CN103052728A

CN103052728A - 电子材料用Cu-Co-Si系合金

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Publication number: CN103052728A
Application number: CN2011800408744A
Authority: CN
Inventors: 冈藤康弘
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2010-08-24
Filing date: 2011-08-24
Publication date: 2013-04-17
Anticipated expiration: 2031-08-24
Also published as: KR20150126064A; EP2607508A4; WO2012026488A1; EP2607508B1; JP4834781B1; KR101917416B1; US10056166B2; TWI429764B; TW201209181A; JP2012046774A; KR20130059412A; US20130209825A1; CN103052728B; EP2607508A1

Abstract

本发明是以提供导电性、强度和弯曲加工性的均衡得到了改良的Cu-Co-Si系合金为目的的电子材料用铜合金，其含有0.5～3.0质量%Co、和0.1～1.0质量%Si，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成，Co和Si的质量%比（Co/Si）为3.5≦Co/Si≦5.0，在与轧制方向平行的截面中粒径为1～50nm的范围的第二相粒子的平均粒径为2～10nm，且该第二相粒子之间的平均距离为10～50nm。

Description

电子材料用Cu-Co-Si系合金

技术领域

本发明涉及析出固化型铜合金，尤其是涉及适用于各种电子部件的Cu-Co-Si系合金。

背景技术

对于连接器、开关、继电器、引脚(pin)、端子、引线框架等各种电子部件中使用的电子材料用铜合金，作为基本特性，要求兼具高强度和高导电性(或导热性)。近年来，电子部件的高集成化和小型化、薄壁化快速发展，与此相对应，对电子设备部件中使用的铜合金的要求水平也越来越高。特别地，对于在活动连接器等中使用的铜合金，为了进行高电流化，且不使连接器大型化，即使厚壁化（0.3mmt以上）也具有良好的弯曲性，期望60%（65）IACS以上的导电率和650MPa左右以上的0.2%屈服强度。

作为兼具较高的导电性、强度和弯曲加工性的代表性铜合金，一直以来已知有通常被称作Corson系铜合金的Cu-Ni-Si系合金。在该铜合金中，通过使微细的Ni-Si系金属间化合物粒子在铜基质中析出，来谋求强度和导电率的提高。但是，Cu-Ni-Si系难以在保持高强度的同时达到60% IACS以上的导电率，所以Cu-Co-Si系合金受到关注。Cu-Co-Si系合金由于钴硅化物(Co₂Si)的固溶量少，所以具有比Cu-Ni-Si系的铜合金更可以实现高导电化的优点。

作为对Cu-Co-Si系铜合金的特性影响较大的工序，例如有固溶化处理、时效处理、最终轧制加工度，其中时效条件是对钴硅化物的析出物的分布、大小影响较大的工序之一。

专利文献1（日本特开平9-20943号公报）中记载着以实现高强度、高导电性、和高弯曲加工性为目的而开发的Cu-Co-Si系合金，作为该铜合金的制造方法，记载着热轧后，实施85%以上的冷轧，在450～480℃进行5～30分钟的退火后，实施30%以下的冷轧，进一步在450～500℃进行30～120分钟时效处理的方法。

专利文献2 (日本特开2008-56977号公报)中记载着：着眼于铜合金的组成、以及铜合金中析出的夹杂物的大小和总量的Cu-Co-Si系合金，记载着在固溶处理后实施在400℃～600℃加热2小时～8小时的时效处理。

在专利文献3 (日本特开2009-242814号公报)中，作为可以稳定实现Cu-Ni-Si系中难以实现的50% IACS以上的高导电率的析出型铜合金材料，例示有Cu-Co-Si系合金。其中记载着：面削后在400～800℃下实施5秒～20小时的时效处理，依次进行50～98%的冷轧、在900℃～1050℃的固溶处理、和400～650℃的时效热处理的方法。

专利文献4 (WO2009-096546号)中记载着Cu-Co-Si系合金，其特征在于：包含Co和Si这两者的析出物的大小为5～50 nm。记载有固溶重结晶热处理后的时效处理优选在450～600℃下进行1～4小时。

