TW202210640A - Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、其製造方法以及導電彈簧構件 - Google Patents

Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、其製造方法以及導電彈簧構件 Download PDF

Info

Publication number
TW202210640A
TW202210640A TW110127708A TW110127708A TW202210640A TW 202210640 A TW202210640 A TW 202210640A TW 110127708 A TW110127708 A TW 110127708A TW 110127708 A TW110127708 A TW 110127708A TW 202210640 A TW202210640 A TW 202210640A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
mass
copper alloy
cold rolling
rolling
vickers hardness
Prior art date
Application number
TW110127708A
Other languages
English (en)
Inventor
笠谷周平
首藤俊也
兵藤宏
菅原章
Original Assignee
日商同和金屬技術股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商同和金屬技術股份有限公司 filed Critical 日商同和金屬技術股份有限公司
Publication of TW202210640A publication Critical patent/TW202210640A/zh

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B5/00—Non-insulated conductors or conductive bodies characterised by their form
    • H01B5/02—Single bars, rods, wires, or strips
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B5/00—Non-insulated conductors or conductive bodies characterised by their form
    • H01B5/02—Single bars, rods, wires, or strips
    • H01B5/04—Single bars, rods, wires, or strips wound or coiled
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Non-Insulated Conductors (AREA)

Abstract

本發明係於呈白色調金屬外觀之組成域的高強度化的Cu-Ni-Al系銅合金，賦予顯著地抑制蝕刻時的污點產生的性質。
本發明的銅合金板材係具有以質量%計含有Ni：10.0%至30.0%、Al：1.00%至6.50%、Ag：0%至0.50%、B：0%至0.10%、Co：0%至2.0%、Cr：0%至0.5%、Fe：0%至2.0%、Ga：0%至0.5%、Ge：0%至0.5%、In：0%至0.5%、Mg：0%至2.0%、Mn：0%至2.0%、P：0%至0.2%、Si：0%至2.0%、Sn：0%至2.0%、Ti：0%至2.0%、Zn：0%至2.0%、Zr：0%至0.3%、其餘部分由Cu及不可避免的雜質組成、且滿足Ni/Al≦9.0之化學組成，以XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100表示的析出物中Cu濃度XCu為15質量%至50質量%，維氏硬度為300HV以上。

