DE112005001197B4

DE112005001197B4 - Verfahren zum Herstellen eines Werkstückes aus einer Kupferlegierung

Info

Publication number: DE112005001197B4
Application number: DE112005001197.6T
Authority: DE
Inventors: Nobuyuki Tanaka; Tatsuhiko Eguchi; Kuniteru Mihara
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Current assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Priority date: 2004-05-27
Filing date: 2005-05-26
Publication date: 2016-11-03
Anticipated expiration: 2025-05-27
Also published as: CN100462460C; KR100929276B1; MY142123A; TWI371499B; JP2006009137A; WO2005116282A1; US20050263218A1; JP4809602B2; CN1950525A; TW200604354A; KR20070018092A; DE112005001197T5

Abstract

Verfahren zum Herstellen eines Werkstückes aus einer Kupferlegierung, umfassend 2,0 bis 4,5 Massen-% Ni, 0,3 bis 1,0 Massen-% Si, 0,1 bis 0,5 Massen-% Cr, und weniger als 0,005 Massen-% S, wobei der Ausgleich Cu und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: 1) Heiß-Walzen innerhalb eines Temperaturbereichs von 900 bis 1000°C, 2) Kalt-Walzen mit einem Reduktionsgrad von 90% oder mehr, 3) Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 820 bis 930°C für 20 Sekunden oder weniger, und 4) nachfolgendes Kalt-Walzen mit einem Reduktionsgrad von 30% oder weniger.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen eines Werkstückes aus einer bezüglich ihrer Eigenschaften verbesserten Kupferlegierung.
HINTERGRUNDWISSEN
In Übereinstimmung mit aktuellen Trends zum Miniaturisieren und Herstellen von elektrischen und elektronischen Maschinen und Werkzeugen mit hoher Leistung ist es gefordert worden, dass Materialien für Komponenten, wie zum Beispiel Verbindungsglieder (connector), die darin verwendet werden sollen, streng bezüglich jeder Eigenschaft verbessert werden. Konkret ist zum Beispiel die Dicke eines Blechs, das an dem Kontaktpunkt einer Feder eines Verbindungsgliedes so dünn geworden, dass es schwierig ist, ausreichenden Kontaktdruck sicherzustellen. Das heißt, an dem Kontaktpunkt einer Feder eines Verbindungsgliedes wird allgemein ein Kontaktdruck, der für die elektrische Verbindung benötigt wird, durch die Gegenkraft erhalten, die erhalten wird, indem ein Blech (ein Federblech) zuvor umgebogen wird. Deshalb wird ein größerer Grad des Umbiegens benötigt, um den gleichen Grad des Kontaktdrucks zu erhalten, wenn das Blech dünner gemacht wird. Jedoch kann das Blech eine plastische Deformation durchmachen, wenn der Umbiegegrad die Elastizitätsgrenze des Bleches übersteigt. Entsprechend sind zusätzliche Verbesserungen der Elastizitätsgrenze des Blechs benötigt worden.
Eine Vielzahl von anderen Eigenschaften, wie zum Beispiel Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation, Wärmeleitfähigkeit, Biegeeigenschaft, Wärmebeständigkeit, Plattierungsadhäsionseigenschaft, und Migrationsbeständigkeitseigenschaft (migration resistant property), sind auch für das Material des Federkontaktpunktes des Verbindungsgliedes gefordert worden. Mechanische Festigkeit, Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation, Wärme- und elektrische Leitfähigkeit, und Biegeeigenschaft sind wichtig unter den verschiedenen Eigenschaften. Während Phosphorbronze regelmäßig für den Federkontaktpunkt des Verbindungsgliedes verwendet worden ist, kann sie die oben beschriebenen Anforderungen nicht vollständig erfüllen. Entsprechend wird Phosphorbronze in den letzten Jahren durch eine Beryllium-arme Kupferlegierung (eine Legierung, die in JIS C 1753 beschrieben wird) ersetzt, welche eine höhere mechanische Festigkeit und eine gute Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation hat, sowie gute elektrische Leitfähigkeit.
Es ist eine Cu-Ni-Si-basierte Legierung als ein Beispiel des Kontaktgliedmaterials bekannt, die Eigenschaften hat, die vergleichbar sind zu denen von Beryllium-armem Kupfer, und eine relativ hohe Festigkeit als ein preiswertes und hochgradig sicheres Material hat. Ein anderes Beispiel des Kontaktgliedmaterials umfasst eine Kupferlegierung, die bezüglich ihrer Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation verbessert worden ist, welche erhalten wird, indem Mg zu der Cu-Ni-Si-basierten Legierung zugegeben wird. Noch ein anderes Beispiel des Kontaktgliedmaterials umfasst eine Kupferlegierung, die eine mechanische Festigkeit hat, die zu der von Beryllium-armem Kupfer vergleichbar ist, welche erhalten wird, indem die Ni- und Si-Mengen der Cu-Ni-Si-basierten Legierung erhöht werden.
Jedoch hat Beryllium-armes Kupfer Probleme insofern, dass es sehr teuer ist und dass das Metall Beryllium eine Toxizität hat. Versuche sind gemacht worden, um die Festigkeit der Cu-Ni-Si-basierten Legierung zu steigern. Jedoch setzt eine übermäßige Steigerung der Ni- und Si-Mengen in der Kupferlegierung die Biegeeigenschaft herab, welches eine der Eigenschaften ist, die für ein Verbindungsglied benötigt werden, und schränken mögliche Anwendungen des Verbindungsgliedes ein. Um spezifisch zu sein, tritt während des Biegens ein Reissen der Kupferlegierung durch zwischengranuläres Sprödewerden auf, das zu einem Herabsetzen der Biegeeigenschaft der Kupferlegierung führt. Somit ist keine Cu-Ni-Si-basierte Legierung gefunden worden, die die Festigkeit, elektrische Leitfähigkeit, und Biegeeigenschaft hat, die vergleichbar sind zu denen von Beryllium-armem Kupfer. Weiter ist, selbst wenn Mg zu der Cu-Ni-Si-basierten Legierung zugegeben wird, die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation, der vergleichbar ist zu dem von Beryllium-armen Kupfer, nicht erhalten worden.
Andere und weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung werden vollständiger aus der folgenden Beschreibung erscheinen.
Kupferlegierungen und Herstellungsverfahren sind in den Druckschriften JP 2000080428 AA , JP 2000073130 AA , JP 11256256 AA , JP 11043731 AA , JP 08319527 AA , US 2002/0108685 A1 , US 6,334,915 B1 , DE 41 15 998 A1 , DE 32 21 645 C2 , EP 1 245 690 A1 , EP 0 203 389 A1 , US 4,110,132 A und US 4,073,667 A beschrieben.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Gemäß der vorliegenden Erfindung werden die folgenden Mittel bereitgestellt:

[1] Ein Verfahren zum Herstellen eines Werkstückes aus einer Kupferlegierung, umfassend 2,0 bis 4,5 Massen-% Ni, 0,3 bis 1,0 Massen-% Si, 0,1 bis 0,5 Massen-% Cr, und weniger als 0,005 Massen-% S, wobei der Ausgleich Cu und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:
1) Heiß-Walzen innerhalb eines Temperaturbereichs von 900 bis 1000°C,
2) Kalt-Walzen mit einem Reduktionsgrad von 90% oder mehr,
3) Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 820 bis 930°C für 20 Sekunden oder weniger, und
4) nachfolgendes Kalt-Walzen mit einem Reduktionsgrad von 30% oder weniger.
[2] Das Verfahren nach dem oben genannten Punkt [1], wobei die Kupferlegierung weiter mindestens ein Element umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus 0,2 bis 1,5 Massen-% Zn, 0,01 bis 0,2 Massen-% Mg, und 0,05 bis 1,5 Massen-% Sn besteht.
[3] Das Verfahren nach dem oben genannten Punkt [1] oder [2], wobei die Kupferlegierung weiter mindestens ein Element umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus 0,005 bis 0,3 Massen-% Zr, 0,05 bis 2,0 Massen-% Co, 0,005 bis 0,3 Massen-% Ti, 0,005 bis 0,3 Massen-% Ag, und 0,001 bis 0,02 Massen-% B besteht.
[4] Das Verfahren nach einem der oben genannten Punkte, wobei die Kupferlegierung 0,10 bis 0,27 Massen-% Cr umfasst.
[5] Das Verfahren nach einem der oben genannten Punkte, wobei die Kupferlegierung 0,15 bis 0,27 Massen-% Cr umfasst.
[6] Das Verfahren nach einem der oben genannten Punkte, wobei die Kupferlegierung 0,19 bis 0,27 Massen-% Cr umfasst.
[7] Das Verfahren nach einem der oben genannten Punkte, weiter umfassend die folgenden zusätzlichen Schritte:
5) Alterungsbehandlung,
6) falls notwendig, Fertig-Kaltwalzen, und
7) Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen.
[8] Das Verfahren nach einem der oben genannten Punkte [1] bis [6], wobei Schritt 4) die folgenden zusätzlichen Schritte umfasst:
a) falls notwendig, Kalt-Walzen,
b) Alterungsbehandlung,
c) Fertig-Kaltwalzen, und
d) Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen.