专利文献5 (WO2009-116649号)中记载着：强度、导电率和弯曲加工性优异的Cu-Co-Si系合金。在该文献的实施例中记载着：在525℃下进行120分钟的时效处理，从室温起直至达到最高温度的升温速度处于3～25℃/分钟的范围内，降温是在炉内以1～2℃/分钟的范围进行冷却，直至300℃。

专利文献6（WO2010-016428号）中记载着：通过将Co/Si比调整至3.5～4.0，可以提高Cu-Co-Si系合金的强度、导电率和弯曲加工性。记载了对于重结晶热处理后实施的时效热处理，形成在400～600℃的温度下进行30～300分钟（实施例中为525℃×2小时）的加热条件，使升温速度为3～25K/分钟，使降温速度为1～2K/分钟。另外，作为弯曲性的评价，对于90度W弯曲进行R/t＝0下的评价、对于180度弯曲进行R/t＝0.5下的评价，GW和BW的任一者如果弯曲，则为○，也包含GW为○、但BW为×的结果，不能评价正确的R/t。另外，评价厚度薄至0.2mmt，不能与0.3mmt等的厚壁化相对应。

[现有技术文献]

[专利文献]

[专利文献1]　日本特开平9-20943号公报

[专利文献2]　日本特开2008-56977号公报

[专利文献3]　日本特开2009-242814号公报

[专利文献4]　国际公开第2009-096546号

[专利文献5]　国际公开第2009-116649号

[专利文献6]　国际公开第2010-016428号。

发明内容

如此，对于Cu-Co-Si系合金的特性改良提出了各种提案，但不能确立最佳的时效处理条件，以钴硅化物为代表的第二相粒子的析出状态仍有改善的空间。WO2009-096546号中记载了对有助于强度等的第二相粒子的大小进行控制，但实施例中记载的仅是在10万倍的倍率下的观察结果，以这样的倍率难以正确地测量10nm以下的微细的析出物的大小。另外，WO2009-096546号中记载了析出物的大小为5～50nm，但在发明例中记载的析出物的平均大小全部为10nm以上。

因此，本发明的课题在于提供通过改善第二相粒子的析出状态，而使导电性、强度和弯曲加工性的均衡得到改良的Cu-Co-Si系合金。

本发明者使用透射型电子显微镜（TEM）以100万倍的倍率对1～50nm左右的超微细的第二相粒子的分布与合金特性的关系进行了努力研究，结果发现这种超微细的第二相粒子的粒径和第二相粒子之间的距离给合金特性带来有统计学意义的影响。可知通过利用适当的时效处理来控制第二相粒子的平均粒径和第二相粒子之间的平均距离，可以改良Cu-Co-Si系合金的导电性、强度和弯曲加工性的均衡。

以上述知识为基础而完成的本发明的一个侧面是电子材料用铜合金，其含有0.5～3.0质量%Co、和0.1～1.0质量% Si，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成，Co和Si的质量%比（Co/Si）为3.5≦Co/Si≦5.0，在与轧制方向平行的截面中，粒径为1～50nm的范围的第二相粒子的平均粒径为2～10nm，且该第二相粒子之间的平均距离为10～50nm。

本发明的电子材料用铜合金的另一实施方式中，相对于轧制方向平行的截面中的平均结晶粒径为3～30μm。

本发明的电子材料用铜合金的进而另一实施方式中，进一步含有选自Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和Fe中的至少1种的合金元素，且该合金元素的总量为2.0质量%以下。

另外，本发明在另一侧面，为将本发明的电子材料用铜合金加工而得的伸铜制品。

另外，本发明在进而另一侧面，为具有本发明的电子材料用铜合金的电子部件。

根据本发明，可得到强度、导电性和弯曲加工性的均衡提高了的Cu-Co-Si系合金。

附图的简单说明

[图1]是对于通过1级时效处理制造的发明例No.1～11和比较例No.34～39，描绘导电率（EC）和0.2%屈服强度（YS）的关系的图。

[图2]是对于通过2级时效处理制造的发明例No.12～22和比较例No.40～41，描绘导电率（EC）和0.2%屈服强度（YS）的关系的图。

[图3]是对于通过3级时效处理制造的发明例No.23～33和比较例No.42～43，描绘导电率（EC）和0.2%屈服强度（YS）的关系的图。

[图4]是以x轴为材料的保持温度（℃）、以y轴为保持温度的保持时间（h），将时效处理的合适条件的界线形成曲线图而成的图。

具体实施方式

（组成）

本发明的电子材料用铜合金具有下述组成，即，其含有0.5～3.0质量%Co、和0.1～1.0质量%Si，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成，Co和Si的质量%比（Co/Si）为3.5≦Co/Si≦5.0。

