銅合金板材及其制造方法
【專利摘要】一種銅合金板材及其制造方法，該銅合金板材具有下述組成：含有1.0質量%以上且5.0質量%以下的Ni、0.1質量%以上且2.0質量%以下的Si，且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成；在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，具有自cube取向{001}<100>偏移15°以內的取向的晶粒的面積率為5%以上且50%以下，具有自cube取向{001}<100>偏移15°以內的取向的晶粒在60μm見方內分散有40個以上且100個以下。根據本發(fā)明的銅合金板材的制造方法，可以提供一種銅合金板材，其彎曲加工性優(yōu)異、具有優(yōu)異的強度、各特性在壓延平行方向與壓延垂直方向的異向性較少，且適用于電氣電子設備用的引線框架、連接器、端子材料等，以及汽車車載用等的連接器或端子材料、繼電器、開關等。
【專利說明】銅合金板材及其制造方法
【技術領域】
[0001 ] 本發(fā)明涉及銅合金板材及其制造方法，所述銅合金板材可適用于電氣電子設備用的引線框架、連接器、端子材料、繼電器、開關、插座等。
【背景技術】
[0002]用于電氣電子設備用途的銅合金材料所要求的特性項目有導電率、屈服強度(降伏應力)、拉伸強度、彎曲加工性、抗應力松弛特性等。近年來，伴隨著電氣電子設備的小型化、輕量化、高性能化、高密度安裝化、和使用環(huán)境的高溫化，對于這些特性所要求的水平不斷提聞。
[0003]以往，作為一般的電氣電子設備用材料，除鐵系材料以外，也廣泛使用有磷青銅、丹銅、黃銅等銅系材料。這些合金通過Sn或Zn的固溶強化與利用壓延或拉絲等冷加工的加工硬化組合而提高了強度。在該方法中，導電率不充分，并且，通過施加高壓延率的冷加工而獲得高強度，因此彎曲加工性和抗應力松弛特性不充分。
[0004]作為代替上述方法的強化法，存在有使微細的第二相在材料中析出的析出強化法。該強化方法具有提高強度并且同時提升導電率的優(yōu)勢，因此在多數的合金系中進行。然而，隨著近來的電子設備或汽車所使用的部件小型化，對于銅合金而言，逐漸對更高強度的材料實施更小半徑的彎曲加工，強烈要求彎曲加工性優(yōu)異的銅合金板材。進一步，即便為具有高強度、高彈性及良好的彎曲加工性的板材，在壓延平行方向和壓延垂直方向上存在特性差也是不為優(yōu)選的，重要的是在任何方向均顯示出良好的特性。尤其是用作超小型端子時，以窄寬度對引腳模(C >型)實施微細加工，在此處同樣以在任一方向均顯示出良好的特性作為重要事項。在以往的Cu-N1-Si系銅合金中，為了獲得較高的強度，可提高壓延率而獲得較大的加工硬化，但如上所述，該方法會使彎曲加工性劣化，難以兼顧高強度與良好的彎曲加工性。
[0005]針對該提升彎曲 加工性的要求，已提出一些通過控制晶體取向來解決的方案。例如，在Cu-N1-Si系銅合金中有如下提案。在專利文獻I揭示有:在Cu-N1-Si系銅合金中，在如結晶粒徑與來自{311}、{220}、{200}面的X射線衍射強度I滿足某一條件的晶體取向的情況下，彎曲加工性優(yōu)異。并且，在專利文獻2揭示有:在Cu-N1-Si系銅合金中，在來自{200}面及{220}面的X射線衍射強度滿足某一條件的晶體取向的情況下，彎曲加工性優(yōu)異。并且，在專利文獻3揭示有:在Cu-N1-Si系銅合金中，通過將cube取向{001}〈100〉的比例控制在50%以下從而使彎曲加工性優(yōu)異。在專利文獻4揭示有:在Cu-N1-Si系銅合金中，利用較強的冷加工使處于應變狀態(tài)的結晶組織再結晶而變?yōu)楫愊蛐孕〉慕Y晶組織，并且通過提高延伸率而使彎曲加工性變良好。在專利文獻5揭示有:在Cu-N1-Si系銅合金中，通過將結晶粒徑與cube取向{001}〈100>的比例控制為20%?60%從而使強度異向性較小且彎曲加工性優(yōu)異。在專利文獻6揭示有:在Cu-N1-Si系銅合金中，通過將結晶粒徑與cube取向{001}〈100〉的比例控制為5%?50%而在無損機械強度、導電率或彎曲加工性的情況下提升了疲勞特性。[0006]在專利文獻I及專利文獻2所記載的發(fā)明中，來自特定面的X射線衍射的晶體取向的分析所涉及的是廣闊的晶體取向分布中的極小一部分的特定的面。并且，在專利文獻3所記載的發(fā)明中，晶體取向的控制是通過降低固溶化熱處理后的壓延加工率來進行的。并且，未記載cube取向晶粒的面積、分散性，并且關于彎曲加工性、強度的異向性也無揭示。在專利文獻4所記載的發(fā)明中，利用較強的冷壓延使處于應變狀態(tài)的結晶組織再結晶來實現異向性較小的結晶組織，并通過提高延伸率來實現良好的彎曲加工性，但并未進行利用晶體取向控制的特性改善。在專利文獻5所記載的發(fā)明中，通過調整固溶化處理前的冷壓延中的軋縮率、固溶化處理中的升溫速度等工序而使cube取向聚集，并降低強度和彎曲加工性中的異向性。然而在專利文獻5中，由于固溶化處理中的升溫速度慢，因此其升溫時間較長，其結果，cube取向晶粒粗大，并且cube取向晶粒的等分散性較差，強度的異向性也較大。另外，在專利文獻6所記載的發(fā)明中，通過以85%?99.8%的高軋縮率進行固溶化處理前的冷壓延，并調整其后的固溶化處理中的加熱溫度和保持時間，從而使cube取向聚集并提升疲勞特性。然而在專利文獻6中，固溶化處理的結果為所獲得的cube取向晶粒粗大，并且cube取向晶粒的等分散性較差，強度的異向性也較大。
[0007]并且，作為用于電氣電子設備用途的銅合金材料所要求的特性項目之一，要求楊氏模量(縱彈性系數)較低。近年來，隨著連接器等電子部件的小型化的進展，對端子的尺寸精度或模壓加工的公差的要求變得嚴格。通過降低材料的楊氏模量，可降低尺寸變動對接觸壓力的影響，因此可使設計變得容易。在楊氏模量的測定中，有如下兩種方法:根據利用拉伸試驗而得的應力-應變線圖的彈性區(qū)域的斜率來算出的方法；根據使梁(懸臂梁)彎曲時的應力-應變線圖的彈性區(qū)域的斜率來算出的方法。
[0008]現有技術文獻
[0009]專利文獻
[0010]專利文獻1:日本特開2006-009137號公報
