DE112010001811T5

DE112010001811T5 - Cu-Ni-Si-Mg-Legierung mit verbesserter Leitfähigkeit und Biegbarkeit

Info

Publication number: DE112010001811T5
Application number: DE112010001811T
Authority: DE
Inventors: Hironori Kato
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2009-04-30
Filing date: 2010-04-27
Publication date: 2012-08-09
Anticipated expiration: 2030-04-28
Also published as: TWI406959B; KR101207250B1; JP5261500B2; CN102105611B; DE112010001811B4; JPWO2010126046A1; TW201042063A; CN102105611A; KR20110022698A; WO2010126046A1

Abstract

Eine Cu-Ni-Si-Mg-Legierung enthaltend 1,0 bis 4,5 ,30 Massen-% Mg und den Restgehalt Kupfer und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei die Legierung Ni-Si-Mg-Präzipitate X und Ni-Si-Präzipitate Y umfasst, wobei die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X 0,05 bis 3,0 μm beträgt, wobei das Präzipitat X mit einer Partikelgröße von mehr als 10 μm in der Legierung nicht vorkommt und die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,01 bis 0,10 μm beträgt. Die Kupferlegierung kann insgesamt 0,01 bis 2,0 Massen-% von mindestens einem Element aus der Gruppe bestehend aus Cr, P, Mn, Ag, Co, Mo, As, Sb, Al, Hf, Zr, Ti, C, Fe, In, Ta, Sn und Zn enthalten. Vorzugsweise beträgt die Anzahl von Präzipitaten X 1,0 × 103/mm2 bis 1,0 × 105/mm2 und die Anzahl von Präzipitaten Y 1,0 × 108/mm2 bis 1,0 × 1011/mm2. Die Cu-Ni-Si-Mg-Legierung der vorliegenden Erfindung weist eine hohe Stärke, eine hohe Leitfähigkeit, eine ausgezeichnete Biegbarkeit und ausgezeichnete Antispannungsrelaxationseigenschaften bei hohen Temperaturen auf.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Cu-Ni-Si-Mg-Legierung, die als leitendes Federmaterial für Verbinder, Anschlüsse, Relais, Schalter und dergleichen geeignet ist.
Technischer Hintergrund
Kupferlegierungen für elektronische Materialien, die in Anschlüssen, Verbindern und dergleichen verwendet werden sollen, benötigen sowohl eine hohe Stärke als auch eine hohe elektrische oder thermische Leitfähigkeit als Grundeigenschaften. Über diese Eigenschaften hinaus müssen solche Kupferlegierungen Biegbarkeit (Biegeverarbeitbarkeit), Gegenspannungsrelaxationseigenschaften, Wärmebeständigkeit, Haftfähigkeit gegenüber Beschichten, Ätzbearbeitbarkeit, Stanzfähigkeit und Korrosionsbeständigkeit aufweisen.
Um Legierungen für elektronische Materialien mit einer hohen Stärke und hohen Leitfähigkeit zu erzeugen, werden herkömmliche mischkristallhärtende Kupferlegierungen wie Phosphorbronze und Messing zunehmend durch aushärtende Kupferlegierungen ersetzt. Bei einer aushärtenden Kupferlegierung wird ein Aushärten auf eine übersättigte festen Lösung (solid solution) bzw. auf einen übersättigten Mischkristall durchgeführt, die/der bereits einem Lösungsglühen unterzogen worden ist, und kleine Präzipitate (Ausscheidungen) sind gleichförmig verteilt, um die Stärke der Legierung zu erhöhen. Gleichzeitig ist die Menge an additiven, in dem Kupfer fest gelösten Elementen reduziert und die Leitfähigkeit wird größer. Demgemäß kann man ein Material erhalten, das ausgezeichnete mechanische Eigenschaften, wie Stärke- und Federeigenschaften, sowie eine hohe elektrische und thermische Leitfähigkeit aufweist. Unter den ausgehärteten Kupferlegierungen sind Cu-Ni-Si-Legierungen als Corson-Legierungen bekannt, bei denen es sich um typische Kupferlegierungen handelt, die sowohl eine hohe Stärke als auch eine hohe Leitfähigkeit aufweisen. Diese Cu-Ni-Si-Legierungen werden in der Praxis als Materialien für elektronische Bauteile verwendet. Bei solchen Kupferlegierungen sind die Stärke und die Leitfähigkeit verbessert, da sich winzige Ni-Si-intermetallische Verbindungen (Präzipitate Y) in Form von Partikeln in der Kupfermatrix einlagern.
Es wurden auch Studien über Cu-Ni-Si-Mg-Legierungen erstellt, welche die Vorteile der oben beschriebenen Cu-Ni-Si-Legierungen beibehalten, insbesondere die hohe Stärke und die ausgezeichnete Biegbarkeit, und weiterhin ausgezeichnete Gegenspannungsrelaxationseigenschaften bei hohen Temperaturen bereitstellen (Fähigkeit, eine geeignete Kontaktkraft in einem Verbinder über eine lange Zeitdauer aufrecht zu erhalten) (Patentdokumente 1 bis 4). In einem herkömmlichen Prozess der Herstellung einer Cu-Ni-Si-Mg-Legierung werden Materialien wie elektrolytisches Kupfer, Ni und Si zunächst mit Holzkohle, die die geschmolzene Metalloberfläche abdeckt, in einem atmosphärischen Schmelzofen geschmolzen, um geschmolzenes Metall mit einer vorbestimmten Zusammensetzung erhalten. Das geschmolzene Metall wird dann zu einem Barren gegossen. Danach werden eine Wärmebehandlung, ein Heißwalzen, ein Kaltwalzen und eine weitere Wärmebehandlung durchgeführt, um einen Streifen oder eine Folie mit einer vorbestimmten Dicke und den gewünschten Eigenschaften zu erzeugen.
Patentdokumente

Patentdokument 1: Japanische Patentanmeldung, Offenlegungsschrift Nr. 2008-127668 A ;
Patentdokument 2: Japanische Patentanmeldung, Offenlegungsschrift Nr. 2005-307223 A ;
Patentdokument 3: Japanische Patentanmeldung, Offenlegungsschrift Nr. H10-110228 A ;
Patentdokument 4: Japanische Patentanmeldung, Offenlegungsschrift Nr. 2004-307905 A .

