CN116891960A - Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件 - Google Patents

Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件 Download PDF

Info

Publication number
CN116891960A
CN116891960A CN202211512057.0A CN202211512057A CN116891960A CN 116891960 A CN116891960 A CN 116891960A CN 202211512057 A CN202211512057 A CN 202211512057A CN 116891960 A CN116891960 A CN 116891960A
Authority
CN
China
Prior art keywords
percent
copper alloy
alloy sheet
less
cold rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202211512057.0A
Other languages
English (en)
Inventor
桥本拓也
依藤洋
兵藤宏
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Dowa Metaltech Co Ltd
Original Assignee
Dowa Metaltech Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2022122576A external-priority patent/JP2023152264A/ja
Application filed by Dowa Metaltech Co Ltd filed Critical Dowa Metaltech Co Ltd
Publication of CN116891960A publication Critical patent/CN116891960A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/05—Alloys based on copper with manganese as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B2003/005—Copper or its alloys

Abstract

本发明涉及Cu‑Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件。提供在高水平下均衡地兼具强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性，并且密度(比重)降低的Cu‑Ti系铜合金板材。铜合金板材，以质量％计，包含Ti：1.0～5.0％、Al：0.5～3.0％、Ag：0～0.3％、B：0～0.3％、Be：0～0.15％、Co：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Fe：0～1.0％、Mg：0～0.5％、Mn：0～1.5％、Nb：0.0～0.5％、Ni：0～1.0％、P：0～0.2％、Si：0～0.5％、Sn：0～1.5％、V：0～1.0％、Zn：0～2.0％、Zr：0～1.0％、S：0～0.2％、稀土元素：0～3.0％、余量实质上由Cu构成，晶界反应型析出物存在的区域的最大宽度为1000nm以下，将基于EBSD测定(步长0.1μm)的结晶取向差15°以上作为晶界的KAM值为3.0°以下，轧制方向的拉伸强度为850MPa以上。

Description

Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件
技术领域
本发明涉及降低了密度(比重)的Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、以及将所述板材用作材料的通电部件等。
背景技术
Cu-Ti系铜合金(钛铜)在各种铜合金中强度等级高，耐应力松弛性也良好，因此被广泛用作连接器、继电器、开关等通电部件、弹簧部件。近年来，随着以智能手机为代表的便携终端、汽车用电子设备的高功能化，就其所使用的各个构成部件而言，对于轻量化的要求正在提高。为了满足该要求，对于用于通电部件的铜合金材料而言，在维持本来的良好的特性的同时实现轻量化也变得重要。
专利文献1中公开了如下技术：在Cu-Ti系铜合金中，通过将预备时效处理(前处理)和在较低的温度区域中的时效处理组合的工序，抑制晶界反应型析出物的生成，改善强度、弯曲加工性、耐应力松弛特性、耐疲劳特性。
专利文献2中公开了如下技术：在Cu-Ti系铜合金中，通过将在高温度区域中获得压下率的热轧、在比较高的温度下的固溶处理、和控制在得到最大硬度的温度附近的时效处理组合的工序，调整为规定的组织状态，改善裁切(notching)后的弯曲加工性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-185370号公报
专利文献2：日本特开2010-126777号公报
发明内容
发明所要解决的课题
根据上述的专利文献1、2所公开的技术等，目前能够在工业上获得根据用途而改善了所期望的特性的Cu-Ti系铜合金板材。但是，尚未确立有效地降低合金的密度(比重)的方法。例如，在专利文献1、2的技术中，记载了能够将原子量比Cu小的Al添加至最大1.0质量％，但实施例中所示的材料的Al含量为0.08％(专利文献1、发明例6)、0.14％(专利文献2、实施例9)，该程度的Al含量下，密度的降低效果不充分。另外，在利用专利文献1、2所公开的制造工序尝试制造添加了例如0.5％以上的Al的Cu-Ti合金板材的情况下，难以以高水平稳定地兼顾强度和弯曲加工性。
本发明的目的在于提供以高水平均衡地兼具强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性(应力缓和特性)的全部特性，并且密度(比重)降低的Cu-Ti系铜合金板材。
