CN101939452A - 铜-镍-硅合金 - Google Patents

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CN101939452A CN2008801252801A CN200880125280A CN101939452A CN 101939452 A CN101939452 A CN 101939452A CN 2008801252801 A CN2008801252801 A CN 2008801252801A CN 200880125280 A CN200880125280 A CN 200880125280A CN 101939452 A CN101939452 A CN 101939452A
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拉尔夫·A·穆彻勒
彼得·威廉·罗宾逊
德雷克·E·泰勒
安德里亚·科伊夫勒
汉斯·阿希姆·库恩
乌韦·霍夫曼
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Wieland Werke AG
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Abstract

一种铜基合金，具有屈服强度和电导率的改善组合，基本由约1.0～约6.0wt％的Ni、至多约3.0wt％的Co、约0.5～约2.0wt％的Si、约0.01～约0.5wt％的Mg、至多约1.0wt％的Cr、至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，余量为铜和杂质，所述合金被加工以具有至少约137ksi的屈服强度和至少约25％IACS的电导率。

Description

铜-镍-硅合金
相关申请的交叉引用
本申请要求2008年4月14日提交的第61/044,900号美国临时专利申请、2007年12月21日提交的第61/016,441号美国临时专利申请，和2008年12月17日提交的第12/336,731号美国发明专利申请，其全部内容通过引用并入本文。
技术领域
本发明涉及铜基合金，具体地，涉及铜-镍-硅基合金。
背景技术
铜-镍-硅基合金广泛用于生产高强度导电部件，如连接器和引线框。由Olin Corporation公司开发的C7025是提供良好机械性能(屈服强度95ksi-110ksi)和良好电学性能(35％IACS)的铜-镍-硅基合金的重要实例。参见通过引用并入本文的美国专利第4,594,221号和第4,728,372号。最近，OlinCorporation和Wieland Werke公司已开发出C7035(钴改良的铜-镍-硅合金)，它可提供更好的机械性能(屈服强度100ksi-130ksi)和电学性能(40-55％IACS)。参见通过引用并入本文的美国专利第7,182,823号。
重要的铜合金性能包括可成型性、电导率、强度、延性和应力松弛抗性。
通常，可成型性通过将铜带以90°弯曲环绕已知半径的芯轴的弯曲测试来评价。轧辊弯曲测试使用轧辊来形成环绕芯轴的带。或者，V型块测试(V-block test)使用芯轴将带推入开口模，使其与芯轴半径一致。对于两种测试，随后将作为带厚度(t)函数的最低弯曲半径(mbr)表示为mbr/t。最低弯曲半径是将带能够在放大10倍～20倍时无可见裂缝地环绕芯轴弯曲且在放大10倍～20倍时无可见裂缝时所绕的最小半径。通常，mbr/t用于报告定义为弯曲轴垂直于轧制方向的良好方式弯曲、以及定义为弯曲轴平行于轧制方向的不良方式弯曲。对于良好方式弯曲和不良方式弯曲，认为至多为4t的mbr/t构成良好可成型性。更优选mbr/t至多为2。
通常将电导率作为IACS的百分数测定。IACS是指定“纯”铜在20℃下电导率值为100％IACS的国际退火铜标准。在此公开内容中，除非另有说明，全部电学和机械测试在室温、即20℃下进行。限制性表述“约”表示无需精确度，且应被解释为所述值的+/-10％。
强度通常测为屈服强度。高强度铜合金具有大于95ksi(655.1MPa)的屈服强度，且优选大于110ksi(758.5MPa)。随着形成元件的铜合金规格降低和随着这些元件不断小型化，对于给定回火的强度和电导率的组合将比单独的强度或电导率更重要。
延性可通过伸长来测定。伸长的一种度量是A10伸长，为断裂后标距的永久延伸，以原始标距L0的百分数表示，其中L0等于10mm。
可接受的应力松弛抗性是测试样品在150℃下暴露3000小时后提供的应力残余至少为70％，且测试样品在105℃下暴露1000小时后提供的应力残余至少为90％。
应力松弛抗性通过圆环法测定[Fox A.：Research and Standards 4(1964)480]，其中将50mm长度的带夹在带的外表面初始化应力的钢环外径上。暴露于高温，使弹性应力变为塑性变形。此方法取决于时间、温度和由钢环半径限定的初始应力。实验在50℃/96小时和210℃/384小时之间进行。在每次退火后，测定带的剩余弯曲度，且相应的应力缩减量根据[Graves G.B.：WireIndustry 46(1979)421]计算。使用Larson-Miller-参数P，可进行从高温下进行的短时间实验至低温下进行的长时间实验的外推[Boegei A.：Metail 48(1994)872]。
应力松弛也可通过ASTM(美国试验与材料协会)标准E328-86中所述的剥离(lift-off)法测定。此试验测定了以固定应变保持铜合金样品至多3000小时的应力缩减量。此技术构成为：将悬臂梁的自由端约束为固定挠度，测定梁对约束施加的负荷作为温度、时间的函数。这通过将悬臂梁测试样品固定在特别设计的试验架上来完成。标准测试条件是负荷悬臂梁至80％的室温0.2％补偿屈服强度。如果计算的挠度大于约0.2英寸，初始应力降低直至挠度小于0.2英寸，并重新计算负荷。测试过程是使悬臂梁负荷计算的负荷值，调节试验架上的螺纹螺杆以保持挠度，并将螺纹螺杆定位在螺母处。由螺纹螺杆升起悬臂梁所需的负荷是初始负荷。将试验架置于设定为所需测试温度的炉中。将试验架定时移出，冷却至室温，并测定由螺纹螺杆升起悬臂梁所需的负荷。以所选的记录次数计算应力残余百分比，并将数据绘制在半对数座标纸上，纵坐标(垂直的)为应力残余，且横坐标(水平的)为记录次数。利用线性回归技术通过数据做直线。使用插入法和外推法提供在1、1000、3000和100,000小时的应力残余值。
应力松弛抗性对方向敏感，且可以以纵向(L)进行记录，其中通过测试样品在带材轧制方向上的长尺寸进行0°测试，且测试样品的挠度平行于带材轧制方向。应力松弛抗性也可以以横向(T)进行记录，其中通过测试样品垂直于带材轧制方向的长尺寸进行90°测试，且测试样品的挠度垂直于带材轧制方向。
表1示出了发明人所知道的一些可商购铜合金的机械和电学性能：
由于这些合金良好且广泛应用，所以仍在应用具有较高强度、特别是较高强度且不牺牲诸如电导率、应力松弛抗性和/或可成型性等其它所需性能的合金。虽然铍铜因其铍含量可提供高强度，但它们不适于诸多应用。在无铍铜合金中，高强度(如屈服强度大于约130ksi)通常伴有其它所需性能、特别是可成型性的显著下降。
发明内容
