CN104769139B

CN104769139B - Cu‑Be合金及其制造方法

Info

Publication number: CN104769139B
Application number: CN201380056659.2A
Authority: CN
Inventors: 三浦博己; 村松尚国
Original assignee: NGK Insulators Ltd; University of Electro Communications NUC
Current assignee: NGK Insulators Ltd; University of Electro Communications NUC
Priority date: 2012-11-02
Filing date: 2013-10-23
Publication date: 2017-06-09
Anticipated expiration: 2033-10-23
Also published as: WO2014069303A1; EP2915891A4; EP2915891A1; JP6300375B2; KR20150053814A; KR101717386B1; US10094002B2; EP2915891B1; CN104769139A; JPWO2014069303A1; US20150225817A1

Abstract

本发明的Cu‑Be合金为含有Co的Cu‑Be合金，其中，Co的含量为0.005质量％以上0.12质量％以下，且能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu‑Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。此外，本发明的Cu‑Be合金的制造方法包含：对含有0.005质量％以上0.12质量％以下的Co和1.60质量％以上1.95质量％以下的Be的Cu‑Be合金原料进行固溶处理，得到固溶处理材的固溶处理工序。

Description

Cu-Be合金及其制造方法

技术领域

本发明涉及Cu-Be合金及其制造方法。

背景技术

以往，Cu-Be合金作为兼顾高强度和高导电性的实用合金，广泛地使用于电子部件、机械部件中。这样的Cu-Be合金例如通过在熔化铸造后反复进行在热态、冷态下的塑性加工和退火处理，然后依次进行固溶处理、冷加工、时效硬化处理来得到(参照专利文献1、2)。然而，在Cu-Be合金的时效硬化处理中，有时会因晶界反应导致Cu-Be化合物不连续地析出到晶界，因此有时会导致机械强度降低。于是，为了抑制机械强度的降低，提出有添加Co的方案(参照非专利文献1～3)。通过添加Co，能够抑制时效硬化处理时的晶界反应，并抑制Cu-Be化合物不连续地析出到晶界。此外，通过添加Co，能够防止在铸造、热加工、退火、固溶处理等中结晶粒的粗大化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特公平7-13283号公报

专利文献2：日本专利第2827102号

非专利文献

非专利文献1：森永、后藤、高桥，日本金属学会誌(日本金属学会志)，24卷，12号(1960)777-781

非专利文献2：三岛、大久保，伸銅技術研究会誌(伸铜技术研究会志)，5卷，1号(1966)112-118

非专利文献3：椿野、野里、三谷，日本金属学会誌(日本金属学会志)，44卷，10号(1980)1122-11

发明内容

发明所要解决的问题

然而，对于Cu-Be合金中添加Co而得的合金，其机械强度尚不够充分，期望进一步提高机械强度。

本发明是鉴于这样的问题而完成的，其主要目的在于，提供能够提高机械强度的Cu-Be合金及其制造方法。

用于解决问题的手段

为了实现上述目的，本发明人等制作了如下那样的Cu-Be合金，该Cu-Be合金含有0.12质量％以下的Co，且能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。并且，将该Cu-Be合金在冷态进行强加工，并进行了时效硬化处理，结果发现能够提高机械强度，以至完成本发明。

即，本发明的Cu-Be合金为含有Co的Cu-Be合金，上述Co的含量为0.005质量％以上0.12质量％以下，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。

此外，本发明的Cu-Be合金的制造方法包含：对含有0.005质量％以上0.12质量％以下的Co和1.60质量％以上1.95质量％以下的Be的Cu-Be合金原料进行固溶处理，从而得到固溶处理材的固溶处理工序。

发明的效果

本发明可以提供能够提高机械强度的Cu-Be合金及其制造方法。其理由可以推测如下。以往的Cu-Be合金中，由于散布有粗大的Cu-Co系化合物，从而该Cu-Co系化合物成为断裂的起点，而不能得到充分的机械强度。实际上，在对以往的添加有Co的Cu-Be合金的断裂面进行确认时，可确认到粗大的Cu-Co系化合物的存在。相对于此，在本发明中，几乎不存在会成为断裂的起点那样的粗大的Cu-Co系化合物，因此，可推测为能够抑制拉伸强度等机械强度的降低。