当Co的添加量过少时，不能得到作为连接器等的电子部件材料所需要的强度，另一方面，如果过多，则铸造时生成结晶相，形成铸造裂纹的原因。另外，引起热加工性的降低，形成热轧裂纹的原因。因此Co的添加量为0.5～3.0质量%。优选的Co的添加量为0.7～2.0质量%。

Si的添加量如果过少，则不能得到作为连接器等的电子部件材料所需要的强度，另一方面，如果过多，则导电率的降低显著。因此，Si的添加量为0.1～1.0质量%。优选的Si的添加量为0.15～0.6质量%。

对于Co和Si的质量比（Co/Si），与强度的提高相关的作为第二相粒子的钴硅化物的组成为Co₂Si，以质量比计为4.2可最高效地提高特性。如果Co和Si的质量比过于远离该值，则任一元素都过量地存在，但过量元素与强度提高不相关，除此以外还伴随导电率的降低，因此不合适。因此，本发明中，使Co和Si的质量%比为3.5≦Co/Si≦5.0，优选为3.8≦Co/Si≦4.5。

在添加规定量的选自Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和Fe中的至少1种元素作为其它添加元素时，根据添加元素，具有改善强度、导电率、弯曲加工性、进一步改善镀敷性或由铸锭组织的微细化导致的热加工性等的效果。该情况下的合金元素的总量如果过量，则导电率的降低、制造性的劣化变得显著，因此最大为2.0质量%、优选最大为1.5质量%。另一方面，为了充分得到所需的效果，优选使上述合金元素的总量为0.001质量%以上，更优选为0.01质量%以上。

另外，对于各合金元素，上述合金元素的含量优选最大为0.5质量%。这是因为各合金元素的添加量超过0.5质量%时，不仅上述效果不能变得更好，而且导电率的降低、制造性的劣化变得显著。

（第二相粒子）

在本发明中，“第二相粒子”是指与母相具有不同组成的粒子整体，除了用Co和Si的金属间化合物（钴硅化物）构成的第二相粒子，还包含除Co和Si以外还含有其它添加元素、不可避免的杂质的第二相粒子。

在本发明中，在与轧制方向平行的截面中，着眼于粒径为1～50nm的范围的第二相粒子，规定其平均粒径和粒子间的平均距离。通过控制这种超微细的第二相粒子的粒径和第二相粒子之间的距离，合金特性得到提高。

具体地，在与轧制方向平行的截面中，粒径为1～50nm的范围的第二相粒子的平均粒径如果过大，则有不能得到充分的强度的倾向，相反如果过小，则有不能得到充分的导电率的倾向。因此，该平均粒径优选控制为2～10nm，更优选控制为2～5nm。

另外，不仅平均粒径，控制该第二相粒子之间的平均距离也是重要的。如果减小第二相粒子之间的平均距离，则可以得到高的强度，优选使第二相粒子之间的平均距离为50nm以下，更优选30nm以下。下限是可析出的添加元素的量和析出物的直径至10nm。

在本发明中，第二相粒子的平均粒径根据以下的工序进行测定。利用透射电子显微镜以100万倍进行拍照，以使1～50nm的第二相粒子含有100个以上，测定各粒子的长径，用其合计除以粒子个数，将所得的数值作为平均粒径。长径是指在观察视野中对于各第二相粒子，将在粒子的轮廓线上的最远的2点连接的线段的长度。

在本发明中，第二相粒子之间的平均距离通过以下的工序测定。利用透射电子显微镜以100万倍进行拍照，以使1～50nm的第二相粒子含有100个以上，通过使观察视野内的第2相粒子个数÷（观察面积×试样厚度）乘以1/3来求得。

（结晶粒径）

晶粒给强度带来影响，强度与晶粒的-1/2乘方呈比例这样的霍尔佩奇法则通常成立，因此优选晶粒是小的。但是，对于析出强化型的合金，需要注意第二相粒子的析出状态。在时效处理中，在晶粒内析出的第二相粒子有助于强度提高，但在结晶粒界析出的第二相粒子几乎无助于强度提高。因此，晶粒越小，析出反应中的粒界反应的比例越高，因此无助于强度提高的粒界析出是主导的，结晶粒径小于3μm时，不能得到所需的强度。另一方面，粗大的晶粒使弯曲加工性降低。