[0011]專利文獻2:日本特 開2008-013836號公報
[0012]專利文獻3:日本特開2006-283059號公報
[0013]專利文獻4:日本特開2005-350695號公報
[0014]專利文獻5:日本特開2011-162848號公報
[0015]專利文獻6:日本特開2011-012321號公報

【發(fā)明內容】

[0016]發(fā)明要解決的問題
[0017]鑒于如上所述的以往技術的問題點，本發(fā)明的課題在于提供一種銅合金板材，其彎曲加工性優(yōu)異、具有優(yōu)異的強度、各特性在壓延平行方向與壓延垂直方向的異向性較少，且適用于電氣電子設備用的引線框架、連接器、端子材料等，及汽車車載用等的連接器或端子材料、繼電器、開關等。并且，將提供適于獲得上述銅合金板材的制造方法作為另一課題。
[0018]用于解決問題的手段
[0019]本發(fā)明人針對適用于電氣電子設備用途的銅合金進行深入研究，發(fā)現在Cu-N1-Si系的銅合金板材中，為了大幅提升彎曲加工性、強度、導電性，而在cube取向的聚集比例與彎曲加工性方面存在相關性。并且，在具有該晶體取向及特性的銅合金板材中，發(fā)現具有進一步提升強度的作用的合金組成，此外，發(fā)現了下述銅合金板材:在該合金系中添加了具有可無損導電率和彎曲加工性而提升強度的作用的元素。并且，為了實現如上所述的晶體取向，基于cube取向的聚集比例與彎曲加工性存在相關性，發(fā)現了具有特定的工序的制造方法。本發(fā)明基于這些見解而進行了研究，從而完成了本發(fā)明。
[0020]S卩，根據本發(fā)明，提供以下手段。
[0021](I) 一種銅合金板材，其具有下述組成:含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、0.1質量％以上且2.0質量％以下的Si,且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成；
[0022]在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，具有自cube取向{001} <100>偏移15°以內的取向的晶粒的面積率為5%以上且50%以下，具有自cube取向{001}〈100>偏移15°以內的取向的晶粒在60 μ m見方內分散40個以上且100個以下。
[0023](2) 一種銅合金板材，其具有下述組成:含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的Ni,0.1質量％以上且2.0質量％以下的S1、合計為0.005質量％以上1.0質量％以下的選自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Zr、Fe及Hf組成的組中的至少一種，且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成；
[0024]在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，具有自cube取向{001} <100>偏移15°以內的取向的晶粒的面積率為5%以上且50%以下，具有自cube取向{001}〈100>偏移15°以內的取向的晶粒在60 μ m見方內分散40個以上且100個以下。
[0025](3)如上述(I)或⑵所述的銅合金板材，其中，具有自cube取向{001}〈100〉偏移15°以內的取向的晶粒的平均晶粒面積為1.8 μ m2以上且45.0 μ m2以下。
[0026](4)如上述⑴至⑶任一項所述的銅合金板材，其中，母材的晶粒的平均晶粒面積為50 μ m2以下。
[0027](5)如上述⑴至(4)中任一項所述的銅合金板材，其中，壓延平行方向的撓曲系數與壓延垂直方向的撓曲系數之差以絕對值計為IOGPa以下，壓延平行方向的屈服強度與壓延垂直方向的屈服強度之差以絕對值計為IOMPa以下。
[0028](6) 一種銅合金板材的制造方法，其是如下所述的銅合金板材的制造方法:對由銅合金原材料的鑄造而得到的鑄塊實施均質化熱處理及熱壓延，進一步在通過冷壓延成型為薄板后，實施使上述薄板中的溶質原子再固溶的中間固溶化熱處理；
[0029]其中，上述銅合金原材料具有上述(I)項或(2)項所述的銅合金板材的合金組成，
[0030]該銅合金板材的制造方法依序包含下述各工序:
[0031]在800°C以上且1020°C以下進行3分鐘至10小時上述均質化熱處理，
[0032]以壓延率為80%以上且99.8%以下進行上述冷壓延后，
[0033]在小于再結晶溫度、即400°C以上且700°C以下的溫度進行5秒至20小時的中間退火，
[0034]進一步，加熱至100°C以上且400°C以下之后，在該溫度下進行壓延率為5%以上且50%以下的中間溫壓延，
[0035]然后在600°C以上且1000°C以下進行5秒至I小時的上述中間固溶化熱處理，
[0036]在400°C以上且700°C以下進行5分鐘至10小時的時效析出熱處理。
[0037]發(fā)明效果
[0038]根據本發(fā)明的銅合金板材，可提供一種彎曲加工性優(yōu)異、顯示優(yōu)異的強度、且各特性在壓延平行方向與壓延垂直方向的異向性較少的銅合金板材。因此，可提供一種具有尤其適用于電氣電子設備用的引線框架、連接器、端子材料等，及汽車車載用等的連接器或端子材料、繼電器、開關等的特性的銅合金板材。
[0039]并且，根據本發(fā)明的制造方法，可合適地制造上述銅合金板材。
[0040]本發(fā)明的上述及其它特征以及優(yōu)點可適當參照附圖并根據下述記載而明確。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0041]圖1是說明以相鄰的4 個區(qū)塊為I群且至少4群以上的情況下的等分散性的附圖?！揪唧w實施方式】
[0042]針對本發(fā)明的銅合金板材的優(yōu)選的一個實施方式進行說明。需要說明的是，本發(fā)明中的“板材”也包含“條材”。