Description

Cu-Ni-Al系銅合金板材、其製造方法以及導電彈簧構件
本發明係有關抑制蝕刻(etching)加工時的污點(smut)產生的性能優異的Cu-Ni-Al系銅合金板材及其製造方法。此外，係有關使用該板材的導電彈簧構件。
Cu-Ni-Al系銅合金係藉由Ni-Al系的析出物而能夠高強度化，此外，在銅合金之中呈現淺銅色的金屬外觀。該成分系的銅合金係可作為引線框架(lead frame)、連接器(connector)等的導電彈簧構件和非磁性高強度構件使用。
隨著電子機器的小型化、高密度化，使用在電子機器的導電彈簧構件之小型化的需求(needs)也愈來愈高。為了讓導電彈簧構件的小型化得以進展，需要更進一步的高強度化。在Cu-Ni-Al系銅合金中，為了高強度化，必須使大量的析出物形成。另一方面，高尺寸精度要求的小型導電彈簧構件大多是經蝕刻步驟製作。在進行含有大量析出物的銅合金的蝕刻時，源於難以溶解至蝕刻液的析出物之粒子形成污點(殘留至材料表面的附著物)，這成為導致蝕刻性降低和零件髒污的主因。此外，為了獲得薄壁零件用的素材，容易導致在最終的冷軋步驟中道次(pass)次數和軋製負重的增加，因此亦使得生產性降低和因邊裂、斷裂等造成良率降低的風險(risk)增加。
迄今係一方面活用Cu-Ni-Al系銅合金的高強度特性，一方面進行改善其他諸特性的各種研究。
例如，專利文獻1中揭示一種技術，係於含有預定量的Si的Cu-Ni-Al系銅合金，藉由施行700℃至1020℃的固溶處理與400℃至650℃的時效處理之步驟，使含有Si的γ’相以平均粒徑100nm以下析出，藉此而獲得高強度、加工性、高導電性優異的材料。然而，在該專利文獻1並未揭示在污點的產生抑制上有效的技術。
專利文獻2中揭示一種技術，係於Cu-Ni-Al系銅合金，製造「強度-彎曲加工性平衡(balance)」優異且耐變色性亦優異的板材。其製造步驟係採用下述手法，即，在對施行過固溶處理的材料視需要賦予冷軋應變後，接著施行偏高的溫度範圍的第1時效處理、及習知的一般的溫度範圍的第2時效處理。藉由該兩階段的時效處理，讓晶界反應型的不連續析出難以發生，並且讓有助於強度提升的微細第二相粒子的晶粒內析出充分地發生，從而能夠實現優異的強度-彎曲加工性平衡。然而，在該專利文獻2並未揭示在污點的產生抑制上有效的技術。
專利文獻3中揭示一種製造技術，係於Cu-Ni-Al系銅合金，擁有高楊氏模數(Young's modulus)之板材的製造技術。具體而言，係以特定條件進行其間穿插中間退火的冷軋，再以緩和的升溫速度進行固溶處理，且以將軋製率控制(control)在偏低的條件進行最終冷軋後施行時效處理，藉此而獲得特定的結晶配向，從而能夠實現高楊氏模數。然而，在該專利文獻3並未揭示在污點的產生抑制上有效的技術。
專利文獻4中揭示一種製造技術，係於Cu-Ni-Al系銅合金，蝕刻性優異之板材的製造技術。該製造步驟係採用下述手法，即，在固溶處理時進行急速加熱，在時效處理後施行冷軋，然後，以避免升溫速度過快的方式施行最 終熱處理。藉此，形成為KAM值大的組織狀態，從而獲得平滑性高的蝕刻面。此外，亦教示了減少粗大析出物的生成在蝕刻性的提升上亦有效一事。然而，專利文獻4中亦未教示關於在污點的產生抑制上有效的技術。
(先前技術文獻)
(專利文獻)
專利文獻1：國際公開第2012/081573號
專利文獻2：日本特開2020-50923號公報
專利文獻3：日本特開2020-79436號公報
專利文獻4：日本特開2019-2042號公報
Cu-Ni-Al系銅合金乃係在連接器等的導電彈簧構件有用的合金，但關於抑制蝕刻時的污點產生的技術，一直未找到有效的解決方法。本發明的目的在於提供強度等級(level)高、且具備比習知技術更顯著地抑制蝕刻加工時的污點的產生之性能的Cu-Ni-Al系銅合金板材。此外，揭示在減輕製造高強度的薄板材時的最終冷軋的負荷上有效的製造程序(process)。
有助於Cu-Ni-Al系銅合金的高強度化的Ni-Al系析出物係以Ni與Al的金屬間化合物為主體，但在該析出物粒子中亦存在Cu。發明者等係發現藉由提高Ni-Al系析出物中的Cu濃度，能夠顯著地抑制蝕刻時的污點產生，進而完成本發明。
具體而言，上述目的係藉由本發明的銅合金板材而達成，該銅合 金板材係具有以質量%計含有Ni：10.0%至30.0%、Al：1.00%至6.50%、Ag：0%至0.50%、B：0%至0.10%、Co：0%至2.0%、Cr：0%至0.5%、Fe：0%至2.0%、Ga：0%至0.5%、Ge：0%至0.5%、In：0%至0.5%、Mg：0%至2.0%、Mn：0%至2.0%、P：0%至0.2%、Si：0%至2.0%、Sn：0%至2.0%、Ti：0%至2.0%、Zn：0%至2.0%、Zr：0%至0.3%、其餘部分由Cu及不可避免的雜質組成、且滿足下述式(1)之化學組成，根據在濃度7mol/L的磷酸水溶液中電解提取的殘渣的分析而藉由下述式(2)定出的析出物中Cu濃度XCu為15質量%至50質量%，維氏硬度(Vickers hardness)為300HV以上。
Ni/Al≦9.0…(1)
此處，在式(1)的元素符號的位置係代入以質量%表示的該元素的含量值。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100…(2)
此處，在式(2)的元素符號的位置係代入該元素在殘渣中所佔的質量比率之值。
上述的板材中，在平行於板面的觀察面中，長徑5nm至50nm的微細析出物粒子的個數密度較佳為1.0×107個/mm2以上。板面的{220}晶面的X射線繞射峰(peak)的半值寬較佳為0.5°以上。在平行於板面的觀察面中，長徑1.0μm以上的粗大析出物粒子的個數密度較佳為3.0×104個/mm2以下。
就上述板材的製造方法而言，係提供如下述的銅合金板材的製造方法，即，藉由依序包含下述製造步驟，獲得維氏硬度為300HV以上的板材：
將具有上述化學組成的板胚，以1000℃至1150℃進行加熱之步驟(板胚加熱步驟)；
以最終軋製道次的軋製溫度成為800℃以上的條件進行熱軋之步驟(熱軋步驟)；
施行軋製率80%以上的冷軋之步驟(冷軋步驟)；
以950℃至1100℃保持30秒至360秒後，以從900℃降至700℃的平均冷卻速度成為110℃/s至150℃/s的條件進行冷卻之步驟(固溶處理步驟)；
以400℃至650℃保持0.5小時至75小時後，以從400℃降至300℃的平均冷卻速度成為40℃/h至80℃/h的條件進行冷卻之步驟(時效處理步驟)；
