专利名称：：热加工性优异的铜合金及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及高强度、高导电性的用于电子仪器部件的热加工性优异的铜合金，特别涉及在小型、高集成化的半导体仪器引线用及端子连接器用铜合金中，不会损害弯曲加工性、特别是强度、导电性优异、热加工性优异的电子部件用铜合金.
背景技术：
铜及铜合金作为连接器、引线端子等电子部件及软性电路基板用的材料被广泛应用于多种用途，为了适应快速发展的IT化导致的信息仪器的高性能化及小型化薄壳化，正在对铜及铜合金提出更高特性(强度、弯曲加工性、导电性)的要求.另外，随着IC的高集成化，开始大量使用耗电量高的半导体元件，在半导体仪器的引线框材料中开始使用放热性(导电性)良好的Cu-Ni-Si系或Cu-Fe-P、Cu-Cr-Sn、Cu-Ni-P等析出型合金，上迷Cu-Ni-P系合金由于Ni-P系化合物的微细析出发生强化，专利文献l中指出，调整合金中的Ni、P、Mg成分量，得到了具备强度和导电性、耐应力松他性的合金.专利文献1日本特开2000-273562号公报
发明内容一般来说，在铜合金的铸造、例如连续或半连续铸造中，铸锭通过铸模拔热，除了锭表层的数nmi，内部一会便凝固.此时，在凝固时和凝固后的冷却过程中超出限度含有的合金元素在晶界和晶粒内结晶或析出.含有1.0W以上的Ni和0.2W以上的P的铜合金，具有高强度高导电的优点，但是由于大重含有室温下在Cu母相中的固溶限度以上的Ni-P成分，因此制造铸锭时Ni-P系化合物通常在晶界结晶或析出.而且，在Cu-Ni-P系合金的晶界结晶或析出的Ni-P系化合物比母相的Cu熔点低，因此这些铜合金的凝固不均匀，发生内部变形，由于其应力和外力在Ni-P系化合物的部分产生破坏，在铸造、冷却阶段引起开裂.另外，在热轧的加热时也由于Ni-P系化合物先于母相软化或液相化，同样发生开裂.但是，由于专利文献1的Cu-Ni-P系合金的组成为Ni:0.01~1.0%、P:0.01~0.2%,因此并没有特别意识到上述问題.本发明的目的在于提供Cu-Ni-P系合金，其可防止铸造、冷却、热加工加热或热加工中发生的开裂，髙温延性优异，热加工性良好.本发明人为了实现上述目的，进行了反复研究，结果发现，通过特定下述结构，可得到具有优异的热加工性和优异的强度以及导电性的Cu-Ni-P系合金.本发明涉及髙强度高导电电子仪器用铜合金，该铜合金为热加工性优异的铜合金，其特征在于，含有Ni:1.0%~2.0%(本说明书中，表示成分比例的％是质量％.)、P:0.10%~0.50%，Ni和P的含量比Ni/P为4.0-6.5，且Cr为0,03%~0.45%或B为0.005~0.070%,余量由Cu和不可避免的杂质构成，显示优选拉伸强度为700MPa以上、且电导率为40%IACS以上的特性值的热加工性优异.当上述成分组成中含有0.01%~1.0%的Sn、In中的一种以上时，显示优选拉伸强度为750MPa以上、且电导率为40%IACS以上的特性值.本发明通过在Cu-Ni-P系合金中添加特定量的Cr或B，来抑制Ni-P系化合物向晶界的结晶或析出，优选通过控制铸造时的冷却速度来抑制粗大的Ni-P-Mg-B系和P-B系化合物的生成.通过采用上述构成，改善粒界的高温胧性，实现热加工性的提高.本发明的热加工性优异的铜合金用于高强度高导电电子仪器可起到优异的效果.困1为本发明例3的热轧试验后的试样边缘部的外观照片，图2为比较例8的热轧试验后的试样边緣部的外观照片.困3为比较例9的热轧试验后的试样边缘部的外观照片困4为比较例10的热轧试验后的试样边缘部的外观照片.