專利名稱：：熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及高強度、高導(dǎo)電性的電子儀器部件用銅合金，特別涉及在小型、高集成化的半導(dǎo)體儀器引線用和端子連接器用銅合金中，熱加工性優(yōu)異、不損害彎曲加工性、特別是強度、導(dǎo)電性、熱傳導(dǎo)性優(yōu)異的電子部件用銅合金。
背景技術(shù)：
：銅和銅合金作為連接器、引線端子等的電子部件和柔性電路基板用的材料而在多種用途中廣泛利用，與快速發(fā)展的IT化所導(dǎo)致的信息儀器的高性能化和小型化薄質(zhì)化相適應(yīng)，進而要求提高其特性(強度、彎曲加工性、導(dǎo)電性)。另外，伴隨著IC的高集成化，耗電高的半導(dǎo)體元件大量被使用，在半導(dǎo)體儀器的引線框材料中，使用了放熱性(導(dǎo)電性)好的Cu-Ni-Si系或Cu-Fe-P、Cu-Cr-Sn、Cu-Ni-P等的析出型合金。在專利文獻1中，報道了調(diào)節(jié)Cu-Ni-P系合金中的Ni、P、Mg成分量而得到具有強度和導(dǎo)電性、耐應(yīng)力緩和性的合金。[專利文獻1]特開2000_273562號公報
發(fā)明內(nèi)容一般來說，在銅合金的鑄造、例如連續(xù)或者半連續(xù)鑄造中，利用模具急劇除熱，除了錠表層的數(shù)mm，其內(nèi)部經(jīng)過一段時間而發(fā)生凝固。因此，在凝固時和凝固后的冷卻過程中，超過對室溫下向Cu母相的固溶限的限度而含有的合金元素在晶界和晶粒內(nèi)晶析或者析出。特別地，在Cu-Ni-P系合金的晶界晶析或者析出的Ni-P化合物比母相的Cu熔點低，從而由凝固中不均勻的應(yīng)變等產(chǎn)生的應(yīng)力或外力，由此對于Ni-P化合物的部分產(chǎn)生破壞。另外，即使在熱軋的加熱時，如果Ni-P化合物軟化或者液化，則熱軋時產(chǎn)生裂紋。這樣，對于Cu-Ni-P系合金，有在鑄造時產(chǎn)生裂紋或熱加工時產(chǎn)生裂紋的問題，但在專利文獻l中沒有意識到該問題。本發(fā)明的目的在于提供電子部件用銅合金，其包含可以防止作為上述Cu-Ni-P系合金的問題的、在鑄造工序中或者在熱加工工序的加熱中或熱加工中產(chǎn)生的裂紋，且熱加工性良好、不損害彎曲加工性、能夠發(fā)揮高強度、高導(dǎo)電性和高熱傳導(dǎo)性的Cu-Ni-P系合金或者Cu-Ni-P-Mg系合金。本發(fā)明者們?yōu)榱藢崿F(xiàn)上述目的，進行了努力研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過采用下述構(gòu)成，可以得到不損害彎曲加工性、具有優(yōu)異的熱加工性和優(yōu)異的強度以及導(dǎo)電性的Cu-Ni-P系合金和Cu-Ni-P-Mg系合金。本發(fā)明提供熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金，其特征在于，所述銅合金含有Ni:0.50%~1.00%(在本說明書中，表示成分比例的%為質(zhì)量°/。)、P:0.10%~0.25%,Ni與P的含量比例Ni/P:4.0~5.5，且B:0.005%-0.070%、0:0.0050%以下，F(xiàn)e、Co、Mn、Ti、Zr中1種以上的含量合計為0.05%以下、優(yōu)選0.03%以下，余量包含Cu和不可避免的雜質(zhì)，對于第2相粒子的大小，將長徑記作a、短徑記作b時，最終冷軋前的長徑a為20nm50nm且長寬比a/b為1~5的第2相粒子(A)占銅合金中含有的全部第2相粒子的面積總和的80%以上(面積比例C1)，電導(dǎo)率為45%IACS以上。另外，本發(fā)明提供熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金，其特征在于，所述銅合金含有Ni:0.50%~1.00%、P:0.10%~0.25%、Mg:0.01~0.20%，Ni與P的含量比例酵為4.0~5.5,且B:0.005%~0.070%，F(xiàn)e、Co、Mn、Ti、Zr中1種以上的含量合計為0.05%以下、優(yōu)選0.03%以下，余量包含Cu和不可避免的雜質(zhì)，具有最終冷軋前的短徑b為10~25nm且長寬比a/b為2~50的第2相粒子(B)，上述第2相粒子(B)與長徑a為20nm~50nm且長寬比a/b小于2的第2相粒子(C)的總和占銅合金中含有的全部第2相粒子的面積總和的80%以上(面積比例C2)，電導(dǎo)率為45%IACS以上。