TWI461548B

TWI461548B - 銅－鎳－矽合金

Info

Publication number: TWI461548B
Application number: TW097149976A
Authority: TW
Inventors: Ralph A Mutschler; Peter William Robinson; Derek E Tyler; Andrea Kaufler; Hans-Achim Kuhn; Uwe Hofmann
Original assignee: Gbc Metals Llc; Wieland Werke Ag
Priority date: 2007-12-21
Filing date: 2008-12-19
Publication date: 2014-11-21
Also published as: WO2009082695A9; CA2710311A1; CN101939452A; EP3158095A1; EP3158095A4; KR20100120644A; MX2010006990A; TW200936786A; WO2009082695A1; ES2670425T3; EP3158095B1; JP2011508081A; US20090183803A1

Description

銅-鎳-矽合金

本發明係關於銅基合金，且特定言之，係關於銅-鎳-矽基合金。

本申請案主張2008年4月14日申請之美國臨時專利申請案第61/044,900號及2007年12月21日申請之美國臨時專利申請案第61/016,441號之權利，該等申請案之全部揭示內容以引用的方式併入本文中。

銅-鎳-矽基合金廣泛用於高強度、導電部件(諸如連接器及引線框架)之生產。由Olin Corporation開發之C7025為銅-鎳-矽基合金之一重要實例，其提供優良機械特性(屈服強度95ksi-110ksi)及優良電學特性(35% IACS)。參見美國專利第4,594,221號及第4,728,372號，該等專利以引用的方式併入本文中。近年來，Olin Corporation及Wieland Werke已開發出C7035(一種經鈷改質之銅、鎳、矽合金)，其可提供甚至更佳之機械特性(屈服強度100ksi-130ksi)及電學特性(40-55% IACS)。參見美國專利第7,182,823號，該專利以引用的方式併入本文中。

銅合金之重要特性包括可成形性、電導率、強度、延展性及耐應力鬆弛特性。

可成形性通常由彎曲測試評估，在該測試中，使銅條圍繞已知半徑之心軸彎曲90°。輥彎測試係使用輥形成圍繞心軸之條帶。或者，v型枕塊測試(v-block test)係使用心軸將條帶推入開模中，迫使其與心軸之半徑一致。接著兩種測試均以mbr/t報導最小彎曲半徑(mbr)與條帶厚度(t)之關係。最小彎曲半徑為條帶可圍繞心軸彎曲而在10倍至20倍之放大率下無可見裂痕的最小半徑。通常優良方式彎曲(定義為彎曲軸垂直於輥軋方向)與不良方式彎曲(定義為彎曲軸平行於輥軋方向)之mbr/t均予以報導。優良方式彎曲與不良方式彎曲至多4t之mbr/t視為構成優良可成形性。至多2之mbr/t更佳。

電導率通常以IACS之百分比度量。IACS係指國際退火銅標準(International Annealed Copper Standard)，其指定"純"銅在20℃下之電導率值為100% IACS。除非另外規定，否則在通篇本揭示案中，所有電學及機械測試均在室溫下，通常20℃下執行。限制性表述"約"表示不要求精確且應理解為所述值之+/-10%。

強度通常以屈服強度度量。高強度銅合金具有超過95ksi(655.1MPa)且較佳超過110ksi(758.5MPa)之屈服強度。隨著形成組件之銅合金之規格減小且隨著該等組件繼續小型化，韌度(temper)既定下之強度與電導率組合將比單獨考量強度或電導率更重要。

延展性可由伸長率度量。伸長率之一度量標準為A10伸長率，其為斷裂後、標距(gauge length)之永久延伸，表示為初始標距L₀ 之百分比，其中L₀ 取值等於10mm。

可接受之耐應力鬆弛性視為測試樣品在150℃之溫度下曝露3000小時之後所授予之應力殘餘至少70%，及測試樣品於105℃之溫度下曝露1000小時之後所授予之應力殘餘至少90%。

耐應力鬆弛性係經由環法[Fox A.:Research and Standards 4(1964)480]量測，其中，將50 mm長之條帶夾在一鋼環之外徑上，該鋼環在條帶外表面上引發應力。經高溫下曝露，彈性應力變成塑性變形。此方法視時間、溫度及由鋼環半徑所限定之初始應力而定。於50℃/96h與210℃/384h之間執行實驗。每次退火之後，量測條帶之殘餘彎曲度，且根據[Graves G.B.:Wire Industry 46(1979)421]計算相應應力減小。利用Larson-Miller-P參數，可由在較高溫度下所執行之短時間實驗向較低溫度下之長時間實驗進行外推[Boegel A.:Metall 48(1994)872]。

應力鬆弛亦可藉由如ASTM(美國測試及材料學會；American Society for Testing and Materials)標準E328-86中所述之提昇(lift-off)法量測。該測試係量測銅合金樣品在固定應變下保持長達3000小時時間之應力減小。該技術由以下操作組成：以固定偏向約束懸臂樑之自由端及在各溫度下量測該樑在約束下所施加之負荷與時間之關係。此藉由將懸臂樑測試樣品緊固於經特別設計之測試架中實現。標準測試條件為使懸臂樑負載室溫下0.2%偏位屈服強度之80%。若計算偏轉超過約0.2吋，則減小初始應力直至偏轉小於0.2吋且重計算負荷。測試程序為使懸臂樑負載所計算之負荷值，調節測試架中之螺紋螺桿以維持偏轉，且用螺帽將螺紋螺桿鎖定就位。將懸臂樑自懸臂樑提起所需之負荷為初始負荷。將測試架置於設定為所需測試溫度之熔爐中。將測試架定期移除，使其冷卻至室溫，且量測自螺紋螺桿提起懸臂樑所需之負荷。計算所選對數時間時之殘餘應力百分比，且在半對數圖紙上以剩餘應力為縱座標(垂直)且以對數時間為橫座標(水平)將數據作圖。使用線性回歸技術經由數據進行直線擬合。使用內插法及外推法得到1小時、1000小時、3000小時及100,000小時時之殘餘應力值。

耐應力鬆弛性對取向敏感且可沿縱向(L)方向報導，其中利用測試樣品沿帶軋方向之長度尺寸進行0°測試且測試樣品之偏向平行於帶軋方向。耐應力鬆弛性可沿橫向(T)方向報導，其中利用測試樣品垂直於帶軋方向之長度尺寸進行90°測試且測試樣品之偏向垂直於帶軋方向。

