МЕДНЫЙ СПЛАВ Cu-Ni-Si-Co ДЛЯ МАТЕРИАЛОВ ЭЛЕКТРОННОЙ ТЕХНИКИ И СПОСОБ ЕГО ПРОИЗВОДСТВА
COPPER ALLOY Cu-Si-Co FOR MATERIALS OF ELECTRONIC TECHOLOGY AND PROCEDURE FOR ITS PRODUCTION

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к дисперсионно-твердеющим медным сплавам, в частности к медным сплавам Cu-Ni-Si-Co, пригодным для использования во множестве материалов электронной техники.
Уровень техники
Медный сплав для материалов электронной техники, которые используются в соединителях, выключателях, реле, штырях, зажимах, выводных рамках и различных других электронных компонентах, должен соответствовать требованиям как высокой прочности, так и высокой электропроводности (или теплопроводности) в качестве основных характеристик. В последние годы в связи с быстрым развитием высокой интеграции и уменьшением размера и толщины электронных блоков требования к медным сплавам, используемым в данных электронных блоках, становились все более и более жесткими.
По соображениям, связанным с высокой прочностью и высокой электропроводностью, увеличивалось количество используемых дисперсионно-отвержденных медных сплавов, замещающих медные сплавы, упрочненные обычной обработкой на твердый раствор, типичными примерами которых являются фосфористая бронза и латунь, в качестве медных сплавов для электронных блоков. В случае дисперсионно-отвержденного медного сплава старение обработанного на твердый раствор перенасыщенного твердого раствора приводит к равномерной дисперсии выпавшей тонкодисперсной фазы и увеличению прочности сплава. Одновременно снижается количество растворенных в меди элементов и улучшается электропроводность. В связи с этим можно получать материалы, имеющие превосходную прочность, упругость и другие механические свойства, а также высокую электропроводность и теплопроводность.
Среди дисперсионно-твердеющих медных сплавов медные сплавы Cu-Ni-Si, обычно называемые сплавами Корсона, являются типичными медными сплавами, имеющими относительно высокую электропроводность, прочность и способность к деформационной обработке, и находятся в числе сплавов, которые в настоящее время активно разрабатываются в промышленности. В данных медных сплавах тонкодисперсные частицы интерметаллических соединений Ni-Si выделяются в медной матрице, увеличивая, тем самым, прочность и электропроводность.
С целью дальнейшего улучшения свойств сплавов Корсона были выполнены различные технические разработки, в том числе добавление в сплав элементов, отличных от Ni и Si, удаление элементов, отрицательно воздействующих на свойства, оптимизация кристаллической структуры и оптимизация выделяющихся частиц.
Например, известно, что свойства улучшаются при добавлении Со.
В выложенной патентной заявке Японии 11-222641 раскрывается, что Со аналогичен Ni в формировании соединения с Si и увеличении механической прочности и в случае, если сплавы Cu-Co-Si стареют, они имеют несколько лучшую механическую прочность и электропроводность, чем сплавы Cu-Ni-Si. В документе также утверждается, что в случае приемлемой стоимости могут быть также выбраны сплавы Cu-Co-Si и Cu-Ni-Co-Si.
Японская публикация №2005-532477 описывает закаленный медный сплав, содержащий в пересчете на массу от 1% до 2,5% никеля, от 0,5 до 2,0 кобальта % и от 0,5% до 1,5% кремния, остальное является медью и неизбежными примесями, и имеющий общее содержание никеля и кобальта от 1,7% до 4,3% и соотношение (Ni+Co)/Si от 2:1 до 7:1. Закаленный медный сплав имеет электропроводность Международной ассоциации классификационных обществ (IACS), которая превышает 40%. Кобальт в комбинации с кремнием, как полагают, образует силицид, что является эффективным для дисперсионного твердения с целью ограничения роста зародышей кристалла и улучшения устойчивости к размягчению. В случае, если содержание кобальта составляет менее 0,5%, отверждение содержащего кобальт силицида в качестве второй фазы является недостаточным. Также в случае минимального содержания кобальта 0,5% в сочетании с минимальным содержанием кремния 0,5% размер зародыша сплава после обработки на твердый раствор сохраняется равным 20 микронов или меньше. В документе описывается, что, если содержание кобальта превышает 2,5%, выделяются избыточные частицы второй фазы, формуемость снижается, и медному сплаву придаются нежелательные ферромагнитные свойства.
Международная публикация WO 2006/101172 раскрывает существенное улучшение прочности Со-содержащего сплава Cu-Ni-Si при определенных параметрах состава. В частности, описан медный сплав для материала электронной техники, состав которого от примерно 0,5 до примерно 2,5 мас.% Ni, от примерно 0,5 до примерно 2,5 мас.% Со и от примерно 0,30 до примерно 1,2 мас.% Si, остальное является медью и неизбежными примесями, отношение общей массы Ni и Со к массе Si (соотношение [Ni+Co]/Si) в композиции сплава удовлетворяет формуле: примерно 4 ≤ [Ni+Co]/Si ≤ примерно 5, и отношение массовых концентраций Ni и Со (отношение Ni/Co) в композиции сплава удовлетворяет формуле 0,5 ≤ Ni/Co ≤ примерно 2.
Также раскрывается, что при обработке на твердый раствор эффективно устанавливать скорость охлаждения примерно 10°С или больше в секунду, потому что усиливающий прочность эффект сплава меди Cu-Ni-Si также доказан в случае, когда скорость охлаждения после нагревания увеличена.
Также известно, что предпочтительно контролировать крупные включения в медной матрице.
Выложенная патентная заявка Японии 2001-49369 раскрывает, что материал, который можно использовать в качестве медного сплава для материала электронной техники, может быть создан путем подбора компонентов сплава Cu-Ni-Si; добавлением по мере необходимости Mg, Zn, Sn, Fe, Ti, Zr, Cr, Al, P, Mn, Ag и Be; и контролем и выбором производственных условий для контроля распределения выделений, кристаллитов, оксидов и других включений в матрице. В частности, описан медный сплав для материала электронной техники, имеющий превосходную прочность и электропроводность, сплав, отличающийся тем, что содержит от 1,0 до 4,8 мас.% Ni и от 0,2 до 1,4 мас.% Si, остальное является медью и неизбежными примесями; размер включений составляет 10 мкм или меньше; и количество включений, имеющих размер 5-10 мкм, составляет менее 50 на квадратный миллиметр в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки.
Поскольку крупные кристаллиты и выделения сплава Ni-Si иногда формируются в процессе затвердевания при полунепрерывной отливке, документ описывает также способ контроля такого явления. Утверждается, что "крупные включения растворяются в матрице при нагревании в течение 1 часа или более при температуре 800°С или выше, прокатываются в горячем состоянии и затем доводятся до конечной температуры 650°С или выше. Однако температуру нагрева предпочтительно поддерживают при 800°С или выше, но ниже, чем 900°С, в связи с тем, что образуется обильный осадок и происходит разрушение во время горячей прокатки, если температура нагрева составляет 900°С или выше."