本發(fā)明的銅合金也可以進而含有合計為0.01%~1.0%的Sn和In中的1種以上。在本發(fā)明中，通過向Cu-Ni-P系合金或者Cu-Ni-P-Mg系合金中添加特定量的B，可以抑制Ni-P化合物向晶界的晶析或者析出，由此可以改善粒界的高溫脆性、實現(xiàn)熱加工性的提高。具體實施方式以下，對于在本發(fā)明中限定銅合金的成分組成的數(shù)值范圍的原因及其作用一起進行說明。[Ni量]Ni固溶在合金中，具有確保強度、耐應(yīng)力緩和特性和耐熱性(在高溫下維持高的強度)的作用，同時使其與下述P形成的化合物析出，有助于合金強度的升高。但是，當(dāng)其含量小于0.50%時，不能得到需要的強度，另一方面，當(dāng)Ni的含量超過1.00%時，電導(dǎo)率顯著降低，不能得到拉伸強度為650MPa以上、且電導(dǎo)率為45%IACS以上的高強度高導(dǎo)電性。因此本發(fā)明的合金的Ni含量為0.50%~1.00%。[P量]P與Ni形成的化合物析出而使合金的強度和耐熱性得到提高。當(dāng)P的含量小于0.10%時，化合物的析出不充分，因此不能得到需要的強度。另一方面，當(dāng)P含量超過0.25W時，Ni與P的含有均衡性被破壞，合金中的P變得過剩，固溶P量增大、電導(dǎo)率顯著降低。因此本發(fā)明的合金的P含量為0.10%~0.25%。[Ni/P比]即使Ni和P的含量在上述的限定范圍內(nèi)，但當(dāng)Ni與P的含有比例Ni/P偏離第2相粒子的適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)計量組成比時，即，當(dāng)小于4.0時P的固溶的量也增大，當(dāng)大于5.5時Ni的固溶的量也增大，電導(dǎo)率顯著降低，從而不是優(yōu)選的。因此本發(fā)明的合金的Ni/P比為4.0~5.5、優(yōu)選4.5~5.0。[Mg量]Mg與Ni和P形成的化合物析出而使合金的強度和耐熱性得到提高。另外，當(dāng)在下述方法中以不添加Mg的方式制造Cu-Ni-P系合金時，可以得到長寬比a/b為1~5的接近于粒狀的第2相粒子，相對于此，當(dāng)添加Mg時，可以得到長寬比a/b為2~50的纖維狀的第2相粒子。該情況下，與Ni、P是等量的Cu-Ni-P系合金相比能夠?qū)崿F(xiàn)更高的強度。進而，其效果比Mg固溶得到的強度的升高要大。但是，當(dāng)Mg的含量小于0.0P/。時，不能得到需要的強度和耐熱性。另一方面，當(dāng)Mg含量超過0.20。/。時，熱軋時的加工性顯著降低，同時電導(dǎo)率顯著降低。另外，第2相粒子容易粗大化，大小不符合本發(fā)明范圍的第2相粒子(B)或者第2相粒子(C)的第2相粒子變多，使(B)和(C)的合計面積比例C2降低，從而不是優(yōu)選的，所述本發(fā)明范圍的第2相粒子(B)是在本發(fā)明范圍的、即將長徑記作a、短徑記作b時，長寬比a/b為2~50且短徑b為1025nm的粒子，所述本發(fā)明范圍的第2相粒子(C)是長寬比a/b小于2且長徑a為2050nm的粒子。因此本發(fā)明的Cu-Ni-P-Mg系合金的Mg含量為0.01%~0.20%、優(yōu)選0.02~0.15%。[B量]B在Cu-Ni-P系合金或者Cu-Ni-P-Mg系合凝固時或凝固后的冷卻過程和熱加工的加熱時抑制Ni-P化合物向晶界的晶析或者析出，提高合金的熱加工性。但是，當(dāng)其含量小于0.005%時，不能得到熱加工性的改善效果，另一方面，當(dāng)B的含有量超過0.070%時，在熔融中或者凝固中產(chǎn)生Ni-P-B、B-P等的化合物。這些含有B的化合物在固溶處理中不在Cu母相中固溶，因此在時效處理中析出的Ni-P化合物減少，導(dǎo)致合金的強度降低。進而，Ni-p-b、b-p等的化合物在產(chǎn)品中形成大小為5mm~50mhi的夾雜物而殘留在產(chǎn)品中，成為產(chǎn)品的表面缺陷、彎曲加工時裂紋的起源、電鍍處理時的缺陷的起源，從而不是優(yōu)選的。因此本發(fā)明的合金的B的含量為0.005%~0.070%以下、優(yōu)選0.007%~0.060%。