Offenbarung der Erfindung
Durch die Erfindung zu lösende Aufgaben
Bei der Herstellung einer Cu-Ni-Si-Mg-Legierung reagiert Magnesium mit Sauerstoff in dem geschmolzenen Metall, bildet ein Oxid und schwimmt auf dem geschmolzenen Metall, da Mg einfacher oxidiert als die weiteren Zusatzelemente. Daher wird üblicherweise unter Berücksichtigung der Menge an Mg, die aufgrund der Oxidation verloren geht, eine Überschussmenge an Mg zugegeben. Weiterhin sind Ni-Si-Mg-Verbindungen (Präzipitate X) primäre Kristalle in dieser Legierung und werden in dem gegossenen Barren zuerst kristallisiert. Jedoch werden die Präzipitate X in einer Homogenisierungs-Wärmebehandlung gelöst, die durchgeführt, um die unebenen Strukturen der internen Struktur des gegossenen Metalls gleichförmig zu machen. Da anschließend ein Lösungsglühen durchgeführt wird, liegt der Mg-Anteil der herkömmlichen Cu-Ni-Si-Mg-Legierung in der Matrix in einer Mischkristallform bzw. fest gelöst vor und existiert üblicherweise nicht in Form des Präzipitats X. Wie oben beschrieben hindert das Vorliegen von Mg in der herkömmlichen Cu-Ni-Si-Mg-Legierung, die einen Überschussmenge des zugegebenen Mg aufweist und das Mg in einem Mischkristallzustand enthält, Elektronen daran, sich durch das Metallgitter zu bewegen, was das Erreichen einer hohe Leitfähigkeit wie bei einer Cu-Ni-Si-Legierung erschwert.
Da in den letzten Jahren elektronische Produkte jedoch verkleinert worden sind, müssen die leitfähigen Federmaterialien für Verbinder, Anschlüsse, Relais, Schalter und dergleichen kleiner sein und eine höhere Biegbarkeit und höhere Stärke aufweisen, während ihre hohe Leitfähigkeit beibehalten wird.
Maßnahmen zum Lösen der Aufgaben
Der Erfinder hat eine Verbesserung der herkömmlichen Technik vorgenommen, bei der Mg in einer Cu-Ni-Si-Mg-Legierung nach der Homogenisierungs-Wärmebehandlung vollständig fest gelöst wurde, und hat entdeckt, dass ausgezeichnete Effekte erzielt werden, indem die Bedingungen des Gießens und der Homogenisierungs-Wärmebehandlung angepasst werden, so dass die Präzipitate Y in der gleichen Größe und in der gleichen Verteilung wie bei den herkömmlichen Legierungen beibehalten werden, während Mg enthaltende Präzipitate X mit einer bestimmten Größe in der Legierung verbleiben. Basierend auf dieser Entdeckung hat der Erfinder die Größen und vorzugsweise die Mengen und Proportionen der Ni-Si-Mg-Verbindungen (Präzipitate X) und der Ni-Si-Verbindungen (Präzipitate Y) angepasst und eine Cu-Ni-Si-Mg-Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung mit einer ausgezeichneten Leitfähigkeit und Biegbarkeit erhalten.
Die vorliegende Erfindung wird wie folgt angegeben:

1) Eine Cu-Ni-Si-Mg-Legierung enthaltend 1,0 bis 4,5 Massen-% Ni, 0,16 bis 1,13 Massen-% Si, 0,05 bis 0,30 Massen-% Mg und den Restgehalt Kupfer und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei die Legierung Ni-Si-Mg-Präzipitate X und Ni-Si-Präzipitate Y umfasst, wobei die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X 0,05 bis 3,0 μm beträgt, wobei das Präzipitat X mit einer Partikelgröße von mehr als 10 μm in der Legierung nicht vorkommt, und die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,01 bis 0,10 μm beträgt.
2) Die Kupferlegierung nach 1), wobei die Legierung 1,0 × 10³ bis 1,0 × 10⁵ Präzipitate X pro mm² in einer Querschnittsfläche rechtwinklig zur Walzrichtung enthält.
3) Die Kupferlegierung nach 1) oder 2), wobei die Legierung 1,0 × 10⁸ bis 1,0 × 10¹¹ Präzipitate Y pro mm² in einer Querschnittsfläche rechtwinklig zur Walzrichtung enthält.
4) Die Kupferlegierung nach einem der obigen Punkte, wobei die Legierung insgesamt 0,01 bis 2,0 Massen-% von mindestens einem Element aus der Gruppe bestehend aus Cr, P, Mn, Ag, Co, Mo, As, Sb, Al, Hf, Zr, Ti, C, Fe, In, Ta, Sn und Zn enthält.

