Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

CN103328665B - 铜合金及铜合金的制造方法 - Google Patents

铜合金及铜合金的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103328665B
CN103328665B CN201180059926.2A CN201180059926A CN103328665B CN 103328665 B CN103328665 B CN 103328665B CN 201180059926 A CN201180059926 A CN 201180059926A CN 103328665 B CN103328665 B CN 103328665B
Authority
CN
China
Prior art keywords
copper alloy
quality
high strength
strength copper
phase
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201180059926.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103328665A (zh
Inventor
石田清仁
贝沼亮介
大沼郁雄
大森俊洋
宫本隆史
佐藤宏树
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Seisen Co Ltd
Tohoku Techno Arch Co Ltd
Original Assignee
Nippon Seisen Co Ltd
Tohoku Techno Arch Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Seisen Co Ltd, Tohoku Techno Arch Co Ltd filed Critical Nippon Seisen Co Ltd
Publication of CN103328665A publication Critical patent/CN103328665A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103328665B publication Critical patent/CN103328665B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/05—Alloys based on copper with manganese as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

本发明提供即使是高强度加工性也优异、且高导电性的铜合金，另外，提供能够对这些特性进行控制的铜合金及这种铜合金的制造方法。是包含Ni：3.0～29.5质量%、Al：0.5～7.0质量%、Si：0.1～1.5质量%，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成的FCC结构的铜合金，且是在上述铜合金的母相中使包含Si的L12结构的γ’相以平均粒径100nm以下析出的高强度铜合金。

Description

铜合金及铜合金的制造方法
技术领域
本发明涉及适用于电气/电子设备用的引线框、连接器、端子部件等的具有高强度、高导电性的铜合金及制造该铜合金的铜合金制造方法。
背景技术
以往，作为电子设备的引线框等各种端子、连接器、继电器或开关等需要电传导性及弹性的材料，对于重视制造成本的用途，应用廉价的黄铜。另外，另一方面，对于重视弹性等机械性质的用途，应用磷青铜。进而，对于除了弹性以外还重视耐腐蚀性的用途，应用锌白铜。
但是，现状是，随着近年来电子设备类及其部件的轻量化、薄壁化及小型化，如果使用这些材料，则无法充分满足所需要的强度。
近年来，对于电子设备的各种端子等需要电传导性及弹性的材料，代替以往的磷青铜、黄铜等为代表的固溶强化型合金，从高强度及高导电性的观点出发，时效硬化型的铜合金的使用量逐渐增加。
时效硬化型的铜合金是如下的铜合金：通过对被固溶处理后的过饱和固溶体进行时效处理，微细粒子均匀地析出而提高了耐力或弹簧挠度极限等强度特性，并且使得固溶元素量减少，有助于导电率的提高。
因此，作为满足越来越严格的电子设备类及其部件的轻量化、材料的高强度化的要求的材料，例如，使用Cu-Ni-Si系合金(铜镍硅)或铍铜等时效硬化型的铜合金。
此外，进行轻量化、材料的高强度化，而作为与电子设备类对应的铜合金，使用Cu-Ni-Si系合金(铜镍硅)，以尝试基于制造方法的改善。例如，专利文献1中公开了如下的铜合金材料，是含有1.0～5.0质量%的Ni、0.2～1.0质量%的Si、1.0～5.0质量%的Zn、0.1～0.5质量%的Sn、0.003～0.3质量%的P，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成的铜合金材料，包括如下工序：第一冷轧工序，冷轧至作为目的的最终板厚的1.3～1.7倍的厚度；第一热处理工序，将第一冷轧后的材料加热至700～900℃后，以毎分25℃以上的降温速度冷却至300℃以下；第二冷轧工序，将第一热处理后的材料冷轧至最终板厚；第二热处理工序，将第二冷轧后的材料加热至400～500℃，并保持30分钟～10小时；以及对第二热处理后的材料在长度方向施加张力的同时，以400～550℃加热保持10秒～3分钟。但是，制造工序复杂，难以实现制造成本的降低。
公开了利用该Cu-Ni-Si系(铜镍硅)合金，添加其他金属元素进行改善的技术(参照专利文献2～4)。例如，专利文献2中记载了如下的电子材料用铜合金，是含有Ni：1.0～4.5质量%、Si：0.50～1.2质量%、Cr：0.0030～0.3质量%(其中，Ni与Si的重量比为3≦Ni/Si≦5.5。)，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成的铜合金，对于分散在材料中的大小为0.1μm以上且5μm以下的Cr-Si化合物，该分散粒子中的Cr相对于Si的原子浓度比为1～5，其分散密度为1×106个/mm2以下。但是，作为改善Ni-Si系金属间化合物的强度的铜合金，关于高强度、高导电性却存在限制。
另外，公开了析出与Ni-Si系不同的金属间化合物、Cr-Si系、对Ni-P添加Fe的Ni-P-Fe系、Ni-Ti系金属间化合物的铜合金(参照专利文献5～7)。例如，专利文献7中记载了如下的电气电子设备用铜合金，是包含：1～3mass%的Ni及0.2～1.4mass%的Ti，所述Ni及Ti的质量百分率的比率(Ni/Ti)为2.2～4.7，包含：Mg和Zr中一者或两者并合计为0.02～0.3mass%，以及0.1～5mass%的Zn，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成的铜合金，含有由Ni、Ti、及Mg构成的金属间化合物、由Ni、Ti、及Zr构成的金属间化合物、和由Ni、Ti、Mg、及Zr构成的金属间化合物中的至少一种金属间化合物，所述金属间化合物的分布密度为1×109～1×1013个/mm2，拉伸强度为650MPa以上，且导电率为55%IACS以上，并且以150℃保持1000小时时的应力松弛率为20%以下。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-070651