用于解决课题的手段
本发明人进行了详细的研究，结果发现，在含有规定量的Al从而降低了密度(比重)的Cu-Ti系铜合金中，通过采用进行2次“固溶处理+中间冷轧”的工序后供于时效处理的制造工序，能够得到粗大的晶界反应型析出物的生成少、且具有适度的晶格应变的组织状态的板材，由此，尽管含有Al，也能够赋予优异的强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性。
为了实现上述目的，本说明书中公开以下的发明。
[1]铜合金板材，具有如下的组成：以质量％计，Ti：1.0～5.0％、Al：0.5～3.0％、Ag：0～0.3％、B：0～0.3％、Be：0～0.15％、Co：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Fe：0～1.0％、Mg：0～0.5％、Mn：0～1.5％、Nb：0.0～0.5％、Ni：0～1.0％、P：0～0.2％、Si：0～0.5％、Sn：0～1.5％、V：0～1.0％、Zn：0～2.0％、Zr：0～1.0％、S：0～0.2％，所述元素中Ag、B、Be、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Nb、Ni、P、Si、Sn、V、Zn、Zr及S的合计含量为3.0％以下，余量由Cu及不可避免的杂质构成，在与板面平行的观察面中，晶界反应型析出物存在的区域的最大宽度为1000nm以下，在与板面平行的观察面的基于EBSD(电子束背散射衍射法)的步进尺寸为0.1μm的测定中，将结晶取向差15°以上的边界视为晶界时的KAM值为3.0°以下，轧制方向的拉伸强度为850MPa以上。
[2]根据上述[1]所述的铜合金板材，其还具有如下组成：以合计3.0质量％以下的范围含有稀土元素。
[3]根据上述[1]或[2]所述的铜合金板材，其中，在与板面平行的观察面中，长径为5～100nm的微细析出物粒子的个数密度为1.0×108个/mm2以上且1.0×1012个/mm2以下。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的铜合金板材，其中，在与板面平行的观察面中，采用按照JIS H0501-1986的切断法的平均晶粒直径为2～20μm。
[5]根据上述[1]～[4]中任一项所述的铜合金板材，其中，采用按照日本伸铜协会技术标准JCBA T307：2007的B.W.下的W弯曲试验的、不产生裂纹的最小弯曲半径MBR与板厚t之比MBR/t为2.0以下。
[6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的铜合金板材，其中，导电率为10.0％IACS以上。
[7]根据上述[1]～[6]中任一项所述的铜合金板材，其中，密度为8.53g/cm3以下。
[8]根据上述[1]～[7]中任一项所述的铜合金板材，其中，板厚为0.02～0.50mm。
[9]上述[1]～[8]中任一项所述的铜合金板材的制造方法，其中，在对具有上述[1]中规定的组成的中间制品板材依次实施第一固溶处理、第一中间冷轧、第二固溶处理、第二中间冷轧、时效处理而制造铜合金板材的工序中，
以在750～950℃的温度范围保持10～600秒的条件进行第一固溶处理，
以轧制率70％以上进行第一中间冷轧，
以在750～900℃的温度范围保持10～600秒的条件下进行第二固溶处理，
以轧制率15～50％进行第二中间冷轧，
以300～470℃的时效温度进行时效处理。
[10]根据上述[9]所述的铜合金板材的制造方法，其中，所述中间制品板材还具有下述组成：以合计3.0质量％以下的范围还含有稀土元素。
[11]根据上述[9]或[10]所述的铜合金板材的制造方法，其中，在所述时效处理后依次进一步实施精冷轧、低温退火而制造铜合金板材的工序中，以轧制率50％以下进行精冷轧，以在350～550℃的温度范围保持60秒以下的时间的条件进行低温退火。
[12]通电部件，其使用上述[1]～[8]中任一项所述的铜合金板材作为材料。
[13]散热部件，其使用上述[1]～[8]中任一项所述的铜合金板材作为材料。
在本说明书中，“板材”是指利用金属的延展性而成型的片材状的金属材料。薄的片材状的金属材料有时也被称为“箔”，这样的“箔”也包含在这里所说的“板材”中。卷绕成线圈状的长条的片材状金属材料也包含于“板材”。在本说明书中，将片材状的金属材料的厚度称为“板厚”。另外，“板面”是与板材的板厚方向垂直的表面。“板面”有时也被称为“轧制面”。
在本说明书中，表示数值范围的表述“n1～n2”是指“n1以上且n2以下”。在此，n1、n2是满足n1＜n2的数值。
Cu-Ti系铜合金通常呈现在基体(金属基底)中存在析出相的金属组织。该析出相有在晶界析出的“晶界反应型析出物”和在其以外的部位析出的“粒状析出物”。这些析出相以Cu-Ti系金属间化合物为主体，根据添加的合金元素的种类和添加量，也可以存在Ni-Ti系、Co-Ti系、Fe-Ti系、Cu-Ti-Al系等金属间化合物。粒状析出物中，非常微细的析出物也有助于强度提高。在此，将长径为5～100nm的微细的粒状析出物的粒子称为“微细析出物粒子”。晶界反应型析出物在晶界的部分以一群层状粒子的集合的形式存在。根据观察面将一群层状粒子切断的角度，出现在观察面的层状粒子的外观不同。
[晶界反应型析出物存在区域的最大宽度的求法]
在与板面平行的观察面的SEM(扫描型电子显微镜)图像中，在从由相邻的一群层状粒子构成的1个晶界反应型析出物存在区域的轮廓线上的任意点夹着层状粒子到与所述轮廓线相对的晶粒侧的轮廓线的距离中，将最长的距离定义为该晶界反应型析出物存在区域的宽度。此时，将包含合计10个以上的晶界反应型析出物存在区域的观察区域(随机选择的1个或不重复的多个视场)中观察到的晶界反应型析出物存在区域的宽度中的最大值设为该板材的晶界反应型析出物存在区域的最大宽度。