[0043]本發(fā)明的銅合金板材具有下述組成:含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、0.1質量％以上且2.0質量％以下的Si,且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成。優(yōu)選將Ni設為3.0質量％以上且5.0質量％以下，將Si設為0.5質量％以上且2.0質量％以下。特別優(yōu)選將Ni設為4.0質量％以上，將Si設為1.0質量％以上。
[0044]并且，在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，cube取向{001}〈100>的面積率(以下有時也稱為cube取向面積率)為5%以上且50%以下，優(yōu)選為10%以上且45%以下，更優(yōu)選為15%以上且40%以下，特別優(yōu)選為20%以上且35%以下。
[0045]或者，也可將銅合金板材設為含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、0.1質量％以上且2.0質量％以下的Si，且含有合計為0.005質量％以上且1.0質量％以下的選自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Zr、Fe及Hf組成的組中的至少一種。選自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Zr、Fe及Hf組成的組中的至少一種的合計優(yōu)選為0.01質量％以上且0.9質量％以下，更優(yōu)選為0.03質量％以上且0.8質量％以下，特別優(yōu)選為0.05質量％以上且
0.5質量％以下。在該情況下，Ni及Si的優(yōu)選含量、特別優(yōu)選含量、及cube取向面積率的優(yōu)選范圍、特別優(yōu)選范圍與上述范圍相同。
[0046]并且，在上述各銅合金板材中，具有自cube取向{001}〈100〉偏移15°以內的取向的晶粒的平均晶粒面積優(yōu)選為1.8 μ Hi2以上且45.0 μ m2以下，更優(yōu)選為3.8 μ Hi2以上且36.0m2以下。進一步優(yōu)選為6.0 μ m2以上且28.8 μ m2以下，特別優(yōu)選為10.0 μ m2以上且25.0 μ m2 以下。
[0047]在本說明書中，也有時省略具有自cube取向{001}〈100>偏移15°以內的取向的晶粒的平均晶粒面積而稱為cube取向面積率或cube取向{001}〈100〉的面積率等。并且，也有時省略具有自cube取向{001}〈100>偏移15°以內的取向的晶粒而稱為cube取向晶?；騝ube取向{001}〈100〉的晶粒等。
[0048]含有cube取向的晶粒的母材的平均晶粒面積優(yōu)選為40 μ m2以下，進一步優(yōu)選為5 μ m2 ?30 μ m2。根據板材平面的 300X300 μ m 的范圍中的 EBSD (Electron Back ScatterDiffraction,電子背散射衍射)測定結果算出晶粒面積的平均值，作為平均晶粒面積。
[0049]進一步，在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，cube取向{001}〈100〉的晶粒在60 μ m見方內分布有40個以上且100個以下、且具有等分散性。該cube取向{001} <100>的晶粒在60 μ m見方內優(yōu)選分布有45個以上且95個以下、并具有等分散性，特別優(yōu)選分布有50個以上且90個以下、并具有等分散性。
[0050]并且，進一步，作為壓延平行方向及壓延垂直方向的彎曲加工性，優(yōu)選為不會因Imm寬度以下的窄寬度彎曲加工中的180° U密合彎曲而在彎曲加工表面產生龜裂。
[0051]進一步，壓延平行方向(//)的撓曲系數與壓延垂直方向(丄)的撓曲系數之差以絕對值計優(yōu)選為IOGPa以下，更優(yōu)選為8GPa以下，特別優(yōu)選為5GPa以下。壓延平行方向的屈服強度與壓延垂直方向的屈服強度之差以絕對值計優(yōu)選為IOMPa以下，更優(yōu)選為SMPa以下，特別優(yōu)選為5MPa以下。對于這些差而言，均是越小則意味著等方性越高，因此優(yōu)選。理想情況下，這些差均為O (Zero)，即，最優(yōu)選為壓延平行方向和壓延垂直方向的值相同。
[0052]本發(fā)明的銅合金板材在cube取向{001}〈100〉的面積率及其平均晶粒面積、以及進一步優(yōu)選母材的平均晶粒面積均處于上述范圍內時，不會因180° U密合彎曲而在彎曲部的頂點產生龜裂，可獲得良好的彎曲特性，且撓曲異向性及屈服強度異向性變小。另一方面，在上述面積率過小的情況下或平均晶粒面積過大的情況下、或者母材的平均晶粒面積過大的情況下，變得容易在彎曲部的頂點產生龜裂而無法獲得良好的彎曲特性，且撓曲異向性及屈服強度異向性變大。
[0053]本發(fā)明的銅合金板材含有1.0質量％?5.0質量％的N1、0.1質量％?2.0質量％的Si。由此，N1-Si系化合物(Ni2Si相)在Cu基材中析出從而提高了強度及導電性。另一方面，若Ni的含量過少則無法獲得強度；若過多則鑄造時或熱加工時會產生無助于強度提高的析出而無法獲得與添加量相當的強度，進一步熱加工性及彎曲加工性會下降。并且，Si與Ni形成了 Ni2Si相，因此若Ni量確定則Si添加量確定，但若Si量過少則無法獲得強度；若Si量過多則會產生與Ni量過多的情況相同的問題。因此，Ni及Si的添加量優(yōu)選設為上述范圍。
[0054]接下來，對cube取向{001}〈100〉的面積率進行說明。
[0055]為了改善銅合金板材的彎曲加工性，本發(fā)明人針對在彎曲加工部所產生的龜裂的產生原因進行了調查。結果確認到其原因在于:塑性變形局部性發(fā)展而形成剪切變形帶，因局部的加工硬化而產生微孔的生成及連結，從而達到成型極限。作為其對策，發(fā)現提高不易在彎曲變形中產生加工硬化的晶體取向的比例是有效的。即，發(fā)現如上所述在cube取向{001}〈100〉的面積率為5%以上50%以下的情況下，顯示出良好的彎曲加工性。
