CN101238230B

CN101238230B - 电子部件用高强度铜合金及电子部件

Info

Publication number: CN101238230B
Application number: CN2006800285809A
Authority: CN
Inventors: 菅原保孝
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2005-08-03
Filing date: 2006-08-03
Publication date: 2011-01-26
Anticipated expiration: 2026-08-03
Also published as: TW200730643A; JPWO2007015549A1; US20100101687A1; KR20080027910A; WO2007015549A1; CN101238230A

Abstract

本发明涉及电子部件用铜合金，其在含有2.0～4.0％质量Ti以及0.05～0.50％质量的选自Fe、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Zr、B、P的1种以上的铜基合金中，其它杂质合计是0.010％质量以下，C和O的含量一起是0.010％质量以下。该铜合金在冲压加工成接插件等部件后，在下面两种情况下均可以使用：不作热处理而直接使用时；在冲压加工后通过进行特定的热处理，使弹簧性进一步提高的状态下使用时。

Description

电子部件用高强度铜合金及电子部件

技术领域

本发明涉及用于接插件材料等的铜合金，特别是提供弹簧性优异的铜合金和使用该铜合金的电子部件。

背景技术

含有钛的铜合金(以下称为“钛铜”)具有次于铜合金中的铍铜的强度，具有超过铍铜的应力衰减特性，因此被用于接插件材料等电子部件中，近年来，其需要有日益增长的趋势，越来越要求其具有高强度及高弯曲加工性。

为了应对这一需要，有关钛铜的更高强度化，提出了添加Cr、Zr、Ni及Fe的技术(例如参照特开平6-248375号公报)。另外，也公开了有关晶粒的微细化的技术(例如参照特开2001-303158号公报)。还提出了在钛铜中添加Zn、Cr、Zr、Fe、Ni、Sn、In、P及Si的技术(例如参照特开2002-356726号公报)。

专利文献1：特开平6-248375号公报

专利文献2：特开2001-303158号公报

专利文献3：特开2002-356726号公报

发明的公开

发明要解决的课题

钛铜是时效硬化型的铜合金，是如果通过溶体化处理使其形成过饱和固溶体，从该状态开始施行时效处理，则亚稳相的调制构造发展，在其发展阶段的某个时期显著硬化的铜合金。因此，在进行溶体化处理、冷轧，施行时效处理后，被冲压加工成电子部件等的形状。

在时效处理后进行伴随过苛弯曲加工的冲压加工所得到的部件中，在弯曲部残存有加工应变，这有时会成为使用上的问题。为此，在对时效硬化型铜合金进行过苛的弯曲加工时，每每进行如下工序：进行溶体化处理、冷轧，不作时效处理而冲压加工，在其后施行时效处理。但是，时效处理前的钛铜缺乏延性，因而在弯曲加工严酷的冲压品的弯曲部容易产生裂纹。而且，即使可以不发生裂纹等而在时效处理前进行冲压加工，在时效处理后也会由于因调制构造的发展引起的体积变化，显著产生形状变化。即使再消除那样的问题，在冲压加工后的状态下的弹簧性也比C1720(铍铜)的时效材料差。

本发明是鉴于上述问题所作的发明，提供如下铜合金，即，在冲压加工成接插件等部件后，可以原封不动地使用，而在必需更强的弹簧性时，通过在冲压加工后增加低温热处理，实现与C1720(铍铜)同样强的弹簧性的铜合金。

解决课题的手段

发明人研究了在钛铜类铜合金中，O或C对Fe或Cr等添加元素带来的影响，发现O和C尽可能少的情况使强度提高，Fe、Cr等的添加效果有效地起作用，即使降低时效处理温度，也可以得到强度和导电性、弯曲加工性优异的铜合金。还发现了通过在冲压加工后进行适当的热处理，弯曲部得到强化，弹簧性进一步得到提高。

亦即，本发明如下：

(1)一种电子部件用铜合金，其特征在于：在含有2.0～4.0％质量Ti以及合计0.05～0.50％质量的选自Fe、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Zr、B、P的1种以上的铜基合金中，其它杂质元素合计在0.050％质量以下，C和O的含量一起为0.010％质量以下。

(2)一种电子部件用铜合金，其特征在于：在含有2.0～4.0％质量Ti以及0.05～0.50％质量Fe的铜基合金中，其它杂质元素合计为0.050％质量以下，C和O的含量一起为0.010％质量以下。