专利文献2：日本特开2009-242921
专利文献3：日本特开2010-090408
专利文献4：日本特开2008-266787
专利文献5：日本特开2007-126739
专利文献6：日本特开2001-335864
专利文献7：日本特开2006-336068
发明内容
发明要解决的课题
但是，不管是哪种铜合金，其所兼具的高强度、高导电性对于最近的要求来说都是不充分的。
因此，本发明是鉴于上述问题点而完成的，其目的在于，提供即使是高强度其加工性也优异、且高导电性的铜合金及这样的铜合金的制造方法。
另外，其目的还在于，提供能够对这些即使是高强度其加工性也优异、且具有高导电性的特性进行控制的铜合金及这样的铜合金的制造方法。
解决课题的方法
作为解决上述问题的手段的本发明的特征，发明者们为了得到高强度铜合金进行研究的结果明白了，对于Cu-Ni-Al合金，在FCC结构的母相中利用Ni3Al使L12结构的γ’相微细析出是有效的。进而明白了，通过添加Si，能够进一步高强度化。
因此，本发明的铜合金是包含Ni：3.0～29.5质量%、Al：0.5～7.0质量%、Si：0.1～1.5质量%，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成的FCC结构的铜合金，其特征在于，在上述铜合金的母相中，利用含有Si的Ni3Al，以平均粒径100nm以下析出L12结构的γ’相。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，包含Ni：3.0～14.0质量%、Al：0.5～4.0质量%、Si：0.1～1.5质量%，并且，导电率为8.5%IACS以上。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，冷加工性为10～95%。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，作为由Al当量(质量%)=(Al质量%+1.19Si质量%)及Ni质量%表示的范围，位于由(Al：2.0质量%、Ni：3.0质量%)、(Al：4.0质量%、Ni：9.5质量%)、(Al：1.5质量%、Ni：14.0质量%)、(Al：0.5质量%、Ni：5.0质量%)这四个点所围的区域A。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，包含Ni：9.5～29.5质量%、Al：1.5～7.0质量%、Si：0.1～1.5质量%，并且，维氏硬度为220Hv以上。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，作为由Al当量(质量％)＝(Al质量％+1.19Si质量％)及Ni质量％表示的范围，位于由(Al：4.0质量％、Ni：9.5质量％)、(Al：7.0质量％、Ni：16.0质量％)、(Al：2.5质量％、Ni：29.5质量％)、(Al：1.5质量％、Ni：14.0质量％)这四个点所围的区域B。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，以总量计包含0.01～5.0质量％的从由Co、Ti、Sn、Cr、Fe、Zr、Mg、Zn组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
另外，本发明的铜合金的特征还在于，以总量计包含0.001～0.5质量％的从由C、P及B组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
本发明的高强度铜合金的制造方法的特征在于，一体地进行熔融混合并进行热加工及冷加工后，接着，以700～1020℃，在0.1～10小时的范围进行热处理，之后，以400～650℃，在0.1～48小时的范围进行时效处理。
另外，本发明的高强度铜合金的制造方法的特征还在于，在上述时效处理之前或之后，进行加工率为10～95％的冷加工。
发明效果
根据作为解决上述问题的手段的本发明的铜合金，通过对高导电性进行研究而得到的结果表明，在区域A以及区域B满足了强度、导电性这两者。在区域A，能够得到特别地导电率高、加工性优异的高强度铜合金，区域B能够得到特别地强度高的高强度铜合金。
另外，根据本发明的铜合金的制造方法，通过对高导电性进行研究而得到的结果表明，能够制造在区域A及区域B满足强度、导电性这两者的铜合金。
附图说明
图1是上侧表示基于电子衍射的析出物的晶体结构L12，并且下侧表示析出物的状态的透射电子显微镜的照片。
具体实施方式
以下，基于附图对用于实施本发明的最优的方式进行说明。此外，本领域技术人员通过对权利要求中记载的本发明进行变更/修改，容易想到其他实施方式，这些变更/修改包含于该权利要求的范围内，以下的说明是本发明的最优的方式的例，不对其权利要求的范围进行限定。
本发明的铜合金是包含Ni：3.0～29.5质量％、Al：0.5～7.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成的FCC结构的铜合金，在上述铜合金的母相中，以平均粒径100nm以下，利用包含Si的Ni3Al析出L12结构的γ’相。例如利用电子衍射像的排列结构能够确认上述L12结构。
图1是上侧表示基于电子衍射的析出物的晶体结构L12，并且下侧表示析出物的状态的透射电子显微镜的照片。
此外，本照片是Ni：12.3质量％-Al：1.0质量％-Si：0.3质量％-Cu的组成，实施了固溶处理：900℃10分钟-冷加工30％-时效处理500℃6小时的热处理。
如图1所示，电子衍射中，以具有衍射面110的有序相为对象。即，γ’相作为金属间化合物，是位于边上的原子为Al及Si，位于面心的原子为Ni的被有序化的FCC结构。
另外，后面进行叙述，但是，可知，在图1的下侧的照片中，L12结构的γ’相微细地析出。
这些具有FCC结构的母相的铜以及具有L12结构的γ’相都是FCC结构，因此相容性良好，有助于强度的提高，并且，通过使γ’相析出，母相的溶质元素浓度减少，也有助于导电率的提高。
本发明的铜合金是一直保持FCC结构的铜合金。FCC结构是金属元素最紧密地堆积的结构，作为高强度、高导电性的母相合金是适宜的。因此，具有FCC结构的铜，其加工性优异，能够容易制作成目的形状。
本发明的铜合金为了满足高强度和高导电性，而需要包含Ni：3.0～29.5质量％、Al：0.5～7.0质量％、Si：0.1～1.5质量％。
Ni与Al使得在母相的Cu中，析出Ni3Al的金属间化合物，并形成γ’相。进而，Al和Si，与Ni配合形成Ni3(Al、Si)金属间化合物，因此，Al与Si两者合起来，需要是与该系配合的量，并且，不是Ni3Al、Ni3Si的单独的系，而是在L12型之中，在FCC结构的边上混合存在的同时形成一个Ni3(Al、Si)金属间化合物。
本发明的铜合金中的具有L12结构的γ’相作为金属间化合物，是位于边上的原子为Al及Si、位于面心的原子为Ni的被有序化的FCC结构。
这些具有FCC结构的母相的铜以及具有L12结构的γ’相都是FCC结构，因此，相容性良好，有助于强度的提高，并且，通过使γ’相析出，使得母相的溶质元素浓度减少，也有助于提高导电率。
进而，若详细地进行说明，则L12结构的γ’相属于GCP(Geometricallyclosepacking，几何紧密堆积)相，由于其密堆积结构而具有延展性，进而，由于相容性高，所以，成为γ+γ’组织，该γ+γ’组织中作为微细组织的γ’相析出，由此，能够得到具有韧性的加工性高的铜合金。