[Fe、Co、Mn、Ti和Zr量]Fe、Co、Mn、Ti和Zr都容易與P形成化合物，在熔融或凝固中生成Fe-P、Co-P、Mn-P、Ti-P、Zr-P等的化合物，另夕卜，在時效處理中當(dāng)這些化合物析出時，Ni-P系或者Ni-P-Mg系的第2相粒子減少，導(dǎo)致合金的強度降低。因此，F(xiàn)e、Co、Mn、Ti和Zr單獨或者2種以上的含量為0.05%以下、優(yōu)選總量為0.03%以下。O在合金中容易與P和Cu反應(yīng)，當(dāng)其在合金中以氧化物的狀態(tài)(Cu-P-O)存在時，阻礙了Ni與P的化合物的析出，減少了強度的升高，同時彎曲加工性惡化。因此，本發(fā)明的合金的O含量為0.0050°/。以下、優(yōu)選0.0030%以下。[Sn、In量]Sn和In都具有在不使合金的導(dǎo)電性大幅降低的情況下主要通過固溶強化而提高強度的作用。因此根椐需要可以添加一種以上的這些金屬，但當(dāng)其含量以總量計小于0.01%時，不能得到由強化固溶所帶來的強度提高的效果，另一方面，當(dāng)以總量計添加1.0%以上時，合金的電導(dǎo)率和彎曲加工性顯著降低。因此，單獨添加或者2種以上復(fù)合添加的Sn和In的量為0.01%~1.0%、優(yōu)選以總量計為0.05%~0.8%。并且，這些元素在本發(fā)明中是有意添加的元素，不視為不可避免的雜質(zhì)。[第2相粒子的大小和面積比例Cl]在本發(fā)明的第2相粒子中，含有析出物、結(jié)晶析出物、夾雜物等。在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，通常不析出Ni-P系析出物或者Ni-P-Mg系析出物以外的析出物，Ni-P系析出物和Ni-P-Mg系析出物在固溶處理以及時效處理中可以控制為特定的大小。作為其他的第2相粒子，可以存在在本發(fā)明的熔融和鑄造中生成的"結(jié)晶析出物"(Ni-P、Ni-P-Mg、Ni-P-B、Ni-P-B曙Mg等)或"夾雜物"(Cu-0、Cu畫0-Mg、Cu-Ni-P-0、Cu-Ni-P-0-Mg、Cu-Ni-P-O-B、Cu-Ni-P-O-B-Mg、Cu-S、Cu-S-Mg等的氧化物或硫化物)，但當(dāng)它們存在時，其大小超出了100nm至1jam的范圍，即使通過固溶處理和時效處理也不能控制成本發(fā)明范圍內(nèi)的大小。因此，以不使結(jié)晶析出物或夾雜物殘留在合金中這樣充分地進行固溶處理，為了抑制夾雜物的生成而規(guī)定P、B等的添加量，為了抑制氧化物(夾雜物)的生成而將O含量規(guī)定在低的范圍。不能充分減少結(jié)晶析出物或夾雜物的試樣中的全部第2相粒子的面積比例Cl小于80%，在本發(fā)明的范圍之外。當(dāng)將第2相粒子的長徑記作a(nm)、短徑記作b(nm)時，在本發(fā)明的Ni-P系銅合金中，長徑a小于20nm的第2相粒子如果以最終冷軋的方式進行加工應(yīng)變ri=2以上的軋制加工，則第2相粒子在銅中再固溶，使電導(dǎo)率降低，從而不是優(yōu)選的。這里，當(dāng)將軋制前的板厚記作to、軋制后的板厚記作t時，加工應(yīng)變n用n-ln(to/t)表示。另一方面，長徑a為20nm以上的第2相粒子即使在最終冷軋中進行加工應(yīng)變n=2以上的軋制加工也難以再固溶，而作為10nm以上的第2相粒子存在，有助于析出強化和加工強化。長徑a為20nm以上的第2相粒子在禮制前后大小的變化少，特別地，軋制前的長徑a超過50nm的第2相粒子在軋制后保持超過50nm的長徑。但是，當(dāng)長徑a超過50nm的第2相粒子存在時，合金中的第2相粒子的分散間隔過于變大，因此不能得到析出強化和加工強化。并且，上述長徑a和短徑b分別是全部笫2相粒子的長徑和短徑的平均值，該平均值通過將最終冷軋前的合金條沿著與軋制方向平行的方向切割為厚度直角，并使用圖像解析裝置對于全部長徑a為5nm以上的第2相粒子測定截面圖像而得。根據(jù)以上所述，本發(fā)明的Ni-P系銅合金的最終冷軋前的第2相粒子的優(yōu)選大小是長徑a為20nm~50nm。另外，當(dāng)用a/b表示Ni-P系銅合金中的第2相粒子的長寬比時，對于a/b大于5的情況，如果以最終冷軋的方式進行n=2以上的軋制加工，則第2相粒子在銅中再固溶，使電導(dǎo)率降低。