表1展示本發明者已知之一些市售銅合金的機械及電學特性：

對於與該等合金同樣優良且與其用途同樣廣泛、具有較高強度且尤其在不犧牲其他所需特性(諸如電導率、耐應力鬆弛性及/或可成形性)之情況下具有較高強度的合金仍存在應用。雖然鈹銅可提供高強度，但其因其鈹含量而不適合於多種應用。在無鈹銅合金當中，高強度(例如約130ksi以上之屈服強度)通常伴隨其他所需特性、尤其可成形性之顯著減小。

本發明之一態樣為一種老化硬化(age-hardening)銅-鎳-矽基合金，其經加工可製造商業上有用之條帶產品，以便用於尤其汽車及多媒體工業之電連接器及互連件及需要條帶、板、線或鑄件之高屈服強度及中高電導率之任何其他應用。本發明之另一態樣為一種製造商業上有用之條帶產品之加工方法，該條帶產品可用於汽車及多媒體工業之電連接器及互連件及需要高屈服強度及中高電導率的任何其他應用。

根據本發明之一較佳實施例，提供一種具有經改良之屈服強度與電導率組合的銅-鎳-矽基合金，其基本上由以下各者組成：約1.0與約6.0重量%之間的Ni、至多約3.0重量%之Co、約0.5與約2.0重量%之間的Si、約0.01與約0.5重量%之間的Mg、至多約1.0重量%之Cr、至多約1.0重量%之Sn及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質。該合金經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。

根據本發明之另一較佳實施例，提供一種具有經改良之屈服強度與電導率組合的銅基合金，其基本上由以下各者組成：約3.0與約5.0重量%之間的Ni；至多約2.0重量%之Co；約0.7與約1.5重量%之間的Si；約0.03與約0.25重量%之間的Mg；至多約0.6重量%之Cr；至多約1.0重量%之Sn及至多約1.0重量%之Mn；其餘為銅及雜質。該合金經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。

根據本發明之另一較佳實施例，提供一種具有經改良之屈服強度與電導率組合的銅-鎳-矽基合金，其基本上由以下各者組成；約3.5與約3.9重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約1.0與約1.2重量%之間的Si；約0.05與約0.15重量%之間的Mg；至多約0.1重量%之Cr；至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質。該合金經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。

該等合金經加工較佳具有至少約137ksi之屈服強度及至少約38% IACS之電導率，更佳具有至少約143ksi之屈服強度及至少約37% IACS之電導率，且最佳具有至少約157ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。

(Ni+Co)/(Si-Cr/5)之比率較佳介於約3與約7之間，且更佳介於約3.5與約5.0之間。Ni/Co之比率較佳介於約3與約5之間。

各實施例之合金及加工方法提供具有經改良之屈服強度與電導率與較佳耐應力鬆弛性組合的銅基合金。特定而言，與先前Cu-Ni-Si合金所達成的強度及耐應力鬆弛性相比，該等合金具有更高強度及更大耐應力鬆弛性，同時保持合理的電導率水準。

市場上對具有較高強度與電導率及優良耐應力鬆弛性之銅條合金存在需求。此特性組合對於形成可用於多媒體電連接器及終端應用中之各種電互連件之部件尤其重要。諸如C510(磷青銅)、C7025、C7035、C17410及C17460之市售銅合金因其通常有利之強度與電導率組合而正用於該等應用中。雖然該等合金對大多數載流應用具有足夠強度，然而，組件持續小型化之趨勢需要提供高強度及相當優良之電導率及相當優良之耐應力鬆弛性以及合理成本的銅合金。亦需要最少化或排除潛在有毒之合金元素，諸如鈹。

用於多媒體互連之合金需要高強度以免在連接器插入期間損壞且在使用時保持優良接觸力。對於該等應用而言，由於電導率僅需足以傳送信號電流且不必處於較高功率應用中所需之高水準以免產生過多I² R熱，因此優良而非特別高之電導率便為全部要求。該等應用對於室溫及稍高使用溫度下之機械穩定性(如藉由(例如)約100℃下之優良耐應力鬆弛性所表徵)存在更嚴格之要求。

本發明之較佳實施例之合金組成及用於加工為最終韌度之流程驚人地提供滿足汽車與多媒體應用之需要、非常理想的特性組合，亦即極高之強度以及中高電導率。特定而言，本發明之較佳實施例之合金能夠加工成具有以下屈服強度/電導率組合的條帶產品：至少約137ksi之屈服強度與至少約38% IACS之電導率，更佳至少約143ksi之屈服強度與至少約37% IACS之電導率，且最佳約157ksi之屈服強度與至少約32% IACS之電導率。

本發明之較佳實施例之合金具有經改良之以下各者之組合：屈服強度與電導率、優良耐應力鬆弛性與適度可彎性，該合金基本上由以下各者組成：約1.0至約6.0重量%鎳、約0.5至約2.0重量%矽、0.0至約3.0重量%鈷、約0.01至約0.5重量%鎂、0.0至約1.0重量%鉻，及各0,0至約1.0重量%之錫及錳，該合金中其餘為銅及雜質。該合金更佳基本上由以下各者組成：約3.0至約5.0重量%鎳、約0.7至約1.5重量%矽、0.0至約2.0重量%鈷、約0.03至約0.25重量%鎂、約0.0至約0.6重量%鉻，及各0.0至1.0重量%之錫及錳，其餘為銅及雜質。若需要屈服強度及電導率之最佳水準，例如140ksi YS/30% IACS之組合，則最佳合金範圍為約3.5至約3.9重量%鎳；約1.0至約1.2重量%矽；約0.8至約1.0重量%鈷；約0.05至約0.15重量%鎂；0至約0.1重量%鉻；及各0.0至約1.0重量%之錫及錳，其餘為銅及雜質。一般而言，當合金元素大大超出指定上限時，存在過粗之第二相。

當(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比率控制在約3與約7之間且更佳控制在約3.5與約5之間時，合金之電導率與屈服強度最高。Ni/Co之比率控制在約3與約5之間時對於屈服強度及電導率而言最佳。

鎂通常增強成品之耐應力鬆弛性及耐軟化；其亦在老化退火熱處理期間增強在製品(in-process)之耐軟化。錫低含量存在時通常提供固溶強化且亦在老化退火熱處理期間增強在製品之耐軟化而不會過度損害電導率。低含量之Mn通常改良彎曲可成形性，但使電導率下降。

