處理?xiàng)l件最佳化，控制對(duì)強(qiáng)度沒有貢獻(xiàn)的粗大的析出物，從而可以改善鈦銅合金的強(qiáng)度及彎曲性，能夠提供可以適應(yīng)電子機(jī)器的小型化和薄壁化的、強(qiáng)度與彎曲性優(yōu)異的銅合金。
權(quán)利要求
1.一種強(qiáng)度及彎曲加工性優(yōu)異的鈦銅合金，其特征在于含有1.0～4.5質(zhì)量％的Ti，其余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)所構(gòu)成，并且合金中析出的Cu與Ti的金屬間化合物的直徑為3μm以下，且合金中析出的0.2～3μm大小的Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)，在垂直于軋制方向的斷面上，平均每1000μm2為700個(gè)以下，且垂直于軋制方向的斷面的平均晶粒粒徑為10μm以下，抗拉強(qiáng)度為890MPa以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所記載的強(qiáng)度及彎曲加工性優(yōu)異的鈦銅合金，其特征在于前述的Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)，在垂直于軋制方向的斷面上，平均每1000μm2為6～700個(gè)。
3.一種制造權(quán)利要求1或2所記載的強(qiáng)度及彎曲加工性優(yōu)異的鈦銅合金的方法，其特征在于在依次進(jìn)行鑄錠的熱軋、冷軋、固溶處理、冷軋、時(shí)效處理的鈦銅合金的制造方法中，在850℃以上950℃以下的溫度加熱鑄錠30分鐘以上后，使熱軋終軋溫度在700℃以上來進(jìn)行熱軋，在固溶處理中，相對(duì)于Cu中的Ti的溶解度與含有的Ti濃度相等的溫度T℃，在(T-50)℃以上、(T+10)℃以下的范圍退火后，以100℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所記載的制造方法，其特征在于在固溶處理與時(shí)效之間的冷軋中，使加工度為50％以下。
全文摘要
本發(fā)明的目的是提供強(qiáng)度優(yōu)異、具有良好的彎曲性的鈦銅合金。該鈦銅合金的特征在于含有1.0～4.5質(zhì)量％的Ti，其余部分由Cu及不可避免的雜質(zhì)所構(gòu)成，并且合金中析出的Cu與Ti的金屬間化合物的直徑為3μm以下，而且在垂直于軋制方向的斷面上合金中析出的0.2～3μm大小的Cu與Ti的金屬間化合物的個(gè)數(shù)平均每1000μm
文檔編號(hào)C22F1/00GK1470660SQ0314861
公開日2004年1月28日 申請(qǐng)日期2003年6月20日 優(yōu)先權(quán)日2002年6月21日
發(fā)明者泉千尋, 波多野隆紹, 隆紹 申請(qǐng)人:日礦金屬株式會(huì)社