具体实施方式下面，对本发明中限定铜合金的成分组成的数值范闺的原罔及其作用一同进行说明.Ni量Ni具有确保合金的强度和耐热性的作用，同时使其与后述P形成的M-P系化合物析出，有助于合金强度的提高.但是,其含量小于lf/。时，得不到理想的强度，相反，大于2.0。/。含有Ni时，热加工性降低，同时产品的弯曲加工性及电导率明显降低.而且，还会增加长径大的Ni-P系析出物的面积率，因此不优选.Ni和P的含量和(Ni+P)大于2.50%时，粗大粒子的结晶量增大，进而时效处理中的析出变得显著，大小为50nm以下的微细的Ni-P的析出控制变难.因此，本发明的合金的Ni含量为1.0%~2,0%,优选为1.1~1.8%.P童P使其与Ni形成的化合物析出，提高合金强度和耐热性.P含量不足0.10%时，化合物的析出不充分，故不能得到理想的强度.相反，当？含量大于0.50%时，热加工性降低，同时电导率显著降低.而且，还会增加长径大的Ni-P系析出物的面积率，因此不优选.因此，本发明的合金的P含量为0.1%~0.5%,优选为0.2-0,4%.Ni/P比即使Ni和P的含量在上迷限定范围内，如杲Ni和P的含有比率Ni/P超出Ni-P系化合物的适当的化学计量组成比、即不足4.0时，P的固溶量增大，大于6,5的愔况下Ni的固溶量增大，电导率显著降低，因此不优选.因此，本发明的合金的Ni/P比为4.0~6,5，优选4.5-6.0.Ni-P系析出物的大小及面积率如果以Ni-P系析出物的长径为a(nm)、短径为b(nm)，最终冷轧前的a小于20nm的析出物，进行加工变形11=2以上的轧制加工时，析出物在铜中再固溶，使电导率降低，不优选.另一方面，最终冷轧前的a为20nm以上的析出物，即使进行加工变形n-2以上的轧制加工，也难于再固溶，作为lOnm以上的析出物而存在.上述20nm以上的析出物在轧制前后大小的变化小，特别是轧制前的长径a大于50nm的析出物保持轧制后的大于50nm的长径，但是由于合金中的析出物的分散间隔变得过大，因此难于获得析出强化和加工强化.应说明的是，沿着平行于轧制方向将最终冷轧前的合金条切断为一定厚度的直角，使用困像解析装置对长径a为5nm以上的所有析出物测定截面困像，测得的总析出物的长径和短径的各自的平均值就是长径a和短径b.另外，设轧制前的板厚为to,轧制后的板厚为t时，加工变形Ti用Ti-ln(Wt)来表示.如上所述，本发明合金的最终冷轧前的Ni-P系析出物的大小优选长径a为20nm~50nm.如果用a/b表示析出物的长宽比，a/b大于5时，如果进行r^2以上的轧制加工，则析出物在铜中再固溶，使电导率降低.因此，析出物的长宽比a/b优选为1~5，更优选为1-3.为了防止强度和电导率的降低，最终冷轧后的a为10nm~50nm且a/b为1~5.但是，难于使所有的析出物在上述a和a/b的优选范围内，因此位于上述a和a/b的范围的析出物占总析出物的比例是重要的.于是，如果将位于上述a和a/b的优选范围的析出物的面积总和占合金中的总析出物的面积总和的比例为面积率C，刺本发明的面积率C优选为80%以上，面积率小于80%的情况是指，a大于50nm的析出物或小于20nm的析出物大量存在的情况.例如a大于邻nm的析出物或熔化铸造时产生的结晶物在热轧前的加热和固溶处理中不固溶，残留的1000urn以上的Ni-P系粒子(结晶物)大童存在时，有助于提高强度的大小为20-50nm的微细的析出物的分散间隔大，因此，利用轧制加工的加工固化不能得到理想的强度.