Wirkungen der Erfindung
Die Cu-Ni-Si-Mg-Legierung der vorliegenden Erfindung weist eine hohe Stärke, eine hohe Leitfähigkeit, eine ausgezeichnete Biegbarkeit und ausgezeichnete Antispannungsrelaxationseigenschaften auf gleichem Niveau wie eine Cu-Ni-Si-Legierung auf und stellt weiter einen hervorragenden Lot-Wärmebeständigkeit (Beständigkeit gegen Ablösen des Lots) bei hohen Temperaturen bereit.
Kurzbeschreibung der Zeichnungen
1 zeigt schematisch eine zweistufige Homogenisierungs-Wärmebehandlung und das Temperaturprofil eines bearbeiteten Materials.
Modus zum Ausführen der Erfindung
1) Ni-Konzentration
Wenn die Ni-Konzentration in der Cu-Ni-Si-Mg-Legierung der vorliegenden Erfindung kleiner als 1,0 Massen-% ist, so fallen die Präzipitate X oder Y nicht in einer ausreichenden Menge aus, wodurch die gewünschte Stärke nicht erhalten werden kann. Wenn die Ni-Konzentration mehr als 4,5 Massen-% beträgt, so werden grobkörnige Präzipitate leicht in dem gegossenen Barren erzeugt und es tritt beim Heißwalzen leicht eine Rissbildung auf.
2) Si-Konzentration
Die Konzentration des zugesetzten Si beträgt 0,16 bis 1,13 Massen-%. Wenn die Menge an Si kleiner als 0,16 Massen-% ist, so fallen die Präzipitate X oder Y nicht in einer ausreichenden Menge aus, wodurch man nicht die hohe Leitfähigkeit erhält, die durch die erhöhte Menge an festgelöstem Ni hervorgerufen wird. Wenn die Menge an Si 1,13 Massen-% übersteigt, so erhöht sich die Si-Konzentration auf der Substratoberfläche, so dass die Wärmebeständigkeit gegenüber Lot verschlechtert ist.
3) Mg-Konzentration
Wenn die Mg-Konzentration kleiner als 0,05 Massen-% ist, so können die Gegenspannungsrelaxationseigenschaften (Beständigkeit gegen Kriechdehnung), ein gewünschter Effekt des Zusetzens von Mg, nicht erzielt werden. Wenn die Mg-Konzentration 0,30 Massen-% übersteigt, so erhöht sich die Größe der Anzahl der Präzipitate X, wodurch die Bearbeitbarkeit durch Heißwalzen verschlechtert wird. Auch wird mit der sich erhöhenden Menge an festgelbstem Mg die Leitfähigkeit schlechter.
4) Präzipitate X (Ni-Si-Mg-Präzipitate)
Die Präzipitate X (Ni-Si-Mg-Präzipitate) sind Präzipitate (Sekundärphasenpartikel), die Ni, Si und Mg enthalten, die in der Kupferlegierung der vorliegenden Erfindung gebildet werden. Der Anteil an Mg in den Präzipitaten X beträgt üblicherweise ungefähr 0,5 bis 16 Massen-%. Wenn der Anteil an Mg weniger als 0,5 Massen-% beträgt, kann das Vorliegen von Mg nicht durch eine Elementenanalyse detektiert werden und das Präzipitat kann nicht von den Präzipitaten Y (Ni-Si-Präzipitate) unterschieden werden. Daher wird in der vorliegenden Erfindung ein Präzipitat, das Ni und Si umfasst, und Mg zu einem Anteil von weniger als 0,5 Massen-% enthält, als Präzipitat Y angesehen. Als Ergebnis der auf einer großen Menge an Präzipitaten X durchgeführten Analyse betrug der Anteil von Mg in den Präzipitaten X 16 Massen-% oder weniger, wobei die analysierten Legierungen die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung aufwiesen und die Präzipitate X und Y die vorbestimmte Partikelgröße hatten.
Die Präzipitate X und die Präzipitate Y der vorliegenden Erfindung können Kristalle sein, die man durch Gießen erhält, oder durch eine Alterungsbehandlung erhaltene Präzipitate sein. In der vorliegenden Erfindung werden die Präzipitate X erzeugt, so dass die Mg-Konzentration in der Matrix abnimmt und die Leitfähigkeit der Legierung verbessert ist. Bei einem Lösungsglühen nach der Homogenisierungs-Wärmebehandlung übt das Vorliegen der verbleibenden Präzipitate X in vorteilhafter Weise den Pinning-Effekt auf das Kornwachstum aus und demgemäß kann man eine kleinere durchschnittliche Korngröße als bei herkömmlichen Legierungen erhalten.
Die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X der vorliegenden Erfindung beträgt 0,05 bis 3,0 μm und weiter bevorzugt 0,50 bis 3,0 μm. Wenn die durchschnittliche Partikelgröße weniger als 0,05 μm beträgt, so werden die Größen der Präzipitate zu klein, damit die Präzipitate X zur Stärke der Legierung betragen können, und während die Menge an festgelöstem Mg in der Hauptphase ansteigt, kann die gewünschte Leitfähigkeit nicht in entsprechender Weise erreicht werden. Wenn die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X mehr als 3,0 μm beträgt, so werden im Gegenteil die Präzipitate grobkörnig und tragen nicht zur Stärke der Legierung bei, wobei es während des Heißwalzens leicht zu einer Rissbildung kommt, was zu einer schlechten Verarbeitbarkeit führt. Wenn weiterhin ein Präzipitat X eine Partikelgröße von mehr als 10 μm aufweist, so wird die Biegbarkeit erheblich verschlechtert.
Die Anzahl der Präzipitate X in der Legierung der vorliegenden Erfindung beträgt vorzugsweise 1,0 × 10³ bis 1,0 × 10⁵ pro mm² in einer Querschnittsfläche rechtwinklig zur Walzrichtung. Wenn die Anzahl der Präzipitate X weniger als 1,0 × 10³ beträgt, so trägt die Ausscheidung der Präzipitate X nicht zur Verbesserung der Leitfähigkeit und Biegbarkeit bei, da die Anzahl der Präzipitate X zu gering ist. Wenn die Anzahl der Präzipitate X 1,0 × 10⁵ übersteigt, so werden Ni und Si, die zur Bildung der Präzipitate Y verwendet werden, verbraucht. Als Ergebnis kann keine ausreichende Menge der Präzipitate Y ausgebildet werden und die damit verbundene hohe Stärke, die in Cu-Ni-Si-Legierungen inherent erreicht wird, kann nicht sichergestellt werden.
Die Präzipitate X der vorliegenden Erfindung werden von den Präzipitaten abgeleitet, die hauptsächlich beim Gießen der Legierung auftreten. Um eine Rissbildung in der Walzstufe zu verhindern, wird herkömmlicherweise der gegossene Barren in einer Homogenisierungs-Wärmebehandlung im Anschluss an das Gießen erhitzt, so dass alle Präzipitate festgelöst sind. In der vorliegenden Erfindung werden die Homogenisierungs-Wärmebehandlungsbedingungen so gesteuert, dass die Kristalle verbleiben, während die Struktur des gegossenen Barrens homogenisiert wird, in dem die verbliebenen Kristalle der vorbestimmten Anzahl an Präzipitaten X in der vorbestimmten Größe entsprechen können. Da der Schmelzpunkt der Präzipitate X hoch ist, treten die Präzipitate X nicht auf, sogar wenn sie nach der Homogenisierungs-Wärmebehandlung der Lösungsglühbehandlung und der Alterungsbehandlung unterzogen werden, während sich die Partikelgrößen aufgrund des Einflusses der Wärmeausbreitung leicht ändern.
5) Präzipitate Y (Ni-Si-Präzipitate)
Die Präzipitate Y (Ni-Si-Präzipitate) sind Präzipitate (Sekundärphasenpartikel), die Ni und Si enthalten und in der Kupferlegierung der vorliegenden Erfindung ausgebildet sind. Die allgemeine Zusammensetzung der Präzipitate Y kann als Ni₂Si oder dergleichen dargestellt werden.
Auf gleiche Weise wie bei der Herstellung von regulären Corsonlegierungen sind Ni und Si während des Lösungsglühens in ausreichendem Maße in einer Matrix fest gelöst und die Präzipitate Y werden während eines danach in dem Herstellungsprozess durchgeführten Alterungsprozesses durch das Ausscheiden in der Matrix erzeugt. Weiterhin kann das Anpassen der entsprechenden Wärmebehandlungsbedingungen die Partikelgrößen und die Dichte steuern. Die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y beträgt 0,01 bis 0,10 μm, vorzugsweise 0,05 bis 0,10 μm. Wenn die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y weniger als 0,01 μm beträgt, so tragen die Präzipitate Y nicht zur Stärke bei, da diese Größen zu gering sind. Wenn die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,10 μm oder mehr beträgt, so tragen die Präzipitate Y ebenfalls nicht zur Stärke bei, da sie grobkörnig sind. Wenn ein Präzipitat Y mit einer Partikelgröße von mehr als 3,0 μm in der Legierung auftritt, so verschlechtern sich die Stärke und die Gegenspannungsrelaxationseigenschaften.
Die Anzahl der Präzipitate Y beträgt vorzugsweise 1,0 × 10⁸ bis 1,0 × 10¹¹ pro mm² in einer Querschnittsfläche rechtwinklig zur Walzrichtung oder weiter bevorzugt 1,0 × 10⁹ bis 1,0 × 10¹¹ pro mm². Wenn die Anzahl der Präzipitate Y weniger als 1,0 × 10⁸ beträgt, so tragen die Präzipitate Y nicht zur Stärke bei, da die Anzahl der Präzipitate Y zu gering ist. Wenn die Anzahl der Präzipitate Y 1,0 × 10¹¹ übersteigt, so ist die Biegbarkeit verschlechtert.
6) Additive Elemente außer Ni, Si und Mg