该γ’相在作为母相的铜为主体的γ相中以球形微细地析出。由于γ’相为球形，所以在γ’相与γ相之间的界面不会发生应力集中，而能够得到具有韧性的加工性高的铜合金。
进而，通过将γ’相的平均粒径控制为较小，能够进一步提高强度。通过使γ’相的平均粒径小，进行移动的位错的钉扎点增多，能够得到高的拉伸强度。
进而，γ’相是金属间化合物，其自身的硬度较高，拉伸强度也较高。因此，通过妨碍位错在γ’相内移动，能够对铜合金的硬度、拉伸强度作出贡献。
另外，一般，在铜中固溶的溶质元素浓度越高，则电导率越降低，但是与γ单相的固溶状态相比，通过在低温下进行热处理而使γ’相析出，从而使得母相的溶质元素浓度减少，因此，γ’相的析出也有助于导电率的提高。此外，对于γ’相的导电率，与纯Cu相比，其导电率低，因此，与该γ’相所占体积的比例相应地使电子移动降低，但是，通过使γ’相的面积分数适量，能够维持高的导电率。
因此，在做成铜合金时，作为具有不较大地损害冷加工性等延展性，而对硬度、拉伸强度等机械特性的贡献较大、且提高电导率的效果的第二相，γ’相是适合的。这时，优选γ’相的面积分数为5～40%。
可以通过比较铜合金的某个截面的各金相的面积来求出该面积分数。此外，通常，对于面积分数与体积分数，如果在将基于卡瓦列里(Cavalieri)原理的两个立体，用与某个平面平行的平面切开时的切口的面积相等，则两个立体的体积相等。因此，将该面积分数看成体积分数也没关系。
此外，可以利用金属显微镜、电子显微镜(SEM、TEM)、EPMA(X射线分析装置)等来测定面积分数。
另外，优选该γ’相的平均粒径为100nm以下。虽然越小越好，但是，由于基于热处理的粗化，将实际上的析出尺寸控制在比1nm微细是困难的，如果在1nm以上且在100nm以下，在能够得到充分的强度。
能够利用电子显微镜进行组织观察，通过图像分析从中计量多个γ’相的直径，并对其进行平均，从而得到γ’相的平均粒径。
这时，由于所添加的Ni、Al、Si，有时会析出Ni3Al的金属间化合物的γ’相以外的Ni2(Al、Si)、NiAl、Ni5Si2等金属间化合物。
但是，与Ni3(Al、Si)比较，Ni2(Al、Si)析出的量少，对铜合金的机械性质、电气性质带来的影响小。
析出由NiAl表示的β相的金属间化合物。该β相是BCC有序结构的B2结构，进行析出的组成范围窄，即使析出，与Ni3(Al、Si)比较，其量也少，对铜合金的机械性质、电气性质带来的影响也较小。
另外，有时会析出Ni5Si2的金属间化合物。与Ni3(Al、Si)比较，该Ni5Si2析出的量也少，对铜合金的机械性质、电气性质带来的影响小。
但是，由于这些Ni3(Al、Si)的γ’相以外的金属间化合物分别析出很多，从而对铜合金的机械性质、电气性质带来影响，但是，也不会超过Ni3(Al、Si)地带来影响。但是，在将这些全部的析出物合起来的基础上，得到本发明的铜合金。
Si具有降低基质中的溶质元素浓度的效果，具有增加γ’相的体积分数并且提供导电率的效果。因此，由于γ’相为Ni3(Al、Si)的金属间化合物，从而，与Ni3Al的单体比较，强度、导电率优异。对于Al与Si的量比，优选，在Al/Si=1～5的范围。这是因为，若Al/Si比小于1，则除了γ’相以外，还析出对延展性、导电率的降低带来影响的其他化合物，若大于5，则γ’相的体积分数不充分，基质中的溶质元素浓度的降低也不充分，不能充分地带来强度及导电率的提高。
因此，通过设成Al：0.5～7.0质量%、Si：0.1～1.5质量%的范围，而使γ’相析出，从而能够得到高强度、高导电性、以及加工性优异的组成区域。
另外，本发明的铜合金是包含Ni：3.0～14.0质量%、Al：0.5～4.0质量%、Si：0.1～1.5质量%的组成范围，并且，导电率为8.5%IACS以上。
通过设成该组成范围，使100nm以下的γ’相析出，从而能够使导电率为8.5%IACS以上。
由于导电率为8.5%IACS以上，从而，作为具有高导电性的铜合金，能够适用于电子设备等的引线框、连接器、端子部件等。
另外，本发明的铜合金通过设成该组成范围，并使100nm以下的γ’相析出，从而进一步能够使得冷加工性为10～95%。
对于冷加工性，当是在温度20℃实施的滚轧的情况下，利用不进行退火而能够无破裂地进行滚扎的最大厚度的减少率来定义，在是拉丝的情况下，利用不进行退火而能够无破裂地进行拉丝的最大的断面收缩率来定义。
γ’相的Ni3(Al、Si)金属间化合物与纯Cu相比加工性低，所以无法以与该Ni3(Al、Si)金属间化合物所占体积的比例相应的量增大加工率。
因此，通过设为包含Ni：3.0～14.0质量%、Al：0.5～4.0质量%、Si：0.1～1.5质量%的组成范围，能够控制γ’相的析出量，较高地维持导电率不变，而使冷加工性为10～95%。
如果冷加工性小于10%，则存在不能制作具有目的形状的材料的问题。如果冷加工性超过95%，则存在设备的负担大的问题。因此，优选冷加工性为10～95%的范围，进一步优选，为20～90%会更好。
通过使冷加工性为10～95%，从而作为具有高强度的铜合金，适用于电子设备等的引线框、连接器、端子部件等。
进而，本发明的铜合金中的Ni和Al、Si的添加量，在由Al当量(质量%)=(Al质量%+1.19Si质量%)及Ni质量%表示的Ni对Al等量图中，位于由(Al：2.0质量%、Ni：3.0质量%)、(Al：4.0质量%、Ni：9.5质量%)、(Al：1.5质量%、Ni：14.0质量%)、(Al：0.5质量%、Ni：5.0质量%)这四个点所围的区域A。
本发明的铜合金通过位于该区域A的范围并使γ’相析出的体积分数为5～20%，从而能够得到高的导电率和高的冷加工性。
在该区域A的范围，能够得到大致10～25%IACS的导电率，另外，能够得到10～95%的冷加工性，因此，作为接点材料，即使被接触、摩擦的情况较多，也能够减少磨损。
因此，作为具有高的导电率和高的冷加工性的铜合金，能够适用于电子设备等的引线框、连接器、端子部件等。
进而，本发明的铜合金中，包含Ni：9.5～29.5质量%、Al：1.5～7.0质量%、Si：0.1～1.5质量%，并且，维氏硬度在220～450Hv的范围。
由于添加大量的Ni，提高了γ’相所占的体积、面积，从而能够提高维氏硬度。
在这种情况下，通过使γ’相析出的体积分数为20～40%，能够对由铜的维氏硬度所表示的强度作出贡献。
与上述同样地，优选这时的γ’相的平均粒径为100nm以下。虽然越小越好，但是，实际上的析出难以完全均匀地进行，如果是1nm以上且100nm以下，则能够得到充分的强度，更优选为30nm以下。
此外，对于本发明的铜合金在该组成范围下的导电率，能够得到大致7～15%IACS的导电率，因此，通过同时具有高的维氏硬度，即使应用于电子设备等的引线框、连接器、端子部件等，也可以使磨损少，耐久性良好，耐长时间使用。
另外，本发明的铜合金中，在由Al当量(质量%)=(Al质量%+1.19Si质量%)及Ni质量%表示的Ni对Al等量图中，位于由(Al：4.0质量%、Ni：9.5质量%)、(Al：7.0质量%、Ni：16.0质量%)、(Al：2.5质量%、Ni：29.5质量%)、(Al：1.5质量%、Ni：14.0质量%)这四个点所围的区域B。
本发明的铜合金通过使得位于该区域B的范围并使γ’相析出的体积分数为25～40%，从而能够进一步得到由维氏硬度表示的高的强度。这是由于γ’相是金属间化合物，高度非常高的原因。但是，若γ’相的面积比增大，则存在导电率降低这样的缺点。
因此，通过位于该区域B的范围，从而能够在得到高的导电率的同时，一并得到高的维氏硬度。
由此，能够广泛地应用于电子设备等的引线框、连接器、端子部件等。
