TWI431127B

TWI431127B - Titanium alloy excellent in strength, electrical conductivity and bending workability and a method for manufacturing the same

Info

Publication number: TWI431127B
Application number: TW100135860A
Authority: TW
Inventors: Yuki Kawasaki; Toshihiro Niimi
Original assignee: Jx Nippon Mining & Metals Corp
Priority date: 2010-10-18
Filing date: 2011-10-04
Publication date: 2014-03-21
Also published as: KR20120040114A; KR101367048B1; CN102453810A; TW201224170A; JP5214701B2; JP2012087343A

Description

強度、導電率及彎曲加工性優異之鈦銅及其製造方法

本發明係關於一種鈦銅合金及其製造方法，且關於一種適宜用於連接器、端子、繼電器、開關等導電性彈簧材料之鈦銅合金及其製造方法。

隨著近年來之電子機器之小型化，業界對電子機器之連接器要求明顯之小型化、薄壁化，又，對連接器實施複雜之彎曲加工。因此，業界對連接器所使用之金屬材料要求較高之強度、導電性及彎曲加工性。

強度、導電性及彎曲加工性優異之連接器材料，使用有高鈹銅(JIS C1720)，但鈹化合物具有毒性，又，製造步驟複雜且成本較高，故而業界正尋求代替材料。

高鈹銅之代替材料，對以JIS C1990為代表之含Ti之銅合金(以下稱為鈦銅)之需求高漲。一般而言，鈦銅係對鑄塊進行熱壓延、冷壓延、固溶處理後，進行時效處理，使Cu-Ti系金屬間化合物析出而製造。然而，存在鈦銅之導電率(約12%IACS)比高鈹銅(約20%IACS)差之問題。

因此，報告有藉由調整Cu-Ti系金屬間化合物之析出量而改善鈦銅之導電率的技術(專利文獻1)。又，報告有規定Ti濃度、及Cu-Ti系金屬間化合物之大小等，並且將平均結晶粒徑控制在10μm以下，從而改善導電率及彎曲加工性之鈦銅(專利文獻2)。

又，報告有於時效(析出)處理後進行冷壓延而確保高保證應力與彎曲加工性之鈦銅(專利文獻3)。

[專利文獻1]日本專利3740474號公報

[專利文獻2]日本專利4210239號公報

[專利文獻3]日本特開2010-126777號公報

然而，於專利文獻1所記載之鈦銅之情形時，彎曲加工性之改善並不充分。又，於專利文獻2所記載之鈦銅之情形時，0.2%保證應力為850MPa以上且導電率為18%IACS以上時之MBR/t最小亦為1.8，作為彎曲加工嚴格之小型連接器用之材料而言並不充分。

另一方面，於專利文獻3所記載之鈦銅之情形時，無法獲得0.2%保證應力為850MPa以上且導電率為18%IACS以上之高強度、高導電率者。

如上所述，業界尚未開發出一種改善強度、導電率及彎曲加工性並適合於小型連接器之鈦銅。

即，本發明係為了解決上述課題而完成者，其目的在於提供一種強度、導電率及彎曲加工性優異之鈦銅及其製造方法。

本發明人等進行各種研究，結果發現，在高溫進行時效處理而提高導電率且不過度增加冷卻速度，藉此可形成多於穩定相之晶界反應相，而抑制由於穩定相之粗大化所產生之強度或彎曲加工性之下降。

為了達成上述目的，本發明之鈦銅含有0.5～4.5質量%之Ti，剩餘部分由Cu及不可避免之雜質所構成，Ti濃度為8.5質量%以下之晶界反應相與Ti濃度超過15質量%之穩定相的面積比即(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)為14以上，並且0.2%保證應力在850MPa以上，導電率在18%IACS以上，於與壓延方向呈直角之方向進行JIS H 3130所規定之W彎曲試驗時，不產生破裂之最小彎曲半徑(MBR，單位：mm)與板厚(t，單位：mm)之比(MBR/t)在1以下。

較佳為進一步含有合計為0.01～0.5質量%之選自Fe、Co、Ni、Si、Cr、Zr、B及P之群中之一種以上。

本發明之鈦銅之製造方法為上述鈦銅之製造方法，其係對含有0.5～4.5質量%之Ti且剩餘部分由Cu及不可避免之雜質所構成之鑄塊進行熱壓延、冷壓延、固溶處理後，不進行冷壓延而進行時效處理，然後進行冷壓延，將上述固溶處理之溫度設為800℃以上，將自上述時效處理之最高到達溫度至300℃之冷卻速度設為10～80℃/小時，將上述時效後冷壓延之加工度設為10～30%。