Таким образом, известно, что прочность и электропроводность могут быть улучшены путем добавления Со к сплаву Cu-Ni-Si, и авторы настоящего изобретения посредством изучения структуры сплава Cu-Ni-Si, к которому был добавлен Со, обнаружили, что крупные частицы второй фазы присутствуют в большем количестве, чем в случае отсутствия. Частицы второй фазы состоят в основном из силицидов Со (силициды кобальта). Крупные частицы второй фазы не способствуют прочности, и фактически отрицательно влияют на деформационную обработку.
Образование крупных частиц второй фазы не может быть подавлено, даже если производство сплава Cu-Ni-Si, не содержащего Со, осуществляют в условиях подавления. Другими словами, в сплаве Cu-Ni-Si-Co крупные частицы второй фазы, состоящие в основном из силицида Со, не могут адекватно формироваться в твердый раствор в матрице даже по способу, который описан в патентном документе Японии 2001-49369, в котором для подавления образования крупных включений сплав прокатывают в горячем состоянии после выдержки при температуре от 800°С до 900°С в течение одного часа или больше, с температурой окончания прокатки 650°С или выше. Кроме того, крупные частицы в достаточной степени не подавляются, даже если для увеличения скорости охлаждения после нагревания при обработке на твердый раствор используют такой способ, как раскрытый в патентном документе WO 2006/101172.
На основании изложенных выше предпосылок автор изобретения раскрывает в более ранней патентной заявке Японии 2007-92269 сплав Cu-Ni-Si-Co, в котором подавляется образование крупных частиц второй фазы. В частности, описан медный сплав для материалов электронной техники, который содержит от 1,0 до 2,5 мас.% Ni, от 0,5 до 2,5 мас.% Со и от 0,30 до 1,20 мас.% Si, остальное является медью и неизбежными примесями, где медный сплав для материала электронной техники является таким, в котором отсутствуют частицы второй фазы, размер которых больше 10 мкм, и в котором частицы второй фазы размером 5-10 мкм присутствуют в количестве 50 на квадратный миллиметр или меньше в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки.
В способе производства сплава Cu-Ni-Si-Co для получения описанного выше медного сплава важно, чтобы выполнялись следующие два условия: (1) чтобы сплав был прокатан в горячем состоянии с температурой окончания прокатки, равной 850°С или выше после выдержки в течение 1 часа или более при температуре от 950°С до 1050°С, и охлаждение осуществлялось при 15°С/с или выше; и (2) чтобы обработку на твердый раствор осуществляли при температуре от 850°С до 1050°С, а охлаждение осуществляли при 15°С/с или выше.
С другой стороны, матрица медного сплава предпочтительно является материалом, имеющим небольшое истирание металлической литейной формы во время вырубки прессом. Медный сплав согласно настоящему изобретению имеет преимущества в том, что улучшается прочность без ухудшения электропроводности или способности к деформационной обработке, но все еще существует возможность улучшения свойств пресс-штамповки.
Ввиду вышеизложенного целью настоящего изобретения является создание сплава Cu-Ni-Si-Co, имеющего превосходную прочность, электропроводность и свойства пресс-штамповки. Другой целью настоящего изобретения является создание способа для производства такого сплава Cu-Ni-Si-Co.
Раскрытие изобретения
Истирание металлической литейной формы обычно объясняют на основе явлений, которые встречаются при резании следующим образом. Во-первых, при резке появляются трещины вблизи режущей части лезвия или штампа, или матрицы (и редко режущих частей обоих лезвий одновременно), если по линии соприкосновения штампа происходит деформация сдвига (пластическая деформация). Далее образованные трещины растут по мере осуществления машинной обработки резанием, образуются новые трещины и соединяются с другими трещинами, которые растут, и происходит разрушение поверхности. В случае если трещина образовалась в месте, немного смещенном от конца лезвия инструмента вдоль его боковой поверхности, образуется заусенец. Срок службы металлической формы может быть также снижен в случае, если заусенец изнашивает трением боковую поверхность инструмента, и часть заусенца откалывается от матрицы и остается в виде металлического порошка во внутренней части металлической формы.
Поэтому важно осуществлять контроль структуры, облегчающий инициирование и развитие трещин при уменьшении пластической деформации (пластичности) материала, чтобы уменьшить удаление заусенцев. К настоящему времени было осуществлено много исследований относительно распределения частиц второй фазы и пластичности материала и известно, что с увеличением частиц второй фазы пластичность снижается и что истирание металлоформы может быть снижено (патенты Японии №№3735005, 3797736 и 3800279). Например, в выложенной патентной заявке Японии 10-219374 приведен пример, в котором обрабатываемость пресс-штамповкой может быть улучшена путем контроля числа крупных частиц второй фазы, имеющих размер от 0,1 мкм до 100 мкм, предпочтительно до 10 мкм. Однако если такие крупные частицы диспергируются, и обрабатываемость пресс-штамповкой улучшается, Ni, Si и другие увеличивающие прочность элементы, которые были первоначально предназначены для дисперсионного твердения, включены в крупные частицы на предшествующей стадии термической обработки, добавление увеличивающих прочность элементов теряет значение, и трудно добиться достаточной прочности. Также не упоминается о добавлении Со, и при этом отсутствует упоминание об эффекте совместного добавления Ni, Со и Si и поведении в случае, если данные элементы содержатся в частицах второй фазы. Размер заусенцев увеличивается, потому что увеличивается пластичность при снижении прочности материала, даже в случае, если увеличена доля площади поверхности частиц второй фазы.
Авторы настоящего изобретения провели тщательное исследование проблем, описанных выше, с целью их решения, и обнаружили, что настоящие проблемы могут быть решены путем контроля состава и состояния распределения частиц второй фазы в сплаве Cu-Ni-Si-Co, которые являются более мелкими, чем частицы второй фазы, имеющие размер, указанный в патентной заявке Японии 2007-92269. В частности, медианное значение ρ и среднеквадратичное отклонение (σ(Ni+Со+Si)) общего содержания Ni, Co и Si, а также доля площади поверхности S, занятой частицами второй фазы в матрице, являются важными факторами, связанными с размером частиц второй фазы, равным 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше. Было обнаружено, что при соответствующем контроле вышеупомянутых факторов обрабатываемость прессованием улучшается без ухудшения дисперсионного твердения добавленных элементов Ni, Со и Si.