施行軋製率30%以上的冷軋之步驟(最終冷軋步驟)；及
以400℃至700℃保持10秒至600秒後，以從400℃降至300℃的平均冷卻速度成為50℃/s至90℃/s的條件進行冷卻之步驟(最終熱處理步驟)。
此時，較佳為，藉由呈示前述時效處理步驟後的維氏硬度H1(HV)、前述最終冷軋步驟後的維氏硬度H2(HV)、及前述最終熱處理步驟後的維氏硬度H3(HV)之關係的下述式(4)的M值為-0.2以上1.2以下的製造步驟，獲得維氏硬度H3為300HV以上的板材。
M=(H2-H1)/(H3-H2)…(4)
此外，在本發明中係提供一種在材料中使用上述銅合金板材的導電彈簧構件。
在本說明書中，所謂的「板面」，係指相對於板材的板厚方向成垂直的表面。「板面」亦稱為「軋製面」。前述的維氏硬度係能夠採用遵循JIS Z2244：2009進行量測的針對板材的板面的維氏硬度。板面的{220}晶面的X射線繞射峰的半值寬係以Cu-Kα射線、管電壓30kV、管電流10mA的條件針對板面量測X射線繞射圖(pattern)，在藉由X射線繞射圖解析軟體去除Kα2射線後算出。粒子的「長徑」係定義為包圍粒子的最小圓的直徑(nm或μm)。「長徑5nm至50nm的微細析出物粒子的個數密度」及「長徑1.0μm以上的粗大析出物粒子的個數密度」係分別能夠以下述方式求取。
[微細析出物粒子的個數密度的求取方法]
針對以下述的電解研磨條件對板面進行電解研磨後在乙醇(ethanol)中施行 20分鐘的超音波清洗而得的觀察面，藉由FE-SEM(場發射型掃描電子顯微鏡)以倍率10萬倍進行觀察，隨機設定沒有長徑1.0μm以上的粒子的局部或全部進到視野中的觀察視野。針對該觀察視野，計數(count)能夠看到粒子整個輪廓的粒子當中長徑為5nm至50nm的析出物粒子的個數。針對沒有重複區域的10個以上的觀察視野進行上述操作，將所觀察的全部視野的前述計數數字的總和NTOTAL除以觀察視野的總面積所得之值換算成每1mm2的個數，以該個數作為微細析出物粒子的個數密度(個/mm2)。
(電解研磨條件)
．電解液：將蒸餾水、磷酸、乙醇、2-丙醇(propanol)以10：5：5：1的體積比混合
．液溫：20℃
．電壓：15V
．電解時間：20秒
[粗大析出物粒子的個數密度的求取方法]
針對藉由以下述的電解研磨條件對板面進行電解研磨僅令Cu基體溶解而使析出物粒子露出後在乙醇中施行20分鐘的超音波清洗而得的觀察面，藉由FE-SEM(場發射型掃描電子顯微鏡)進行觀察，以在FE-SEM圖像上觀測的長徑1.0μm以上的析出物粒子的總個數除以觀察總面積(mm2)所得之值作為粗大析出物粒子的粒子個數密度(個/mm2)。觀察總面積係設藉由隨機設定且不重複的複數個觀察視野合計0.1mm2以上。關於局部超出觀察視野的析出物粒子，只要出現在觀察視野內的部分的長徑為1.0μm以上便認定為計數對象。
(電解研磨條件)
．電解液：將蒸餾水、磷酸、乙醇、2-丙醇以10：5：5：1的體積比混合
．液溫：20℃
．電壓：15V
．電解時間：20秒
從某個板厚t0(mm)軋製成某個板厚t1(mm)的軋製率係藉由下述式(3)求取。
軋製率(%)=[(t0-t1)/t0]×100…(3)
依據本發明，能夠於呈現白色調的金屬外觀之組成域的Cu-Ni-Al系銅合金，提供強度等級非常高、且具備比習知技術更顯著地抑制蝕刻加工時的污點的產生之性能的板材。此外，在獲得如上述高強度的薄板材之用的最終冷軋步驟中係能夠利用加工軟化的現象，能夠減輕軋製負荷。
圖1係針對本發明例No.1的供試材，例示蝕刻試驗後的試驗片的外觀照片(上半部)、及針對試驗片的表面進行剝離試驗後的透明膠帶的外觀照片(下半部)之圖。
圖2係針對本發明例No.7的供試材，例示蝕刻試驗後的試驗片的外觀照片(上半部)、及針對試驗片的表面進行剝離試驗後的透明膠帶的外觀照片(下半部)之圖。
圖3係針對比較例No.34的供試材，例示蝕刻試驗後的試驗片的外觀照片(上半部)、及針對試驗片的表面進行剝離試驗後的透明膠帶的外觀照片(下半部)之圖。
[化學組成]
在本發明中係以Cu-Ni-Al系銅合金作為對象。以下，與合金成分相關的「%」，若未特別說明，便是指「質量%」。
Ni乃係與Cu一起構成Cu-Ni-Al系銅合金的基質(matrix)(金屬基體)的主要元素。此外，合金中的Ni的一部分係與Al結合而形成Ni-Al系析出物，其微細的粒子係有助於強度的提升。為了獲得足夠的強度，較佳為確保有10%以上的Ni含量。此外，隨著Ni含量的增加，相較於其他的一般的銅合金，會呈現白色調的金屬外觀。然而，同其他的銅合金一樣，當曝露在高濕環境下，會有在金屬表面形成薄的氧化覆膜，在外觀上變色成看得出來的程度。此時，有損美麗的白色外觀。在特別重視耐變色性的情況中，更佳為將Ni含量設為高達12.0%以上且以後述的條件確保Al含量。設為15.0%以上的Ni含量，效果更好。另一方面，當Ni含量變多，熱加工性變差。Ni含量係限制在30.0%以下，亦可限制在25.0%以下。此外，亦可將Ni含量管控在18.0%以上22.0%以下。
Al係形成Ni-Al系析出物的元素。當Al含量太少，強度提升便不足。另一方面，當Al含量過多，熱加工性變差。此外，亦令Al含量隨著Ni含量的增加而增加，藉此，能夠改善耐變色性。依各種研究的結果，Al含量必須設為1.00%至6.50%的範圍且設成滿足下述式(1)的Ni/Al比。更佳為滿足下述式(1)’。
Ni/Al≦9.0…(1)
2.0≦Ni/Al≦8.0…(1)’
此處，在式(1)、式(1)’的元素符號的位置係代入以質量%表示的該元素的含量值。
就其他元素而言，視需要能夠含有Ag、B、Co、Cr、Fe、Ga、Ge、In、Mg、Mn、P、Si、Sn、Ti、Zn、Zr等。該等元素的含量範圍為Ag：0% 至0.50%、B：0%至0.10%、Co：0%至2.0%、Cr：0%至0.5%、Fe：0%至2.0%、Ga：0%至0.5%、Ge：0%至0.5%、In：0%至0.5%、Mg：0%至2.0%、Mn：0%至2.0%、P：0%至0.2%、Si：0%至2.0%、Sn：0%至2.0%、Ti：0%至2.0%、Zn：0%至2.0%、Zr：0%至0.3%。此外，該等任意添加元素的總量較佳係設為2.0%以下，亦可設為1.2%以下或0.5%以下。
[析出物中Cu濃度XCu]