本發明之方法之較佳實施例包含熔融及澆鑄；熱軋(較佳750℃至1050℃)；視需要銑磨以移除氧化物；及視需要均質化或中間罩式退火；冷軋成適當規格供固溶化；固溶退火處理(較佳在800℃-1050℃下歷時10秒至1小時)；繼而淬火或快速冷卻至環境溫度以獲得小於約20% IACS之電導率(11.6MS/m)及約5-20μm之等軸粒度；將厚度冷軋壓縮0至75%；老化硬化退火(較佳在300-600℃下歷時10分鐘至10小時)；及視需要將厚度進一步冷軋壓縮10至75%至最終規格；及二次老化硬化退火(較佳在250至500℃下歷時10分鐘至10小時)。亦可藉由使用間插冷加工之數輪低溫罩式退火處理而非使用在製品固溶化熱處理將所得合金加工成最終規格。此外，可在熱軋規格減小至適於固溶化之厚度過程中增加一或多次可選再結晶退火。

產生具有至少約140ksi屈服強度及至少約30% IACS電導率之合金的較佳流程包括在約900℃至1000℃下固溶化，冷軋約25%，在約450℃-500℃下老化3-9小時，冷軋約20-25%至最終規格，且在300℃-350℃下老化3-9小時。

雖然本揭示案特別關於製造銅合金條之方法，但本發明之合金及本發明之方法同樣能夠製造其他銅合金產品，諸如箔、線、桿及管。此外，除習知澆鑄法(諸如條帶澆鑄、粉末冶金及噴射澆鑄)外之方法亦屬於本發明之範疇。

由以下說明性實例更易理解較佳實施例之合金及方法：

實例1-增大合金含量提高強度；鈷取代改良強度與電導率

將一系列具有表2中所列之組成的十磅實驗鑄錠熔融於二氧化矽坩鍋中且以杜維利法(Durville)澆鑄於鋼模內，澆滿之後其為約4"×4"×1.75"。圖1為該實例1之方法的流程圖。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋三遍至1.1"(1.6"/1.35"/1.1")，在900℃下再加熱10分鐘，且進一步熱軋三遍至0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火，繼而均質化或在590℃下過老化退火6小時。修整及銑磨以移除表面氧化物之後，將合金冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、以表2中所列之溫度及時間進行固溶熱處理。選擇可達成大致恆定之粒度的時間及溫度。接著使合金經受為提高強度及電導率所設計之400℃至500℃之老化退火3小時。接著將合金冷軋25%至0.009"且在300℃至400℃下老化4小時。二次老化退火之後所量測之特性呈現於表3中。該等數據表明在三元合金J994至J999中，當Si含量範圍為0.8至1.3%時，屈服強度隨合金含量提高而分別自127ksi提高至141ksi屈服強度。為檢查Co對含約0.8%Si之合金的影響，對J994、K001及K002進行比較，以Co取代Ni使屈服強度與電導率均提高。考量在具有約1.2% Si之合金中以Co取代Ni，與J998相比，K003展示屈服強度之降低及電導率之提高，而K004展示屈服強度之提高及電導率之降低。

與1之Ni/Co比率(K001及K003)相比，具有約3之Ni/Co比率(K002及K004)引起更高之強度，尤其Si含量更高時。Mn合金K011及K012展示以下證據：以Mn取代Ni改良強度/彎曲特性，但電導率明顯下降。將J994與K036及K037比較時，Sn似乎提供固溶強化。

實例2：鈷改良強度

選擇實例1之合金於流化床熔爐中以表2中所列之溫度及時間進行固溶熱處理。圖2為該實例2之方法的流程圖。隨後將合金冷軋25%至0.009"，接著經受400℃至500℃之老化退火3小時。再冷壓縮22%至0.007"之後，將樣品在300℃至400℃之溫度下老化退火3小時。代表性條件所得之特性列於表4中。在類似強度下，與實例1之方法相比，很多情況下之彎曲特性稍微更佳。Co(K003及K004)及Sn(K037)添加提供該實例中強度增幅最高之合金。

實例3：鈷及鉻含量及(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比率

將一系列具有表5中所列之組成的十磅實驗鑄錠於二氧化矽坩鍋中熔融且以杜維利法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為約4"×4"×1.75"。圖3為該實例3之方法的流程圖。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋三遍至1.1"(1.6"/1.35"/1.1")，在900℃下再加熱10分鐘，且進一步熱軋三遍至0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火。接著在590℃下將經淬火之板均熱6小時，修整且接著銑磨以移除熱軋期間所產生之表面氧化物。接著將合金冷軋至0.012"且以表5中所列之溫度、於流化床熔爐中固溶熱處理60秒。選擇可維持相當恆定之粒度的溫度。接著使合金經受設計成可提高強度及電導率、400℃至500℃之老化退火3小時。接著將合金冷軋25%至0.009"且在300℃至400℃下老化4小時。二次老化退火之後所量測之特性呈現於表6中。由該數據集可觀測到向Cu-Ni-Si基合金添加Co(K068)、Cr(K072)或Co與Cr(K070)達成強度、電導率與彎曲可成形性之最佳組合。亦應注意，具有最高強度之樣品中存在1.2%及1.2%以上的較高含量Si。雖然存在由Sn達成強化之一些證據，但此伴隨有不良彎曲可成形性。在表5中可見，大多數合金、尤其K068、K070及K072之比率(Ni+Co)/(Si-Cr/5)極接近4。又，K068及K070，Ni/Co之比率接近3。圖4中對屈服強度與電導率的關係作圖，且圖5中對屈服強度與彎曲可成形性的關係作圖。K068、K070及K072之值經鑑別可展示其異常優良之特性組合。

實例4：鈷及鉻對強度及可成形性之影響

將實例3之合金於流化床熔爐中、在表5中所列之溫度下固溶熱處理60秒。圖6為該實例4之方法的流程圖。隨後將合金冷軋25%至0.009"，接著經受400℃至500℃之老化退火3小時。再冷壓縮22%至0.007"之後，將樣品在300℃至400℃之溫度下老化退火3小時。代表性條件所得之特性列於表7中。類似於實例3，合金K068、K070及K072特別值得注意，其展示含有Co、Cr或二者之組合之合金達成最高強度水準。彎曲可成形性數據表明均含有Co之K068與K070在較高強度下具有最佳可成形性。圖7中對屈服強度與電導率的關係作圖，且圖8中對屈服強度與彎曲可成形性的關係作圖。記錄合金K068、K070及K072之值。

