TWI554620B - Copper alloy and its manufacturing method - Google Patents

Description

銅合金及其製造方法

本發明係關於凸焊特性優異的Cu-Ni-Si系銅合金，特別是關於用於車載用的驅動電路或發動機裝置內部的電路基板等的Cu-Ni-Si系銅合金及其製造方法。

凸焊為電阻焊的一種，由於電流在凸出部集中流動，所以可進行良好的焊接，最近用於在車載用的驅動電路或發動機裝置內部的電路基板中所使用的銅或銅合金部件的聯結端子和引線端子的焊接等中。

專利文獻1記載的驅動電路裝置和具備其的發動機裝置中，對聯結端子的端部和引線端子的端部進行凸焊。聯結端子使用純銅、磷青銅等。自電路基板36延伸設置的聯結端子22在聯結端子折彎部22A折彎，與自控制IC44延伸設置的引線端子18一起向上方延伸，進而，聯結端子22的端部與引線端子18的端部在焊接點16通過電焊接合，聯結端子22在彎曲點22B以離開引線端子18的方式彎曲。因此，在電焊時，可抑制電流在焊接點16以外流動而分流，從而可抑制焊接強度的不均勻。

專利文獻2記載的車輛用交流發電機的整流器中，電路板元件32的連接端子37分支並在樹脂體36的內周側和外周側露出，(+)側二極體33的引線33d自外周側通過凸焊與連接端子43分支的外周側的露出部37b一體化接合，進而(-)側二極體34的引線34d自內周側通過凸焊與連接端子37分支的內周側的露出部37a一體化接合。該引線由銅形成。

專利文獻1：日本專利公開2009-123359號公報

專利文獻2：日本專利公開平成11-252877號公報

以往的需要凸焊的電路基板等使用的黃銅或磷青銅部件在耐腐蝕性上存在問題。因此，作為該部件，正在研究耐腐蝕性、耐熱性優異的銅鎳矽系銅合金(Cu-Ni-Si系銅合金)的使用，但凸焊特性存在缺點，故期待其解決對策。

本發明係有鑒於這些問題而作出，特別提供用於車載用的驅動電路或發動機裝置內部的電路基板等的凸焊特性優異的Cu-Ni-Si系銅合金及其製造方法。

本發明人等仔細研究的結果發現，使銅鎳矽系銅合金含有最佳量的Zn，使結晶組織內用電子後方散射電子繞射(EBSD)法測定的晶粒方位差(Grain Orientation Spread，GOS)的全部晶粒的平均值為2.5°～5.0°，用EBSD法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)為15～30%時，凸焊特性飛躍提高。

在提高凸焊特性上，具有導電性的金屬的焊接容易性和可形成具有良好形狀的突出部的加工性是重要的必要條件，本發明人等仔細研究的結果得出以下觀點。

(1)Zn作為銅合金的添加組分，常常為了提高耐遷移性而含有它，也有助於焊接的容易性，但為低熔點，若超出最佳量，則在凸焊時常常蒸發而反過來使焊接性變差。

(2)銅合金組織中用EBSD法測定的GOS的全部晶粒中的平均值、特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)大大地有助於用於形成突出部的沖壓加工性，若超出最佳值，沖壓加工性變差，變得難以形成具有良好形狀的突出部。

即，具有最佳的Zn含量、最佳的GOS的全部晶粒中的平均值、特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)的銅鎳矽類銅合金可發揮極好的凸焊性。

此外，通常的銅鎳矽系銅合金通過如下過程製造作為目標的最終板厚的板材：用連續鑄造等適當方法製作鑄塊，將該鑄塊加熱至850～950℃左右進行均勻化退火，熱軋後，用水冷卻抑制Ni-Si化合物的析出，接著對該熱軋材實施(1)冷軋→(2)固溶處理→(3)時效處理→(4)冷軋和熱處理。此外，(4)的冷軋後，有時也進行以消除應力或變形矯正為目的的短時間加熱、拉伸矯直等處理。特別是為了得到適宜特性，在(2)的固溶處理和(3)的時效處理上需要選擇適宜條件。

本發明人等得出如下觀點，為了製造具有適合凸焊的沖壓加工性的銅鎳矽系銅合金，在銅合金組織內儘量不使化合物粒子析出而以固溶狀態存在很重要。

即，不進行以往的銅鎳矽類銅合金的製造所需的使化合物粒子析出的固溶處理和時效處理，通過對熱軋、中間退火和低溫退火選定最佳條件，可製造凸焊性優異的銅鎳矽類銅合金，從而在成本上也可廉價製造。