附图说明

图1为表示锻造方法的一个示例的说明图。

图2为由锻造引起的工件组织的变化的说明图。

图3为实验例1的固溶处理材的TEM照片。

图4为比较例3的固溶处理材的TEM照片。

具体实施方式

本发明的Cu-Be合金是含有Co的Cu-Be合金。Co的含量为0.005质量％以上0.12质量％以下即可，也可为0.005质量％以上且小于0.05质量％。如果Co的含量为0.005质量％以上，则能够得到添加Co的效果，即，抑制Cu-Be化合物不连续地析出到晶界，或防止结晶粒的粗大化这样的效果。此外，如果Co的含量为0.12质量％以下，则由于几乎不存在粗大的Cu-Co系化合物，因此能够提高机械强度。Be的含量没有特别限定，但优选为1.60质量％以上1.95质量％以下，更优选为1.85质量％以上1.95质量％以下。这是因为，如果为1.60质量％以上，则能够期待通过时效硬化处理带来的提高机械强度的效果，如果为1.95质量％以下，则难以生成粗大的Cu-Co系化合物。

该Cu-Be合金中，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。这样的合金，由于可能成为断裂的起点的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的存在比例少，因此能够提高机械强度。在此，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物，其数量为5个以下即可，优选为4个以下，更优选3为个以下。能够在该TEM图像中确认的粒径0.1μm以上且小于1μm的Cu-Co系化合物的数量，特别优选在每10μm×10μm的视野中为5个以下。此外，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物，其平均粒径优选为小于0.9μm，更优选为0.5μm以下，进一步优选为0.3μm以下。这是因为，平均粒径越小越难以成为断裂的起点。予以说明的是，在本发明中，粒径是指：切出包含沿轧制方向的截面或沿最后的锻造方向的截面的小片，将其薄膜化，在将通过TEM观察确认到的颗粒的长径设为D_L、短径设为D_S时，用粒径(D)＝(D_L+D_S)/2表示。此外，平均粒径是指粒径之和除以测定了粒径的Cu-Co系化合物的数量而得的值。

该Cu-Be合金优选为在上述的TEM图像中观察不到粒径1μm以上的Cu-Co系化合物，更优选不存在粒径1μm以上的Cu-Co系化合物。这样的合金，由于几乎不存在大多会成为断裂的起点的粒径1μm以上的Cu-Co系化合物，因此能够提高机械强度。

该Cu-Be合金可以为保持进行了固溶处理的状态(后述的冷加工之前)的固溶处理材。固溶处理是获得在Cu的基质中固溶有Be(或Be化合物)和Co(或Co化合物)的固溶处理材的处理。关于固溶处理的方法将后述，因此，在此省略具体的说明。固溶处理材原本强度比较低，但通过后续的加工、热处理等可以提高强度。该固溶处理材中，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。因此，在后续加工时，能够抑制以Cu-Co系化合物为起点的断裂等，可以耐受用来进一步提高强度的强加工等。

该Cu-Be合金也可以为使用固溶处理材经过冷加工及其后续的时效硬化处理而得的合金。经过这样的处理而得的Cu-Be合金具有高的机械强度。作为冷加工，可以举出压延率90％以上的冷轧、累积应变ΣΔε为2.0以上的冷锻等在冷态下的强加工。关于冷加工的方法将后述，因此在此省略详细的说明。关于时效硬化处理的方法也将后述，因此在此省略详细的说明，但优选是在250℃以上350℃以下的温度范围保持15分钟以上4小时以下的处理。予以说明的是，可以使用未经固溶处理的非固溶处理材来代替固溶处理材，但优选使用固溶处理材。这是因为，在使用固溶处理材的情况下，能够形成Be原子的过饱和固溶体的状态，因而在之后的时效硬化处理中能够使更多的Cu-Be化合物析出到晶粒内，有利于提高强度。

该Cu-Be合金例如可以使拉伸强度为1700MPa以上等。特别地，如果是经过压延率90％以上的冷轧、累积应变ΣΔε为2.0以上的冷锻而得的合金，则容易形成为1700MPa以上，并且，如果是经过累积应变ΣΔε为2.4以上的冷锻而得的合金，则容易形成为1900MPa以上。此外，该Cu-Be合金中，可以使断裂伸长率为1.5％以上等。特别地，如果是经过压延率90％以上的冷轧而得的合金，则容易使断裂伸长率为4％以上，如果是经过累积应变ΣΔε为2.0以上的冷锻而得的合金，则容易使断裂伸长率为1.5％以上。