實例5：鎳：鈷比率

將一系列具有表8中所列之組成的十磅實驗鑄錠於二氧化矽坩鍋中熔融且以杜維利法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為約4"×4"×1.75"。圖9為該實例5之方法的流程圖。該組合金係基於表5之K068、K070及K072，其中改變總合金含量及Ni/Co比率的同時保持化學計量比((Ni＋Co)/(Si-Cr/5))接近4.2。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋三遍至1.1"(1.6"/1.35"/1.1")，在900℃下再加熱10分鐘，且進一步熱軋三遍至0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火。接著在590℃下將經淬火之板均熱6小時，修整且隨後銑磨以移除熱軋期間所產生之表面氧化物。接著將合金冷軋至0.012"且在表8中所列之溫度下於流化床熔爐中固溶熱處理60秒。選擇可保持相當恆定之粒度的溫度。接著使合金經受設計成提高強度及電導率、450℃至500℃之老化退火3小時。接著將合金冷軋25%至0.009"且在300至400℃下老化4小時。二次老化退火之後、以475℃一次老化及300℃二次老化之方法所量測之特性呈現於表9中。對於僅含Co的該組組成(K077至K085)而言，屈服強度值傾向於隨合金含量增高而增加。舉例而言，Ni+Co+Cr+Si值為6.24之K078具有155ksi之屈服強度，而Ni+Co+Cr+Si值為5.22之K084具有139ksi之屈服強度。當將K077(3.62之Ni/Co比率)及K078(3.83之Ni/Co比率)與K079(5.04之Ni/Co比率)比較時以及將K080(3.32之Ni/Co比率)及K081(3.93之Ni/Co比率)與K082(4.89之Ni/Co比率)比較時，3至4之Ni/Co比率與5之比率相比提供的強度更佳。圖10中屈服強度與Ni/Co比率之關係圖說明此結論，例外之處為K085與K083及K084相比具有更高的Si含量。含Co及Cr之合金K086至K094對總合金含量及Ni/Co比率不如僅含Co之合金敏感。僅含Cr之合金(K095至K097)亦具有與其他合金類型類似之特性。

在表8中所列之溫度下將表8之合金於流化床熔爐中固溶熱處理60秒。隨後將合金冷軋25%至0.009"，接著經受450至500℃之老化退火3小時。再冷壓縮22%至0.007"之後，將樣品在300至400℃之溫度下老化退火3小時。樣品分別在450℃及300℃下一次及二次老化所得之特性列於表10中。經由該流程，僅含Co之合金呈現含Cr合金中所未見之總合金含量敏感性。屈服強度為150ksi及高於150ksi之僅含Co合金僅為K077及K078，而所有含Cr合金達成或接近彼強度水準。該方法之強度-彎曲特性與表9中的彼等強度-彎曲特性相當類似。

實例6：鎳：鈷比率

將具有表11中所列之組成的實驗鑄錠於石墨坩堝中熔融且以坦門(Tamman)法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為4.33"×2.17"×1.02"。圖11為該實例6之方法的流程圖。對於1%之目標Si含量及0.5%之Cr含量，一種合金含Co且另一種無Co，調節Ni含量以保持化學計量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))接近4.2。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋至0.472"，每遍熱軋之後籍此在900℃下再加熱10分鐘。最後熱軋之後，將桿用水淬火。修整且銑磨至0.394"以便移除表面氧化物之後，將合金冷軋至0.0106"，且以表11中所列之時間及溫度、於流化床熔爐中進行固溶熱處理。選擇可達成20μm以下之粒度的時間及溫度。接著使合金經受設計成提高強度及電導率、450至500℃之老化退火3小時。接著將合金冷軋25%至0.0079"，且在300或400℃下老化3小時。二次老化退火之後所量測之特性呈現於表12中。經由v型枕塊法量測可成形性。該等數據表明兩種合金均能夠達成135ksi之屈服強度，但含Co變體BS展示在提高老化退火溫度下可見之較佳耐軟化。變體BS之不良方式可彎性稍微變佳可能歸因於固溶退火之後粒度稍微降低。

實例7：(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比率

再次使用表5之K068(僅含Co)、K070(Co及Cr)及K072(僅Cr)之基本組成作為基質鑄造一組合金且加工，例外之處為在此情況下逐步降低Si含量，從而提高(Ni+Co)/(Si-Cr/5)化學計量比使其高出上述合金之3.6至4.2範圍。三種合金類型中之各類合金之Ni及Co含量係經設計為恆定。將一系列具有表11中所列之組成的十磅實驗鑄錠熔融於二氧化矽坩鍋中且以杜維利法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為約4"×4"×1.75"。K143至K146為K072之變體，K160至K163為K070之變體，且K164至K167為K068之變體。圖12為本實例7之方法的流程圖。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋三遍至1.1"(1.6"/1.35"/1.1")，在900℃下再加熱10分鐘，且進一步熱軋三遍至0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火。接著將經淬火之板在590℃下均熱6小時，修整且接著銑磨以移除熱軋期間所產生之表面氧化物。接著將合金冷軋至0.012"且在表13中所列之溫度下於流化床熔爐中固溶熱處理60秒。選擇可維持相當恆定之粒度的溫度。接著將合金冷軋25%至0.009"且在450℃、475℃及500℃下老化3小時。該實例之合金以及K068、K070、K072、K078、K087及K089在各溫度老化之後的特性列於表14中。對於各合金類型，當化學計量比提高至約4.5以上時屈服強度降低，且在約5.5之比率時降至120ksi以下。Cr合金(附加K072數據)、Co合金(附加K068及K078數據)及Co-Cr合金(附加K070、K087及K089數據)之此數據分別展示於圖13至圖15中。在Co及Cr合金中，當化學計量比提高至約4.5以上時電導率降低，而對於具有Co與Cr之合金而言，化學計量比與電導率之間無明確關係。此以圖形展示於圖16至圖18。基於該等數據，顯然最佳屈服強度-電導率特性在化學計量比保持在3.5與5.0之間時產生。

實例8：(Ni+Co)/(Si-Cr/5)比率

將一系列具有表15中所列之組成的十磅實驗鑄錠熔融於二氧化矽坩鍋中且以杜維利法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為約4"×4"×1.75"。圖19為該實例8之方法的流程圖。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋三遍至1.1"(1.6"/1.35"/1.1")，在900℃下再加熱10分鐘，且進一步熱軋三遍0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火。接著將經淬火之板在590℃下均熱6小時，修整且接著銑磨以移除熱軋期間所產生之表面氧化物。接著將合金冷軋至0.012"且在950℃下於流化床熔爐中固溶熱處理60秒。粒度介於6至12μm之範圍內。接著使合金經受設計成提高強度及電導率、450或475℃之老化退火3小時。接著將合金冷軋25%至0.009"且在300℃下老化4小時。二次老化退火之後所量測之特性呈現於表16中。