因此，最終冷軋前的第2相粒子的長寬比a/b優(yōu)選為1~5，進而優(yōu)選1-3。為了防止強度和電導(dǎo)率的降低，優(yōu)選本發(fā)明Ni-P系銅合金的最終冷軋后的第2相粒子的a為10nm50nm且a/b為1~5。對于本發(fā)明的Ni-P系銅合金的最終冷軋前的第2相粒子，為了使其長徑a為20nm~50nm且長寬比a/b為1~5,使時效處理前的軋制加工應(yīng)變n為0.4以上、優(yōu)選1以上，適當(dāng)調(diào)節(jié)時效處理時的溫度和時間等。優(yōu)選使最終冷軋的加工應(yīng)變ri=0.7~1.4左右。但是，難以使所有的第2相粒子都在上迷a和a/b優(yōu)選的范圍內(nèi)，因此具有長徑a為20nm50nm且長寬比a/b為1~5范圍的第2相粒子(A)相對于全部第2相粒子的比例(面積比例Cl)是重要的。并且，"全部第2相粒子"是指所有的長徑a為5nm以上的第2相粒子。因此，如果將上述第2相粒子(A)的面積總和相對于在時效處理后、最終冷軋前的合金中的全部第2相粒子的面積總和的比例記作面積比例Cl,則本發(fā)明的面積比例Cl為80%以上。當(dāng)Ni-P系銅合金中的面積比例Cl小于80%時，有a超過50nm的第2相粒子或者小于20nm的第2相粒子大量存在的情況。例如，當(dāng)a超過50nm的第2相粒子或者熔融鑄造時產(chǎn)生的結(jié)晶析出物在熱軋前的加熱或固溶處理中不固溶而使殘留的1000nm以上的Ni-P系粒子(結(jié)晶析出物)大量存在時，有助于強度提高的大小為20至50nm的微細第2相粒子的分散間隔大，因此不能利用軋制加工的加工固化來得到需要的強度。另一方面，a小于20nm的第2相粒子通過軋制加工而再固溶，因此電導(dǎo)率顯著降低。在本發(fā)明的Ni-P-Mg系銅合金中，可以生成在最終冷軋前具有a/b-250左右大小的長寬比的、針狀和/或纖維狀的第2相粒子(B，)和a/b小于2的粒狀的第2相粒子(C，)這2種粒子。通過使時效處理前的軋制加工應(yīng)變ri小于0.4、優(yōu)選小于O.l，可以生成針狀和纖維狀的第2相粒子(B，)，通過使時效處理前的加工應(yīng)變n為0.4以上，可以生成粒狀的笫2相粒子(C)。當(dāng)時效處理前的軋制加工度ri-0.4附近時，第2相粒子(B，)和第2相粒子(C，)一定程度地混合存在，但當(dāng)加工應(yīng)變小于0.4時，大部分形成第2相粒子(B，)，當(dāng)加工應(yīng)變?yōu)?.4以上時，大部分形成第2相粒子(C，)。在本發(fā)明的Ni-P-Mg系銅合金中，最終冷軋前的短徑b小于10nm的第2相粒子如果進行加工應(yīng)變r)=2以上的最終冷軋加工，則第2相粒子破壞、分解而在銅中再固溶，使電導(dǎo)率降低，因此不是優(yōu)選的。另一方面，最終冷軋前的短徑為10nm以上的第2相粒子即使進行加工應(yīng)變ri=2以上的軋制加工也難以再固溶，而作為lOnm以上的笫2相粒子存在，有助于析出強化和加工強化。特別地，短徑b為20nm以上的第2相粒子在軋制前后大小的變化少，第2相粒子通過冷軋難以破壞、固溶。另一方面，軋制前的長徑a超過50nm、且短徑超過25nm的第2相粒子在軋制后保持其大小，但各個第2相粒子的體積大，因此銅合金中的第2相粒子的分散間隔過于變大，從而不能得到析出強化和加工強化。根據(jù)以上所述，本發(fā)明的Ni-P-Mg系銅合金的最終冷軋前的第2相粒子含有長寬比a/b為2-50且短徑b為1025nm的第2相粒子(B)、并且還含有長寬比a/b小于2且長徑a為20~50nm的第2相粒子(C)。為了將本發(fā)明的Ni-P-Mg系銅合金的最終冷軋前的第2相粒子制成短徑b為1025nm且長寬比a/b為2~50的第2相粒子(B),使時效處理前的軋制加工應(yīng)變ri小于0.4、優(yōu)選小于O.l，并適當(dāng)調(diào)節(jié)時效處理時的溫度和時間等。另外，為了制成長徑a為20~50nm且長寬比a/b小于2的第2相粒子(C)，使時效處理前的加工應(yīng)變n為0.4以上、優(yōu)選1.5左右，并適當(dāng)調(diào)節(jié)時效處理時的溫度和時間。但是，由于難以使Ni-P-Mg系銅合金中的所有第2相粒子都在上述a和a/b優(yōu)選的范圍內(nèi)，所以第2相粒子(B)和(C)的合計相對于長徑a為5nm以上的全部第2相粒子的比例是重要的。