(3)一种电子部件，其特征在于：将记载于上述(1)或(2)中的铜合金冲压加工成规定的电子部件形状后，在400℃以下的温度进行热处理，调整硬度。

本发明提供的铜合金具有优异的弯曲加工性，同样重要的是，进行了弯曲加工时，不仅弯曲部外周部分难于发生裂纹，而且弯曲部的板厚具有同样均匀的性质。具有这样的性质是由于板厚方向的压缩变形阻力比其它方向的变形阻力高的缘故。其结果，在弯曲加工时难于引起板厚方向的缩颈，作为进行弯曲加工的弹簧材料是理想的。假定弯曲部的板厚不均匀，有板厚方向的缩颈部，则应力集中于该处，弹簧性下降。

发明的效果

如以上说明的那样，本发明中，在添加了第3元素组的钛中，通过将杂质量和微量气体元素抑制在规定值以下，可以同时以高水平实现优异的弯曲加工性，达到提高强度及实现良好的冲压加工性。

此外，本发明提供的合金如果在冲压加工后进行适度的热处理，则具有弹簧性进一步提高的、在不添加第3元素组的钛铜中没有发现的划时代的性质。

因此，本发明具有可以制造适合于接插件材料等电子部件的铜合金的优点。

实施发明的最佳方式

众所周知，在冷加工钢铁材料后，施行低温热处理则屈服应力提高的现象被称为应变时效。另一方面，已知在黄铜等固溶硬化型铜合金中所见到的类似现象为低温热退火硬化，在调制构造发展的钛铜中所见到的现象为MTH(Mechanico-Thermal Hardening，机械热硬化)处理。但是，在钛铜的MTH处理中所报导的现象都是冷加工度比较高，在其后进行的热处理的加热时间比较短。具体地说，用50～90％的加工度和1～10分钟的加热时间实验的报告例较多。因此，可以说将该现象作为增强片簧的弹簧性的工序在商业利用，现实上是有困难的。其原因在于：在用冲压机成形为片簧的工序中，即使在加工度最高的部位，也达不到可以观察到低温热退火硬化的高加工度，而且，冲压加工后的热处理不是一件一件进行的，是使用分批炉一次大量进行的，而分批炉从加热开始至炉内的温度稳定需要时间，如果加热时间短，则不能进行在稳定条件下的作业。但是，在本发明中发现的现象，能够在加工度比较低的10％以下，其后的热处理为340～360℃×1～5h的较长时间下，看到充分的硬化，因此从制造稳定性的观点看，基于商用的利用也是可能的。这样的现象在通常的钛铜中看不到，仅仅是在适量添加特定的第3元素，对杂质的含量给予限制，用适当的工序制造的钛铜中所看到的现象。本发明品在冷加工后，如果加热至300℃附近，则软化的同时延性恢复。也就是说，如果是低于400℃的低温，则不是程度波动那种硬化，如果温度太低，则产生软化现象。而且，从软化转变成硬化的温度根据冷加工度、添加元素的种类和数量有若干差异，但通常是在320～330℃附近，一点点的温度差就可以看到强度急剧上升的引人注目的现象。在众所周知的低温热退火硬化或MTH中，没有这样的特殊现象的报导，是在本发明中第一次发现的现象。

(1)关于铜合金的组成

(a)Ti

在本发明中，将Ti取为2～4％质量，在Ti不足2％质量时，得不到充分的强度，相反，如果超过4％质量，则由于析出物容易粗大化，弯曲加工性劣化。Ti的最理想范围是2.5～3.5％质量。

(b)第3元素组

在本发明中，规定了第3元素组的添加，这些元素的效果如下：通过微量的添加，即使在Ti充分固溶的温度下进行溶体化处理，晶粒也容易微细化；通过后述的冲压加工后的低温热处理进行硬化，弹簧性提高。这里，第3元素组的添加在现有技术中也可以看到，但本发明中添加的目的不仅仅是析出硬化，这一点与现有技术不同。在钛铜中，本发明的效果最好的是Fe。

而且，在Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Zr中，也可以预期与Fe相同的效果，单独添加即可以看到效果，也可以复合添加2种以上。这些元素在钛铜中的固溶量少，一点点添加量晶粒就微细化。而且，这些元素是对于调动钛铜的强度的调制构造的发展没有不良影响的元素。另外，B和P在单独添加时几乎没有效果，而通过与其它元素复合添加，有助长那些元素的作用的效果。这些元素合计为0.05％质量以上，则开始出现效果，但如果过度添加，则Ti的固溶度线变窄，粗大的第2相粒子容易析出，强度虽稍有提高，但弯曲加工性劣化。