本发明的一个方面是时效硬化铜-镍-硅基合金，所述时效硬化铜-镍-硅基合金可被加工制造可商用的带产品，所述可商用的带产品用在汽车和多媒体工业的电连接器和互连中，特别是用于带、板、线或铸件中需要高屈服强度和适当高的电导率的任何其它应用。本发明的另一方面是制备可商用的带产品的加工方法，所述可商用的带产品用在汽车和多媒体工业的电连接器和互连中，以及需要高屈服强度和适当高的电导率的任何其它应用。
根据本发明的一个优选实施方式，提供了具有改善的屈服强度和电导率组合的铜-镍-硅基合金，所述铜-镍-硅基合金基本由约1.0～约6.0wt％的Ni、至多约3.0wt％的Co、约0.5～约2.0wt％的Si、约0.01～约0.5wt％的Mg、至多约1.0wt％的Cr、至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，余量为铜和杂质。此合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
根据本发明的另一个优选实施方式，提供了具有改善的屈服强度和电导率组合的铜基合金，所述铜基合金基本由：约3.0～约5.0wt％的Ni；至多约2.0wt％的Co；约0.7～约1.5wt％的Si；约0.03～约0.25wt％的Mg；至多约0.6wt％的Cr；至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，余量为铜和杂质。此合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
根据本发明的另一个优选实施方式，提供了具有改善的屈服强度和电导率组合的铜-镍-硅基合金，所述铜-镍-硅基合金基本由约3.5～约3.9wt％的Ni；约0.8～约1.0wt％的Co；约1.0～约1.2wt％的Si；约0.05～约0.15wt％的Mg；至多约0.1wt％的Cr；至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，余量为铜和杂质。此合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
优选这些合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约38％IACS的电导率，更优选具有至少约143ksi的屈服强度和至少约37％IACS的电导率，最优选具有至少约157ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
(Ni+Co)/(Si-Cr/5)的比例优选在约3和约7之间，更优选在约3.5和约5.0之间。Ni/Co的比例优选在约3和约5之间。
各种实施方式的合金和加工方法提供了具有改善的屈服强度和电导率的组合、以及优选的应力松弛抗性的铜基合金。具体地，这些合金比之前获得的Cu-Ni-Si合金具有更高的强度和更高的应力松弛抗性，同时保持适当的电导率水平。
附图说明
图1为实施例1中合金处理的流程图；
图2为实施例2中合金处理的流程图；
图3为实施例3中合金处理的流程图；
图4为实施例3的合金的屈服强度与电导率的曲线图；
图5为实施例3的合金的屈服强度与弯曲可成型性(MBR/t)的曲线图；
图6为实施例4合金处理的流程图；
图7为通过实施例4的SA-CR-时效-CR-时效方法加工的表5合金的屈服强度与电导率的曲线图；
图8为通过实施例4的SA-CR-时效-CR-时效方法加工的表5合金的屈服强度与弯曲可成型性(MBR/t)的曲线图；
图9为实施例5中合金处理的流程图；
图10为合金化程度与实施例5相似但不含铬的合金的屈服强度与Ni/Co比例的曲线图；
图11为实施例6中合金处理的流程图；
图12为实施例7中合金处理的流程图；
图13为表示实施例7的铜-镍-铬-硅合金中化学计量比对屈服强度的影响的曲线图；
图14为表示实施例7的铜-镍-钴-硅合金中化学计量比对屈服强度的影响的曲线图；
图15为表示实施例7的铜-镍-铬-钴-硅合金中化学计量比对屈服强度的影响的曲线图；
图16为表示实施例7的铜-镍-铬-硅合金中化学计量比对电导率的影响的曲线图；
图17为表示实施例7的铜-镍-钴-硅合金中化学计量比对电导率的影响的曲线图；
图18为表示实施例7的铜-镍-铬-钴-硅合金中化学计量比对电导率的影响的曲线图；
图19为实施例8中合金处理的流程图；
图20为表示在实施例8中通过475℃/300℃时效的SA-CR-时效-CR-时效方法加工的合金中化学计量比对％IACS影响的曲线图；
图21为表示在实施例8中通过475℃/300℃时效的SA-CR-时效-CR-时效方法加工的合金中化学计量比对屈服强度影响的曲线图；
图22为实施例9中合金处理的流程图；
图23为锥形边缘热轧样品的示意图；
图24为热轧的K224(无Cr)的照片，显示出大边缘裂缝；
图25为热轧的K225(0.11Cr)的照片，未显示出边缘裂缝；
图26A为来自无Cr合金RN033407工具磨损测试结果的照片；且
图26B为来自含Cr合金RN834062工具磨损测试结果的照片；
图27为实施例10中合金处理的流程图；
图28为表示在通过475℃/300℃时效的SA-CR-时效-CR-时效方法加工的实施例8和实施例10(低Cr和Mn)合金中化学计量比对％IACS影响的曲线图；
图29为表示在通过475℃/300℃时效的SA-CR-时效-CR-时效方法加工的实施例8和实施例10(低Cr和Mn)合金中化学计量比对屈服强度影响的曲线图；
图30为实施例11中合金处理的流程图；
图31为实施例12中合金处理的流程图；
图32为实施例13中合金处理的流程图；
图33为实施例14中合金处理的流程图；
图34为实施例15中合金处理的流程图；
图35为实施例16中合金处理的流程图；
图36为实施例13、14、15和16的合金和方法的90°V型块-MBR/t BW与屈服强度的曲线图；和
图37为实施例13、14、15和16的合金和方法的％IACS与屈服强度的曲线图。
具体实施方式
市场上需要具有较高的强度和电导率以及良好的应力松弛抗性的铜带合金。这些性能的组合对形成用于多媒体电连接器和终端应用中的多种电互连的部件特别重要。在这些应用中正在使用可商购的铜合金，如C510(磷青铜)、C7025、C7035、C17410和C17460，因为它们通常具有强度和电导率的有利组合。然而，尽管这些合金对大部分载流应用具有足够强度，但元件小型化的发展趋势需要提供高强度与相当好的电导率和相当好的应力松弛抗性以及合理成本的组合的铜合金。也希望最小化或消除有潜在毒性的合金元素，如铍。
用于多媒体互连的合金需要高强度以避免在连接器插入过程中损坏，且在使用时保持良好接触力。对于这些应用，需要良好但不是特别高的电导率，因为电导率仅需满足输送信号电流，而无需在大功率应用中需要避免I2R过热的高水平。对于这些应用，更迫切需要在室温和略升高的工作温度下的机械稳定性，例如特征为在约100℃的良好应力松弛抗性。
本发明优选实施方式的合金组合物以及用于处理最终回火的方法令人意外地提供了同时满足汽车和多媒体应用的非常理想的性能组合，即非常高的强度以及适当高的电导率。具体地，本发明优选实施方式的合金能够加工成具有至少约137ksi屈服强度与至少约38％IACS电导率的屈服强度/电导率组合的带产品，更优选至少约143ksi屈服强度与至少约37％IACS电导率的组合，最优选约157ksi屈服强度与至少约32％IACS电导率的组合。