Скорость охлаждения материала во время конечной обработки раствора важна для того, чтобы привести частицы второй фазы к такому состоянию распределения, как описанное выше. В частности, конечную обработку сплава Cu-Ni-Si-Co на твердый раствор осуществляют при от 850°С до 1050°С, и сплав обрабатывают на последующей стадии охлаждения так, чтобы скорость охлаждения была установлена не менее 1°С/с и меньше, чем 15°С/с, в то время как температура материала снижается от температуры обработки раствора до 650°С, и среднюю скорость охлаждения устанавливают 15°С/с или больше, если сплав охлаждают от 650°С до 400°С.
Настоящее изобретение было усовершенствовано ввиду описанных выше данных.
Согласно одному варианту осуществления создан медный сплав для материалов электронной техники, содержащий от 1,0 до 2,5 мас.% Ni, от 0,5 до 2,5 мас.% Со и от 0,30 до 1,2 мас.% Si, остальное - медь и неизбежные примеси, где медный сплав удовлетворяет следующим условиям изменения состава и доли площади поверхности размера частиц второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, наблюдаемых в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки:
медианное значение ρ (мас.%) содержания [Ni+Со+Si] удовлетворяет формуле 20 (мас.%) ≤ ρ ≤ 60 (мас.%),
среднеквадратичное отклонение σ(Ni+Со+Si) удовлетворяет формуле σ(Ni+Со+Si)≤30 (мас./%), и
доля площади поверхности S (%) удовлетворяет формуле 1%≤S≤10%.
В одном варианте реализации медный сплав для материалов электронной техники настоящего изобретения является сплавом, в котором отсутствуют частицы второй фазы, размер которых больше 10 мкм, и частицы второй фазы с размером 5-10 мкм присутствуют в количестве 50 частиц на квадратный миллиметр или меньше в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки.
В другом варианте реализации медный сплав для материалов электронной техники согласно настоящему изобретению является сплавом, в котором содержится также Cr в максимальном количестве 0,5 мас.%.
В другом варианте реализации медный сплав для материалов электронной техники настоящего изобретения является сплавом, в котором также содержится один, два или более элементов, выбранных из Mg, Mn, Ag и Р в максимальном суммарном количестве 0,5 мас.%.
В другом варианте реализации медный сплав для материалов электронной техники настоящего изобретения является сплавом, в котором содержатся также один или два элемента, выбранных из Sn и Zn, в максимальном суммарном количестве 2,0 мас.%.
В другом варианте реализации медный сплав для электронных материалов настоящего изобретения является таким, в котором один элемент или два или больше элемента, выбранных из As, Sb, Be, В, Ti, Zr, Al и Fe, содержатся в максимальном суммарном количестве 2,0 мас.%.
Согласно другому варианту осуществления настоящее изобретение предлагает способ производства вышеописанного медного сплава, включающий последовательное осуществление:
стадии 1 плавки расплава, имеющего требуемый состав в слиток;
стадии 2 нагревания слитка в течение 1 часа или более при температуре от 950°С до 1050°С, затем горячей прокатки слитка, с температурой окончания прокатки 850°С или выше, и охлаждения слитка при средней скорости охлаждения 15°С/с или больше от 850°С до 400°С;
стадии 3 холодной прокатки;
стадии 4 осуществления обработки на твердый раствор при температуре от 850°С до 1050°С, охлаждения материала при скорости охлаждения 1°С/с или больше, но меньше, чем 15°С/с, пока температура материала не снизится до 650°С, и охлаждения материала при средней скорости охлаждения 15°С/с или больше, если температура снижается от 650°С до 400°С;
стадии 5 осуществления необязательной холодной прокатки;
стадии 6 осуществления старения; и
стадии 7 осуществления необязательной холодной прокатки.
В другом варианте реализации способ производства медного сплава согласно настоящему изобретению, в котором вместо стадии 2 осуществляют стадию 2', на которой осуществляют горячую прокатку с температурой окончания прокатки 650°С или выше после нагревания в течение 1 часа или более при температуре от 950°С до 1050°С, среднюю скорость охлаждения устанавливают не более 1°С/с и меньше 15°С/с, если температуру материала во время горячей прокатки или последующего охлаждения снижают от 850°С до 650°С, и среднюю скорость охлаждения устанавливают 15°С/с или больше, если температуру снижают от 650°С до 400°С.
В еще одном варианте осуществления настоящее изобретение предлагает кованый продукт из медного сплава с использованием вышеописанного медного сплава.
В еще одном варианте осуществления настоящее изобретение предлагает электронный блок с использованием вышеописанного кованого продукта из медного сплава.
В соответствии с настоящим изобретением может быть получен сплав Cu-Ni-Si-Co, имеющий превосходные свойства пресс-штамповки в дополнение к превосходной прочности и электропроводности, в связи с тем, что контролируется состояние распределения частиц второй фазы, имеющих определенный размер.
Количество Ni, Co и Si
Ni, Co и Si образуют интерметаллическое соединение при термической обработке и позволяют увеличить прочность без ухудшения электропроводности.
Если количества введенных Ni, Со, и Si таковы, что Ni составляет меньше 1,0 мас.%, Со меньше 0,5 мас.% и Si меньше 0,3 мас.%, требуемая прочность не может быть достигнута, и наоборот, если их количество таково, что Ni составляет больше 2,5 мас.%. Со больше 2,5 мас.% и Si больше 1,2 мас.%, может быть достигнута более высокая прочность, но электропроводность значительно снижается, а кроме того, снижается пригодность к горячей обработке. Поэтому количества Ni, Со и Si таковы, что Ni составляет от 1,0 до 2,5 мас.%, Со от 0,5 до 2,5 мас.% и Si от 0,30 до 1,2 мас.%. Количества Ni, Со и Si предпочтительно таковы, что Ni составляет от 1,5 до 2,0 мас.%, Со от 0,5 до 2,0 мас.% и Si от 0,5 до 1,0 мас.%.
Количество Cr
Cr предпочтительно выделяется вдоль границ зерна кристалла в процессе охлаждения во время отливки. Поэтому границы зерна могут быть упрочнены, растрескивание во время горячей прокатки происходит реже, и снижение выхода может быть ограничено. Другими словами, Cr, который осажден вдоль границ зерна во время отливки, растворяется при обработке на раствор, приводя к соединению с Si или осажденными частицами, имеющими bcc-структуру, состоящими в основном из Cr, при последующем дисперсионном отверждении. В обычном сплаве Cu-Ni-Si часть добавленного Si растворена в матрице, что не способствует дисперсионному отверждению, подавляет увеличение электропроводности, но содержание Si, растворенного в матрице, может быть снижено, и электропроводность может быть увеличена без потери прочности путем добавления Cr в качестве образующего силицид элемента и дальнейшего выделения силицида. Однако если концентрация Cr превышает 0,5 мас.%, легче образуются крупные частицы второй фазы, и свойства продукта ухудшаются. Поэтому в сплав Cu-Ni-Si-Co согласно настоящему изобретению может быть добавлено максимум 0,5 мас.% Cr. Однако поскольку эффект от введения хрома при его содержании менее чем 0,03 мас.% низок, предпочтительно, чтобы количество хрома составляло от 0,03 до 0,5 мас.%, а более предпочтительно от 0,09 до 0,3 мас.%.