另一方面，a小于20nm的析出物，经轧制加工而再固溶，因此电导率显著降低.Cr量一般在cu-Ni-p系合金的凝固时的冷却速度慢时，例如iioon~9501C的冷却速度小于30t:/分钟时，Ni-P系化合物伴随着集约化、粗大化在晶界结晶，因此不优选.Cr在Cu-Ni-P系合金的凝固时或凝固后的冷却过程和热加工的加热时抑制Ni-P系化合物向晶界的结晶或析出，提高合金的热加工性.但是，如果其含量小于0.03%,則无法获得热加工性的改善效果，另一方面，如果Cr含量大于0.45。/。，则Ni-P-Cr、Cr-P等化合物在熔化中或凝固中产生、或产生Cr的结晶物.这些含有Cr的化合物和结晶物在固溶处理中不在Cu母相中固溶，因此时效处理中析出的Ni-P系化合物减少，导致合金强度降低.Ni-P-Cr、Cr-P等化合物在产品中成为长径为Sum以上的夹杂物，残留在产品中，成为产品的表面缺陷、弯曲加工时的开裂的根源、镀敷处理时的缺陷的根源，因此不优选.因此，本发明的合金的Cr含量为0.03%~0.45%,优选为0,05%~0.30%.上迷长径为5jim以上的Ni-P-Cr化合物、Cr-P等化合物等夹杂物的存在是不优选的，而优选长径大于50nm的夹杂物的个数为每lmm20个且长径5~50Hm的夹杂物的个数为每lmm2100个以下，更优选长径5-50pm的夹杂物的个数为每lmii^50个以下.应说明的是，上述Ni-P-Cr化合物、Cr-P化合物的析出物的长径与Ni-P系析出物的长径同样测定.B量添加B以代替Cr也可以改善热加工性.B在Cu-Ni-P系合金的凝固时或凝固后的冷却过程和热加工的加热时抑制Ni-P系化合物向晶界的结晶或析出，提高合金的热加工性.但是，如果其含量小于0.005%，则无法获得热加工性的改善效果，另一方面，如果B含量大于0.070%，则Ni-P-B、B-P等化合物作为夹杂物在熔化中或凝固中产生.这些含有B的化合物通常伴随着集约化、粗大化在晶界结晶或析出，在固溶处理中不在Cu母相中固溶，因此时效处理中析出的Ni-P系化合物减少，导致合金强度降低.Ni-P-B、B-P等化合物在产品中成为长径为5pm以上的夹杂物，残留在产品中，成为产品的表面缺陷、弯曲加工时的开裂的根源、镀教处理时的缺陷的根源，因此不优选.因此，本发明的合金的B含重为0.005%~0.070%,优选为0.007%-0.060%,夹杂物本发明的"夹杂物"是指在Cu-Ni-P系合金中的晶界和/或晶粒内结晶或析出的、以Ni-P-B化合物、B-P化合物等为主成分的结晶物，并不包括在晶粒内结晶或析出的微细Ni-P系化合物.夹杂物的长径是指轧制平行截面内的大小为5nm以上的夹杂物的平均长径.若存在长径大于50nm的夹杂物，则成为弯曲加工时的开裂的根源，使产品的弯曲加工性变差.因此，本发明的铜合金优选长径大于50nm的夹杂物的个数为每lmi^0个.另外，如果存在长径为5~50^un的夹杂物，则夹杂物中含有的B量增大，无法获得B的添加目的、即抑制Ni-P系化合物向晶界的结晶效果.因此，本发明的铜合金优选长径为5~S0pm的夹杂物的个数为每l迈mh00个以下，更优选为50个以下.Sn、In量Sn及In量的作用在于，均不大幅度降低合金的导电性，主要通过强化固溶提高强度.因此，根据需要添加这些金属一种以上，但当其含量的总童小于0.01%时，不能得到通过强化固溶来提高强度的效果，另一方面，当添加总量为1.0%以上时，合金的电导率及弯曲加工性显著降低，为此，单独添加或复合添加两种以上的Sn及In量为0.01%~1.0%,优选总量为0.05%~0.8%.