本发明优选实施方式的合金具有屈服强度和电导率的改善组合、良好应力松弛抗性以及适度弯曲性水平，其基本由约1.0～约6.0wt.％的镍、约0.5～约2.0wt.％的硅、0.0～约3.0wt.％的钴、约0.01～约0.5wt.％的镁、0.0～约1.0wt.％的铬、以及各自为0.0～约1.0wt.％的锡和锰组成，合金的余量为铜和杂质。更优选地，合金基本由约3.0～约5.0wt.％的镍、约0.7～约1.5wt.％的硅、0.0～约2.0wt.％的钴、约0.03～约0.25wt.％的镁、约0.0～约0.6wt.％的铬、以及各自为0.0～1.0wt.％的锡和锰组成，余量为铜和杂质。当需要最佳水平的屈服强度和电导率时，例如140ksi YS/30％IACS的组合，最优选的合金范围是约3.5～约3.9wt.％的镍、约1.0～约1.2wt.％的硅、约0.8～约1.0wt.％的钴、约0.05～约0.15wt.％的镁、约0～约0.1wt.％的铬、各自为0.0～约1.0wt.％的锡和锰，余量为铜和杂质。通常，当合金元素实际超出所述上限时，会出现极度粗糙的第二相。
当(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比例控制在约3和约7之间时，更优选约3.5和约5之间时，合金的电导率和屈服强度最高。当Ni/Co比例控制在约3和约5之间时，屈服强度和电导率为最佳。
镁通常增加成品的应力松弛抗性和抗软化性；它还增强工艺中时效退火热处理期间的抗软化性。当Sn含量低时，通常提供固熔强化，而且也增强工艺中时效退火热处理期间的抗软化性，而不过度损害电导率。虽然低含量Mn损失电导率，但其通常改善弯曲可成型性。
本发明方法的优选实施方式包括：熔融铸造；热轧(优选750℃～1050℃)，可选择地研磨以去除氧化物，以及可选地均质化或中间罩式退火(intermediate bell anneal)，冷轧至适合固熔的规格，固熔退火处理(优选在800℃～1050℃下持续10秒～1小时)，随后淬火或快速冷却至环境温度以获得小于约20％IACS(11.6MS/m)的电导率和约5～20μm的等轴粒度；冷轧使厚度缩减0～75％；时效硬化退火(优选在300～600℃下持续10分钟～10小时)；可选择进一步冷轧使厚度缩减10～75％至最终规格；和第二时效硬化退火(优选在250～500℃下持续10分钟～10小时)。通过使用插入冷加工的较低温度罩式退火处理而不使用工艺中的固熔热处理，也可将所得合金加工成最终规格。此外，在从热轧规格缩减至适合固熔的厚度过程中，可在此方法中加入一步或多步可选择的再结晶退火。
用于形成具有至少约140ksi屈服强度和至少约30％IACS电导率的合金的优选方法包括在约900℃～1000℃下固熔、冷轧约25％、在约450℃～500℃下时效3～9小时、冷轧约20～25％至最终规格、以及在300℃～350℃下时效3～9小时。
虽然本公开特别侧重于制备铜合金带的方法，但本发明的合金和本发明的方法同样可用于制备诸如箔、线、棒和管等其它铜合金产品。此外，除常规铸造外的方法，如带铸造、粉末冶金和喷射铸造也在本发明的范围内。
由以下说明性实施例将更好地理解优选实施方式的合金和方法：
实施例1-增加掺杂物含量会增加强度；钴替换改善强度和电导率
将具有表2中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法(Durvilte)铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。图1为实施例1的方法流程图。在900℃下均热2小时后，将它们热轧3次至1.1″(1.6″/1.35/1.1″)，在900℃下再加热10分钟，并进一步热轧3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后进行水淬，随后在590℃下均质化或过时效退火6小时。修整和研磨以去除表面氧化物后，将合金冷轧至0.120″，并按表2所列时间和温度在流化床炉中进行固熔热处理。选择时间和温度以实现基本不变的粒径。然后，使合金经历400℃～500℃的时效退火3小时，用来增加强度和电导率。然后将合金冷轧25％至0.009″，并在300℃～400℃下时效4小时。在第二时效退火后测定的性能示于表3中。该数据表明，当Si含量从0.8～1.3％内变动时，随着三元合金J994～J999中的合金化程度增加，屈服强度从127增至141ksi。比较J994、K001和K002以检查Co对约0.8％Si的合金的影响，用Co替换Ni同时增加屈服强度和电导率。对于在具有约1.2％Si的合金中用Co替换Ni，与J998相比时，K003表现出屈服强度降低而电导率增加，而K004表现出屈服强度增加而电导率降低。
与Ni/Co比例为1(K001和K003)相比，具有约3的Ni/Co比例(K002和K004)产生更高的强度，特别是在较高Si含量下。Mn合金K011和K012示出了用Mn替换Ni改善强度/弯曲性能，但电导率显著降低的证据。与J994～K036和K037相比，Sn似乎提供固熔强化。
实施例2-钴改善强度
将实施例1的所选合金按表2所列时间和温度在流化床炉中进行固熔热处理。图2为实施例2的方法流程图。随后，将合金冷轧25％至0.009″，然后经历400℃～500℃的时效退火3小时。进一步冷缩减22％至0.007″后，将样品在300℃～400℃下时效退火3小时。来自代表性条件的性能列在表4中。与实施例1中的方法相比，多种情况下的弯曲性能在相似强度下略好。在此实施例中，Co(K003和K004)和Sn(K037)的添加提供了最高的合金强度增加。
Figure BPA00001185044700121
实施例3-钴和铬含量、以及(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比例
将具有表5中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。图3为实施例3的方法流程图。在900℃下均热2小时后，将它们热轧3次至1.1″(1.6″/1.35/1.1″)，在900℃下再加热10分钟，并进一步热轧3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后进行水淬。然后将淬火的板在590℃下均热6小时，修整并随后研磨以去除在热轧期间形成的表面氧化物。然后将合金冷轧至0.012″，并在表5所列温度下、在流化床炉中固熔热处理60秒。选择温度以保持相当恒定的粒径。然后使合金经历400℃～500℃的时效退火3小时，用来增加强度和电导率。随后将合金冷轧25％至0.009″，并在300℃～400℃下时效4小时。在第二时效退火后测定的性能示于表6中。由此数据集，可观察到将Co(K068)、Cr(K072)、或者Co和Cr(K070)加入至Cu-Ni-Si基础合金实现了强度、电导率和弯曲可成型性的最佳组合。也注意到强度最高的样品中具有1.2％和更高的相对较高的Si含量。虽然存在一些由Sn增强的证据，但伴随有差的弯曲可成型性。在表5中，可看出对于大多数合金，特别是K068、K070和K072，(Ni+Co)/(Si-Cr/5)的比例非常接近4。此外，对于K068和K070，Ni/Co的比例接近3。在图4中，将屈服强度相对于电导率作图，且在图5中，将屈服强度相对于弯曲可成型性作图。K068、K070和K072的值确定表现出它们性能的极好组合。
Figure BPA00001185044700131