Zusätzliches Cr, P, Mn, Ag, Co und Mo sind wirksam für die Verbesserung der Stärke und der Wärmebeständigkeitt. As und Sb sind wirksam für die Verbesserung der Beständigkeit gegen Lotablösung. Al, Hf, Zr, Ti, C, Fe, In, Ta, Sn und Zn sind wirksam, um zu verhindern, dass die Korngröße beim Lösungsglühen grobkörnig wird.
Wenn die Menge dieser angegebenen additiven Elemente weniger als 0,01 Massen-% beträgt, so kann ein vorteilhafter Effekt des Zusatzes nicht erreicht werden. Wenn die Menge dieser additiven Elemente mehr als 2,0 Massen-% beträgt, so wird die Leitfähigkeit verschlechtert.
7) Herstellungsverfahren
Bei dem Herstellungsverfahren der Kupferlegierung der vorliegenden Erfindung wird ein herkömmlicher Herstellungsprozess für die ausscheidungsverfestigten Kupferlegierungen (der Reihe nach Schmelzen und Gießen, Homogenisierungs-Wärmebehandlung, Heißwalzen, Zwischenkaltwalzen, Zwischenlösungsglühen, abschließendes Kaltwalzen, Altern bzw. der Reihe nach Schmelzen und Gießen, Homogenisierungs-Wärmebehandlung, Heißwalzen, Zwischenkaltwalzen, Zwischenlösungsglühen, Altern, abschließendes Kaltwalzen) verwendet, wobei die Homogenisierungs-Wärmebehandlungsbedingungen während der Schritte angepasst werden, um die gewünschte Kupferlegierung herzustellen. Das Zwischenwalzen und das Zwischen-Lösungsglühen können bei Bedarf mehr als einmal wiederholt werden.
Um die Kupferlegierung der vorliegenden Erfindung herzustellen, ist es notwendig, die Bedingungen der Homogenisierungs-Wärmebehandlung, des Lösungsglühens und des Ausheilens streng zu kontrollieren. Im einzelnen sollte die Homogenisierungs-Wärmebehandlung so durchgeführt werden, dass die Ni-Si-Mg-Präzipitate X, die beim Gießen erzeugt werden, in dem Bereich der vorliegenden Erfindung bleiben, während die Ni-Si-Präzipitate Y in ausreichender Weise verschwinden. Auch wird das Lösungsglühen so durchgeführt, dass die verbleibenden Präzipitate X nicht verschwinden, während vorzugsweise die Präzipitate Y nicht in dem Zustand vorliegen, in dem Ni und Si in ausreichender Weise fest gelöst sind. Für den abschließenden Alterungsprozess können die Bedingungen die gleichen sein wie bei einem Herkömmlichen, solange man ausreichend Präzipitate Y mit einer kleinen durchschnittlichen Partikelgröße erhält.
In den Schmelz- und Gießschritten werden Materialien wie elektrolytisches Kathodenkupfer, Ni, Si und Mg geschmolzen, um geschmolzenes Metall mit der vorgeschriebenen Zusammensetzung zu erhalten, und zu einem Barren gegossen. In einer Homogenisierungs-Wärmebehandlung und beim Warmwalzen des Barrens kann vorzugsweise eine zweistufige Homogenisierungs-Wärmebehandlung durchgeführt werden, um die Ni-Si-Präzipitate Y, die während des Gießens erzeugt werden, verschwinden zu lassen und um die Ni-Si-Mg-Präzipitate X dem Bereich der vorliegenden Erfindung anzupassen. In diesem Fall wird die Atmosphärentemperatur in dem Schmelzofen in einer ersten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung auf 800°C oder mehr und weniger als 890°C eingestellt. Wenn die Materialtemperatur die zuvor eingestellte Temperatur erreicht, wird die Temperatur für 0,5 bis 2,5 Stunden beibehalten. Um die durchschnittliche Partikelgröße der verbleibenden grobkörnigen Ni-Si-Mg-Präzipitate X zu reduzieren, wird die Atmosphärentemperatur in dem Schmelzofen in einer zweiten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung auf 890°C bis 980°C eingestellt. Nachdem die Materialtemperatur die voreingestellte Temperatur erreicht, wird die Temperatur für 0,5 bis 1,2 Stunden gehalten, wonach sich das Warmwalzen unmittelbar anschließt. Das Aufheizen der ersten und der zweiten Stufe kann aufeinander folgend in dem gleichen Schmelzofen durchgeführt werden, indem der Barren von einem Bereich der ersten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung zu einem Bereich der zweiten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung transportiert wird. 1 zeigt schematisch das Temperaturprofil eines Materials, auf das diese zweistufige Homogenisierungs-Wärmebehandlung angewandt wird. Alternativ kann bei Verwendung von separaten Schmelzöfen, unmittelbar nachdem ein Barren aus dem Schmelzofen der ersten Stufe entnommen wird, der Barren in den Schmelzofen der zweiten Stufe gelegt werden und das Erhitzen der zweiten Stufe wird gestartet, um den Abfall der Temperatur des Barrens zu verhindern.
Wenn die Temperatur der ersten Stufe bei weniger als 800°C gehalten wird, so sind die Ni-Si-Präzipitate Y nicht in ausreichendem Maße fest gelöst und die Präzipitate X verbleiben mit einer großen durchschnittlichen Partikelgröße. Wenn die Temperatur bei 890°C oder höher gehalten wird, so sind die Präzipitate X auch fest gelöst und verschwinden. Wenn die Temperatur der zweiten Stufe bei weniger als 890°C gehalten wird, verschwinden die Präzipitate X nicht, sondern es besteht eine Wahrscheinlichkeit, dass die Präzipitate X mit einer großen Partikelgröße verbleiben. Es besteht auch eine Wahrscheinlichkeit, dass einige der Präzipitate Y nicht fest gelöst sind und noch verbleiben. Wenn, davon abgesehen, die Temperatur der zweiten Stufe bei mehr als 980°C gehalten wird, so besteht eine Wahrscheinlichkeit, dass alle Präzipitate X fest gelöst sind.
Bei dieser Homogenisierungs-Wärmebehandlung wird das Heizen mit einer bekannten Einrichtung, wie z. B. einem Brenner oder einer dielektrischen Heizung, durchgeführt. Beim Heizen sollte beachtet werden, dass die Ausgangsenergie und das Gewicht des Barrens in dem Schmelzofen bei konstanten Werten gehalten werden. Sogar bei der gleichen voreingestellten Temperatur kann ein Überheizen auftreten, wenn der Barren ein geringes Gewicht aufweist, und das Heizen kann unzureichend sein, wenn der Barren ein zu hohes Gewicht aufweist.
In der ersten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung wird die Atmosphärentemperatur in dem Schmelzofen bei 800°C oder mehr und bei weniger als 890°C gehalten und der Barren wird für 0,5 bis 2,5 Stunden darin gehalten. Durch den obigen Prozess verändern sich die Ni-Si-Mg-Präzipitate X kaum, während die durchschnittliche Partikelgröße der Ni-Si-Präzipitate Y kleiner wird. Die zweite Stufe des Wärmeprozesses wird darauf folgend bei einer Temperatur von 890°C bis 980°C für 0,8 bis 1,2 Stunden durchgeführt. Entsprechend wird die durchschnittliche Partikelgröße der Ni-Si-Mg-Präzipitate X kleiner und einige von ihnen verschwinden, wodurch man Präzipitate X der vorgeschriebenen Anzahl und Größe erhält. Andererseits verschwinden alle Ni-Si-Präzipitate Y, die nach der ersten Stufe des Wärmeprozesses verblieben sind. Nachdem das Warmwalzen nach der zweistufigen Homogenisierungs-Wärmebehandlung durchgeführt wurde, erhält man die Ni-Si-Mg-Präzipitate X, deren Anzahl und Größen bis zum Ende der Anzahl und den Größen nach dem Warmwalzen entsprechen. Andererseits erhält man Ni-Si-Präzipitate Y einer vorbestimmten Anzahl und vorbestimmten Größen durch den Alterungsprozess, der nach dem Lösungsglühen und dem Kaltwalzen durchgeführt wird.
Nach dem Warmwalzen werden Zwischenwalzen und Zwischenlösungsglühen durchgeführt, deren Anzahl und deren Reihenfolge in geeigneter Weise innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ausgewählt werden. Wenn das Reduktionsverhältnis der letzten Strecke des Zwischenwalzens weniger als 30% beträgt, nimmt das Maß einer Umordnung, aus der die Präzipitate Y stammen, ab, so dass die Anzahl der Präzipitate Y abnimmt, was zu einer verschlechterten Stärke führt. Wenn andererseits das Reduktionsverhältnis 99% übersteigt, so erhöht sich das Maß der Umordnung, so dass die Anzahl der Präzipitate Y ansteigt, während die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y zu klein wird, was zu einer verschlechterten Stärke führt. Daher liegt insbesondere das Reduktionsverhältnis des Zwischenwalzens der letzten Walzstrecke vorzugsweise zwischen 30 und 99%.
Das Zwischenlösungsglühen wird gründlich für die Festlösung der Partikel, die beim Schmelzen und Gießen kristallisieren, und der Partikel, die nach dem Warmwalzen ausgeschieden werden, durchgeführt, um so die Präzipitate Y so weit wie möglich zu reduzieren. Wenn z. B. die Temperatur des Lösungsglühens geringer ist als 500°C, so ist der Festlösungsprozess unzureichend, so dass die gewünschte Stärke nicht erreicht werden kann. Wenn die Temperatur des Lösungsglühens 850°C übersteigt, so könnten die Materialien vollständig schmelzen. Daher ist es bevorzugt, ein Lösungsglühen durchzuführen, um die Materialtemperatur auf 500 bis 850°C zu erhöhen. Die Zeitdauer für das Lösungsglühen beträgt vorzugsweise 60 Sekunden bis 2 Stunden.