应说明的是，这些元素在本发明中是故意添加的元素，不视为不可进免的杂质.O量O在合金中容易与Cr反应，O在合金中以氣化物的状态存在时，无法获得Cr的添加效果.P、B也易于被氣化，特别是如果P被氣化，则Ni-P的析出物减少，导致强度降低.因此，本发明的合金的O含量为0.0050%以下，优选0.0030%以下.拉伸强度和电导率本发明的铜合金的热加工性优异，更兼有优异的导电性、拉伸强度、弯曲加工性，本发明的铜合金的拉伸强度优选为700MPa以上，更优选为750MPa以上，其上限通常为950MPa左右.另外，电导率优选为40%IACS以上，更优选45%IACS以上，其上限通常为65%IACS左右，凝固时的冷却速度和夹杂物的大小满足上述本发明要件的Cu-Ni-P系合金，可以在本领域技术人员通常在制造中采用的铸锭铸造、热轧、固溶处理、中间冷轧、时效处理、最终冷轧、消除应变退火等中，通过选择适当选择加热温度、时间、冷却速度、轧制加工度等制造，但是对于添加0.005~0.070%的B的Cu-Ni-P-B系合金，通常进行的连续或半连续铸造中的凝固速度根据凝固阶段采用的装置、方式而不同，而且不采用冷却均一化方法的冲入式等情况时，在铸锭的外側和内側产生差异.例如，在铁制的錡模(0)700xhl500mm)中注入熔融铜而凝固的冲入式的情况下，1100*C-950TC冷却速度为1TC/分钟左右.本发明的铜合金的铸造时的凝固温度范围优选为1100TC~9501C，如果该冷却温度范闺内的冷却速度慢，则Ni-P-B系和/或P-B系化合物在凝固阶段易于粗大地生成，有可能看不到添加B引起的热轧性的提高.上述以Ni-P-B系和/或P-B系化合物为主成分的夹杂物个数与热轧性中可见下述相关.在将铸造、凝固阶段中的1100TC~95010的冷却速度小于20TC/分钟的铸锭在850t;加热1小时后、水冷而得到的试样的夹杂物的计测结果中，长径为5~S0ji迈的夹杂物的个数为每lmm2100个以上、或长径大于50^n的夹杂物的个数为每lmm21个以上时，即便是添加了规定量的B的合金在850TC的热轧下也发生开裂.因此，铸造、凝固阶段中的IIOOTC~95010的冷却速度优选为20TC/分钟以上.另外，为了不使合金的弯曲加工性劣化，由于会抑制Ni-P-B系化合物和/或P-B系化合物的粗大析出化，优选铸造、凝固阶段中的U00n~9501C的冷却速度为30TC/分钟以上.应说明的是，由于大于15001C/分钟的冷却速度赶不上熔融铜向凝固收缩部的供给，气孔引起的缺陷增大，因此不优选.添加了Cr的本发明的铜合金的铸造时，凝固温度范闺优选为1100TC-9501C，如果该冷却温度范围内的冷却速度慢，则Ni-P系和/或Ni-P-Mg系化合物在凝固阶段易于粗大地生成，有可能看不到添加Cr引起的热轧性的提高.实施例Cu-Ni-P-Cr系合金(表l)试样的制造以电解铜或无氡铜为主原料，以镍(Ni)、lSy。P-Oi母合金(P)、10%Cr-Cu母合金(Cr)、锡(Sn)、铟(In)为副原料，利用高频熔化炉，在真空中或氩气中熔化，使用铸铁制的铸棋，铸造成45x45x90mm的铸锭.进行铸锭的热轧试验，对于热轧下没有发生开裂的铸锭，按照热轧和固溶处理、时效处理、中间冷轧、时效处理、最终冷轧、消除应变退火的顺序实施处理，制成厚度0.15mm的平板.采集得到的不同板材试验片进行试验，进行"强度"和"电导率"的评价.铸锭的热加工性评价通过热轧评价"热加工性".即，将铸锭切断为45x45x25mm，8501C加热1小时后，进行3道次的热轧试验，将厚度由25mm轧为5mm.