如果第3元素组合计超过0.5％质量，则该弊处变得显著。这些第3元素更理想的范围，对于Fe是0.17～0.23％质量，对于Co、Ni、Cr、Si、V、Nb、Mg、Sn是0.15～0.25％质量，对于Zr、B、P是0.05～0.10％质量。

本发明通过在钛铜中仅适量添加对晶粒的微细化有效的元素，用适当的工序进行制造，可以得到强度、弯曲加工性都优异的铜合金。另外，在本发明中添加的第3元素组的添加量，不是以析出硬化为目的的添加量，而是以晶粒的微细化为目的的极微量的添加量。因此，在本发明的铜合金中，促进冲压模具磨损的硬质析出物几乎不析出，在冲压模具的磨损方面也具有优异的特征。

(c)C和O

如上所述，在本发明的铜合金中，上述第3元素组通过使Ti固溶于母相中的溶体化处理，有效地使晶粒微细化。为了更有效地调动该第3元素组提高强度的作用，在本发明中，规定了C和O的含量。

如果在合金中大量含有C和O，则这些第3元素组的一部分作为稳定的氧化物或碳化物存在，抑制溶体化处理时产生的再结晶粒成长的效果减小，即使在冲压加工后进行适当的热处理，其硬化量也小。再者，如果第3元素组变成氧化物或碳化物，对于提高强度没有贡献，对于弯曲加工性，则成为非金属夹杂物之类的有害存在。这里，作为铜合金中C的来源，认为是在钢锭制造工序中熔融金属接触的部件或熔化原料中所含的残留油分。另外，铜合金中的O是大气中的氧在钢锭制造工序中溶入到熔融金属中的。

为了得到作为本发明目的的高强度和优异的弯曲加工性，希望O和C的含量尽可能少，而如果C和O的含量一起是0.010％质量以下，则可以忽略C和O的影响。

(d)其它的杂质元素

本发明的其它杂质元素指的是除了Cu、Ti、Fe、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Zr、B、P、C及O以外的元素，例如，以低熔点容易固溶于钛铜中的S、Pb、Sn、Zn等。钛铜的调制构造可以说钛浓度的振幅和波长的规则性越是高均质地发展，越是有望得到高的强度和弯曲加工性，但这些元素被认为使所述调制构造的规则性、均质性产生紊乱，希望尽可能使其减少。另外，在冷加工后进行低温热处理来硬化的现象是热处理前的位错密度均质分布时显著可见的现象。如果在调制构造的发展中产生紊乱，则将其冷加工后依然是位错密度不均质地分布。这些杂质元素若超过0.050％质量，就会对调制构造的发展带来不良影响，即使在冲压加工后施行适当的热处理，由于硬化量变少，是不理想的。

(3)关于冲压加工后的低温热处理

另外，本合金用溶体化处理→冷轧→时效处理的基本工序制造后，通过冲压加工成接插件等的片簧，在时效处理温度以下的400℃以下进行热处理，可以进一步使弹簧性提高。还有，这时的热处理由于是加工成产品形状之后的热处理，为了防止表面氧化，希望在惰性气体气氛中进行。而且，理想的加热条件根据添加元素的种类和数量有若干差异，但大致在340～360℃、1～5小时的范围。这里，弹簧性指的是越是可以蓄积更高的弹性能量者，弹簧性越高。亦即，在弹簧的负荷·位移曲线中，弹性区域宽且弹性极限高者，评价为弹簧性好。

因此，一般来说，使用屈服强度值越高的原料，弹簧性越高。另外，如果屈服强度值相同，则使用杨氏模量越低的原料的弹簧，作为弹簧材料越理想。在本合金中，通过在冲压加工后进行低温热处理而弹簧性提高，不是调制构造进一步发展，而是微量添加第3元素的效果，是本发明首先发现的。

认为在刚冲压后的弯曲加工部上产生可动位错，由于其存在，弹性极限稍有降低。但是，通过其后进行低温热处理，用上述规定的第3元素使其固着，强度提高。亦即，在弹簧形状中，成为轴的弯曲加工部是在负担载荷并给予弹簧位移时，应力最高的部位。因此，通过强化该部位，弹簧性得到提高。

另外，在本发明中，在冲压加工后，即使进行以提高弹簧性为目的的低温热处理，仍具有尺寸变化小的优点。这是由于此时的热处理温度比起钛铜的时效处理温度是低温，伴随体积变化的调制构造不进一步发展。

(4)制造方法

如上所述，钛铜是这样一种合金，即，如果进行时效处理，通过母相中的钛浓度周期性地变动(所谓的调制构造的发展)，使质地得到强化的合金。而且，以TiCu₃为代表的钛铜中容易形成的析出物不仅无助于析出硬化，而且使弯曲加工性降低的居多。这些有害的析出物在溶体化处理温度低的情况和时效处理温度高的情况下形成。