因此，當(dāng)將上迷第2相粒子(B)和(C)的面積總和相對于Ni-P-Mg系銅合金中全部第2相粒子的面積總和的比例記作面積比例C2時，本發(fā)明的面積比例C2為80%以上。當(dāng)面積比例C2小于80%時，有a超過50nm且短徑b超過25nm的第2相粒子、長徑a小于20nm的第2相粒子、短徑b小于10nm的第2相粒子和長寬比a/b超過50的笫2相粒子的任一者都大量存在的情況。例如，a超過50nm且短徑b超過25nm的第2相粒子或者熔融鑄造時產(chǎn)生的結(jié)晶析出物在熱軋或固溶處理中不固溶而使殘留的1000nm以上的Ni-P-Mg系粒子(結(jié)晶析出物)大量存在時，有助于強度提高的在本發(fā)明規(guī)定范圍的微細的第2相粒子(B)和/或(C)的數(shù)量少，第2相粒子的分散間隔變大，因此不能利用軋制加工的加工固化來得到需要的強度。另一方面，長徑a小于20nm或者短徑b小于10nm的第2相粒子通過軋制加工而再固溶，因此不能得到需要的電導(dǎo)率。對于本發(fā)明的Ni-P-Mg系銅合金，為了在時效處理前且最終冷軋前使第2相粒子(B)和第2相粒子(C)的總和占銅合金中的全部第2相粒子的面積總和的80%以上(面積比例C2)，優(yōu)選使時效處理前的軋制加工應(yīng)變ri為0~1.5左右，并適當(dāng)調(diào)節(jié)時效處理時的溫度和時間。滿足上述報名費條件的Cu-Ni-P系合金或者Cu-Ni-P-Mg系合金可以在本領(lǐng)域技術(shù)人員通常在制造中采用的鑄錠鑄造、熱軋、固溶處理、中間冷禮、時效處理、最終冷軋、消除應(yīng)變退火等中，通過選擇適當(dāng)加熱溫度、時間、冷卻速度、軋制率等來制造。例如，以(l)熔融'鑄造、(2)熱軋、(3)除去氧化垢、(4)冷軋(厚度調(diào)節(jié))、(5)固溶處理、(6)冷軋、C7)時效處理、(8)表面凈化處理(拋光或酸洗)、(9)冷軋(最終)、(10)消除應(yīng)變退火的順序、重復(fù)或者省略一部分工序來制造。調(diào)節(jié)面積比例Cl或者C2時的上述"時效處理前的軋制加工，，相當(dāng)于上述(6)。并且，當(dāng)時效處理前的加工應(yīng)變r|=0時，省略(6)。本發(fā)明的第2相粒子的評價使用(7)時效處理完成后的材料作為試樣來進行。實施例試樣I的制造以電解銅或者無氧銅作為主原料，以鎳(Ni)、15。/。P-Cu母合金、2%B-Cu(B)、錫(Sn)、銦(In)、10%Fe-Cu(Fe)、10%Co-Cu(Co)、25%Mn-Cu(Mn)、海綿鈦(Ti)和海綿鋯(Zr)作為副原料，利用高頻熔融爐在真空中或氬氣氛圍中進行熔融，鑄造成45x45x90mm的鑄錠。進行鑄錠的熱軋試驗，對于在熱軋下不產(chǎn)生裂紋的鑄錠，依次進行熱軋和固溶處理、時效處理、中間冷軋、時效處理、最終冷禮、消除應(yīng)變退火，制成厚度為0.15mm的平板。采集得到板材的各種試驗片進行試驗，進行"強度"和"電導(dǎo)率"的評價。試樣II的制造以電解銅或者無氧銅作為主原料，以鎳(Ni)、15。/。P-Cu母合金、100/oMg-Cu母合金(Mg)、2%B-Cu母合金(B)、錫(Sn)、銦(In)、10。/。Fe-Cu母合金(Fe)、1(T/。Co-Cu母合金(Co)、25。/。Mn-Cu母合金(Mn)、海綿鈦(Ti)和海綿鋯(Zr)作為副原料，利用高頻熔融爐在真空中或氬氣氛圍中進行熔融，鑄造成45x45x90mm的鑄錠。與上述試樣I同樣進行鑄錠的熱軋試驗，對在熱軋下不產(chǎn)生裂紋的鑄錠進行加工，制成厚度為0.15mm的平板，進行試驗并進行"強度"和"電導(dǎo)率"的評價。鑄錠的熱加工性評價"熱加工性"通過熱軋來評價。即，將鑄錠切割成45x45x25mm的大小，在850'C下進行1小時的加熱后，進行3軋制道次的熱軋試驗而使厚度從25mm軋至5mm。對于熱軋后的試樣的表面和邊緣，將通過目測可識別裂紋的情況記作"有裂紋"、將在表面和邊緣沒有裂紋、平滑的情況記作"無裂紋"。在本發(fā)明中，熱加工性優(yōu)異是指上迷評價中的"沒有裂紋"的情況。試驗片的物性評價對于"強度"，通過在JISZ2241中規(guī)定的拉伸試驗、使用13號B試驗片來進行拉伸強度的測定。