因此，从得到所需的强度和弯曲加工性的角度考虑，优选平均结晶粒径为3～30μm。进一步地，从兼顾高强度和良好的弯曲加工性这两者的角度考虑，更优选将平均结晶粒径控制为5～15μm。

（强度、导电性和弯曲加工性）

本发明的Cu-Co-Si系合金在一实施方式中，0.2%屈服强度（YS）为500～600MPa，且导电率可具有65～75%IACS，优选0.2%屈服强度（YS）为600～650MPa，且导电率可具有65～75%IACS，更优选0.2%屈服强度（YS）为650MPa以上，且导电率可具有65%IACS以上。

本发明的Cu-Co-Si系合金在一实施方式中，对于0.3mm的厚度，使用W字型的模具进行Badway（弯曲轴与轧制方向为同一方向）的W弯曲试验，用在弯曲部分不发生裂纹的最小弯曲半径（MBR）除以板厚（t），可使作为上述所得值的MBR/t为1.0以下，优选为0.5以下，更优选为0.1以下。

（制造方法）

接着对于本发明的铜合金的制造方法进行说明。

本发明的铜合金除了对于一部分的工序进行钻研以外，还可以通过采用Corson系合金的制造工序来制造。

对Corson系铜合金的普通制造工序进行概述。首先使用大气熔化炉将电解铜、Co、Si等原料熔化，得到所期望的组成的熔融液。然后，将该熔融液铸造成铸锭。之后，进行热轧，反复进行冷轧和热处理，精加工成具有所期望的厚度和特性的条或板。热处理有固溶处理和时效处理。在固溶处理中，使硅化物（例：Co-Si系化合物）固溶于Cu基质中，同时使Cu基质重结晶。有时还以热轧来兼作固溶处理。在时效处理中，使通过固溶处理而固溶的硅化物（例：Co-Si系化合物）以微细粒子的形式析出。在该时效处理中，强度和导电率提高。在时效后进行冷轧，然后进行消除应力退火。在上述各工序之间，可以适当进行用于去除表面的氧化皮的磨削、研磨、喷丸酸洗等。并且，固溶处理后，可依次进行冷轧、时效处理。

对于上述普通的制造工序，在制造本发明的铜合金方面需要留意以下方面。

铸造时的凝固过程中的粗大的结晶物会在其冷却过程中不可避免地生成粗大的析出物，所以在之后的工序中必需使这些粗大结晶物・析出物固溶于母相中。因此，优选在热轧中使材料温度为950℃～1070℃进行1小时以上，为了更为均质地进行固溶，优选在3～10小时加热后进行。950℃以上这样的温度条件与其它Corson系合金的情况相比，为高的温度设定。热轧前的保持温度小于950℃时，固溶不充分，超过1070℃时，材料有熔化的可能性。

热轧时，材料温度小于600℃时，固溶的元素的析出变得显著，因此难以得到高的强度。另外，为了进行均质的重结晶化，优选使热轧结束时的温度为850℃以上。由此，热轧时的材料温度优选为600℃～1070℃的范围，更优选为850～1070℃的范围。在热轧结束后的冷却过程中，优选尽可能使冷却速度快，抑制第二相粒子的析出。作为加快冷却的方法，有水冷的方法。

进行热轧后，适当使退火（包含时效处理、重结晶退火）和冷轧反复进行后实施固溶处理。对于固溶处理，重要是通过充分的固溶而减少粗大的第二相粒子的数目，且防止晶粒粗大化。具体地，固溶处理温度设定为850℃～1050℃，使第二相粒子固溶。固溶处理后的冷却也优选是快速的，具体地，期望是10℃/sec以上。

另外，材料温度保持在最高到达温度的合适的时间根据Co和Si浓度、以及最高到达温度而有所不同，为了防止由重结晶和之后的晶粒生长导致的晶粒的粗大化，典型地是将材料温度保持在最高到达温度的时间控制为480秒以下、优选240秒以下、进一步优选120秒以下。其中，如果材料温度保持在最高到达温度的时间过于短，则有时不能减少粗大的第二相粒子的数目，因此优选为10秒以上，更优选为30秒以上。