图1～图3中例示了晶界反应型析出物过剩地生成的Cu-Ti系铜合金板材(后述的比较例No.45)的与板面平行的观察面的SEM图像。图3是包含晶界反应型析出物存在区域的部分的放大图像。在图3中用虚线表示晶界反应型析出物存在区域的轮廓线。从该轮廓线上的点P1夹着层状粒子到与所述轮廓线相对的晶粒侧的轮廓线的距离用线段P1Q1的长度表示。点Q1是在与点P1相对的晶粒侧的轮廓线上最接近点P1的点。同样地，从轮廓线上的点P2夹着层状粒子到与所述轮廓线相对的晶粒侧的轮廓线的距离用线段P2Q2的长度表示。点Q2是在与点P2相对的晶粒侧的轮廓线上最接近点P2的点。求出关于轮廓线上的所有点的夹着层状粒子到与所述轮廓线相对的晶粒侧的轮廓线的距离时的该距离的最大值为该晶界反应型析出物存在区域的宽度。应予说明，关于夹着层状粒子的两侧的晶粒通过晶界直接相接的晶界反应型析出物存在区域的端部、其附近等不能明确地确定“相对的晶粒侧的轮廓线”的轮廓线部分，可以将该部分的轮廓线上的点的“到相对的晶粒侧的轮廓线的距离”视为0(零)。
[KAM值的求法]
将作为测定对象的板材试样的板面(轧制面)进行抛光研磨精加工，然后通过离子研磨得到平滑化的观察面。在该观察面内随机地设定相当于观察倍率500倍的视场的观察区域(例如240×180μm的矩形区域)，针对该观察区域利用EBSD(电子束背散射衍射法)以步长0.1μm照射电子束来采集结晶方位数据，基于该数据，使用EBSD数据解析用软件，计算将相邻的测定点的结晶取向差为15°以上的边界视为晶界时的KAM(Kernel AverageMisorientation，Kernel平均取向差)值。关于KAM值，对于以0.1μm间距配置的电子束照射点，测定全部相邻的点间的结晶取向差(以下将其称为“相邻点取向差”)，仅抽出小于15°的相邻点取向差的测定值，求出它们的平均值，相当于KAM值。在KAM值的计算中，将双晶边界也视为晶界。
[微细析出物粒子的个数密度的求法]
对于在下述电解研磨条件下对板面进行电解研磨后在乙醇中实施20分钟的超声波清洗而得到的观察面，采用FE-SEM(场致发射型扫描电子显微镜)以倍率10万倍进行观察，随机设定长径1.0μm以上的粒子的一部分或全部不包含于视场中的观察视场。对于该观察视场，对能够看到粒子的整个轮廓的粒子中长径为5～100nm的析出物粒子的个数进行计数。对于区域不重复的10个以上的观察视场进行该操作，将观察到的全部视场中的上述计数的合计N合计除以观察视场的总面积而得到的值换算成每1mm2的个数，将其作为微细析出物粒子的个数密度(个/mm2)。在此，某粒子的“长径”表示为在图像上包围该粒子的最小的外接圆的直径。
(电解研磨条件)
·电解液：以10∶5∶5∶1的体积比混合蒸馏水、磷酸、乙醇、2-丙醇
·液温：20℃
·电压：15V
·电解时间：20秒
发明效果
根据本发明，在以高水平均衡地兼具强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性的全部特性的Cu-Ti系铜合金板材中，能够实现降低了合金的密度(比重)的铜合金板材。
附图说明
图1是对比较例No.45中得到的Cu-Ti系合金板材的板面进行电解研磨调制的观察面的SEM照片。
图2是将图1的一部分区域放大的SEM照片。
图3是将图2的一部分区域放大的SEM照片。
图4是对本发明例No.1中得到的Cu-Ti系合金板材的板面进行电解研磨调制的观察面的SEM照片。
图5是将图4的一部分区域放大的SEM照片。
图6是放大了图5的一部分区域的SEM照片。
具体实施方式
[化学组成]
以下，只要没有特别说明，则与合金成分相关的“％”是指“质量％”。
Ti(钛)是带来基于旋节线分解的Ti的调制结构的形成、析出引起的微细第二相粒子的形成、有助于Cu-Ti系铜合金的强度上升的元素。另外，还有助于耐应力松弛性的提高、密度(比重)的降低。在此，以Ti含量1.0％以上的合金为对象。从析出强化的观点出发，Ti含量更优选为2.5％以上。含有过量的Ti除了成为使热加工性、冷加工性降低的主要原因以外，还会成为弯曲加工性降低的主要原因，因此Ti含量设为5.0％以下。也可以管理为4.5％以下、或者4.0％以下。
Al(铝)是对降低Cu-Ti系铜合金的密度(比重)有效的元素。为了充分发挥其效果，需要含有0.5％以上的Al。设为0.7％以上是更有效的，设为1.0％以上是更有效的。在Cu-Ti系铜合金中添加0.5％以上的Al时，一般存在难以兼顾强度和弯曲加工性的问题。但是，采用后述的制造方法，能够消除该问题。不过，若Al含量过多，则导电性降低，因此Al含量限制在3.0％以下。Al含量优选为2.75％以下。
Ag(银)、B(硼)、Be(铍)、Co(钴)、Cr(铬)、Fe(铁)、Mg(镁)、Mn(锰)、Nb(铌)、Ni(镍)、P(磷)、Si(硅)、Sn(锡)、V(钒)、Zn(锌)、Zr(锆)、S(硫)是任选元素。根据需要可以含有这些中的1种以上。例如，Ni、Co、Fe、Nb形成与Ti的金属间化合物，有助于强度的提高。另外，这些元素的金属间化合物抑制晶粒的粗大化，因此在铜合金板材的制造中，能够在更高温区域进行固溶处理，在使Ti充分固溶的方面有利。通过Ti充分固溶，能够期待晶界反应型析出物生成的抑制和有助于高强度化的第二相粒子的增加。Sn具有固溶强化作用和耐应力松弛性的提高作用。Zn除了提高焊接性和强度以外，对于铸造性的改善也是有效的。Mg具有耐应力松弛性的提高作用和脱S作用。Si能够形成与Ti的化合物，有助于铜合金板材的制造中的再结晶时的钉扎，能够使晶粒直径小型化。Cr、Zr对分散强化、抑制晶粒的粗大化有效。Mn、V容易与S等形成高熔点化合物，另外B、P具有铸造组织的微细化效果，因此能够分别有助于热加工性的改善。
上述任选元素的含量可以设为Ag：0～0.3％、B：0～0.3％、Be：0～0.15％、Co：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Fe：0～1.0％、Mg：0～0.5％、Mn：0～1.5％、Nb：0～0.5％、Ni：0～1.0％、P：0～0.2％、Si：0～0.5％、Sn：0～1.5％、V：0～1.0％、Zn：0～2.0％、Zr：0～1.0％、S：0～0.2％的范围。另外，这些Ag、B、Be、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Ni、P、S、Si、Sn、V、Zn、Zr的合计含量优选设为3.0％以下，更优选设为1.0％以下，也可以管理为0.8％以下。
另外，上述任选元素的含量更优选设为Ag：0～0.1％、B：0～0.03％、Be：0～0.05％、Co：0～0.1％、Cr：0～0.1％、Fe：0～0.2％、Mg：0～0.25％、Mn：0～0.2％、Nb：0～0.04％、Ni：0～0.2％、P：0～0.03％、S：0～0.03％、Si：0～0.15％、Sn：0～0.8％、V：0～0.03％、Zn：0～0.2％、Zr：0～0.5％的范围。