在本发明中，使调制构造最大限度有效发展的温度是比第2相粒子析出的温度更低温一侧的区域。因此，如果进行使第2相固溶的溶体化处理、用适当的条件施行时效处理，则第2相粒子几乎不形成。这里，适当的时效处理条件是第2相粒子在粒界不作为稳定相TiCu₃析出、强度达到最大的条件，根据时效处理前进行的冷轧的加工度或添加的第3元素的种类和量的不同而各异。另一方面，时效处理过度时，稳定相析出到结晶粒界，强度及弯曲加工性降低，成为所谓的过时效。

另外，时效处理前所施行的溶体化处理由于溶体化处理温度越高，析出物固溶的速度也越快，因此可以说在进行充分的溶体化处理时，希望溶体化处理温度越高越好。因此，本发明的基本工序的特征是，在钛完全固溶的温度下进行溶体化处理，进行用以调质的适度的冷轧，成为产品板厚，在稳定相难于发展的比较低的温度下进行时效处理。另一方面，本发明中，通过溶体化处理将晶粒微细化也是特征之一。

虽说添加了用以使再结晶粒微细化的第3元素组，可是其数量是极微量的，如果用过高温度进行溶体化处理，则晶粒粗大化，不能达到本发明的目的。因此，预先在上工序进行充分的溶体化处理，减轻最终的溶体化处理的负担为好。如果预先进行充分的溶体化处理，则几乎没有在最终的溶体化处理前残存的第2相粒子，在最终的溶体化处理中，也可以仅再结晶退火至不使第2相粒子重新析出的程度。具体地说，用比平衡状态图上的固溶度线稍微高一点点的高温进行加热并急冷即足够。

这里，上工序是指坯料阶段，具体地说，在产品板厚的5倍以上，理想的是在10倍以上的板厚时，进行充分的溶体化处理为好。另外，充分的溶体化在第2相以短时间消失的温度下进行。不过，如果用不必要的高温进行，则固溶的Ti和第3元素组因从表面进入并扩散的氧，由表层部内部氧化，这是不理想的。还取决于Ti和添加的第3元素组的氧化容易度，但如果加热至超过950℃的高温，则该趋势增强。因此，在上工序中进行溶体化处理的理想温度范围是850～900℃。通过在上述工序中进行充分的溶体化处理，成为单相的组成，延性提高，其后进行的冷轧变得容易。

在上工序进行了充分的溶体化处理基础上，进行冷轧，将最终的溶体化处理在第2相的固溶度线正上方的温度进行是理想的，但在实际的体系中，由于处理温度、合金组成有波动，含有第3元素的第2相粒子(Cu-Ti-X系)微细地析出。在本发明中，希望第2相粒子尽可能不存在，但如果不粗大地成长的、形状接近真圆的第2相粒子微细且均等地分散，则对强度和弯曲加工性的影响是极小的。

因此，没有必要将最终的溶体化处理在完全没有第2相粒子的条件下进行，从固溶度线正上方至其10℃左右高温一侧之间是理想的范围。另一方面，如果降低溶体化处理温度，则会看到第2相层状高速析出的现象。如果出现这样的组织，则强度和弯曲加工性显著劣化。

因此，用以制造本发明的合金的基本工序是：

“充分的溶体化处理(第1次溶体化处理)→冷轧(中间轧制)→在第2相粒子成分的固溶度线正上方的最终的溶体化处理(第2次溶体化处理)→冷轧(最终轧制)→时效处理”。

截至第1次溶体化处理之前，熔制成规定的成分后，进行铸造，经过热轧，适当重复冷轧、退火即可，也可以在热轧后立即进行第1次溶体化处理。

以下，作为本发明的实施方案，依次说明其工序。

1)钢锭制造工序

熔化及铸造基本上在真空中或惰性气体气氛中进行。关于熔制，是在适当量的Cu中，添加作为第3元素组的合计0.01～0.50％质量的选自Fe、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Zr、B、P的1种以上元素，充分保持后，添加2～4％质量的Ti。在包括Ti在内的添加元素完全熔化后，在铸型中铸造，制成钢锭。