BESTE WEISE ZUM AUSFÜHREN DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung wird unten detailliert erklärt.
Gemäß einer Ausführungsform kann die Biegeeigenschaft einer Kupferlegierung, welche eine Ni-Si-Verbindung enthält, die in einer Cu-Matrix ausgefallen ist, und welche mäßige mechanische Festigkeit und elektrische Leitfähigkeit besitzt, verbessert werden, indem ein Integrationsgrad der Kristallorientierungen und eine kristalline Korngröße streng kontrolliert werden.
Im Nachfolgenden wird eine Beziehung zwischen den Kristallorientierungen der Kupferlegierung dieser Ausführungsform (im Nachfolgenden einfach als eine erste Kupferlegierung bezeichnet) beschrieben werden. Bezüglich einer Kupferlegierung, die Ni und Si enthält, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung gefunden, dass der Integrationsgrad der Kristallorientierungen bestimmt werden kann, indem Röntgenbeugungsintensitäten kontrolliert werden, und dass die Kupferlegierung bezüglich Biegeeigenschaft und mechanischer Festigkeit verbessert wird, indem sie einen Ausdruck erfüllt, der von den Röntgenbeugungsintensitäten abgeleitet wird. Das heißt, die Biegeeigenschaft und die mechanische Festigkeit der Kupferlegierung können verbessert werden, wenn die Kupferlegierung den folgenden Ausdruck (1) erfüllt : I{311} × A/(I{311} + I{220} + I{200}) < 1,5 (1) wobei I{311} eine Röntgenbeugungsintensität von einer {311} Ebene an einer Blechoberfläche bezeichnet; I{220} bezeichnet eine Röntgenbeugungsintensität von einer {220} Ebene an der Blechoberfläche; I{200} bezeichnet eine Röntgenbeugungsintensität von einer {200} Ebene an der Blechoberfläche; und A (μm) bezeichnet eine kristalline Korngröße.
In dem oben genannten Ausdruck (1) wird definiert, dass die Beziehung zwischen dem Integrationsgrad der Kristallorientierungen und der kristallinen Korngröße einen Wert von weniger als 1,5 ergibt, vorzugsweise von weniger als 1,2. Eine untere Grenze des Wertes wird nicht besonders eingeschränkt, aber beträgt allgemein mehr als 0,3. Ein zu grosser Wert verhindert Verbesserungen sowohl bezüglich der Biegeeigenschaft, als auch der mechanischen Festigkeit der Kupferlegierung. Eine Kupferlegierung, die Ni und Si enthält, rekristallisiert und erhöht ihre Korngröße, um dadurch die Integrationsverhältnisse der {200} und {311} Ebenen zu der Blechoberfläche zu vergrößern. Die Kupferlegierung wird einem kalten Walzen bei einem höheren Reduktionsgrad unterzogen, um dadurch das Integrationsverhältnis der {220} Ebene zu der Blechoberfläche weiter zu vergrößern. Eine Beziehung zwischen dem Integrationsgrad der Kristallorientierungen und der Röntgenbeugungsintensität ist, dass eine hohe Röntgenbeugungsintensität einen hohen Integrationsgrad der Kristallorientierungen bereitstellt. Hierbei bezeichnet ein Integrationsverhältnis einer Röntgenbeugungsebene (ein Integrationsgrad von Kristallorientierungen) ein Verhältnis des Grades des Kristallwachstums in einer Richtung von jeder Beugungsebene, und kann als ein Verhältnis einer Röntgenbeugungsintensität (I) von jeder Beugungsebene ausgewertet werden. In der vorliegenden Erfindung wird das Integrationsverhältnis der Röntgenbeugungsebene durch die linke Seite des Ausdruckes (1) dargestellt (A = 1, in diesem Fall). Die erste Kupferlegierung kann, zum Beispiel, durch die Schritte ”heißes Walzen”, ”kaltes Walzen”, ”Lösungsbehandlung”, und ”Alterungsbehandlung”, und, falls erforderlich, die zusätzlichen Schritte ”Fertig-Kalt-Walzen” und ”Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen”, hergestellt werden. Der Integrationsgrad der Kristallorientierungen und die kristalline Korngröße variieren in Abhängigkeit von einer Kombination aus einem Reduktionsgrad vor der Lösungsbehandlung, Bedingungen für die Lösungsbehandlung, und einem Reduktionsgrad beim kalten Bearbeiten. Um die Biegeeigenschaft der Kupferlegierung zu verbessern, indem zwischengranuläres Sprödewerden der Kupferlegierung beim Biegen unterdrückt wird, insbesondere wenn die Ni- und Si-Mengen vergrößert werden, stellen die gegenwärtigen Erfinder mit dem Ausdruck (1) einen geeigneten Bereich bereit, um die Beziehung zwischen dem Integrationsgrad der Kristallorientierungen und der kristallinen Korngröße zu definieren.
Die Legierungselemente in der ersten Kupferlegierung werden im Nachfolgenden beschrieben werden.
Wenn Ni und Si in Cu zugegeben werden, wird eine Verbindung der Ni-Si-Serien (eine Ni₂Si-Phase) in der Cu-Matrix ausgefällt, um die mechanische Festigkeit und die elektrische Leitfähigkeit zu verbessern. Der Gehalt an Ni wird in dem Bereich von 2,0 bis 4,5 Massen-% definiert. Der Grund dafür ist, dass eine mechanische Festigkeit auf dem gleichen Niveau oder überlegen zu der des üblichen Beryllium-armen Kupfers nicht erhalten werden kann, wenn der Ni-Gehalt weniger als 2,0 Massen-% beträgt. Wenn andererseits der Ni-Gehalt 4,5 Massen-% übersteigt, tritt eine Fällung, die nicht zu der Verbesserung bezüglich der mechanischen Festigkeit beiträgt, während dem Gießen oder Heißbearbeiten auf, was nicht nur dazu führt, dass eine mechanische Festigkeit, die die Menge an Ni, die zugegeben werden soll, belohnt, nicht erreicht wird, sondern auch Probleme verursacht werden, dass eine Eigenschaft zum Heißbearbeiten und eine Biegeeigenschaft nachteilig beeinflusst werden. Der Ni-Gehalt beträgt vorzugsweise 2,2 bis 4,2 Massen-%, weiter bevorzugt 3,0 bis 4,0 Massen-%.
Da Si eine Ni₂Si-Phase zusammen mit dem Ni bildet, wird die Menge an Si, die zugegeben werden soll, bestimmt, indem die Menge an Ni bestimmt wird. Mechanische Festigkeit auf dem gleichen Niveau wie oder überlegen zu dem von Bryllium-armen Kupfer kann nicht erhalten werden, wenn der Si-Gehalt weniger als 0,3 Massen-% beträgt, ähnlich in dem Fall, wenn der Gehalt an Ni zu klein ist. Wenn der Gehalt an Si 1,0 Massen-% übersteigt, treten andererseits die gleichen Probleme auf wie in dem Fall, wenn der Gehalt an Ni zu gross ist. Der Si-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,5 bis 0,95 Massen-%, weiter bevorzugt 0,7 bis 0,9 Massen-%.
Die mechanische Festigkeit variiert in Abhängigkeit von den Gehalten an Ni und Si, und die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation wird auch entsprechend verändert. Deshalb sollten die Gehalte an Ni und Si streng innerhalb des Bereichs, wie in dieser Ausführungsform definiert, kontrolliert werden, um eine Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation auf dem gleichen Niveau oder überlegen zu dem von Beryllium-armen Kupfer zu erhalten. Zusätzlich sollten die Gehalte an Mg, Sn und Zn, der Kristallkorndurchmesser, und die Gestalt der Kristallkörner, wie später beschrieben werden wird, auch geeignet kontrolliert werden.
Mg, Sn und Zn sind wichtige Legierungselemente, die die Kupferlegierung bilden. Diese Elemente in der Legierung sind miteinander korreliert, um verschiedene ausgezeichnete Eigenschaften wohl ausgewogen zu verwirklichen.
Mg verbessert die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation in höherem Maße, aber es beeinflusst die Biegeeigenschaft nachteilig. Je mehr der Gehalt an Mg beträgt, desto mehr wird die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation verbessert, vorausgesetzt, dass der Mg-Gehalt, zum Beispiel, 0,01 Massen-% oder mehr beträgt. Falls jedoch der Mg-Gehalt zu gross ist, kann die resultierende Biegeeigenschaft nicht das erforderte Niveau erfüllen. Es wird bevorzugt, dass in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Mg im Fall der Zugabe von Mg streng kontrolliert wird, da die Fällung der Ni₂Si-Phase weit mehr zu dem Grad der Verstärkung wie verglichen mit den üblichen Legierungen der Cu-Ni-Si-Serien beiträgt, und dadurch neigt die Biegeeigenschaft dazu, schlecht zu sein. Der Gehalt an Mg beträgt allgemein 0,01 bis 0,2 Massen-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,15 Massen-%.
Sn ist imstande, die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation in höherem Maße zu verbessern, wechselseitig korreliert mit Mg. Jedoch ist eine derartige verbessernde Wirkung von Sn nicht so gross wie die von Mg. Ausreichende Wirkungen für die Zugabe von Sn können nicht ausreichend erscheinen, wenn der Sn-Gehalt zu niedrig ist, während, wenn der Sn-Gehalt zu gross ist, die elektrische Leitfähigkeit auffällig abnimmt. Der Gehalt an Sn beträgt allgemein 0,05 bis 1,5 Massen-%, vorzugsweise 0,1 bis 0,7 Massen-%.
Zn verbessert die Biegeeigenschaft ein wenig. Der Zn-Gehalt ist allgemein in dem Bereich von 0,2 bis 1,5 Massen-%. Wenn Zn in dem definierten Bereich von 0,2 bis 1,5 Massen-% zugegeben wird, kann die Biegeeigenschaft mit einem praktisch unproblematischen Niveau erreicht werden, selbst indem Mg in einem Maximum von 0,20 Massen-% zugegeben wird. Zusätzlich verbessert Zn die Adhäsionseigenschaft von Sn-Plattierung oder Lötzinnplattierung, sowie die Migrationsbeständigkeitseigenschaften (migration resistance characteristics). Die Wirkung der Zugabe von Zn kann nicht ausreichend erhalten werden, wenn der Zn-Gehalt zu niedrig ist, während, wenn der Zn-Gehalt zu gross ist, die elektrische Leitfähigkeit abnimmt. Der Gehalt an Zn beträgt vorzugsweise 0,3 bis 1,0 Massen-%.
Sub-Komponentenelemente, wie zum Beispiel Co und Zr, die wirksam für die Verbesserung der mechanischen Festigkeit sind, werden im Nachfolgenden beschrieben werden.
Co bildet eine Verbindung mit Si, wie es Ni macht, um die mechanische Festigkeit zu verbessern. Der Gehalt an Co beträgt allgemein 0,05 bis 2,0 Massen-%. Die Wirkung der Zugabe von Co kann nicht ausreichend erhalten werden, wenn der Co-Gehalt zu klein ist, während, wenn der Co-Gehalt zu gross ist, die Biegeeigenschaft dazu neigt, herabgesetzt zu werden. Der Gehalt an Co beträgt allgemein 0,05 bis 2,0 Massen-%, vorzugsweise 0,1 bis 1,0 Massen-%.
Zr fällt in Kupfer fein aus, um dadurch zu der Verbesserung der mechanischen Festigkeit der resultierenden Kupferlegierung beizutragen und eine Wirkung der Reduzierung des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, die in dem Ausdruck (1) dargestellt ist, bereitzustellen. Die Wirkung der Zugabe von Zr kann nicht ausreichend erhalten werden, wenn der Zr-Gehalt zu klein ist, während, wenn der Zr-Gehalt zu gross ist, die Biegeeigenschaft dazu neigt, herabgesetzt zu werden. Vom oben genannten Standpunkt aus, beträgt der Gehalt an Zr allgemein 0,005 bis 0,3 Massen-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,2 Massen-%.
Es wird bestimmt, dass der summierte Gesamtgehalt an Co, Zr und B, wenn mindestens zwei Arten dieser Elemente gleichzeitig in der Legierung enthalten sind, in Abhängigkeit von den geforderten Eigenschaften innerhalb des Bereichs von allgemein 0,001 bis 2,0 Massen-%, vorzugsweise 0,005 bis 2,0 Massen-%, beträgt. B bildet eine Verbindung mit Ni, um dadurch den Integrationsgrad der Kristallorientationen, der in dem Ausdruck (1) dargestellt wird, zu verringern. Die Wirkung der Zugabe von B kann nicht ausreichend erhalten werden, wenn der B-Gehalt zu klein ist, während, wenn der B-Gehalt zu gross ist, die Heißbearbeitbarkeit dazu neigt, herabgesetzt zu werden. Von dem oben genannten Standpunkt aus, beträgt der Gehalt an B allgemein 0,001 bis 0,02 Massen-%, vorzugsweise 0,005 bis 0,01 Massen