另外，上述任选元素的含量可以管理为Ag：0～0.08％、B：0～0.02％、Be：0～0.03％、Co：0～0.08％、Cr：0～0.08％、Fe：0～0.18％、Mg：0～0.2％、Mn：0～0.18％、Nb：0～0.03％、Ni：0～0.18％、P：0～0.02％、S：0～0.02％、Si：0～0.12％、Sn：0～0.6％、V：0～0.02％、Zn：0～0.18％、Zr：0～0.4％的范围。
作为上述以外的元素，可以含有稀土元素(REM)。稀土元素是周期表第三族的Sc(钪)、Y(钇)和镧系元素。含有稀土元素对于晶粒的微细化、析出物的分散化有效。为了使板材的表面性状、强度、导电性良好地平衡，稀土元素的合计含量以质量％计优选为3.0％以下，更优选为1.5％以下，也可以管理为0.8％以下或0.5％以下。
作为具体的稀土元素的含量范围，例如可列举出：以质量％计含有选自La(镧)：2.0％以下、Ce(铈)：1.8％以下、Pr(镨)：0.3％以下、Nd(钕)：0.8％以下、Sm(钐)：2.5％以下及Y(钇)：2.5％以下中的1种以上，稀土元素的合计含量为3.0％以下的范围。
作为考虑到经济性、制造性的稀土元素的含量范围，例如可以举出：以质量％计含有选自La：0.8％以下、Ce：0.7％以下、Pr：0.1％以下、Nd：0.2％以下、Sm：1.0％以下、和Y：1.0％以下中的1种以上，稀土元素的合计含量为1.5％以下的范围。作为进一步考虑到经济性、制造性的更优选的稀土元素的含量范围，例如可以举出：以质量％计含有选自La：0.35％以下、Ce：0.32％以下、Pr：0.04％以下、Nd：0.1％以下、Sm：0.5％以下、及Y：0.5％以下中的1种以上，稀土元素的合计含量为0.8％以下的范围。
[晶界反应型析出物存在区域的最大宽度]
在Cu-Ti系铜合金中，容易生成晶界反应型析出物。晶界反应型析出物成为弯曲加工性降低的主要原因。如果调整为软质的组织状态，则即使大量生成晶界反应型析出物，也能够在某种程度上良好地维持弯曲加工性。但是，了解到为了在Cu-Ti系铜合金板材中以高水平兼顾强度和弯曲加工性，以晶界反应型析出物存在区域的最大宽度变小的方式控制金属组织是重要的。具体而言，在本发明的铜合金板材中，采用根据上述的“晶界反应型析出物存在区域的最大宽度的求法”确定的、与板面平行的观察面中的晶界反应型析出物存在区域的最大宽度为1000nm以下的组织状态。对于晶界反应型析出物存在区域的最大宽度的降低而言，采用能够使晶粒直径微细化的后述的制造工序极为有效。应予说明，在上述的“晶界反应型析出物存在区域的最大宽度的求法”中说明的SEM图像中，在未观察到晶界反应型析出物存在区域的情况下，认为相当于“晶界反应型析出物存在区域的最大宽度为1000nm以下”。
[KAM值]
为了以高水平兼顾强度和弯曲加工性，KAM值没有变得过高也很重要。KAM值是能够评价晶粒内的晶格应变的指标之一。研究的结果，在本发明的铜合金板材中，设为按照上述的“KAM值的求法”的KAM值为3.0°以下的组织状态。只要能够得到充分的强度，则对KAM值的下限没有特别限制，通常在0.5°以上的范围内进行调整即可。从兼顾强度和弯曲加工性以及制造性的观点出发，KAM值更优选为0.6～2.0的范围。
[拉伸强度]
本发明的铜合金板材的轧制方向的拉伸强度优选为850MPa以上，更优选为880MPa以上。也可以调整为轧制方向的拉伸强度为1000MPa以上的强度水平。对拉伸强度的上限没有特别限制，例如可以在1400MPa以下的范围进行调整，也可以在1200MPa以下的范围进行调整。
[微细析出物粒子的个数密度]
长径为5～100nm的微细析出物粒子通过分散存在于基体(金属基底)中而有助于强度提高。长径为5～100nm的微细析出物粒子的个数密度优选为1.0×108个/mm2以上。另一方面，如果微细析出物粒子过多，则有时对弯曲加工性造成不良影响，因此长径为5～100nm的微细析出物粒子的个数密度优选为1.0×1012个/mm2以下的范围。再有，存在Ti的含量越多，微细析出物粒子的生成量越多的倾向。
[平均晶粒直径]
平均晶粒直径小，则在铜合金板材的制造中的时效处理时能够使晶界反应型析出物的生成位点分散，在降低上述的晶界反应型析出物存在区域的最大宽度上有利。另外，也有利于提高强度。本发明的铜合金板材在与板面平行的观察面中，采用按照JIS H0501-1986的切断法的平均晶粒直径例如优选为20μm以下，更优选为16μm以下，进一步优选为5μm以下。使平均晶粒直径过度微细化会招致工序负荷的增加，从这一观点来看，并不优选使平均晶粒直径过度微细化。通常，平均晶粒直径为2μm以上的范围即可。进行2次固溶处理的后述的制造工序对晶粒的微细化有效。应予说明，在JIS H0501-1986中规定的切断法中，“用切断长度的平均值(mm)表示”，但由于本发明中作为目标的晶粒直径相对于该既定的表示单位非常小，因此在此在倍率更高的观察视场中进行按照该标准的方法的测定，求出以μm为单位的平均晶粒直径。
[弯曲加工性]
在对通电部件等进行加工时大多伴有弯曲加工。在Cu-Ti系合金中，只要具备采用按照日本伸铜协会技术标准JCBA T307：2007的B.W.下的W弯曲试验的、不产生裂纹的最小弯曲半径MBR与板厚t之比MBR/t为2.5以下的弯曲加工性，则能够适用于大多数的通电部件的用途，在本发明中，作为更严格的标准，以上述MBR/t为2.0以下的弯曲加工性为目标。B.W.(Bad Way)是指弯曲轴成为轧制平行方向。本发明的铜合金板材的MBR/t优选为1.0以下，更优选为0.7以下，进一步优选为0.0。
再有，在JCBA T307：2007中记载了“本标准适用于厚度0.1mm以上且0.8mm以下的铜及铜合金薄板条的弯曲加工性评价”。根据本发明人的研究，确认了即使在板厚小于0.1mm的Cu-Ti系铜合金板材中，也能够通过该标准所记载的方法中的W弯曲试验来进行弯曲加工性的评价。因此，在本发明中，将JCBA T307：2007所示的B.W.下的W弯曲试验方法也扩展到板厚小于0.1mm(例如0.02mm以上且小于0.1mm)的情形，并直接进行应用。
[导电率]