本发明的Cu-Be合金的制造方法包含：对含有0.005质量％以上0.12质量％以下的Co和1.60质量％以上1.95质量％以下的Be的Cu-Be合金原料进行固溶处理，从而得到固溶处理材的固溶处理工序。对于这样的Cu-Be合金的制造方法，能够容易地制造如下的Cu-Be合金，该Cu-Be合金的能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每 10μm×10μm的视野中为5个以下。

该Cu-Be合金的制造方法可以包含：(1)熔化铸造工序、(2)均质化处理工序、(3)预加工工序、(4)固溶处理工序、(5)冷加工工序、以及(6)时效硬化处理工序。

(1)熔化铸造工序

在该工序中，将组成为含有1.60质量％以上1.95质量％以下的Be和0.005质量％以上0.12质量％以下的Co且余量为Cu及不可避免的杂质的原料进行熔化铸造，制作铸块。如果为这样的原料组成，则能够更容易地得到如下的Cu-Be合金，该Cu-Be合金的能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。熔化方法没有特别限定，可为通常的高频感应熔化法、低频感应熔化法、电弧熔化法、电子束熔化法等，也可为悬浮熔化法等。其中，优选使用高频感应熔化法或悬浮熔化法。对于高频感应熔化法，可以一次熔化大量的量。另一方面，对于悬浮熔化法，由于使熔融金属悬浮而熔化，因此能够更加抑制来自坩埚等的杂质的混入。熔化气氛优选为真空气氛或非活性气氛。非活性气氛只要为不影响合金组成的气体气氛即可，例如可为氮气氛、氦气氛、氩气氛等。其中，优选采用氩气氛。铸造方法没有特别限定，例如可为模具铸造法、低压铸造法等，也可为普通压铸法、挤压铸造法、真空压铸法等压铸法。此外，也可为连续铸造法。用于铸造的铸模，可为纯铜制、铜合金制、合金钢制等。在熔化铸造工序中，优选可将成为杂质的Fe、S、P限制至以质量比计小于0.01％。

(2)均质化处理工序

在该工序中，进行如下处理：使Be(或Be化合物)和Co(或Co化合物)固溶在Cu的基质中，生成在晶粒内没有产生位错的铜合金。具体而言，通过将得到的铸块在规定的均质化处理气氛下，在规定的均质化处理温度区域，加热并保持规定的均质化处理时间，从而去除在铸造时非平衡性地生成的偏析等对后续工序产生不良影响的不均匀的组织，从而均质化。与熔化气氛同样地，均质化处理气氛优选为真空气氛或非活性气氛。均质化处理温度区域优选为710℃以上850℃以下。这是因为，在700℃以下时，有可能发生晶界反应，在860℃以上时，根据Be的量，有时会开始熔融。均质化处理时间优选为1小时以上24小时以下，更优选为2小时以上12小时以下。这是因为，如果小于1小时，则不足以促进Be溶质原子的扩散，而即使超过充分扩散完毕的24小时，也无法期待更高的效果。

(3)预加工工序

在该工序中，将经过均质化处理的铸块加工成所希望的大小、形状，从而得到预加工材。具体而言，例如可以在冷态、热态下进行轧制，加工成板材。此外，例如也可以在冷态、热态下进行锻造，加工成长方体形状的块状材料。予以说明的是，所得到的板材、块状材料也可以通过切削等去除了在表面形成的氧化皮膜。

(4)固溶处理工序

在该工序中，对预加工材进行固溶处理，从而得到在Cu的基质中固溶有Be(或Be化合物)和Co(或Co化合物)的固溶处理材。具体而言，例如，可以在规定的固溶处理气氛下，在规定的固溶处理温度区域，加热并保持规定的固溶处理时间，之后，通过水冷、空冷、或放冷冷却至铜合金的表面温度为例如20℃以下。与熔化气氛同样，固溶处理气氛优选为真空气氛或非活性气氛。固溶处理温度区域优选为710℃以上860℃以下。这是因为，在700℃以下时，有可能会发生晶界反应，在860℃以上时，根据Be的量，有时会开始熔融。其中，更优选790℃以上850℃以下。这是因为，通过选择这样的高的温度区域，能够形成更高的过饱和固溶体状态。固溶处理时间优选为1分钟以上3小时以下，更优选为1分钟以上1小时以下。固溶处理时间根据预加工材的形状、大小来决定，这是因为，即使为薄板材、棒线材的情况下，如果不满1分钟也无法使Be溶质原子充分地固溶，即使为大的块状材料，超过3小时后也无法期望更高的固溶促进，会显著地发生晶粒的粗大化。冷却速度优选为-55℃/s以上(优选-200℃/s以上)。如果是-55℃/s以上，则能够减少在冷却过程中发生晶界反应(Cu-Be化合物向晶界的不连续析出)、Cu-Co系化合物的析出的可能性，如果是-200℃/s以上，则能够更加抑制晶界反应。由此得到的固溶处理材，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下。