Die Kupferlegierung enthält allgemein eine Spurenmenge an S. Wenn ein S-Gehalt zu hoch ist, resultiert er in herabgesetzter Heißbearbeitbarkeit. Somit wird vorzugsweise definiert, dass der S-Gehalt nicht mehr als 0,005 Massen-% beträgt, insbesondere bevorzugt weniger als 0,002 Massen-%.
In der vorliegenden Erfindung ist es möglich, andere Elemente, wie zum Beispiel Fe, P, Mn, Ti, V, Pb, Bi und Al in einer angemessenen Menge in einem Ausmaß, der die wesentlichen Eigenschaften nicht herabsetzt, wie zum Beispiel die mechanische Festigkeit und die elektrische Leitfähigkeit, zuzugeben. Zum Beispiel hat Mn eine Wirkung zum Verbessern der Heißbearbeitbarkeitseigenschaft, und es ist wirksam, Mn in dem Bereich von 0,01 bis 0,5 Massen-% zuzugeben, um so die elektrische Leitfähigkeit nicht herabzusetzen.
Die Kupferlegierung, die Ni und Si enthält, rekristallisiert und vergrößert ihre Korngröße, um dadurch die Integrationsverhältnisse der {200} und {311} Ebenen zu der Blechoberfläche zu vergrößern. Die Kupferlegierung wird einem Walzen unterzogen, um dadurch das Integrationsverhältnis der {220} Ebene zu der Blechoberfläche zu vergrößern.
Die erste Kupferlegierung kann, zum Beispiel, durch die Schritte heißes Walzen, kaltes Walzen, Lösungsbehandlung, und Alterungsbehandlung, und, wie benötigt, die weiteren zusätzlichen Schritte Fertig-Kalt-Walzen und Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen, hergestellt werden. In den Herstellungsschritten werden, zum Beispiel, die Bedingungen des heißen Walzens (Temperatur und Zeitdauer), des nachfolgenden kalten Walzens und der Lösungsbehandlung (Temperaturen und Zeitdauern), und des nachfolgenden kalten Walzens (Reduktionsgrad) streng zu engeren Bereichen als diese von allgemeinen Bedingungen kontrolliert. Somit können die Integrationsverhältnisse und die kristalline Korngröße der Kupferlegierung kontrolliert werden, um dadurch den Ausdruck (1) zu erfüllen.
Bei der Herstellung der ersten Kupferlegierung kann besonders der Ausdruck (1) erfüllt werden, indem, zum Beispiel, eine Temperatur des heißen Walzens innerhalb eines Bereichs von 900 bis 1000°C, ein Reduktionsgrad des kalten Walzens nach dem heißen Walzen von 90% oder mehr, eine Temperatur einer Lösungsbehandlung von 820 bis 930°C für 20 Sekunden oder weniger, und ein Reduktionsgrad des nachfolgenden kalten Walzens von 30% oder weniger eingestellt werden.
Die Richtung der endgültigen plastischen Bearbeitung, wie hierin verwendet, bezieht sich auf die Walzrichtung, wenn das Walzen die zuletzt durchgeführte plastische Bearbeitung ist, oder auf die Ziehrichtung, wenn das Ziehen (lineares Ziehen) die plastische Bearbeitung ist, die zuletzt durchgeführt wird. Die plastische Bearbeitung bezieht sich auf Walzen und Ziehen, aber eine Bearbeitung zum Zweck des Nivellierens (vertikales Nivellieren) unter Verwendung von, zum Beispiel, einem Streckrichter (tension leveler), ist nicht in dieser plastischen Bearbeitung umfasst.
Gemäß einer Ausführungsform wird die Cu-Ni-Si-basierte Legierung durch die folgenden Mittel modifiziert, um den aktuellen Bedarf zu befriedigen, und die Biegeeigenschaft und die mechanische Festigkeit der Kupferlegierung, die eine Cu-Ni-Verbindung enthält, die in der Cu-Matrix ausgefällt ist, kann verbessert werden, indem eine Cr-Menge und der Integrationsgrad von Kristallorientierungen kontrolliert werden (erfindungsgemäß).
Jedes Komponentenelement der Kupferlegierung dieser Ausführungsform (im Nachfolgenden einfach als eine zweite Kupferlegierung bezeichnet) wird beschrieben werden.
Es ist bekannt, dass eine Verbindung der Ni-Si-Serien (eine Ni₂Si-Phase) in einer Cu-Matrix ausgefällt wird, indem Ni und Si in Cu zugegeben werden, um die mechanische Festigkeit und die elektrische Leitfähigkeit zu verbessern. In der vorliegenden Erfindung ist der Gehalt an Ni allgemein in dem Bereich von 2,0 bis 4,5 Massen-%, vorzugsweise in dem Bereich von 2,2 bis 4,2 Massen-%, und in höherem Maße bevorzugt in dem Bereich von 3,0 bis 4,0 Massen-%.
Der Gehalt an Ni wird wie oben definiert. Der Grund dafür ist, dass eine mechanische Festigkeit auf dem gleichen Niveau oder überlegen zu der der üblichen Beryllium-Kupfer-Legierung nicht erhalten werden kann, wenn der Ni-Gehalt zu niedrig ist. Wenn andererseits der Ni-Gehalt zu hoch ist, wird eine Fällung, die nicht zu der Verbesserung bezüglich der mechanischen Festigkeit beiträgt, während dem Gießen oder Heißwalzen ausgefällt, was nicht nur verhindert, dass eine mechanische Festigkeit erhalten wird, die die Menge an Ni, die zugegeben werden soll, belohnt, sondern auch Probleme verursacht, indem die Heißwalzeigenschaft und die Biegeeigenschaft nachteilig beeinflusst werden.
Da Si eine Ni₂Si-Phase zusammen mit Ni bildet, wird die optimale Menge an Si, die zugegeben werden soll, durch die Menge an Ni bestimmt. Der Si-Gehalt beträgt allgemein 0,3 bis 1,0 Massen-%, vorzugsweise 0,5 bis 0,95 Massen-%, und in höherem Maße bevorzugt 0,7 bis 0,9 Massen-%. Mechanische Festigkeit auf dem gleichen Niveau oder überlegen zu der der Beryllium-Kupfer-Legierung kann nicht erhalten werden, wenn der Si-Gehalt zu klein ist, ähnlich in dem Fall, wenn der Gehalt an Ni zu klein ist. Wenn andererseits der Gehalt an Si zu gross ist, treten die gleichen Probleme auf wie in dem Fall, wenn der Gehalt an Ni zu gross ist.
Der Gehalt an Cr und die Röntgenbeugungsintensität der resultierenden Kupferlegierung werden kontrolliert, um dadurch die Biegeeigenschaft und die mechanische Festigkeit eines Legierungsblechmaterials zu verbessern.
Das heißt, sowohl die Biegeeigenschaft als auch die mechanische Festigkeit des Legierungsblechmaterials werden verbessert, indem ein Cr-Gehalt auf 0,1 bis 0,5 Massen-% eingestellt wird und ein unten beschriebener Ausdruck (2) oder (3) erfüllt wird.
Weiter ist Cr in der Legierung als eine Cr-Verbindung, wie zum Beispiel der Cr-Si-Serien oder der Cr-Ni-Si-Serien, vorhanden, und es hat eine Wirkung zum Unterdrücken der Zunahme der kristallinen Korngröße während der Lösungsbehandlung und eine Wirkung zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in dem Ausdruck. Jedoch stellt ein zu niedriger Cr-Gehalt eine unzureichende Wirkung bereit, und ein zu hoher Cr-Gehalt setzt die Biegeeigenschaft der Legierung herab. Von diesen Standpunkten aus, beträgt der Cr-Gehalt allgemein 0,1 bis 0,5 Massen-%, vorzugsweise 0,15 bis 0,4 Massen-%.
Mg, Sn und Zn sind wichtige Legierungselemente, die die Kupferlegierung bilden. Diese Elemente in der Legierung sind miteinander korreliert, um verschiedene ausgezeichnete Eigenschaften wohl ausgewogen zu verwirklichen.
Mg verbessert die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation, aber es beeinflusst die Biegeeigenschaft nachteilig. Je mehr der Gehalt an Mg beträgt, desto mehr wird die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation verbessert, vorausgesetzt, dass der Mg-Gehalt, zum Beispiel, 0,01 Massen-% oder mehr beträgt. Jedoch kann die resultierende Biegeeigenschaft nicht das benötigte Niveau erfüllen, falls der Mg-Gehalt zu gross ist. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt an Mg in der vorliegenden Erfindung in dem Fall der Zugabe von Mg streng kontrolliert wird, da eine Fällung der Ni₂Si-Phase weit mehr zu dem Verstärkungsgrad, wie verglichen mit den üblichen Legierungen der Cu-Ni-Si-Serien, beiträgt, und dadurch die Biegeeigenschaft dazu neigt, schlecht zu sein. Der Gehalt an Mg beträgt allgemein 0,01 bis 0,2 Massen-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,15 Massen-%.
Sn ist imstande, die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation in höherem Maße zu verbessern, gegenseitig korreliert mit Mg. Ausreichende Wirkungen für die Zugabe von Sn können nicht ausreichend erscheinen, wenn der Sn-Gehalt zu klein ist, während, wenn der Sn-Gehalt zu gross ist, die elektrische Leitfähigkeit auffällig abnimmt. Der Gehalt an Sn beträgt allgemein 0,05 bis 1,5 Massen-%, vorzugsweise 0,1 bis 0,7 Massen-%.
Zn kann die Biegeeigenschaft verbessern. Der Zn-Gehalt beträgt allgemein 0,2 bis 1,5 Massen-%, und durch Zugabe von Zn kann eine Biegeeigenschaft auf dem praktisch unproblematischen Niveau erreicht werden, selbst durch Zugabe von maximal 0,20 Massen-% Mg. Zusätzlich verbessert Zn die Adhäsion von Sn-Plattierung oder Lötzinnplattierung, sowie die Migrationsbeständigkeitseigenschaften. Die Wirkung der Zugabe von Zn kann nicht ausreichend erhalten werden, wenn der Zn-Gehalt zu klein ist, während, wenn der Zn-Gehalt zu gross ist, die elektrische Leitfähigkeit abnimmt. Der Gehalt an Zn beträgt vorzugsweise 0,3 bis 1,0 Massen-%.
Zr, Co, Ti, Ag, und B haben jeweils eine Wirkung zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in einem der unten beschriebenen Ausdrücke.
Zr hat eine Wirkung zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in dem Ausdruck, und trägt gleichzeitig zur Vergrößerung der Festigkeit der Legierung bei. Ein zu kleiner Zr-Gehalt stellt eine unzureichende Wirkung bereit, und ein zu hoher Zr-Gehalt setzt die Biegeeigenschaft der Legierung herab. Von diesen Standpunkten aus, beträgt der Zr-Gehalt allgemein 0,005 bis 0,3 Massen-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,2 Massen-%.
Co bildet eine Verbindung mit Si, um die Festigkeit der Legierung zu verbessern, ähnlich wie Ni, und hat eine Wirkung zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in dem Ausdruck. Der Gehalt an Co beträgt allgemein 0,05 bis 2,0 Massen-%. Die Wirkung der Zugabe von Co kann nicht ausreichend erhalten werden, wenn der Co-Gehalt zu klein ist, während, wenn der Co-Gehalt zu gross ist, die Biegeeigenschaft herabgesetzt wird. Der Gehalt an Co beträgt vorzugsweise 0,1 bis 1,0 Massen-%.
Ähnlich zu Cr, Zr, Ti, Ag, und anderen Elementen, hat Co Wirkungen zum Unterdrücken der Zunahme der kristallinen Korngröße und zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen des Ausdruckes.
B hat eine Wirkung zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in dem Ausdruck. Ein zu niedriger B-Gehalt stellt eine unzureichende Wirkung bereit, und ein zu hoher B-Gehalt setzt die Heißbearbeitbarkeit herab. Von diesen Standpunkten aus, beträgt der B-Gehalt allgemein 0,001 bis 0,02 Massen-%, vorzugsweise 0,005 bis 0,1 Massen-%.
Ti verbessert die Wärmebeständigkeit und die mechanische Festigkeit der Legierung, und hat Wirkungen zum Unterdrücken der Zunahme der kristallinen Korngröße und zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in dem Ausdruck. Ein zu niedriger Ti-Gehalt stellt eine unzureichende Wirkung bereit; während ein zu hoher Ti-Gehalt nicht gelöstes Ti übrigbleiben läßt, keine Wirkung bereitstellt, und nachteilige Wirkungen auf die Plattierungseigenschaften und dergleichen hat. Von diesen Standpunkten aus, beträgt der Ti-Gehalt allgemein 0,005 bis 0,3 Massen-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,2 Massen-%.