已知藉由控制析出物中的Cu濃度，既維持高強度亦能夠顯著地抑制蝕刻時的污點產生。在Ni-Al系析出物中，Cu亦與Ni、Al一起存在，將該Cu濃度提高至比通常的高。具體而言，係以使根據在濃度7mol/L的磷酸水溶液中電解提取的殘渣的分析而藉由下述式(2)定出的析出物中Cu濃度XCu成為15質量%至50質量%的方式控制析出物的組成。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100…(2)
此處，在式(2)的元素符號的位置係代入該元素在殘渣中所佔的質量比率之值。
藉由將上述XCu設為15以上，顯著地呈現污點的產生抑制效果。其機制(mechanism)在現時點尚不清楚，推測是因析出物中固溶的Cu的量變多使得析出物變得容易溶解於蝕刻液(例如氯化鐵水溶液)。將XCu提高至15以上一事係能夠藉由按照後述的製造方法進行而實現。XCu更佳為20以上。當XCu超過50便無法維持高強度，因此XCu係只要在50以下的範圍進行調整即可。亦可在45以下或40以下的範圍進行調整。
[維氏硬度]
為了應用至小型的導電彈簧構件，高等級(high level)地高強度化較有利。較佳係維氏硬度為300HV以上，更佳為320HV以上。此外，就Cu-Ni-Al系銅合金而言，亦能夠調整成340HV以上或380HV以上的極高的強度等級。針對硬度 的上限並無特別規定，通常在450HV以下的範圍進行調整即可。藉由化學組成及後述的製造步驟的條件設定，能夠進行強度等級的調整。
[長徑5nm至50nm的微細析出物粒子的個數密度]
藉由長徑5nm至50nm的微細析出物粒子分散存在於基質(金屬基體)中，有助於強度提升。本發明對象的Cu-Ni-Al系銅合金中生成的微細析出物係以Ni與Al為主體的Ni-Al系析出物。從強度提升的觀點來看，長徑5nm至50nm的微細析出物粒子的個數密度較佳為1.0×107個/mm2以上，更佳為2.5×107個/mm2以上。通常只要在5.0×1010個/mm2以下的範圍進行調整即可。另外，在Ni-Al系析出物的粒子中亦含有Cu，然在本發明的銅合金板材係藉由將該Cu濃度如上述控制得較高而可獲得污點產生的抑制效果。
[長徑1.0μm以上的粗大析出物粒子的個數密度]
為了藉由蝕刻加工而形成平滑性高的蝕刻面，儘可能減少粗大的析出物的存在量較有利。具體而言，長徑1.0μm以上的粗大析出物粒子的存在密度較佳為3.0×104個/mm2以下，更佳為1.0×104個/mm2以下。
[{220}晶面的X射線繞射峰的半值寬]
本發明的Cu-Ni-Al系銅合金板材係板面的{220}晶面的X射線繞射峰的半值寬例如為0.5°以上。如上述的銅合金板材係充分地導入晶格應變，在獲得高強度及平滑性高的蝕刻加工面上較有利。
[製造方法]
以上所說明的銅合金板材係例如能夠藉由如下所述的製造步驟而製作。
溶解/鑄造→板胚加熱→熱軋→冷軋→(中間退火→冷軋)→固溶處理→→時效處理→最終冷軋→最終熱處理
另外，在上述步驟中雖未記載，但在熱軋後係視需要進行平面切削，在各熱處理後係視需要進行酸洗、研磨，或更進一步進行脫脂。以下，針對各步驟進行 說明。
[溶解/鑄造]
只要藉由連續鑄造、半連續鑄造等製造板胚即可。從防止Al的氧化的觀點來看，較佳為在腔(chamber)內進行在惰性氣體環境下或真空下的溶解。
[板胚加熱]
將板胚以1000℃至1150℃加熱保持。該加熱係能夠利用熱軋時的板胚加熱步驟來實施。在習知技術中，Cu-Ni-Al系銅合金的板胚加熱大多是以950℃以下的溫度進行。在本發明中係必須在之後的步驟控制析出物中的Cu濃度。為此，藉由將板胚加熱至上述的高溫使鑄造組織中存在的粗大的第二相儘可能預先固溶能帶來幫助。但一旦超過1150℃，鑄造組織中的熔點低的部分變得脆弱，會有在熱軋產生破裂之虞。上述溫度範圍的加熱保持時間係設成1.5小時以上效果更好，設成2小時以上效果又更好。考量經濟性，上述溫度範圍的板胚加熱時間較佳係在5小時以下的範圍進行設定。
[熱軋]
在熱軋係將最終道次的軋製溫度設為800℃以上。各軋製道次的溫度係能夠以在該軋製道次剛從工作輥(work roll)送出的材料的表面溫度來表示。藉由上述的高溫範圍的板胚加熱及800℃以上的熱軋，將粗大的第二相的存在量充分地減少。藉此，便能夠在之後的步驟將析出物中的Cu濃度控制在適當範圍。於熱軋後的板材(熱軋板)，在平行於板面的觀察面中，長徑5μm以上的粗大第二相粒子的個數密度係例如較佳為抑制在10個/mm2以下。從在量產現場的投產中穩定地實現800℃以上的最終道次軋製溫度的觀點來看，熱軋後的板厚(完成板厚)係例如較佳為採用5mm至20mm的範圍，更佳為採用7mm至20mm的範圍。
[冷軋]
能夠在固溶處理之前施行冷軋，先調整好板厚。亦可視必要而加上1次或 複數次「中間退火→冷軋」的步驟。在固溶處理前進行的冷軋的軋製率(當有進行中間退火時為最後的中間退火後的冷軋的軋製率)係例如能夠採用80%以上。軋製率的上限係相應於軋製機(mill)的能力，例如只要在99.5%以下的範圍進行設定即可。
[固溶處理]
在本發明的固溶處理中，係加溫至比一般的Cu-Ni-Al系銅合金的固溶處理溫度(800至900℃左右)高的溫度。具體而言，係將材料保持在950℃至1100℃的溫度範圍的時間設為30秒至360秒。當加熱至如上述的高溫範圍，即使保持時間短如上述仍能夠使第二相充分地固溶。在本發明中，除了前述的加熱溫度及保持時間之外，將固溶處理後的冷卻速度控制在窄範圍也很重要。具體而言，係設計成使從900℃降到700℃的平均冷卻速度成為110℃/s至150℃/s的範圍。當該溫度範圍的冷卻速度慢，便無法充分地獲得污點產生的抑制效果。另一方面，已知當冷卻速度過快，便難以在後續步驟穩定地獲得分散有足夠量之微細析出物的組織，在實現非常高強度等級上較不利。推測在將固溶處理後的上述溫度範圍的冷卻速度控制在110℃/s至150℃/s的窄範圍時，在該冷卻過程中，於結晶粒內生成眾多微細析出的核，並且成長成析出粒子也適度地進行，而獲得適於在之後的一連串的步驟使眾多Cu濃度高的微細析出物分散的「前驅組織狀態」。在實際的投產中，以從900℃降至700℃的平均冷卻速度成為110℃/s至150℃/s的範圍的冷卻條件持續強制冷卻直至達到10℃以上100℃以下的溫度範圍為有效，更佳為持續強制冷卻直至達到20℃以上50℃以下的溫度範圍。
[時效處理]