(5)冷加工工序

在该工序中，将固溶处理材在冷态下进行强加工，得到冷加工材。具体而言，例如可以进行冷轧而加工成轧制材。此外，例如也可以进行冷锻而加工成锻造材。通过在冷态下进行强加工，可以使组织微细化，据此能够更加提高机械强度。予以说明的是，组织的微细化，例如可以通过如下方法产生：将形成晶界倾角为2°以上的晶粒的组织，通过强变形向1个方向或2个方向伸长而在除此之外的方向微细化，或通过在晶粒内新生成的位错胞而微细化，或通过导入至晶粒内的剪切变形带而微细化，或通过在晶粒内生成的变形双晶而微细化，其中，所述晶粒的晶界倾角通过使用了SEM-EBSD的OIM(结晶取向分散分析)法测定。

加工成轧制材的情况下，例如可以使用如下方法，使用对加工成板材的预加工材进行固溶处理而得的固溶处理材，使用上下1对或更多的辊来进行轧制的方法。作为轧制方法，具体而言，可以举出压缩轧制、剪切轧制等，可以将这些单独使用或组合使用。在此，压缩轧制是指以赋予轧制对象压缩力而产生压缩变形为目的的轧制。此外，剪切轧制是指以赋予轧制对象剪切力而产生剪切变形为目的的轧制。作为压缩轧制的方法，可以举出例如使用上下1对辊来进行轧制的情况下，以使上辊与铸块的接触面以及下辊与铸块的接触面的摩擦系数均成为最小的方式来进行轧制的方法。该情况下，例如优选上辊与铸块之间的摩擦系数为0.01以上0.05以下，下辊与铸块之间的摩擦系数为0.01以上0.05以下，上辊侧与下辊侧的摩擦系数之差为0以上0.02以下。此外，优选上辊与下辊的旋转速度为同等程度。在这样的压缩轧制中，由于容易使其均匀地轧制变形，因此能够使轧制精度良好。作为剪切轧制的方法，可以举出例如使用上下1对辊进行轧制的情况下，使摩擦状态在上辊与铸块的接触面和下辊与铸块的接触面不同而进行轧制的方法。在此，作为使摩擦状态不同的方法，可以举出使上下一对辊相互以不同的速度旋转的不同轧辊速度轧制法、在使一对辊与铸块的各界面上的摩擦系数相互不同的状态下进行轧制的方法等。此时，例如优选上辊与铸块之间的摩擦系数为0.1以上0.5以下，下辊与铸块之间的摩擦系数为0.01以上0.2以下，上辊侧和下辊侧的摩擦系数之差为0.15以上0.5以下。在此，摩擦系数μ可以使用作用在轧制辊的驱动扭矩G(Nm)、辊半径R(m)、下压加重P(N)，用μ＝G/RP来表示。这样的剪切轧制，由于特别适合于加工度高的轧制，因此能够通过强加工使组织微细化。此外，通过使组织微细化，能够更加提高机械强度。在压缩轧制以及剪切轧制中，上辊、下辊只要是能得到作为目标的摩擦状态即可，其材质、辊形状没有特别限定。例如，可以是能够得到平坦的板的辊，也可以是能够得到具有凹凸截面、锥形截面等异形截面的板的辊。轧制道次条件没有特别限定，例如可以反复进行多次轧制，进行轧制加工直至最终板厚为止。这样，难以在轧制过程中断裂。在进行轧制加工的情况下，优选以压延率成为90％以上的方式将板材在冷态下进行轧制。这是因为，如果使压延率增大，则组织被微细化，能够更加提高机械强度。压延率只要小于100％即可，但从加工的观点来看，优选99.99％以下。在此，压延率(％)为计算{(轧制前的板厚-轧制后的板厚)×100}÷(轧制前的板厚)而得的值。轧制速度没有特别限定，但优选为1m/min以上100m/min以下，更优选为5m/min以上20m/min以下。这是因为，如果为5m/min以上，则能够高效地进行轧制加工，如果为20m/min以下，则能够更加抑制在轧制过程中的断裂等。