Ag verbessert die Wärmebeständigkeit und die mechanische Festigkeit der Legierung, und hat Wirkungen zum Unterdrücken der Zunahme der kristallinen Korngröße und zum Herabsetzen des Integrationsgrades der Kristallorientierungen, dargestellt in dem Ausdruck. Falls die Menge an Ag zu klein ist, resultiert sie in einer unzureichenden Wirkung der Zugabe von Ag; während, falls die Menge an Ag zu gross ist, sie in hohen Herstellungskosten der Legierung resultiert, obwohl keine nachteiligen Wirkungen auf die resultierenden Eigenschaften bei einer so hohen Ag-Menge, die zugegeben werden soll, beobachtet werden. Von diesen Standpunkten in dem oben genannten aus, beträgt der Ag-Gehalt allgemein 0,005 bis 0,3 Massen-%, vorzugsweise 0,05 bis 0,2 Massen-%.
Es ist in höherem Maße bevorzugt, dass definiert wird, dass der summierte Gesamtgehalt an Cr, Zr, Ti, Ag und B, wenn mindestens zwei Arten dieser Elemente gleichzeitig in der Legierung enthalten sind, in Abhängigkeit von den geforderten Eigenschaften innerhalb des Bereichs von 0,005 bis 2,0 Massen-% ist.
Die Kupferlegierung enthält allgemein eine Spurenmenge an S. Wenn ein S-Gehalt zu hoch ist, resultiert er in herabgesetzter Heißbearbeitbarkeit. Somit wird definiert, dass der S-Gehalt weniger als 0,005 Massen-% beträgt, insbesondere bevorzugt weniger als 0,002 Massen-%.
In der vorliegenden Erfindung ist es möglich, andere Elemente, wie zum Beispiel Fe, P, Mn, V, Pb, Bi und Al, in einer angemessenen Menge in einem Ausmass, das nicht die wesentlichen Eigenschaften, wie zum Beispiel die mechanische Festigkeit und die elektrische Leitfähigkeit, herabsetzt, zuzugeben. Zum Beispiel hat Mn eine Wirkung zum Verbessern der Heißbearbeitbarkeitseigenschaft, und es ist wirksam, Mn in dem Bereich von 0,01 bis 0,5 Massen zuzugeben, um so nicht die elektrische Leitfähigkeit herabzusetzen.
Als nächstes werden die Kristallorientierungen der zweiten Kupferlegierung beschrieben werden.
In der Kupferlegierung, die Ni und Si enthält, rekristallisiert der resultierende Kristall und vergrößert seine Korngröße, um dadurch die Integrationsverhältnisse der {200} und {311} Ebenen zu der Blechoberfläche zu vergrößern. Die Kupferlegierung wird einem Walzen unterzogen, um dadurch das Integrationsverhältnis der {220} Ebene zu der Blechoberfläche zu vergrößern.
Die zweite Kupferlegierung kann, zum Beispiel, durch die Schritte heißes Walzen, kaltes Walzen, und Alterungsbehandlung, und, wie erforderlich, die weiteren zusätzlichen Schritte Fertig-Kalt-Walzen und Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen, hergestellt werden. In den Herstellungsschritten werden, zum Beispiel, die Bedingungen des heißen Walzens (Temperatur und Zeitdauer), des nachfolgenden kalten Walzens und der Lösungsbehandlung (Temperaturen und Zeitdauern), und des nachfolgenden kalten Walzen (Reduktionsgrad) streng zu engeren Bereichen als diese von allgemeinen Bedingungen kontrolliert, um dadurch zu ermöglichen, dass die Integrationsverhältnisse und die kristalline Korngröße kontrolliert werden.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gefunden, dass die Kupferlegierung, die den Integrationsgrad der Kristallorientierungen, welche aus den Röntgenbeugungsintensitäten bestimmt werden, die die Integrationsverhältnisse zeigen, innerhalb eines spezifischen Bereichs hat, bezüglich Biegeeigenschaft und mechanischer Festigkeit verbessert wird. Hierbei bezieht sich das Integrationsverhältnis der Röntgenbeugungsebene (der Integrationsgrad der Kristallorientierungen) auf ein Verhältnis des Grades des Kristallwachstums in einer Richtung von jeder Beugungsebene, und kann als ein Verhältnis einer Röntgenbeugungsintensität (I) jeder Beugungsebene ausgewertet werden. Um spezifisch zu sein, kann die Kupferlegierung, die den folgenden Ausdruck (2) erfüllt und einen Cr-Gehalt innerhalb des oben genannten spezifischen Bereichs hat, eine verbesserte Biegeeigenschaft und mechanische Festigkeit haben: I{311}/(I{311} + I{220} + I{200}) < 0,15 (2) wobei I{311} eine Röntgenbeugungsintensität von einer {311} Ebene an einer Blechoberfläche bezeichnet; I{220} bezeichnet eine Röntgenbeugungsintensität von einer {220} Ebene an der Blechoberfläche; und I{200} bezeichnet eine Röntgenbeugungsintensität von einer {200} Ebene an der Blechoberfläche.
In dem oben genannten Ausdruck (2) ist der Integrationsgrad der Kristallorientierungen ein Wert von weniger als 0,15, vorzugsweise von weniger als 0,12. Ein unterer Grenzwert des Wertes wird nicht besonders eingeschränkt, aber beträgt allgemein mehr als 0,03. Falls dieser Wert zu gross ist, resultiert er in der Hemmung der Verbesserung sowohl der Biegeeigenschaft, als auch der mechanischen Festigkeit der Kupferlegierung.
Weiter kann die Kupferlegierung, die den folgenden Ausdruck (3) erfüllt, eine verbesserte Biegeeigenschaft und mechanische Festigkeit haben: I{311} × A/(I{311} + I{220} + I{200}) < 1,5 (3) wobei, ähnlich zu dem oben genannten, I{311} eine Röntgenbeugungsintensität von einer {311} Ebene an einer Blechoberfläche bezeichnet; I{220} eine Röntgenbeugungsintensität von einer {220} Ebene an der Blechoberfläche bezeichnet; I{200} eine Röntgenbeugungsintensität von einer {200} Ebene an der Blechoberfläche bezeichnet; und A (μm) eine kristalline Korngröße bezeichnet.
In dem oben genannten Ausdruck (3) wird die Beziehung zwischen dem Integrationsgrad der Kristallorientierungen und der kristallinen Korngröße definiert, um einen Wert von weniger als 1,5 zu ergeben, vorzugsweise von weniger als 1,2. Ein unterer Grenzwert des Wertes wird nicht besonders eingeschränkt, aber beträgt allgemein mehr als 0,3. Ähnlich zu dem oben genannten hemmt dieser Wert, wenn er zu gross ist, Verbesserungen sowohl bezüglich der Biegeeigenschaft, als auch der mechanischen Festigkeit der Kupferlegierung. Somit ist die kristalline Korngröße vorzugsweise so klein wie möglich, und insbesondere beträgt die Korngröße vorzugsweise weniger als 10 μm, in höherem Maße bevorzugt 5 bis 8 μm.
Bei der Herstellung eines Werkstückes aus der zweiten Kupferlegierung kann der Ausdruck (2) oder (3) erfüllt werden, indem eine Temperatur des heißen Walzens innerhalb eines Bereichs von 900 bis 1000°C, ein Reduktionsgrad des kalten Walzens nach dem heißen Walzen von 90% oder mehr, eine Temperatur einer Lösungsbehandlung von 820 bis 930°C für 20 Sekunden oder weniger, und ein Reduktionsgrad des nachfolgenden kalten Walzens von 30% oder weniger präzise eingestellt werden. Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Werkstück aus einer Kupferlegierung bereitgestellt werden, das, zum Beispiel, eine ausgezeichnete mechanische Festigkeit, elektrische Leitfähigkeit und Biegeeigenschaft hat, und in einigen Fällen zusätzlich zu diesen, eine ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation und Plattierungsadhäsion, als ein Material für einen Anschluss, ein Verbindungsglied, einen Schalter oder dergleichen.
Das Werkstück aus einer Kupferlegierung, das durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, ist ausgezeichnet, zum Beispiel, bezüglich der mechanischen Festigkeit, der elektrischen Leitfähigkeit, und der Biegeeigenschaft und weiter bezüglich Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation. Ein Kupferlegierungsmaterial, das durch Bearbeiten der Kupferlegierung erhalten wird, kann zu der Herstellung von kleinen Hochleistungsteilen von elektrischen und elektronischen Maschinen und Werkzeugen verwendet werden. Das Werkstück aus einer Kupferlegierung, das durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, kann vorzugsweise, zum Beispiel, für einen Anschluss, ein Verbindungsglied, oder einen Schalter verwendet werden, sowie als allgemeine leitende Materialien für einen Leitungsrahmen (lead frame), Relais, oder dergleichen.
BEISPIELE
Die vorliegende Erfindung wird detaillierter auf der Grundlage von Beispielen beschrieben werden, die unten angegeben werden, aber das bedeutet nicht, dass die Erfindung durch diese eingeschränkt wird. In den folgenden Beispielen entsprechen die Beispiele 1 und 2 Beispielen der vorliegenden Erfindung.
(Referenzbeispiel 1)
Kupferlegierungen, die jeweils die Zusammensetzung haben, wie in Tabelle 1 gezeigt wird (Barren Nr. A bis V, WA bis WH, X und Z), wurden jeweils in einem Hochfrequenz-Schmelzofen geschmolzen, durch ein DC-Verfahren, um zu Barren mit einer Dicke von 30 mm, einer Breite von 100 mm bzw. einer Länge von 150 mm gegossen zu werden. Dann wurden diese Barren auf 1000°C geheizt. Nachdem die Barren bei dieser Temperatur für 1 Stunde gehalten wurden, wurden die resultierenden Barren jeweils zu einem Blech mit einer Dicke von 12 mm heiß gewalzt, gefolgt von schnellem Abkühlen.
Dann wurden beide Endflächen des heiß gewalzten Bleches jeweils um 1,5 mm geschnitten (abgeschrägt), um einen Oxidfilm auf jeder Seite zu entfernen. Das resultierende Blech wurde durch kaltes Walzen (a) in ein Blech mit einer Dicke von 0,15 bis 0,25 mm bearbeitet. Dann wurde das kalt gewalzte Blech einer Wärmebehandlung für 15 Sekunden unterworfen, während eine Temperatur einer Lösungsbehandlung innerhalb des Bereichs von 825 bis 925°C gewechselt wurde, und nach diesem, unmittelbar gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 15°C/s oder mehr. Dann wurde eine Alterungsbehandlung bei 475°C für 2 Stunden in einer Inertgasatmosphäre durchgeführt, und dann, in Abhängigkeit von den Proben, wurde, falls notwendig, ein kaltes Walzen (c) als eine letzte plastische Bearbeitung durchgeführt, um auf die endgültige Blechdicke von 0,15 mm einzustellen. Nach der Alterungsbehandlung oder der letzten plastischen Bearbeitung wurden die Proben dann einem Tieftemperatur-Ausglühen bei 375°C für 2 Stunden unterzogen, um dadurch Kupferlegierungsbleche (Proben Nr. 1 und 5 bis 41) in dieser Reihenfolge herzustellen.
(Referenzbeispiel 2)
Kupferlegierungsbleche mit einer Dicke von 0,15 mm wurden hergestellt, indem unter den folgenden Bedingungen die Kupferlegierungen (Barren Nr. J) der Zusammensetzung, wie in Tabelle 1 gezeigt, in dieser Reihenfolge bearbeitet wurden. Das heißt, die Herstellungsbedingungen waren die gleichen wie die Herstellungsschritte in Beispiel 1, vom Beginnen mit dem Schmelzen bis zu der Entfernung von Oxidfilmen nach dem Heiß-Walzen. Dann wurden die resultierenden Bleche durch Kalt-Walzen (a) zu einer Dicke von 0,15 bis 0,5 mm bearbeitet, gefolgt von einer Wärmebehandlung für 15 Sekunden bei einer Lösungsbehandlungstemperatur innerhalb des Bereichs von 825 bis 925°C. Die Bleche wurden danach unmittelbar mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 15°C/s oder mehr abgekühlt.