固溶处理工序后进行时效处理。在制造本发明的铜合金方面，期望严格地控制时效处理的条件。这是因为时效处理给第二相粒子的分布状态的控制带来最大的影响。对于具体的时效处理条件，以下进行说明。

首先，材料温度从350℃达到保持温度为止时的升温速度如果过高，则析出位点少，因此第二相粒子的数目变少，第二相粒子的粒子间距离易于变大。另一方面，如果过低，则升温中第二相粒子变大。因此，上述升温速度为10～160℃/h、优选为10～100℃/h、更优选为10～50℃/h。升温速度由（保持温度－350℃）/（材料温度从350℃上升至保持温度为止所需要的时间）给出。

接着，将材料的保持温度（℃）设为x、保持温度的保持时间（h）设为y时，设定保持温度和保持时间，以满足下式：4.5×10¹⁶×exp（-0.075x）≦y≦5.6×10¹⁸×exp（-0.075x）。如果y＞5.6×10¹⁸×exp（-0.075x），则有第二相粒子过于生长，平均粒径超过10nm的倾向，如果4.5×10¹⁶×exp（-0.075x）＞y，则有第二相粒子的生长不充分，平均粒径小于2nm的倾向。

对于时效处理，优选设定保持温度和保持时间，以满足下式：4.5×10¹⁶×exp（-0.075x）≦y≦7.1×10¹⁷×exp（-0.075x）。在该条件下实施时效处理时，第二相粒子的平均粒径易于在2～5nm的范围。

图4中，以x轴为材料的保持温度（℃），以y轴为保持温度的保持时间（h），将上式表示为曲线图。

最后，通过使材料温度从保持温度降低至350℃时的降温速度降低，可预计导电率的增加。但是，如果过于低，则强度降低。因此，上述降温速度为5～200℃/h，优选为10～150℃/h，更优选为20～100℃/h。降温速度由（保持温度－350℃）/（开始降温后，材料温度从保持温度降低至350℃为止所需的时间）给出。

并且，以固溶化、冷轧、时效处理的顺序实施时，时效处理前施加变形，析出速度快，因此优选将时效温度降低加工度（%）×2℃左右。

时效处理进行多级时效时，可进一步得到良好的特性。

作为详细的条件，优选是将第1级的时效处理以上述条件进行后，使级间的温度差为20℃～100℃、各级的保持时时间为3～20h，朝向低温侧进行多级时效。

将级间的温度差设定为20℃～100℃，这是因为如果温度差小于20℃，则第二相粒子过于生长，强度降低，另一方面，如果温度差超过100℃，则析出速度过于慢，效果小。级间的温度差优选为30～70℃，更优选为40～60℃。例如将第1级的时效处理在480℃进行时，可以将第2级的时效处理在作为比上述温度低20～100℃的保持温度的380～460℃下进行。第3级以后也同样。并且，即使进行保持温度小于350℃的时效处理，第二相粒子的分布状态也几乎没有变化，因此不需要将时效处理的级数设定为需要以上的多的级数。合适的级数为2级或3级，更优选是3级。

将各级的保持时间设定为3～20h，这是因为保持时间小于3h时，不能得到效果，另一方面，如果超过20h，则时效时间过于变长，制造成本增加。保持时间优选为4～15h，更优选为5～10h。

对于材料温度从保持温度降低至350℃时的降温速度如前所述，即使对于进行多级时效的情况，材料温度为350℃以上时，也优选以同样的降温速度进行。进行多级时效时的降温速度由（第1级的保持温度－350℃）/（第1级结束后开始降温后，材料温度从保持温度降低至350℃所需要的时间－各级的保持时间）给出。即，将各级的保持时间从降温时间中扣除来计算降温速度。

时效处理后，根据需要进行冷轧。轧制加工度优选为5～40%。冷轧后根据需要进行消除应力退火。优选退火温度为300～600℃下进行5秒～10小时。

本发明的Cu-Si-Co系合金可以加工成各种伸铜制品，例如板、条、管、棒和线，进而，本发明的Cu-Si-Co系铜合金可用于引线框架、连接器、引脚、端子、继电器、开关、二次电池用箔材等电子部件等。