Количество Mg, Mn, Ag и Р
Введение следовых количеств Mg, Mn, Ag и Р улучшает прочность, характеристики релаксации напряжения, показатели нанесения покрытия и другие характеристики производства, но не в ущерб электропроводности. Эффект от добавления, прежде всего, проявляется при образовании твердого раствора в матрице, но он далее может проявляться, если элементы содержатся в частицах второй фазы. Однако если общая концентрация Mg, Mn, Ag и Р превышает 0,5%, эффект улучшения свойств насыщается, и производство ухудшается. Поэтому в сплаве Cu-Ni-Si-Co согласно настоящему изобретению один или два или больше элементов, выбранных из Mg, Mn, Ag и Р, могут быть добавлены в максимальном суммарном количестве 0,5 мас.%. Однако поскольку эффект от введения Mg, Mn, Ag и P низок при их суммарном количестве менее 0,01 мас.%, предпочтительно, чтобы количество этих элементов составляло в общей сложности от 0,01 до 0,5 мас.%, и более предпочтительно в общей сложности от 0,04 до 0,2 мас.%.
Количество Sn и Zn
Введение следовых количеств Sn и Zn также улучшает прочность, характеристики релаксации напряжения, показатели нанесения покрытия и другие характеристики продукта, но не в ущерб электропроводности. Эффект от введения, прежде всего, проявляется при образовании твердого раствора в матрице. Однако если общее количество Sn и Zn превышает 2,0 мас.%, эффект улучшения свойств насыщается, и обрабатываемость ухудшается. Поэтому в сплав Cu-Ni-Si-Co согласно настоящему изобретению один или два элемента, выбранных из Sn и Zn, могут быть введены в максимальном суммарном количестве 2,0 мас.%. Однако поскольку эффект от введения элементов при их количестве менее 0,05 мас.% низок, предпочтительно, чтобы количество элементов составляло в общей сложности 0,05 до 2,0 мас.% и более предпочтительно в общей сложности 0,5 до 1,0 мас.%.
Количество As, Sb, Be, В, Ti, Zr, Al и Fe
Электропроводность, прочность, характеристики релаксации напряжения, показатели нанесения покрытия и другие характеристики продукта улучшаются путем подбора количества As, Sb, Be, В, Ti, Zr, Al и Fe в соответствии с заданными характеристиками продукта. Эффект от их введения, прежде всего, проявляется при образовании твердого раствора в матрице, но дополнительный эффект может проявиться, если вышеописанные элементы добавляются к частицам второй фазы или если образуются частицы второй фазы, имеющие новый состав. Однако если общая концентрация данных элементов превышает 2,0%, эффект улучшения характеристик насыщается, и обрабатываемость ухудшается. Поэтому в сплав Cu-Ni-Si-Co согласно настоящему изобретению единственный элемент или один или больше элементов, выбранных из As, Sb, Be, В, Ti, Zr, Al, и Fe, может быть добавлен в максимальном суммарном количестве 2,0 мас.%. Однако поскольку эффект от введения элементов в количестве менее 0,001 мас.% низок, предпочтительно, чтобы количество элементов составляло в общей сложности 0,001 до 2,0 мас.% и более предпочтительно в общей сложности 0,05 до 1,0 мас.%.
Обрабатываемость быстро ухудшается, если количество Mg, Mn, Ag, P, Sn, Zn, As, Sb, Be, В, Ti, Zr, Al и Fe, описанное выше, превышает в сумме 3,0 мас.%. Поэтому предпочтительно, чтобы общее количество составляло 2,0 мас.% или меньше и более предпочтительно 1,5 мас.% или меньше.
Условия распределения частиц второй фазы
Что касается сплавов Корсона, микрочастицы второй фазы размером порядка нанометров (обычно 0,1 мкм или меньше) состоят в основном из интерметаллических соединений, выделенных соответствующей обработкой старением, что обеспечивает более высокую прочность без снижения электропроводности. Однако сплав Cu-Ni-Co-Si настоящего изобретения отличается от обычного сплава Корсона Cu-Ni-Si, и крупные частицы второй фазы быстро образуются во время горячей прокатки, обработки на раствор и других термических обработок, потому что Со добавляют в качестве существенного элемента для осаждения при дисперсионном твердении. Ni, Со и Si легче инкорпорируются в частицы, поскольку частицы становятся более крупными. В результате снижается количество осадка при дисперсионном твердении и не может обеспечиваться более высокая прочность, потому что снижается количество Ni, Co и Si в виде твердого раствора в матрице.
Другими словами, предпочтительно контролировать распределения крупных частиц второй фазы, потому что количество выделившихся микрочастиц размером 0,1 мкм или меньше, вносящих вклад в дисперсионное твердение, уменьшается с увеличением размера и количества частиц второй фазы, содержащих Ni, Co и Si.
В настоящем изобретении выражение "частицы второй фазы" относится, прежде всего, к силицидам, но не ограничивается этим, и может также относиться к кристаллитам, образующимся в процессе отверждения отливки и выделениям, образующимся в процессе охлаждения, а также выделениям, образующимся в процессе охлаждения после горячей прокатки, выделениям, образующимся в процессе охлаждения после обработки на твердый раствор, и выделениям, образующимся при обработке старением.
Крупные частицы второй фазы, размер которых превышает 1 мкм, не только не вносят вклада в прочность, но снижают обрабатываемость деформацией независимо от состава частиц. Верхний предел должен быть установлен в 10 мкм, потому что частицы второй фазы особенно такие, размер которых превышает 10 мкм, резко снижают обрабатываемость деформацией и не дают заметного улучшения качества штамповки. Поэтому в предпочтительном варианте реализации настоящего изобретения отсутствуют частицы второй фазы, размер которых превышает 10 мкм.
Если количество частиц второй фазы размером от 5 мкм до 10 мкм составляет 50 на квадратный миллиметр, прочность, обрабатываемость деформацией и свойства пресс-штамповки значительно не ухудшаются. Поэтому в другом предпочтительном варианте реализации настоящего изобретения количество частиц второй фазы размером от 5 мкм до 10 мкм составляет 50 на квадратный миллиметр или меньше, более предпочтительно 25 на квадратный миллиметр или меньше, еще более предпочтительно 20 на квадратный миллиметр или меньше, и наиболее предпочтительно 15 на квадратный миллиметр или меньше, в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки.