表17具有將樣品於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒、冷軋25%至0.009"、在475℃下老化退火3小時、冷軋22%至0.007"且最後300℃退火3小時之後所量測的特性。該等結果展示一系列組成之可行性，其中Si為1.0至1.2%，Ni/Co比率為4，且化學計量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))為3.5至5.0。此以圖形展示於圖20及21中，該等圖係對表17之電導率及屈服強度數據相對於化學計量比所作之圖。該等曲線圖展示當化學計量比介於3.0與5.0之間時，該方法獲得140ksi或140ksi以上之屈服強度與25% IACS或25% IACS以上之電導率組合。未發現Cr對該實例之合金之特性有顯著影響。

對由經銑磨之熱軋板經冷軋至0.012"、在950℃下固溶退火60秒、冷軋25%至0.009"且在475℃下老化退火3小時的K188及K205樣品進行應力鬆弛測試。在150℃下，沿縱向及橫向取向對樣品進行應力鬆弛測試3000小時。表18中之結果展示不論Cr含量或樣品取向，兩種合金均具有優良的耐應力鬆弛性，在150℃下1000小時之後，殘餘應力超過85%。

實例9：Cr之影響

將一系列具有表19中所列之組成的十磅實驗鑄錠熔融於二氧化矽坩鍋中且以杜維利法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為約4"×4"×1.75"。圖22為該實例9之方法的流程圖。接著將該等鑄錠機械加工成具有如圖23中示意性說明之楔形邊緣，以在該等邊緣處產生較高張應力狀態。與標準平邊相比，該條件更傾向於邊緣開裂，且因此對合金添加物(在該情況下為Cr)更敏感。將合金在900℃下均熱2小時，且軋兩遍至1.12"(1.4"/1.12")，接著用水淬火。檢查裂痕之後，將桿在900℃下再加熱2小時，且軋三遍至0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火。發現在無Cr的情況下，K224在最初數遍熱軋期間產生大裂痕，該等裂痕在剩餘數遍熱軋期間擴大。含Cr合金在熱軋期間均未產生大裂痕。數種合金在初始數遍熱軋之後展示咸信歸因於澆鑄缺陷的小裂痕，但該等裂痕在隨後數遍熱軋期間並未擴大。Cr之影響同樣無關於Cr之含量(0.11%至0.55%)。熱軋之後K224及K225之邊緣狀況之實例展示於圖24及25中。添加即使少量Cr亦會使工廠製造中之開裂減少，從而提高熱軋及捲軋(coil mill)之後的良率。工廠鑄桿(亦即，作為直接激冷鑄造之試製品的鑄桿)(其組成列於表20中)之數據證明Cr防止熱軋開裂且因此提高良率之有益作用。表21列舉六種含Cr鑄桿及四種無Cr鑄桿之歸一化工廠鑄造良率(casting plant yield，CPY)，其中歸一化CPY如下獲得：首先，以捲軋重量與鑄桿重量之比率的形式計算個別CPY。第二，將100%之歸一化CPY賦予具有最高CPY之鑄桿(在該情況下為RN033410)。第三，藉由將各鑄桿之CPY除以RN033410之CPY來計算所有其他鑄桿之歸一化CPY。無Cr之鑄桿的歸一化CPY為48-82%，相比之下，含Cr鑄桿之歸一化CPY為82-100%。

由於矽化鉻具有磨損性(如圖26中所示)，因此需要限制Cr含量。圖26A展示在100gm負荷下、在以豬油作為潤滑劑、在975℃下經工廠固溶退火、冷軋25%、接著在450℃下老化且經硫酸清潔之無Cr樣品(RN033407)條帶表面上直線滑行3000吋(在條帶之各面上滑行1500吋)之工具鋼球之磨損，而圖26B具有使用含Cr合金樣品(RN834062)的類似條件。圖26中所示鋼球之拋光外形證明含Cr合金形成大得多的磨損，導致鋼球之大量材料移除。在圖26中此呈現為含鉻合金之磨痕更大。更大磨痕表明，在將合金板衝壓成部件期間，會發生大量的工具磨損。

單一澆鑄實驗產生三個具有表21a所示之組成的鑄桿。工廠鑄造之鑄桿良率(類似於表21之數據、經歸一化，其中RN033410視為100%)列於表21b中。與表21之含Cr桿相比，低Cr桿的CPY較有利。咸信此係歸因於Cr(即使在該等低含量下)使熱軋期間之開裂減少。RN037969具有高於100之歸一化CPY%之原因在於該桿之良率高於前述實例中之RN033410。

實例10：Cr、Mn之影響

將一系列具有表22中所列之組成的十磅實驗鑄錠熔融於二氧化矽坩鍋中且以杜維利法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為約4"×4"×1.75"。圖27為該實例10之方法的流程圖。為研究Cr對熱軋之有利影響的下限，合金K259含Cr的含量比實例9中之彼等合金更小。為判定Mn是否使本發明之合金達成熱可軋性，合金K251、K254及K260含有低含量之Mn。接著如圖23中示意性說明、將該等鑄錠機械加工成具有楔形邊緣，以在該等邊緣處產生較高張應力狀態。將合金在900℃下均熱2小時，且軋兩遍至1.12"(1.4"/1.12")，接著用水淬火。檢查裂縫之後，將桿在900℃下再加熱2小時，且軋三遍至0.50"(0.9"/0.7"/0.5")，繼而用水淬火。具有0.058% Cr之K259經熱軋而未形成邊緣裂縫。含Mn合金以及K261(既無Cr亦無Mn)產生大的邊緣裂縫。因此，添加近0.05%之Cr(較佳範圍為0.025至0.1% Cr)對於熱可軋性與導致工具磨損之研磨顆粒之形成之間的平衡似乎為適當的。

接著將經淬火之鑄桿在590℃下均熱6小時，修整且接著銑磨以移除熱軋期間所產生之表面氧化物。接著將合金冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒。接著使合金經受設計成提高強度及電導率、475℃之老化退火3小時。接著將合金冷軋25%至0.009"且在300℃下老化3小時。或者，在固溶熱處理之後，將合金冷軋25%至0.009"，在475℃下老化退火3小時，冷軋22%至0.007"，且在300℃下最後退火3小時。兩種方法路線之最後老化之後的特性列於表23中。在Cr、Mn含量低或均不存在的情況下，兩種方法均達成150ksi屈服強度與至少31% IACS之異常優良特性組合。結合實例8之數據在圖28及29中對電導率及屈服強度相對於化學計量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))作圖，以證明當比率保持在3.0與5.0之間時所達成異常優良之特性。