較佳為於上述時效後冷壓延之後進行於300～600℃加熱5～300秒之弛力退火。

根據本發明，可獲得強度、導電率及彎曲加工性優異之鈦銅。

以下，對本發明之實施形態之銅合金進行說明。再者，於本發明中，%只要未特別說明，則設為表示質量%。

首先，對本發明之技術思想進行說明。一般而言，對鑄塊進行熱壓延、冷壓延後，進行固溶處理，使Ti固溶於Cu基質中，進而於其後進行時效處理，使Cu-Ti系金屬間化合物析出而製造鈦銅，藉此可獲得較高之強度及導電率。並且，為了改善鈦銅之導電率，只要提高時效溫度，促進Cu-Ti系金屬間化合物之析出即可。

然而，若為了獲得較高之導電率而提高時效溫度，則作為金屬間化合物之穩定相(TiCu₃ )粗大化，強度及彎曲加工性劣化。如此般，鈦銅之強度及彎曲加工性與導電率之提高互相矛盾，難以將該等全部改善。

基於上述情況，本發明人等對鈦銅之Cu-Ti系化合物之析出狀態與強度、導電率及彎曲加工性之關係進行了潛心調查。結果發現，在固溶化後不進行冷壓延而於高溫進行時效處理來提高導電率，並且不過度加快冷卻速度，藉此可增大晶界反應相，抑制強度或彎曲加工性降低。

圖1表示本發明之鈦銅之組織之SEM像。圖1之符號B為晶界反應相，且為沿著結晶晶界成長之條紋狀相。晶界反應相之Ti濃度為8.5%以下，與母相之Ti濃度相比相差0.01～3%左右。另一方面，符號A為穩定相，且為由Ti與Cu之金屬間化合物粒子(TiCu₃ 等)所構成之相。穩定相之Ti濃度超過15%。通常，穩定相於時效處理時析出，晶界反應相於時效後之冷卻時析出。

穩定相為硬質且較脆之金屬間化合物，若穩定相粗大化則差排發生堆積，容易成為龜裂之產生源，故而導致強度及彎曲加工性降低。另一方面，晶界反應相之延展性高於穩定相，故而即便粗大化，亦難以對強度及彎曲加工性產生不良影響。

由此，若(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)所表示之面積比為14以上，則可抑制強度或彎曲加工性降低。

繼而，對本發明之鈦銅之組成及其他規定進行說明。

(1)組成

鈦銅含有0.5～4.5質量%之Ti。藉由固溶處理使Ti固溶於Cu基質中，藉由時效處理使微細之析出物分散於合金中，藉此提高鈦銅之強度及導電率。

若Ti濃度未達0.5質量%，則析出物之析出變得不足，無法獲得所期望之強度。另一方面，若Ti濃度超過4.5質量%，則於熱壓延時產生破裂，製造性明顯惡化。

藉由進一步含有合計為0.01～0.5質量%之選自Fe、Co、Ni、Si、Cr、Zr、B及P之群中之一種以上，可進一步提高強度。若該等之合計含量未達0.01質量%，則無法獲得強度上升之效果，若合計含量超過0.5質量%，則存在導電率降低之情形。

(2)0.2%保證應力及導電率

若提高0.2%保證應力，則於用作連接器時接點部之接壓變高，接觸電阻減少。若0.2%保證應力成為850MPa以上，則接壓成為與高鈹銅相同之水準，故而可作為高鈹銅之代替材料而發揮功能。0.2%保證應力更佳為900MPa以上。

若提高導電率，則於用作連接器時，接點部之接觸電阻及通電所伴隨之發熱量減少。若導電率成為18%IACS以上，則接觸電阻或發熱量成為與高鈹銅相同之水準，故而可作為高鈹銅之代替材料而發揮功能。導電率更佳為20%IACS以上。

(3)晶界反應相與穩定相之面積比

藉由將(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)所表示之面積比規定為14以上，則如上所述，晶界反應相之比例變得多於穩定相，即便於高溫進行時效處理，穩定相亦不會粗大化，析出物相對均勻地析出於晶粒內及晶界，故而可一併提高強度、導電率及彎曲加工性。

藉由如上述般規定鈦銅，當於與壓延方向呈直角之方向進行JIS H 3130所規定之W彎曲試驗時，可使產生破裂之最小彎曲半徑(MBR，單位：mm)與板厚(t，單位：mm)之比(MBR/t)在1以下，尤其適合作為小型連接器用之材料。