Частицы второй фазы, размер которых превышает 1 мкм, но составляет менее 5 мкм, как полагают, незначительно влияют на ухудшение свойств по сравнению с частицами второй фазы, имеющими размер 5 мкм или больше, возможно, из-за того, что увеличение размера кристаллических частиц подавляется примерно до 1 мкм на стадии обработки на раствор, и размер увеличивается при последующей обработке старением.
В дополнение к описанным выше данным в настоящем изобретении было обнаружено, что состав частиц второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше влияет на свойства пресс-штамповки, если они находятся в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки, и при контроле данного эффекта осуществляется значительный технологический вклад.
Медианное значение (ρ) содержания [Ni+Со+Si]
В первую очередь, свойства пресс-штамповки улучшаются, если увеличивается содержание Ni+Со+Si в частицах второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше. Если медианное значение содержания ρ (мас.%) [Ni+Со+Si] в частицах второй фазы составляет 20 (мас.%) или выше, эффект улучшения пресс-штампующих свойств становится значительным. Значение ρ, которое меньше 20 мас.%, свидетельствует о наличии значительного количества других элементов, кроме Ni, Со и Si, содержащегося в частицах второй фазы, то есть меди, кислорода, серы и других неизбежных примесных элементов, но такие частицы второй фазы вносят небольшой вклад в улучшение качества пресс-штамповки. Чрезмерно высокое ρ показывает, что Ni, Со и Si, добавленные до дисперсионного твердения, индуцированного старением, были включены в избытке в частицы второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, и дисперсионное твердение, которое зависит от данных элементов, становится трудно достижимым. В результате качество штамповки ухудшается, потому что прочность снижается, а пластичность увеличивается.
В связи с этим в настоящем изобретении частицы второй фазы, размер которых составляет 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, измеренные при наблюдении материала в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки, являются такими, что медианное значение ρ (мас.%) содержания [Ni+Со+Si] удовлетворяет формуле 20 (мас.%) ≤ ρ ≤ 60 (мас.%), предпочтительно 25 (мас.%) ≤ ρ ≤ 55 (мас.%), и более предпочтительно 30 (мас.%) ≤ ρ ≤ 50 (мас.%).
Среднеквадратичное отклонение σ(Ni+Со+Si)
Если имеется значительное изменение в общем содержании Ni, Со и Si в частицах второй фазы размерам 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, состав микрочастиц второй фазы, выделенных при обработке старением, также значительно изменяется, и частицы второй фазы, которые не имеют состава Ni, Со и Si, пригодного для старения, присутствуют в неодинаковых локализациях. Другими словами, концентрация Ni, Со и Si в матрице чрезвычайно низка вблизи крупных частиц второй фазы, имеющих высокую концентрацию Ni, Со и Si. Выделение микрочастиц второй фазы недостаточно, и прочность ухудшается, если обработку дисперсионным отверждением осуществляют в таких условиях. Таким образом, прочность локально снижается во время вырезания прессованием, образуются области, имеющие высокую пластичность, и развитие трещины затрудняется. В результате не может быть получена достаточная прочность во всем объеме медного сплава, а также ухудшается качество пресс-штамповки. Наоборот, если имеется небольшое изменение в общем содержании Ni, Co и Si в частицах второй фазы, подавляется затруднение или локальный прогресс развития трещины, и может быть получена хорошая поверхность излома. Поэтому среднеквадратичное отклонение σ(Ni+Со+Si) (мас.%) содержания [Ni+Со+Si] в частицах второй фазы предпочтительно сохраняют настолько низким, насколько возможно. Если σ(Ni+Со+Si) составляет 30 или меньше, имеется лишь небольшое неблагоприятное влияние на характеристики.
В настоящем изобретении среднеквадратичное отклонение σ(Ni+Со+Si) задано ≤ 30 (мас.%), если размер частиц второй фазы, наблюдаемых в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки, составляет 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, предпочтительно пригодной является отклонение σ(Ni+Со+Si) ≤ 25 (мас.%) и более предпочтительно пригодным является отклонение σ(Ni+Со+Si) ≤ 20 (мас.%). Медный сплав для материалов электронной техники согласно настоящему изобретению обычно удовлетворяет формуле 10≤σ(Ni+Со+Si)≤30 и более обычно удовлетворяет формуле 20≤σ(Ni+Со+Si)≤30, например, 20≤σ(Ni+Со+Si)≤25.
Доля площади поверхности S
Доля площади поверхности S (%) частиц второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше наблюдаемых в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки, влияет на пресс-штампирующие свойства. Чем выше доля площади поверхности частиц второй фазы, тем больше положительное влияние на качество пресс-штамповки. Доля площади поверхности составляет в 1% или выше и предпочтительно 3% или выше. Если доля площади поверхности составляет менее 1%, количество частиц второй фазы является низким, количество частиц, способствующих развитию трещины во время вырезания прессом, является низким, и положительное влияние на качество пресс-штамповки также низко.
Однако если доля площади поверхности частиц второй фазы чрезмерно высока, большая часть Ni, Со и Si, добавленных перед старением за счет дисперсионного твердения, входит в крупные частицы второй фазы, и дисперсионное твердение, которое зависит от этих элементов, становится трудно достижимым. В результате ухудшается качество штамповки, потому что прочность снижается, а пластичность увеличивается. Поэтому в настоящем изобретении верхний предел доли площади поверхности (%), занятой частицами второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, наблюдаемыми в поперечном сечении, параллельном направлению прокатки, поддерживают равным 10%. Доля площади поверхности составляет предпочтительно 7% или меньше и более предпочтительно 5% или меньше.
В настоящем изобретении размер частиц второй фазы относится к диаметру самого малого круга, который охватывает частицы второй фазы, если частицы наблюдают в описанных далее в настоящем документе условиях.
Доля площади поверхности и изменение состава частиц второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше можно наблюдать при совместном использовании электронного микрозондового анализа с полевой эмиссией (FE-EPMA) для распределения элемента и программного обеспечения для анализа изображения, и можно измерять концентрацию частиц, диспергированных в области наблюдения, количество и размер частиц, и долю площади поверхности частиц второй фазы в области наблюдения. Содержание Ni, Co и Si в индивидуальных частицах второй фазы может быть измерено количественным анализом ЕРМА.
Размер и количество частиц второй фазы, размер которых превышает 1 мкм, могут быть измерены наблюдением с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM), ЕРМА или другим методом электронной микроскопии после того, как был протравлен поперечный разрез, параллельный направлению прокатки материала. Измерение осуществляют с использованием такого же метода, который использовался для частиц второй фазы размером от 0,1 до 1 мкм, как показано в формуле настоящего изобретения, описанной далее в настоящем документе.
Способ получения
Что касается обычных процессов получения медных сплавов Корсона, сначала электролитическую катодную медь, Ni, Si, Со и другие исходные материалы плавят в плавильной печи для получения расплавленного металла, имеющего требуемый состав. Затем расплавленный металл отливают в слиток. Затем осуществляют горячую прокатку, холодную прокатку и повторяют термическую обработку. Осуществляют конечную обработку полосы или фольги, имеющей требуемую толщину и свойства. Термическая обработка включает обработку на твердый раствор и обработку старением. В качестве обработки на твердый раствор материал нагревают при высокой температуре от примерно 700 до примерно 1000°С, частицы второй фазы растворяются в медной матрице, и одновременно вызывают рекристаллизацию медной матрицы. Для обработки на твердый раствор иногда дважды осуществляют горячую прокатку. При обработке старением материал нагревают в течение 1 часа или больше в температурном интервале от примерно 350 до примерно 550°С, и частицы второй фазы, сформированные в твердый раствор при обработке на твердый раствор, выделяются в виде микрочастиц порядка нанометра. Обработка старением приводит к увеличенной прочности и электропроводности. Для получения более высокой прочности до и/или после обработки старением иногда выполняют холодную прокатку. Также иногда после холодной прокатки выполняют отжиг для снятия остаточных напряжений (низкотемпературный отжиг) в случае, если холодную прокатку осуществляют после старения.
Измельчение, полирование, обработку струей дроби, травление и т.п. можно осуществлять в случае необходимости для удаления окисленных отложений на поверхности при необходимости между каждой из вышеописанных стадий.
Описанный выше производственный процесс также используется для получения медного сплава согласно настоящему изобретению, и важно строго контролировать горячую прокатку и обработку на твердый раствор для получения требуемой конфигурации распределения частиц второй фазы размером 0,1 мкм или больше и 1 мкм или меньше, а также конфигурации распределения крупных частиц второй фазы, размер которых превышает 1 мкм в полученном в конечном счете медном сплаве. Это связано с тем, что сплав Cu-Ni-Co-Si настоящего изобретения отличается от обычных сплавов Корсона на основе Cu-Ni-Si тем, что Со (а также в некоторых случаях Cr), который легко увеличивает размер частиц второй фазы, добавляют в виде существенного компонента для дисперсионного твердения старением. Данное обусловлено тем фактом, что скорость образования и роста частиц второй фазы, которые образуются путем добавления Со вместе с Ni и Si, чувствительны к поддержанию температуры и скорости охлаждения во время термической обработки.
Прежде всего, крупные кристаллиты неизбежно образуются в процессе затвердевания во время литья, и крупные выделения неизбежно образуются в процессе охлаждения. Поэтому частицы второй фазы должны образовать твердый раствор в матрице на последующей стадии. Материал выдерживают в течение 1 часа или более при от 950°С до 1050°С и затем подвергают горячей прокатке, и если температура окончания горячей прокатки составляет 850°С или выше, твердый раствор может быть образован в матрице, даже если был добавлен Со, а также Cr. Температуры 950°С или выше являются более высоким температурным режимом, чем в случае других сплавов Корсона. Если поддерживать температуру до горячей прокатки менее 950°С, твердый раствор является несовершенным, а если температура превышает 1050°С, возможно, что материал будет плавиться. Если температура окончания горячей прокатки составляет менее 850°С, трудно получить высокую прочность, потому что элементы, которые образовали твердый раствор, будут выделяться снова. Поэтому предпочтительно завершать горячую прокатку при 850°С и быстро охлаждать материал для получения высокой прочности.
В частности, если температуру материала после горячей прокатки снижают от 850°С до 400°С, заданная скорость охлаждения составляет 15°С/с или больше, предпочтительно 18°С/с или больше, например, от 15 до 25°С/с, и обычно от 15 до 20°С/с.
Цель обработки на твердый раствор состоит в том, чтобы заставить частицы, кристаллизованные во время заливки в формы, и частицы, выделившиеся после горячей прокатки, раствориться в твердом растворе и увеличить способность к твердению старением в течение обработки на твердый раствор и после нее. В данном случае выдерживание температуры и времени во время обработки на твердый раствор и скорости охлаждения после выдерживания важно для управления составом и долей площади поверхности частиц второй фазы. В случае если время выдерживания является постоянным, частицы, кристаллизованные во время заливки формы, и частицы, выделившиеся после горячей прокатки, могут растворяться в твердом растворе, если температура выдерживания высока, и доля площади поверхности может быть снижена. Чем выше скорость охлаждения, тем легче можно управлять отверждением во время охлаждения. Однако если скорость охлаждения слишком высока, частицы второй фазы, которые вносят вклад в качество штамповки, недостаточны. Наоборот, если скорость охлаждения является чрезмерно низкой, способность к твердению при старении снижается, потому что частицы второй фазы во время охлаждения становятся большими, и доля площади поверхности и содержание Ni, Co, и Si в частицах второй фазы увеличиваются. Поскольку увеличение размера частиц второй фазы локализовано, содержание Ni, Со, Si в частицах более подвержено изменению. Поэтому регулирование скорости охлаждения особенно важно для управления составом и долей площади поверхности частиц второй фазы.
После обработки на твердый раствор образуются частицы второй фазы, которые растут при температуре от 850 до 650°С, а затем их размер увеличивается при температуре от 650°С до 400°С. Поэтому для диспергирования частиц второй фазы, необходимого для улучшения качества штамповки, без ухудшения способности к дисперсионному твердению, после обработки на твердый раствор может осуществляться двухстадийное охлаждение, в котором материал постепенно охлаждается от 850 до 650°С и затем быстро охлаждается от 650°С до 400°С.
В частности, после обработки на твердый раствор при от 850°С до 1050°С среднюю скорость охлаждения устанавливают равной 1°С/с или больше и меньше, чем 15°С/с, предпочтительно 5°С/с или больше и 12°С/с или меньше, если температуру материала снижают от температуры обработки на твердый раствор до 650°С. Средняя скорость охлаждения во время понижения температуры с 650°С до 400°С составляет 15°С/с или больше, предпочтительно 18°С/с или больше, например, от 15 до 25°С/с, и обычно от 15 до 20°С/с, в результате чего обеспечивается выделение частиц второй фазы, положительно влияющих на качество пресс-штамповки.
Если скорость охлаждения до 650°С составляет меньше, чем 1°С/с, частицы второй фазы не могут иметь требуемого распределения, потому что выделение частиц второй фазы является избыточным и их размер увеличивается. С другой стороны, если скорость охлаждения составляет 15°С/с или больше, частицы второй фазы также не могут иметь требуемого распределения, потому что частицы второй фазы не выделяются или выделяются только в ничтожно малом количестве.
С другой стороны, в области температур от 400°С до 650°С скорость охлаждения предпочтительно увеличивают в максимально возможной степени, и средняя скорость охлаждения должна составлять 15°С/с или больше. Эти значения предотвращают большее, чем необходимо, увеличение размера частиц второй фазы, выделившихся в области температур от 650°С до 850°С. Поскольку выделение частиц второй фазы существенно до примерно 400°С, скорость охлаждения при температуре меньше, чем 400°С, не важна.
Для управления скоростью охлаждения после обработки на твердый раствор ее можно регулировать путем создания зоны медленного охлаждения и зоны охлаждения вблизи зоны нагрева, нагреваемой в интервале температур от 850°С до 1050°С, и подбора соответствующего времени выдерживания. В случае если требуется быстрое охлаждение, в качестве способа охлаждения может использоваться водяное охлаждение, и в случае, если используется постепенное охлаждение, температурный градиент может обеспечиваться внутри печи.
Двухступенчатое охлаждение, такое как описано выше, также эффективно для скорости охлаждения после горячей прокатки. В частности, если температуру материала снижают от 850°С до 650°С, средняя скорость охлаждения составляет 1°С/с или больше и меньше, чем 15°С/с, предпочтительно 3°С/с или больше и 12°С/с или меньше и более предпочтительно 5°С/с или больше и 10°С/с или меньше, или в середине горячей прокатки, или во время последующего охлаждения. Если температуру материала снижают от 650°С до 400°С, средняя скорость охлаждения составляет 15°С/с или больше, предпочтительно 17°С/с или больше. Если обработку на твердый раствор осуществляют при горячей прокатке после того, как был выполнен такой процесс охлаждения, может быть получено более требуемое состояние распределения частиц второй фазы. Если принимают такую схему охлаждения, температура окончания горячей прокатки необязательно составляет 850°С или выше, и она даже может быть снижена до 650°С.
Образование крупных частиц второй фазы не может быть достаточно подавлено при последующей обработке старением, если управлять только скоростью охлаждения после обработки на твердый раствор, без управления скоростью охлаждения после горячей прокатки. Следует управлять как скоростью охлаждения после горячей прокатки, так и скоростью охлаждения после обработки на твердый раствор.
Водяное охлаждение является самым эффективным способом увеличения скорости охлаждения. Скорость охлаждения может быть увеличена путем управления температурой воды, потому что скорость охлаждения изменяется в зависимости от температуры воды, используемой для водяного охлаждения. Температуру воды предпочтительно поддерживают при 25°С или ниже, потому что требуемая скорость охлаждения не всегда может быть достигнута, если температура воды составляет 25°С или выше. Когда материал помещают в резервуар, заполненный водой, температура воды легко увеличивается до 25°С или выше. Поэтому предпочтительно использовать распыление (душ или аэрозоль) при постоянной циркуляции холодной воды в водяном баке или другим способом предотвращать увеличение температуры воды так, чтобы материал охлаждался при постоянной температуре воды (25°С или ниже). Скорость охлаждения может быть увеличена путем обеспечения дополнительных форсунок водяного охлаждения или путем увеличения скорости потока воды в единицу времени.
В настоящем изобретении "средняя скорость охлаждения от 850°С до 400°С" после горячей прокатки относится к значению (°С/с), полученному путем измерения времени, за которое температура материала снижается от 850°С до 400°С, и вычисления по формуле "(850-400) (°С)/Время охлаждения (с). "Средняя скорость охлаждения, пока температура не снизится до 650°С" после обработки на твердый раствор относится к значению (°С/с), полученному путем измерения времени охлаждения, за которое температура снижается до 650°С от температуры материала, выдержанного при обработке на твердый раствор, и вычислению по формуле "(температура обработки на твердый раствор - 650) (°С)/Время охлаждения (с)". "Средняя скорость охлаждения, если температуру снижают от 650°С до 400°С" аналогично относится к значению (°С/с), полученному при вычислении по формуле "(650-400) (°С) /Время охлаждения (с)". Кроме того, средняя скорость охлаждения "в то время, как температура снижается от 850°С до 650°С" относится к значению (°С/с), полученному при вычислении по формуле "(850-650) (°С)/Время охлаждения (с)" таким же способом, как при осуществлении двухступенчатого охлаждения после горячей прокатки, а средняя скорость охлаждения "в то время, когда температуру снижают от 650°С до 400°С" относится к значению (°С/с), полученному при вычислении по формуле "(650-400) (°С)/время охлаждения (с)."
Условия обработки старением могут быть такими, которые обычно используются для эффективного снижения размера выделений, но температуру и время следует регулировать так, чтобы выделения не увеличились в размере. Примером условий обработки старением является интервал температуры от 350 до 550°С в течение от 1 до 24 часов и более предпочтительно интервал температуры от 400 до 500°С в течение 1-24 часов. Скорость охлаждения после обработки старением существенно не влияет на размер выделения.
Сплав Cu-Ni-Si-Co настоящего изобретения может использоваться для производства различных кованых продуктов из медного сплава, например, пластин, полос, труб, стержней и проводов. Сплав Cu-Ni-Si-Co согласно настоящему изобретению может использоваться в выводных рамках, соединителях, штырях, зажимах, реле, выключателях, фольге для аккумуляторных батарей и других электронных блоках или подобном.
[Примеры]
Ниже приведены примеры настоящего изобретения вместе со сравнительными примерами. Примеры предоставлены для облегчения понимания настоящего изобретения и его преимуществ и не предназначены для ограничения объема изобретения.
Исследование влияния условий производства на свойства сплава
Медный сплав, имеющий состав (состав №1), показанный в Таблице 1, плавили в высокочастотной плавильной печи при температуре 1300°С, после чего отливали в слиток толщиной 30 мм. Затем нагревали до 1000°С и подвергали горячей прокатке до пластины толщиной 10 мм при конечной температуре (температура окончания горячей прокатки) 900°С, после завершения горячей прокатки быстро охлаждали до 400°С при скорости охлаждения 18°С/с и затем охлаждали воздухом. Затем металл полировали до толщины 9 мм для удаления окалины с поверхности, и затем листы, имеющие толщину 0,15 мм, формовали холодной прокаткой. Затем осуществили обработку на твердый раствор в течение 120 секунд при различных температурах, и листы сразу же охладили до 400°С при различных скоростях охлаждения и затем оставили на открытом воздухе для охлаждения. Затем листы прокатали в холодном состоянии до 0,10 мм, подвергли обработке старением в инертной атмосфере в течение 3 часов при 450°С, и в заключение прокатали в холодном состоянии до 0,08 мм, и, наконец, отжигали при низкой температуре в течение трех часов при 300°С для получения образцов для испытания.
Таблица 1
Состав
Ni
Со
Si
Cr
от 1,0 до 2,5
от 0,5 до 2,5
от 0,3 до 1,2
до 0,5
①
1,8
1,0
0,65
-
Каждый полученный таким образом образец для испытания был измерен для определения медианного значения ρ (мас.%), среднеквадратичного отклонения σ-(Ni+Со+Si) (мас.%) и доли площади поверхности S(%) общего содержания Ni, Co и Si в частицах второй фазы, а также распределения частиц второй фазы по размерам и свойств сплава.