Dann wurden in Abhängigkeit von den Proben die resultierenden Bleche, falls notwendig, einem Kalt-Walzen (b) bei einem Reduktionsgrad von 50% oder weniger unterzogen, und dann unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 der Alterungsbehandlung in einer Inertgasatmosphäre, der letzten plastischen Bearbeitung (Kalt-Walzen (c), zu einer endgültigen Blechdicke von 0,15 mm), und dann dem Tieftemperatur-Ausglühen, um dadurch die Kupferlegierungsbleche (Proben Nr. 2 bis 4) in dieser Reihenfolge herzustellen. Tabelle 1

Barren Nr.	Ni Massen-%	Si Massen-%	Mg Massen-%	Sn Massen-%	Zn Massen-%	S Massen-%	Andere Elemente Massen-%
A	3,8	0,89	-	-	-	0,002	-
B	3,4	0,83	-	-	-	0,002	-
C	3,2	0,77	-	-	-	0,002	-
D	3,8	0,9	0,1	-	-	0,002	-
E	3,8	0,9	-	0,15	-	0,002	-
F	3,8	0,9	-	-	0,5	0,002	-
G	3,8	0,9	0,1	0,15	-	0,002	-
H	3,8	0,9	0,1	-	0,5	0,002	-
I	3,8	0,9	-	0,15	0,5	0,002	-
J	3,8	0,9	0,1	0,15	0,5	0,002	-
K	3,5	0,84	0,1	0,16	0,47	0,002	-
L	3,3	0,78	0,1	0,16	0,48	0,002	-
N	3,8	0,89	0,1	0,15	0,5	0,002	Zr: 0,1
O	3,8	0,89	0,1	0,15	0,5	0,002	Co: 0,25
P	3,8	0,89	0,1	0,15	0,49	0,002	B: 0,01
Q	5	1,17	0,1	0,21	0,49	0,002	-
R	3,8	0,9	0,1	0,15	1,7	0,002	-
S	3,8	0,9	0,38	0,2	0,5	0,002	-
T	3,8	0,89	0,08	2,01	0,5	0,002	-
V	4,1	0,9	0,1	0,15	0,48	0,002	B: 0,03
WA	2,3	0,56	-	-	-	0,002	-
WB	2,3	0,56	0,1	-	-	0,002	-
WC	2,2	0,54	-	0,15	-	0,002	-
WD	2,3	0,56	-	-	0,5	0,002	-
WE	2,4	0,55	0,1	0,15	-	0,002	-
WF	2,3	0,56	0,1	-	0,5	0,002	-
WG	2,4	0,55	-	0,15	0,5	0,002	-
WH	2,3	0,56	0,1	0,15	0,5	0,002	-
X	3,8	0,9	0,1	0,15	0,5	0,011	-
Z	1,7	0,27	0,1	0,15	0,5	0,002	-