实施例4-钴和铬对强度和可成型性的影响
将实施例3的合金按表5所列温度在流化床炉中固熔热处理60秒。图6为实施例4的方法流程图。随后，将合金冷轧25％至0.009″，然后经历400℃～500℃的时效退火3小时。在进一步冷缩减22％至0.007″后，将样品在300℃～400℃下时效退火3小时。来自代表性条件的性能列在表7中。与实施例3类似，特别注意地是合金K068、K070和K072，其显示含Co、Cr或它们组合的合金实现最高的强度水平。弯曲可成型性数据表明，均含Co的K068和K070在较高强度下具有最好的成型性。在图7中，将屈服强度相对于电导率作图，且在图8中，将屈服强度相对于弯曲可成型性作图。记录了合金K068、K070和K072的值。
Figure BPA00001185044700151
实施例5-镍：钴比例
将具有表8中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。图9为实施例5的方法流程图。这组合金是基于表5的K068、K070和K072，其中在保持化学计量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))接近4.2的同时，改变整体合金化程度和Ni/Co比例。在900℃下均热2小时后，将它们热轧3次至1.1″(1.6″/1.35/1.1″)，在900℃下再加热10分钟，并进一步热轧3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后通过水淬。随后将淬火的板在590℃下均热6小时，修整并随后研磨以去除在热轧期间形成的表面氧化物。随后将合金冷轧至0.012″，并在表8所列温度下、在流化床炉中固熔热处理60秒。选择温度以保持相当恒定的粒径。随后使合金经历450℃～500℃的时效退火3小时，用来增加强度和电导率。随后将合金冷轧25％至0.009″，并在300℃～400℃下时效4小时。在对于475℃的第一时效和300℃的第二时效的工艺的第二时效退火后测定的性能示于表9中。对于仅含Co类的组合物(K077～K085)，屈服强度值倾向于随着合金含量增加而增加。例如，Ni+Co+Cr+Si值为6.24的K078具有155ksi的屈服强度，而Ni+Co+Cr+Si值为5.22的K084具有139ksi的屈服强度。在将K077(Ni/Co比例为3.62)和K078(Ni/Co比例为3.83)与K079(Ni/Co比例为5.04)比较，以及将K080(Ni/Co比例为3.32)和K081(Ni/Co比例为3.93)与K082(Ni/Co比例为4.89)比较时，3～4的Ni/Co比例相比比例5提供更高强度。图10中屈服强度与Ni/Co比例的图示对此进行了说明，除了相比K083和K084具有更高Si含量的K085。含Co和Cr的合金K086～K094不如仅含Co的合金对整体合金化程度和Ni/Co比例敏感。仅含Cr的合金(K095～K097)也具有与其它合金类型可比的性能。
Figure BPA00001185044700171
将表8的合金以表8所列温度在流化床炉中固熔热处理60秒。随后将合金冷轧25％至0.009″，随后经历400℃～500℃的时效退火3小时。再进一步冷缩减22％至0.007″后，将样品在300℃～400℃下时效退火3小时。分别在450℃和300℃的第一和第二时效下得到的样品性能列在表10中。仅含Co的合金表现出对整体合金化程度敏感，而这种情况未在含Cr的合金中发现。屈服强度为150ksi和更高的仅含Co的合金是K077和K078，而含Cr的合金全部达到或接近此强度水平。此方法的强度-弯曲性能非常接近表9中的强度-弯曲性能。
实施例6-镍：钴比例
将具有表11中所列组成的实验用坯料在石墨坩埚中熔融并经塔曼(Tamman)法铸成钢模，其在浇铸后为4.33″×2.17″×1.02″。图11为实施例6的方法流程图。对于1％的目标Si含量和0.5％的目标Cr含量，一种合金是含Co，而另一种合金是不含Co，调节Ni含量以保持化学计量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))接近4.2。在900℃下均热2小时后，将它们热轧至0.472″，在每次热轧后在900℃下再加热10分钟。最后一次之后，将此棒进行水淬。修整和研磨至0.394″以去除表面氧化物后，将合金冷轧至0.0106″，并按表11所列时间和温度在流化床炉中进行固熔热处理。选择时间和温度以得到小于20μm的粒径。随后使合金经历450℃～500℃的时效退火3小时，用来增加强度和电导率。然后将合金冷轧25％至0.0079″，并在300℃或400℃下时效3小时。在第二时效退火后测定的性能示于表12中。通过V型块测定可成型性。数据表明，两种合金都能够实现135ksi的屈服强度，而含Co的变体BS表现出能够观察到的随时效退火温度增加而更好的抗软化性。推测变体BS略好的不良方式弯曲性是因为固熔退火后粒径稍低。
实施例7-(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比例
再次将来自表5的K068(仅含Co)、K070(Co和Cr)和K072(仅含Cr)的基本组成作为基础，铸造并加工一组合金，但此时，Si含量逐渐下降，因此将(Ni+Co)/(Si-Cr/5)的化学计量比增加至高于之前合金的3.6～4.2的范围。将三种合金类型中的每种类型的Ni和Co含量设计为恒定。将具有表11中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。K143～K146是K072的变体，K160～K163是K070的变体，且K164～K167是K068的变体。图12为实施例7的方法流程图。在900℃下均热2小时后，将它们热轧3次至1.1″(1.6″/1.35/1.1″)，在900℃下再加热10分钟，并进一步热轧3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后进行水淬。然后将淬火的板在590℃下均热6小时，随后修整并研磨以去除在热轧期间形成的表面氧化物。然后将合金冷轧至0.012″，并以表13所列温度在流化床炉中固熔热处理60秒。选择温度以保持非常恒定的粒径。随后将合金冷轧25％至0.009″，并在450℃、475℃和500℃下时效3小时。对当前实施例合金、以及K068、K070、K072、K078、K087和K089在每种时效温度后的性能列在表14中。对于每种合金类型，当化学计量比增加至高于约4.5，屈服强度降低，并在约5.5的比例时降低至小于120ksi。对于Cr合金(加上K072的数据)、Co合金(加上K068和K078的数据)和Co-Cr合金(加上K070、K087和K089的数据)分别表示在表13～15中。在Co和Cr合金中，当化学计量比增加至大于约4.5时，电导率降低，而对于同时具有Co和Cr的合金，化学计量比和电导率之间无明确关系。这被图示在图16～18中。基于此数据，显然当化学计量比保持在3.5和5.0之间时，产生最佳的屈服强度-电导率性能。
Figure BPA00001185044700201
实施例8-(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比例