接著施行時效處理。在固溶處理後，係能夠不導入冷軋等加工應變而以固溶處理步驟完結的組織狀態原封不動地直接施行時效處理。時效處理係在以400℃至650℃保持0.5小時至75小時後，以至少從400℃降至300℃的平均冷卻速度 成為40℃/h至80℃/h的條件進行。然後，較佳為繼續在爐內持續冷卻直至達到10℃以上200℃以下的溫度範圍，更佳為在爐內持續冷卻直至達到20℃以上100℃以下的溫度範圍。將冷卻條件如上述嚴格地控制，在將析出物的Cu濃度調整至預定範圍上極有效。當冷卻速度過快，便難以在後述的最終熱處理後充分確保微細析出物的量，在獲得高強度上不利。當冷卻速度過慢，析出相中固溶的Cu濃度便降低，難以在後述的最終熱處理後獲得析出物中的Cu濃度高的板材，並且在下一個步驟的最終冷軋，加工軟化作用無法充分地發揮。
[最終冷軋]
在時效處理後，進行冷軋直至達到最終的目標板厚。在本說明書中係將該冷軋稱為「最終冷軋」。最終冷軋係除了調整至目標的板厚之外，還有一個目的，即，預先賦予軋製應變使在下一個步驟的最終熱處理呈現充分的硬化現象。從賦予軋製應變的觀點來看，最終冷軋的軋製率必須設為30%以上。設為50%以上效果更好。軋製率的上限係依存於軋製機的能力，通常只要在99%以下的範圍進行設定即可。最終板厚係例如能夠在0.01mm至0.50mm的範圍進行調整。
一般而言，冷軋率愈高，因加工硬化，變形阻抗變得愈大，例如，在完成為板厚0.1mm以下的薄板材的情形中，道次次數的增加和材料的邊裂容易變成問題。然而，當在按照上述的製造條件進行的時效處理材施行冷軋，加工硬化便顯著地獲得抑制，上述的問題係大幅獲得改善。其原因尚不清楚，推測是在上述的時效處理完結的時點形成了Cu濃度高的析出物，Cu固溶於析出物中而析出物的組成接近母相，藉此，在藉由軋製而塑性變形時(亦即賦予軋製應變時)，使析出粒子容易擬固溶，結果，出現雖然是冷間加工，硬度的上升卻非常少或是硬度反而降低的現象。在本說明書中係將如上述的現象稱為「加工軟化」。
[最終熱處理]
對最終冷軋完結的板材施行最終熱處理，一邊控制析出物的Cu濃度一邊使 強度上升。最終熱處理係在以400℃至700℃、更佳為以420℃至700℃保持10秒至600秒後，以從400℃降至300℃的平均冷卻速度成為50℃/s至90℃/s的條件進行。推測在該熱處理中，藉由在最終冷軋中擬固溶的溶質原子微細地析出，而獲得了差排不易移動的組織狀態。當冷卻速度慢，析出物中的Cu濃度降低，便難以穩定地獲得抑制污點產生的效果高的板材。當冷卻速度過快，便無法令從擬固溶狀態的析出充分地進行，就結果而言，便無法獲得高強度等級。在實際的投產中，以從400℃降至300℃的平均冷卻速度成為50℃/s至90℃/s的範圍的冷卻條件持續強制冷卻直至達到10℃以上100℃以下的溫度範圍為有效，更佳為持續強制冷卻直至達到20℃以上50℃以下的溫度範圍。
將如上述進行而獲得的本發明的板材作為素材，施行包含蝕刻的加工，能夠獲得尺寸精度高的導電彈簧構件。
〔實施例〕
溶製表1所示化學組成的銅合金，使用縱型半連續鑄造機進行鑄造。將所獲得的板胚以表2、表3所示溫度、時間加熱保持後提取，施行熱軋，予以水冷。合計(total)熱軋率為85%至95%。最終道次的軋製溫度及熱軋後的完成板厚係顯示於表2、表3中。在熱軋產生破裂的一部分的例(No.35、No.37、No.39)係在該時點中止製造。在熱軋後，藉由機械研磨去除(平面切削)表層的氧化層，施行表2、表3中所示軋製率的冷軋。
對所獲得的各冷軋材，使用具備加熱區(zone)與強制冷卻區的連續式的退火爐，以表2、表3中所示條件施行固溶處理。在加熱區施行以預定溫度保持預定時間的加熱後，在強制冷卻區以對通板中的板材表面吹送藉由風扇(fan)而強制對流的氮氣之方式進行強制冷卻。藉由對流強度的調整，能夠控制冷卻速度。於通板的過程中，量測強制冷卻即將開始前的板表面溫度T0(℃)及強制冷卻剛結束時的板表面溫度T1(℃)。確認到在各例中，T0為900℃以上，T1為 700℃以下。因此，根據從上述的T0、T1及通板速度而定出的冷卻曲線，求得從900℃降至700℃的平均冷卻速度。
在固溶處理後係不施加冷軋應變而直接施行時效處理。時效處理係使用分批(batch)式的退火爐，以在表2、表3中記載的溫度下保持同表中記載的時間之條件進行。氣體環境係採用氮氣。在加熱保持後，在爐內以大體上一定的冷卻速度進行冷卻直至降成比300℃低溫。接著，以表2、表3中記載的軋製率施行最終冷軋。然後，使用具備加熱區與強制冷卻區的連續式的退火爐，以表2、表3中所示條件施行最終熱處理。在加熱區施行以預定溫度保持預定時間的加熱後，在強制冷卻區以對通板中的板材表面吹送藉由風扇而強制對流的氮氣之方式進行強制冷卻。藉由對流強度的調整，能夠控制冷卻速度。於通板的過程中，量測強制冷卻即將開始前的板表面溫度T0(℃)及強制冷卻剛結束時的板表面溫度T1(℃)。確認到在各例中，T0為400℃以上，T1為300℃以下。因此，根據從上述的T0、T1及通板速度而定出的冷卻曲線，求得從400℃降至300℃的平均冷卻速度。
如上述進行，獲得表2、表3中所示最終板厚的板材製品(供試材)。針對各供試材進行以下的調查。另外，關於「硬度」，除了針對最終熱處理後的供試材進行量測外，亦針對時效處理後的材料及最終冷軋後的材料進行量測。
(析出物中Cu濃度XCu)
從供試材採得試料，在藉由使用號數1000(JISR6010：2000規定的粒度P1000)的金鋼砂紙(emery paper)進行的乾式研磨去除表面的氧化層後，在25℃的濃度7mol/L的磷酸水溶液中施加約2.0V的電壓15分鐘，藉此，使基質(金屬基體)溶解。對提取至溶液中的殘渣(析出物)，藉由使用孔徑50nm的過濾器(filter)吸入過濾而予以回收。此時，以純水清洗殘渣及過濾器直至吸入的液體的pH變為6.2。針對所回收的殘渣，藉由感應耦合電漿放射光譜法(ICP emission spectroscopy) 進行Cu、Ni、Al的分析，求得根據該分析而藉由下述式(2)定出的析出物中Cu濃度XCu。殘渣的溶解係使用混合同體積的硝酸與鹽酸而成的混酸。
XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100…(2)
此處，在式(2)的元素符號的位置係代入該元素在殘渣中所佔的質量比率之值。
({220}晶面的X射線繞射峰的半值寬)
使用X射線繞射裝置(Bruker AXS公司製；D2 Phaser)，以Cu-Kα射線、管電壓30kV、管電流10mA的條件，針對板面量測X射線繞射圖，使用X射線繞射圖解析軟體(Bruker AXS公司製；DIFFRAC.EVA)的Kα2去除功能以「最大：1，強度比：0.5，最小：0」的條件去除Kα2射線後，算出{220}晶面的X射線繞射峰的半值寬。