对于热轧后的试样的表面和边缘，将目视可见开裂的情况记做"有开裂"，将表面和边缘没有开裂、平滑的情况记做"无开裂".试验片的物性评价对于"强度"，通过JISZ2241规定的拉伸试验使用13号B试验片，测定拉伸强度."电导率"使用4端子法测定试验片的电阻，用。/。IACS表示."弯曲加工性"用卯度W弯曲试验评价.试验基于CES-M0002-6，使用R-0.1mm的夹具在50kN的荷重下进行90度弯曲加工.对于弯曲部的评价，用光学显微镜观察中央部角表面的状况，将发生开裂的记做x，发生褶铍的记做A，良好的记做O.弯曲轴与轧制方向成直角(GoodWay).Ni-P系析出物的评价使用扫描电子显微镜及透射型电子显微镜，将最终冷轧前的合金条平行于轧制方向切断为一定厚度的直角，从10个视野观察截面的析出物.析出物大小为5-50nm时用50万倍~70万倍的视野(约1.4x1010~2.0x101()111112)进行拍照，析出物大小为1002000nm时用5万倍~10万倍的视野(约1.0xl013~2.0xl013nm2)进行拍照.对拍摄的照片的困像使用图像解析装里(林式会社Nireco制、商品名Luzex),对所有长径a为5nm以上的析出物分别测定其长径a、短径b及面积.由这些析出物随机选出100个，得到总析出物的长径的平均ata和短径的平均bta以及由它们求出的平均长宽比ata/bta，分别作为长径a、短径b和长宽比a/b.将长径a为5nm以上的所有析出物的面积总和作为总析出物的总面积.将长径a为10nm-50nm、长宽比a/b为l-5的析出物的面积总和占该总析出物的总面积的比例作为面积率C(V。).应说明的是，通过最终冷轧(通常加工变形n-2以上)，确认长径为20nm以下的Ni-P系析出物或长径大于20nm但长宽比大于3的析出物固溶，但20nm以上且长宽比为1~3的析出物在最终冷轧后还保持其长径、短径及长宽比.另外，析出物的面积率C也由于大于200nm的析出物不固溶，因此最终冷轧后也几乎不变.对于表1所示的成分组成的铜合金，将本发明涉及的热加工性优异的高强度高导电性铜合金的实施例与比较例一起进行说明.本发明的合金实施例1~9在热轧时不发生开裂，具有优异的强度和电导率.另一方面，如果研究比较例10-22的结果，则对于比较例10~13,不添加或添加小于规定量的Cr，因此热轧下发生了开裂.比较例14的P添加量大于0.50%，比较例15的Sn和In的添加重总和大于1.0%，比较例16的Sn的添加量总计大于1.0%,因此分别在热轧时发生开裂.比较例17的Ni添加量、比较例18的P添加量超出本发明规定的范闺较低，因此强度低.比较例19的Ni/P比超出较高，因此Ni的闺溶量増大，发生电导率的降低，析出物的量少，强度也低.比较例20的Ni/P比较低地超出适当的组成比，P的固溶量增大，发生电导率的降低.比较例21的Ni添加量大于2.0W,P的添加重大于0,50W,因此热轧时发生开裂.比较例22的Cr添加量大于0.45W，Ni-P-Cr、Cr-P等化合物或Cr在凝固时结晶或析出，由此Ni-P系的析出物量减少，强度和电导率低，弯曲加工性差.<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>Cu-Ni-P-B系合金本发明例和比较例l-l8(表2)试样的制造(a):以电解铜或无氣铜为主原料，以镍(Ni)、15。/。P-Cu母合金(P)、2。/oB-Cu母合金(B)、锡(Sn)、铟(In)为副原料，利用高频熔化炉，在真空中或氩气中熔化，使用材质铸铁制的铸模，铸造成45x45x90mm的铸锭.进行铸锭的热轧试验，对于热轧下没有发生开裂的铸锭，按照热轧和固溶处理、时效处理、中间冷轧、时效处理、最终冷轧、消除应变退火的顺序实施处理，制成厚度0.15mm的平板.采集得到的不同板材试验片进行试验，进行"强度"、"电导率"、"弯曲加工性"的评价.铸锭的热加工性评价(a):通过热轧评价"热加工性"即，将铸锭切断为45x45x25mm，8501C加热1小时后，进行3道次的热轧试验，将厚度由25mm轧为5mm.对于热轧后的试样的表面和边缘，将目视可见开裂的情况记做"有开裂"，将表面和边缘没有开裂、平滑的情况记做"无开裂"试验片的物性评价(a):对于"强度"，通过JISZ2241规定的拉伸试验使用13号B试验片，测定拉伸强度."电导率"使用4端子法测定试验片的电阻，用。/ilACS表示."弯曲加工性"用90度W弯曲试验评价.试验基于CES-M0002-6，使用R-0.1mm的夹具在50kN的荷重下进行卯度弯曲加工，对于弯曲部的评价，用光学显微镜观察中央部角表面的状况，将发生开裂的记做x，发生褶皱的记做A，良好的记做O.弯曲轴与轧制方向成直角(GoodWay).Ni-P系析出物的评价(a):使用扫描电子显微镜及透射型电子显微镜，将表终冷轧前的合金条平行于轧制方向切断为一定厚度的直角，从10个视野观察截面的析出物.析出物大小为5-50nni时用50万倍~70万倍的视野(约1.4x1010~2.0x10l0nm2)进行拍照，析出物大小为100~2000mn时用5万倍~10万倍的视野(约1.0xl013~2.0xl013nm2)进行拍照.对拍摄的照片的困像使用困像解析装置(林式会社Nireco制、商品名Luzex)，对所有长径a为5nm以上的析出物分別测定其长径a、短径b及面积.由这些析出物随机选出100个，得到总析出物的长径的平均ata和短径的平均bta以及由它们求出的平均长宽比ata/bta，分别作为长径a、短径b和长宽比a/b.将长径a为5nm以上的所有析出物的面积总和作为总析出物的总面积.将长径a为10nm-50mn、长宽比a/b为l5的析出物的面积总和占该总析出物的总面积的比例作为面积率C(%).应说明的是，通过最终冷轧(通常加工变形n-2以上)，确认长径为20rnn以下的Ni-P系析出物或长径大于20nm但长宽比大于3的析出物固溶，但20nm以上且长宽比为1~3的析出物在最终冷轧后还保持其长径、短径及长宽比.另外，析出物的面积率C也由于大于200nm的析出物不固溶，因此最终冷轧后也几乎不变.对于表2所示的成分组成的铜合金，将本发明涉及的热加工性优异的高强度高导电性铜合金的实施例与比较例一起进行说明.本发明的合金实施例16在热轧时不发生开裂，具有优异的强度和电导率.另一方面，对于比较例7~18,为超出本发明的合金组成范闺或Ni/P比率的成分的合金.比较例710不添加或添加小于规定量的B，因此热轧下发生了开裂.比较例11的Ni添加量大于2.0%,比较例12的P添加量大于0.50%，比较例13的Sn和In的添加量总和大于1.0%,比较例14的Sn的添加量的总和大于1.0%,因此分別在热轧时发生开裂.比较例15的Ni/P比较低地超出适当的组成比，因此P的固溶量增大，发生电导率的降低.比较例16的Ni/P比较高地超出适当的组成比，因此Ni的固溶量增大，发生电导芈的降低，析出量少，强度也低.比较例n的B添加量大于0.070%,Ni-P-B、B-P等化合物在凝固时结晶或析出，由此Ni-P系的析出物量减少，强度和电导率低，弯曲加工性差.比较例18的Ni和P的添加量较低地超出本发明规定范闺，因此强度低.热轧试验后的外观照片如闺1~4所示.困1为本发明例3、田2为比较例8、图3为比较例9、困4为比较例10的试样.本发明例和比较例19~39(表3)试样的制造(b):以电解铜或无氧铜为主原料，以镍(Ni)、15乂P-Cu母合金(P)、2WB-Cu母合金(B)、锡(Sn)、铟(In)为副原料，利用高频熔化炉，在真空中或氩气中熔化，铸造成45x45x卯mm或O50x90mm的铸锭.为了变化铸造、凝固时的冷却速度，使铸模的材质为铸铁、氧化铝、二氧化硅制.在铸棋的中心郜插入热电堆，测定铸造、凝固时的1100-9501C的冷却速度，结果铸铁铸模为340TC/分钟，氧化铝铸模为8STC/分钟，二氧化硅铸模为331C/分钟.为了制备冷却速度为20TC/分钟以下的铸锭，用单向凝固装置制得20TC/分钟、15和10TC/分钟的冷却速度的铸锭.进行铸锭热轧试验，对于热轧下没有发生开裂的铸锭，按照热轧和固溶处理、时效处理、中间冷轧、时效处理、最终冷轧、消除应变退火的顺序实施处理，制成厚度0.10mm的平板.采集得到的不同板材试验片进行试验，进行"强度"、"电导率"、"弯曲加工性"的评价.铸徙的热加工性评价(b):将铸锭切断为45x45x45mm或O)50x45mm，8501C加热1小时后，进行4道次的热轧试验，将厚度由45mm轧为12mm，除此之外与上述铸锭的热加工性评价A同样地进行评价.试验片的夹杂物评价(b):对于试样中的夹杂物评价，按照热轧和固溶处理、时效处理、中间冷轧、时效处理、最终冷轧、消除应变退火的顺序对铸锭实施处理，镜面抛光厚度0,10mm的平板试样的轧制平行截面，用电子显微镜SEM像的500倍观察大小Sum以上的夹杂物5个视野(约(U5nim2)，算出每lmmz的夹杂物个数.另一方面，对于在铸锭的热加工性评价中发生开裂的铸锭在850t:加热1小时后，水冷，对试样进行夹杂物的评价.镜面抛光试样，与上述平板试样同样地用电子显微镜观察夹杂物，算出每lmn^的夹杂物个数.对于热加工性良好的合金，8501C加热平板试样和铸锭1小时后，水冷，比较试样中夹杂物的个数，结果得到了大致相同的结果.试验片的物性评价(b):对于"强度"，通过JISZ2241规定的拉伸试验使用13号B试验片，测定拉伸强度."电导率"使用双电桥法测定试验片的电阻，用°/。IACS表示."弯曲加工性"用卯度W弯曲试验评价.试验基于CES-M0002-6，使用R-0.1mm的夹具在50kN的荷重下进行90度弯曲加工.对于弯曲部的评价，用光学显橄镜观察中夹部角表面的状况，将发生开裂的记做x，发生褶皱的记做厶，良好的记做o.弯曲轴与轧制方向成直角(GoodWay).对于表3所示的成分組成的铜合金，将本发明涉及的热加工性优异的高强度高导电性铜合金的实施例与比较例一起进行说明.本发明的合金实施例19~26在热轧时不发生开裂，具有优异的强度和电导率.发明例22的铸造时的冷却速度为20TC/分钟，较慢，因此与其他的本发明例相比，夹杂物个数多，弯曲加工性稍差.另一方面，对于比较例2739，为超出本发明的合金组成范围或Ni/P比率的成分的合金.比较例27-29不添加或添加小于规定量的B,因此热轧下发生了开裂.比较例30的Ni的添加量大于2.0%,比较例31的P添加量大于0.50%，比较例32的Sn和In的添加量总和大于1.0%，比较例33的Sn的添加量总和大于1.0%，因此分别在热轧时发生开裂.比较例34的Ni/P比较低地超出适当的组成比，因此P的固溶量增大，发生电导率的降低.比较例3S的Ni/P比较高地超出适当的组成比，因此Ni的固溶量增大，发生电导率的降低，析出量少，强度也低.比较例36的B添加量大于0.070%,因此Ni-P-B、B-P等化合物在凝固时结晶或析出，由此M-P系的析出物量减少，强度和电导率低，弯曲加工性差.比较例37~39在铸造时的冷却速度小于201C/分钟，比规定值慢，因此热轧下发生开裂.<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表中的表示未添加元素，"※"表示未获得试样、未评价-权利要求1.热加工性优异的铜合金，其特征在于，以质量比计，含有Ni1.0％～2.0％、P0.10％～0.50％，Ni和P的含量比Ni/P为4.0～6.5，且Cr为0.03％～0.45％，余量由Cu和不可避免的杂质构成。2.热加工性优异的铜合金，其特征在于，以质量比计，含有Ni:1.0%~2.0%、P:0,10%-0.50%,Ni和P的含量比Ni/P为4.0~6.5,且Cr为0.03%~0.45%，还含有Sn和In中一种以上共计0.01%-1.0%,余量由Cu和不可避免的杂质构成.3.热加工性优异的铜合金，其特征在于，以质量比计，含有Ni:1.0%~2.0%、P:0.1%~0.5%，Ni和P的含量比Ni/P为4.0~6.5，且B为0,005%~0.070%,余量由Cu和不可遊免的杂质构成.4.热加工性优异的铜合金，其特征在于，以质量比计，含有Ni:1.0%~2.0%、P:0.1%-0.5%,Ni和P的含量比Ni/P为4.0~6,5,且B为0,005%~0.070%，还含有Sn和In中一种以上共计0.01%~1.0%，余量由Cu和不可进免的杂质构成.5.权利要求3或4所述的热加工性优异的铜合金，其中，长径5~50nm的夹杂物的个数为每lmm2100个以下，且长径大于50pm的夹杂物的个数为每lmii^O个..6.权利要求1或2所述的热加工性优异的铜合金，其中，最终冷轧前的Ni-P系析出物的长径a为20nm~50nm、长宽比a/b为1~5,7.权利要求3或4所述的热加工性优异的铜合金，其中，最终冷轧前的Ni-P系析出物的长径a为20nm~50nm、长宽比a/b为1~5,8.用于高强度高导电电子仪器的权利要求5所迷的热加工性优异的铜合金，其中，拉伸强度为700MPa以上，且电导率为40%IACS以上.9.权利要求6所述的热加工性优异的铜合金，其中，拉伸强度为700MPa以上，且电导率为40%IACS以上.10.权利要求7所述的热加工性优异的铜合金，其中，拉伸强度为700MPa以上，且电导率为40%IACS以上.11.权利要求5所迷的热加工性优异的铜合金的制造方法，其中，铸造时的1100TC~9501C的平均冷却速度为201C/分钟以上.12.权利要求5所述的热加工性优异的铜合金的制造方法，其中，铸造时的1100TC~9501C的平均冷却速度为30TC/分钟以上.全文摘要本发明提供不损害弯曲加工性、强度、导电性优异、热加工性优异的电子部件用铜合金。电子部件用高强度高导电性合金，以质量比计，含有Ni1.0％～2.0％、P0.10％～0.50％，Ni/P含量比为4.0～6.5，且含有Cr0.03％～0.45％或B0.005～0.070％，余量由Cu和不可避免的杂质构成，还可含有Sn和In中一种以上共计0.01％～1.0％，优选拉伸强度为700MPa以上、且电导率为40％IACS以上的高导电性，兼有优异的热加工性和优异的强度。文档编号C22F1/08GK101275190SQ20071008980公开日2008年10月1日申请日期2007年3月30日优先权日2006年3月31日发明者卫藤雅俊,远藤智申请人:日矿金属株式会社