将具有表15中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。图19为实施例8的方法流程图。在900℃下均热2小时后，将它们热轧3次至1.1″(1.6″/1.35″/1.1″)，在900℃下再加热10分钟，并进一步热轧3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后进行水淬。然后将淬火的板在590℃下均热6小时，随后修整并研磨以去除在热轧期间形成的表面氧化物。然后将合金冷轧至0.012″，并在950℃下的流化床炉中固熔热处理60秒。粒径范围是从6～12μm。随后使合金经历450℃或475℃的时效退火3小时，用来增加强度和电导率。随后将合金冷轧25％至0.009″，并在300℃下时效4小时。在第二时效退火后测定的性能表示在表16中。
表17具有样品在950℃下在流化床炉中固熔热处理60秒、冷轧25％至0.009″、在475℃下时效退火3小时、冷轧22％至0.007″、以及在300℃下最后退火3小时后测定的性能。结果示出了Si为1.0～1.2％、Nt/Co比例为4且化学计量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))为3.5～5.0的组成范围的生存性。此在图20和21中示出，图20和21绘出了来自表17的电导率和屈服强度数据与化学计量比的关系。这些图表明，当比例在3.0和5.0之间时，此方法可获得140ksi或更高的屈服强度、以及25％IACS或更高的电导率。未发现Cr明显影响此实施例中合金的性能。
应力松弛测试对样品K188和K205进行，样品K188和K205由研磨的热轧板冷轧至0.012″，在950℃下固熔退火60秒，冷轧25％至0.009″，并在475℃下时效退火3小时。应力松弛测试在150℃下对样品在纵向和横向上进行3000小时。表18中的结果表明，与Cr含量或样品方向无关，两种合金均在150℃下、1000小时后具有残余应力大于85％的优异应力松弛抗性。
Figure BPA00001185044700221
实施例9-Cr的效果
将具有表19中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。图22为实施例9的方法流程图。如图23中的图示说明，随后将坯料机械加工以具有锥形边缘，以在边缘产生较高的拉伸应力状态。在Cr的情况中，此状态比标准的平边缘更易于产生边缘裂缝，因此对合金化添加物更敏感。将合金在900℃下均热2小时，并轧制2次至1.12″(1.4″/1.12″)，随后进行水淬。在检查裂缝后，将棒在900℃下再加热2小时，并轧制3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后进行水淬。发现不含Cr的K224在最初几次热轧期间出现大裂缝，此裂缝在其余次热轧期间扩大。含Cr合金在热轧期间均不出现大裂缝。少数合金在最初几次后显示出被认为是由于铸造缺陷造成的小裂缝，但这些小裂缝在随后几次热轧期间不扩大。Cr的效果同样不取决于0.11％～0.55％的Cr含量。K224和K225在热轧后的边缘条件的实施例表示在图24和25中。即使加入少量Cr也会减少工厂生产中的裂缝，由此改善热轧和卷磨(coil milling)的产率。组成列于表20中的工厂铸件棒(即作为中试产品半连铸造物的棒铸件)的数据显示出Cr在防止热轧裂缝上的有益效果，并由此改善产率。表21列出了6种含Cr棒和4种无Cr棒的标准化铸造厂产率(CPY)，其中标准化CPY经如下得到：首先，根据卷磨重量(coil milled weight)与铸件块重量(cast bar weight)的比例计算单个CPY。其次，将RN 033410时具有最高CPY的棒计为100％的标准化CPY。然后，所有其它棒的标准化CPY通过用每个棒的CPY除以RN 033410的CPY来计算。与含Cr棒的82-100％CPY相比，无Cr的棒的标准化CPY是48-82％。
如图26所示，因为Cr-硅化物的磨损，所以希望限制Cr含量。图26A示出了在100gm负荷下，将工具钢球在猪油作为无Cr样品(RN033407)润滑剂的带表面上滑动3000线性英寸(带的每侧为1500英寸)的磨损，该无Cr样品在975℃下工厂固熔退火，冷轧25％，随后在450℃下时效，并用硫酸清洗，而图26B具有类似条件，但使用含Cr合金样品(RN834062)。图26中显示的球的磨光外形表明，含Cr合金产生更多磨损，导致明显较大体积的材料被从球中除去。图26中可看出含Cr合金的较大磨损痕迹。较大的磨损痕迹暗示在将合金片冲压成部件期间，将会发生大量的工具磨损。
Figure BPA00001185044700251
单次铸造操作生产出具有表21a所示组成的三种棒。表21b中给出了棒的铸造厂产率，其类似于表21的数据被标准化，其中RN033410设为100％。低Cr棒的CPY与表21的含Cr棒相比有利。这认为是由于在热轧期间，Cr即便在这些低含量下也减少裂缝。RN037969具有大于100的标准化CYP％，这是因为此棒的产率高于之前实施例中的RN033410。
Figure BPA00001185044700261
实施例10-Cr、Mn的效果
将具有表22中所列组成的一系列10磅实验用坯料在二氧化硅坩埚中熔融并经杜维利法铸成钢模，其在浇铸后为约4″×4″×1.75″。图27为实施例10的方法流程图。合金K259比实施例9中的合金含更少量的Cr，以研究Cr对热轧有益效果的下限。合金K251、K254和K260含少量Mn，以确定在本发明合金中Mn是否影响热轧性。如图23所图示，随后将坯料机械加工具有锥形边缘，以在边缘产生较高的拉伸应力状态。将合金在900℃下均热2小时，并轧制2次至1.12″(1.4″/1.12″)，随后进行水淬。在检查裂缝后，将棒在900℃下再加热2小时，并轧制3次至0.50″(0.9″/0.7″/0.5″)，随后进行水淬。将具有0.058％Cr的K259进行热轧而无边缘裂缝形成。含Mn合金、以及K261(即无Cr也无Mn)出现大边缘裂缝。因此，约0.05％的Cr加入、优选0.025～0.1％的Cr看来适合于平衡热轧性并形成导致工具磨损的磨损颗粒。
随后将淬火的棒在590℃下均热6小时，然后修整并研磨以去除在热轧期间形成的表面氧化物。随后将合金冷轧至0.012″，并以950℃在流化床炉中固熔热处理60秒。随后使合金经历475℃的时效退火3小时，用来增加强度和电导率。随后将合金冷轧25％至0.009″，并在300℃下时效3小时。或者，在固熔热处理后，将合金冷轧25％至0.009″，在475℃下时效退火3小时，冷轧22％至0.007″，并在300℃下最终退火3小时。两种方法的最终时效后的性能列在表23中。对于两种方法，通过低含量的Cr和Mn、或者无Cr和Mn，实现150ksi屈服强度和至少31％IACS的极好性能组合。在图28和29中将电导率和屈服强度相对于化学计量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))以及实施例8的数据作图，以表明比例在3.0和5.0之间时达到极好的性能。
Figure BPA00001185044700271
*比例＝(Ni+Co)/(Si-Cr/5)
实施例11-加工效果