Bezüglich der Beziehung zwischen der Temperatur des Lösungsglühens und der Zeitdauer sollte die Zeitdauer bei hohen Temperaturen üblicherweise kurz, jedoch bei niedrigen Temperaturen lang sein, um so den gleichen Effekt der Wärmebehandlung zu erhalten (z. B. die gleiche durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y). In der vorliegenden Erfindung beträgt z. B. die Zeitdauer vorzugsweise 1 Stunde bei 600°C und vorzugsweise 2 oder 3 Minuten bis 30 Minuten bei 750°C.
Die Abkühlrate nach dem Lösungsglühen ist üblicherweise sehr hoch, um so die fest gelösten Komponenten daran zu hindern, als Sekundärphasenpartikel (die Präzipitate Y) ausgeschieden zu werden.
Das Reduktionsverhältnis des letzten Walzschritts beträgt zwischen 0 und 50%, vorzugsweise zwischen 5 und 20%. Wenn das Reduktionsverhältnis 50% übersteigt, so wird die Biegbarkeit verschlechtert.
Der abschließende Alterungsschritt der vorliegenden Erfindung wird auf gleiche Weise wie bei herkömmlichen Legierungen durchgeführt und kleine Sekundärphasenpartikel (die Präzipitate Y, sowie in einigen Fällen die Präzipitate X) sind gleichmäßig ausgeschieden innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
Beispiele
Beispiel 1 (Herstellung der Kupferlegierung)
Bei der Verwendung eines Hochfrequenzinduktionsschmelzofens werden 5 kg hochreines Kupfer geschmolzen. Nachdem die Oberfläche des geschmolzenen Kupfers mit Holzkohlestücken bedeckt wurde, wurden vorbestimmte Mengen an Ni, Si und Mg zugegeben und die Temperatur des geschmolzenen Kupfers wurde auf 1.200°C eingestellt. Danach wurde das geschmolzene Material in eine Metallgussform gegossen, um einen Barren von 65 mm Breite und 20 mm Dicke herzustellen. Zur Bestimmung der Zusammensetzung des Barrens wurde eine Probe aus dem Barren geschnitten und die Mengen der enthaltenen Elemente wurden mittels einer Fluoreszenz-Röntgenanalyse gemäß JIS H 1292 analysiert.
Nach dem Durchführen einer Homogenisierungs-Wärmebehandlung, die in Tabelle 1 spezifiziert ist, wurde dieser Barren auf eine Dicke von 8 mm warmgewalzt. In dieser Stufe sind die Ni-Si-Präzipitate und die Ni-Si-Mg-Präzipitate, die beim Gießen erzeugt wurden, noch vorhanden. Nachdem die oxidierte Kruste auf der Oberfläche des warmgewalzten Bleches durch Fräsen entfernt wurde, wurde das Blech auf eine Blechdicke von 0,2 mm kaltgewalzt. Für ein Lösungsglühen wurde das Blech auf eine Temperatur von 750 bis 800°C für 20 Sekunden erhitzt und anschließend im Wasser abgeschreckt. Die Oberflächenoxidschicht wurde dann chemisch entfernt. Danach wurden ein Kaltwalzen mit einem Reduktionsverhältnis von 25% und ein Aufheizen als ein Alterungsprozess in einer inerten Atmosphäre bei 460°C für 7,5 Stunden durchgeführt.
Die auf die obige Weise hergestellten Proben wurden wie folgt bewertet.
1) Messung von Anzahl und Größe der Präzipitate
Eine Querschnittsfläche rechtwinklig zur Walzrichtung wurde durch einen mechanischen Polierprozess mithilfe von Diamantschleifkörnern von 1 μm Durchmesser spiegelpoliert. Die Anzahl der Präzipitate mit einer Länge von 0,05 mm oder größer wurde bei 400-facher Vergrößerung mithilfe eines FE-SEM (Feldemissionsrasterelektronenmikroskop: field emission scanning electron microscope) gezählt. Die beobachtete Fläche war 60 mm² groß und die Anzahl der Präzipitate, die in der beobachteten Fläche vorhanden waren, wurde gezählt. Auch wurde bestätigt, das Ni und Si oder Ni, Si und Mg als Komponenten der gemessenen Präzipitate enthalten waren, indem eine Elementenanalyse aller Präzipitate mithilfe der EDS (energiedispersive Röntgenspektroskopie: energy dispersive X-ray spectroscopy) des FE-SEM (Feldemissionsrasterelektronenmikroskop) durchgeführt wurde. Für die Unterscheidung zwischen den Präzipitaten X und den Präzipitaten Y wird angesichts der Detektionsgenauigkeit ein Präzipitat mit einem Anteil von Mg von weniger als 0,5% als Präzipitat Y angesehen, sogar wenn es Ni, Si und Mg enthält.
Wenn die durchschnittliche Partikelgröße gemessen wurde, wurde das Vorliegen der Ni-Si-Mg-Präzipitate X von 10 μm oder mehr als durchschnittliche Partikelgröße überprüft. Die Partikelgröße war die Länge des längsten Teils jedes Präzipitats in einer von dem FE-SEM aufgenommenen Fotografie. Die durchschnittliche Partikelgröße war der einfache Durchschnittswert, der durch das Addieren aller Korngrößen in dem beobachteten Bereich und durch Dividieren des Gesamtergebnisses durch die Anzahl der Kristallkörner bestimmt wurde.
2) Messung der Leitfähigkeit der Matrix
Ein Teststück wurde von jeder Probe herausgeschnitten und die Oberflächenoxidschicht wurde vollständig durch mechanisches Polieren und chemisches Ätzen entfernt. Die Leitfähigkeit (% IACS) wurde dann durch ein Vier-Anschluss-Verfahren gemessen. Die bevorzugte Leitfähigkeit gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt 45% IACS oder mehr.
3) Biegbarkeit
Der W-Biegetest gemäß JIS H 3130 wurde so ausgeführt, dass der Biegeradius R zu 0 wurde. Die Testrichtung war Bad Way (eine Richtung mit einer Biegeachse parallel zur Walzrichtung). Das Teststück hatte eine Blechform von 10 mm Breite und 30 mm Länge. Während das Teststück den W-Biegetest mit dem Biegeradius R unterzogen wurde, wurde die Querschnittsfläche des Biegeabschnitts visuell mithilfe eines optischen Mikroskops betrachtet und die Biegbarkeit wurde bewertet. Die Bewertungskriterien sind wie folgt:
jedes ”A” stellt einen Fall dar, in dem keine Falten und keine Risse vorhanden sind;
jedes ”B” stellt einen Fall dar, in dem Falten auf der Materialoberfläche vorhanden sind; und
jedes ”C” stellt einen Fall dar, in dem Risse vorhanden sind.
4) Dehnungsstärke
In einer Richtung, in der die Dehnungsrichtung parallel zur Walzrichtung wird, wurde ein JIS #13B-Teststück, definiert durch JIS Z 2201 (2003), durch Schneiden vorbereitet.
Mithilfe dieses Teststücks wurde ein Dehnungstest gemäß JIS Z 2241 (2003) durchgeführt, um die Dehnungsstärke zu bestimmen. Die bevorzugte Dehnungsstärke gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt 760 MPa oder mehr.
5) Gegenspannungsrelaxationseigenschaften
Bezüglich der Gegenspannungsrelaxationseigenschaften bei hohen Temperaturen wurde die Spannungsrelaxationsrate (gemäß dem Technologiestandard der Japan Copper and Brass Association (JCBA): JCBA T 309) gemessen. Dieser Test wird ausgeführt, indem ein blechförmiges Teststück von 10 mm Breite an einem Steg befestigt, der Biegeversatz (der Versatz an einer vorbestimmten Position an einem freien Ende) nach einer vorbestimmten Zeitdauer der Haltezeit in einem gebogenen Zustand bei einer hohen Temperatur mit dem Anfangszustand verglichen und die Kriechdehnung aufgrund der Temperatur bewertet wird. Wenn der Versatz in dem Anfangszustand nach dem Test gleich bleibt, so beträgt der Wert der Spannungsrelaxationsrate 0%. Wenn die Verformung von dem Anfangszustand nach dem Test größer wird, so wird der Wert der Spannungsrelaxationsrate größer (die Spannung wird geringer). Die Spannungsrelaxationsrate wird durch folgende Gleichung ausgedrückt, wobei y dem Biegeversatz (mm) nach einer vorbestimmten Zeitdauer, y₁ der anfänglichen Biegung (mm) und y₀ der vorbestimmten Höhe (mm) entsprechen. Spannungsrelaxationsrate = (y – y₁)/y₀ × 100 (%)
Die vorbestimmte Höhe y₀ wird durch folgende Gleichung ausgedrückt, wobei L der Messlänge (mm), σ₀ dem Laststress (kg/mm²) (80% von 0,2% des Normstresses oder eines willkürlichen Stresses von 0,2% oder weniger des Normstresses), E dem Young-Modul (kg/mm²) und t der Blechdicke (mm) entsprechen. y₀ = (2/3) × L × L × σ₀/(E × t)
Beim Messen der Spannungsrelaxation wurde die Probe bei 150°C gehalten und die Messung wurde fortgesetzt, bis man eine konstante Spannungsrelaxationsrate erhalten hatte. Konstante Spannungsrelaxationsraten wurden im Allgemeinen nach 1.000 Stunden beobachtet und daher wurde der Wert, den man zu dieser Zeit erhalten hat, als die Spannungsrelaxationsrate in der vorliegenden Erfindung angesehen.