實例11：加工之影響

將0.600"厚之工廠熱軋且捲軋板加工成數截工廠鑄桿RN032037(其組成列於表20中)。藉由圖30中所示之多種加工路線進一步加工樣品。方法A包括冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒，在500℃下老化退火3小時，冷軋25%至0.009"，且在350℃下二次退火4小時。在方法B中，將金屬軋至0.050"且在575℃下中間罩式退火("IMBA")8小時。接著使樣品經受冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒，在500℃下老化退火3小時，冷軋25%至0.009"且在350℃下二次退火4小時。在方法C中，將合金軋至0.024"且於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒，繼而冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、在950℃下二次固溶熱處理60秒。隨後，該方法包括在500℃下老化退火3小時，冷軋25%至0.009"，且在350℃下二次退火4小時。在方法D中，冷軋至0.012"之後，於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒，將合金冷軋25%至0.009"，在475℃下老化退火3小時，冷軋22%至0.007"且在300℃下最後退火3小時。在方法E中，將金屬軋至0.050"且在575℃下中間罩式退火8小時。接著將樣品軋至0.024"且於流化床熔爐中、在950℃下固溶熱處理60秒，繼而冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、在950℃下二次固溶熱處理60秒。隨後，該方法包括在500℃下老化退火3小時，冷軋25%至0.009"目在250℃下二次退火4小時。

實例12：加工之影響

將0.600"厚之工廠熱軋且捲軋板加工成數截工廠鑄桿RN032037(其組成列於表20中)。系統地改變方法變量以研究包含加工條件之範圍的矩陣。圖31為本實例12之方法的流程圖。冷軋至0.012"之後，將樣品於流化床熔爐中，在925℃、950℃、975℃及1000℃溫度下固溶退火60秒。接著在450℃、475℃、500℃及525℃之溫度下將試樣老化退火三小時。接著將樣品以15%、25%及35%之變化壓縮率冷軋至最後厚度。最後，將樣品在300℃、325℃、350℃及375℃下二次老化退火四小時。表25包含樣品在不同固溶退火溫度下(同時保持該方法之其餘變量恆定)的特性。當固溶溫度提高時，屈服強度提高，而電導率降低。此外，由於在975℃及1000℃退火期間產生的粒度大，因此在較高固溶退火溫度下，彎曲可成形性劣化。因此，20μm以下之固溶退火粒度較佳。

當改變一次老化溫度同時保持其他加工變量恆定時，發現中間老化溫度(如表26中所示之475℃及500℃老化溫度)導致最高強度水準。又，電導率隨老化溫度提高而增大。因此，控制一次老化溫度可提供多種理想的強度與電導率組合。

當改變一次老化與二次老化之間的輥軋壓縮率時，發現屈服強度隨壓縮率提高而提高，而電導率不受影響。與壓縮率由25%變化至35%相比，發現壓縮率由15%變化至25%時，強度提高更大。發現彎曲可成形性隨壓縮率提高而劣化。控制輥軋壓縮率可影響所生產材料之強度-可成形性特性。使用35%以上之輥軋壓縮率可適用於產生峰值強度，但可成形性更加不良。

表28表明，保持其他加工變量恆定時，二次老化退火溫度對特性的影響不大。發現電導率隨二次老化溫度提高而增大，但增大程度小。因此該方法之此步驟可接受寬操作範圍。

將工廠鑄造之無Cr鑄桿RN033407樣品(組成列於表20中)在實驗室中利用捲軋條件進行輥軋，由0.460"軋薄為0.012"。隨後將樣品於流化床熔爐中、在900℃下固溶熱處理60秒。接著將試樣輥軋25%至0.009"且在425℃、450℃及475℃之各溫度下老化退火4小時及8小時。隨後，將樣品冷軋22%至0.007"且在300℃下最後退火三小時。在450℃下老化8小時得到強度與電導率之最佳組合，此條件及其他條件下所得之特性列於表28a中。對比450℃/8hr數據與表25中之特性顯然得知，將固溶退火溫度進一步降至900℃使屈服強度降低且使電導率提高以產生140ksi與39% IACS之獨特組合。此外，與包括更高固溶退火溫度之加工相比，包括900℃固溶退火溫度之加工產生經改良之彎曲可成形性。

實例13：Si及Mg之影響

將具有表29中所列之組成的實驗鑄錠於石墨坩堝中熔融且以坦門法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為4.33"×2.17"×1.02"。所有合金之目標定為具有0.5%之Cr含量。Si含量在1.0%與1.5%之間變化。對於1.5%高Si變體而言，在約4之固定化學計量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))的情況下，Ni/Co比率在4.98與11.37之間變化。藉由與BV具有相同合金組成但另外具有0.1% Mg之合金BW測試Mg之影響。

圖32為該實例13之方法的流程圖。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋至0.472"，在每遍熱軋之後籍此在900℃下再加熱10分鐘。最後一遍熱軋之後，將鑄桿用水淬火。修整且銑磨至0.394"以移除表面氧化物之後，將合金冷軋至0.012"，且於流化床熔爐中、以表29中所列之時間及溫度加以固溶熱處理。選擇可達成20μm以下之粒度的時間及溫度。

隨後，將合金冷軋25%至0.009"，接著經受450℃及475℃之老化退火3小時。樣品之特性列於表30中。經由v型枕塊法量測可成形性。隨著Si含量提高，屈服強度由1.05% Si合金之121ksi提高至1.51% Si合金之135ksi。對於1.16% Si變體，Mg貢獻5-7ksi之屈服強度。將Ni/Co比率由11.37降至4.98使高Si(1.5%)合金之屈服強度增強。以0.8倍屈服強度之目標初始應力、藉由環法測試應力鬆弛。表31展示變體BV、BW及BX之應力鬆弛數據。比較BV與BW可知，耐應力鬆弛性因Mg添加而在150℃/1000h條件下由66.3%增至86.6%且在200℃/1000h條件下由48.5%增至72.3%。含更高Si之BX之耐應力鬆弛性在150℃/1000h條件下達82.3%且在200℃/1000 h條件下達68.7%。

實例14：Si及Mg之影響

圖33為該實例14之方法的流程圖。隨後將實例13之試樣以22%之冷壓縮率冷軋至0.007"。此後，將樣品在300℃至400℃之溫度下老化退火3小時，樣品在300℃下二次老化所得之特性列於表32中。經由v型枕塊法量測可成形性。