用0.600″厚的工厂热轧卷磨板(hot rolled and coil milled plate)加工具有表20中组成的工厂铸造棒RN032037的部件(section)。将样品进一步通过图30所示的多种加工途径进行加工。方法A包括冷轧至0.012″，并在950℃下在流化床炉中固熔热处理60秒，在500℃下时效退火3小时，冷轧25％至0.009″，并在350℃下第二退火4小时。在方法B中，将金属轧制至0.050″，并进行575℃的中间罩式退火(“IMBA”)8小时。随后将样品冷轧至0.012″，并在950℃下在流化床炉中固熔热处理60秒，在500℃下时效退火3小时，冷轧25％至0.009″，在350℃下进行第二退火4小时。在方法C中，将合金轧制至0.024″，并在950℃下在流化床炉中固熔热处理60秒，随后冷轧至0.012″，并在950℃下在流化床炉中进行第二固熔热处理60秒。随后，此方法包括在500℃下时效3小时，冷轧25％至0.009″，并在350℃下进行第二退火4小时。0在方法D中，冷轧至0.012″，随后在950℃下在流化床炉中固熔热处理60秒，将合金冷轧25％至0.009″，随后在475℃下时效退火3小时，冷轧22％至0.007″，并在300℃下最后退火3小时。在方法E中，将金属轧制至0.050″，并进行575℃的中间罩式退火8小时。随后将样品轧制至0.024″，并在950℃下在流化床炉中固熔热处理60秒，随后冷轧至0.012″，并在950℃下在流化床炉中进行第二固熔热处理60秒。随后，此方法包括在500℃下时效退火3小时，冷轧25％至0.009″，并在350℃下进行第二退火4小时。
实施例12-加工效果
用0.600″厚的工厂热轧卷磨板加工具有表20中组成的工厂铸造棒RN032037的部件。系统地改变工艺变量以研究加工条件范围的基体(matrix)。图31为实施例12的的方法流程图。在冷轧至0.012″后，将样品在925、950、975和1000℃下在流化床炉中固熔热处理60秒。随后将试样在450、475、500和525℃下时效退火3小时。随后将样品冷轧至变化缩减15、25和35％的最终厚度。最后，将样品在300、325、350和375℃下进行第二时效退火4小时。表25包括具有不同固熔退火温度，而其它过程保持不变的样品性能。随着固熔温度增加，屈服强度增加，但电导率降低。此外，因为在975和1000℃退火期间产生的大粒径，所以弯曲可成型性在较高固熔退火温度下更低。因此，优选固熔退火粒径小于20μm。
当改变第一时效的温度，而保持其它加工变量不变时，发现中间时效温度导致最高的强度水平，例如对于表26所示的475和500℃时效。此外，电导率随时效温度增加而增加。因此，可调控第一时效温度以提供强度和电导率的多种理想组合。
当改变第一和第二时效之间的轧制缩减量时，发现屈服强度随缩减量的增加而增加，在此情况中至多为35％，而电导率不受影响。与从25至35％时的缩减量相比，当从15至25％时，发现强度增加较大。发现弯曲可成型性随缩减量变高而变差。可调控轧制缩减量以影响所生产材料的强度-可成型性特性。使用大于35％的轧制缩减量虽然具有较差的可成型性，但可有利于产生峰值强度。
图28表明，当其它加工变量保持不变时，第二时效退火温度对性能无较大影响。发现电导率随第二时效温度增加而增加，但程度很小。因此，较宽的操作范围可适用于本方法的该步骤。
Figure BPA00001185044700291
*未测定
Figure BPA00001185044700292
根据从0.460″降至0.012″的卷磨条件，在实验室中轧制无Cr的工厂铸造棒RN033407(表20中的组成)的样品。随后将样品在900℃下在流化床炉中固熔热处理60秒。随后将试样轧制25％至0.009″，并在425、450和475℃各个温度下时效退火4和8小时。随后将样品冷轧22％至0.007″，并进行300℃的最终退火3小时。450℃下时效8小时得到的强度和电导率最佳组合，以及在此条件和其他条件下的性能列于表28a中。将450℃/8小时的数据与表25中性能比较，很明显将固熔温度进一步降低至900℃会降低屈服强度并增加电导率，以产生140ksi和39％IACS的独特组合。此外，当与包括较高固熔退火温度的加工相比时，包括900℃固熔退火温度的加工产生改善的弯曲可成型性。
Figure BPA00001185044700301
实施例13-Si和Mg的效果
将具有表29中所列组成的实验用坯料在石墨坩埚中熔融并经塔曼法铸成钢模，其在浇铸后为4.33″×2.17″×1.02″。全部合金以具有0.5％Cr含量为目标。Si含量在1.0％和1.5％之间变化。对于1.5％的高Si变体，Ni/Co比例在4.98和11.37之间变化，并具有固定的约为4的化学计量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))。通过与BV具有相同组成但额外具有0.1％Mg的合金BW来测试Mg的影响。
图32为实施例13的的方法流程图。在900℃下均热2小时后，将它们热轧至0.472″，在每次热轧后在900℃下再加热10分钟。在最后一次后，将棒进行水淬。在修整和研磨至0.394″以去除表面氧化物后，将合金冷轧至.012″，并按表29所列时间和温度在流化床炉中进行固熔热处理。选择时间和温度以实现小于20μm的粒径。
随后将合金冷轧25％至0.009″，随后进行450℃和475℃的时效退火3小时。样品的性能列在表30中。可成型性通过V型槽块测定。随着Si含量增加，屈服强度从1.05％Si合金的121ksi增加至1.51％Si合金的135ksi。对于1.16％的Si变体，Mg引起5-7ksi的有利屈服强度。将Ni/Co比例从11.37降低至4.98增加高Si(1.5％)合金的屈服强度。通过具有0.8倍屈服强度的目标初应力的环法测试应力松弛。表31示出了变体BV、BW和BX的应力松弛数据。与BV和BW相比，因为加入Mg，所以对于150℃/1000小时的条件，应力松弛抗性从66.3％增加至86.6％，对于200℃/1000小时的条件，从48.5％增加至72.3％。含较高Si量的BX的应力松弛抗性在150℃/1000小时的条件下等于82.3％，在200℃/1000小时的条件下等于68.7％。
表29实施例13和15的合金，wt％
合金   Ni   Co   Cr   Si  Mg   比例*   Ni/Co   SA条件   粒径，μm
BU   3,08   0,69   0,57   1,05   4,03   4,46   950℃-1分钟   10-15
BV   3,51   0,75   0,49   1,16   4,01   4,68   950℃-1分钟   10-15
BW   3,52   0,78   0,51   1,16  0,11   4,06   4,51   950℃-1分钟   15
BT   4,04   1,15   0,47   1,41   3,94   3,51   975℃-1分钟   5
BX   4,89   0,43   0,50   1,48   3,86   11,37   975℃-1分钟   15-20
BY   4,48   0,90   0,51   1,51   3,82   4,98   975℃-1分钟   10
*)比例＝(Ni+Co)/(Si-Cr/5)
表30实施例13的SA-Cr-AA方法的性能
Figure BPA00001185044700311
表31实施例13的方法SA-CR 25％-AA 450℃/3小时的应力松弛