考虑Cu-Ti系铜合金板材的用途，期望导电率为10.0％IACS以上。对导电率的上限没有特别限制，通常在20.0％IACS以下的范围内调整即可。
[应力松弛特性]
考虑Cu-Ti系铜合金板材的用途，优选在250℃下保持100小时后的应力松弛率(应力缓和率)为15％以下。对应力松弛率的下限没有特别限制，上述应力松弛率通常为3％以上。
[密度]
由于Cu、Ti、Al的原子量的序列为Cu＞Ti＞Al，因此增加Al的含量在降低Cu-Ti系铜合金的密度(比重)方面最有效，同时Ti含量的影响也不能忽视。在将强度、弯曲加工性、导电性、应力松弛特性的全部特性维持在上述良好的范围的方面，Al、Ti的含量受到限制，根据本发明，能够将20℃的密度降低至8.53g/cm3以下。在Cu-Ti系铜合金中，将强度、弯曲加工性、导电性、应力松弛特性的全部特性维持在上述良好的范围的同时将密度降低至8.53g/cm3以下，这对于以往的技术而言是困难的。应予说明，对密度的下限没有特别限制，例如只要在7.8g/cm3以上的范围进行调整即可。
[制造方法]
以上说明的铜合金板材例如可以通过以下的制造工序来制造。
熔解·铸造→铸片加热→热加工→粗冷轧→第一固溶处理→第一中间冷轧→第二固溶处理→第二中间冷轧→时效处理→(精冷轧)→(低温退火)
在上述中，标注括号的工序能够省略。应予说明，虽然在上述工序中没有记载，但在热加工后根据需要进行面切削，在各热处理后根据需要进行酸洗、研磨或进一步进行脱脂。以下，对上述各工序进行说明。
[熔解·铸造]
使用坩埚炉等制造本发明中规定的化学组成的铸片即可。为了防止Ti和Al的氧化，在非活性气体气氛或真空熔解炉中进行为宜。
[铸片加热]
热加工前的铸片加热可以采用例如在900～960℃下保持0.5～5小时的方法进行。
[热加工、粗冷轧]
对热加工的方法没有特别限定。通常采用热锻造、热轧。在热轧的情况下，总热轧率例如为60～99％即可。在热加工结束后，优选通过水冷等进行快速冷却(急冷)。接着，进行冷轧。在本说明书中将该阶段中的冷轧称为“粗冷轧”。粗冷轧的轧制率例如可以为50～99％。这样，能够得到用于供于第一固溶处理的中间制品板材。
在此，轧制率由下述(1)式表示。
轧制率(％)＝100×(t0-t1)/t0…(1)
t0：轧制前的板厚(mm)
t1：轧制后的板厚(mm)
[第一固溶处理]
对上述的中间制品板材实施第一次固溶处理。在该固溶处理中，利用在热加工、粗冷轧中导入的应变使其再结晶，使铸造后、热加工中生成的粗大的晶界反应型析出物和粒状析出物充分地固溶。若在该第一固溶处理的阶段析出物的固溶不充分，则该析出物残留至最终工序，得不到所期望的特性。在第一固溶处理中，为了使固溶优先进行而增大热能的导入量是有利的。在该情况下，虽然容易产生再结晶粒的生长，但通过之后的第二固溶处理实现晶粒的微细化，因此没有问题。第一固溶处理可以以在750～950℃的温度范围内保持10～600秒的条件进行，更优选设为在800～900℃下保持20～600秒的条件。
[第一中间冷轧]
将对结束了第一固溶处理的材料实施的冷轧称为第一冷轧。在第一冷轧中，除了减少板厚以外，还以导入应变为目的。如果应变的导入不充分，则在接下来的第二固溶处理中无法充分确保再结晶的核生成位点，晶粒的微细化变得困难。出于以上的理由，在第一中间冷轧中需要将轧制率设为70％以上。设为85％以上是更有效的，设为90％以上是更有效的。对于轧制率的上限没有特别限制，根据冷轧机的能力，通常设定在99％以下的范围即可。
[第二固溶处理]
结束了第一中间冷轧的材料中，析出物已经充分固溶，并且在基体(金属基底)的结晶中导入了应变。对这样的组织状态的板材实施第二次固溶处理。在该固溶处理中，利用在第一中间冷轧中导入的应变，从大量的部位产生新的再结晶，实现晶粒的微细化。主要目的不是析出物的固溶化，而是再结晶引起的晶粒微细化，因此，加热温度的容许上限低于第一固溶处理。具体而言，能够以在750～900℃的温度范围保持10～600秒的条件进行。若超过900℃，则容易引起伴随再结晶粒间的晶界移动的晶粒生长，有时晶粒粗大化。另外，若低于750℃，则容易发生析出而不是再结晶，在后述的时效处理中难以充分生成微细析出物。第二固溶处理更优选以在750～880℃的温度范围保持10～300秒的条件进行，进一步优选以在750～860℃的温度范围保持10～150秒的条件进行。另外，从适当地达成实现晶粒的微细化的第二固溶处理的目的的观点出发，第二固溶处理中的加热温度2比第一固溶处理中的加热温度1低是更有效的，另外，在上述加热温度2为加热温度1以上的温度的情况下，其差为50℃以下且第二固溶处理的加热温度2下的保持时间2为第一固溶处理的加热温度1下的保持时间1的三分之一以下是更有效的。
[第二中间冷轧]
将对于结束了第二固溶处理的材料实施的冷轧称为第二中间冷轧。在第二中间冷轧中，以在接下来的时效处理中促进晶粒内的微细析出物的生成的方式导入适度的应变。另外，该应变也有助于强度的提高。如果应变的导入量过多，则最终成为KAM值过高的组织状态，有可能导致弯曲加工性的降低。因此，第二中间冷轧的轧制率不能设定的如第一中间冷轧那样高。具体而言，第二中间冷轧的轧制率需要设为15～50％的范围。更优选设为15～40％的范围，可以管理到15～35％的范围。
[时效处理]
对于结束了第二中间冷轧的材料，实施300～470℃、优选320～450℃下的时效处理，生成有助于强度的微细析出物。通过时效处理也生成晶界反应型析出物，但由于晶粒已经微细化，因此晶界反应型析出物的生成位点分散在材料中，得到上述的“晶界反应型析出物存在区域的最大宽度”小的金属组织。关于时效处理时间(300～470℃下的保持时间)，通常可以在1～24小时的范围设定充分得到效果的时效处理时间。时效处理时间例如优选设定在8～20小时的范围。
[精冷轧、低温退火]
在时效处理后，出于板厚调整、强度提高等目的，可以根据需要实施冷轧和低温退火。将该阶段的冷轧称为“精冷轧”。若精冷轧中的轧制率过高，则成为KAM值过高的组织状态，导致弯曲加工性的降低。在精冷轧中，需要将轧制率设为50％以下，更优选设为30％以下，也可以管理为25％以下的范围。为了提高强度，确保5％以上的轧制率是有效的，设为10％以上是更有效的。低温退火可以以在350～550℃、优选400～500℃的温度范围保持60秒以下的时间的条件进行。上述温度范围中的保持时间确保15秒以上是有效的。