加工成锻造材的情况下，例如，可以使用如下方法，使用对加工成块状材料的预加工材进行固溶处理而得的固溶处理材，将其一边冷却排热一边从块状材料的互相正交的X轴、Y轴、Z轴方向进行锻造。锻造的顺序优选从与块状材料所具有的边中最长的边相对应的轴方向开始依次施加压力。具体而言，可以利用锻造装置等，从各轴方向对块状材料施加压力。加压时，优选在每次加压时都进行冷却，以便将块状材料的表面温度保持于120℃以下(更优选的是在20～100℃的范围内)。如果表面温度超过120℃，则由于容易产生横穿多个晶粒那样的剪切带组织，因此产生开裂、破坏等，导致不能维持加工前的形状。加压时的压力根据压下量、加压次数而决定，优选成为1200MPa以下那样的压下量、加压次数。这是因为，如果使加压压力为1200MPa以下，就不会导致锻造装置的大型化。此时，优选的是1次加压的压下量(加工率(％))为14％以上33％以下的范围内，1次加压施加于块状材料的塑性应变的量(应变量，ε)为0.15～0.36的范围内。予以说明的是，“压下量”是指加工变形量除以原始高度而得的比例(加工率)，以应变量ε＝ln(1-加工率)来示出。冷却方法可为空冷、水冷、放冷等任意方法，但考虑到反复作业的效率性和效能，优选利用水冷的冷却。关于冷却，用于冷却因加压而从块状材料产生的热，优选以使块状材料的表面温度为120℃以下的方式进行，更优选为20～100℃，进一步优选为20℃～30℃(一年中的大气温度的程度)。反复进行这样的处理，直到施加于块状材料的塑性应变量的累积值即累积应变ΣΔε达到规定的值为止。该累积应变ΣΔε优选为2.0以上，更优选为2.4以上。这是因为能够更加提高机械强度。

以下，使用附图来说明这样的锻造方法的一个示例。图1为表示该锻造方法的一个示例的说明图。在该锻造方法中，使用锻造用模具20。锻造用模具20用于下述锻造方法，所述锻造方法通过从作为矩形六面体的第1形状的工件(块状材料)变形为作为矩形六面体的第2形状的工件，从而对该工件施加塑性应变。该锻造用模具20具备上模21和下模30，所述上模21从上方使工件W加压变形，所述下模30将工件W收纳于作为长方体空间的加工空间45。该锻造方法中例如包含载置工序和加工工序，所述载置工序将作为矩形六面体(长方体)的第1形状的工件W载置于锻造用模具20的工件空间45，所述加工工序通过使载置的工件变形为作为矩形六面体的第2形状，从而对工件W施加塑性应变，将载置工序和加工工序进行2次以上。图1中，图1(a)为载置工序，图1(b)为加工工序，图1(c)为顶出工序、图1(d)为取出工序的说明图。该锻造方法中，反复进行下述处理：将工件W放入工件空间45，使其加压变形，将其顶出并取出。予以说明的是，使用锻造用模具20时，优选在工件W的表面、形成工件空间45的壁部54等使用润滑剂。即，可以以在工件W与锻造用模具20之间存在润滑剂的方式进行锻造处理。作为润滑剂，例如可以使用凝胶体(金属皂等)、粉末(MoS₂、石墨等)、液体(矿物油等)。润滑剂优选为导热性高且不妨碍将来自工件W的加工热向模具进行热传递的润滑剂。