Bemerkung: Der Ausgleich jeder Legierung war Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen; ”-” nicht zugegeben.

Die so hergestellten Kupferlegierungsbleche wurden jeweils getestet und bezüglich (1) Kristallkorndurchmesser, (2) Kristallorientierung, (3) Zugfestigkeit, (4) elektrische Leitfähigkeit, und (5) Biegeeigenschaft bewertet.
Der Kristallkorndurchmesser (1) wurde gemäß JIS H 0501 (ein Schneideverfahren) gemessen.
Die Kristallorientierungen (2) wurden bestimmt, indem: eine Oberfläche des Kupferlegierungsbleches eines endgültigen Produktzustandes (Dicke: 0,15 mm) mit Röntgenstrahlen bestrahlt wurde; und die Intensitäten von Beugungsebenen gemessen wurden. Von diesen wurden die Beugungsintensitäten der (200), (220), und (311) Ebenen, die jeweils eine starke Korrelation mit der Biegeeigenschaft zeigen, verglichen, um dadurch ein Kristallorientierungsintensitätsverhältnis (I{311} × A/(I{311} + I{220} + I(200)) zu erhalten. Die Bedingungen für die Bestrahlung mit Röntgenstrahlen waren: Röntgenstrahlenquelle CuKα1; Röhrenspannung 40 kV; und Röhrenstrom 20 mA.
Die Zugfestigkeit (3) wurde gemäß JIS Z 2241 bestimmt, unter Verwendung von #5 Teststücken, die in JIS Z 2201 beschrieben werden, welche aus jedem der Probenbleche geformt wurden.
Die elektrische Leitfähigkeit (4) wurde gemäß JIS H 0505 bestimmt.
Die Biegeeigenschaft (5) wurde auf Grundlage eines Verfahrens bewertet, das in JIS H 3110 beschrieben ist. Ein Teststück mit einer Breite von 10 mm wurde bei einer Last von 1000 kgf gebogen. Das Teststück wurde in einer GW-Richtung (mit einer Biegeachse senkrecht zu der Walzrichtung) oder einer BW-Richtung (mit einer Biegeachse parallel zu der Walzrichtung) ausgeschnitten. Die Biegeeigenschaft wurde mit einem Verhältnis R/t bewertet, wobei R einen minimalen Biegeradius bei einer Grenze der Rissbildung bezeichnet und t eine Dicke des Teststückes bezeichnet.
Wie aus den Ergebnissen, die in Tabelle 2 gezeigt sind, ersichtlich ist, hatten die Proben Nr. 1, 5 bis 19 (Referenzbeispiel 1) und die Proben Nr. 2 bis 4 (Referenzbeispiel 2) jeweils ausgezeichnete Eigenschaften, die alle von einer Biegeeigenschaft (R/t) von weniger als 2, einer Zugfestigkeit von 800 MPa oder mehr, und einer elektrische Leitfähigkeit von 35%IACS oder mehr erfüllen. Weiter hatten die Proben Nr. 34 bis 41 eine leicht niedrige Zugfestigkeit, aber hatten jeweils ausgezeichnete Eigenschaften, die eine Biegeeigenschaft (R/t) von weniger als 2 und eine elektrische Leitfähigkeit von 35%IACS oder mehr erfüllen.
Im Gegensatz dazu hatten die Proben Nr. 20 bis 25 (Vergleichsbeispiele) jeweils einen Wert des Ausdrucks (1), der außerhalb des Bereichs fällt, der in der vorliegenden Erfindung definiert wird, und hatten eine auffällig schlechte Biegeeigenschaft, welche vermutlich verursacht wurde, da die Temperatur der Lösungsbehandlung zu hoch war.
Die Probe Nr. 26 (Vergleichsbeispiel) konnte nicht normal hergestellt werden, da Risse während der Heißbearbeitung auftraten, aufgrund der zu grossen Gehalte an Ni und Si.
Die Probe Nr. 27 (Vergleichsbeispiel) erfüllte den Wert des Ausdrucks (1) und hatte eine ausgezeichnete Biegeeigenschaft. Jedoch war diese Probe aufgrund eines zu hohen Zn-Gehalts schlecht bezüglich der elektrischen Leitfähigkeit.
Die Probe Nr. 28 (Vergleichsbeispiel) war aufgrund eines zu hohen Mg-Gehalts schlecht bezüglich der Biegeeigenschaft.
Die Probe Nr. 29 (Vergleichsbeispiel) konnte nicht hergestellt werden, da aufgrund eines zu hohen Sn-Gehalts während dem Kalt-Walzen Kantenrisse auftraten.
Die Probe Nr. 31 (Vergleichsbeispiel) konnte nicht normal hergestellt werden, da aufgrund eines zu hohen B-Gehaltes Risse während der Heißbearbeitung auftraten.
Die Herstellung der Probe Nr. 32 (Vergleichsbeispiel) wurde gestoppt, da aufgrund des zu grossen Gehalts an S Risse während der Heißbearbeitung auftraten.