Figure BPA00001185044700321
实施例14-Si和Mg的效果
图33为本实施例14的的方法流程图。随后将实施例13的样品以22％的冷缩减量冷轧至0.007″。随后将样品在300℃～400℃下时效退火3小时。在300℃下第二时效的样品性能列在表32中。可成型性通过V型槽块测定。
最高的屈服强度通过450℃的第一时效温度实现。随着Si含量增加，屈服强度从1.05％Si合金的131ksi增加至1.51％Si合金的147ksi。对于1.16％的Si变体，Mg引起7-10ksi的有利屈服强度。使Ni/Co比例从11.37降低至4.98将对1.5％高Si合金的屈服强度增强3ksi。通过具有0.8倍屈服强度的目标初应力的环法测试应力松弛。表33示出了对于方法SA-CR-1.AA450℃-CR-2.AA 300℃的BV、BW和BX的应力松弛数据。
与BV和BW相比，因为加入Mg，所以对于150℃/1000小时的条件，应力松弛抗性从72.6％增加至85.6％，对于200℃/1000小时的条件，从55.8％增加至69.3％。含较高Si量的BX的应力松弛抗性在150℃/1000小时的条件下等于81.1％，在200℃/1000小时的条件下等于66.1％。
表32实施例14的SA-CR-1AA-CR-2AA方法的性能
Figure BPA00001185044700322
表33实施例14的应力松弛方法SA-CR-1AA450℃-CR-2AA300℃
实施例15-Si和Mg的效果
将具有表34中所列组成的实验用坯料在石墨坩埚中熔融并经塔曼法铸成钢模，其在浇铸后为4.33″×2.17″×1.02″。合金不含Cr，且具有约为4.2的化学计量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))。Ni/Co比例为约4.5。两种合金具有1.1％的目标Si含量，但Mg含量不同，且一种合金具有1.4％的Si含量和额外的Mg。图34为实施例15的的方法流程图。在900℃下均热2小时后，将它们热轧至0.472″，每次热轧后在900℃下再加热10分钟。在最后一次后，将棒进行水淬。在修整和研磨至0.394″以去除表面氧化物后，将合金冷轧至0.012″，并按表34所列时间和温度在流化床炉中进行固熔热处理。选择时间和温度以实现小于20μm的粒径。
随后将合金冷轧25％至0.009″，随后进行450℃和475℃的时效退火3小时。样品的性能列在表35中。无Cr的FL和FM的屈服强度、V型槽块测定的可成型性和电导率与具有相当的1.1％的Si含量、Ni/Co比例和化学计量比的实施例13的含Cr的BV和BW类似。如实施例13一样，加入0.1％Mg引起7-8ksi的有利屈服强度。
随着Si含量从1.17％增加至1.39％，在相同固熔退火温度下，屈服强度从126.6ksi增加至130.5ksi。对于变体FN，将固熔退火温度从950℃增加至1000℃使屈服强度增加了10ksi。
通过具有0.8倍屈服强度的目标初应力的环法测试应力松弛。表36示出了950℃固熔退火温度方法的应力松弛数据。与实施例13的含Cr的1.16％Si样品BV和BW相比，FL和FM的应力松弛稍低。与实施例13类似，加入0.1％的Mg使在150℃/1000小时的条件下的应力松弛从64.6％增加至82.7％，在200℃/1000小时的条件下的应力松弛从44.3％增加至69.2％。含Mg的1.39％Si变体的应力松弛抗性在150℃/1000小时的条件下等于84.1％，在200℃/1000小时的条件下等于65.9％。
Figure BPA00001185044700341
*)比例＝(Ni+Co)/(Si-Cr/5)
表35实施例15的SA-CR-AA方法的性能
Figure BPA00001185044700342
表36实施例15的方法SA 950℃-CR 25％-AA 450℃/3小时的应力松弛
Figure BPA00001185044700343
实施例16-Si和Mg的效果
图35为实施例16的的方法流程图。随后将实施例15的样品以22％的冷缩减量冷轧至0.007″。随后将样品在300℃～350℃下时效退火3小时。在300℃下第二时效的样品性能列在表37中。可成型性通过V型槽快测定。最高的屈服强度通过450℃的第一时效温度实现。
与FL相比，FM显示出高出11ksi的屈服强度，部分归因于Mg含量，且部分归因于略高的Si含量。无Cr的FL和FM的屈服强度、弯曲性和电导率与具有相当的Si含量、Ni/Co比例和化学计量比的实施例15的含Cr的BV和BW类似。
对于在950℃的固熔退火温度，将Si含量从1.17％增加至1.39％产生约144ksi的相同屈服强度。对于变体FN，将固熔退火温度从950℃增加至1000℃使屈服强度从143增加至158ksi。
通过具有0.8倍屈服强度的目标初应力的环法测试应力松弛。表38示出了对于方法SA 950℃-CR-1.AA 450℃-CR-2.AA 300℃的FL和FM的应力松弛数据。与实施例15的含Cr的1.16％Si样品BV和BW相比，FL和FM的应力松弛降低了2-3％。与实施例15类似，加入0.1％的Mg致使在150℃/1000小时下的应力松弛从70.0％增加至82.0％，在200℃/1000小时下的应力松弛从52.3％增加至66.9％。含Mg的1.39％Si变体的应力松弛抗性在150℃/1000时的条件下等于85.0％，在200℃/1000小时的条件下等于66.4％。
表37实施例16的SA-CR-1AA-CR-2AA方法的性能
Figure BPA00001185044700351
表38实施例16的方法SA 950℃-CR-1AA 450℃-CR-2AA 300℃的应力松弛
Figure BPA00001185044700352
图36示出了关于实施例13、14、15和16的合金和方法的90°-minBR/t BW和屈服强度之间的关系。两种方法SA-CR-AA和SA-CR-AA-CR-AA均形成具有特定可成型性-屈服强度关系的两组。实线看上去恰好为一个指引，表明随着更高的Si含量和/或加入Mg，Min BR/t和屈服强度增加。在含Cr和无Cr变体之间，屈服强度和可成型性-屈服强度关系上几乎无差异。
图37示出了关于实施例13、14、15和16的合金和方法的％IACS和屈服强度之间的关系。无Cr和含Cr合金在实现30％IACS的电导率以及高屈服强度上显示出相同能力。在相同电导率下，SA-CR-AA-CR-AA方法相比SA-CR-AA方法实现更高的屈服强度。

Claims (31)

1.一种铜基合金，具有屈服强度和电导率的改善组合，基本由：
约1.0～约6.0wt％的Ni；
至多约3.0wt％的Co；
约0.5～约2.0wt％的Si；
约0.01～约0.5wt％的Mg；
至多约1.0wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质，所述合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约25％IACS的电导率。
2.如权利要求1所述的合金，其中所述合金具有至少约30％IACS的电导率。
3.如权利要求1所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约38％IACS的电导率。
4.如权利要求1所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约143ksi的屈服强度和至少约37％IACS的电导率。
5.如权利要求1所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约157ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
6.一种铜基合金，具有屈服强度和可成型性的改善组合，基本由：
约1.0～约6.0wt％的Ni；
至多约3.0wt％的Co；
约0.5～约2.0wt％的Si；
约0.01～约0.5wt％的Mg；
至多约1.0wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质，所述合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度，以及对于良好方式弯曲和不良方式弯曲的小于4t的mbr/t。
7.如权利要求6所述的铜基合金，其中所述合金具有对于良好方式弯曲和不良方式弯曲的小于约2t的mbr/t。
8.如权利要求6所述的铜基合金，其中所述合金具有至少约25％IACS的电导率。
9.如权利要求8所述的铜基合金，其中所述合金具有至少约30％IACS的电导率。
10.一种铜基合金，具有屈服强度、电导率和可成型性的改善组合，基本由：
约1.0～约6.0wt％的Ni；
至多约3.0wt％的Co；
约0.5～约2.0wt％的Si；
约0.01～约0.5wt％的Mg；
至多约1.0wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质，(Ni+Co)/(Si-Cr/5)的比例在约3和约7之间。
11.如权利要求10所述的合金，其中所述合金被加工具有对于良好方式弯曲和不良方式弯曲的小于约4t的mbr/t。
12.如权利要求10所述的合金，其中所述合金被加工具有对于良好方式弯曲和不良方式弯曲的小于约2t的mbr/t。
13.如权利要求10所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约38％IACS的电导率。
14.如权利要求10所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约143ksi的屈服强度和至少约37％IACS的电导率。
15.如权利要求10所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约157ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
16.如权利要求1所述的铜基合金，其中所述合金为箔、线、棒或管的形式。
17.一种铜基合金，具有屈服强度、电导率和可成型性的改善组合，基本由：
约3.0～约5.0wt％的Ni；
至多约2.0wt％的Co；
约0.7～约1.5wt％的Si；
约0.03～约0.25wt％的Mg；
至多约0.6wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质，(Ni+Co)/(Si-Cr/5)的比例在约3和约7之间。
18.一种铜基合金，具有屈服强度、电导率和可成型性的改善组合，基本由：
约3.0～约5.0wt％的Ni；
至多约2.0wt％的Co；
约0.7～约1.5wt％的Si；
约0.03～约0.25wt％的Mg；
至多约0.6wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质，所述合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约25％IACS的电导率。
19.如权利要求18所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约137ksi的屈服强度和至少约38％IACS的电导率。
20.如权利要求18所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约143ksi的屈服强度和至少约37％IACS的电导率。
21.如权利要求18所述的合金，其中所述合金被加工具有至少约157ksi的屈服强度和至少约32％IACS的电导率。
22.一种铜基合金，具有屈服强度、电导率和应力松弛抗性的改善组合，基本由：
约3.5～约3.9wt％的Ni；
约0.8～约1.0wt％的Co；
约1.0～约1.2wt％的Si；
约0.05～约0.15wt％的Mg；
至多约0.1wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质，所述合金被加工具有至少约140ksi的屈服强度和至少约30％IACS的电导率。
23.如权利要求22所述的合金，其中(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比例在约3.5和约5.0之间。
24.如权利要求23所述的合金，其中Ni/Co比例在约3和约5之间。
25.如权利要求22所述的合金，其中Ni/Co比例在约3和约5之间。
26.一种制造含镍、硅、钴和铬的铜基合金的方法，包括：
熔融和铸造所述合金；
在约750℃～约1050℃热轧；
冷轧至适于固熔的规格；
将所述合金在约800℃～约1050℃下固熔退火约10秒～约1小时；
随后将所述合金淬火或快速冷却至环境温度以获得小于约20％IACS(11.6MS/m)的电导率和约5～20μm的等轴粒度；
将所述合金冷轧使厚度缩减0～约75％；
将所述合金在约300～约600℃下经历硬化退火约10分钟～约10小时；
随后将所述合金冷轧使厚度缩减约10～约75％至最终规格；
使所述合金在250～约500℃下经历第二时效硬化退火约10分钟～约10小时至完成。
27.如权利要求26所述的方法，进一步包括在所述热轧后的中间再结晶退火。
28.如权利要求26所述的方法，其中所述合金基本由：
约1.0～约6.0wt％的Ni；
至多约3.0wt％的Co；
约0.5～约2.0wt％的Si；
约0.01～约0.5wt％的Mg；
至多约1.0wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，
余量为铜和杂质。
29.如权利要求28所述的方法，其中所述合金基本由：
约3.0～约5.0wt％的Ni；
至多约2.0wt％的Co；
约0.7～约1.5wt％的Si；
约0.03～约0.25wt％的Mg；
至多约0.6wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn组成，余量为铜和不可避免的杂质。
30.如权利要求29所述的方法，其中(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比例在约3和约7之间。
31.如权利要求29所述的方法，其中所述合金包括：
约3.5～约3.9wt％的Ni；
约0.8～约1.0wt％的Co；
约1.0～约1.2wt％的Si；
约0.05～约0.15wt％的Mg；
至多约0.1wt％的Cr；
至多约1.0wt％的Sn和至多约1.0wt％的Mn，
余量为铜和杂质。
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