最终的板厚例如可以为0.02～0.50mm的范围。
[通电部件]
以上说明的本发明的铜合金板材以高水平均衡地兼具强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性的全部特性，并且密度(比重)降低，因此将该板材用于材料的通电部件符合近年来的便携终端、汽车用电子设备的高功能化的要求。
[散热部件]
以上说明的本发明的铜合金板材以高水平均衡地兼具强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性的全部特性(导电性优异的材料一般散热性优异)，并且密度(比重)降低，因此将该板材用于材料的散热部件符合近年来的便携终端、汽车用电子设备的高功能化的要求。
实施例
熔炼表1所示的化学组成的铜合金，进行铸造。在本发明例No.14中，作为稀土元素的添加源，在铜合金原料的总量中以0.32质量％的比例添加铈镧合金(稀土元素的混合体)。该铈镧合金(misch metal)中所含的主要稀土元素的质量比例为La：Ce：Pr：Nd＝28：50：5：17。
将得到的铸片以表2、表3所示的温度、时间进行加热。除了一部分的例子(比较例No.40、41)以外，将铸片从加热炉中取出，热轧至表2、表3中记载的板厚，进行水冷。总热轧率为87.5～95％。热轧后，通过机械研磨除去(面切削)表层的氧化层，对各热轧材料实施冷轧直至表2、表3的“粗冷轧”的栏中记载的板厚。
之后，除了一部分的例子(比较例No.31、38、39、40、41、45)以外，以表2、表3所示的条件依次实施第一固溶处理、第一中间冷轧、第二固溶处理、第二中间冷轧、时效处理。时效处理使用间歇式热处理炉在氮气氛下进行。对于本发明例No.4、5、11、比较例37，在时效处理后以表2、表3中记载的条件实施了精冷轧和低温退火。表2、表3的表述“-”(短横线)意味着省略了工序。No.31、39、45省略了第一中间冷轧和第二固溶处理。No.38设为在固溶处理后进行预备时效处理(前处理)，然后经过轻轧制率的冷轧而实施时效处理的工序。No.40设为对实施了均质化的热处理的铸片直接实施时效处理的工序，未进行热轧、冷轧。No.41设为对实施了均质化的热处理的铸片实施轧制率85％的冷轧而制成板厚0.10mm，然后实施固溶处理和时效处理的工序，没有进行热轧。在表2、表3中示出最终得到的板材的板厚。将该板材作为供试材料，供于以下的调查。在No.40的例子中，由于未经过轧制工序，因此将从结束了时效处理的材料中切出的样品通过蚀刻调整为板厚0.08mm的试验片作为供试材料。应予说明，关于密度(比重)，使用从结束了铸片加热的阶段的材料切出的块状试样进行测定。
(平均晶粒直径)
对供试材料的板面进行研磨，采用上述的“微细析出物粒子的个数密度的求法”中记载的电解研磨条件，对通过电解研磨而精加工的面进行蚀刻，制作观察面。用光学显微镜以1000倍放大倍率观察其观察面，取得观察图像。合计划出3条平行于轧制面的直线，采用依据JIS H0501-1986的切断法，对被各直线切断的晶界的个数进行计数，由此算出观察视场中的晶粒直径的平均值。对随机选择的5个视场进行该操作，采用在各视场中得到的晶粒直径的平均值的算数平均值作为该板材的平均晶粒直径。应予说明，作为光学显微镜，使用了OLYMPUS株式会社制的LEXT OLS4000。
(晶界反应型析出物存在区域的最大宽度)
对供试材料的板面进行研磨，采用上述的“微细析出物粒子的个数密度的求法”中记载的电解研磨条件，采用SEM(扫描型电子显微镜)观察通过电解研磨而精加工的观察面，按照上述的“晶界反应型析出物存在区域的最大宽度的求法”，求出晶界反应型析出物存在区域的最大宽度。
(微细析出物粒子的个数密度)
按照上述的“微细析出物粒子的个数密度的求法”，求出微细析出物粒子的个数密度。
(KAM值)
对从供试材料切出的样品的板面进行抛光研磨后，进行离子铣削研磨，制作EBSD(电子束背散射衍射)测定用的试样表面。利用FE-SEM(日本电子株式会社制JSM-7200F)在加速电压15kV、倍率500倍的条件下观察该试样表面，对于240μm×板厚方向180μm的矩形的测定区域，使用设置于FE-SEM的EBSD装置(Oxford Instruments公司制，Symmetry)，采用EBSD法，以步长0.1μm采集结晶取向数据。基于对5个视场的测定区域所测定的结晶取向数据，按照上述的“KAM值的求法”，求出KAM值。作为EBSD数据解析用软件，利用株式会社TSLSolutions制OIM-Analysis7.3.1。
(拉伸强度)
从各供试材料采集轧制方向(例No.40中为任意方向)的拉伸试验片(JIS5号)，以试验数n＝3进行依据JIS Z2241的拉伸试验，测定拉伸强度。将n＝3的平均值作为该供试材料的成绩值。另外，将通过该拉伸试验求出的0.2％屈服强度的值用于后述的应力松弛率的测定。
(导电率)
依据JIS H0505，采用双桥、平均截面积法来测定各供试材料的导电率。
(90°W弯曲的MBR/t)
求出采用按照日本伸铜协会技术标准JCBA T307：2007的B.W.下的W弯曲试验的、不产生裂纹的最小弯曲半径MBR与板厚t之比MBR/t。试验片尺寸为轧制直角方向长度30mm、轧制方向长度10mm。不过，在例No.40中，将任意的方向设为纵向方向。将阶段性地改变了弯曲半径的弯曲试验对于1个弯曲半径以试验数n＝3进行试验，将在3根试验片的全部中在弯曲部表面未观察到裂纹的最小的弯曲半径作为该供试材料的MBR。弯曲部表面有无裂纹的判定按照JCBA T307：2007进行。对于在弯曲部表面的外观观察中判定为“褶皱：大”的样品，制作将最深的褶皱的部分在垂直于弯曲轴的方向上切断的试样，通过用光学显微镜观察其研磨截面来确认是否产生向板厚内侧发展的裂纹，在未产生这样的裂纹的情况下判定为“未观察到裂纹”。
(应力松弛率)
从供试材料切出轧制直角方向(例No.40中为任意方向)的宽度为10mm的试验片，依据日本伸铜协会技术标准JCBA T309：2004以悬臂梁方式测定应力松弛率。试验片以挠曲位移成为板厚方向的方式，在赋予了相当于0.2％屈服强度的80％的负载应力的状态下设置，测定在250℃下保持100小时后的应力松弛率。若在该条件下应力松弛率为15％以下，则能够判断为作为Cu-Ti系铜合金板材具有良好的耐应力松弛性。
(密度)