另外，本发明的铜合金还以总量计包含0.01～5.0质量%的从由Co、Ti、Sn、Cr、Fe、Zr、Mg、Zn组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
Co、Ti、Cr及Zr使γ’相稳定，并促进析出，所以有助于强度的提高，另外，也具有减少Cu中的溶质元素浓度的效果，因此也有助于导电率的提高。
Sn、Mg及Zn对改善耐应力缓和特性是有效的，并且，由于在Cu中固溶而有助于强度的提高。
对于Fe，通过在Cu中分散Fe的微粒，从而对晶粒的微细化有效，有助于强度的提高及耐热性的提高。
对于添加元素的添加量，使得以总量计包含0.01～5.0质量%的所选择的一种或两种以上的添加元素。如果所选择的一种或两种以上的添加元素的总量小于0.01质量%，则存在无助于铜合金的导电率的提高、强度的提高之类的问题。另外，若添加元素的总量超过5.0质量%，则虽然有助于导电率的提高、强度的提高，但是，存在无法将导电率等电气特性和维氏硬度等机械特性控制在适当的范围之类的问题。
本发明的铜合金中，还可以以总量计包含0.001～0.5质量%的从由C、P及B组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
可以认为C对晶粒的微细化有效，有助于强度的提高。另外，使Cu中的溶质元素的固溶度降低，从而有助于导电率的提高。
将P作为脱氧剂使用，具有减少Cu的杂质浓度的效果，有助于导电率的提高。
B具有抑制晶粒成长的效果，因此，通过微细化，对于强度的提高有效。能够提高耐热性。
对于添加量，使得以总量计包含0.001～0.5质量%的所选择的一种或两种以上的添加元素。如果添加元素以总量计小于0.001质量%，则存在无助于铜合金的导电率的提高、强度的提高之类的问题。另外，若添加元素以总量计超过0.5质量%，则有助于导电率的提高、强度的提高，但是，存在无法将导电率等电气特性和维氏硬度等机械特性控制在适当的范围之类的问题。
另外，本发明的铜合金的制造方法中，在一体地进行熔融混合并进行铸造后，通过热锻等热加工，以及根据需要通过冷轧、冷拉等冷加工，成型为板材、线材、管材等形状。接着，以700～1020℃，在0.1～10小时的范围进行热处理，之后，以400～650℃，在0.1～48小时的范围进行时效处理。
本发明的铜合金的制造方法包括如下工序：(a)将Ni：3.0～29.5质量%、Al：0.5～7.0质量%、Si：0.1～1.5质量%与Cu一体地进行熔融混合，并作为铸锭形成铜合金样材的工序；在通过热加工以及根据需要通过冷加工进行成型后，(b)进行如下的固溶处理的工序：将上述铜合金样材以700℃～1020℃的温度范围，在0.1～10小时的范围进行热处理；以及(c)进行如下的时效处理的工序：将固溶处理后的铜合金样材，以400℃～650℃的温度范围，在0.1～48小时的范围进行加热。
在(a)的形成铜合金样材的工序中，作为铜合金的原料，能够进一步以总量计添加0.01～5.0质量%的从由Co、Ti、Sn、Cr、Fe、Zr、Mg、Zn构成的组中选择的一种或两种以上的元素作为添加元素。进而，作为铜合金的原料，还能够以总量计添加0.001～0.5质量%的从由C、P及B构成的组中选择的一种或两种以上的元素。
对于熔融混合，为了防止Al、Si由于氧化而减少，例如，使用硼化钙等脱氧剂，或使用氩气或氮气等进行发泡处理，或在真空容器内在真空中进行熔解即可。作为进行熔解的方法，没有特别限制，使用高频熔解炉等公知的装置，加热到铜合金原料的融点以上的温度即可。
在进行(b)的固溶处理的工序中，对铜合金样材以700℃～1020℃的温度范围，在0.1～10小时的范围进行热处理。由此，能够得到所添加的合金元素不会在Cu的母相中偏析而一致地均匀化的固溶体。对加热方法没有特别限定，根据公知的方法进行即可。
在该固溶处理中，通过使Ni、Al、Si等均匀地分散，从而能够通过后述的时效处理，使具有100nm以下的微细的平均粒径的γ’相析出。
在进行(c)的时效处理的工序中，将铜合金样材，以400～650℃，在0.1～48小时的范围进行时效处理。如果低于400℃，和/或不到0.1小时，则无法使γ’相析出。若超过650℃和/或超过48小时，则γ’相成长，平均粒径超过100nm，产生得不到所希望的导电率及加工率之类的问题。因此，为了得到所希望的导电率及硬度，这样的时效处理是必须的必要条件。
另外，本发明的高强度铜合金的制造方法的特征还在于，在上述时效处理之前或之后，进行10～95%的冷加工。
本发明的高强度铜合金的制造方法中，除了上述的制造工序以外，(d)还在对上述铜合金样材进行上述时效处理之前或之后，设置了进行10～95%的冷加工的工序。
通过在对铜合金样材进行时效处理之前进行冷加工，形成晶界、位错、堆积缺陷等晶格缺陷，而使其晶粒微细化或加工硬化，并且，通过使之后的Ni3(Al、Si)的γ’相大量分散并析出，能够使γ’相的平均粒径为100nm以下，并且，能够降低时效处理的温度，且缩短时间。对冷加工的方法没有特别的限制，利用基于辊的滚轧等公知的方法进行即可。
另外，通过在对铜合金样材进行时效处理之后进行冷加工，能够导入位错、堆积缺陷等而使其加工硬化，所以能够进行高强度化。
这时，以加工率为10～95%的范围进行。如果加工率小于10%，则缺陷的导入少，不能得到充分的上述加工的效果。若加工率超过95%，则对加工设备的负载增大而成为问题。
在这些工序后，为了赋予弹性，也可以以100～400℃的范围进行低温时效处理。对于低温时效处理的方法，没有特别限制，可以按照公知的方法进行。
通过这样的制造方法得到的铜合金，能够在抑制铜合金中析出的L12结构的γ’相的粗化的同时，使充分量的微细的γ’相析出，因此，能够容易地控制导电率等电气特性、冷加工性、维氏硬度等机械特性。
实施例
(铜合金No.1～57)
在本发明的铜合金的范围内，将实施例1～57的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。
(实施例1～57的组成)
表1-1
合金No. Ni(质量％) Al(质量%) Si(质量％)
1 3 1．8 0．5
2 5 2．5 0.1
3 5 1．3 0.7
4 5 0．3 0．7
5 7．5 2．8 0．75
6 7．5 1．8 0．5
7 7．5 0．8 0．5
8 9．5 3．7 0．1
9 10 2．5 1
10 10 2．8 0．7
11 10 2．3 0．5
12 10 1．9 0．3
13 10 1．4 0．2
14 10 0．9 0．2
15 14 1．4 0．3
16 13 2．8 0．2
17 13 2．5 0．5
18 13 2 1
19 13 2 0．75
20 13 1．8 0．2
21 13 1．5 0．5
22 13 1 1
23 13 1 0．7
24 15 4．4 0．5
25 15 3．4 0．1
26 15 1．7 0．7
27 16 6．2 0．7
28 17.5 5．1 0．75
29 17．5 4．4 0．5
30 17．5 3．4 0．5
表1-2
合金No． Ni(质量％) Al(质量％) Si(质量％)
31 17．5 1．8 1
32 20 3．8 1
33 20 3．2 0．7
34 20 2．4 0．5
35 20 2．1 0．3
36 22．5 4．3 0．2
37 22．5 3．8 0．2
38 22．5 3．1 0．3
39 22．5 2．4 0．5
40 22．5 1．9 0．5
41 25 3．4 0．5
42 25 2.4 0．5
43 25 1．9 0．5
44 29．5 1．9 0．5
45 3 0．5 0．4
46 5 3．5 0．4
47 5 5．0 0．8
48 10 3．2 1．5
49 10 7．0 0．1