Прежде всего, поверхность материала электрополировали и растворяли матрицу меди, после чего из-за растворения появились частицы второй фазы. Жидкость, используемая для электрополирования, была смесью фосфорной кислоты, серной кислоты и очищенной воды в соответствующем соотношении.
-8
-10
Для наблюдения и анализа частиц второй фазы размером от 0,1 до 1 мкм использовали FE-EPMA (ЕРМА электролитического заряда: JXA-8500F произведен Japan Electron Optics Laboratory Co., Ltd.) с увеличением ×3000 (область наблюдения: 30 мкм ×30 мкм) диспергированных частиц в десяти произвольных локализациях ускоряющим напряжением от 5 до 10 кВ, тока зонда от 2×10 до 10 А, и спектральных кристаллов LDE, TAP, PET и LIF. Дополнительное программное обеспечение для анализа изображения использовали для вычисления медианного значения ρ (мас.%), среднеквадратичного отклонения σ(Ni+Со+Si) (мас.%) и доли площади поверхности S (%) из общего содержания Ni, Со и Si в частицах.
Для наблюдения частиц второй фазы, размер которых превышает 1 мкм, использовали тот же самый способ, как при наблюдении частиц второй фазы размером 0,1 мкм до 1 мкм. Использовали увеличение ×1000 (область наблюдения: 100×120 мкм) для наблюдения десяти произвольных локализаций, количества выделений размером от 5 до 10 мкм и количества выделений, размер которых превышает 10 мкм, и рассчитывали количество выделений на квадратный миллиметр.
Прочность исследовали с использованием испытания на растяжение, осуществленного в направлении прокатки, и измеряли предел текучести 0,2% (предел текучести (YS: МПа).
Электропроводность (электропроводность (ЕС: % IACS) определяли измерением объемного сопротивления при помощи двойного моста.
Качество штамповки оценивали с использованием высоты заусенца. Зазор формы был установлен в 10%, многочисленные наклонные отверстия (1 мм × 5 мм) были штампованы с использованием формы при скорости штамповки 250 ходов плунжера в минуту и измеряли высоту заусенца (среднее значение десяти локализаций) посредством наблюдения SEM. Штампы, имеющие высоту заусенца 15 мкм или меньше, обозначены ○ как приемлемые, а штампы, имеющие высоту заусенца более 15 мкм, обозначены × как недопустимые.
Условия производства и результаты показаны в Таблице 2.
Сплавы примеров 1-6 находились в удовлетворяющем требованиям интервале по показателям σ; ρ, S, количеству выделений размером 5-10 мкм и количеству выделений, размер которых превышает 10 мкм. В дополнении к превосходной прочности и электропроводности сплавы имели превосходные характеристики по показателям качества пресс-штамповки.
В сравнительных примерах 1, 7, 8, 14 средняя скорость охлаждения, поддерживаемая пока температура не была снижена до 650°С, была чрезмерно высокой после обработки на твердый раствор, и доля площади поверхности и концентрация Ni, Co и Si в частицах второй фазы были снижены. В результате качество пресс-штамповки было неудовлетворительным. Сравнительный пример 8 соответствует примеру 1, описанному в патентной заявке Японии №2007-092269.
С другой стороны, в сравнительных примерах 6, 13, 19 средняя скорость охлаждения, поддерживаемая пока температура не была снижена до 650°С, была чрезмерно низкой после обработки на твердый раствор, и доля площади поверхности и концентрация Ni, Со и Si в частицах второй фазы были повышены. В результате качество пресс-штамповки было неудовлетворительным. Прочность была также низкой по сравнению с примерами, и данное, как полагают, обусловлено тем, что концентрация Ni, Со и Si были более высокими в крупных частицах второй фазы, в результате чего частицы не выделялись в виде микрочастиц во время обработки старением.
В сравнительных примерах 2, 3, 4, 5, 9, 10, 11, 12, 15, 16, 17, 18 и 19 средняя скорость охлаждения была низкой при понижении температуры от 650°С до 400°С, и отклонение в концентрации Ni, Со и Si в частицах второй фазы было более высоким. В результате свойства штамповки прессованием были неудовлетворительными.
В сравнительных примерах 20 и 21 изменение концентрации Ni, Со и Si в частицах второй фазы было значительным, и доля площади поверхности также была повышенной, потому что температура обработки на твердый раствор была чрезмерно низкой. В сравнительном примере 21 концентрация Ni, Со и Si также была повышенной. В результате свойства штамповки прессованием были неудовлетворительными. Прочность была снижена по сравнению с примерами, но данное, как полагают, обусловлено тем, что крупные частицы второй фазы не выделялись в виде микрочастиц во время обработки старением в результате более высокой концентрация Ni, Со и Si в частицах.
Исследование влияния состава на характеристики сплава
Медные сплавы, имеющие составы, показанные в Таблице 3, плавили в высокочастотной плавильной печи при 1300°С и затем отливали в слиток, имеющий толщину 30 мм. Затем слиток нагревали до 1000°С, после чего подвергали горячей прокатке до пластины толщиной 10 мм при конечной температуре (температуре окончания горячей прокатки) 900°С, после завершения горячей прокатки быстро охлаждали до 400°С при скорости охлаждения 18°С/с, и затем оставляли на открытом воздухе для охлаждения. Затем металл полировали до толщины 9 мм для удаления окалины с поверхности, и затем листы, имеющие толщину 0,15 мм, формовали холодной прокаткой. Затем осуществляли обработку на твердый раствор в течение 120 секунд при 950°С, и листы сразу же охладили с 850°С до 650°С при средней скорости охлаждения 12°С/с, и с 650°С до 400°С при средней скорости охлаждения 18°С/с. Листы охладили до 400°С при скорости охлаждения 18°С/с, и затем оставили на открытом воздухе для охлаждения. Затем листы прокатали в холодном состоянии до 0,10 мм, подвергли обработке старением в инертной атмосфере в течение 3 часов при 450°С и, наконец, прокатали в холодном состоянии до 0,08 мм и, в конечном счете, отжигали при низкой температуре в течение трех часов при 300°С для получения образцов для испытания.
Все сплавы примеров 7-16 находились в интервале, пригодном по показателям σ, ρ, S, количеству выделений размером 5-10 мкм и количеству выделений, размер которых превышает 10 мкм, и поэтому имели превосходное качество пресс-штамповки в дополнение к превосходной прочности и электропроводности. Пример 8 был таким же, как Пример 3. Очевидно, что прочность дополнительно увеличивается при добавлении Cr или другого дополнительного элемента.