(4)平均結晶粒徑

於本發明之鈦銅中，較佳為與壓延方向平行之剖面之平均結晶粒徑在15μm以上。

繼而，對本發明之鈦銅之製造方法進行說明。

本發明之鈦銅之製造方法係對含有0.5～4.5質量%之Ti且剩餘部分由Cu及不可避免之雜質所構成之鑄塊進行熱壓延、冷壓延、固溶處理後，不進行冷壓延而進行時效處理，然後進行冷壓延。

(a)固溶處理

為使Ti充分地固溶而設為800℃以上。於Ti濃度超過2%之情形時，若固溶化溫度未達800℃，則時效處理時穩定相粗大化，(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)所表示之比成為未達14，從而導致強度或彎曲加工性降低。其原因在於，於未達800℃之低溫之固溶化時，Ti未充分地固溶，固溶處理時剩餘之化合物於時效處理時容易粗大化。

(b)時效處理

為了提高鈦銅之強度、導電率及彎曲加工性，於450℃以上進行時效處理，將自其最高到達溫度至300℃之冷卻速度設為10～80℃/小時。

若時效溫度未達450℃，則導電率降低。又，若上述冷卻速度未達10℃/小時，則時效處理時間變長，生產性降低。例如，若於550℃進行時效處理後，以10℃/小時之冷卻速度進行冷卻，則冷卻時間成為約1天(25小時)，若以5℃/小時之冷卻速度，則成為50小時，就工業生產而言欠佳。

另一方面，若上述冷卻速度超過80℃/小時，則晶界反應相不成長，(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)所表示之比成為未達14，從而導致強度或彎曲加工性降低。

又，較佳為將時效處理時間設為5～20小時。若時效處理時間未達5小時，則存在導電率降低之情形，若時效處理時間超過20小時，則存在強度及彎曲加工性降低之情形。

又，若於時效處理前進行壓延，則促進因時效處理所導致之析出，穩定相會粗大化，故而強度、導電率及彎曲加工性變得無法並存。因此，於本發明中，於固溶處理與時效處理之間不進行壓延。

(c)冷壓延

為了提高強度，於時效處理後進行冷壓延(稱為時效後冷壓延)。為了將0.2%保證應力設為850MPa以上，必需將時效後冷壓延之加工度設為10～30%。時效後冷壓延之加工度更佳為10～25%。若時效後冷間壓延之加工度未達10%，則無法獲得所期望之強度，若超過30%，則彎曲加工性明顯惡化。

(d)弛力退火

為改善因時效後冷壓延而降低之彈簧特性(彈簧極限值)，亦可於時效後冷壓延後進行弛力退火。將弛力退火之溫度設為300～600℃，將退火時間設為5～300秒。更佳為弛力退火之溫度為400～550℃，退火時間為5～100秒。若弛力退火之溫度未達300℃，或退火時間未達5秒，則存在彈簧特性未得到改善之情形。另一方面，若退火時間超過300秒，則存在強度降低之情形，若弛力退火之溫度超過600℃，則存在強度及導電率降低之情形。可認為該導電率降低之原因在於，若進行高溫退火，則目視無法確認之未達0.1μm² 之微細析出物固溶於母相中。

[實施例]

將電解銅作為原料，利用高頻真空熔解爐鑄造表1所示之各種鑄錠(寬度60mm×厚度30mm)，於850℃進行熱壓延直至厚度達到8mm，削除表面之氧化皮後，進行冷壓延。其後，於表1所示之溫度進行固溶處理。進而，如表1所示設定自時效溫度(最高到達溫度)至300℃之冷卻速度及時間而進行時效處理後，以表1所示之加工度進行時效後冷壓延，將最終板厚製成0.1mm。

對以上述方式獲得之各鈦銅試樣進行各特性之評價。0.2%保證應力係使用拉伸試驗機，依照JIS Z 2241來測定。導電率係依照JIS H 0505來測定。彈簧特性(彈簧極限值)係依照JIS H 3130來測定。彎曲加工性係求出於與壓延方向呈直角之方向進行JIS H 3130所記載之W彎曲試驗時不產生破裂之最小彎曲半徑(MBR，單位：mm)，測定與板厚(t，單位：mm)之比(MBR/t)。