50 15 0．9 0．1
51 20 0．7 0．3
52 25 0．5 0．4
53 25 4．0 0．8
54 25 5．0 0．8
55 25 6．0 0．8
56 29．5 0．9 0．1
57 29．5 5．0 0．8
之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90％)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30％)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率、加工性、维氏硬度。
(导电率、加工性、维氏硬度的结果)
表2-1
合金No． 导电率 加工性 硬度
1 20．8 ○ 170
2 17．5 ○ 240
3 22．5 ○ 225
4 25．3 ○ 178
5 14．8 ○ 290
6 17．9 ○ 285
7 20．7 ○ 255
8 13．7 × 300
9 13．6 × 307
10 14．4 ○ 312
11 15．0 ○ 318
12 15．8 ○ 302
13 17．2 ○ 270
14 17．8 ○ 217
15 14．8 ○ 285
16 12．6 ○ 351
17 12．7 ○ 369
18 14．1 ○ 392
19 13．1 ○ 381
20 14．5 ○ 331
21 14．5 ○ 355
22 15．7 ○ 350
23 14．2 ○ 295
24 10．8 × 390
25 12．5 ○ 395
26 14．1 ○ 348
27 6．8 × 365
28 8．2 × 385
29 9．2 × 400
30 11．3 △ 390
表2-2
合金No． 导电率 加工性 硬度
31 13．3 ○ 345
32 9．2 × 393
33 10．5 △ 352
34 12．2 △ 320
35 12．8 △ 305
36 8．0 × 340
37 8．5 × 335
38 9．8 △ 325
39 11．2 △ 318
40 11．5 △ 307
41 7．8 × 320
42 9．1 × 308
43 10．0 × 285
44 6．9 × 260
45 35．0 ○ 150
46 14．1 ○ 265
47 10．1 ○ 180
48 13．3 ○ 260
49 6．2 ○ 220
50 14．8 ○ 145
51 13．6 ○ 140
52 11．5 ○ 130
53 6．8 ○ 330
54 6．2 ○ 385
55 5．9 ○ 345
56 7．3 ○ 120
57 5．2 ○ 320
根据表2-1、表2-2可知，在本发明的铜合金的范围内，能够控制导电率等电气特性、冷加工性、维氏硬度等机械特性。
之后，经过表3所示的制造热处理条件工序，使得在FCC结构的母相中析出L12结构的γ’相。
(制造条件)
表3
在表4中，作为铜合金而使用No.16～23的组成的铜合金，表示了表3中的各个制造条件下的导电率和维氏硬度。
(制造条件下的导电率和维氏硬度的结果)
根据该表4可知，除了热处理加工条件1、5、12、13以外，全部的导电率在8．5％IACS以上，全部的维氏硬度在220Hv以上。
(铜合金No．58～70)
接着，添加了添加元素。将实施例58～70的组成的铜合金样材，一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。
(添加元素的组成)
表5-1
合金No． Ni(质量％) Al(质量％) Si(质量％) Cu(质量％)
58 6 1.2 0．64 剩余部分
59 13 1．2 0．5 剩余部分
60 13 1 1 剩余部分
61 13 2 1 剩余部分
62 13 1 1 剩余部分
63 13 1 1 剩余部分
64 13 1 1 剩余部分
65 13 2 1 剩余部分
66 13 2 1 剩余部分
67 13 2 1 剩余部分
68 13 1 1 剩余部分
69 13 2 1 剩余部分
70 13 2 1 剩余部分
表5-2
之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表6可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.71～76)
接着，作为添加元素而添加了Sn。
将实施例71～76的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
以下的表7中表示了实施例71～76的组成。
表7
*71~73Ni13Al2Si1
*74~76Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表8可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上。
另外，如果是处理加工条件1、5、6、7、8、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.77～82)
接着，作为添加元素而添加了Ti。
将实施例77～82的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表9中表示实施例77～82的组成。
表9
*77~79Ni13Al2Si1
*79~82Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表10可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.83～88)
接着，作为添加元素而添加了Zr。
将实施例83～88的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表11中表示实施例83～88的组成。
表11
*83~85Ni13Al2Si1
*86~88Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表12可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.89～94)
接着，作为添加元素而添加了Cr。
将实施例89～94的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表13中表示实施例89～94的组成。
表13
*89~91Ni13Al2Si1
*92~94Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表14可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.95～100)
接着，作为添加元素而添加了Fe。
将实施例95～100的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表15中表示实施例95～100的组成。
表15
*95~97Ni13Al2Si1
*98~100Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表16可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.101～106)
接着，作为添加元素而添加了P。
将实施例101～106的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表17中表示实施例101～106的组成。
表17
*101~103Ni13Al2Si1