[0056]在cube取向{001}〈100〉的面積率為上述范圍內的情況下，可充分發(fā)揮上述作用效果。另外，即便不以低壓延率進行再結晶處理后的冷壓延加工，通過在上述范圍內，強度也不會明顯降低，因此優(yōu)選。即，可在不使強度明顯降低的情況下以較高的壓延率進行再結晶處理后的冷壓延加工。另一方面，在cube取向{001}〈100>的面積率過低的情況下，彎曲加工性劣化；相反地，在cube取向{001}〈100〉的面積率過高的情況下，強度降低。因此，從上述觀點出發(fā)，將cube取向{001}〈100〉的面積率設為5%以上且50%以下，優(yōu)選的范圍為10%以上且45%以下，更優(yōu)選的范圍為15%以上且40%以下，特別優(yōu)選的范圍為20%以上且35%以下。
[0057]接下來，對上述范圍的cube取向以外的取向進行說明。在本發(fā)明的銅合金板材中，產生 S 取向{321}〈436>、銅(copper)取向{121}〈1_11>、D 取向{4114}〈11_811>、黃銅(brass)取向{110}〈1_12>、高斯(Goss)取向{110}〈001〉、RDW 取向{102}〈010〉等。關于這些取向成分，只要相對于所觀測到的所有取向的面積，cube取向面積率在上述的范圍內，
則可被容許。
[0058]如上所述，在本發(fā)明中的上述晶體取向的分析中使用了電子背散射衍射分析(以下記為H5SD)法。所謂EBSD法是Electron BackScatter Diffraction的縮寫，其是使用在掃描電子顯微鏡(SEM)內對試樣表面的I點照射電子射線時所產生的反射電子衍射圖案(EBSP, electron back-scattering pattern)來分析局部區(qū)域的晶體取向或晶體結構的晶體取向分析技術。
[0059]對含有200個以上晶粒的Imm見方的試樣面積，以0.1 μ m的步幅(st印)進行掃描從而對晶體取向進行分析。根據試樣的晶粒的尺寸而將測定面積設為300μπιΧ300μπι。各取向的面積率是具有自cube取向{001}〈100〉的理想取向偏移15°以內的取向的晶粒的面積相對于總測定面積的比例。在利用EBSD法的取向分析中所獲得的信息包含電子射線穿透試樣至數IOnm深度的取向信息，但相對于所測定的范圍而言十分小，因此在本說明書中記載為面積率。并且，由于取向分布在板厚方向變化，因此利用EBSD法的取向分析優(yōu)選為在板厚方向任意選取若干點并取平均值。在本申請中只要未特別說明，則將以上述方式測定而得到的數據稱為具有某晶體取向的晶面的面積率。
[0060]接下來，對cube取向{001}〈100〉的晶粒的等分散性進行說明。
[0061]為了調查cube取向晶粒的分散性，通過利用EBSD法的晶體取向分析以0.1 μ m的步幅對300 μ mX 300 μ m的范圍進行掃描，其中將60 μ m見方設為I區(qū)塊，進行共計25區(qū)塊的分析。確認每I區(qū)塊的cube取向晶粒的面積率、個數、平均晶粒面積、以及包含cube取向粒的母材的平均晶粒面積，并調查分散性。將如上所述每I區(qū)塊的cube取向面積率為5%以上且50%以下、cube取向晶粒的個數為 40個以上且100個以下、及每I個cube取向晶粒的平均晶粒面積為1.8 μ m2以上且45.0ym2以下、以及包含cube取向粒的母材的平均晶粒面積為50 μ m2以下的情況作為本發(fā)明中的每I視野(300 μ mX300 μ m)的cube取向晶粒的等分散性而進行定量。等分散性是通過如下方式計算得到的:將I區(qū)塊的面積(60 μ mX60 μ m=3600 μ m2)乘以該區(qū)塊的cube取向面積率而求出每I區(qū)塊的cube取向晶?？偯娣e,進一步將該總面積的值除以I區(qū)塊內的cube取向晶粒個數而求出I區(qū)塊中的每I個cube取向晶粒的平均面積。該求得的值為平均晶粒面積。此處，所謂“等分散性”是指對每I區(qū)塊cube取向晶粒的平均晶粒面積及個數進行規(guī)定，此處即便假設cube取向晶粒的分布狀態(tài)不均，也可在對聚集有25區(qū)塊的300 μ mX300 μ m的整體進行觀察時確認等分散性。例如，若將超小型連接器的窄寬度引腳(0.25mm=250 μ m)的彎曲加工部設為250 μ mX 250 μ m，則在至少4個以上的區(qū)塊含有cube取向群，可以說具有等分散性。假設即便如圖1中所示，cube取向聚集在鄰接的4區(qū)塊的角，分散性也相等，壓延平行、垂直方向的異向性也較小。此處的等分散性(在將相鄰的4區(qū)塊設為I群且至少為4群以上的情況下)進一步優(yōu)選為即便將I區(qū)塊的面積設定地更小也可進行規(guī)定。例如，優(yōu)選為將I區(qū)塊的面積設為30 μ m見方，在該I區(qū)塊內存在10?25個cube取向{001}〈100〉的晶粒，cube取向{001}〈100〉的晶粒面積率為5%?50%，cube取向{001} <100>的晶粒的平均晶粒面積為1.8 μ m2?45.0 μ m2。在該情況下，母材的晶粒的平均晶粒面積優(yōu)選為40 μ m2以下。
[0062]在cube取向晶粒的平均晶粒面積過小的情況下，存在固溶化熱處理不充分、殘留有未再結晶組織、且強度及彎曲加工性降低的可能性。另一方面，在cube取向晶粒的平均晶面積過大的情況下，在彎曲加工時，在具有cube取向晶粒以外的取向的晶粒部分產生破裂(龜裂)的可能性較高。并且，有時會因彎曲的方向而產生異向性。因此，cube取向晶粒的平均晶面積優(yōu)選設定為如上所述的范圍。
[0063]并且，cube取向晶粒在60 μ m見方內分布有40個以上100個以下、并且具有等分散性，因此不會在彎曲部的頂點產生龜裂而可獲得良好的彎曲特性，且撓曲異向性及屈服強度異向性變小。另一方面，若分布在60 μ m見方內的cube取向晶粒的個數過少，則在彎曲部的頂點產生龜裂而無法獲得良好的彎曲特性，且撓曲異向性及屈服強度異向性變大。另一方面，上述晶粒的個數過多的情況下，彎曲加工性、撓曲異向性、屈服強度異向性優(yōu)異，但強度下降。