Die Probe Nr. 33 stellte einen Wert des Ausdruckes (1) bereit, der außerhalb des Bereichs fällt, der in der vorliegenden Beschreibung definiert wird. Diese Probe hatte zu kleine Ni- und Si-Gehalte, war schlecht bezüglich der mechanischen Festigkeit und erreichte bei weitem nicht Beryllium-Kupfer. Tabelle 2

	Barren Nr.	Probe Nr.	Wert von Ausdruck (1)	Biegeeigenschaft (R/t)		Zugfestigkeit	elektr. Leitfähigkeit
	Barren Nr.	Probe Nr.	Wert von Ausdruck (1)	GW	BW	MPa	%IACS
Referenz-Beispiel	A	5	0,67	1,0	1,0	815	39
	B	6	0,71	1,0	1,0	820	39
	C	7	0,61	1,0	1,0	820	40
	D	8	0,63	1,5	1,5	810	38
	E	9	0,66	1,0	1,0	815	37
	F	10	0,61	1,0	1,0	820	38
	G	11	0,6	1,5	1,5	810	37
	H	12	0,57	1,0	1,0	825	38
	I	13	0,58	1,0	1,0	820	37
	J	1	0,99	1,0	1,0	810	36
	J	2	0,57	1,0	1,0	820	36
	J	3	0,54	1,5	1,5	860	36
	J	4	0,4	1,0	1,0	820	37
	K	14	1,18	1,0	1,0	820	37
	L	15	1,23	1,0	1,0	825	38
	N	17	0,6	1,0	1,0	810	35
	0	18	0,46	1,0	1,0	815	36
	P	19	0,56	1,0	1,0	805	36
	WA	34	0,43	0,5	0,5	734	42
	WB	35	0,44	0,5	0,5	743	40
	WC	36	0,63	0,75	0,5	732	39
	WD	37	0,54	0,5	0,5	724	40
	WE	38	0,5	0,5	0,5	722	37
	WF	39	0,41	0,75	0,5	741	38
	WG	40	0,61	0,5	0,5	735	37
	WH	41	0,96	0,5	0,5	720	36
Vergleichs-Beispiel	J	20	6,06	2,0	2,0	820	35
	J	21	4,12	2,5	2,5	825	35
	J	22	3,06	3,5	3,5	855	35
	J	23	1,7	3,0	3,0	850	36
	K	24	2,96	2,5	2,5	825	37
	L	25	3,12	2,5	2,5	830	34
	Q	26	Risse während Heißbearbeitung
	R	27	0,65	1,0	1,0	820	30
	S	28	0,71	2,0	2,0	815	33
	T	29	Risse während Kaltbearbeitung
	V	31	Risse während Heißbearbeitung
	X	32	Risse während Heißbearbeitung
	Z	33	3,96	1,0	1,0	644	41

(Beispiel 1)
Kupferlegierungen, die jeweils die Zusammensetzung haben, wie in Tabelle 3 gezeigt (Barren Nr. 2-A bis 2-O, 2-PA bis 2-PH, 2-Q bis 2-S, 2-Z und 2-A-1), wurden jeweils in einem Hochfrequenz-Schmelzofen geschmolzen, durch ein DC-Verfahren, um in Barren mit einer Dicke von 30 mm, einer Breite von 100 mm bzw. einer Länge von 150 mm gegossen zu werden. Dann wurden diese Barren auf 1000°C geheizt. Nachdem die Barren bei dieser Temperatur für 1 Stunde gehalten worden waren, wurden die resultierenden Barren zu einem Blech mit einer Dicke von 12 mm heiß gewalzt, gefolgt von schnellem Abkühlen.
Dann wurden beide Endflächen der heiß gewalzten Bleche jeweils um 1,5 mm geschnitten (abgeschrägt), um Oxidschichten zu entfernen. Die resultierenden Bleche wurden durch kaltes Walzen (2-a) auf eine Dicke von 0,15 bis 0,25 mm bearbeitet. Dann wurden die kalt gewalzten Bleche für 15 Sekunden wärmebehandelt, wobei eine Temperatur einer Lösungsbehandlung in dem Temperaturbereich von 825 bis 925°C variiert wurde, und nach diesem, unmittelbar gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 15°C/s oder mehr. Dann wurde eine Alterungsbehandlung bei 475°C für 2 Stunden in einer Inertgasatmosphäre durchgeführt, und dann, in Abhängigkeit von den Proben, wurde, falls notwendig, ein kaltes Walzen (2-c) als eine letzte plastische Bearbeitung durchgeführt, um auf die endgültige Blechdicke von 0,15 mm einzustellen. Nach der Alterungsbehandlung oder der letzten plastischen Bearbeitung wurden die Proben dann einem Tieftemperatur-Ausglühen bei 375°C für 2 Stunden unterzogen, um dadurch Kupferlegierungsbleche (Proben Nr. 2-0 bis 2-2, 2-1-1 und 2-5 bis 2-30) in dieser Reihenfolge herzustellen.
(Beispiel 2)

Kupferlegierungsbleche mit einer Dicke von 0,15 mm wurden hergestellt, indem die Kupferlegierungen (Barren Nr. 2-B) der Zusammensetzung, wie in Tabelle 3 gezeigt, unter den folgenden Bedingungen in dieser Reihenfolge bearbeitet wurden. Das heißt, die Herstellungsbedingungen waren die gleichen wie in den Herstellungsschritten in Beispiel 3, vom Beginn mit dem Schmelzen bis zu der Entfernung von Oxidfilmen nach dem Heiß-Walzen. Dann wurden die resultierenden Bleche durch Kalt-Walzen (2-a) zu einer Dicke von 0,15 bis 0,5 mm bearbeitet, gefolgt von Heiß-Behandeln für 15 Sekunden bei einer Lösungsbehandlungstemperatur innerhalb des Bereichs von 825 bis 925°C. Die Bleche wurden danach unmittelbar mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 15°C/s oder mehr abgekühlt. Dann wurden die resultierenden Bleche in Abhängigkeit von den Proben, falls notwendig, einem kalten Walzen (2-b) bei einem Reduktionsgrad von 50% oder weniger unterzogen, und dann unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 3 der Alterungsbehandlung in einer Inertgasatmosphäre, der endgültigen plastischen Bearbeitung (Kaltwalzen (2-c), zu einer endgültigen Blechdicke von 0,15 mm), und dann dem Tieftemperatur-Ausglühen, um dadurch die Kupferlegierungsbleche (Proben Nr. 2-3 und 2-4) in dieser Reihenfolge herzustellen. Tabelle 3

Barren Nr.	Ni Massen-%	Si Massen-%	Mg Massen-%	Sn Massen-%	Zn Massen-%	Cr Massen-%	S Massen-%	Andere Elemente Massen-%
2-Z	3,74	0,89	-	-	-	0,23	0,002	-
2-A	3,76	0,89	-	-	0,49	0,25	0,002	-
2-A-1	3,75	0,89	0,10	0,15	-	0,24	0,002	-
2-B	3,78	0,9	0,09	0,15	0,49	0,21	0,002	-
2-C	3,52	0,83	0,11	0,16	0,51	0,22	0,002	-
2-D	4,1	0,95	0,10	0,15	0,52	0,2	0,002	-
2-E	3,21	0,72	0,09	0,14	0,5	0,19	0,002	-
2-F	3,79	0,9	0,12	0,15	0,48	0,24	0,002	Ag: 0,1
2-G	3,8	0,91	0,10	0,15	0,47	0,21	0,002	Co: 0,31
2-H	3,81	0,92	0,08	0,17	0,51	0,2	0,002	Zr: 0,17
2-I	3,76	0,89	0,10	0,15	0,5	0,25	0,002	Ti: 0,16
2-J	3,76	0,91	0,09	0,14	0,5	0,6	0,002	-
2-K	5	1,17	0,11	0,21	0,49	0,23	0,002	-
2-L	3,78	0,88	0,08	0,16	1,7	0,21	0,002	-
2-M	3,81	0,92	0,38	0,20	0,5	0,2	0,002	-
2-N	3,74	0,87	0,08	2,01	0,48	0,19	0,002	-
2-O	3,76	0,9	0,12	0,17	0,52	0,1	0,002	-
2-PA	2,3	0,56	-	-	-	0,27	0,002	-
2-PB	2,3	0,56	0,10	-	-	0,27	0,002	-
2-PC	2,3	0,56	-	0,14	-	0,27	0,002	-
2-PD	2,3	0,56	-	-	0,51	0,27	0,002	-
2-PE	2,3	0,56	0,10	0,14	-	0,27	0,002	-
2-PF	2,3	0,56	0,10	-	0,51	0,27	0,002	-
2-PG	2,3	0,56	-	0,14	0,51	0,27	0,002	-
2-PH	2,3	0,56	0,10	0,14	0,51	0,27	0,002	-
2-Q	3,8	0,89	0,11	0,15	0,46	0,22	0,011	-
2-R	3,78	0,91	0,10	0,16	0,5	-	0,002	-
2-S	1,7	0,27	0,10	0,14	0,51	0,27	0,002	-

Die Kupferlegierungsbleche, die in den Beispielen 1 und 2 hergestellt worden waren, wurden jeweils getestet und bezüglich (1) Kristallkorndurchmesser, (2) Kristallorientierung, (3) Biegeeigenschaft, (4) Zugfestigkeit, (5) elektrische Leitfähigkeit, und (6) Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation bewertet.