*104~106Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表18可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.107～112)
接着，作为添加元素而添加了Zn。
将实施例107～112的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表19中表示实施例107～112的组成。
表19
*107~109Ni13Al2Si1
*110~112Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表20可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.113～118)
接着，作为添加元素而添加了Mg。
将实施例113～118的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表21中表示实施例113～118的组成。
表21
*113~115Ni13Al2Si1
*116~118Ni13Al1Sil
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表22可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.119～122)
接着，作为添加元素而添加了B。
将实施例119～122的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表23中表示实施例119～122的组成。
表23
*119/120Ni13Al2Si1
*121/122Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表24可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
(铜合金No.123～128)
接着，作为添加元素而添加了Co。
将实施例123～128的组成的铜合金样材一体地投入到高频感应熔解炉中，使其熔解，并熔融混合。将其制成铸造铸锭(as-cast)。之后，使得在FCC结构的Cu的母相中析出L12结构的γ’相。
在以下的表25表示实施例123～128的组成。
表25
*123~125Ni13Al2Si1
*126~128Ni13Al1Si1
对于热处理条件，作为代表性的制造条件，是热轧(900℃、压缩比90%)-固溶(900℃、10分钟)-冷轧(20℃、压缩比30%)-时效析出处理(500℃、18小时)。
表示了这时的、各种组成下的导电率和维氏硬度。
根据表26可知，作为本发明的制造方法的制造条件，如果是热处理加工条件1、5、12、13以外的必须时效处理的热处理加工条件，则全部的导电率为8.5%IACS以上，全部的维氏硬度为220Hv以上。
(导电率和维氏硬度的结果)
因此，本发明的铜合金是规定的组成，并且，通过规定的制造方法得到的铜合金，能够抑制在铜合金中析出的L12结构的γ’相的粗化的同时，使充分量的微细的γ’相析出，因此可知能够容易地控制导电率等电气特性、冷加工性、维氏硬度等机械特性。

Claims (16)

1.一种高强度铜合金，其是包含Ni：3.0～29.5质量％、Al：0.5～7.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成的FCC结构的铜合金，其特征在于，
在所述铜合金的母相中，利用Ni3(Al、Si)的L12结构，析出FCC结构的γ’相，
并且，导电率为8.5％IACS以上，维氏硬度为220Hv以上。
2.根据权利要求1所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述高强度铜合金包含Ni：3.0～14.0质量％、Al：0.5～4.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，
并且，导电率为10～25％IACS。
3.根据权利要求2所述的高强度铜合金，其特征在于，
冷加工性为10～95％的范围。
4.根据权利要求1所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述高强度铜合金包含Ni：9.5～29.5质量％、Al：1.5～7.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，
并且，维氏硬度为220～450Hv，导电率为8.5～15％IACS。
5.根据权利要求2所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述高强度铜合金还以总量计包含0.01～5.0质量％的从由Co、Ti、Sn、Cr、Fe、Zr、Mg、Zn组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
6.根据权利要求2所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述高强度铜合金还以总量计包含0.001～0.5质量％的从由C、P及B组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
7.根据权利要求2所述的高强度铜合金，其特征在于，
以平均粒径100nm以下析出所述γ’相。
8.根据权利要求2所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述γ’相是球形，γ’相的面积分数为5～20％。
9.根据权利要求4所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述高强度铜合金还以总量计包含0.01～5.0质量％的从由Co、Ti、Sn、Cr、Fe、Zr、Mg、Zn组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
10.根据权利要求4所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述高强度铜合金还以总量计包含0.001～0.5质量％的从由C、P及B组成的组中选择的一种或两种以上的元素，作为添加元素。
11.根据权利要求4所述的高强度铜合金，其特征在于，
以平均粒径100nm以下析出所述γ’相。
12.根据权利要求4所述的高强度铜合金，其特征在于，
所述γ’相是球形，γ’相的面积分数为25～40％。
13.一种高强度铜合金的制造方法，该高强度铜合金是包含Ni：3.0～29.5质量％、Al：0.5～7.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，剩余部分由Cu及不可避免的杂质构成的FCC结构的铜合金，
该方法的特征在于，
一体地进行熔融混合铜合金的原料并进行热加工及冷加工后，
接着，以700～1020℃，在0.1～10小时的范围进行热处理，
之后，以400～650℃，在0.1～48小时的范围进行时效处理，
并且，在所述铜合金的母相中，利用Ni3(Al、Si)的L12结构，析出FCC结构的γ’相，
并且，导电率为8.5％IACS以上，维氏硬度为220Hv以上。
14.根据权利要求13所述的高强度铜合金的制造方法，其特征在于，
在所述时效处理之前或之后，进行加工率为10～95％的冷加工。
15.根据权利要求14所述的高强度铜合金的制造方法，其特征在于，