[0064]尤其是在由上述銅合金板材構成的超小型連接器用的窄寬度引腳(例如0.25mm寬)的情況下，即便在可有效地改善彎曲加工性的cube取向{001}〈100>晶粒的面積率范圍內提高其面積率，cube取向晶粒的平均晶粒面積也較大，并且，在cube取向晶粒的分布不均勻的情況下，在彎曲加工時在具有cube取向晶粒以外的取向的晶粒部分產生裂紋(龜裂)的可能性較高。并且，有時會因彎曲的方向而產生異向性。因此，優(yōu)選為在利用EBSD法的晶體取向分析中，cube取向晶粒在60 μ m見方內分布有40個以上且100個以下，并且具有等分散性。
[0065]因此，對于本發(fā)明的銅合金板材而言，對cube取向晶粒的平均晶粒面積、分散性進行了控制。具體而言，通過在再結晶固溶化熱處理前的中間溫壓延中，加熱至不進行再結晶的溫度，并在該溫度下實施壓延率為5%以上的壓延，從而可在壓延材整體中將應變的導入及釋放控制為適度的狀態(tài)。由此，可實現cube取向的等分散性。并且，同時也可控制各晶體取向的平均晶粒面積。通過控制該分散性，而提高窄寬度引腳的彎曲加工性，并降低撓曲異向性及屈服強度異向性等強度的異向性。
[0066]接下來，對本發(fā)明的銅合金板材中所添加的副添加元素進行說明。
[0067]如上所述，本發(fā)明的銅合金板材在優(yōu)選的一個方式中，除Ni及Si這樣的主添加元素以外，也可含有選自由Sn 、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Zr、Fe及Hf組成的組中的至少一種元素作為副添加元素，以副添加元素合計來計算，其含量為0.005質量％以上且1.0質量％以下，優(yōu)選為0.01質量％以上且0.9質量％以下，更優(yōu)選為0.03質量％以上且0.8質量％以下，特別優(yōu)選為0.05質量％以上且0.5質量％以下。若這些副添加元素的總量為1.0質量％以下，則難以產生使導電率降低的危害。并且，若為上述范圍內，則可充分有效地利用下述添加效果，并且導電率不會明顯降低。若為特別優(yōu)選的范圍內，則可獲得較高的添加效果及高導電率。另一方面，在副添加元素的含量過少的情況下，無法充分體現出添加效果。另一方面，在副添加元素的含量過多的情況下，導電率變低而不為優(yōu)選。以下，對各副添加元素的添加效果進行說明。
[0068]在上述副添加元素內，Mg、Sn、Zn可提高銅合金板材的抗應力松弛特性。與分別單獨添加的情況相比，一同添加的情況下因協(xié)同效果而進一步提高了抗應力松弛特性。并且，有顯著改善焊接脆化的效果?？箲λ沙谔匦允且罁毡倦娮硬牧瞎I(yè)會標準規(guī)格EMAS-3003，在150°C、1000小時的條件下進行測定的。利用懸臂梁法使銅合金板材負荷屈服強度的80%的初始應力，將150°C、1000小時的試驗后的位移量作為抗應力松弛特性。
[0069]在上述副添加元素內，Mn、Ag、B、P會提升銅合金板材的熱加工性、并且可提升強度。
[0070]在上述副添加元素內，Cr、Zr、Fe、Hf以化合物或單質的形式微細地在母材中析出。作為單質，優(yōu)選析出為75nm以上且450nm以下，更優(yōu)選析出為90nm以上且400nm以下，特別優(yōu)選析出為IOOnm以上且350nm以下，從而有助于析出硬化。另外，作為化合物，以50nm至500nm的尺寸析出。在任一情況下，均有通過抑制晶粒的成長而使晶粒微細的效果，通過使cube取向{001}〈100>的晶粒的分散狀態(tài)變好，可良好地提高彎曲加工性。
[0071]接下來，對本發(fā)明的銅合金板材的彎曲加工性進行說明。
[0072]彎曲加工性優(yōu)選的是，利用壓縮試驗機對經90° W彎曲加工后的試驗片進行180°密合彎曲加工而未在其彎曲部頂點產生裂紋(龜裂)。
[0073]換而言之，作為本發(fā)明的銅合金板材的壓延平行方向和壓延垂直方向的彎曲加工性，優(yōu)選為不會因Imm寬度以下的窄寬度彎曲加工中的180° U密合彎曲而在彎曲加工表面
產生龜裂。
[0074]接下來，對撓曲系數的異向性及屈服強度的異向性進行說明。
[0075]壓延平行方向(//)的撓曲系數與壓延垂直方向(丄)的撓曲系數之差優(yōu)選以絕對值計為IOGPa以下，在該情況下，撓曲系數的異向性小。并且，壓延平行方向的屈服強度與壓延垂直方向的屈服強度之差優(yōu)選以絕對值計為IOMPa以下，在該情況下，屈服強度的異向性小。
[0076]接下來，對本發(fā)明的銅合金板材的制造方法的優(yōu)選的實施方式進行說明。
[0077]在制造本發(fā)明 的銅合金板材時使用了如下的制造方法:對由銅合金原材料的鑄造而得到的鑄塊實施熱處理(均質化處理)和熱壓延，進一步通過冷壓延而成型為薄板后，進行小于上述薄板的再結晶溫度的中間退火，并且在加熱至100°C以上且400°C以下后在該溫度下進行壓延率為5%以上的溫壓延(以下稱為中間溫壓延)，其后進行使薄板中的溶質原子再固溶的中間固溶化熱處理。
[0078]上述銅合金原材料具有下述組成:含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、
0.1質量％以上且1.0質量％以下的S1、及根據需要所添加的合計為0.005質量％以上且
1.0質量％以下的選自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Zr、Fe及Hf組成的組中的至少I種，且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成。
[0079]此處所謂的壓延率，是指用自壓延前的剖面面積減去壓延后的剖面面積而得到的值除以壓延前的剖面面積并乘以100且以百分比表示的值。即，由下述式所示。
[0080][壓延率]=K[壓延前的剖面面積]-[壓延后的剖面面積])/[壓延前的剖面面積]} X 100 (%)
[0081]具體而言，作為優(yōu)選的一個示例可列舉出如下的制造方法。