在本發(fā)明中，對于Cu-Ni-P系合金的高強度是指上述評價中的拉伸強度為650MPa以上的情況，對于Cu-Ni-P-Mg系合金的高強度是指拉伸強度為750MPa以上的情況。"電導(dǎo)率"使用4端子法測定試驗片的電阻，用。/。IACS表示。在本發(fā)明中，高導(dǎo)電性是指在上述評價中電導(dǎo)率為45%IACS以上的情況。"彎曲加工性"用90度W彎曲試驗來評價。試驗根據(jù)CES-M0002-6、使用R-O.lmm的夾具在50kN的載重下進行90度彎曲加工。對于彎曲部的評價，用光學(xué)顯微鏡觀察中央部峰部表面的狀況，將產(chǎn)生裂紋的情況記作x、產(chǎn)生褶皺的情況記作A、良好的情況記作O。彎曲軸相對于軋制方向呈直角(Goodway)。第2相粒子的評價將最終冷軋前的合金條沿著與軋制方向平行的方向切割為厚度直角，使用掃描型電子顯微鏡和透射型電子顯微鏡以10個視野觀察截面的第2相粒子。當(dāng)?shù)?相粒子的大小為5~50nm時，用50萬倍~70萬倍的視野(約1.4xl01G~2.0x101Gnm2)進行拍照，當(dāng)大小為100~2000nm時，用5萬倍~10萬倍的一見野(約1.0x1013~2.0x1013nm2)進行拍照。使用圖像解析裝置(林式會社-k3制、商品名AD七7夕只)對于拍攝照片的圖像上的所有長徑a為5nm以上的第2相粒子分別測定長徑a、短徑b、和面積。從這些長徑a為5nm以上的第2相粒子中隨才幾選擇100個粒子，得到全部第2相粒子的長徑的平均ata和短徑的平均bta以及由它們求得的平均長寬比au/bta，分別作為長徑a、短徑b和長寬比a/b。相對于從Ni-P系銅合金樣品I中選擇的全部IOO個的面積總和，將長徑a為10nm~50nm、長寬比a/b為1~5的第2相粒子(A)的面積總和所占的比例記作面積比例Cl(%)。并且，可以確認通過最終冷軋(通常加工應(yīng)變n-2以上)，Ni-P系銅合金樣品中長徑為20nm以下的第2相粒子或者長徑超過20nm但長寬比超過5的第2相粒子發(fā)生固溶，但20nm以上且長寬比為1~5的第2相粒子即使在最終冷軋后也能保持其長徑、短徑和長寬比。另外，第2相粒子的面積比例Cl也由于超過200nm的第2相粒子不固溶，所以即使在最終冷軋后也幾乎不產(chǎn)生變化。相對于從Ni-P-Mg系銅合金樣品II中選擇的全部100個的面積總和，將第2相粒子(B)的面積和第2相粒子(C)的面積的總和所占的比例作為面積比例C2(%)來計算，所述第2相粒子(B)的長寬比a/b為2~50且短徑b為10~25nm，所述第2相粒子(C)的長寬比a/b小于2且長徑a為20~50nm。并且，可以確認通過最終冷軋(通常加工應(yīng)變ri-2以上)，Ni-P-Mg系銅合金樣品中第2相粒子的長徑a比20nm小或者短徑b比10nm小的第2相粒子發(fā)生固溶、觀察不到，但短徑b為10nm以上的第2相粒子即使在最終冷軋后也能保持其長徑、短徑和長寬比。另外，第2相粒子的面積比例C2也同樣即使在最終冷軋后也幾乎不產(chǎn)生變化。對于表1所示的成分組成的銅合金試樣I，將本發(fā)明涉及的Ni-P系銅合金的實施例與比較例一起進行說明。本發(fā)明的合金實施例1~9在熱軋時不產(chǎn)生裂紋，具有優(yōu)異的強度和電導(dǎo)率。另一方面，對比較例10~27的結(jié)果進行討論，對于比較例10~13，由于沒有添加B或者小于規(guī)定量，因此在熱軋下產(chǎn)生裂紋。比較例14的Sn和In的添加量合計超過1.0%、比較例15的Sn的添加量合計超過1.0%，因此產(chǎn)生電導(dǎo)率的降低。比較例16的Ni/P比較高地偏離，因此Ni的固溶的量增大并產(chǎn)生電導(dǎo)率的降低，第2相粒子的量少，從而強度也低。比較例17的Ni/P比較低地偏離適當(dāng)?shù)慕M成比，因此P的固溶的量增大并產(chǎn)生電導(dǎo)率的降低。比較例18的Ni和P的添加量較低地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此強度低。比較例19的Ni量、比較例20的P量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此產(chǎn)生電導(dǎo)率的降低。比較例21的O的含量超過0.050%，因此在熔融時生成Cu-P-O的氧化物，第2相粒子量減少，強度低，彎曲加工性差。