所述高强度铜合金包含Ni：3.0～14.0质量％、Al：0.5～4.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，
并且，导电率为10～25％IACS。
16.根据权利要求14所述的高强度铜合金的制造方法，其特征在于，
所述高强度铜合金包含Ni：9.5～29.5质量％、Al：1.5～7.0质量％、Si：0.1～1.5质量％，
并且，维氏硬度为220～450Hv，导电率为8.5～15％IACS。
CN201180059926.2A 2010-12-13 2011-12-13 铜合金及铜合金的制造方法 Active CN103328665B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-276607 2010-12-13
JP2010276607 2010-12-13
PCT/JP2011/078786 WO2012081573A1 (ja) 2010-12-13 2011-12-13 銅合金及び銅合金の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103328665A CN103328665A (zh) 2013-09-25
CN103328665B true CN103328665B (zh) 2016-04-13

Family

ID=46244672

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180059926.2A Active CN103328665B (zh) 2010-12-13 2011-12-13 铜合金及铜合金的制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20130333812A1 (zh)
EP (1) EP2653574B1 (zh)
JP (1) JP5743165B2 (zh)
KR (1) KR101576715B1 (zh)
CN (1) CN103328665B (zh)
WO (1) WO2012081573A1 (zh)

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9476474B2 (en) * 2010-12-13 2016-10-25 Nippon Seisen Co., Ltd. Copper alloy wire and copper alloy spring
JP5916964B2 (ja) * 2014-03-25 2016-05-11 古河電気工業株式会社 銅合金板材、コネクタ、および銅合金板材の製造方法
CN104532055A (zh) * 2014-11-21 2015-04-22 华南理工大学 一种高镍含量的变形铝白铜合金材料及其制备方法
CN104711451B (zh) * 2015-01-30 2017-04-12 湖南科技大学 一种抗高温氧化耐热铜镍基合金
EP3085799B1 (en) * 2015-04-22 2018-01-17 NGK Insulators, Ltd. Copper alloy and method for manufacturing the same
JP5925936B1 (ja) * 2015-04-22 2016-05-25 日本碍子株式会社 銅合金
CN105088008A (zh) * 2015-07-26 2015-11-25 邢桂生 一种微合金化铜合金框架带材及其制备方法
CN105088009A (zh) * 2015-07-26 2015-11-25 邢桂生 一种铜合金框架带材及其制备方法
CN105316523A (zh) * 2015-12-02 2016-02-10 苏州龙腾万里化工科技有限公司 一种磨削机调节器用耐用电阻合金
DE102016006824A1 (de) 2016-06-03 2017-12-07 Wieland-Werke Ag Kupferlegierung und deren Verwendungen
CN108463568B (zh) * 2016-12-02 2020-11-10 古河电气工业株式会社 铜合金线材及铜合金线材的制造方法
WO2018144891A1 (en) * 2017-02-04 2018-08-09 Materion Corporation A process for producing copper-nickel-tin alloys
JP6869119B2 (ja) * 2017-06-14 2021-05-12 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材
JP7145070B2 (ja) * 2017-06-22 2022-09-30 日本精線株式会社 ばね用銅合金極細線及びその製造方法
CN107653384A (zh) * 2017-08-31 2018-02-02 宋宏婷 一种原位生成铝化镍增强铜基复合材料的制备方法
JP7202121B2 (ja) * 2018-09-27 2023-01-11 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材
JP7181768B2 (ja) * 2018-11-13 2022-12-01 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 高ヤング率Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材
CN110551917B (zh) * 2019-09-29 2021-07-09 广东和润新材料股份有限公司 一种高导电耐腐蚀铜带及其制备方法
JP7534883B2 (ja) 2020-07-29 2024-08-15 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材
CN115094266B (zh) * 2022-07-05 2023-06-27 中南大学 一种高强导电弹性铜合金及其制备方法
CN116815009A (zh) * 2023-05-08 2023-09-29 大连理工大学 一种多组元复杂共格析出强化Cu-Ni-Al-Cr-Ti耐高温铜合金及其制备方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2851353A (en) * 1953-07-15 1958-09-09 Ibm Copper-base alloys
GB2051127B (en) * 1979-04-30 1983-01-26 Delta Enfield Metals Precipitation hardening copper alloys
US4378332A (en) * 1981-06-15 1983-03-29 Ford Motor Company Aluminum hardened copper alloy
US4692192A (en) * 1984-10-30 1987-09-08 Ngk Insulators, Ltd. Electroconductive spring material
JPH0238653B2 (ja) * 1986-01-27 1990-08-31 Kobe Steel Ltd Purasuchitsukukanagatayodogokinoyobisonoseizohoho