Die Stressrelaxationsrate einer allgemein verwendeten Corsonlegierung nach einer Wärmebehandlung bei 150°C für 1.000 Stunden beträgt ungefähr 10%. Dem entsprechend wurden bei den in den entsprechenden Beispielen der vorliegenden Erfindung und den nachfolgend gezeigten Vergleichsbeispielen durchgeführten Bewertungen diese mit Spannungsrelaxationsraten von 9% oder weniger als gut bezüglich der Gegenspannungsrelaxationseigenschaften bei hohen Temperaturen betrachtet.

[Tabelle Fortsetzung]

	Leitfähigkeit (% IACS)	Dehnungsstärke (MPa)	Biegbarkeit	Spannungsrelaxationseigenschaften (%)
Ex.1	46,3	775	A	7,6
Ex.2	46	770	A	7,5
Ex.3	45,8	764	A	5,2
Ex.4	45,4	769	A	8,0
Ex.5	42,9	761	A	7,2
Ex.6	45,6	765	A	6,0
Ex.7	46,2	801	A	7,6
Ex.8	46,4	765	A	7,5
Ex.9	45,8	766	A	6,0
Ex.10	46,2	764	A	8,0
Com.Ex.11	45,2	738	C	15,0
Com.Ex.12	45,3	742	B	17,0
Com.Ex.13	45,1	729	B	18,0
Com.Ex.14	42,1	766	A	5,3
Com.Ex.15	41,3	769	A	5,2
Com.Ex.16	45,5	735	A	7,5
Com.Ex.17	46,7	642	C	14,0
Com.Ex.18	42,8	766	A	7,2
Ex.19	45,8	775	A	7,4
Ex.20	46	778	A	7,6
Ex.21	45,7	769	A	7,6
Ex.22	46	772	A	7,5
Com.Ex.23	41,7	770	A	5,3
Com.Ex.24	41,8	768	A	5,2
Com.Ex.25	42	764	A	5,2
Com.Ex.26	41,8	765	A	5,3
Com.Ex.27	45,1	738	A	7,2
Com.Ex.28	45,2	736	A	7,1
Com.Ex.29	46,5	645	C	15,0
Com.Ex.30	46,3	653	C	14,0