比較例22的B的含量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此Ni-P-B或B-P等在熔融、鑄造時生成、晶析，從而導(dǎo)致第2相粒子量減少，強度和電導(dǎo)率低，彎曲加工性也差。比較例23和24的Fe、Co、Mn、Ti、Zr的含量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此這些元素與P生成化合物，從而第2相粒子減少，強度低。比較例25的第2相粒子的平均長徑較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此不能得到由冷軋導(dǎo)致的強度升高，從而強度低。比較例26和27的第2相粒子的平均長徑較低地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍、另外比較例27的長寬比也偏離，因此在冷軋下第2相粒子固溶，電導(dǎo)率低。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>表中、r※J表示不能得到樣品，不能進行評價.對于表2所示的成分組成的銅合金試樣II，將本發(fā)明涉及的Ni-P-Mg系銅合金的實施例與比較例對各自的熱軋加工性、第2相粒子和特性的評價結(jié)果一起進行表示。如果在a=20~1250且b=10~25且a/b=2~50的范圍內(nèi)，則符合第2相粒子(B)，如果在a-2050且b-1050且a/b爿2的范圍內(nèi)，則符合第2相粒子(C)。本發(fā)明的合金實施例28~38在熱軋時不產(chǎn)生裂紋，具有優(yōu)異的強度和電導(dǎo)率。另一方面，對比較例39~62的結(jié)果進行討論，對于比較例39~43,由于沒有添加B或者小于規(guī)定量，因此在熱軋下產(chǎn)生裂紋。比較例44的Sn和In的添加量合計超過1.0%、比較例45的Sn的添加量合計超過1.0%,因此產(chǎn)生電導(dǎo)率的降低，彎曲加工性差。比較例46的Mg的添加量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此在熱禮下產(chǎn)生裂紋。比較例47的Mg的添加量較低地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此與除Mg以外其它具有相同水平的化學(xué)組成的本發(fā)明例29相比強度變低。比較例48的Ni/P比較低地偏離，因此P的固溶的量增大，電導(dǎo)率低。比較例49的Ni和P的添加量較低地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此強度低。比較例50的Ni量和Ni/P比偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此產(chǎn)生電導(dǎo)率的降低。比較例51的P量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍、以及Ni/P比偏離了本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此在熱軋下產(chǎn)生裂紋。比較例52的O的含量超過0.050%,因此在熔融時生成Cu-P-0的氧化物，第2相粒子量減少，強度和電導(dǎo)率低，彎曲加工性也差。比較例53的B的含量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此Ni-P-B或B-P等在熔融、鑄造時生成、晶析，從而導(dǎo)致第2相粒子量減少，強度和電導(dǎo)率低，彎曲加工性也差。比較例54~57由于Fe、Co、Mn、Ti、Zr的1種以上的合計含量較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此第2相粒子減少，另夕卜，由于Fe、Co、Mn、Ti、Zr與P的結(jié)晶析出物或第2相粒子粗大地生成，第2相粒子的評價結(jié)果偏離了本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此強度降低。比較例58的第2相粒子的短徑b較低地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此電導(dǎo)率低。