(微細析出物粒子的個數密度)
按照上揭的「微細析出物粒子的個數密度的求取方法」，對藉由電解研磨及超音波清洗而調製出的觀察面，以FE-SEM(日本電子股份有限公司製；JSM-7200F)進行觀察，求取長徑為5nm至50nm的微細第二相粒子的個數密度(個/mm2)。上述電解研磨係使用BUEHLER公司製的電解研磨裝置(ELECTROPOLISHER POWER SUPPLUY、ELECTROPOLISHER CELL MODULE)進行。上述超音波清洗係使用超音波清洗機「BRANSONIC M2800-J」在乙醇中進行20分鐘。
(硬度)
以遵循JIS Z2244：2009的方法量測板面的維氏硬度。以使所形成的凹陷(壓痕)的對角線長度d1與d2的平均值d(mm)成為試料板厚的2/3以下的試驗力F(N)進行7點量測，採用排除掉最大值及最小值後的5點的平均值作為該供試材的硬度。
在各例中，量測時效處理後的硬度H1(HV)、最終冷軋後的硬度H2(HV)、最終熱處理後的供試材的硬度H3(HV)，求取以下述式(4)表示的製造性指標M。
M=(H2-H1)/(H3-H2)…(4)
製造性指標M係表示「最終冷軋的硬度上升量」相對於「最終熱處理後的硬度上升量」的比率，該值愈小，代表將最終冷軋的加工硬化良好地抑制之「材料強化」實現得愈成功。亦即，製造性指標M愈小，在由時效處理、最終冷軋、最終熱處理組合而成的強化製程(process)中，最終冷軋的負荷愈小，評價為製造性愈良好。依各種研究的結果，判斷在本合金系中，只要製造性指標M為1.2以下，便能夠利用上述的強化製程以高良率且有效率地進行高強度板材的製造。另外，在藉由最終冷軋使得硬度減少的情形中，製造性指標M會成為負值，該軋製的負荷係能夠評價為尤其減輕。但，若最終冷軋的硬度減少過多，為了確保足夠的強度，便必須令最終熱處理的硬度上升提高相當之程度，最終熱處理條件的限制會變得嚴苛。此外，在以最終冷軋大幅地加工硬化後以最終熱處理進行軟化的情形中，製造性指標M會有成為大的負值之情形，從最終冷軋的負荷減輕的觀點來看並不理想。考量各步驟的負荷平衡和最終冷軋的負荷減輕，以上述式(4)表示的M值較佳為-0.2以上1.2以下的範圍。
(污點產生量)
從供試材截取寬度約10mm、長度40mm至60mm左右的試驗片，藉由噴灑(spray)式蝕刻裝置而將其表面提供給蝕刻試驗之用。蝕刻液係波美度(Baume degree)為42Bh的氯化鐵水溶液。液溫設為50℃，噴灑壓力設為0.15MPa，噴灑時間設為120秒。將蝕刻試驗後的試料進行水洗後使其乾燥，實施藉由在試料表面貼附遵循JIS Z1522：2009的透明膠帶後剝下的方法進行的「剝離試驗」。因蝕刻而產生的污點係附著在水洗、乾燥後的試料表面。藉由轉移至剝離試驗剝下 的透明膠帶的表面的污點的量(膠帶的黑色髒污的程度)，能夠評價污點產生的抑制性能。
於圖1至圖3例示蝕刻試驗後的試驗片的外觀照片(上半部)、及針對試驗片的表面進行剝離試驗後的透明膠帶的外觀照片(下半部)。圖1為本發明例No.1，圖2為本發明No.7，圖3為比較例No.34。各顯示針對2片試驗片的結果。可知相較於比較例(圖3)，本發明例(圖1、圖2)係顯著地抑制了污點的產生。此處，藉由目視觀察蝕刻試驗後的試驗片外觀及在剝離試驗所剝離的透明膠帶的黑色髒污的程度，在與比較例No.34(圖3)的比較中，將認定污點的產生抑制效果明顯者評價為○(污點產生抑制能力：良好)，將認定污點的產生抑制效果特別顯著者評價為◎(污點產生抑制能力：優秀)，其餘則評價為×(污點產生抑制能力：改善不足)。
將各試驗片的調查結果呈示於表4、表5。
Figure 110127708-A0202-12-0019-1
Figure 110127708-A0202-12-0020-2
Figure 110127708-A0202-12-0021-3
Figure 110127708-A0202-12-0022-4
Figure 110127708-A0202-12-0023-5
本發明例的Cu-Ni-Al系銅合金板材係皆擁有高強度，並且析出物中Cu濃度XCu皆在15質量%至50質量%的範圍，污點產生的抑制性能皆優 異。製造性指標M亦低，由時效處理、最終冷軋、最終熱處理組合而成的強化製程的製造性亦良好。
在比較例中，No.31至34、40、41係因製造條件不在本發明規定範圍內，使得析出物中Cu濃度XCu比本發明規定範圍低，而無法改善污點產生的抑制性能之例。具體而言，比較例No.31係板胚加熱溫度及熱軋最終道次的軋製溫度低。No.32係固溶處理溫度低。No.33係在固溶處理步驟中從900℃降至700℃的平均冷卻速度慢。No.34係在時效處理步驟中從400℃降至300℃的冷卻速度太慢。No.40係熱軋最終道次的軋製溫度低、固溶處理的加熱保持時間短。No.41係在最終熱處理步驟中從400℃降至300℃的平均冷卻速度慢。
No.36、38、42至44係因化學組成或製造條件不在本發明規定範圍內，使得微細析出物粒子的個數密度降低，沒達到相當於300HV的強度等級之例。具體而言，No.36係Ni含量太低。No.38係Al含量低、Ni/Al比高。No.42係在固溶處理步驟中從900℃降至700℃的平均冷卻速度太快。No.43係在時效處理步驟中從400℃降至300℃的冷卻速度太快。No.44係在最終熱處理步驟中從400℃降至300℃的冷卻速度太快。
No.35、37、39係由於在熱軋產生破裂而在該時點中止製造之例。當中，No.35係Ni含量太高。No.37係Al含量太高。No.39係板胚加熱溫度太高。
(粗大析出物粒子的個數密度)
要獲得凹凸少、平滑性高的蝕刻加工表面，以粗大析出物少者較有利。因此，針對以上述本發明獲得的板材(最終熱處理後的供試材)，以下述方法調查粗大析出物粒子的個數密度。
按照上揭的「粗大析出物粒子的個數密度的求取方法」，對藉由電解研磨及超音波清洗而調製出的觀察面，以FE-SEM進行觀察，求取長徑1.0μm以上的粗大析出物粒子的個數密度。上述電解研磨係使用BUEHLER公司製的電解研 磨裝置(ELECTROPOLISHER POWER SUPPLUY、ELECTROPOLISHER CELL MODULE)進行。上述超音波清洗係使用超音波清洗機「BRANSONIC M2800-J」在乙醇中進行20分鐘。
結果，確認到本發明例係粗大析出物的個數密度皆非常低。結果呈示於表6。
Figure 110127708-A0202-12-0025-6