[0082]對上述銅合金原材料進行鑄造[工序I]而獲得鑄塊。對該鑄塊進行均質化熱處理[工序2]、熱壓延[工序3]后，立即進行冷卻(例如水浴冷卻、水淬)[工序4]。接下來，為了去除表面的氧化覆膜而進行端面切削[工序5]。其后，進行冷壓延[工序6]，以80%以上的壓延率進行壓延而獲得薄板。
[0083]并且，在薄板的一部分再結晶的程度的溫度、即400°C以上且700°C以下的溫度進行5秒至20小時的中間退火[工序7]，其后，在加熱至100°C以上且400°C以下后在該溫度下，對薄板實施壓延率為5%以上且50%以下的中間溫壓延作為中間溫壓延[工序8]。[0084]其后，進行使溶質原子再固溶的中間固溶化熱處理[工序9]。在該中間固溶化熱處理中的薄板的再結晶集合組織中，cube取向面積率增加。
[0085]在該中間固溶化熱處理[工序9]后，依序實施時效析出熱處理[工序10]、最終冷壓延[工序11]及調質退火[工序12]。
[0086]另一方面，以往的析出型銅合金的制造方法是如下方法:對銅合金原材料進行鑄造[工序I]而獲得鑄塊，并對其進行均質化熱處理[工序2]，進一步依序進行熱壓延[工序3]、冷卻(水浴冷卻)[工序4]、端面切削[工序5]、冷壓延[工序6]而薄板化。并且在700°C以上且1000°C以下的溫度范圍進行中間固溶化熱處理[工序9]而使溶質原子再固溶后，通過時效析出熱處理[工序10]、最終冷壓延[工序11]及根據需要的調質退火[工序12]而滿足必需的強度。在上述一系列的工序中，材料的集合組織是通過中間固溶化熱處理中產生的再結晶來大致決定的，并由最終壓延中產生的取向的旋轉來最后決定。
[0087]與本發(fā)明的制造方法相比較，以往未進行上述中間退火[工序7]及中間溫壓延[工序8]這兩個工序。
[0088]接下來，對更詳細地設定了本發(fā)明的制造方法中的各工序的條件的實施方式進行說明。
[0089]在鑄造[工序I]中，利用高頻熔解爐將合金原材料熔解，并將其以0.rc /s以上且100°C /s以下的冷卻速度冷卻而獲得鑄塊，所述合金原材料中，按照至少含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、含有0.1質量％以上且1.0質量％以下的S1、關于其它副添加元素根據需要而適當含有的方式進行了元素的混配 ，且剩余部分由Cu及不可避免的雜質構成。并且，在800°C以上且1020°C以下對該鑄塊實施3分鐘至10小時的均質化熱處理[工序2]。其后，進行熱壓延[工序3]，進一步進行水淬(相當于冷卻[工序4])。并且在端面切削[工序5]中去除氧化覆膜。其后，實施壓延率為80%?99.8%的冷壓延[工序6]而獲得薄板。
[0090]接下來，在400°C以上且700°C以下進行5秒至20小時的中間退火[工序7]，進一步，在100°C以上且400°C以下的條件下進行加熱后，在該溫度下進行壓延率為5%以上且50%以下的中間溫壓延[工序8]。此處，所謂溫壓延，是指在上述100°C以上且400°C以下的溫度進行壓延。
[0091]其后，在600°C以上且1000°C以下進行5秒至I小時的中間固溶化熱處理[工序9]。其后，優(yōu)選為依序進行如下工序而獲得本發(fā)明的銅合金板材:在氮或氬等惰性氣體氣氛中以400°C以上且700°C以下進行5分鐘至10小時的時效析出熱處理[工序10]、壓延率為3%以上且25%以下的最終的冷壓延[工序11]、以200°C以上且600°C以下進行5秒以上且10小時以下的調質退火[工序12]。
[0092]在本發(fā)明的制造方法中，對所獲得的板材的性狀無特別需要的情況下，也可省略而不進行上述端面切削[工序5]、最終冷壓延[工序11]、調質退火[工序12]各工序中的I個以上。
[0093]在本實施方式中，在熱壓延[工序3]中在700°C以上且再熱溫度(1020°C )以下的溫度區(qū)域中，進行下述加工:用于破壞鑄造組織或偏析并形成均勻組織的加工、和用于由動態(tài)再結晶所生成的晶粒的微細化的加工。
[0094]在中間退火[工序7]中以不使合金中的組織整個面再結晶的程度進行熱處理。其后，加熱至不會進行再結晶的溫度帶，即優(yōu)選為100°c以上且400°C以下，更優(yōu)選為120°C以上且380°C以下，特別優(yōu)選為140°C以上且360°C以下，在該溫度下，優(yōu)選以5%以上且50%以下、更優(yōu)選以7%以上且45%以下、特別優(yōu)選以10%以上且40%以下的壓延率實施中間溫壓延[工序8]，并控制加工應變的導入和釋放。
[0095]若該中間溫間壓延[工序8]中的壓延率過低，則加工應變小，在后續(xù)工序的中間固溶化熱處理[工序9]中晶粒粗大化，彎曲皺褶變大，特性劣化。另一方面，若中間溫壓延[工序8]中的壓延率過高，則在再結晶固溶化熱處理[工序9]中成長的cube取向旋轉至其它取向，而使cube取向面積率降低。另外，在中間溫壓延[工序8]中的加熱溫度低于100°C的情況下，加工應變的釋放變少；相反地，在高于400°C的情況下會進行加工應變的釋放，并且進行再結晶，在后續(xù)工序的中間固溶化熱處理[工序9]中，應變誘發(fā)晶界遷移中的cube取向晶粒的等分散性變得不充分。其結果，在中間溫壓延[工序8]中的加熱溫度過高或者過低的任一情況下，均產生作為彎曲的異向性的撓曲異向性或作為強度的異向性的屈服強度異向性。
[0096]在中間固溶化熱處理[工序9]中，在再結晶集合組織中，cube取向面積率增加。此處，若使中間固溶化熱處理[工序9]前的中間退火[工序7]的熱處理溫度高于上述范圍的溫度，則會形成氧化覆膜而不為優(yōu)選。因此，優(yōu)選為將該中間退火[工序7]中的熱處理溫度設為400°C以上且700°C以下。尤其是雖然難以毫無歧異地斷定，但通過在中間退火[工序7]中將熱處理溫度設為上述溫度范圍，而存在cube取向面積率中間固溶化熱處理[工序9]中增加的傾向。
[0097]在中間固溶化熱處理[工序9]后，實施時效析出熱處理[工序10]、最終冷壓延[工序11]、調質退火[工序12]。在中間固溶化熱處理[工序9]中形成的再結晶集合組織中，為了使由應變誘發(fā)晶界遷移而產生的cube取向面積率增加，有效的是在中間溫壓延[工序8]中進行特定的加工。并且，通過在中間溫壓延[工序8]中預先將晶體取向控制在特定方向而有助于cube取向晶粒的發(fā)展。進一步,通過進行時效析出熱處理[工序10]而使添加元素自固溶體析出，由此可通過析出強化而提高機械強度。并且，也可通過進行最終冷壓延[工序11]而對板厚進打最終調整。進一步，也可通過進打調質退火[工序12]而對板材的調質進行最終調整。