In der Tabelle gibt ”–*” an, dass keine Zusätze von weiteren Elementen vorliegen.
In den Beispielen 1 bis 10 der vorliegenden Erfindung wurden die erste Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung von 800 bis weniger als 890°C für 2 Stunden und die zweite Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung von 890 bis 980°C für 0,5 bis 1,2 Stunden durchgeführt. Daher existieren nach dem Warmwalzen keine grobkörnigen Partikel größer als 10 μm unter der Präzipitaten X und die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X war 0,05 bis 3,0 μm. Alle Präzipitate Y waren fest gelöst und verschwunden. Danach wurden das Lösungsglühen und das Kaltwalzen durchgeführt und dann in der Alterungsbehandlung hat man die Präzipitate Y unter solchen Alterungsbedingungen erhalten, dass die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,01 bis 0,10 μm wurde. Als Ergebnis erhielt man eine hohe Stärke, hohe Leitfähigkeit, eine ausgezeichnete Biegbarkeit und ausgezeichnete Gegenspannungsrelaxationseigenschaften.
In jedem der Vergleichsbeispiele 11 bis 15 wurde eine erste Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung durchgeführt. In dem Vergleichsbeispiel 11 beträgt die Temperatur der Homogenisierungs-Wärmebehandlung 870°C. Daher nahmen die Größen der Präzipitate X während der Wärmebehandlung nicht ab und die grobkörnigen Präzipitate X von 10 μm oder mehr verblieben in den Produkten. Die Präzipitate Y, die vor der Homogenisierungs-Wärmebehandlung zu groß waren, verschwanden nicht, sondern blieben bei der Temperatur der Homogenisierungs-Wärmebehandlung von 870°C erhalten. Die Präzipitate Y, die während des Warmwalzens nach der Homogenisierungs-Wärmebehandlung verblieben, sind während des Lösungsglühens, des Walzens und der Alterungsbehandlung (unter den gleichen Bedingungen wie diejenigen der Beispiele 1 bis 10) nie verschwunden. Wenn die grobkörnigen Präzipitate Y nicht vorhanden sind, sogar wenn die Präzipitate Y unter Alterungsbedingungen ausgeschieden wurden, bei denen die durchschnittliche Partikelgröße 0,1 μm oder weniger sein sollte, übersteigt demgemäß die durchschnittliche Partikelgröße 0,1 μm, da die grobkörnigen Präzipitate Y vor dem Alterungsprozess vorhanden sind, und die Anzahl der Präzipitate Y nimmt ab. Daher weist das Vergleichsbeispiel 11 aufgrund des Vorhandenseins von großen Präzipitaten X eine schlechte Biegbarkeit auf und weist eine verschlechterte Stärke aufgrund der verminderten Anzahl der Präzipitate Y auf. Weiterhin weist das Vergleichsbeispiel 11 eine kleinere Menge an fest gelöstem Mg aufgrund des Vorhandenseins einer großen Menge an Mg in einer großen Anzahl von Präzipitaten X und schlechte Gegenspannungsrelaxationseigenschaften auf.
In den Vergleichsbeispielen 12 und 13 waren die Temperaturen der Homogenisierungs-Wärmebehandlung größer als die in dem Vergleichsbeispiel 11 und daher gab es keine grobkörnigen Präzipitate X von 10 μm oder größer. Jedoch war die Zeitdauer relativ kurz, so dass die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X sich nicht auf 3,0 μm oder weniger verringerte. Die Präzipitate Y, die groß waren, sind nicht nach der Homogenisierungs-Wärmebehandlung verschwunden. Als Ergebnis übersteigt in jedem der Vergleichsbeispiele 12 und 13 die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,10 μm und die Anzahl der Präzipitate Y nimmt ab, was zu einer schlechten Stärke führt. Außerdem waren die Gegenspannungsrelaxationseigenschaften schlecht, da die Anzahl der Präzipitate X sowie deren durchschnittliche Partikelgröße hoch waren.
In den Vergleichsbeispielen 14 und 15 wurde die Homogenisierungs-Wärmebehandlung unter Bedingungen durchgeführt, bei denen alle Präzipitate X und Präzipitate Y wie in herkömmlichen Legierungen verschwinden. In dem Alterungsprozess, der anschließend durchgeführt wird, erhielt man eine hohe Stärke aufgrund von 1,7 × 10⁸ Präzipitaten Y bzw. 1,2 × 10⁸ Präzipitaten Y. Da es jedoch keine Präzipitate X gab, gab es einen Überschuss an Mg in der Matrix, so dass die Leitfähigkeit verschlechtert wurde.
In der Homogenisierungs-Wärmebehandlung des Vergleichsbeispiels 16 waren die durchschnittliche Partikelgröße und die maximale Partikelgröße der Präzipitate X steuerbar. Jedoch war die Temperatur der ersten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung gering und die Präzipitate Y, die vor der Homogenisierungs-Wärmebehandlung groß waren, wurden klein, sind jedoch sogar bei 900°C in der zweiten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung nicht verschwunden. Daher übersteigt die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,1 μm und die Anzahl der Präzipitate Y nahm ab. Als Ergebnis wurde die Stärke verschlechtert.
In dem Vergleichsbeispiel 17 war die Zeitdauer der zweiten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung zu kurz. Daher sind grobkörnige Präzipitate X nach dem Warmwalzen verblieben und die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X übersteigt 3,0 μm. Weiterhin verblieben Präzipitate Y mit hoher Größe, jedoch nahm die Gesamtzahl der Präzipitate Y ab. Im Ergebnis war das Vergleichsbeispiel 17 schlecht in Stärke, Biegbarkeit und Gegenspannungsrelaxationseigenschaften.
In dem Vergleichsbeispiel 18 war die Zeitdauer der zweiten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung zu lang. Daher wurde die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X geringer als 0,05 μm und die Anzahl der Präzipitate X nahm ab. Dadurch wurde die Leitfähigkeit verschlechtert.
Wie man den Beispielen 19 bis 22 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 23 bis 30 entnehmen kann, ist die vorliegende Erfindung auch für Legierungen mit anderen Elementen wirksam, die den Cu-Ni-Si-Mg-Legierungen zugesetzt sind. In den Vergleichsbeispielen 23 bis 26 wurde eine einstufige Homogenisierungs-Wärmebehandlung durchgeführt und es gab keine Präzipitate X. Dadurch wurde die Leitfähigkeit verschlechtert. In den Vergleichsbeispielen 27 und 28 war die Temperatur der ersten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung niedrig. Dadurch nahm die Anzahl der Präzipitate Y ab, aber die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y war groß. Als Ergebnis war die Dehnungsstärke verschlechtert. In den Vergleichsbeispielen 29 und 30 war die Zeitdauer der zweiten Stufe der Homogenisierungs-Wärmebehandlung kurz. Dadurch wurden die Partikelgrößen der Präzipitate X groß und grobkörnige Präzipitate X von 10 μm sind in den Produkten verblieben, während sich die Anzahl der Präzipitate Y verringerte. Dadurch wurden alle Vergleichsbeispiele 29 und 30 schlecht hinsichtlich ihrer Dehnungsstärke, Biegbarkeit und Gegenspannungsrelaxationseigenschaften.
Da weiterhin die Anzahl der Präzipitate X in dem Vergleichsbeispiel 29 groß wurde, wurden die Gegenspannungsrelaxationseigenschaften weiter verschlechtert.
Bezüglich der Lotwärmebeständigkeit wiesen die Beispiele der vorliegenden Erfindung eine ausreichende Lotwärmebeständigkeit ohne Probleme in der praktischen Anwendung auf. Insbesondere wies das Beispiel 20 eine bessere Lotwärmebeständigkeit als die übrigen Beispiele auf.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2008-127668 A [0005]
JP 2005-307223 A [0005]
JP 10-110228 A [0005]
JP 2004-307905 A [0005]