Claims (7)

  1. 一種銅合金板材，係具有以質量%計含有Ni：10.0%至30.0%、Al：1.00%至6.50%、Ag：0%至0.50%、B：0%至0.10%、Co：0%至2.0%、Cr：0%至0.5%、Fe：0%至2.0%、Ga：0%至0.5%、Ge：0%至0.5%、In：0%至0.5%、Mg：0%至2.0%、Mn：0%至2.0%、P：0%至0.2%、Si：0%至2.0%、Sn：0%至2.0%、Ti：0%至2.0%、Zn：0%至2.0%、Zr：0%至0.3%、其餘部分由Cu及不可避免的雜質組成、且滿足下述式(1)之化學組成，根據在濃度7mol/L的磷酸水溶液中電解提取的殘渣的分析而藉由下述式(2)定出的析出物中Cu濃度XCu為15質量%至50質量%，維氏硬度為300HV以上；
    Ni/Al≦9.0…(1)
    此處，在式(1)的元素符號的位置係代入以質量%表示的該元素的含量值；
    XCu(質量%)=[Cu/(Cu+Ni+Al)]×100…(2)
    此處，在式(2)的元素符號的位置係代入該元素在殘渣中所佔的質量比率之值。
  2. 如請求項1所述之銅合金板材，其中，在平行於板面的觀察面中，長徑5nm至50nm的微細析出物粒子的個數密度為1.0×107個/mm2以上。
  3. 如請求項1或2所述之銅合金板材，其中，板面的{220}晶面的X射線繞射峰的半值寬為0.5°以上。
  4. 一種銅合金板材的製造方法，係藉由依序包含下述製造步驟，獲得維氏硬度為300HV以上的板材：
    板胚加熱步驟，係將以質量%計含有Ni：10.0%至30.0%、Al：1.00%至6.50%、Ag：0%至0.50%、B：0%至0.10%、Co：0%至2.0%、Cr：0%至0.5%、Fe：0%至2.0%、Ga：0%至0.5%、Ge：0%至0.5%、In：0%至0.5%、Mg：0%至2.0%、Mn：0%至2.0%、P：0%至0.2%、Si：0%至2.0%、Sn：0%至2.0%、Ti：0%至2.0%、Zn：0%至2.0%、 Zr：0%至0.3%、其餘部分由Cu及不可避免的雜質組成、且滿足下述式(1)之化學組成的板胚，以1000℃至1150℃進行加熱；
    熱軋步驟，係以最終軋製道次的軋製溫度成為800℃以上的條件進行熱軋；
    冷軋步驟，係施行軋製率80%以上的冷軋；
    固溶處理步驟，係以950℃至1100℃保持30秒至360秒後，以從900℃降至700℃的平均冷卻速度成為110℃/s至150℃/s的條件進行冷卻；
    時效處理步驟，係以400℃至650℃保持0.5小時至75小時後，以從400℃降至300℃的平均冷卻速度成為40℃/h至80℃/h的條件進行冷卻；
    最終冷軋步驟，係施行軋製率30%以上的冷軋；及
    最終熱處理步驟，係以400℃至700℃保持10秒至600秒後，以從400℃降至300℃的平均冷卻速度成為50℃/s至90℃/s的條件進行冷卻；
    Ni/Al≦9.0…(1)
    此處，在式(1)的元素符號的位置係代入以質量%表示的該元素的含量值。
  5. 如請求項4所述之銅合金板材的製造方法，其中，藉由呈示前述時效處理步驟後的維氏硬度H1(HV)、前述最終冷軋步驟後的維氏硬度H2(HV)、及前述最終熱處理步驟後的維氏硬度H3(HV)之關係的下述式(4)的M值為-0.2以上1.2以下的製造步驟，獲得維氏硬度H3為300HV以上的板材，
    M=(H2-H1)/(H3-H2)…(4)。
  6. 一種銅合金板材的製造方法，係在從以質量%計含有Ni：10.0%至30.0%、Al：1.00%至6.50%、Ag：0%至0.50%、B：0%至0.10%、Co：0%至2.0%、Cr：0%至0.5%、Fe：0%至2.0%、Ga：0%至0.5%、Ge：0%至0.5%、In：0%至0.5%、Mg：0%至2.0%、Mn：0%至2.0%、P：0%至0.2%、Si：0%至2.0%、Sn：0%至2.0%、Ti：0%至2.0%、Zn：0%至2.0%、Zr：0%至0.3%、其餘部分由Cu及不可避免的雜質組成、且滿足下述式(1)之化學組成的板胚，藉由依序包含板胚加熱、熱軋、冷 軋、固溶處理、時效處理、最終冷軋、最終熱處理步驟的步驟製造板材時，
    當前述時效處理步驟後的維氏硬度為H1(HV)、設前述最終冷軋步驟後的維氏硬度為H2(HV)、設前述最終熱處理步驟後的維氏硬度為H3(HV)時，藉由使下述式(4)的M值成為-0.2以上1.2以下的製造步驟，獲得維氏硬度H3為300HV以上的板材；
    Ni/Al≦9.0…(1)
    此處，在上述式(1)的元素符號的位置係代入以質量%表示的該元素的含量值，
    M=(H2-H1)/(H3-H2)…(4)。
  7. 一種導電彈簧構件，係在材料中使用請求項1所述之銅合金板材。
TW110127708A 2020-07-29 2021-07-28 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、其製造方法以及導電彈簧構件 TW202210640A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020-128573 2020-07-29
JP2020128573 2020-07-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
TW202210640A true TW202210640A (zh) 2022-03-16