[0098]另外，利用冷壓延[工序6]導入更進一步的加工應變，在中間退火[工序7]中以4000C以上且700°C以下施加5秒至20小時的熱處理，進一步進行中間溫壓延[工序8]，由此在中間固溶化處理[工序9]中的再結晶集合組織中，cube取向面積率明顯增加。
[0099]上述中間退火[工序7]的目的在于獲得未完全地再結晶而是部分性再結晶的亞退火組織。上述中間溫壓延[工序8]的目的在于:通過加熱溫度為100°C以上且400°C以下、壓延率為5%以上的壓延，而進行微觀上的不均勻的應變的導入和釋放。
[0100]通過中間退火[工序7]及中間溫壓延[工序8]的作用效果，可實現中間固溶化處理[工序9]中的cube取向晶粒的成長和cube取向晶粒的微細化與等分散。在中間溫壓延[工序8]中，進行利用壓延的應變的導入、及利用加熱的應變的釋放，通過適當地控制這兩種操作，可提高中間固溶化熱處理[工序9]的應變誘發(fā)晶界遷移中的cube取向晶粒的發(fā)展、cube取向晶粒的微 細化及等分散性。即，可通過導入應變而使cube取向晶粒發(fā)展，并可通過釋放應變而提高cube取向晶粒的微細化及等分散性。在以往通常的方法中，如中間固溶化處理[工序9]這樣的熱處理以減少后續(xù)工序中的負荷而使材料再結晶從而降低強度為主要目的，但在本發(fā)明中與該目的完全不同。
[0101]對于本發(fā)明的銅合金板材的板厚并無特別限制,通常為0.03mm?0.50mm,優(yōu)選為
0.05mm ?0.35mm。
[0102]本發(fā)明的銅合金板材優(yōu)選為通過滿足上述的各要件，而滿足并具有例如連接器用銅合金板材所要求的下述特性。
[0103]作為特性之一的彎曲加工性優(yōu)選為在180°密合U彎曲試驗中在彎曲加工表面部無龜裂。其詳細的條件如實施例所述。
[0104]作為特性之一的撓曲系數優(yōu)選為130GPa以下。其詳細的條件如實施例所述。對于本發(fā)明的銅合金板材所顯示的撓曲系數的下限值并無特別限制，通常為90GPa以上。
[0105]作為特性之一的屈服強度優(yōu)選為700MPa以上。進一步優(yōu)選為750MPa以上。其詳細的測定條件如實施例所述。對于本發(fā)明的銅合金板材所顯示的屈服強度的上限值并無特別限制，通常為900MPa以下。
[0106]作為特性之一的導電率優(yōu)選為5%IACS (International Annealed CopperStandard)以上。進一步優(yōu)選為10%IACS以上、特別優(yōu)選為20%IACS以上。其詳細的測定條件如實施例所述。對于本發(fā)明的銅合金板材所顯示的導電率的上限值并無特別限制，通常為50%IACS以下。
[0107]實施例
[0108]以下，基于實施例進一步詳細地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不限于這些實施例。
[0109](實施例1?14及比較 例I?4)
[0110]在高頻熔解爐中將含有表I中所示的各量的N1、S1、副添加元素、且剩余部分由Cu及不可避免的雜質構成的合金熔解，并將其以0.rc /秒至100°C /秒的冷卻速度冷卻而進行鑄造[工序I]，獲得鑄塊。
[0111]在800°C以上且1020°C以下對該鑄塊進行3分鐘至10小時的均質化熱處理[工序2]后，在700°C以上且再熱溫度(1020°C )以下進行作為熱加工的熱壓延[工序3]，進一步進行水淬(相當于冷卻[工序4])而獲得熱壓延板。接下來，進行該熱壓延板表面的端面切削[工序5]而去除氧化覆膜。其后，進行壓延率為80%至99.8%的冷壓延[工序6]而獲得薄板。
[0112]接下來，在400°C以上且700°C以下通過5秒至20小時的熱處理進行薄板的中間退火[工序7]，進一步，加熱至100°C以上且400°C以下后，在該溫度下進行中間溫壓延[工序8]，其中，以5%以上且50%以下的壓延率進行壓延。
[0113]其后，在600°C以上且1000°C以下實施5秒至I小時的中間固溶化處理[工序9]。接下來，在惰性氣體氣氛中以400°C以上且700°C以下進行5分鐘至I小時的時效析出熱處理[工序10]，以3%至25%的壓延率進行最終的冷壓延[工序11]，并以200°C以上且600°C以下進行5秒以上且10小時以下的調質退火[工序12]，制造得到銅合金板材的試驗材(實施例I至14及比較例I至4)。將各試驗材的最終板厚調整為0.08mm。
[0114]關于這些實施例1至14及比較例I至4的各組成及特性,如表I及表2所示。
[0115]需要說明的是，在各熱處理或壓延之后，根據材料表面的氧化或粗糙度的狀態(tài)進行酸洗或表面研磨，根據形狀進行利用張力調平機(tension leveler)的矯正。另外,熱加工[工序3]中的加工溫度是通過設置在壓延機的入料側及出料側的放射溫度計而測定得到的。
[0116]對各試驗材進行下述特性調查。
[0117](a) cube取向面積率
[0118]利用EBSD法，在掃描步幅為0.1 μ m的條件下對0.09mm2 (300 μ mX 300 μ m)的測定面積進行測定。并且，在該測定面積中，將60 μ mX 60 μ m設為I區(qū)塊，在I個視野中能夠進行共計25區(qū)塊(5區(qū)塊X5區(qū)塊)的測定。為了測定微細的晶粒，此時的掃描步幅如上所述設為0.1 μ m的步幅。在分析中，將300 μ mX300 μ m的測定面積中的EBSD測定結果分割為上述25區(qū)塊，確認各區(qū)塊的cube取向面積率、平均晶粒面積、晶粒的個數、含有cube取向粒的母材的平均晶粒面積。對于電子射線而言，將來自掃描式電子顯微鏡的鎢絲(tungstenfilament)的熱電子作為產生源。
[0119](b) 180°密合U彎曲試驗