經由450℃之一吹老化溫度達成最高屈服強度，隨著Si含量提高，屈服強度曲Si 1.05%合金之131ksi增至Si 1.51%合金之147ksi。對於Si 1.16%變體，Mg貢獻7-10ksi之屈服強度。將Ni/Co比率由11.37降至4.98使1.5%高Si合金之屈服強度增強3ksi。以0.8倍屈服強度之目標初始應力、藉由環法測試應力鬆弛。表33展示方法SA-CR-1.AA 450℃-CR-2.AA 300℃之BV,BW及BX之應力鬆弛數據。

比較BV與BW可知，耐應力鬆弛性因Mg添加而在150℃/1000h條件下由72.6%增至85.6%且在200℃/1000h條件下由55.8%增至69.3%。含更高Si BX之耐應力鬆弛性在150℃/1000h條件下達81.1%且在200℃/1000h條件下達66.1%。

實例15：：Si及Mg之影響

將具有表34中所列之組成的實驗鑄錠於石墨坩堝中熔融且以坦門法澆鑄於鋼模內，澆滿之後，其為4.33"×2.17"×1.02"。該等合金無Cr且具有約4.2之化學計量比((Ni+Co)/(Si-Cr/5))。Ni/Co比率為約4.5。兩種合金具有1.1%之目標Si含量、但不同的Mg含量，且一種合金具有1.4%之Si含量及另外具有Mg。圖34為該實例15之方法的流程圖。在900℃下均熱2小時之後，將其熱軋至0.472"，在每遍熱軋之後籍此在900℃下再加熱10分鐘。最後一遍熱軋之後，將鑄桿用水淬火。修整且銑磨至0.394"以移除表面氧化物之後，將合金冷軋至0.012"且於流化床熔爐中、以表34中所列之時間及溫度加以固溶熱處理。選擇可達成20μm以下之粒度的時間及溫度。

隨後，將合金冷軋25%至0.009"，接著經受450℃及475℃之老化退火3小時。樣品之特性列於表35中。在類似的1.1% Si含量、Ni/Co比率及化學計量比情況下，無Cr之FL及FM之屈服強度、以v型枕塊法所量測之可成形性及電導率類似於實例13之含Cr之BV及BW。如實例13，0.1% Mg之添加貢獻7-8ksi之屈服強度。

隨著Si含量由1.17%提高至1.39%，屈服強度在相同固溶退火溫度下、由126.6ksi增至130.5ksi。對於變體FN，將固溶退火溫度由950℃提高至1000℃使屈服強度提高10ksi。

以0.8倍屈服強度之目標初始應力、藉由環法測試應力鬆弛。表36展示使用950℃固溶退火溫度為之方法的應力鬆弛數據。與實例13之1.16% Si含Cr樣品BV及BW相比，FL及FM之應力鬆弛略低。類似於實例13，0.1% Mg使得應力鬆弛添加在150℃/1000h條件下由64.6%提高至82.7%且在200℃/1000h條件下由44.3%提高至69.2%。1.39% Si含Mg變體FN之耐應力鬆弛性在150℃/1000h條件下達84.1%且在200℃/1000h條件下達65.9%。

實例16：：Si及Mg之影響

圖35為該實例16之方法的流程圖。隨後將實例15之試樣以22%之冷壓縮率冷軋至0.007"。此後，將樣品在300℃至350℃之溫度下老化退火3小時。樣品在300℃下二次老化所得之特性列於表37中。經由v型枕塊法量測可成形性。經由450℃之一次老化溫度達成最高屈服強度。

FM展示比FL高11ksi之屈服強度，此部分歸於Mg含量且部分歸於略高之Si含量。在類似的Si含量、Ni/Co比率及化學計量比情況下，無Cr之FL及FM之屈服強度、可彎性及電導率類似於實例15之含Cr之BV及BW。

將Si含量由1.17%提高至1.39%形成與950℃固溶退火溫度下相同的約144ksi屈服強度。對於變體FN，將固溶退火溫度由950℃提高至1000℃使得屈服強度由143ksi增至158ksi。

以0.8倍屈服強度之目標初始應力、藉由環法測試應力鬆弛。表38展示方法SA 950℃-CR-1.AA 450℃-CR-2.AA 300℃之FL及FM之應力鬆弛數據。與實例15之1.16%Si含Cr樣品BV及BW相比，FL及FM之應力鬆弛低2-3%。類似於實例15，0.1% Mg添加使得應力鬆弛在150℃/1000h條件下由70.0%增至82.0%且在200℃/1000h條件下由52.3%提高至66.9%。1.39% Si含Mg變體FN之耐應力鬆弛性在150℃/1000h條件下達85.0%且在200℃/1000h條件下達66.4%。

圖36展示實例13、14、15及16之合金及方法之90°-minBR/t BW與屈服強度之間的關係。方法SA-CR-AA與SA-CR-AA-CR-AA形成具有特定可成形性-屈服強度關係的兩個群組。實線僅為視線之引導且表示在更高Si含量及/或Mg添加量下、Min BR/t提高且屈服強度提高。含Cr變體與無Cr變體之間在屈服強度及可成形性-屈服強度關係方面幾乎無差異。

圖37展示實例13、14、15及16之合金及方法之% IACS與屈服強度之間的關係。無Cr合金及含Cr合金在同時達成30% IACS之電導率以及高屈服強度方面展示相同能力。SA-CR-AA-CR-AA方法達成比SA-CR-AA方法更高的屈服強度(但在相同的電導率下)。