本發明的銅合金的特徵在於，具有由含有1.0～4.0重量%的Ni、0.1～1.0重量%的Si、0.3～0.7重量%的Zn、0.4～0.8重量%的Sn，剩餘為Cu和不可避免的雜質構成的組成，結晶組織內用EBSD法測定的GOS的全部晶粒中的平均值為2.5°～5.0°，用EBSD法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)為15～30%。

Zn的含量不到0.3重量%時，不利於提高凸焊特性，若超出0.7重量%，在凸焊時蒸發並反過來使焊接性變差。

GOS的全部晶粒中的平均值不到2.5°時，結晶組織的各向異性變強，導致加工性降低，若超出5.0°，容易發生由晶界裂紋引起的斷裂。

Lσ/L不到15%時，軋製加工性變差，若超出30%，容易發生由晶界裂紋引起的斷裂。

此外，本發明的銅合金可含有0.01～0.3重量%的由Zr和Cr組成的元素中的至少一種。

通過含有0.01～0.3重量%的由Zr和Cr組成的元素中的至少一種，凸焊性進一步提高。

此外，本發明的銅合金可含有0.001～0.2重量%的Mg。

通過含有0.001～0.2重量%的Mg，衝壓加工時的耐模具磨損性提高。

本發明之銅合金的製造方法，特徵在於依次包括熱軋、第一冷軋、中間退火、第二冷軋和低溫退火，熱軋時在厚度方向上的加工速度為13.0～28.0毫米/分鐘，冷卻開始溫度為500～700℃，在500～700℃下實施中間退火20～60秒，在400～500℃下實施低溫退火20～60秒。

即，本發明的凸焊特性優異的銅合金可通過不進行普通的銅鎳矽系銅合金的製造所需的、使化合物粒子析出的固溶處理和時效處理，對熱軋、中間退火和低溫退火選定最佳條件而製造。

熱軋時在厚度方向上的加工速度不到13.0毫米/分鐘時，組織變得不均勻，還生成粗大的析出物，軋製加工性惡化，加工速度較大時，組織變得均勻，可抑制粗大析出物的成長，但超出28.0毫米/分鐘時，在設備上無法實施。

冷卻開始溫度不到500℃時，組織變得不均勻，還生成粗大的析出物，軋製加工性惡化，冷卻開始溫度越高，組織變得越均勻，但超出700℃的設定的能量損耗變大，不經濟。

中間退火時的溫度不到500℃，時間不到20秒時，Lσ/L上升並容易產生晶界裂紋，軋製加工性惡化，生產率降低。此外，析出時效發生，導電率上升，焊接性降低。

中間退火時的溫度超出700℃，時間超出60秒時，組織固溶，導電率降低，但GOS的全部晶粒中的平均值降低，微細組織的各向異性變強，加工性降低。

低溫退火時的溫度不到400℃，時間不到20秒時，Lσ/L上升並容易產生晶界裂紋，因而加工性降低。

低溫退火時的溫度超出500℃，時間超出60秒時，GOS的全部晶粒中的平均值降低，因而各向異性變強，加工性降低。

根據本發明，可得到適用於車載用的驅動電路或發動機裝置內部的電路基板等的凸焊特性優異的Cu-Ni-Si系銅合金。

以下，對本發明的實施方式進行說明。

本實施方式的銅合金具有由含有1.0～4.0重量%的Ni、0.1～1.0重量%的Si、0.3～0.7重量%的Zn、0.4～0.8重量%的Sn，剩餘為Cu和不可避免的雜質構成的組成。

Ni和Si具有不使導電率大幅降低而提高強度的效果。Ni不到1.0重量%或Si不到0.1重量%時，無該效果，Ni超出4.0重量%或Si超出1.0重量%時，熱加工性顯著降低。

Zn不到0.3重量%時，不利於提高凸焊特性，若超出0.7重量%，在凸焊時蒸發並反過來使焊接性惡化。

Sn為通過固溶強化而使強度提高的組分，不到0.4重量%時，該效果不充分，超出0.8重量%時，該效果飽和的同時，熱加工性和冷加工性劣化。

此外，該銅合金可含有0.01～0.3重量%的由Zr和Cr組成的元素中的至少一種，通過含有0.01～0.3重量%的這些元素中的至少一種，有助於凸焊性的進一步提高。

此外，該銅合金可含有0.001～0.2重量%的Mg，通過含有0.001～0.2重量%的Mg，有助於衝壓加工時的耐模具磨損性。

進而，該銅合金在結晶組織內用EBSD法測定的GOS的全部晶粒中的平均值為2.5°～5.0°，用EBSD法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)為15～30%以上。

GOS的全部晶粒中的平均值不到2.5°時，結晶組織的各向異性變強，導致加工性降低，若超出5.0°，容易發生由晶界裂紋引起的斷裂。

Lσ/L不到15%時，軋製加工性變差，若超出30%，容易發生由晶界裂紋引起的斷裂。

即，通過GOS的全部晶粒中的平均值和Lσ/L在最佳的數值範圍，可通過衝壓加工形成具有良好形狀的突出部。

GOS為通過安裝於掃描型電子顯微鏡的結晶方位測定系統，測定各測定像素的方位，將測定像素間的方位差在15°以上視為晶界，計算晶粒內的某一像素與剩餘的全部像素間的方位差的平均值，每個晶粒具有值。GOS的全部晶粒中的平均值為算出測定範圍內的全部晶粒的GOS的平均值。

結晶組織內用EBSD法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)為通過電子後方散射電子繞射進行的方位分析，將鄰接的測定點間的方位差為15°以上的測定點間作為晶界，測定晶界的總晶界長度L，確定鄰接的晶粒的介面構成特殊晶界的晶界位置，由特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ和測定的晶界的總晶界長度L算出。

這樣，本實施方式的銅合金的Zn含量為0.3～0.7重量%，用EBSD法測定的GOS的全部晶粒中的平均值為2.5°～5.0°，用EBSD法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)為15～30%，具有極好的凸焊性。

以下，對本發明製造方法的實施方式進行說明。

本實施方式的銅合金的製造方法，在以依次包括熱軋、第一冷軋、中間退火、第二冷軋和低溫退火的工序製造銅合金時，使熱軋時在厚度方向上的加工速度為13.0～28.0毫米/分鐘，冷卻開始溫度為500～700℃，在500～700℃下實施中間退火20～60秒，在400～500℃下實施低溫退火20～60秒而進行製造。

通常的銅鎳矽系銅合金通過如下過程製造作為目標的最終板厚的板材：用連續鑄造等適當方法製作鑄塊，將該鑄塊加熱至850～950℃左右進行均勻化退火，熱軋後，用水冷卻抑制Ni-Si化合物的析出，接著對該熱軋材實施冷軋→固溶處理→時效處理→冷軋加工和熱處理。與此相對，本實施方式的製造方法可通過不進行使化合物粒子析出的固溶處理和時效處理，對熱軋、中間退火和低溫退火選定最佳條件而進行製造。

熱軋在使厚度方向上的加工速度為13.0～28.0毫米/分鐘，冷卻開始溫度為500～700℃下實施。

熱軋時的加工速度不到13.0毫米/分鐘時，組織變得不均勻，還生成粗大的析出物，軋製加工性惡化，加工速度較大時，組織變得均勻，可抑制粗大析出物的成長，但超出28.0毫米/分鐘時，在設備上無法實施。

冷卻開始溫度不到500℃時，組織變得不均勻，還生成粗大的析出物，軋製加工性惡化，冷卻開始溫度越高，組織變得越均勻，但超出700℃的設定使能量損耗變大，不經濟。

中間退火在500～700℃下實施20～60秒。

中間退火時的溫度不到500℃，時間不到20秒時，Lσ/L上升並容易產生晶界裂紋，軋製加工性劣化，生產率降低。此外，析出時效發生，導電率上升，焊接性降低。

中間退火時的溫度超出700℃，時間超出60秒時，組織固溶，導電率降低，但GOS的全部晶粒中的平均值降低，微細組織的各向異性變強，加工性降低。

低溫退火在400～500℃下實施20～60秒。

低溫退火時的溫度不到400℃，時間不到20秒時，Lσ/L上升並容易產生晶界裂紋，因而加工性降低。

低溫退火時的溫度超出500℃，時間超出60秒時，GOS的全部晶粒中的平均值降低，各向異性變強，加工性降低。

根據這種製造方法製造的銅合金的Zn含量為0.3～0.7重量%，用EBSD法測定的GOS的全部晶粒中的平均值為2.5°～5.0°，用EBSD法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例(Lσ/L)為15～30%，具有極好的凸焊性。

[實施例]

以下，對本發明的實施例，包括比較例進行詳細說明。

用電爐溶解下述表1所示組成的銅合金(添加元素以外的組分為Cu和不可避免的雜質)，製作厚度175mm、寬度500mm、長度4m的鑄塊。將該鑄塊加熱至950℃後，以13.6～27.2毫米/分鐘的厚度方向的加工速度進行熱軋，從500～700℃進行急速水冷卻，得到板厚12mm的軋製材。接著，用銑刀對其表面的氧化膜進行表面切削後，進行第一冷軋，在500～700℃進行20～60秒的中間退火。進而，進行第二冷軋，精加工至厚度0.25mm，在400～500℃進行20～60秒的低溫退火，得到表1的實施例1～9所示的銅合金薄板。另外，在比較例1～9改變組分組成、熱軋條件、中間退火條件和低溫退火條件進行製作。比較例9的低溫退火欄“-”表示未實施低溫退火。

由得到的銅合金薄板採集組織觀察用的試驗片，進行機械研磨和拋光後，進行離子銑削(日立HighTech製Flat Milling：對試料的入射角90°，加速電壓6kV，10分鐘)調整表面，使用日立HighTech公司製造的SEM(型號“S-3400N”)和TSL公司製造的EBSD測定、分析系統OIM(Orientation Imaging Micrograph)，在300μm×300μm的區域以0.5μm的間隔測定各測定像素的方位。之後，使用相同系統的分析軟體(軟體名“OIM Analysis”)將測定像素間的方位差在15°以上視為晶界，計算晶粒內的某一像素與剩餘的全部像素間的方位差的平均值，求出全部晶粒的GOS，算出GOS的全部晶粒中的平均值。

此外，對於進行離子銑削而調整過表面的各試驗片，使用上述機器，對於300μm×300μm的區域，將鄰接的測定點間的方位差為15°以上的測定點間作為晶界，對測定區域內的晶界的總晶界長度L進行測定，確定鄰接的晶粒的介面構成特殊晶界的晶界位置，同時求出特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ與上述測定的晶界的總晶界長度L的晶界長度比Lσ/L。

表2示出了這些銅合金薄板的基於EBSD測定求出的GOS的全部晶粒中的平均值和Lσ/L。

此外，表2示出了這些試料的深沖壓(deep-drawing)加工性、導電率、焊接性的測定結果。

深沖壓加工性使用Erichsen公司製造的試驗機，在沖孔直徑為Φ10mm、潤滑劑為潤滑脂的條件下製作杯子，觀察外觀，外觀良好的表示為○，貫穿耳部，產生裂紋的表示為×。

對於導電率，加工25mm×150mm的長方形試驗片，用四端網路法測定電阻，由平均截面法算出。

對於焊接性，準備兩張25mm×150mm的薄長方形試驗片，使兩張在長度方向上重疊25mm，使用日本Avionics公司製造的焊接電源(NT-8A)、焊接定時器(NRW-25A)和焊頭(NA-72)，由材質為鉻銅、直徑16mm、前端平型的電極以加壓力294N(30kgf)、通電量80%、60次循環(1.2秒)的條件下對試驗片的重疊部分的中心實施點焊，試驗片接合的表示為○，試驗片未接合的表示為×。

由表2推測，與比較例相比，實施例的含有0.3～0.7重量%的Zn的Cu-Ni-Si系銅合金由於具有優異的深沖壓加工性和焊接性，所以需要兩特性的凸焊性優異。

此外，對於各實施例，分別對銅合金板的不含焊接部的試驗片A和包含焊接部的試驗片B進行拉伸試驗，對得到的拉伸強度求出(試驗片B的拉伸強度)/(試驗片A的拉伸強度)的比例，結果實施例3和4為接近90%的比例。由比可知，特別是含有規定量的Zr、Cr的Cu-Ni-Si系銅合金，焊接性優異，適用於車載用的驅動電路或發動機裝置內部的電路基板等。

以上，對本發明的實施方式進行了說明，但本發明不限於該記載，在不脫離本發明主旨的範圍內可施加各種變更。

Claims (5)

1. 一種銅合金，其特徵為：具有由含有1.0～4.0重量%的Ni、0.1～1.0重量%的Si、0.3～0.7重量%的Zn、0.4～0.8重量%的Sn，剩餘為Cu和不可避免的雜質構成的組成，結晶組織內用電子後方散射電子繞射法測定的晶粒方位差的全部晶粒的平均值為2.5°～5.0°，用電子後方散射電子繞射法測定的特殊晶界的總特殊晶界長度Lσ相對於晶界的總晶界長度L的比例Lσ/L為15～30%。
2. 如申請專利範圍第1項之銅合金，其中含有0.01～0.3重量%的由Zr和Cr組成的元素中的至少一種。
3. 如申請專利範圍第1項之銅合金，其中含有0.001～0.2重量%的Mg。
4. 如申請專利範圍第2項之銅合金，其中含有0.001～0.2重量%的Mg。
5. 一種銅合金之製造方法，係申請專利範圍第1至4項之任一項之銅合金之製造方法，其特徵為：依次包括熱軋、第一冷軋、中間退火、第二冷軋和低溫退火，前述熱軋時在厚度方向上的加工速度為13.0～28.0毫米/分鐘，冷卻開始溫度為500～700℃，在500～700℃下實施前述中間退火20～60秒，在400～500℃下實施前述低溫退火20～60秒。