Zitierte Nicht-Patentliteratur

JIS H 1292 [0037]
JIS H 3130 [0043]
JIS #13B-Teststück, [0044]
JIS Z 2201 (2003) [0044]
JIS Z 2241 (2003) [0045]

Claims

Cu-Ni-Si-Mg-Legierung enthaltend 1,0 bis 4,5 Massen-% Ni, 0,16 bis 1,13 Massen-% Si, 0,05 bis 0,30 Massen-% Mg und den Restgehalt Kupfer und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei die Legierung Ni-Si-Mg-Präzipitate X und Ni-Si-Präzipitate Y umfasst, wobei die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate X 0,05 bis 3,0 μm beträgt, wobei das Präzipitat X mit einer Partikelgröße von mehr als 10 μm in der Legierung nicht vorkommt und die durchschnittliche Partikelgröße der Präzipitate Y 0,01 bis 0,10 μm beträgt.
Kupferlegierung nach Anspruch 1, wobei die Legierung 1,0 × 10³ bis 1,0 × 10⁵ Präzipitate X pro Quadratmillimeter in einer Querschnittsfläche rechtwinklig zu einer Walzrichtung enthält.
Kupferlegierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Legierung 1,0 × 10⁸ bis 1,0 × 10¹¹ Präzipitate Y pro Quadratmillimeter in einer Querschnittsfläche rechtwinklig zu einer Walzrichtung enthält.
Kupferlegierung nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die Legierung insgesamt 0,01 bis 2,0 Massen-% von mindestens einem Element aus der Gruppe bestehend aus Cr, P, Mn, Ag, Co, Mo, As, Sb, Al, Hf, Zr, Ti, C, Fe, In, Ta, Sn und Zn enthält.