JPS63210247A (ja) * 1987-02-27 1988-08-31 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 高強度銅合金
JPS63266033A (ja) * 1987-04-23 1988-11-02 Mitsubishi Electric Corp 銅合金
JPH02179839A (ja) * 1988-12-29 1990-07-12 Kobe Steel Ltd 耐衝撃特性及び熱間加工性に優れた高強度銅合金
JPH03126829A (ja) * 1989-10-06 1991-05-30 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 工具用非発火性銅合金
JPH03173730A (ja) * 1989-12-01 1991-07-29 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 工具用非発火性銅合金
JPH07116540B2 (ja) * 1990-08-03 1995-12-13 株式会社日立製作所 プラスチック成形用金型材料
JPH05105978A (ja) * 1991-08-13 1993-04-27 Mitsubishi Materials Corp 高温強度のすぐれた析出強化型Ｃｕ合金
JPH07268512A (ja) * 1994-03-30 1995-10-17 Mitsubishi Materials Corp 熱伝導度、高温硬さおよび耐酸化性に優れた耐熱銅合金およびこの耐熱銅合金からなる焼成型
JP3383615B2 (ja) * 1999-08-05 2003-03-04 日鉱金属株式会社 電子材料用銅合金及びその製造方法
JP3465108B2 (ja) 2000-05-25 2003-11-10 株式会社神戸製鋼所 電気・電子部品用銅合金
JP4728704B2 (ja) 2005-06-01 2011-07-20 古河電気工業株式会社 電気電子機器用銅合金
CN101166840B (zh) * 2005-02-28 2012-07-18 古河电气工业株式会社 铜合金
JP4501818B2 (ja) 2005-09-02 2010-07-14 日立電線株式会社 銅合金材およびその製造方法
JP4408275B2 (ja) * 2005-09-29 2010-02-03 日鉱金属株式会社 強度と曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP2007126739A (ja) 2005-11-07 2007-05-24 Nikko Kinzoku Kk 電子材料用銅合金
JP2008266787A (ja) 2007-03-28 2008-11-06 Furukawa Electric Co Ltd:The 銅合金材およびその製造方法
JP4440313B2 (ja) 2008-03-31 2010-03-24 日鉱金属株式会社 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金
JP5225787B2 (ja) * 2008-05-29 2013-07-03 Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金板又は条
JP5261122B2 (ja) 2008-10-03 2013-08-14 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金板材およびその製造方法
US9476474B2 (en) * 2010-12-13 2016-10-25 Nippon Seisen Co., Ltd. Copper alloy wire and copper alloy spring

Also Published As

Publication number Publication date
EP2653574B1 (en) 2017-05-31
EP2653574A1 (en) 2013-10-23
US20130333812A1 (en) 2013-12-19
EP2653574A4 (en) 2014-09-10
WO2012081573A1 (ja) 2012-06-21
JPWO2012081573A1 (ja) 2014-05-22
JP5743165B2 (ja) 2015-07-01
KR20130089661A (ko) 2013-08-12
KR101576715B1 (ko) 2015-12-10
CN103328665A (zh) 2013-09-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103328665B (zh) 铜合金及铜合金的制造方法
KR102222540B1 (ko) Ｃｕ-Ｎｉ-Ｃｏ-Ｓⅰ계 구리 합금 판재 및 이의 제조법
KR101159562B1 (ko) 전자 재료용 Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｃｏ계 구리 합금 및 그 제조 방법
CN102630251B (zh) 具有低杨氏模量的铜合金板材及其制造方法
KR101161597B1 (ko) 전자 재료용 Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｃｏ계 구리합금 및 그 제조 방법
CN101535511B (zh) 用于电气电子设备的铜合金板材及其制造方法
JP5319700B2 (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
KR101211984B1 (ko) 전자 재료용 Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ 계 합금
JP4837697B2 (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
KR101297485B1 (ko) 전자 재료용 Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｃｏ-Ｃｒ계 합금
EP2270242B1 (en) Copper alloy material for electric or electronic apparatuses, method for producing it and component
CN112055756B (zh) 具有优异的弯曲成形性的cu-co-si-fe-p基合金及其生产方法
TWI429764B (zh) Cu-Co-Si alloy for electronic materials
KR20130109209A (ko) 전자 재료용 Cu-Si-Co 계 구리 합금 및 그 제조 방법
EP2221391A1 (en) Copper alloy sheet material
CN114657410B (zh) 一种高强高导铜铁系合金及其制备方法
JP6837542B2 (ja) 耐熱性及び放熱性に優れた銅合金板材
JP5988794B2 (ja) 銅合金板材およびその製造方法
JP4779100B2 (ja) 銅合金材料の製造法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant