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Diese
Erfindung betrifft ein Kupferlegierungsblech, das als bzw. für elektronische
Teile und insbesondere als bzw. für Teile wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente,
Schalter, Relais, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und
dergleichen geeignet ist. Das erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech weist
hervorragende mechanische Eigenschaften und eine hervorragende elektrische
Leitfähigkeit
auf und ist somit für
die vorstehend genannten Zwecke geeignet. Darüber hinaus weist das Legierungsblech
gute Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
und eine gute Biegeformbarkeit auf, wodurch das Legierungsblech
bei der Verwendung für
elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente, Schalter,
Relais, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und dergleichen, die verkleinert
werden müssen
und in einer Hochtemperaturumgebung angeordnet werden, eine bessere
Leistung zeigt.
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Bisher
wurden für
elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente, Kupferlegierungen einschließlich Messing
(C26000), Phosphorbronzen (C5111, C5191, C5212, C5210), eine Cu-Sn-Fe-P-Legierung
(C50715) und dergleichen verwendet. In den vergangenen Jahren wurden
auch Kupferlegierungen wie z.B. Cu-Ni-Sn-P-Legierungen, Cu-Ni-Si-Zn-Sn (-Ca-Pb) -Legierungen,
Cu-Ni-Si-Mg (-Zn) und dergleichen verwendet. Patentdokumente, die
Kupferlegierungen betreffen, die zu Legierungen des gleichen Typs
wie das erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech
gehören
und Ni und Si enthalten, umfassen z.B. die japanischen Patentanmeldungsoffenlegungsschriften
Nr. Hei 9-209061, Hei 8-319527, Hei 8-225869, Hei 7-126779, Hei 7-90520, Hei
7-18356, Hei 6-184681, 6-145847, 6-41660, Hei 5-59468, Hei 2-66130 und Sho 61-250134,
und die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. Sho 62-31060. Insbesondere
beschreibt
US 4,594,221 eine
Legierung auf Cu-Ni-Si-Basis, der etwa 0,05 bis 0,45 Gew.-% Mg zugesetzt
werden. Eine solche Kupferbasis weist eine verbesserte Kombination
aus Bruchfestigkeit und elektrischer Leitfähigkeit auf. Die besten Biegeformbarkeitswerte,
die für
ein 90°-Biegen
gemessen werden, werden bei der Implementierung eines Anlassschritts
bei einer Temperatur von etwa 750°C
bis etwa 950°C
festgestellt.
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Bei
der in letzter Zeit stattfindenden Entwicklung der Elektronik besteht
eine Tendenz dahingehend, dass elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse und
Verbindungselemente, verkleinert werden, für welche eine verbesserte Zuverlässigkeit
verlangt worden ist. Dies wird z.B. mit Anschlüssen veranschaulicht, die in
dem Gebiet der Automobile verwendet werden. Für die Zwecke der Sicherstellung
eines Unterbringungsraums, der Verbesserung von Unterbrin gungseigenschaften
und aufgrund des Mangels an Übertragungskabeln
(um eine Anordnung von elektronischen Geräten in der Nähe eines
Motors zur Motorsteuerung zu ermöglichen)
nimmt die Anzahl von elektronischen und elektrischen Geräten, die
in einem Motorraum montiert sind, zu. Die Zunahme der Anzahl von
Geräten
zur elektronischen Steuerung und die Zunahme der Menge von Übertragungssignalen
führen
zu einer Zunahme von Anschlussstiften von Kabelbäumen. Dennoch wird es erforderlich,
einen Verbindungsblock und einen Anschlusskasten in einem engen
Raum anzuordnen, wodurch die Herstellung von stärker verkleinerten und leichteren
Verbindungselementen erforderlich ist.
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Bei
solchen verkleinerten und leichteren Verbindungselementen wurden
für diesen
Zweck Verarbeitungstechniken, wie z.B. ein 180°-Biegen bei einem Radius von
0 und das Biegen nach dem Einkerben (d.h. ein Biegeabschnitt wird
eingekerbt und dann gebogen), wie es in der 1 gezeigt
ist, oder ein „Einkerben" eingesetzt, um die
Verminderung der Steifigkeit zu kompensieren, die durch eine Verminderung
der Blech- oder Plattendicke verursacht wird, und auch um eine hohe
Abmessungsgenauigkeit sicherzustellen. Wenn vorhandene Kupferlegierungen
einer solchen Verarbeitungstechnik unterworfen werden, unterliegen
diese einer Erzeugung von feinen Rissen an dem gebogenen Abschnitt,
wodurch das Problem auftritt, dass dann, wenn der resultierende
Anschluss eingesetzt wird, dessen Zuverlässigkeit beträchtlich
vermindert wird.
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Bei
dem Vorgang des Verbindens von Verbindungselementen ist eine Einsetzkraft
erforderlich, die als (anfängliche
Kontaktkraft des Verbindungselements) × (Reibungskoeffizient zum
Zeitpunkt des Einsetzens) × (Anschlussstiftanzahl)
ausgedrückt
wird. Wenn die anfänglichen
Kontaktkräfte
von Anschlüssen
auf dem gleichen Niveau liegen, führt die Zunahme der Anschlussstifte
zu einer Zunahme der Einsetzkraft. Dies ist einer der Faktoren,
die zu einer Erhöhung
der Ermüdung
von Arbeitern beitragen, die Zusammenbauvorgänge ausführen. Zur Verminderung der
Einsetzkraft nach einer Zunahme der Anschlussstiftanzahl wurde es
erforderlich, die anfängliche
Kontaktkraft von Anschlüssen
im Wesentlichen umgekehrt proportional zur Zunahme der Anschlussstiftanzahl
zu vermindern. Wenn jedoch Anschlüsse aus einem Kupferlegierungsmaterial
mit der gleichen Spannungsrelaxationsrate ausgebildet werden, ist
es nicht möglich,
einen Standardwert der Kontaktkraft aufrechtzuerhalten, der für die Beibehaltung
der Zuverlässigkeit
zur Verwendung als Anschluss erforderlich ist. Dies ist darauf zurückzuführen, dass
eine anfängliche
Kontaktkraft eines verkleinerten Anschlusses mit einer großen Anzahl
von Anschlussstiften auf ein niedriges Niveau eingestellt wird,
wodurch im Zeitverlauf eine Spannungsrelaxation auf den Anschluss
ausgeübt
wird. Um somit eine gegebene Kontaktkraft B, die im Zeitverlauf
erforderlich ist, in Anschlüssen
mit einer großen
Anzahl von Anschlussstiften beizubehalten, ist eine spezifische
Art von Kupferlegierungsma terial erforderlich, das eine geringere
anfängliche
Kontaktkraft (A' < A) und einen geringeren
Spannungsrelaxationsgrad (C' < C) aufweist, d.h.
eine geringere Spannungsrelaxationsrate (1 – B/A' < 1 – B/A),
als diejenigen Materialien, die als Anschluss mit einer geringen
Anzahl von Anschlussstiften verwendet werden. Dies ist insbesondere
in der 2 gezeigt. Darüber
hinaus sollte ein solches Legierungsmaterial eine hohe Festigkeit
(Formänderungsfestigkeit)
aufweisen, so dass es bei dessen Verwendung als verkleinerter Federabschnitt
eine wesentliche Kontaktkraft ausüben kann.
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Wie
es aus dem Vorstehenden ersichtlich ist, sind aufgrund der Verkleinerung
von Anschlüssen
Kupferlegierungsmaterialien erforderlich, die eine bessere Biegeformbarkeit,
Spannungsrelaxationsbeständigkeit und
Festigkeit (Formänderungsfestigkeit)
als vorhandene Kupferlegierungen aufweisen. Insbesondere bezüglich der
Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
führt die
höhere
Leistung von Motoren zu einer höheren
Temperatur in einem Motorraum. Dies führt zu einem starken Bedarf
für die
Entwicklung von Kupferlegierungen, deren Spannungsrelaxationsbeständigkeit
bei hohen Temperaturen von mehr als 150°C gut ist.
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Um
dem vorstehend genannten Bedarf zu genügen, wurden Versuche bezüglich des
Verarbeitungsschritts von Anschlüssen/Verbindungselementen
unter Verwendung von Kombinationen von Weichkupfer/Kupferlegierungen
mit guter elektrischer Leitfähigkeit
und Formbarkeit oder Verarbeitbarkeit und von Edelstahlmaterialien
mit guter Formänderungsfestigkeit
und Formbarkeit zusammen mit einer guten Spannungsrelaxationsbeständigkeit
durchgeführt.
Dies führt
zu dem Problem, dass die Verarbeitungsschritte kompliziert sind
und eine schlechte Wirtschaftlichkeit aufweisen. Andererseits weisen
bisher verwendete Kupferlegierungen jeweils die folgenden Probleme
auf. Die Leitfähigkeit
und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit
sind für Bronze
und Phosphorbronze schlecht, die Spannungsrelaxationsbeständigkeit
ist für
Cu-Sn-Fe-P-Kupferlegierungen schlecht und die Formänderungsfestigkeit
ist für
Cu-Ni-Sn-P-Legierungen schlecht. Dies gilt für Cu-Ni-Si-Legierungen, wobei
z.B. Cu-2Ni-0,5Si-1Zn-0,5Sn
(-Ca-Pb)-Legierungen eine schlechte Formbarkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit
aufweisen und Cu-3Ni-0,65Si-0,15Mg-Legierungen eine schlechte Formbarkeit
aufweisen.
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Es
ist demgemäß eine Aufgabe
der Erfindung, ein Legierungsmaterial bereitzustellen, das die Probleme
der Legierungen des Standes der Technik löst.
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Es
ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, ein Legierungsmaterial bereitzustellen,
das eine gute Formänderungsfestigkeit,
elektrische Leitfähigkeit
und gute Spannungsrelaxations beständigkeitseigenschaften zusammen
mit einer guten Formbarkeit aufweist, die ausreichend ist, ein 180°-Biegen bei
einem Radius von 0 sicherzustellen, und das folglich zur Verwendung
für elektronische
Teile, wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente,
Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und dergleichen geeignet
ist.
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Wir
haben intensive Untersuchungen bezüglich Cu-Ni-Si-Legierungen
durchgeführt,
um die Probleme des Standes der Technik zu lösen, und als Ergebnis gefunden,
dass die vorstehend genannten Aufgaben durch geeignetes Einstellen
der Mengen von Ni, Si und Mg in Cu gegebenenfalls zusammen mit den
Mengen von Zn und Sn, und auch durch geeignetes Einstellen der durchschnittlichen
Korngröße eines
Blechprodukts und auch der Größe einer
intermetallischen Verbindungsausscheidung von Ni und Si gelöst werden
können.
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Insbesondere
stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Kupferlegierungsblechs
bereit, angepasst zur Verwendung als bzw. für elektronische Teile, wobei
die Kupferlegierung Ni, Si, Mg umfasst, wobei der Rest Cu und unvermeidliche
Verunreinigungen ist, wobei dieses Verfahren mindestens einen Zyklus einer
thermischen Behandlung, einem Kaltwalzschritt folgend, umfasst,
wobei die thermische Behandlung unter Bedingungen einer Temperatur
von 700 bis 850°C
durchgeführt
wird.
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Erfindungsgemäß umfasst
das Kupferlegierungsblech 0,4 bis 2,5 Gew.-% Ni, 0,05 bis 0,6 Gew.-%
Si und 0,001 bis 0,05 Gew.-% Mg, und die thermische Behandlung wird
derart durchgeführt,
um eine durchschnittliche Korngröße in dem
Blech in dem Bereich von 3 bis 20 μm und eine Größe einer
intermetallischen Verbindungsausscheidung von Ni und Si in dem Bereich
von 0,3 μm
oder weniger zu erhalten, und das Kupferlegierungsblech umfasst
gegebenenfalls weiter 0,01 bis 5 Gew.-% Zn, 0,01 bis 0,3 Gew.-%
Sn, 0,01 bis 0,1 Gew.-% Mn, 0,001 bis 0,1 Gew.-% Cr und/oder mindestens
eines von Be, Al, Ca, Ti, V, Fe, Co, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Pb, Hf,
Ta und B in einer Gesamtmenge von bis zu 1 Gew.-%.
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Die
vorliegende Erfindung betrifft auch ein Kupferlegierungsblech, das
mit dem vorstehend beschriebenen Verfahren erhältlich ist.
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Das
Kupferlegierungsblech kann ferner 0,01 bis 5 Gew.-% Zn und/oder
0,01 bis 0,3 Gew.-% Sn umfassen. Wenn Sn vorliegt, ist es bevorzugt,
dass die folgende Gleichung erfüllt
ist, wenn der Gehalt in Gew.-% von Mg durch [Mg] dargestellt wird
und der Gehalt in Gew.-% von Sn durch [Sn] dargestellt wird: 0,03 ≤ 6[Mg]
+ [Sn] ≤ 0,3
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Ferner
kann die Kupferlegierung darüber
hinaus 0,01 bis 0,1 Gew.-% Mn und/oder 0,001 bis 0,1 % Cr umfassen.
Ferner kann in der Legierung mindestens eines von Be, Al, Ca, Ti,
V, Fe, Co, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Pb, Hf, Ta und B in einer Gesamtmenge
von 1 Gew.-% oder weniger enthalten sein.
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Wenn
die Röntgenbeugungsintensität der {200}-Ebene
in der Oberfläche
des Blechs als I{200} herangezogen wird, die Röntgenbeugungsintensität der {311}-Ebene
als I{311} herangezogen wird und die Röntgenbeugungsintensität der {220}-Ebene
als I{220} herangezogen wird, sollte vorzugsweise die folgende Gleichung erfüllt sein: [I{200} + I{311}]/I{220} ≥ 0,5
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Darüber hinaus
ist es bevorzugt, dass die Formänderungsfestigkeit
530 N/mm2 oder mehr beträgt.
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1 ist
eine schematische Ansicht, die das Einkerben veranschaulicht;
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2 ist
eine Ansicht, die den Grund dafür
veranschaulicht, warum ein Kupferlegierungsmaterial mit einer guten
Spannungsrelaxationsbeständigkeit
für einen
Anschluss mit einer großen
Anzahl von Anschlussstiften erforderlich ist;
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3 ist
ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Gehalt an Mg und der Spannungsrelaxationsbeständigkeit
(Restspannung) und der Biegeformbarkeit zeigt;
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4 ist
ein Graph, der die Variation der Formänderungsfestigkeit und der
Biegeformbarkeit bezüglich der
durchschnittlichen Korngröße zeigt;
und
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5 ist
ein Graph, der die Variation der Spannungsrelaxationsbeständigkeit
(Restspannung) und der Biegeformbarkeit bezüglich des Sn-Gehalts zeigt.
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Die
Komponenten des erfindungsgemäßen Kupferlegierungsblechs
und deren Mengen sind nachstehend beschrieben.
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Ni und Si
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Diese
Komponenten haben einen Effekt dahingehend, dass sie eine intermetallische
Verbindung von Ni und Si in einem koexistierenden Zustand bilden
können
und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit
und die Formänderungsfestigkeit
ohne beträchtliche
Verminderung der elektrischen Leitfähigkeit verbessern können. Wenn
Ni < 0,4 Gew.-%
und Si < 0,05 Gew.-%
betragen, wird der vorstehend genannte Effekt nicht erwartet. Wenn
im Gegensatz dazu Ni > 2,5
Gew.-% und Si > 0,6
Gew.-% betragen, vermindert sich die Biegeformbarkeit beträchtlich.
Demgemäß liegt
der Ni-Gehalt im Bereich von 0,4 bis 2,5 Gew.-% und der Si-Gehalt
im Bereich von 0,05 bis 0,6 Gew.-%. Wenn die Formänderungsfestigkeit
und die Biegeformbarkeit berücksichtigt werden,
ist es bevorzugt, dass der Ni-Gehalt im Bereich von 1,5 bis weniger
als 2,0 Gew.-% und der Si-Gehalt im Bereich von 0,3 bis 0,5 Gew.-%
liegt.
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Es
sollte beachtet werden, dass von den intermetallischen Verbindungsausscheidungen
von Ni und Si diejenigen Ausscheidungen, die zur Verbesserung der
Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
und der Formänderungsfestigkeit
beitragen, solche sind, die eine Größe von 0,3 μm oder weniger aufweisen. Wenn Ausscheidungen
gebildet werden, deren Größe 0,3 μm übersteigt,
wird die Menge an Ausscheidungen kleiner, die zur Verbesserung dieser
Eigenschaften beitragen. Darüber
hinaus besteht eine Tendenz dahingehend, dass Ausscheidungen mit
einer Größe von mehr
als 0,3 μm
bei Biegeformvorgängen
Risse verursachen, was zur Verschlechterung der Biegeformbarkeit
führt.
Demgemäß sollte
die Ausscheidungsgröße der intermetallischen
Verbindung von Ni und Si vorzugsweise 0,3 μm oder weniger betragen. In
diesem Zusammenhang werden solche Ausscheidungen dann, wenn die
Größe der intermetallischen
Verbindungsausscheidung innerhalb eines Bereich von 0,3 μm oder weniger
zunimmt, beim Biegen gegen eine Gleitverformung beständig, und
folglich neigt die Gleitverformung dazu, inhomogen zu sein, wodurch
die Oberfläche
faltig wird. Diesbezüglich
liegt die Ausscheidungsgröße mehr
bevorzugt im Bereich von 0,2 μm
oder weniger.
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Mg
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Mg
liegt in einer Kupfermatrix in Form einer festen Lösung vor
und kann die Formänderungsfestigkeit und
die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
nur in kleinen Mengen verbessern, ohne eine beträchtliche Verminderung der elektrischen
Leitfähigkeit
zu bewirken, wenn es mit der intermetallischen Verbindung von Ni
und Si koexistiert. Mit zunehmender Menge nimmt jedoch die Kaltverfestigung
zum Zeitpunkt des Biegens zu. Dies führt zur Erzeugung von Rissen
an einem gebogenen Abschnitt. Folglich ist es erforderlich, den
Gehalt so festzulegen, dass sowohl die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
als auch die Biegeformbarkeit bereitgestellt werden. Wenn Mg < 0,001 Gew.-% beträgt, kann
kein Effekt der Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
erwartet werden. Wenn im Gegensatz dazu Mg > 0,05 Gew.-% beträgt, vermindert sich die Biegeformbarkeit
beträchtlich,
wodurch ein 180°-Biegen
mit einem Radius von 0 unmöglich
wird. Somit liegt der Mg-Gehalt im Bereich von 0,001 bis 0,05 Gew.-%,
vorzugsweise im Bereich von 0,005 bis 0,02 Gew.-%.
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Die 3 zeigt
die Variation des Mg-Gehalts in einer Cu-1,8%Ni-0,4%Si-Zusammensetzung
bezüglich
der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
(Restspannung nach dem Halten bei 160°C für 1000 Stunden und die Biegeformbarkeit).
Das Verfahren zur Herstellung von Proben, die Messung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
bzw. das Biegetestverfahren, die hier verwendet werden, sind mit
denjenigen identisch, die in den Beispielen beschrieben sind. Durch
die Untersuchung eines gebogenen Abschnitts nach dem Biegetest wird
eine Probe, die keine Risserzeugung aufweist, in dem Graph als • angegeben,
und eine Probe, die Risse aufweise, wird in dem Graph als × angegeben.
Wie es insbesondere in der 3 gezeigt
ist, wird d e Restspannung bei der Zugabe von Mg nur in sehr kleinen
Mengen stark verbessert und übersteigt
70 %, wenn der Gehalt bei 0,005 % liegt. Wenn der Mg-Gehalt 0,02
% übersteigt,
nimmt die Restspannung geringfügig
zu. Risse treten auf, wenn der Gehalt über 0,05 % liegt.
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Durchschnittliche
Korngröße
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Es
gibt viele bekannte Dokumente, welche die Beziehung zwischen der
Biegeformbarkeit und dem Korn betreffen. Die meisten davon sind
bezüglich
der Messung einer Korngröße oder
dahingehend, ob eine Messung nach einer Rekristallisation durchgeführt wird
oder nicht oder ob eine Messung in dem Zustand eines Endprodukts
(z.B. eines Blechs oder Streifens in einem Zustand, der nach dem
Ende der Walzbehandlung und der thermischen Behandlung als Anschluss
oder Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger dienen kann) durchgeführt wird
oder nicht, unklar. Bei der Ausführung
der Erfindung wurde eine geeignete Korngröße auf der Basis der Erkenntnis
festgelegt, dass die Biegeformbarkeit durch Einstellen eines Korngrößenwerts,
der durch eine Messung entlang einer Achse vertikal zur Oberfläche eines
fertiggestellten Kupferlegierungsblechs erhalten wird, zweckmäßig eingestellt
werden kann. Wenn die Korngröße weniger
als 3 μm
beträgt,
wird eine gute Biegeformbarkeit nicht erhalten. Wenn die Korngröße 20 μm übersteigt,
werden Falten auf der Obefläche so
groß,
dass eine Rissbildung wahrscheinlich ist. Folglich liegt die durchschnittliche
Korngröße im Allgemeinen
im Bereich von 3 bis 20 μm,
vorzugsweise von 5 bis 15 μm.
Es sollte beachtet werden, dass dann, wenn eine Korngöße nach
der Rekristallisation über
dem vorstehend definierten Bereich liegt, die Erzeugung von Rissen
gemäß eines
nachfolgenden Bearbei tungsschritts, bei dem die Korngröße in dem
Endprodukt so eingestellt wird, dass sie im Bereich von 3 bis 20 μm liegt,
unterdrückt
werden kann. Im Gegensatz dazu können dann,
wenn die Korngröße nach
der Rekristallisation innerhalb eines geeigneten Bereichs (3 bis
20 μm) liegt, Risse
auftreten, wenn eine Bearbeitungsrate in einem nachfolgenden Schritt
so groß ist,
dass die Korngröße in einem
Endprodukt kleiner als 3 μm
ist.
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Das
erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech
zeigt eine gute Wärmebeständigkeit
und unterliegt beim Erwärmen
auf maximal etwa 350°C,
wie es beim Einbau von Anschlüssen
und Verbindungselementen oder in einem Montageschritt von Halbleitern
auftritt, keinerlei Strukturänderung.
Folglich wird davon ausgegangen, dass die durchschnittliche Korngröße, Ausscheidungsgröße, kristallographische
Orientierung, Formänderungsfestigkeit
und dergleichen in einem Zustand vor der Bearbeitung des Blechs
gehalten werden.
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Die 4 zeigt
die durchschnittliche Korngröße, die
Formänderungsfestigkeit
und die Biegeformbarkeit bezüglich
der Variation der Korngröße einer
Legierung mit der Zusammensetzung Cu-1,8%Ni-0,4%Si-0,01%Mg. Proben
dafür werden
in der gleichen Weise wie in den Beispielen hergestellt (mit der
Maßgabe,
dass die thermische Behandlung nach dem Kaltwalzen bei Temperatur-
und Zeitbedingungen innerhalb von Bereichen von 675 bis 875°C und von
20 s bis 10 min geändert
wurde, und dass die Ausscheidungsbehandlung nach 30 % Kaltwalzen
bei Temperatur- und Zeitbedingungen innerhalb eines Bereichs von 450
bis 500°C
und 2 Stunden geändert
wurde). Die Verfahren zur Messung der Korngröße und der Formänderungsfestigkeit
und ein Biegetestverfahren wurden jeweils in der gleichen Weise
wie in den nachstehenden Beispielen durchgeführt. Der Biegeabschnitt nach
dem Biegetest wurde untersucht und eine Probe, die keiner Risserzeugung
unterliegt, wird in dem Graph als • angegeben, und eine Probe,
die einer Risserzeugung unterliegt, wird in dem Graph als × angegeben.
Wie es in der 4 gezeigt ist, liegt eine Korngröße, die
eine Formänderungsfestigkeit
von 530 N/mm2 und eine gute Biegeformbarkeit
sicherstellt, im Bereich von 3 bis 20 μm. Es wird davon ausgegangen,
dass bei Proben, die eine Korngröße von weniger
als 3 μm
aufweisen, die Lösungsbehandlungstemperatur
nach dem Kaltwalzen niedrig ist oder die Lösungsbehandlungszeit kurz ist, so
dass die Duktilität
von Körnern
nicht in zufrieden stellender Weise wiederhergestellt wird, so dass
eine Verschlechterung der Biegeformbarkeit verursacht wird. Bei
Proben, deren Korngröße 20 μm übersteigt,
ist die Korngröße so groß, dass
es wahrscheinlich ist, dass an Korngrenzen zum Zeitpunkt des Biegens
eine Spannungskonzentration stattfindet. Schließlich werden die Oberflächenfalten
groß,
was zu intergranulären
Rissen führt.
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Sn
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Im
Allgemeinen verbessert die feste Lösung von Sn in einer Cu-Matrix
die Festigkeit. Bei der Ausführung
der Erfindung soll ein Effekt einer signifikanten Verbesserung von
Spannungsrelaxationseigenschaften durch eine Koexistenz von Sn mit
der intermetallischen Verbindung von Ni und Si und auch mit Mg in
kleinen Mengen erzeugt werden, und zwar anstelle der Erzeugung des
die Festigkeit verbessernden Effekts. Wenn Sn einer Cu-Ni-Si-Legierung
der Erfindung zugesetzt wird, werden die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
verbessert. Wenn jedoch Sn < 0,01
Gew.-% beträgt,
ist der Verbesserungseffekt nicht zufrieden stellend. Die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
werden verbessert, bevor der Sn-Gehalt ein bestimmtes Niveau erreicht,
jedoch verbessert ein höherer
Sn-Gehalt die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften bei
einer Verminderung der Biegeformbarkeit nicht weiter. Wenn Sn > 0,3 Gew.-% beträgt, vermindert
sich die Biegeformbarkeit beträchtlich,
wobei das 180°-Biegen
bei einem Radius von 0 unmöglich wird.
Demgemäß liegt
der Sn-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,3 Gew.-%, vorzugsweise bei
0,05 bis 0,2 Gew.-%.
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Bezüglich des
Mg-Gehalts ist es bevorzugt, dass 0,03 ≤ 6[Mg] + [Sn] ≤ 0,3. Insbesondere
werden dann, wenn ein Wert von 6[Mg] + [Sn] weniger als 0,03 Gew.-%
beträgt,
zufrieden stellende Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften nicht
erhalten. Wenn der Wert 0,3 Gew.-% übersteigt, verschlechtert sich die
Biegeformbarkeit.
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Die 5 zeigt
die Variation der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften und
der Biegeformbarkeit bezüglich
des Sn-Gehalts, wenn Sn in einer Legierung enthalten ist, welche
die Zusammensetzung Cu-1,8%Ni-0,4%Si-0,01%Mg aufweist. Das Verfahren
zur Herstellung von Proben, das Verfahren zur Messung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
und ein Biegetestverfahren sind jeweils diejenigen, die in den Beispielen
veranschaulicht sind. Gebogene Abschnitte nach dem Biegetest wurden
untersucht und Proben, bei denen keine Risse auftreten, werden in
der Figur als • angegeben,
und Proben, bei denen Risse auftreten, werden in der Figur als × angegeben.
Bei einem Vergleich mit Mg ist der Effekt der Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
geringer. Wie es jedoch in der 5 gezeigt
ist, wird die Restspannung abrupt verbessert und erreicht einen
Wert von mehr als 80 %, wenn der Gehalt bei 0,1 % liegt. Die Verbesserung
der Restspannung ist auf einem Niveau von 0,1 im Wesentlichen gesättigt. Über 0,3
% unterliegt die Legierung einer Rissbildung.
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Zn
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Zn
wirkt dahingehend, dass es die thermische Beständigkeit einer gelöteten Schicht
bezüglich
eines Ablösens
und einer Migrationsbeständigkeit
verbessert. Wenn Zn ≤ 0,1
Gew.-% beträgt,
entwickelt sich ein solcher Verbesserungseffekt nicht in zufrieden
stellender Weise. Wenn andererseits Zn > 5 Gew.-% beträgt, vermindert sich die Lötbarkeit.
Demgemäß liegt
der Zn-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 5 Gew.-%, vorzugsweise von
0,3 bis 1,5 Gew.-%.
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Mn, Cr
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Mn
bzw. Cr dienen zur weiteren Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften,
wenn diese mit der intermetallischen Ni-Si-Verbindung koexistieren.
Die Verbesserung ist nicht merklich, wenn der Mn-Gehalt im Bereich
von 0,01 Gew.-% oder darunter liegt und der Cr-Gehalt im Bereich
von 0,001 Gew.-% oder darunter liegt. Wenn der Gehalt von jedem
davon 0,1 Gew.-% übersteigt,
ist der Verbesserungseffekt gesättigt,
wobei die Biegeformbarkeit vermindert wird.
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Be und andere
Elemente
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Be,
Al, Ca, Mn, Ti, V, Cr, Fe, Co, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Pb, Hf, Ta und
B und dergleichen wirken einzeln dahingehend, dass sie die Formänderungsfestigkeit
bei einer Koexistenz mit der intermetallischen Ni-Si-Verbindung
weiter verbessern. Wenn die Gesamtmenge dieser Elemente 1 Gew.-% übersteigt,
vermindert sich nicht nur die elektrische Leitfähigkeit, sondern auch die Biegeformbarkeit.
Demgemäß liegt
die Gesamtmenge dieser Elemente im Bereich von 1 Gew.-% oder weniger.
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Kristallographische
Orientierung
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Die
Kupferlegierung gemäß der Erfindung
weist zunehmende Vorzugsverhältnisse
von {200}- und {311}-Ebenen
oder in der Blechoberfläche
mit einer Zunahme der Korngröße nach
der Rekristallisation auf. Beim Walzen nimmt das Vorzugsverhältnis der
{200}-Ebene des Blechs zu. Bei der Ausführung der Erfindung werden
geeignete Vorzugsverhältnisse,
wie sie insbesondere vorstehend gezeigt worden sind, auf der Basis unserer
Ansicht festgelegt, dass diese Ebenen einen starken Zusammenhang
mit der Biegeformbarkeit aufweisen, und die Biegeformbarkeit durch
Einstellen der Vorzugsverhältnisse
dieser Ebenen in der Blechoberfläche
eingestellt werden kann.
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Das
erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech
kann gemäß dem folgenden
Herstellungsverfahren hergestellt werden. Bei dem Herstellungsverfahren
können
die Vorzugsverhältnisse nach
Wunsch durch Einstellen z.B. der Bedingungen der thermischen Behandlung
(einschließlich
der Temperatur und der Zeit des Erwärmens) und eines anschließenden Kaltwalzschritts
(z.B. ein Bearbeitungsverhältnis)
eingestellt werden. Die Vorzugsverhältnisse ändern sich abhängig von
der Ausscheidungsbehandlung oder dem Entspannungsanlassen nicht
merklich.
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Formänderungsfestigkeit
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Wenn
die Formänderungsfestigkeit
weniger als 530 N/mm2 beträgt, kann
eine hohe Kontaktkraft an einem Federabschnitt eines verkleinerten
Anschlusses nicht erhalten werden.
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Nachstehend
wird das Verfahren zur Herstellung der Kupferlegierung der Erfindung
beschrieben.
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Die
Kupferlegierung wird geschmolzen und gegossen, worauf sie gegebenenfalls
einer Homogenisierungswärmebehandlung
und einem Warmwalzen unterzogen wird, gefolgt von einem Kaltwalzen,
einer Wärmebehandlung
und einem Abschrecken (die gegebenenfalls wiederholt werden können). Darüber hinaus
kann die Kupferlegierung weiter kaltgewalzt und dann einer Ausscheidungsbehandlung
unterzogen werden, worauf gegebenenfalls ein Kaltwalzen oder ein
Entspannungsanlassen durchgeführt
wird, um eine vorgesehene Kupferlegierung zu erhalten.
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Bei
der Ausführung
der Erfindung ist es essentiell, mindestens einen Zyklus einer thermischen
Behandlung (Lösungsbehandlung)
unter Bedingungen einer Temperatur von 700 bis 850°C und einer
Zeit von weniger als 5 min insbesondere für die thermische Behandlung
nach dem Kaltwalzschritt durchzuführen. Wenn die Temperatur der
thermischen Behandlung unter 700°C
liegt, wird die rekristallisierte Korngröße so gering, dass Schwierigkeiten
dahingehend auftreten, eine gute Biegeformbarkeit zu erhalten, und
gleichzeitig eine nicht zufrieden stellende Bildung einer festen
Lösung
von Ni-Si auftritt. Wenn im Gegensatz dazu die Temperatur 850°C übersteigt,
wird die rekristallisierte Korngröße zu groß, was zur Bildung von großen Falten
beim Biegeformen führt.
Wenn eine anschließende
Kaltwalzrate höher
ist, wird die Korngröße, die
in der vorliegenden Erfindung definiert ist, gering. Dies bringt
jedoch ein zunehmendes Vorzugsverhältnis der {220}-Ebene mit sich,
was es schwierig macht, eine gute Biegeformbarkeit sicherzustellen.
Darüber
hinaus weist eine thermische Behandlung von mehr als 5 min nicht
nur eine schlechte Wirtschaftlichkeit auf, sondern führt in nicht
bevorzugter Weise auch zu einer großen rekristallisierten Korngröße, was
zu großen
Falten führt,
die während des
Verlaufs des Biegeformens auftreten. In diesem Fall wird dann, wenn die
anschließende
Kaltwalzrate hoch ist, die in der Erfindung definierte Korngröße ebenfalls
klein. Das Vorzugsverhältnis
der {220}-Ebene nimmt jedoch zu, was es schwierig macht, eine gute
Biegeformbarkeit sicherzustellen.
-
Wenn
die thermische Behandlung 5 min oder länger fortgesetzt wird, können die
intermetallischen Verbindungsausscheidungen von Ni und Si gröber gemacht
werden oder Verunreinigungselemente (S, Pb, As, Bi, Se und dergleichen)
mit niedrigen Schmelzpunkten können
an den Korngrenzen konzentriert werden, was zu einer Verminderung
der Biegeformbarkeit führt.
-
Es
sollte beachtet werden, dass dann, wenn die Temperatur der thermischen
Behandlung nach dem Kaltwalzen niedriger ist, oder wenn die Ausscheidungsbehandlungstemperatur
höher ist,
die Größe der intermetallischen
Verbindungsausscheidung von Ni und Si größer wird. Der kristallographische
Orientierungsindex wird bei einer niedrigeren Temperatur der thermischen
Behandlung oder bei einem größeren Gesamtwert
der anschließenden
Kalzwalzraten kleiner.
-
Die
Erfindung wird mittels Beispielen genauer beschrieben. Vergleichsbeispiele
sind ebenfalls beschrieben.
-
Beispiele
-
Kupferlegierungen
mit Zusammensetzungen, wie sie in den Tabellen 1 bzw. 2 angegeben
sind, wurden in Luft in einem Kryptol-Schmelzofen unter den Bedingungen
einer Bedeckung mit Holzkohle geschmolzen und jeweils in eine aufklappbare
Form gegossen, um einen Block mit einer Größe von 50 mm × 80 mm × 200 mm
zu erhalten. Der Block wurde auf 930°C erhitzt und zu einer Dicke
von 15 mm warmgewalzt, worauf sofort in Wasser abgeschreckt wurde.
Zur Beseitigung von Oxidabscheidungen von den Oberflächen des
warmgewalzten Materials wurden die Oberflächen mit einer Schleifvorrichtung
abgeschliffen. Das Material wurde kaltgewalzt, worauf 20 s eine
thermische Behandlung bei 750°C,
ein Kaltwalzen zu einem Grad von 30 % und eine Ausscheidungsbehandlung
für 2 Stunden
bei 480°C
durchgeführt
wurden, um 0,25 mm dicke Probenmaterialien zu erhalten (Nr. 1 bis
43). Die Proben wurden zum Testen bereitgestellt. Um ferner Kupferlegierungen
mit verschiedenen Korngrößen, verschiedenen
Größen der
intermetallischen Verbindungsausscheidungen und verschiedenen Orientierungsindizes
zu erhalten, wurde die Kupferlegierung von Nr. 19 einem Kaltwalzen
unterzogen, worauf die Kupferlegierung unter verschiedenen Bedingungen
innerhalb eines Bereichs von 675 bis 875°C × 20 s bis 10 min thermisch
behandelt wurde, gefolgt von einem Kaltwalzen bis zu einem Grad
von 30 %, einer Ausscheidungsbehandlung unter verschiedenen Bedingungen
innerhalb eines Bereichs von 450 bis 500°C × 2 Stunden, wobei ferner ein
Teil der Legierung einem Kaltwalzen und einem Entspannungsanlassen unterzogen
wurde, um 0,25 mm dicke Materialien (Nr. 19-1 bis 19-8) zum Testen
zu erhalten. Tabelle
1
Tabelle
2
- * Die unterstrichenen Werte geben einen
Gehalt außerhalb
des Schutzbereichs der Erfindung an.
-
Die
Testmaterialien wurden jeweils gemäß den folgenden Verfahren bezüglich der
Zugfestigkeit, der Formänderungsfestigkeit,
der elektrischen Leitfähigkeit,
dem 180°-Biegen
bei einem Radius von 0, der Korngröße, der Ausscheidungsgröße, der
kristallographischen Orientierung und der thermischen Beständigkeit
einer gelöteten
Schicht bezüglich
eines Ablösens
geprüft.
Die Ergebnisse sind in den Tabellen 3 bis 6 gezeigt.
-
Zugfestigkeit,
Formänderungsfestigkeit:
Bestimmt gemäß einem
Verfahren, das in JIS Z 2241 beschrieben ist. Es sollte beachtet
werden, dass die verwendete Formänderungsfestigkeit
eine Formänderungsfestigkeit
bei einer bleibenden Dehnung von 0,2 % war, die mittels eines Verschiebungsverfahrens
bestimmt worden ist. Die jeweiligen Proben wurden mit einer Testzahl
von n = 2 getestet und die Durchschnittswerte davon wurden verwendet.
Ein Prüfkörper war
der Prüfkörper Nr.
5, der in JIS Z 2201 beschrieben ist, und die Richtung des Ziehens
jedes Prüfkörpers wurde
parallel zur Walzrichtung festgelegt.
-
Elektrische
Leitfähigkeit:
Bestimmt mit einem Verfahren, das in JIS H 0505 beschrieben ist.
Die Messung des elektrischen Widerstands wurde unter Verwendung
einer Doppelbrücke
durchgeführt.
-
180°-Biegen bei
einem Radius von 0: Bestimmt mit einem Verfahren, das in JIS Z 2248
beschrieben ist. Die Prüfkörperbreite
wurde auf 10 mm festgelegt und der Prüfkörper wurde bei einer Belastung
von 1 Tonne um 180° gebogen.
Eine Probenahmerichtung eines Prüfkörpers war
G.W. (gut, wobei die Biegeachse vertikal zur Walzrichtung liegt)
und B.W. (schlecht, wobei die Biegeachse parallel zur Walzrichtung
liegt). Nach dem Test wurde die Biegelinie jeder Probe durch ein
Stereomikroskop mit einer 40-fachen Vergrößerung untersucht, worauf die Proben
selektiv in gute (ohne Rissbildung und ohne große Falten), in Proben, bei
denen große
Falten vorliegen, und in Proben eingeteilt wurden, bei denen eine
Rissbildung vorlag. Die jeweiligen Proben wurden jeweils bei n =
5 einem 180°-Biegen
bei einem Radius von 0 unterzogen. Wenn eine der fünf Testproben
große
Falten oder eine Rissbildung aufwies, wurde eine solche Probengruppe
als faltig oder rissig beurteilt. Es sollte beachtet werden, dass
eine Probe, bei der es unwahrscheinlich war, dass deren Falten und
Risse bei einer Untersuchung der Biegelinie durch das Stereomikroskop
voneinander unterschieden werden können, entlang eines Schnitts
vertikal zur Biegelinie geschnitten wurde, und die Schnittebene
poliert und durch ein optisches Mikroskop (mit 50- bis 100-fachen
Vergrößerung)
untersucht wurde, wodurch die Gegenwart oder Abwesenheit von Rissen
beurteilt wurde.
-
Durchschnittliche
Korngröße: Gemessen
entlang einer Achse vertikal zur Blechoberfläche gemäß einem Schneidverfahren, das
in JIS H 0501 beschrieben ist. Die Messungen wurden mit Probenmaterialien
(mit einer Dicke von 0,25 mm) durchgeführt, die nach dem Ende eines
Herstellungsverfahrens erhalten worden sind, und nicht nach dem
Ende der Rekristallisation, wie dies gewöhnlich für diesen Zweck durchgeführt wird. Die
Proben wurden von fünf
Abschnitten eines Blechs an dessen zentralem Abschnitt entlang dessen
Breite entnommen, und jede Probe wurde an fünf Abschnitten davon gemessen.
Folglich wurde ein Durchschnittswert von 25 Messungen als durchschnittliche
Korngröße der Probe
bereitgestellt. In der Kupferlegierung der Erfindung variieren die
Werte der Korngröße an den
gemessenen Stellen nicht so stark und es wurden im Wesentlichen
die gleichen Messwerte erhalten.
-
Größe der intermetallischen
Verbindungsausscheidung von Ni-Si: Eine Probe wurde von zwei Sichtfeldern
durch ein Transmissionselektronenmikroskop bei einer 60000-fachen
Vergrößerung untersucht
und die durchschnittliche Korngröße der größten Verbindungsausscheidung
zur fünftgrößten Verbindungsausscheidung
wurde zur Verwendung als Verbindungsausscheidungsgröße festgelegt.