結晶粒徑係藉由蝕刻(水(100mL)-FeCl₃ (5g)-HCl(10mL))使與壓延方向平行之剖面組織顯現，並依照切割法(JIS H 0501)來進行。

晶界反應相與穩定相之面積比係以如下方式求出。首先，對各試樣之壓延面進行電解研磨(電解液：磷酸(67vol%)+硫酸(10vol%)+純水，11A，1分鐘)後，使用FE-SEM(日本FEI公司製造之XL30SFEG)，以1000倍之倍率觀察11600μm² 之視野之反射電子影像。藉由EDX分析測定該影像中圖1之符號A所表示之球狀組織之Ti濃度，結果超過15質量%，將該球狀組織視為穩定相。又，符號B所表示之條紋狀組織之Ti濃度為8.5質量%以下，將其視為晶界反應相。因此，以目視辨別觀察視野(11600μm² )中之球狀及條紋狀之組織，於該等經辨別之組織中，使用圖像分析裝置求出0.1μm² 以上之穩定相及晶界反應相之面積。此處所謂面積，係指例如於觀察視野內觀察到10個穩定相之情形時，為該等之總面積。再者，析出物之個數及面積係進行10次視野觀察所得之平均值，藉此求出觀察視野內之面積比。面積比係指(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)所表示之比。

將所獲得之結果示於表1、表2。

根據表1、表2可知，於上述面積比為14以上之各發明例之情形時，0.2%保證應力為850MPa以上，導電率為18%IACS以上，且(MBR/t)為1以下，強度、導電率及彎曲加工性均優異。

(1)關於Ti濃度

於Ti濃度超過4.5質量%之比較例1之情形時，於熱壓延時產生破裂，無法獲得試樣。於Ti濃度未達0.5質量%之比較例2之情形時，0.2%保證應力較低為未達850MPa。

(2)關於固溶處理溫度

於Ti濃度超過2%、固溶處理溫度未達800℃之比較例3之情形時，固溶處理中剩餘之化合物於時效處理時粗大化，彎曲加工性惡化。

(3)關於時效處理

於時效處理之溫度未達450℃之比較例4之情形時，析出不充分，故而導電率未達18%IACS。於時效處理時之冷卻速度超過80℃/小時之比較例5之情形時，晶界反應相之成長不充分，故而上述面積比成為未達14，強度與彎曲加工性降低。

(4)時效後之冷壓延

於時效後之冷壓延之加工度未達10%之比較例6之情形時，0.2%保證應力較低為未達850MPa。又，於時效後之冷間壓延之加工度超過30%之比較例7之情形時，彎曲加工性惡化。

(5)弛力退火

於弛力退火之溫度超過600℃之比較例8之情形時，導電率成為未達18%IACS。又，於弛力退火之時間超過300秒之比較例9之情形時，0.2%保證應力較低為未達850MPa。

(6)時效前後之冷壓延

於固溶處理與時效處理之間實施冷壓延且於時效處理後未進行冷壓延之比較例10之情形時，穩定相粗大化，上述面積比成為未達14，強度與彎曲加工性降低。可認為其原因在於：由於冷壓延而促進時效處理時之穩定相析出與成長。

於固溶處理與時效處理之間實施冷壓延且於時效處理後亦進行冷壓延之比較例11之情形時，穩定相粗大化，上述面積比成為未達14，彎曲加工性降低。可認為其原因在於，由於冷壓延而促進時效處理時之穩定相析出與成長。

A．．．穩定相

B．．．晶界反應相

圖1：表示本發明之鈦銅組織的SEM像之圖。

A．．．穩定相

B．．．晶界反應相

Claims

一種鈦銅，其含有0.5~4.5質量%之Ti，剩餘部分由Cu及不可避免之雜質所構成，Ti濃度為8.5質量%以下之晶界反應相與Ti濃度超過15質量%之穩定相的面積比即(晶界反應相之面積)/(穩定相之面積)為14以上，0.2%保證應力在850MPa~983MPa，導電率在18%~25.4% IACS，於與壓延方向呈直角之方向進行JIS H 3130所規定之W彎曲試驗時，不產生破裂之最小彎曲半徑(MBR，單位：mm)與板厚(t，單位：mm)之比(MBR/t)在1以下。
如申請專利範圍第1項之鈦銅，其進一步含有合計為0.01~0.5質量%之選自Fe、Co、Ni、Si、Cr、Zr、B及P之群中之一種以上。
一種鈦銅之製造方法，用以製造申請專利範圍第1項之鈦銅，對含有0.5~4.5質量%之Ti且剩餘部分由Cu及不可避免之雜質所構成之鑄塊進行熱壓延、冷壓延、固溶處理後，不進行冷壓延而進行時效處理，然後進行冷壓延，將該固溶處理之溫度設為800℃以上，於450℃以上進行該時效處理，將自其最高到達溫度至300℃之冷卻速度設為10~80℃/小時，將該時效後冷壓延之加工度設為10~30%。
如申請專利範圍第3項之鈦銅之製造方法，其中，於該時效後冷壓延後進行於300~600℃加熱5~300秒之弛力退火。