在载置工序(图1(a))中，将工件W载置于工件空间45。在载置工序中，优选在与工件空间45的任意2个侧壁部接触的状态下载置工件W。这样，由于能够抑制加工工序中工件W的位置偏移，因此可以更高效地对工件W施加塑性应变。在加工工序(图1(b))中，以充分的挤压力使工件W在工件空间45内变形。在加工工序中，从长方体的互相正交的X轴、Y轴、Z轴方向分别进行锻造。锻造的顺序优选从与工件W所具有的边中最长的边所对应的轴方向开始依次施加压力。例如，如图2所示，对以工件W的X轴、Y轴、Z轴的顺序实施加工工序的情况进行说明。施加到工件W的塑性应变的应变速度优选为1×10^-3(s^-1)以上1×10⁺¹(s^-1)以下的范围，更优选为1×10^-2(s^-1)以上1×10⁺¹(s^-1)以下的范围。在该加工工序中，例如，优选对工件W进行如下变形：变形前的第1形状的工件W与变形后的第2形状的工件的X、Y、Z轴的长度不同，但第1形状与第2形状为相同形状。即，工件W的各边之比，优选在变形前与变形后保持相同的比率。这样，能够对各轴方向施加均等的塑性应变。在顶出工序(图1(c))中，进行下述处理：使滑动台座35滑动，形成连通空间33后，通过上模压头22从上方加压，从而将工件空间45内的工件W向连通空间33顶出。在取出工序(图1(d))中，进行将顶出的工件W从连通空间33取出的处理。例如，通过将挤出棒等插入到贯通孔34来进行挤出，从拆除了滑动台座35而成的空间取出工件W。此时，优选将取出的工件W冷却。冷却方法可为空冷、水冷、放冷等任意方法，但考虑到反复作业的效率性和效能，希望利用水冷的冷却。冷却是将因加压而从铜合金产生的热进行冷却，优选以块状材料的表面温度为120℃以下的方式进行，更优选为20～100℃，进一步优选为20℃～30℃(一年中的大气温度的程度)。

在该锻造方法中，将载置工序、加工工序、顶出工序以及取出工序进行至规定的加压次数。在此，“加压次数”是指以从各轴(X轴、Y轴、Z轴)方向的任一方向对工件W施加压力时记为1次而统计出的次数。此外，“规定的加压次数”可以指对铜合金施加的塑性应变量的累积值(累积应变ΣΔε)为例如2.0以上、2.4以上的次数。

根据这样的锻造方法，由于是在锻造用模具20的工件空间45中使工件W加压变形，因此能够更加确保形状稳定性。

(6)时效硬化处理工序

在该工序中，通过将冷加工材在规定的时效硬化处理气氛下，在规定的时效硬化处理温度区域，保持规定的时效硬化时间，使冷加工材所含有的Be(或，Be化合物)析出来进行析出硬化，从而得到时效硬化处理材。与熔化气氛同样地，时效硬化处理气氛优选为真空气氛或非活性气氛。作为时效硬化处理温度区域，优选为200℃以上550℃以下的范围，更优选为250℃以上350℃以下的范围。此外，作为时效硬化时间，优选1分钟以上24小时以下，更优选15 分钟以上4小时以下。经过这样的时效硬化处理工序，能够得到机械强度更高的Cu-Be合金。

予以说明的是，本发明不受上述实施方式的任何限定，不言而喻，只要属于本发明的技术范围就能够以各种方式实施。

例如，在上述实施方式中，Cu-Be合金的制造方法包含：(1)熔化铸造工序、(2)均质化处理工序、(3)预加工工序、(4)固溶处理工序、(5)冷加工工序、以及(6)时效硬化处理工序，但可以不全部包含这些工序。例如，(1)～(3)(5)(6)的各工序可以省略，也可以置换成其他工序。此外，在(5)的冷加工工序中，例示了冷轧以及冷锻，但不限于此，例如也可以是通过挤压、拉制等的冷拉丝等。

实施例

以下，对于具体地制造Cu-Be合金的示例进行说明。予以说明的是，作为固溶处理材的Cu-Be合金，实验例1～26全部为实施例。此外，作为时效硬化处理材的Cu-Be合金，实验例1～6、10～16、19～23为实施例，而实验例7～9、17～18、24～26为比较例。

[Cu-Be合金的制造]

(实验例1～6)

首先，以Be和Co为表1所示的比率来称量原料，使余量为Cu，进行熔化、铸造，从而得到铸块。对于该铸块，进行在氮气气氛下、在750℃保持4小时的均质化处理。接着，在大气下、800～750℃，进行压延率95％的热轧，之后在大气下、室温25℃，进行压延率90％的冷轧。进一步，进行在800℃的盐浴中保持3分钟，然后以约-400℃/s进行水冷的固溶处理，从而得到实验例1～6的固溶处理材。将得到的固溶处理材，在大气下、室温25℃，以成为表1所示的压延率的方式进行冷轧，进而在氮气气氛下，进行以表1所示温度、时间进行保持的时效硬化处理，从而得到时效硬化处理材。