在本发明的第3元素组中，由于有时也包含高熔点金属，为了不存在熔化残余，必须充分保持，但由于Ti比第3元素组容易在铜中熔化，可以在第3元素组熔化后添加。

这里，调整O和C含量的是真空度和惰性气体的纯度。在真空度低或惰性气体纯度低的情况下，氧不仅溶入到熔融金属中，而且与熔融金属接触的坩埚、嘴等含碳部位反应，产生二氧化碳气体，其结果是碳也溶入到熔融金属中。另外，在实际操作中，为了节省原料费，作为熔化原料有时使用碎料，但由于附着在这些碎料上的残留油分，有时O、C、S也会混入，因此在使用碎料时，必须彻底清洗。

2)钢锭制造工序后的工序

这样铸造的钢锭在900℃以上进行3小时以上的均质化退火。这是因为希望此时完全没有凝固偏析或铸造中产生的结晶物，是为了在后述的溶体化处理中，使第2相粒子的析出微细且均匀地分散，对防止混粒也有效果。之后，进行热轧，重复进行冷轧和退火，进行溶体化处理。如果在中间的退火中温度低，则形成第2相粒子，因此在该第2相粒子完全固溶的温度下进行。如果是没有添加第3元素组的通常的钛铜，该温度可以是800℃，而添加了第3元素组的本发明的钛铜，希望将该温度取为850℃以上。

然后，尽可能加快溶体化处理的升温速度和冷却速度，使升温·冷却过程中第2相粒子不析出。这是因为从第2相完全固溶的状态进行最终的溶体化处理，添加的第3元素更有效地起作用，可以得到微细且均质的组织。最终的溶体化处理后，以适度的加工度进行用以调质的冷轧，最后，进行时效处理而成为产品。在时效处理中，注意不要产生稳定相(TiCu₃)。

3)最终的溶体化处理

钛铜的基本工序中，在最终的溶体化处理中，希望使第2相完全固溶，但在完全固溶之前，如果加热至高温，则晶粒粗大化，因此加热温度为第2相粒子固溶的固溶度线附近的温度。而且，在达到该温度之前，急速进行加热，冷却速度也快的话，则可以抑制粗大的第2相粒子的产生。

另外，在最终的溶体化处理中加热时间短时，晶粒微细化。此时即使第2相粒子产生又微细且均匀地分散，对强度和弯曲加工性几乎是无害的。但是，由于粗大的粒子在最终的时效处理中有进一步生长的趋势，此时第2相粒子即使生成，也必须尽可能少，尽可能小。

4)最终的冷轧加工度·时效处理

上述最终的溶体化处理工序后，进行冷轧及时效处理。关于冷轧，希望加工度在25％以下。这是因为加工度越高，在下面的时效处理中，越容易引起第2相粒子的粒界析出。关于时效处理，越是低温，越是可以抑制第2相粒子向粒界析出。即使在得到相同强度的条件下，低温长时间也比高温短时间更能抑制第2相粒子的粒界析出。

现有技术中，在被作为适当范围的420～450℃，随着时效的进行强度提高，但容易发生第2相粒子的粒界析出，即使是一点点的过时效，也会使弯曲加工性降低。由于添加元素不同，适当的时效条件也各异，高者达400℃×12h，如果是低温，则为380℃×24h，加热时间也可以更长。

5)冲压加工及低温热处理

本发明提供的合金可以在冲压成目标弹簧形状后原封不动地使用，但在冲压加工后，通过低温热处理，塑性变形部分硬化，因此弹簧性进一步提高。使这种硬化现象产生的适当的加热条件是示于下式的范围：

2×3^(70-X)/10≤Y≤2×3^(400-X)/10

式中，X(℃)为加热温度，Y(分)为加热时间。

而且，更理想的是

Y(分)≈2×3^(380-X)/10

实施例

下面，说明实施例。

制造本发明例的铜合金时，由于活性金属Ti作为第2成分添加，熔制时在真空中或惰性(例如Ar)气体中熔化。另外，为了防止混入本发明规定的元素以外的杂质元素而产生意外的副作用，原料严格选择并使用了纯度比较高的原料。

首先，关于实施例1～7、参考例8～10以及比较例11～18，在Cu中用示于表1的组成分别添加Fe、Co、Ni、Cr、Si、V、Nb、Zr、B及P后，分别添加同表所示组成的Ti。进行添加以使添加元素没有熔化残余之后，对保持时间也进行充分考虑，之后将它们在Ar气氛下注入铸型，分别制成约2kg的钢锭。

在上述钢锭上涂敷抗氧化剂并常温干燥24小时后，经950℃×12小时加热后，进行热轧，得到了板厚10mm的板材。然后，为了抑制偏析，再次涂敷抗氧化剂，之后进行950℃×2小时的加热，并进行水冷。这里，水冷是为了尽可能使其溶体化。即，通过使其成为单相的组成，延性提高，是为了使其后进行的冷轧容易进行。另外，涂敷抗氧化剂是为了尽可能防止粒界氧化以及从表面进入的氧与添加元素成分反应而成为夹杂物的内部氧化。