比較例59的第2相粒子的短徑b較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此強度低。比較例60的笫2相粒子的長徑a和短徑b較低地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此強度和電導(dǎo)率低。比較例61和62的第2相粒子的長徑a和短徑b較高地偏離本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此由冷軋導(dǎo)致的強度的升高少、強度低。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>權(quán)利要求1.熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金，所述銅合金以質(zhì)量比計，含有Ni0.50％～1.00％、P0.10％～0.25％，Ni與P的含量比例Ni/P4.0～5.5，且B0.005％～0.070％、O0.0050％以下，F(xiàn)e、Co、Mn、Ti、Zr中1種以上的含量合計為0.05％以下，余量包含Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，對于第2相粒子的大小，將長徑記作a、短徑記作b時，最終冷軋前的長徑a為20nm～50nm且長寬比a/b為1～5的第2相粒子(A)占銅合金中含有的全部第2相粒子的面積總和的80％以上，電導(dǎo)率為45％IACS以上。2.熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金，所述銅合金以質(zhì)量比計，含有Ni:0.50%~1.00%、P:0.10%~0.25%、Mg:0.0卜0.20%,Ni與P的含量比例Ni/P:4.0~5.5，且B:0.005%~0.070%、0:0.0050%以下，F(xiàn)e、Co、Mn、Ti、Zr中1種以上的含量合計為0.05%以下，余量包含Cu和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于，具有最終冷軋前的短徑b為10~25nm且長寬比a/b為2~50的第2相粒子(B),上述第2相粒子(B)與長徑a為20nm~50nm且長寬比a/b小于2的第2相粒子(C)的總和占銅合金中含有的全部第2相粒子的面積總和的80%以上，電導(dǎo)率為45%IACS以上。3.如權(quán)利要求1或者2所述的熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金，其特征在于，含有合計為0.01%~1.0%的Sn和In中的1種以上。全文摘要本發(fā)明提供電子部件用銅合金，其包含熱加工性良好、不損害彎曲加工性、能夠發(fā)揮高強度、高導(dǎo)電性和高熱傳導(dǎo)性的Cu-Ni-P系合金。熱加工性優(yōu)異的高強度高導(dǎo)電性銅合金，所述銅合金含有Ni0.50～1.00％(wt)、P0.10～0.25％，Ni/P4.0～5.5，且B0.005～0.070％、O0.0050％以下，F(xiàn)e、Co、Mn、Ti、Zr中1種以上的含量合計為0.05％以下，余量包含Cu和不可避免的雜質(zhì)，對于第2相粒子的大小，將長徑記作a、短徑記作b時，最終冷軋前a為20nm～50nm且第2相粒子的長寬比a/b為1～5的第2相粒子(A)以銅合金中含有的全部長徑a為5nm以上的第2相粒子的面積比例C1計，占80％以上，電導(dǎo)率為45％IACS以上，或者銅合金，其是在包括還含有Mg0.01～0.20％的組成的銅合金中，具有短徑b為10～25nm且長寬比a/b為2～50的第2相粒子(B)，上述第2相粒子(B)與長徑a為20nm～50nm且長寬比a/b小于2的第2相粒子(C)的總和占銅合金中的全部第2相粒子的面積總和的80％以上，能夠以合計為0.01％～1.0％任意含有Sn和In中的1種以上的銅合金。文檔編號C22C9/06GK101275191SQ20081009518公開日2008年10月1日申請日期2008年3月28日優(yōu)先權(quán)日2007年3月30日發(fā)明者衛(wèi)藤雅俊申請人:日礦金屬株式會社