[0120]以垂直于壓延方向寬度為0.25mm、長度為1.5mm的方式通過利用模壓的沖壓進行加工。將對試驗材以彎曲的軸與壓延方向為直角的方式進行了 W彎曲的試驗材作為Gff (Good Way)，將以彎曲的軸與壓延方向平行的方式進行了 W彎曲的試驗材作為BW (BadWay)，依據日本伸銅協(xié)會技術標準JCBA-T307 (2007)進行90° W彎曲加工后，利用壓縮試驗機不附加內側半徑而進行180°密合彎曲加工。利用100倍的掃描式電子顯微鏡觀察彎曲加工表面，調查有無龜裂。將無龜裂的情況表示為“〇(良)”，將有龜裂的情況表示為“X (差)”。關于此處的龜裂的尺寸，最大寬度為30μηι?100 μ m，最大深度為IOym以上。
[0121](c)撓曲系數
[0122]以垂直于壓延方向寬度為0.25mm、平行于壓延方向長度為1.5mm的方式利用基于模壓的沖壓對試驗片進行了加工。以懸臂梁對試驗片的表里分別測定10次，并顯示其平均值。
[0123]撓曲系數E(GPa)由下述式⑴所示。
[0124]E = 4a/b X (L/t)3 (I)
[0125]此處，a為位移f與應力w的斜率，b為試驗材的寬度，L為固定端與負荷點的距離，t為試驗材的板厚。
[0126]在該試驗中，確認撓曲在壓延平行方向與壓延垂直方向的異向性。
[0127](d)屈服強度[Y]
[0128]在撓曲系數的測定中，根據直至各試驗片的彈性界限為止的壓入量(位移)由下述式⑵算出屈服強度Y(MPa)。
[0129]Y = {(3E/2) XtX (f/L) X 1000} /L (2)
[0130]E為撓曲系數，t為板厚，L為固定端與負荷點的距離，f為位移(壓入深度)。
[0131 ] 在該試驗中，確認屈服強度在壓延平行方向與壓延垂直方向的異向性。
[0132](e)導電率[EC]
[0133]在保持為20°C (±0.5°C )的恒溫槽中利用四端法測量電阻率而算出導電率。需要說明的是，將端子間距離設為100mm。
[0134]關于本發(fā)明的實施例1至實施例14、比較例I至比較例4，以成為表I中所示的組成的方式混配主原料Cu、N1、Si及副添加元素，并進行熔解、鑄造。[0135]如表2所示，在實施例1至實施例14的制造條件下，中間溫壓延[工序8]中，在加熱至100°c以上且400°C以下后，將壓延率設為5%以上。關于組織，實施例1至實施例14的cube取向面積率為5%以上且50%以下，cube取向晶粒的平均晶粒面積為1.8μηι2以上且45.0 μ m2以下,每I區(qū)塊(60 μ mX60 μ m)的cube取向晶粒個數為40個以上且100個以下，含有cube取向粒的母材的平均晶粒面積為50 μ m2以下。在實施例1至實施例14的特性中，180° U密合彎曲、撓曲異向性、屈服強度異向性均顯示出優(yōu)異的結果。
[0136]在比較例I至比較例4中，由于未滿足本發(fā)明的制造方法中的規(guī)定，因此示出了不滿足cube取向面積率、每I區(qū)塊的cube取向粒個數的情況。
[0137]表I
【權利要求】
1.一種銅合金板材，其具有下述組成:含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、0.1質量％以上且2.0質量％以下的Si,且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成； 在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，具有自cube取向{001} <100>偏移15°以內的取向的晶粒的面積率為5%以上且50%以下，具有自cube取向{001}〈100〉偏移15°以內的取向的晶粒在60 μ m見方內分散有40個以上且100個以下。
2.一種銅合金板材，其具有下述組成:含有1.0質量％以上且5.0質量％以下的N1、0.1質量％以上且2.0質量％以下的S1、合計為0.005質量％以上且1.0質量％以下的選自由Sn、Zn、Ag、Mn、B、P、Mg、Cr、Zr、Fe及Hf組成的組中的至少一種，且剩余部分由銅及不可避免的雜質構成； 在利用電子背散射衍射法的晶體取向分析中，具有自cube取向{001} <100>偏移15°以內的取向的晶粒的面積率為5%以上且50%以下，具有自cube取向{001} <100>偏移15°以內的取向的晶粒在60 μ m見方內分散40個以上且100個以下。
3.如權利要求1或2所述的銅合金板材，其中，具有自cube取向{001}〈100>偏移15°以內的取向的晶粒的平均晶粒面積為1.8μ--2以上且45.Ομ--2以下。
4.如權利要求1至3任一項所述的銅合金板材，其中，母材的晶粒的平均晶粒面積為50 μ m2以下。
5.如權利要求1至4任一項所述的銅合金板材，其中，壓延平行方向的撓曲系數與壓延垂直方向的撓曲系數之差以絕對值計為IOGPa以下，壓延平行方向的屈服強度與壓延垂直方向的屈服強度之差以絕對值計為IOMPa以下。
6.—種銅合金板材的制造方法,其是如下所述的銅合金板材的制造方法:對由銅合金原材料的鑄造而獲得的鑄 塊實施均質化熱處理和熱壓延，進一步通過冷壓延成型為薄板后，實施使該薄板中的溶質原子再固溶的中間固溶化熱處理； 其中，所述銅合金原材料具有權利要求1或2的銅合金板材的合金組成； 所述銅合金板材的制造方法依序包含下述各工序: 在800°C以上且1020°C以下進行3分鐘至10小時所述均質化熱處理， 以壓延率為80%以上且99.8%以下進行所述冷壓延后， 在小于再結晶溫度、即400°C以上且700°C以下的溫度進行5秒至20小時的中間退火， 進一步，在加熱至100°C以上且400°C以下之后，在該溫度下進行壓延率為5%以上且50%以下的中間溫壓延， 然后在600°C以上且1000°C以下以5秒至I小時進行所述中間固溶化熱處理， 在400°C以上且700°C以下進行5分鐘至10小時的時效析出熱處理。
【文檔編號】H01B13/00GK103443309SQ201280012560
【公開日】2013年12月11日 申請日期:2012年4月27日 優(yōu)先權日:2011年5月2日
【發(fā)明者】磯松岳己, 金子洋, 佐藤浩二, 江口立彥 申請人:古河電氣工業(yè)株式會社