各热轧板在各自机械研磨和酸洗而脱垢后，冷轧至坯料的板厚(1.5～2.0mm)，进行第1次的溶体化处理后，冷轧至中间的板厚(0.18～0.6mm)。其后，插入到可急速加热的退火炉中，以50℃/秒的升温速度加热至第2相粒子组成的固溶度线的温度(例如，在Ti和Fe的添加量各自为3％质量、0.2％质量的情况下是800℃)，保持2分钟后进行水冷，进行最终的溶体化处理。然后，由酸洗脱垢后，冷轧并将板厚作成0.15mm，在惰性气体气氛中进行时效处理，做成发明例的试验片。比较例的试验片是通过成分调整或调整制造工序所得到的试验片。

[表1]

	No	Ti	Fe	Co	Ni	Cr	Si	V	Nb	Zr	B	P	O	C	S	Al，Ca，Pb，Sn，Zn
																	本发明例	1	3.4	0.08	-	-	-	-	-	-	-	-	-	0.002	0.003	0.003	0.003
2	2.4	0.20	-	-	-	-	-	-	-	-	-	0.001	0.001	0.002	0.004
																3		2.9	0.19	-	-	-	-	-	-	-	-	0.03	0.003	0.001	0.004	0.003
4	3.2	-	-	-	0.20	-	-	-	-	-	-	0.002	0.002	0.003	0.002
																5		3.3	-	-	-	-	-	-	-	0.05	0.02	-	0.001	0.002	0.002	0.004
6	3.1	0.18	-	-	-	-	-	-	-	-	-	0.002	0.001	0.001	0.003
																7		3.0	-	0.01	0.01	0.15	0.01	0.01	0.01	-	-	-	0.002	0.002	0.003	0.005
参考例	8	3.2	-	-	-	0.15	-	0.15	-	-	-	-	0.003	0.002	0.002																		0.002
																9	3.3	-	0.15	0.15			-	-	-	-	-	0.001	0.002	0.002	0.003
	10	3.6	-	-	-		0.27	-	-	-	-	-	0.002	0.002	0.001																	0.004

比较例	11	3.1	0.21	0.23	0.22	0.07	0.12	0.11	0.09	-	-	-	0.003	0.003	0.005	0.005
																	12	3.2	-	-	-	-	-	-	-	0.07	0.03	-	0.002	0.025	0.003	0.007
	13	3.2	-	-	-	-	0.30	-	-	-	-	-	0.032	0.003	0.004	0.006
																	14	3.1	-	-	-	-	0.25	-	-	0.06	-	-	0.028	0.025	0.003	0.008
	15	3.2	0.19	-	-	-	-	-	-	-	-	-	0.022	0.023	0.063	0.003
																	16	3.2	0.18	-	-	-	-	-	-	-	-	-	0.001	0.001	0.003	0.078
	17	3.1	-	0.01	0.01	-	-	-	-	-	-	0.02	0.001	0.001	0.003	0.002
																	18	3.2	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	0.002	0.003	0.003	0.003
	表中“-”表示无添加

[表2]

No.

A

B

C

D

E

本发明例	1	850℃×10分	1.5	800℃×1分	18	380℃×24h
							2	870℃×10分	2.0	800℃×1分	25	380℃×24h
	3	870℃×10分	1.8	800℃×1分	20	400℃×12h
							4	850℃×10分	1.5	800℃×1分	20	400℃×12h
	5	850℃×10分	1.8	800℃×1分	20	380℃×24h
							6	870℃×10分	2.0	800℃× 1分	20	380℃×24h
	7	870℃×10分	1.5	800℃× 1分	20	400℃×12h
							参考例	8	850℃×10分	1.5	800℃×1分	40	450℃×12h
9	850℃×10分	2.0	720℃×3分	25	380℃×24h
						10		820℃×5分	3.0	800℃×1分	0	380℃×24h
比较例	11	870℃×10分	1.5	800℃×1分	20								400℃×12h
						12	850℃×10分	1.8	800℃×1分	20	400℃×12h
	13	960℃×10分	2.0	800℃×1分	20							380℃×24h
						14	850℃×10分	1.5	800℃×1分	20	400℃×12h
	15	870℃×10分	2.0	800℃×1分	25							380℃×24h
						16	870℃×8分	1.8	800℃×1分	20	400℃×12h
	17	860℃×10分	2.0	800℃×1分	25							380℃×24h
						18	860℃×8分	1.8	800℃×1分	20	400℃×12h
	A：第一次溶体化处理的条件B：第一次溶体化处理的板厚(mm)C：最终的溶体化处理的条件D：最终的冷轧的加工度(％)E：时效处理条件