表1

1)Cu-Co化合物的粒径、个数为对5处10μm×10μm的视野进行TEM观察而算出的平均值。

(实验例7～9)

在实验例7～9中，使用与实验例1相同的固溶处理材。并且，除了以成为表1所示的压延率的方式进行冷轧，并以表1所示的温度、时间进行保持来进行时效硬化处理以外，与实验例1同样地操作，从而得到时效硬化处理材。予以说明的是，在实验例7中，减小冷轧的压延率。此外，在实验例8设为欠时效，在实验例9设为过时效。

(比较例1～3)

在比较例1～3中，除了将原料的比例、冷轧下的压延率、时效硬化处理的温度以及时间设为表1所示的条件以外，与实验例1同样地操作，从而得到固溶处理材以及时效硬化处理材。

(实验例10～16)

在此，代替冷轧来进行冷锻。具体而言，首先，以Be和Co为表2所示的比率来称量原料，使余量为Cu，进行熔化、铸造，从而得到铸块。对于该铸块，进行在氮气气氛下、在750℃保持4小时的均质化处理。接着，在大气下、800～750℃，进行累积应变ΣΔε2.4的热锻。进一步，进行在氮气气氛、780℃保持3小时，然后以约-95℃/s进行淬火的固溶处理，从而得到实验例10～16的固溶处理材。将得到的固溶处理材，在大气下、室温25℃，以成为表2所示的累积应变ΣΔε的方式进行冷锻，进而，在氮气气氛下，进行以表2所示的温度、时间进行保持的时效硬化处理，从而得到时效硬化处理材。

表2

(实验例17～18)

在实验例17～18中，使用与实验例10相同的固溶处理材。除了以成为表2所示的累积应变ΣΔε的方式进行冷锻，并以表2所示的温度、时间进行保持来进行时效硬化处理以外，与实验例10同样地操作，从而得到时效硬化处理材。予以说明的是，在实验例17设为欠时效，在实验例18设为过时效。

(实验例19～23)

在实验例19～23中，与实验例16同样地，以冷锻的累积应变ΣΔε为2.0的方式进行冷锻。具体而言，除了将原料的比例、时效硬化处理的温度以及时间设为表2所示的条件以外，与实验例16同样地操作，从而得到固溶处理材以及时效硬化处理材。

(实验例24～26)

在实验例24～26中，以冷锻的累积应变ΣΔε为小于2.0的方式进行冷锻。具体而言，除了将原料的比例、冷锻的累积应变、时效硬化处理的温度以及时间设为表2所示的条件以外，与实验例10同样地操作，从而得到固溶处理材以及时效硬化处理材。

(比较例4～6)

在比较例4～6中，除了将原料的比例、冷锻下的累积应变ΣΔε、时效硬化处理的温度以及时间设为表2所示的条件以外，与实验例10同样地操作，从而得到固溶处理材、冷锻材以及时效硬化处理材。

[TEM观察]

对于实验例1～26以及比较例1～6的固溶处理材，进行TEM观察，测量Cu-Co系化合物的粒径以及个数。将该结果示于表1、2。予以说明的是，Cu-Co系化合物的粒径(平均粒径)以及个数为对5处10μm×10μm的视野进行TEM观察而算出的平均值。图3中示出实验例1的固溶处理材的TEM照片。此外，图4中示出比较例3的固溶处理材的TEM照片。予以说明的是，图3(b)为放大图3(a)的图。在图3、4中，通过利用EDX分析法的元素分析确认了析出物是Cu-Co系化合物。此外，对于实验例1～26以及比较例1～6的时效硬化处理材，也同样进行TEM观察，测量Cu-Co系化合物的粒径以及个数。结果，Cu-Co系化合物的形状、粒径、个数与固溶处理材等同。

[机械特性、电气特性的确认]