-
Kristallorientierung:
Nach dem Ende der Herstellungsschritte wurden Röntgenstrahlen auf eine Oberfläche einer
Testprobe (mit einer Dicke von 0,25 mm) eingestrahlt, um die Intensitäten von
einzelnen Beugungsebenen zu messen. Von den Intensitäten wurden
die Verhältnisse
der Beugungsintensitäten
bei {200}, {311} und {220}, die einen starken Zusammenhang mit der
Biegeformbarkeit aufwiesen, miteinander verglichen, und der Wert
von [I{200} + I{311}]/I{220} wurde berechnet. Es sollte beachtet
werden, dass die Röntgenbestrahlungsbedingungen
derart waren, dass die Art der Röntgenstrahlung
Cu K-α1,
die Röhrenspannung
40 kV und der Röhrenstrom
200 mA betrugen und die Messung durchgeführt wurde, während eine
Probe auf ihrer eigenen Achse gedreht wurde.
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Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften:
Geprüft
mittels einer Auslegerblocktechnik, die in EMAS-3003 beschrieben
ist, wobei die anfängliche
Spannung auf 80 % der Formänderungsfestigkeit
eingestellt wurde, bei der die Restspannung nach dem Halten bei
160°C für 1000 Stunden
gemessen wurde. Der Test wurde bei n = 5 für einzelne Proben durchgeführt und
ein Durchschnittswert wurde als Restspannung einer Probe bereitgestellt.
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Thermische
Beständigkeit
einer gelöteten
Schicht bezüglich
eines Ablösens:
Nach dem Aufbringen eines schwach aktiven Flussmittels wurde ein
Material in ein 6Sn/4Pb-Lötbad
bei 245°C
5 s eingetaucht und gelötet
und 1000 Stunden in einem Thermostatenofen bei 150°C gehalten,
worauf die Beständigkeit
geprüft
wurde. Das Prüfverfahren
war derart, dass das Material bei 180° entlang eines Kreises mit einem
Radius von 1 mm gebogen und zu einem flachen Blech zurückgeführt wurde,
um die Gegenwart oder Abwesenheit einer Lötmittelablösung zu untersuchen. Die Probennahme
wurde nach 250 Stunden, 500 Stunden, 750 Stunden und 1000 Stunden
Halten im Ofen durchgeführt.
Die Beständigkeit
wurde als maximale Zeit vor dem Ablösen angegeben. Tabelle
3
Tabelle
4
Tabelle
5
- * Die unterstrichenen Werte zeigen einen
Abschnitt an, bei dem die Eigenschaften schlecht sind.
Tabelle
6 - * Die unterstrichenen Werte zeigen einen
Abschnitt an, bei dem die Eigenschaften schlecht sind.
-
Die
Ergebnisse dieser Tabellen zeigen, dass die Legierungen Nr. 1 bis
28 und 19-1 bis 19-4 der Erfindung gute charakteristische Eigenschaften
zeigen. Es sollte jedoch beachtet werden, dass die Legierung Nr. 4
einen relativ hohen Wert von Ni/Si, die Legierung Nr. 17 einen hohen
Wert von 6[Mg] + [Sn], die Legierung Nr. 19-1 eine relativ geringe
Korngröße, die
Legierung Nr. 19-2 eine relativ große Korngröße, die Legierung Nr. 19-3
relativ große
Verbindungsausscheidungen und die Legierung Nr. 19-4 einen relativ
niedrigen kristallographischen Orientierungsindex aufweist. Demgemäß weisen
diese Legierungen große
Falten auf, wenn sie einem 180°-Biegen
bei einem Radius von 0 unterzogen werden. Alle Legierungen weisen
jedoch keine Rissbildung auf und können folglich für elektronische
Teile verwendet werden, ohne dass sie irgendein wesentliches Problem
aufweisen. Die Legierung Nr. 13 weist einen relativ niedrigen Wert
von 6[Mg] + [Sn] auf, so dass die Spannungsrelaxationsbeständigkeit
geringfügig
niedriger ist als bei den Legierungen, denen sowohl Mg als auch
Sn zugesetzt worden ist. Die Legierung Nr. 19-3 weist relativ große Verbindungsausscheidungen
auf, so dass die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften relativ
schlecht sind.
-
Andererseits
weisen die Vergleichslegierungen Nr. 29 und 31 einen so niedrigen
Gehalt an Ni oder Si auf, dass sowohl die Formänderungsfestigkeit als auch
die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften niedrig
bzw. schlecht ist. Die Legierungen Nr. 30 und 32 weisen einen hohen
Ni- oder Si-Gehalt auf, so dass dann, wenn sie einem 180°-Biegen bei
einem Radius von 0 unterzogen werden, eine Rissbildung auftritt.
Die Legierung Nr. 33 ist frei von Mg und deren Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
sind schlecht. Die Legierungen Nr. 34 bis 43 weisen einen höheren Gehalt
aller Komponenten auf, so dass sie einer Rissbildung unterliegen,
wenn sie einem 180°-Biegen
bei einem Radius von 0 unterzogen werden, oder die elektrische Leitfähigkeit
niedrig ist.
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Die
Legierung Nr. 19-5 weist eine geringere Korngröße auf, so dass sie einer Rissbildung
unterliegt, wenn sie einem 180°-Biegen
bei einem Radius von 0 unterzogen wird. Die Legierung Nr. 19-6 weist
eine größere Korngröße auf,
so dass sie einer Rissbildung unterliegt, wenn sie einem 180°-Biegen bei
einem Radius von 0 unterzogen wird. Die Legierung Nr. 19-7 weist größere Verbindungsausscheidungen
auf, so dass sie einer Rissbildung unterliegt, wenn sie einem 180°-Biegen bei
einem Radius von 0 unterzogen wird, und eine niedrige Spannungsrelaxationsbeständigkeit
und eine niedrige Formänderungsfestigkeit
aufweist. Die Legierung Nr. 19-8 weist einen niedrigeren kristallographischen
Orientierungsindex auf und unterliegt einer Rissbildung, wenn sie
einem 180°-Biegen
bei einem Radius von 0 unterzogen wird.
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Wie
es aus dem Vorstehenden deutlich wird, weist die Kupferlegierung
der Erfindung eine gute Formänderungsfestigkeit,
elektrische Leitfähigkeit,
gute Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften
und eine gute Formbarkeit auf, die ausreichend ist, um ein 180°- Biegen bei einem
Radius von 0 sicherzustellen, und sie ist zur Verwendung als bzw.
für Anschlüsse, Verbindungselemente,
Schalter, Relais, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und
dergleichen geeignet.
Tabelle 5