首先，进行拉伸试验，测量0.2％屈服强度，进行W弯曲试验，测量不发生裂纹的最小弯曲半径(MBR)与板厚(t)的比MBR/t值。

下面，对于弹簧性，考虑一般的接插件形状，进行了给予弯曲部的负荷在弯曲的行进方向和相反方向(弯曲变宽的方向)时的2个评价。为方便起见，将前者的评价作为评价1，将后者的评价作为评价2。将评价1、2说明如下。

评价1

评价1以评价加工成图1所示的伸缩管型接插件时的弹簧性为目的。试验片形状示于图2。销钉宽度为1.6mm，弯曲部的角度为45°，弯曲部的曲率半径，从弯曲部到力点的直线部的长度(臂长)为4mm，在这个评价中，如图3所示，用压板固定试验片，用连接在负载传感器上的活塞头给予弹簧位移，通过测量这时承受的载荷，确定载荷与位移之间的关系。

这时的十字头速度为5mm/分，将负担载荷的点接触到试验片的位置作为“初始位置a”。从那里垂直压下2mm，在该位置(将该位置称为“折返位移b”)静止5秒钟，将活塞头以5mm/分的速度返回至准备(スタンバィ)位置。这时，与活塞头接触的点弹性恢复，将返回位置作为a′。这里，在试验片塑性变形的情况下，该点不返回至初始位置。将这个差(c＝a-a′)定义为“缩量c”。

活塞头处于折返位移时承受的载荷是“最大载荷Pmax”。因此，由该评价所得到的载荷-位移曲线如图4所示。在该工序中，在活塞头上涂敷润滑油，想办法尽可能抑制与试验片的摩擦阻力。在这个评价中，最大载荷Pmax越高，缩量c越小，评价为弹簧性越高。

再者，为了进行低热温处理确认硬化，冲压加工成图1所示的试验片形状后，在Ar气气氛中进行350℃×1h的热处理，测量了最大载荷及缩量。将热处理后的最大载荷定为Pmax^*，将缩量定为c^*。表3分别示出c(mm)、c^*(mm)、Pmax(N)、Pmax^*(N)。

评价2

如图5所示，评价2以评价在嵌合时，加工成在返回弯曲部的方向上加力的方式的接插件时的弹簧性为目的。图6表示试验片形状。这个试验片使用JIS 3110规定的W弯曲试验的夹具，用压缩试验机加压整形。

在试验片的制作中，为了减少弯曲部上产生的粗糙表面等的影响，认为弯曲部的曲率半径尽量大是理想的，因此使用弯曲部的曲率半径是1.5mm的夹具来加压整形。试验方法示于图7。首先，将刚刚冲压加工的试验片放置成“ヘ”字状时，将截至弯曲部的高度作为“初始高度d”。

将试验片夹在模具中，施加位移以破坏“ヘ”字。模具为不变形的高刚性模具。在此次评价中，使用板厚2mm的垫片，固定成使其上模具和下模具的距离为2mm，在该状态下保持24小时。除去载荷后，再次测量至弯曲部的高度，将它设为f。将试验片的高度变化量(d与f的差)设为g，g值越小，负担长时间载荷后的复原力越高，认为弹簧性越高。冲压加工试验片后，进行350℃×1h的热处理，进行同样的评价，求出试验片的高度变化量。将它设为g^*。表3示出了g(mm)和g^*(mm)。

[表3]

No

YS(MPa)

MBR/t

c(mm)

Pmax(N)

c^*(mm)

Pmax^*(N)

g(mm)

g^*(mm)

本发明例	1	861	1.5	0.365	3.07	0.133	3.15	0.392	0.083
										2	852	0.5	0.372	3.03	0.140	3.05	0.398	0.088
	3	887	1.0	0.356	3.13	0.125	3.25	0.383	0.076
										4	915	1.0	0.335	3.28	0.108	3.42	0.365	0.057
	5	924	2.0	0.328	3.30	0.102	3.50	0.352	0.050
										6	906	1.0	0.338	3.25	0.113	3.38	0.377	0.064
	7	917	1.0	0.333	3.27	0.107	3.43	0.363	0.057
										参考例	8	735	4.5	0.537	2.62	0.526	2.61	0.492	0.427
9	723	4.5	0.553	2.67	0.558	2.65	0.498	0.432
									10		802	4.0	0.430	2.83	0.410	2.95	0.547	0.456
比较例	11	935	6.0	0.320	3.35	0.103	3.52	0.345											0.052
									12	823	1.0	0.353	2.92	0.342	2.91	0.387	0.230
	13	816	4.0	0.350	2.88	0.335	2.87	0.388										0.243
									14	922	5.0	0.329	3.32	0.318	3.30	0.358	0.210
	15	873	1.5	0.353	3.10	0.323	3.12	0.386										0.183
									16	867	1.5	0.358	3.09	0.325	3.10	0.389	0.188
	17	765	3.5	0.487	2.77	0.462	2.78	0.451										0.315
									18	753	3.0	0.483	2.75	0.460	2.74	0.467	0.323

从表3可知，在各发明例中，0.2％屈服强度都是850MPa以上，MBR/t值都是2.0以下，同时实现了高强度和优异的弯曲加工性。另外，在弹簧性的评价中，评价1的缩量是0.40mm以下，最大载荷是3.0N以上，而且，评价2的高度变化是0.40mm以下，可以说具有良好的弹簧性。而且，试验片在冲压加工后，进行了350℃×1h的热处理者，弹簧性进一步提高。

另一方面，参考例8的最终轧制加工度高，而且时效处理温度高，因此稳定相在粒界析出，强度和弯曲加工性下降。参考例9虽然含有Ti、Co及Ni，可是由于最终的溶体化处理温度低，Ti、Co及Ni不固溶，第2相层状析出，强度及弯曲加工性下降。参考例10由于在上工序进行的溶体化处理不充分，在最终的溶体化处理中，第2相固溶不完全，强度及弯曲加工性差。

在比较例11中，由于第3元素组的添加量总计超过0.5％质量，第2相粒子过度析出，弯曲加工性恶化。比较例12由于C的含量比规定值多，Zr成为碳化物并析出，在坯料的强化上几乎无贡献，即使在冲压成形后施行适当的热处理，弹簧性也不提高。

比较例13由于在上工序中用过高温度进行了溶体化处理，发生内部氧化，强度和弯曲加工性下降，即使在冲压成形后进行适当的热处理，也几乎看不到弹簧性的提高。比较例14在真空度低的熔化炉中熔化，由于使用木碳被覆熔融金属，C和O比规定量高。其结果是Si和Zr以氧化物或碳化物的状态作为夹杂物存在，不仅对强度的提高没有贡献，弯曲性也下降，即使在冲压成形后施行热处理，弹簧性也没有提高。

比较例15使用了碎料作为熔化原料，由于没有除去附着在碎料上的冲压油或切削油直接进行熔化，也没有脱硫，C和S的含量增高，即使在冲压成形后施行适当的热处理，弹簧性也没有提高。比较例16由于在作为熔化原料使用的碎料中混合有Al、Ca、Pb、Sn、Zn等杂质，即使冲压成形后施行热处理，弹簧性也没有提高。

比较例17由于作为第3元素添加的Co、Ni、P没有达到规定量，强度和弯曲加工性差，即使冲压成形后再施行适当的热处理，也几乎看不到弹簧性的提高。比较例18由于完全没有添加规定的第3元素，强度和弯曲加工性差，即使在冲压成形后施行适当的热处理，也完全看不到弹簧性提高。

附图说明

[图1]是接插件的嵌合例(其1)的说明图。

[图2]表示用于弹簧性试验(评价1)的试验片的形状。

[图3]是弹簧性试验(评价1)的说明图。

[图4]表示由弹簧性试验(评价1)所得到的载荷-位移曲线的例子。

[图5]是接插件的嵌合例(评价2)的说明图。

[图6]表示用于弹簧性试验(评价2)的试验片的形状。

[图7]是弹簧性试验(评价2)的说明图。

Claims

1. 一种电子部件用铜合金，其特征在于：在含有2.0～4.0％质量Ti以及合计0.05～0.50％质量的选自Fe、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Zr、B、P的1种以上的铜基合金中，其它杂质元素合计为0.050％质量以下，C和O的含量一起是0.010％质量以下。

2. 一种电子部件用铜合金，其特征在于：在含有2.0～4.0％质量Ti以及0.05～0.50％质量Fe的铜基合金中，其它杂质元素合计为0.050％质量以下，C和O的含量一起为0.010％质量以下。

3. 一种电子部件，其特征在于：将权利要求1或权利要求2所述的铜合金冲压加工成规定的电子部件形状后，用400℃以下的温度进行热处理来调整硬度。