Family

ID=80035634

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW110127708A TW202210640A (zh) 2020-07-29 2021-07-28 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、其製造方法以及導電彈簧構件

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230265543A1 (zh)
EP (1) EP4190929A1 (zh)
JP (1) JP2022027545A (zh)
KR (1) KR20230044493A (zh)
CN (1) CN115735017A (zh)
TW (1) TW202210640A (zh)
WO (1) WO2022024891A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7534883B2 (ja) 2020-07-29 2024-08-15 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材
CN114959523B (zh) * 2022-04-15 2023-04-11 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 一种紧固件用高强铜合金棒材及其制备方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02149279A (ja) * 1988-11-30 1990-06-07 Kobe Steel Ltd 耐食性および耐衝撃性に優れたゴルフクラブヘッド用銅合金材料
JP3410125B2 (ja) * 1992-10-19 2003-05-26 同和鉱業株式会社 高強度銅基合金の製造方法
JP2012081573A (ja) 2010-10-12 2012-04-26 Imagine 21:Kk 着脱可能な雌型面板装着用位置決めピン治具
JP6869119B2 (ja) 2017-06-14 2021-05-12 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材
CN107354341B (zh) * 2017-06-29 2018-12-21 大连理工大学 一种立方棋盘状γ′相增强Cu-Ni-Al耐高温合金及其制备方法
JP7202121B2 (ja) * 2018-09-27 2023-01-11 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材
JP7181768B2 (ja) * 2018-11-13 2022-12-01 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 高ヤング率Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材

Also Published As

Publication number Publication date
US20230265543A1 (en) 2023-08-24
EP4190929A1 (en) 2023-06-07
CN115735017A (zh) 2023-03-03
KR20230044493A (ko) 2023-04-04
JP2022027545A (ja) 2022-02-10
WO2022024891A1 (ja) 2022-02-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6154565B1 (ja) Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金板材および製造法
JP4143662B2 (ja) Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金
JP5156317B2 (ja) 銅合金板材およびその製造法
TWI752208B (zh) Cu-Co-Si系銅合金板材及製造方法和使用該板材的零件
WO2011125554A1 (ja) 電子材料用Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ－Ｃｏ系銅合金及びその製造方法
WO2011118400A1 (ja) 高強度チタン銅板及びその製造方法
JP7202121B2 (ja) Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材
JP7181768B2 (ja) 高ヤング率Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材およびその製造方法並びに導電ばね部材
TW201736613A (zh) 銅合金板材及銅合金板材的製造方法
JP2009144248A (ja) 電子機器用析出型銅合金材料及びその製造方法
JP2008013836A (ja) 異方性の少ない高強度銅合金板材およびその製造法
TW202210640A (zh) Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、其製造方法以及導電彈簧構件
JP2019002042A (ja) Ｃｕ−Ｎｉ−Ａｌ系銅合金板材および製造方法並びに導電ばね部材
WO2019058721A1 (ja) スパッタリング用チタンターゲット及びその製造方法、並びにチタン含有薄膜の製造方法
JP2008038231A (ja) 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板材およびその製造法
CN116891961A (zh) Cu-Ti系铜合金板材、其制造方法、弹簧构件及自动聚焦照相机模块
JP7534883B2 (ja) Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材
JP2019056163A (ja) アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2022115695A (ja) Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ系銅合金板材、その製造方法および導電ばね部材
TW202338108A (zh) Ｃｕ－Ｔｉ系銅合金板材、其製造方法、通電零件及散熱零件