(1) Der Kristallkorndurchmesser (Größe) wurde gemäß JIS H 0501 (Sektionsverfahren) gemessen.
(2) Die Kristallorientierungen wurden bestimmt, indem: die Oberfläche des Kupferlegierungsbleches eines endgültigen Produktzustandes (Dicke: 0,15 mm) mit Röntgenstrahlen bestrahlt wurde; und die Intensitäten von den Beugungsebenen gemessen wurden. Von diesen wurden die Beugungsintensitäten der {200}, {220}, und {311} Ebenen verglichen, um dadurch Integrationsgrade der Kristallorientierungen (I{311}/(I{311} + I{220} + I{200})) und (I{311} × A/(I{311} + I{220} + I{200})) zu erhalten. Die Bedingungen für die Röntgenstrahlenbestrahlung waren: Röntgenstrahlenquelle CuKα1; Röhrenspannung 40 kV; und Röhrenstrom 20 mA.
(3) Die Biegeeigenschaft wurde auf Grundlage eines Verfahrens bewertet, das in JIS H 3110 beschrieben wird. Ein Teststück mit einer Breite von 10 mm wurde bei einer Last von 1000 kgf gebogen. Das Teststück wurde in einer GW-Richtung (mit einer Biegeachse senkrecht zu der Walzrichtung) oder einer BW-Richtung (mit einer Biegeachse parallel zu der Walzrichtung) ausgeschnitten. Die Biegeeigenschaft wurde mit einem Verhältnis R/t bewertet, wobei R einen minimalen Biegeradius bei einer Grenze der Rissbildung bezeichnet und t eine Dicke des Teststückes bezeichnet.
(4) Die Zugfestigkeit wurde gemäß JIS Z 2241 bestimmt, unter Verwendung von #5 Teststücken, die in JIS Z 2201 beschrieben werden.
(5) Die elektrische Leitfähigkeit wurde gemäß JIS H 0505 bestimmt.
(6) Als ein Index für die Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation wurde ein Spannungsrelaxationsverhältnis (stress relaxation ratio, S.R.R.) bestimmt, indem ein einseitiges Halteblock-Verfahren der Electronics Materials Manufacturers Association of Japan Standard (EMAS-3003) angewendet wurde, in welchem die Spannungslast so gesetzt wurde, dass die maximale Oberflächenspannung (surface stress) 80% YS (80% Umformfestigkeit (yield strength), oder 0,2% Dehngrenze (proof stress)) sein würde, und das resultierende Teststück wurde in einer Konstant-Temperatur-Kammer bei 150°C für 1000 Stunden gehalten.

Die Ergebnisse werden in Tabelle 4 gezeigt.
Wie aus den Ergebnissen, die in Tabelle 4 gezeigt sind, ersichtlich ist, hatten die Proben Nr. 2-0 bis 2-2, 2-1-1, und 2-5 bis 2-11 (Beispiel 1) und die Proben Nr. 2-3 und 2-4 (Beispiel 2) jeweils ausgezeichnete Eigenschaften, die alle von einer Biegeeigenschaft (R/t) von weniger als 2, einer Zugfestigkeit von 810 MPa oder mehr, einer elektrischen Leitfähigkeit von 35%IACS oder mehr, und einem Spannungsrelaxationsverhältnis von 10% oder weniger erfüllen. Weiter hatten die Proben Nr. 2-33 bis 2-30 eine leicht niedrige Zugfestigkeit, und ein leicht niedriges Spannungsrelaxationsverhältnis in einigen Fällen, aber jede hatte ausgezeichnete Eigenschaften, die sowohl eine Biegeeigenschaft (R/t) von weniger als 2, als auch eine elektrische Leitfähigkeit von 35%IACS oder mehr erfüllen.
Im Gegensatz zu den oben genannten hatten die Proben Nr. 2-12 und 2-13 (Vergleichsbeispiele) jeweils einen Wert des Ausdrucks (2) oder (3), der außerhalb der Bereiche fällt, die in der vorliegenden Erfindung definiert werden, und hatten eine auffällig schlechte Biegeeigenschaft, welche vermutlich verursacht wurde, da die Temperatur der Lösungsbehandlung zu hoch war.
Die Probe Nr. 2-14 (Vergleichsbeispiel) war aufgrund eines zu hohen Gehalts an Cr schlecht bezüglich der Biegeeigenschaft.
Die Probe Nr. 2-15 (Vergleichsbeispiel) konnte nicht normal hergestellt werden, da aufgrund zu hoher Gehalte an Ni und Si Risse während der Heißbearbeitung auftraten.
Die Probe Nr. 2-16 (Vergleichsbeispiel für die Erfindung gemäß dem oben genannten Punkt [2]) war aufgrund eines zu hohen Zn-Gehalts schlecht bezüglich der elektrischen Leitfähigkeit.
Die Probe Nr. 2-17 (Vergleichsbeispiel für die Erfindung gemäß dem oben genannten Punkt [2]) war ausgezeichnet bezüglich Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation, aber war aufgrund eines zu hohen Mg-Gehalts auffällig schlecht bezüglich der Biegeeigenschaft.
Die Probe Nr. 2-18 (Vergleichsbeispiel für die Erfindung gemäß dem oben genannten Punkt [2]) konnte nicht normal hergestellt werden, da aufgrund eines zu hohen Sn-Gehalts Risse beim Kaltbearbeiten auftraten.
Die Probe Nr. 2-19 (Vergleichsbeispiel) war auffällig schlecht bezüglich der Biegeeigenschaft, da die Probe einen Wert des Ausdrucks (2) oder (3) hatte, der außerhalb der Bereiche fällt, die in der vorliegenden Erfindung definiert werden.
Die Probe Nr. 2-20 (Vergleichsbeispiel) konnte nicht normal hergestellt werden, da aufgrund des zu hohen Gehalts an S Risse während der Heißbearbeitung auftraten.
Die Probe Nr. 2-21 (Vergleichsbeispiel) war auffällig schlecht bezüglich der Biegeeigenschaft, da die Probe einen Wert des Ausdrucks (2) oder (3) hatte, der außerhalb der Bereiche fällt, die in der vorliegenden Erfindung definiert werden.
Die Probe Nr. 2-22 (Vergleichsbeispiel) war aufgrund zu kleiner Gehalte an Ni und Si auffällig schlecht bezüglich der mechanischen Festigkeit und der Beständigkeit gegenüber Spannungsrelaxation.
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Das Werkstück aus einer Kupferlegierung, das nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, ist bevorzugt als ein Material, das in einem Anschluss, Verbindungsglied und Leitungsrahmen verwendet werden soll, und es ist auch bevorzugt als ein leitendes Universal-Material, zum Beispiel, für Schalter und Relais.
Nachdem wir unsere Erfindung unter Bezugnahme auf die vorliegenden Ausführungsformen beschrieben haben, ist es unsere Absicht, dass die Erfindung nicht durch irgendeines der Details der Beschreibung eingeschränkt wird, soweit nicht anders angegeben, sondern eher breit innerhalb ihres Geistes und Umfangs aufgefasst wird, wie in den begleitenden Ansprüchen ausgeführt.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines Werkstückes aus einer Kupferlegierung, umfassend 2,0 bis 4,5 Massen-% Ni, 0,3 bis 1,0 Massen-% Si, 0,1 bis 0,5 Massen-% Cr, und weniger als 0,005 Massen-% S, wobei der Ausgleich Cu und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: 1) Heiß-Walzen innerhalb eines Temperaturbereichs von 900 bis 1000°C, 2) Kalt-Walzen mit einem Reduktionsgrad von 90% oder mehr, 3) Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 820 bis 930°C für 20 Sekunden oder weniger, und 4) nachfolgendes Kalt-Walzen mit einem Reduktionsgrad von 30% oder weniger.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Kupferlegierung weiter mindestens ein Element umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus 0,2 bis 1,5 Massen-% Zn, 0,01 bis 0,2 Massen-% Mg, und 0,05 bis 1,5 Massen-% Sn besteht.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Kupferlegierung weiter mindestens ein Element umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus 0,005 bis 0,3 Massen-% Zr, 0,05 bis 2,0 Massen-% Co, 0,005 bis 0,3 Massen-% Ti, 0,005 bis 0,3 Massen-% Ag, und 0,001 bis 0,02 Massen-% B besteht.
Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, wobei die Kupferlegierung 0,10 bis 0,27 Massen-% Cr umfasst.
Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, wobei die Kupferlegierung 0,15 bis 0,27 Massen-% Cr umfasst.
Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, wobei die Kupferlegierung 0,19 bis 0,27 Massen-% Cr umfasst.
Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche, weiter umfassend die folgenden zusätzlichen Schritte: 5) Alterungsbehandlung, 6) falls notwendig, Fertig-Kaltwalzen, und 7) Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen.
Verfahren nach einem der vorherigen Ansprüche 1 bis 6, wobei Schritt 4) die folgenden zusätzlichen Schritte umfasst: a) falls notwendig, Kalt-Walzen, b) Alterungsbehandlung, c) Fertig-Kaltwalzen, und d) Ausglühen zum Eliminieren von Verzerrungen.