圖1為實例1之合金的處理流程圖。

圖2為實例2之合金的處理流程圖。

圖3為實例3之合金的處理流程圖。

圖4為實例3之合金之屈服強度與電導率之關係圖。

圖5為實例3之合金之屈服強度與彎曲可成形性(MBR/t)之關係圖。

圖6為實例4之合金之處理流程圖。

圖7為藉由實例4之SA-CR-老化-CR-老化方法所加工之表5之合金之屈服強度與電導率之關係圖。

圖8為藉由實例4之SA-CR-老化-CR-老化方法所加工之表5之合金之屈服強度與彎曲可成形性(MBR/t)之關係圖。

圖9為實例5之合金的處理流程圖。

圖10為具有實例5之類似合金含量之無鉻合金之屈服強度與Ni/Co比率之關係圖。

圖11為實例6之合金的處理流程圖。

圖12為實例7之合金的處理流程圖。

圖13為展示化學計量比對實例7之銅-鎳-鉻-矽合金之屈服強度之影響的圖。

圖14為展示化學計量比對實例7之銅-鎳-鈷-矽合金之屈服強度之影響的圖。

圖15為展示化學計量比對實例7之銅-鎳-鉻-鈷-矽合金之屈服強度之影響的圖。

圖16為展示化學計量比對實例7之銅-鎳-鉻-矽合金之電導率之影響的圖。

圖17為展示化學計量比對實例7之銅-鎳-鈷-矽合金之電導率之影響的圖。

圖18為展示化學計量比對實例7之銅-鎳-鉻-鈷-矽合金之電導率之影響的圖。

圖19為實例8之合金的處理流程圖。

圖20為展示化學計量比對藉由SA-CR-老化-CR-老化方法(其中在475℃/300℃下老化)所加工之實例8合金之% IACS之影響的圖。

圖21為展示化學計量比對藉由SA-CR-老化-CR-老化方法(其中在475℃/300℃下老化)所加工之實例8合金之屈服強度之影響的圖。

圖22為實例9之合金的處理流程圖。

圖23為具有楔形邊緣之熱軋試樣之示意圖。

圖24為經熱軋之K224(無Cr)之像片，其展示大邊緣裂縫。

圖25為經熱軋之K225(0.11Cr)之像片，其未展示邊緣裂縫。

圖26A為無Cr合金RN033407之工具磨損測試結果之像片。

圖26B為含Cr合金RN834062之工具磨損測試結果之像片。

圖27為實例10之合金的處理流程圖。

圖28為展示化學計量比對藉由SA-CR-老化-CR-老化方法(其中在475℃/300℃下老化)所加工之實例8及實例10合金(低Cr及Mn)之%IACS之影響的圖。

圖29為展示化學計量比對藉由SA-CR-老化-CR-老化方法(其中在475℃/300℃下老化)所加工之實例8及實例10合金(低Cr及Mn)之屈服強度之影響的圖。

圖30為實例11之合金的處理流程圖；及

圖31為實例12之合金的處理流程圖。

圖32為實例13之合金的處理流程圖。

圖33為實例14之合金的處理流程圖。

圖34為實例15之合金的處理流程圖。

圖35為實例16之合金的處理流程圖。

圖36為實例13、14、15及16之合金及方法之90°V型枕塊法-MBR/t BW與屈服強度之關係圖；及

圖37為實例13、14、15及16之合金及方法之% IACS與屈服強度之關係圖。

(無元件符號說明)

Claims

一種具有經改良之屈服強度與電導率組合的銅基合金，該銅基合金基本上由以下成分組成：約3.0與約5.0重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約0.7與約1.5重量%之間的Si；約0.01與約0.5重量%之間的Mg；至多約1.0重量%之Cr；及至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質，該合金經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約25% IACS之電導率。
如請求項1之合金，其中該合金具有至少約30% IACS之電導率。
如請求項1之合金，其中該合金係經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約38% IACS之電導率。
如請求項1之合金，其中該合金係經加工成具有至少約143ksi之屈服強度及至少約37% IACS之電導率。
如請求項1之合金，其中該合金係經加工成具有至少約157ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。
一種具有經改良之屈服強度與可成形性組合的銅基合金，該銅基合金基本上係由以下成分組成：約3.0與約5.0重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約0.7與約1.5重量%之間的Si；約0.01與約0.5重量%之間的Mg；至多約1.0重量%之Cr；及至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質，該合金經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及對於優良方式彎曲與不良方式彎曲均小於4t之mbr/t。
如請求項6之銅基合金，其中該合金對於優良方式彎曲與不良方式彎曲均具有小於約2t之mbr/t。
如請求項6之銅基合金，其中該合金具有至少約25% IACS之電導率。
如請求項8之銅基合金，其中該合金具有至少約30% IACS之電導率。
一種具有經改良之屈服強度、電導率與可成形性之組合的銅基合金，該銅基合金基本上由以下成分組成：約3.0與約5.0重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約0.7與約1.5重量%之間的Si；約0.01與約0.5重量%之間的Mg；至多約1.0重量%之Cr；至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質，(Ni+Co)/(Si-Cr/5)之比率係介於約3與約7之間。
如請求項10之合金，其中該合金係經加工成對於優良方式彎曲與不良方式彎曲均具有小於約4t之mbr/t。
如請求項10之合金，其中該合金係經加工成對於優良方式彎曲與不良方式彎曲均具有小於約2t之mbr/t。
如請求項10之合金，其中該合金係經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約38% IACS之電導率。
如請求項10之合金，其中該合金係經加工成具有至少約143ksi之屈服強度及至少約37% IACS之電導率。
如請求項10之合金，其中該合金係經加工成具有至少約157ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。
如請求項1之銅基合金，其中該合金係呈箔、線、桿或管之形式。
一種具有經改良之屈服強度、電導率與可成形性之組合的銅基合金，該銅基合金基本上由以下成分組成：約3.0與約5.0重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約0.7與約1.5重量%之間的Si；約0.03與約0.25重量%之間的Mg；至多約0.6重量%之Cr；至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質，(Ni+Co)/(Si-Cr/5)之比率係介於約3與約7之間。
一種具有經改良之屈服強度、電導率與可成形性之組合的銅基合金，該銅基合金基本上由以下成分組成：約3.0與約5.0重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約0.7與約1.5重量%之間的Si；約0.03與約0.25重量%之間的Mg；至多約0.6重量%之Cr；及至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質，該合金經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約25% IACS之電導率。
如請求項18之合金，其中該合金係經加工成具有至少約137ksi之屈服強度及至少約38% IACS之電導率。
如請求項18之合金，其中該合金係經加工成具有至少約143ksi之屈服強度及至少約37% IACS之電導率。
如請求項18之合金，其中該合金係經加工成具有至少約157ksi之屈服強度及至少約32% IACS之電導率。
一種具有經改良之屈服強度、電導率、耐應力鬆弛性之組合的銅基合金，該銅基合金基本上由以下成分組成：約3.5與約3.9重量%之間的Ni；約0.8與約1.0重量%之間的Co；約1.0與約1.2重量%之間的Si；約0.05與約0.15重量%之間的Mg；至多約0.1重量%之Cr；至多約1.0重量%之Sn，及至多約1.0重量%之Mn，其餘為銅及雜質，該合金經加工成具有至少約140ksi之屈服強度及至少約30% IACS之電導率。
如請求項22之合金，其中(Ni+Co)/(Si-Cr/5)之比率係介於約3.5與約5.0之間。
如請求項23之合金，其中Ni/Co之比率係介於約3與約5之間。
如請求項22之合金，其中Ni/Co之比率係介於約3與約5之間。
如請求項1之合金，其中鉻含量係介於約0.025%與約0.1之間。
如請求項26之合金，其中Ni/Co之比率係介於約3與約4之間。
10、17、18或22之合金，其中Ni/Co之比率係介於約3與約4之間。