UTS(拉伸强度)以及伸长率(断裂伸长率)按照JISZ2241进行测定。予以说明的是，关于实验例1～9以及比较例1～3，以轧制方向、板宽方向、轧制-板宽间45°方向与拉伸轴一致的方式制作3个试验片，求出各试验片的拉伸强度的平均值。此外，关于实验例10～26以及比较例4～6，以X轴方向、Y轴方向、Z轴方向、X-Y间45°方向、Y-Z间45°方向、Z-X间45°方向与拉伸轴一致的方式制作6个试验片，求出各试验片的拉伸强度的平均值。硬度(显微维氏硬度)按照JISZ2244进行测定。电导率按照JISH0505测定线材的体积电阻率ρ，计算与退火的纯铜的电阻率(1.7241μΩcm)之比，换算成电导率(％IACS)。使用以下的式子进行换算。电导率γ(％IACS)＝1.7241÷体积电阻率ρ×100。将该结果示于表1、2。

[结果和考察]

由表1、2可见，实验例1～6、实验例10～16、以及实验例19～23的时效硬化处理材，其拉伸强度大至1700MPa以上。所述实验例1～6、实验例10～16、以及实验例19～23的时效硬化处理材是通过使用Co的含量为0.005质量％以上0.12质量％以下且能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量在每10μm×10μm的视野中为5个以下的固溶处理材，经过压延率90％以上的冷轧或累积应变2.0以上的冷锻及其后续的适当的时效硬化处理而得到的。

下述时效硬化处理材，即：虽然使用了与实验例1相同的固溶处理材，但压延率小的实验例7、时效硬化处理为欠时效的实验例8、时效硬化处理为过时效的实验例9；虽然使用了与实验例10相同的固溶处理材，但累积应变小的实验例24～26、时效硬化处理为欠时效的实验例17、时效硬化处理为过时效的实验例18等，其拉伸强度不够充分。予以说明的是，在实验例7～9、实验例17～18、实验例24～26中使用的固溶处理材，如果适当地进行冷加工、时效硬化处理，则可以提高强度。

对于虽然Co的含量为0.005质量％以上0.12质量％以下，但Cu-Co系化合物的个数为6个以上的比较例1，尽管进行了与实验例1同样的冷轧以及时效硬化处理，其拉伸强度也不够充分。同样地，对于虽然Co的含量为0.005 质量％以上0.12质量％以下，但Cu-Co系化合物的个数为6个以上的比较例4，尽管进行了与实验例10同样的冷锻以及时效硬化处理，其拉伸强度也不够充分。由此可知，Cu-Co系化合物需要为5个以下。此外，对于Co的含量超过0.12质量％的比较例2、3以及比较例5、6，Cu-Co系化合物的粒径为1μm以上，且其个数也为6个以上，拉伸强度也非常小。由以上可知，为了得到机械强度高的Cu-Be合金，至少需要：Co的含量为0.005质量％以上0.12质量％以下，能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量在每10μm×10μm的视野中为5个以下。

本申请以2012年11月2日申请的日本国专利申请第2012-242498号为优先权声明的基础，通过引用，本说明书包含其所有内容。

产业上的利用可能性

本发明能够用于需要高强度、高断裂韧性、耐久可靠性的电子触点部件、机械结构用部件等中。

符号说明

20锻造用模具、21上模、22上模压头、30下模、33连通空间、34贯通孔、35滑动台座、45工件空间、54壁部、W工件。

Claims

1.一种Cu-Be合金，其为含有Co的Cu-Be合金，其中，

所述Co的含量为0.005质量％以上且小于0.05质量％，

能够在2万倍的TEM图像中确认的粒径0.1μm以上的Cu-Co系化合物的数量，在每10μm×10μm的视野中为5个以下，

所述Cu-Be合金的拉伸强度为1700MPa以上，

所述Cu-Be合金是经过压延率90％以上的冷轧或累积应变2.0以上的冷锻、及其后续的时效硬化处理而得到的。

2.如权利要求1所述的Cu-Be合金，其断裂伸长率为1.5％以上。

3.一种Cu-Be合金的制造方法，其包含：

对含有0.005质量％以上且小于0.05质量％的Co和1.60质量％以上1.95质量％以下的Be的Cu-Be合金原料进行固溶处理，得到固溶处理材的固溶处理工序，

冷加工工序，对所述固溶处理材以压延率达到90％以上的方式进行冷轧、或以累积应变达到2.0以上的方式进行冷锻，得到冷加工材，以及

时效硬化处理工序，将所述冷加工材在250℃以上350℃以下的温度范围，保持15分钟以上4小时以下，得到时效硬化材。