使用从结束了铸片加热的阶段的材料切出的质量10g的块状试样，采用阿基米德法(水中重量法)测定常温(20℃)的密度。
将以上的结果示于表4、表5。
[表1]
表1
下划线：本发明规定的范围之外[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
按照上述规定严格地控制了化学组成及制造条件的本发明例的板材的强度、导电性、弯曲加工性、应力松弛特性均良好，且密度(比重)的降低效果也优异。
而作为比较例的No.31中，仅进行了1次固溶处理，因此晶界反应型析出物存在区域的最大宽度变大，弯曲加工性差。
No.32因为Al含量过多，所以导电性降低。
No.33由于第一固溶处理的温度低，因此析出相的固溶化不充分，晶界反应型析出物存在区域的最大宽度大，弯曲加工性差。另外，微细析出物的析出量不足，强度也低。
No.34由于第一固溶处理的温度过高，因此晶粒粗大化，强度低。
No.35由于第一中间冷轧中的轧制率低，因此无法在第二固溶处理中实现晶粒的微细化，强度低。
No.36因为第二中间冷轧中的轧制率过高，所以KAM值变得过大，弯曲加工性差。
No.37因为精冷轧中的轧制率过高，所以KAM值变得过大，弯曲加工性差。
No.38由于不含有Al，因此没有得到密度(比重)的降低效果。
No.39由于不含有Al，因此没有得到密度(比重)的降低效果。另外，由于采用在高温下进行1次固溶处理的工序，因此晶界反应型析出物存在区域的最大宽度变大，弯曲加工性差。
No.40是未实施轧制工序的例子。在该情况下，由于为软质，因此尽管晶界反应型析出物存在区域的最大宽度大，但弯曲加工性良好。但是，微细析出物的生成量少，导电性低。另外，由于微细析出物少、平均晶粒直径大，因此强度也低。
No.41不含Al但含有Mg，因此能够得到密度(比重)的降低效果。但是，未实现高强度化。
No.42因为Ti含量少，所以微细析出物的生成量不足，强度低。另外，没有得到密度(比重)的降低效果。
No.43因为Ti含量过多，所以微细析出物的生成过剩，弯曲加工性差。
No.44因为Al含量少，所以没有得到密度(比重)的降低效果。
No.45由于不含Al，因此没有得到密度(比重)的降低效果。另外，由于仅进行了1次固溶处理，因此晶界反应型析出物存在区域的最大宽度变大，弯曲加工性差。
No.46因为第二固溶处理的温度低，所以晶粒的微细化不充分，强度低。
作为参考，图1～图3中例示了对比较例No.45中得到的Cu-Ti系合金板材的板面进行电解研磨调制的观察面的SEM照片。另外，图4～图6中例示了对本发明例No.1中得到的Cu-Ti系合金板材的板面进行电解研磨调制的观察面的SEM照片。关于各照片下部的白色的比例尺的长度，在图1、图4中相当于10μm，在图2、图3、图5、图6中相当于1μm。

Claims (13)

1.铜合金板材，其具有如下的组成：以质量％计，Ti：1.0～5.0％、Al：0.5～3.0％、Ag：0～0.3％、B：0～0.3％、Be：0～0.15％、Co：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Fe：0～1.0％、Mg：0～0.5％、Mn：0～1.5％、Nb：0.0～0.5％、Ni：0～1.0％、P：0～0.2％、Si：0～0.5％、Sn：0～1.5％、V：0～1.0％、Zn：0～2.0％、Zr：0～1.0％、S：0～0.2％，所述元素中Ag、B、Be、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Nb、Ni、P、Si、Sn、V、Zn、Zr及S的合计含量为3.0％以下，余量由Cu及不可避免的杂质构成，
在与板面平行的观察面中，晶界反应型析出物存在的区域的最大宽度为1000nm以下，在与板面平行的观察面的基于EBSD(电子束背散射衍射法)的步进尺寸为0.1μm的测定中，将结晶取向差15°以上的边界视为晶界时的KAM值为3.0°以下，轧制方向的拉伸强度为850MPa以上。
2.根据权利要求1所述的铜合金板材，其还具有如下组成：以合计3.0质量％以下的范围含有稀土元素。
3.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其中，在与板面平行的观察面中，长径5～100nm的微细析出物粒子的个数密度为1.0×108个/mm2以上且1.0×1012个/mm2以下。
4.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其中，在与板面平行的观察面中，采用按照JIS H0501-1986的切断法的平均晶粒直径为2～20μm。
5.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其中，采用按照日本伸铜协会技术标准JCBAT307：2007的B.W.下的W弯曲试验的、不产生裂纹的最小弯曲半径MBR与板厚t之比MBR/t为2.0以下。
6.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其中，导电率为10.0％IACS以上。
7.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其中，密度为8.53g/cm3以下。
8.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其中，板厚为0.02～0.50mm。
9.权利要求1所述的铜合金板材的制造方法，其中，在对中间制品板材依次实施第一固溶处理、第一中间冷轧、第二固溶处理、第二中间冷轧、时效处理而制造铜合金板材的工序中，
以在750～950℃的温度范围保持10～600秒的条件进行第一固溶处理，
以轧制率70％以上进行第一中间冷轧，
以在750～900℃的温度范围保持10～600秒的条件进行第二固溶处理，
以轧制率15～50％进行第二中间冷轧，
以300～470℃的时效温度进行时效处理，