实施例

以下同时给出本发明的实施例和比较例，但提供这些实施例是为了更好地理解本发明及其优点，其意图并不在于限定发明。

＜例1＞

将具有下述成分组成的Cu-Co-Si系铜合金用高频熔化炉在Ar氛围中、1300℃进行熔制，铸造成厚度为30mm的铸锭，所述成分组成是含有表1记载的质量浓度的Co和Si，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成。

接着，将该铸锭加热至1000℃，保持3小时后，热轧至板厚10mm。热轧结束时的材料温度为850℃。然后，进行水冷。

接着，将第一时效处理在材料温度为600℃、加热时间为10小时的条件下实施。

接着，将第一冷轧以95%以上的加工度实施。

接着，对于Co浓度为0.5～1.0质量%的情况，以材料温度850℃、加热时间100秒的条件实施固溶处理，对于Co浓度为1.2质量%的情况，以材料温度900℃、加热时间100秒的条件实施固溶处理，对于Co浓度为1.5～1.9质量%的情况，以加热温度950℃、加热时间100秒的条件实施固溶处理，对于Co浓度为2.0质量%以上的情况，以加热温度1000℃、加热时间100秒的条件实施固溶处理，然后进行水冷。

接着，在表1中记载的条件下实施第二时效处理。

接着，在压下率为20%的条件下实施第二冷轧，得到板厚0.3mm和板厚0.2mm这两种的片。

最后，在材料温度400℃、加热时间30秒的条件下实施消除应力退火，形成各试验片。同一编号的试验片中存在板厚0.2mm和板厚0.3mm这两种的试验片。

并且，在各工序之间进行适当的面削、酸洗、脱脂。

[表1]

对于这样得到的各试验片，如以下这样进行各种特性评价。

（1）0.2%屈服强度（YS）和抗拉强度（TS）

按照JIS-Z2241进行轧制平行方向的拉伸试验，测定0.2%屈服强度（YS：MPa）和抗拉强度（TS）；MPa。

（2）导电率（EC）

进行利用了双电桥的体积电阻率测定，求得导电率（EC：%IACS）。

（3）平均结晶粒径（GS）

将试验片埋入树脂，以使观察面为相对于轧制方向平行的厚度方向的截面，将观察面利用机械研磨进行镜面加工，接着在相对于水100容量份、以质量浓度36%的盐酸为10容量份的比例混合而成的溶液中，以相对于该溶液的重量为5%的重量溶解氯化铁。在这样形成的溶液中，将试样浸渍10秒，使金属组织露出。接着将该金属组织用光学显微镜放大至100倍，拍摄观察视野0.5mm²的范围的照片。接着，基于该照片，对于各结晶求得各个晶粒的轧制方向的最大直径和厚度方向的最大直径的平均，对于各观察视野算出平均值，进一步将观察视野15处的平均值作为平均结晶粒径。

（4）弯曲加工性

＜W弯曲＞

将厚度为0.2mm和0.3mm的试样切成宽度100mm、长度200mm的片，使用该片作为弯曲用试验片。使用W字型的模具作为试验片，进行Badway（弯曲轴与轧制方向为同一方向）的W弯曲试验，求得用在弯曲部分不产生裂纹的最小弯曲半径（MBR）除以板厚（t）而得的值，即MBR/t。

＜180°弯曲＞

将厚度为0.2mm的试样切成宽度为100mm、长度为200mm的片，使用该片作为弯曲用试验片。以规定的弯曲半径（R）沿Badway弯曲至170°左右后，形成弯曲内侧半径（R）的2倍的夹持物，挤压弯曲至180°，进行180°弯曲试验，求得用在弯曲部分不发生裂纹的最小弯曲半径（MBR）除以板厚（t）而得的值，即MBR/t。

（5）粒径为1～50nm的范围的第二相粒子的平均粒径和平均距离

使用各试验片的一部分，利用双喷射式电解研磨装置进行厚度为10～100nm的观察用试样的制作，通过透射型电子显微镜（HITACHI-H-9000）按照前述的方法进行测定。将10个视野的平均值作为测定值。

在本实施例中，使用在透射型电子显微镜的试样制作中一般使用的电解研磨法，也可以进行利用了FIB（Focused Ion Beam：聚焦离子束）的薄膜制作来测定。

结果示于表2。以下进行各试验片的结果说明。

No.1～33为发明例，在固溶处理后进行的第2时效处理条件是合适的，因此强度、导电率、和弯曲加工性的均衡优异。另外，可知通过增加时效处理的级数，该均衡进而提高。特别是对于弯曲性，在厚度为0.2mm时的评价结果是MBR/t＝0，即使是0.3mm这样厚的板厚，也可以得到良好的结果。

另一方面，对于No.34，时效处理时的温度低，时间也短，因此第二相粒子的生长不充分，平均粒径为2nm以下。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

对于No.35，时效处理时的温度高，时间也长，因此第二相粒子过于生长，平均粒径为10nm以上。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

对于No.36，时效处理时的升温速度过低，因此升温中第二相粒子过于生长，平均粒径为10nm以上。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

对于No.37，时效处理时的升温速度过高，因此析出位点的数量变少，粒子间距离为50nm以上。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

对于No.38和No.39，时效处理时的升温速度过高，因此析出位点的数量变少，粒子间距离为50nm以上。因此，与发明例相比，弯曲性差。

No.40是相对于No.34追加了第二级的时效处理的例子，但由于第一级的时效处理时的温度低，时间也短，因此第二相粒子的生长不充分，平均粒径为2μm以下。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

No.41是相对于No.35追加了第二级的时效处理的例子，但由于第一级的时效处理时的温度高，时间也长，因此第二相粒子过于生长，平均粒径为10μm以上。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

No.42是相对于No.34追加了第二级和第三级的时效处理的例子，但由于第一级的时效处理时的温度低，时间也短，因此第二相粒子的生长不充分，粒径为2μm以下。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

No.43是相对于No.35追加了第二级和第三级的时效处理的例子，但由于第一级的时效处理时的温度高，时间也长，因此第二相粒子过于生长，平均粒径为10μm以上。因此，与发明例相比，特性的均衡差。

[表2]

＜例2＞

对于具有含有表3中记载的质量浓度的Co、Si和其它元素、剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成的成分组成的Cu-Co-Si系铜合金，利用与例1的No.27同样的制造方法制造试验片。对于所得的试验片，与例1同样地进行特性评价。结果示于表4。可知即使添加各种元素，也不能得到本发明的效果。

[表3]

[表4]

＜例3＞

对于具有含有表5中记载的质量浓度的Co、Si，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成的成分组成的Cu-Co-Si系铜合金，到第一时效处理为止用与例1的No.5相同的制造方法实施，在第一时效处理后以95%以上的加工度实施第一冷轧。

接着，在材料温度900℃、加热时间100秒的条件下实施固溶处理，然后进行水冷。

接着，以表5中记载的规定的加工度进行第二冷轧，然后进行第二时效处理，制造板厚为0.2mm和板厚为0.3mm的试验片。并且，在各工序之间进行适当的面削、酸洗、脱脂。

对于所得的试验片，与例1同样地进行特性评价。结果示于表6。可知即使改变时效处理和冷轧的顺序，通过将时效温度降低加工度×2℃进行时效处理，也可得到本发明的效果。

[表5]

[表6]

Claims

1.电子材料用铜合金，其含有0.5～3.0质量%Co、和0.1～1.0质量% Si，剩余部分由Cu和不可避免的杂质构成，Co和Si的质量%比（Co/Si）为3.5≦Co/Si≦5.0，在与轧制方向平行的截面中，粒径为1～50nm的范围的第二相粒子的平均粒径为2～10nm，且该第二相粒子之间的平均距离为10～50nm。

2.根据权利要求1所述的电子材料用铜合金，其中，相对于轧制方向平行的截面中的平均结晶粒径为3～30μm。

3.根据权利要求1或2所述的电子材料用铜合金，其中，进一步含有选自Ni、Cr、Sn、P、Mg、Mn、Ag、As、Sb、Be、B、Ti、Zr、Al和Fe中的至少1种的合金元素，且该合金元素的总量为2.0质量%以下。

4.伸铜制品，其将权利要求1～3中任一项所述的电子材料用铜合金进行加工而得。

5.电子部件，其具有权利要求1～3中任一项所述的电子材料用铜合金。