其中，所述中间制品板材具有如下的组成：以质量％计，Ti：1.0～5.0％、Al：0.5～3.0％、Ag：0～0.3％、B：0～0.3％、Be：0～0.15％、Co：0～1.0％、Cr：0～1.0％、Fe：0～1.0％、Mg：0～0.5％、Mn：0～1.5％、Nb：0.0～0.5％、Ni：0～1.0％、P：0～0.2％、Si：0～0.5％、Sn：0～1.5％、V：0～1.0％、Zn：0～2.0％、Zr：0～1.0％、S：0～0.2％，所述元素中Ag、B、Be、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Nb、Ni、P、Si、Sn、V、Zn、Zr及S的合计含量为3.0％以下，余量由Cu及不可避免的杂质构成。
10.根据权利要求9所述的铜合金板材的制造方法，其中，所述中间制品板材还具有如下组成：以合计3.0质量％以下的范围含有稀土元素。
11.根据权利要求9或10所述的铜合金板材的制造方法，其中，在所述时效处理后依次进一步实施精冷轧、低温退火而制造铜合金板材的工序中，以轧制率50％以下进行精冷轧，以在350～550℃的温度范围保持60秒以下的时间的条件进行低温退火。
12.通电部件，其使用权利要求1或2所述的铜合金板材作为材料。
13.散热部件，其使用权利要求1或2所述的铜合金板材作为材料。
CN202211512057.0A 2022-03-30 2022-11-29 Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件 Pending CN116891960A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-055205 2022-03-30
JP2022122576A JP2023152264A (ja) 2022-03-30 2022-08-01 Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材、その製造方法、通電部品および放熱部品
JP2022-122576 2022-08-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN116891960A true CN116891960A (zh) 2023-10-17

Family

ID=88313908

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202211512057.0A Pending CN116891960A (zh) 2022-03-30 2022-11-29 Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN116891960A (zh)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102222540B1 (ko) Ｃｕ-Ｎｉ-Ｃｏ-Ｓⅰ계 구리 합금 판재 및 이의 제조법
JP4596493B2 (ja) 導電性ばね材に用いられるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP5156317B2 (ja) 銅合金板材およびその製造法
JP4408275B2 (ja) 強度と曲げ加工性に優れたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
WO2011125554A1 (ja) 電子材料用Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ－Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
CN110506132B (zh) Cu-Co-Si系铜合金板材和制造方法以及使用了该板材的部件
KR20120104553A (ko) 저영율을 갖는 구리합금판재 및 그 제조법
JP5153949B1 (ja) Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｎｉ−Ｐ系合金
JP4087307B2 (ja) 延性に優れた高力高導電性銅合金
CN112739838B (zh) Cu-Ni-Al系铜合金板材及其制造方法和导电弹簧构件
JP2007291518A (ja) Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｍｇ系銅合金および製造法並びに通電部品
JP6835638B2 (ja) 強度及び導電性に優れる銅合金板
JP4439003B2 (ja) 強度と曲げ加工性に優れたチタン銅合金及びその製造方法
JP5144814B2 (ja) 電気電子部品用銅合金材料
JP6835636B2 (ja) 強度及び導電性に優れる銅合金板
JP6077755B2 (ja) Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｎｉ−Ｐ系合金及びその製造方法
CN116891960A (zh) Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、通电部件及散热部件
US11946127B2 (en) Cu—Ti-based copper alloy sheet material, method for producing the same, electric current carrying component, and heat radiation component
JP2023152264A (ja) Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材、その製造方法、通電部品および放熱部品
JP2010236029A (ja) 電子材料用Ｃｕ−Ｓｉ−Ｃｏ系合金及びその製造方法
CN115637350B (zh) Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法和通电部件
JP6736631B2 (ja) チタン銅、チタン銅の製造方法及び電子部品
JP6165071B2 (ja) 電子部品用チタン銅
JP6310131B1 (ja) 電子部品用チタン銅
JP2020143376A (ja) 強度及び導電性に優れる銅合金板

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication