Diese Erfindung betrifft ein Kupferlegierungsblech, das als bzw. für elektronische Teile und insbesondere als bzw. für Teile wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente, Schalter, Relais, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und dergleichen geeignet ist. Das erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech weist hervorragende mechanische Eigenschaften und eine hervorragende elektrische Leitfähigkeit auf und ist somit für die vorstehend genannten Zwecke geeignet. Darüber hinaus weist das Legierungsblech gute Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften und eine gute Biegeformbarkeit auf, wodurch das Legierungsblech bei der Verwendung für elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente, Schalter, Relais, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und dergleichen, die verkleinert werden müssen und in einer Hochtemperaturumgebung angeordnet werden, eine bessere Leistung zeigt.

Bisher wurden für elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente, Kupferlegierungen einschließlich Messing (C26000), Phosphorbronzen (C5111, C5191, C5212, C5210), eine Cu-Sn-Fe-P-Legierung (C50715) und dergleichen verwendet. In den vergangenen Jahren wurden auch Kupferlegierungen wie z.B. Cu-Ni-Sn-P-Legierungen, Cu-Ni-Si-Zn-Sn (-Ca-Pb) -Legierungen, Cu-Ni-Si-Mg (-Zn) und dergleichen verwendet. Patentdokumente, die Kupferlegierungen betreffen, die zu Legierungen des gleichen Typs wie das erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech gehören und Ni und Si enthalten, umfassen z.B. die japanischen Patentanmeldungsoffenlegungsschriften Nr. Hei 9-209061, Hei 8-319527, Hei 8-225869, Hei 7-126779, Hei 7-90520, Hei 7-18356, Hei 6-184681, 6-145847, 6-41660, Hei 5-59468, Hei 2-66130 und Sho 61-250134, und die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. Sho 62-31060. Insbesondere beschreibt US 4,594,221 eine Legierung auf Cu-Ni-Si-Basis, der etwa 0,05 bis 0,45 Gew.-% Mg zugesetzt werden. Eine solche Kupferbasis weist eine verbesserte Kombination aus Bruchfestigkeit und elektrischer Leitfähigkeit auf. Die besten Biegeformbarkeitswerte, die für ein 90°-Biegen gemessen werden, werden bei der Implementierung eines Anlassschritts bei einer Temperatur von etwa 750°C bis etwa 950°C festgestellt.

Bei der in letzter Zeit stattfindenden Entwicklung der Elektronik besteht eine Tendenz dahingehend, dass elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse und Verbindungselemente, verkleinert werden, für welche eine verbesserte Zuverlässigkeit verlangt worden ist. Dies wird z.B. mit Anschlüssen veranschaulicht, die in dem Gebiet der Automobile verwendet werden. Für die Zwecke der Sicherstellung eines Unterbringungsraums, der Verbesserung von Unterbringungseigenschaften und aufgrund des Mangels an Übertragungskabeln (um eine Anordnung von elektronischen Geräten in der Nähe eines Motors zur Motorsteuerung zu ermöglichen) nimmt die Anzahl von elektronischen und elektrischen Geräten, die in einem Motorraum montiert sind, zu. Die Zunahme der Anzahl von Geräten zur elektronischen Steuerung und die Zunahme der Menge von Übertragungssignalen führen zu einer Zunahme von Anschlussstiften von Kabelbäumen. Dennoch wird es erforderlich, einen Verbindungsblock und einen Anschlusskasten in einem engen Raum anzuordnen, wodurch die Herstellung von stärker verkleinerten und leichteren Verbindungselementen erforderlich ist.

Bei solchen verkleinerten und leichteren Verbindungselementen wurden für diesen Zweck Verarbeitungstechniken, wie z.B. ein 180°-Biegen bei einem Radius von 0 und das Biegen nach dem Einkerben (d.h. ein Biegeabschnitt wird eingekerbt und dann gebogen), wie es in der 1 gezeigt ist, oder ein „Einkerben" eingesetzt, um die Verminderung der Steifigkeit zu kompensieren, die durch eine Verminderung der Blech- oder Plattendicke verursacht wird, und auch um eine hohe Abmessungsgenauigkeit sicherzustellen. Wenn vorhandene Kupferlegierungen einer solchen Verarbeitungstechnik unterworfen werden, unterliegen diese einer Erzeugung von feinen Rissen an dem gebogenen Abschnitt, wodurch das Problem auftritt, dass dann, wenn der resultierende Anschluss eingesetzt wird, dessen Zuverlässigkeit beträchtlich vermindert wird.

Bei dem Vorgang des Verbindens von Verbindungselementen ist eine Einsetzkraft erforderlich, die als (anfängliche Kontaktkraft des Verbindungselements) × (Reibungskoeffizient zum Zeitpunkt des Einsetzens) × (Anschlussstiftanzahl) ausgedrückt wird. Wenn die anfänglichen Kontaktkräfte von Anschlüssen auf dem gleichen Niveau liegen, führt die Zunahme der Anschlussstifte zu einer Zunahme der Einsetzkraft. Dies ist einer der Faktoren, die zu einer Erhöhung der Ermüdung von Arbeitern beitragen, die Zusammenbauvorgänge ausführen. Zur Verminderung der Einsetzkraft nach einer Zunahme der Anschlussstiftanzahl wurde es erforderlich, die anfängliche Kontaktkraft von Anschlüssen im Wesentlichen umgekehrt proportional zur Zunahme der Anschlussstiftanzahl zu vermindern. Wenn jedoch Anschlüsse aus einem Kupferlegierungsmaterial mit der gleichen Spannungsrelaxationsrate ausgebildet werden, ist es nicht möglich, einen Standardwert der Kontaktkraft aufrechtzuerhalten, der für die Beibehaltung der Zuverlässigkeit zur Verwendung als Anschluss erforderlich ist. Dies ist darauf zurückzuführen, dass eine anfängliche Kontaktkraft eines verkleinerten Anschlusses mit einer großen Anzahl von Anschlussstiften auf ein niedriges Niveau eingestellt wird, wodurch im Zeitverlauf eine Spannungsrelaxation auf den Anschluss ausgeübt wird. Um somit eine gegebene Kontaktkraft B, die im Zeitverlauf erforderlich ist, in Anschlüssen mit einer großen Anzahl von Anschlussstiften beizubehalten, ist eine spezifische Art von Kupferlegierungsmaterial erforderlich, das eine geringere anfängliche Kontaktkraft (A' < A) und einen geringeren Spannungsrelaxationsgrad (C' < C) aufweist, d.h. eine geringere Spannungsrelaxationsrate (1 – B/A' < 1 – B/A), als diejenigen Materialien, die als Anschluss mit einer geringen Anzahl von Anschlussstiften verwendet werden. Dies ist insbesondere in der 2 gezeigt. Darüber hinaus sollte ein solches Legierungsmaterial eine hohe Festigkeit (Formänderungsfestigkeit) aufweisen, so dass es bei dessen Verwendung als verkleinerter Federabschnitt eine wesentliche Kontaktkraft ausüben kann.

Wie es aus dem Vorstehenden ersichtlich ist, sind aufgrund der Verkleinerung von Anschlüssen Kupferlegierungsmaterialien erforderlich, die eine bessere Biegeformbarkeit, Spannungsrelaxationsbeständigkeit und Festigkeit (Formänderungsfestigkeit) als vorhandene Kupferlegierungen aufweisen. Insbesondere bezüglich der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften führt die höhere Leistung von Motoren zu einer höheren Temperatur in einem Motorraum. Dies führt zu einem starken Bedarf für die Entwicklung von Kupferlegierungen, deren Spannungsrelaxationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen von mehr als 150°C gut ist.

Um dem vorstehend genannten Bedarf zu genügen, wurden Versuche bezüglich des Verarbeitungsschritts von Anschlüssen/Verbindungselementen unter Verwendung von Kombinationen von Weichkupfer/Kupferlegierungen mit guter elektrischer Leitfähigkeit und Formbarkeit oder Verarbeitbarkeit und von Edelstahlmaterialien mit guter Formänderungsfestigkeit und Formbarkeit zusammen mit einer guten Spannungsrelaxationsbeständigkeit durchgeführt. Dies führt zu dem Problem, dass die Verarbeitungsschritte kompliziert sind und eine schlechte Wirtschaftlichkeit aufweisen. Andererseits weisen bisher verwendete Kupferlegierungen jeweils die folgenden Probleme auf. Die Leitfähigkeit und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit sind für Bronze und Phosphorbronze schlecht, die Spannungsrelaxationsbeständigkeit ist für Cu-Sn-Fe-P-Kupferlegierungen schlecht und die Formänderungsfestigkeit ist für Cu-Ni-Sn-P-Legierungen schlecht. Dies gilt für Cu-Ni-Si-Legierungen, wobei z.B. Cu-2Ni-0,5Si-1Zn-0,5Sn (-Ca-Pb)-Legierungen eine schlechte Formbarkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit aufweisen und Cu-3Ni-0,65Si-0,15Mg-Legierungen eine schlechte Formbarkeit aufweisen.

Es ist demgemäß eine Aufgabe der Erfindung, ein Legierungsmaterial bereitzustellen, das die Probleme der Legierungen des Standes der Technik löst.

Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, ein Legierungsmaterial bereitzustellen, das eine gute Formänderungsfestigkeit, elektrische Leitfähigkeit und gute Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften zusammen mit einer guten Formbarkeit aufweist, die ausreichend ist, ein 180°-Biegen bei einem Radius von 0 sicherzustellen, und das folglich zur Verwendung für elektronische Teile, wie z.B. Anschlüsse/Verbindungselemente, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und dergleichen geeignet ist.

Wir haben intensive Untersuchungen bezüglich Cu-Ni-Si-Legierungen durchgeführt, um die Probleme des Standes der Technik zu lösen, und als Ergebnis gefunden, dass die vorstehend genannten Aufgaben durch geeignetes Einstellen der Mengen von Ni, Si und Mg in Cu gegebenenfalls zusammen mit den Mengen von Zn und Sn, und auch durch geeignetes Einstellen der durchschnittlichen Korngröße eines Blechprodukts und auch der Größe einer intermetallischen Verbindungsausscheidung von Ni und Si gelöst werden können.

Insbesondere stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Kupferlegierungsblechs bereit, angepasst zur Verwendung als bzw. für elektronische Teile, wobei die Kupferlegierung Ni, Si, Mg umfasst, wobei der Rest Cu und unvermeidliche Verunreinigungen ist, wobei dieses Verfahren mindestens einen Zyklus einer thermischen Behandlung, einem Kaltwalzschritt folgend, umfasst, wobei die thermische Behandlung unter Bedingungen einer Temperatur von 700 bis 850°C durchgeführt wird.

Erfindungsgemäß umfasst das Kupferlegierungsblech 0,4 bis 2,5 Gew.-% Ni, 0,05 bis 0,6 Gew.-% Si und 0,001 bis 0,05 Gew.-% Mg, und die thermische Behandlung wird derart durchgeführt, um eine durchschnittliche Korngröße in dem Blech in dem Bereich von 3 bis 20 &mgr;m und eine Größe einer intermetallischen Verbindungsausscheidung von Ni und Si in dem Bereich von 0,3 &mgr;m oder weniger zu erhalten, und das Kupferlegierungsblech umfasst gegebenenfalls weiter 0,01 bis 5 Gew.-% Zn, 0,01 bis 0,3 Gew.-% Sn, 0,01 bis 0,1 Gew.-% Mn, 0,001 bis 0,1 Gew.-% Cr und/oder mindestens eines von Be, Al, Ca, Ti, V, Fe, Co, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Pb, Hf, Ta und B in einer Gesamtmenge von bis zu 1 Gew.-%.

Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Kupferlegierungsblech, das mit dem vorstehend beschriebenen Verfahren erhältlich ist.

Das Kupferlegierungsblech kann ferner 0,01 bis 5 Gew.-% Zn und/oder 0,01 bis 0,3 Gew.-% Sn umfassen. Wenn Sn vorliegt, ist es bevorzugt, dass die folgende Gleichung erfüllt ist, wenn der Gehalt in Gew.-% von Mg durch [Mg] dargestellt wird und der Gehalt in Gew.-% von Sn durch [Sn] dargestellt wird: 0,03 ≤ 6[Mg] + [Sn] ≤ 0,3

Ferner kann die Kupferlegierung darüber hinaus 0,01 bis 0,1 Gew.-% Mn und/oder 0,001 bis 0,1 % Cr umfassen. Ferner kann in der Legierung mindestens eines von Be, Al, Ca, Ti, V, Fe, Co, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Pb, Hf, Ta und B in einer Gesamtmenge von 1 Gew.-% oder weniger enthalten sein.

Wenn die Röntgenbeugungsintensität der {200}-Ebene in der Oberfläche des Blechs als I{200} herangezogen wird, die Röntgenbeugungsintensität der {311}-Ebene als I{311} herangezogen wird und die Röntgenbeugungsintensität der {220}-Ebene als I{220} herangezogen wird, sollte vorzugsweise die folgende Gleichung erfüllt sein: [I{200} + I{311}]/I{220} ≥ 0,5

Darüber hinaus ist es bevorzugt, dass die Formänderungsfestigkeit 530 N/mm² oder mehr beträgt.

1 ist eine schematische Ansicht, die das Einkerben veranschaulicht;

2 ist eine Ansicht, die den Grund dafür veranschaulicht, warum ein Kupferlegierungsmaterial mit einer guten Spannungsrelaxationsbeständigkeit für einen Anschluss mit einer großen Anzahl von Anschlussstiften erforderlich ist;

3 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Gehalt an Mg und der Spannungsrelaxationsbeständigkeit (Restspannung) und der Biegeformbarkeit zeigt;

4 ist ein Graph, der die Variation der Formänderungsfestigkeit und der Biegeformbarkeit bezüglich der durchschnittlichen Korngröße zeigt; und

5 ist ein Graph, der die Variation der Spannungsrelaxationsbeständigkeit (Restspannung) und der Biegeformbarkeit bezüglich des Sn-Gehalts zeigt.

Die Komponenten des erfindungsgemäßen Kupferlegierungsblechs und deren Mengen sind nachstehend beschrieben.

Diese Komponenten haben einen Effekt dahingehend, dass sie eine intermetallische Verbindung von Ni und Si in einem koexistierenden Zustand bilden können und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit und die Formänderungsfestigkeit ohne beträchtliche Verminderung der elektrischen Leitfähigkeit verbessern können. Wenn Ni < 0,4 Gew.-% und Si < 0,05 Gew.-% betragen, wird der vorstehend genannte Effekt nicht erwartet. Wenn im Gegensatz dazu Ni > 2,5 Gew.-% und Si > 0,6 Gew.-% betragen, vermindert sich die Biegeformbarkeit beträchtlich. Demgemäß liegt der Ni-Gehalt im Bereich von 0,4 bis 2,5 Gew.-% und der Si-Gehalt im Bereich von 0,05 bis 0,6 Gew.-%. Wenn die Formänderungsfestigkeit und die Biegeformbarkeit berücksichtigt werden, ist es bevorzugt, dass der Ni-Gehalt im Bereich von 1,5 bis weniger als 2,0 Gew.-% und der Si-Gehalt im Bereich von 0,3 bis 0,5 Gew.-% liegt.

Es sollte beachtet werden, dass von den intermetallischen Verbindungsausscheidungen von Ni und Si diejenigen Ausscheidungen, die zur Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften und der Formänderungsfestigkeit beitragen, solche sind, die eine Größe von 0,3 &mgr;m oder weniger aufweisen. Wenn Ausscheidungen gebildet werden, deren Größe 0,3 &mgr;m übersteigt, wird die Menge an Ausscheidungen kleiner, die zur Verbesserung dieser Eigenschaften beitragen. Darüber hinaus besteht eine Tendenz dahingehend, dass Ausscheidungen mit einer Größe von mehr als 0,3 &mgr;m bei Biegeformvorgängen Risse verursachen, was zur Verschlechterung der Biegeformbarkeit führt. Demgemäß sollte die Ausscheidungsgröße der intermetallischen Verbindung von Ni und Si vorzugsweise 0,3 &mgr;m oder weniger betragen. In diesem Zusammenhang werden solche Ausscheidungen dann, wenn die Größe der intermetallischen Verbindungsausscheidung innerhalb eines Bereich von 0,3 &mgr;m oder weniger zunimmt, beim Biegen gegen eine Gleitverformung beständig, und folglich neigt die Gleitverformung dazu, inhomogen zu sein, wodurch die Oberfläche faltig wird. Diesbezüglich liegt die Ausscheidungsgröße mehr bevorzugt im Bereich von 0,2 &mgr;m oder weniger.

Mg liegt in einer Kupfermatrix in Form einer festen Lösung vor und kann die Formänderungsfestigkeit und die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften nur in kleinen Mengen verbessern, ohne eine beträchtliche Verminderung der elektrischen Leitfähigkeit zu bewirken, wenn es mit der intermetallischen Verbindung von Ni und Si koexistiert. Mit zunehmender Menge nimmt jedoch die Kaltverfestigung zum Zeitpunkt des Biegens zu. Dies führt zur Erzeugung von Rissen an einem gebogenen Abschnitt. Folglich ist es erforderlich, den Gehalt so festzulegen, dass sowohl die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften als auch die Biegeformbarkeit bereitgestellt werden. Wenn Mg < 0,001 Gew.-% beträgt, kann kein Effekt der Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften erwartet werden. Wenn im Gegensatz dazu Mg > 0,05 Gew.-% beträgt, vermindert sich die Biegeformbarkeit beträchtlich, wodurch ein 180°-Biegen mit einem Radius von 0 unmöglich wird. Somit liegt der Mg-Gehalt im Bereich von 0,001 bis 0,05 Gew.-%, vorzugsweise im Bereich von 0,005 bis 0,02 Gew.-%.

Die 3 zeigt die Variation des Mg-Gehalts in einer Cu-1,8%Ni-0,4%Si-Zusammensetzung bezüglich der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften (Restspannung nach dem Halten bei 160°C für 1000 Stunden und die Biegeformbarkeit). Das Verfahren zur Herstellung von Proben, die Messung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften bzw. das Biegetestverfahren, die hier verwendet werden, sind mit denjenigen identisch, die in den Beispielen beschrieben sind. Durch die Untersuchung eines gebogenen Abschnitts nach dem Biegetest wird eine Probe, die keine Risserzeugung aufweist, in dem Graph als • angegeben, und eine Probe, die Risse aufweise, wird in dem Graph als × angegeben. Wie es insbesondere in der 3 gezeigt ist, wird d e Restspannung bei der Zugabe von Mg nur in sehr kleinen Mengen stark verbessert und übersteigt 70 %, wenn der Gehalt bei 0,005 % liegt. Wenn der Mg-Gehalt 0,02 % übersteigt, nimmt die Restspannung geringfügig zu. Risse treten auf, wenn der Gehalt über 0,05 % liegt.

Es gibt viele bekannte Dokumente, welche die Beziehung zwischen der Biegeformbarkeit und dem Korn betreffen. Die meisten davon sind bezüglich der Messung einer Korngröße oder dahingehend, ob eine Messung nach einer Rekristallisation durchgeführt wird oder nicht oder ob eine Messung in dem Zustand eines Endprodukts (z.B. eines Blechs oder Streifens in einem Zustand, der nach dem Ende der Walzbehandlung und der thermischen Behandlung als Anschluss oder Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger dienen kann) durchgeführt wird oder nicht, unklar. Bei der Ausführung der Erfindung wurde eine geeignete Korngröße auf der Basis der Erkenntnis festgelegt, dass die Biegeformbarkeit durch Einstellen eines Korngrößenwerts, der durch eine Messung entlang einer Achse vertikal zur Oberfläche eines fertiggestellten Kupferlegierungsblechs erhalten wird, zweckmäßig eingestellt werden kann. Wenn die Korngröße weniger als 3 &mgr;m beträgt, wird eine gute Biegeformbarkeit nicht erhalten. Wenn die Korngröße 20 &mgr;m übersteigt, werden Falten auf der Obefläche so groß, dass eine Rissbildung wahrscheinlich ist. Folglich liegt die durchschnittliche Korngröße im Allgemeinen im Bereich von 3 bis 20 &mgr;m, vorzugsweise von 5 bis 15 &mgr;m. Es sollte beachtet werden, dass dann, wenn eine Korngöße nach der Rekristallisation über dem vorstehend definierten Bereich liegt, die Erzeugung von Rissen gemäß eines nachfolgenden Bearbeitungsschritts, bei dem die Korngröße in dem Endprodukt so eingestellt wird, dass sie im Bereich von 3 bis 20 &mgr;m liegt, unterdrückt werden kann. Im Gegensatz dazu können dann, wenn die Korngröße nach der Rekristallisation innerhalb eines geeigneten Bereichs (3 bis 20 &mgr;m) liegt, Risse auftreten, wenn eine Bearbeitungsrate in einem nachfolgenden Schritt so groß ist, dass die Korngröße in einem Endprodukt kleiner als 3 &mgr;m ist.

Das erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech zeigt eine gute Wärmebeständigkeit und unterliegt beim Erwärmen auf maximal etwa 350°C, wie es beim Einbau von Anschlüssen und Verbindungselementen oder in einem Montageschritt von Halbleitern auftritt, keinerlei Strukturänderung. Folglich wird davon ausgegangen, dass die durchschnittliche Korngröße, Ausscheidungsgröße, kristallographische Orientierung, Formänderungsfestigkeit und dergleichen in einem Zustand vor der Bearbeitung des Blechs gehalten werden.

Die 4 zeigt die durchschnittliche Korngröße, die Formänderungsfestigkeit und die Biegeformbarkeit bezüglich der Variation der Korngröße einer Legierung mit der Zusammensetzung Cu-1,8%Ni-0,4%Si-0,01%Mg. Proben dafür werden in der gleichen Weise wie in den Beispielen hergestellt (mit der Maßgabe, dass die thermische Behandlung nach dem Kaltwalzen bei Temperatur- und Zeitbedingungen innerhalb von Bereichen von 675 bis 875°C und von 20 s bis 10 min geändert wurde, und dass die Ausscheidungsbehandlung nach 30 % Kaltwalzen bei Temperatur- und Zeitbedingungen innerhalb eines Bereichs von 450 bis 500°C und 2 Stunden geändert wurde). Die Verfahren zur Messung der Korngröße und der Formänderungsfestigkeit und ein Biegetestverfahren wurden jeweils in der gleichen Weise wie in den nachstehenden Beispielen durchgeführt. Der Biegeabschnitt nach dem Biegetest wurde untersucht und eine Probe, die keiner Risserzeugung unterliegt, wird in dem Graph als • angegeben, und eine Probe, die einer Risserzeugung unterliegt, wird in dem Graph als × angegeben. Wie es in der 4 gezeigt ist, liegt eine Korngröße, die eine Formänderungsfestigkeit von 530 N/mm² und eine gute Biegeformbarkeit sicherstellt, im Bereich von 3 bis 20 &mgr;m. Es wird davon ausgegangen, dass bei Proben, die eine Korngröße von weniger als 3 &mgr;m aufweisen, die Lösungsbehandlungstemperatur nach dem Kaltwalzen niedrig ist oder die Lösungsbehandlungszeit kurz ist, so dass die Duktilität von Körnern nicht in zufrieden stellender Weise wiederhergestellt wird, so dass eine Verschlechterung der Biegeformbarkeit verursacht wird. Bei Proben, deren Korngröße 20 &mgr;m übersteigt, ist die Korngröße so groß, dass es wahrscheinlich ist, dass an Korngrenzen zum Zeitpunkt des Biegens eine Spannungskonzentration stattfindet. Schließlich werden die Oberflächenfalten groß, was zu intergranulären Rissen führt.

Im Allgemeinen verbessert die feste Lösung von Sn in einer Cu-Matrix die Festigkeit. Bei der Ausführung der Erfindung soll ein Effekt einer signifikanten Verbesserung von Spannungsrelaxationseigenschaften durch eine Koexistenz von Sn mit der intermetallischen Verbindung von Ni und Si und auch mit Mg in kleinen Mengen erzeugt werden, und zwar anstelle der Erzeugung des die Festigkeit verbessernden Effekts. Wenn Sn einer Cu-Ni-Si-Legierung der Erfindung zugesetzt wird, werden die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften verbessert. Wenn jedoch Sn < 0,01 Gew.-% beträgt, ist der Verbesserungseffekt nicht zufrieden stellend. Die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften werden verbessert, bevor der Sn-Gehalt ein bestimmtes Niveau erreicht, jedoch verbessert ein höherer Sn-Gehalt die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften bei einer Verminderung der Biegeformbarkeit nicht weiter. Wenn Sn > 0,3 Gew.-% beträgt, vermindert sich die Biegeformbarkeit beträchtlich, wobei das 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unmöglich wird. Demgemäß liegt der Sn-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,3 Gew.-%, vorzugsweise bei 0,05 bis 0,2 Gew.-%.

Bezüglich des Mg-Gehalts ist es bevorzugt, dass 0,03 ≤ 6[Mg] + [Sn] ≤ 0,3. Insbesondere werden dann, wenn ein Wert von 6[Mg] + [Sn] weniger als 0,03 Gew.-% beträgt, zufrieden stellende Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften nicht erhalten. Wenn der Wert 0,3 Gew.-% übersteigt, verschlechtert sich die Biegeformbarkeit.

Die 5 zeigt die Variation der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften und der Biegeformbarkeit bezüglich des Sn-Gehalts, wenn Sn in einer Legierung enthalten ist, welche die Zusammensetzung Cu-1,8%Ni-0,4%Si-0,01%Mg aufweist. Das Verfahren zur Herstellung von Proben, das Verfahren zur Messung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften und ein Biegetestverfahren sind jeweils diejenigen, die in den Beispielen veranschaulicht sind. Gebogene Abschnitte nach dem Biegetest wurden untersucht und Proben, bei denen keine Risse auftreten, werden in der Figur als • angegeben, und Proben, bei denen Risse auftreten, werden in der Figur als × angegeben. Bei einem Vergleich mit Mg ist der Effekt der Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften geringer. Wie es jedoch in der 5 gezeigt ist, wird die Restspannung abrupt verbessert und erreicht einen Wert von mehr als 80 %, wenn der Gehalt bei 0,1 % liegt. Die Verbesserung der Restspannung ist auf einem Niveau von 0,1 im Wesentlichen gesättigt. Über 0,3 % unterliegt die Legierung einer Rissbildung.

Zn wirkt dahingehend, dass es die thermische Beständigkeit einer gelöteten Schicht bezüglich eines Ablösens und einer Migrationsbeständigkeit verbessert. Wenn Zn ≤ 0,1 Gew.-% beträgt, entwickelt sich ein solcher Verbesserungseffekt nicht in zufrieden stellender Weise. Wenn andererseits Zn > 5 Gew.-% beträgt, vermindert sich die Lötbarkeit. Demgemäß liegt der Zn-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 5 Gew.-%, vorzugsweise von 0,3 bis 1,5 Gew.-%.

Mn bzw. Cr dienen zur weiteren Verbesserung der Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften, wenn diese mit der intermetallischen Ni-Si-Verbindung koexistieren. Die Verbesserung ist nicht merklich, wenn der Mn-Gehalt im Bereich von 0,01 Gew.-% oder darunter liegt und der Cr-Gehalt im Bereich von 0,001 Gew.-% oder darunter liegt. Wenn der Gehalt von jedem davon 0,1 Gew.-% übersteigt, ist der Verbesserungseffekt gesättigt, wobei die Biegeformbarkeit vermindert wird.

Be, Al, Ca, Mn, Ti, V, Cr, Fe, Co, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Pb, Hf, Ta und B und dergleichen wirken einzeln dahingehend, dass sie die Formänderungsfestigkeit bei einer Koexistenz mit der intermetallischen Ni-Si-Verbindung weiter verbessern. Wenn die Gesamtmenge dieser Elemente 1 Gew.-% übersteigt, vermindert sich nicht nur die elektrische Leitfähigkeit, sondern auch die Biegeformbarkeit. Demgemäß liegt die Gesamtmenge dieser Elemente im Bereich von 1 Gew.-% oder weniger.

Die Kupferlegierung gemäß der Erfindung weist zunehmende Vorzugsverhältnisse von {200}- und {311}-Ebenen oder in der Blechoberfläche mit einer Zunahme der Korngröße nach der Rekristallisation auf. Beim Walzen nimmt das Vorzugsverhältnis der {200}-Ebene des Blechs zu. Bei der Ausführung der Erfindung werden geeignete Vorzugsverhältnisse, wie sie insbesondere vorstehend gezeigt worden sind, auf der Basis unserer Ansicht festgelegt, dass diese Ebenen einen starken Zusammenhang mit der Biegeformbarkeit aufweisen, und die Biegeformbarkeit durch Einstellen der Vorzugsverhältnisse dieser Ebenen in der Blechoberfläche eingestellt werden kann.

Das erfindungsgemäße Kupferlegierungsblech kann gemäß dem folgenden Herstellungsverfahren hergestellt werden. Bei dem Herstellungsverfahren können die Vorzugsverhältnisse nach Wunsch durch Einstellen z.B. der Bedingungen der thermischen Behandlung (einschließlich der Temperatur und der Zeit des Erwärmens) und eines anschließenden Kaltwalzschritts (z.B. ein Bearbeitungsverhältnis) eingestellt werden. Die Vorzugsverhältnisse ändern sich abhängig von der Ausscheidungsbehandlung oder dem Entspannungsanlassen nicht merklich.

Wenn die Formänderungsfestigkeit weniger als 530 N/mm² beträgt, kann eine hohe Kontaktkraft an einem Federabschnitt eines verkleinerten Anschlusses nicht erhalten werden.

Nachstehend wird das Verfahren zur Herstellung der Kupferlegierung der Erfindung beschrieben.

Die Kupferlegierung wird geschmolzen und gegossen, worauf sie gegebenenfalls einer Homogenisierungswärmebehandlung und einem Warmwalzen unterzogen wird, gefolgt von einem Kaltwalzen, einer Wärmebehandlung und einem Abschrecken (die gegebenenfalls wiederholt werden können). Darüber hinaus kann die Kupferlegierung weiter kaltgewalzt und dann einer Ausscheidungsbehandlung unterzogen werden, worauf gegebenenfalls ein Kaltwalzen oder ein Entspannungsanlassen durchgeführt wird, um eine vorgesehene Kupferlegierung zu erhalten.

Bei der Ausführung der Erfindung ist es essentiell, mindestens einen Zyklus einer thermischen Behandlung (Lösungsbehandlung) unter Bedingungen einer Temperatur von 700 bis 850°C und einer Zeit von weniger als 5 min insbesondere für die thermische Behandlung nach dem Kaltwalzschritt durchzuführen. Wenn die Temperatur der thermischen Behandlung unter 700°C liegt, wird die rekristallisierte Korngröße so gering, dass Schwierigkeiten dahingehend auftreten, eine gute Biegeformbarkeit zu erhalten, und gleichzeitig eine nicht zufrieden stellende Bildung einer festen Lösung von Ni-Si auftritt. Wenn im Gegensatz dazu die Temperatur 850°C übersteigt, wird die rekristallisierte Korngröße zu groß, was zur Bildung von großen Falten beim Biegeformen führt. Wenn eine anschließende Kaltwalzrate höher ist, wird die Korngröße, die in der vorliegenden Erfindung definiert ist, gering. Dies bringt jedoch ein zunehmendes Vorzugsverhältnis der {220}-Ebene mit sich, was es schwierig macht, eine gute Biegeformbarkeit sicherzustellen. Darüber hinaus weist eine thermische Behandlung von mehr als 5 min nicht nur eine schlechte Wirtschaftlichkeit auf, sondern führt in nicht bevorzugter Weise auch zu einer großen rekristallisierten Korngröße, was zu großen Falten führt, die während des Verlaufs des Biegeformens auftreten. In diesem Fall wird dann, wenn die anschließende Kaltwalzrate hoch ist, die in der Erfindung definierte Korngröße ebenfalls klein. Das Vorzugsverhältnis der {220}-Ebene nimmt jedoch zu, was es schwierig macht, eine gute Biegeformbarkeit sicherzustellen.

Wenn die thermische Behandlung 5 min oder länger fortgesetzt wird, können die intermetallischen Verbindungsausscheidungen von Ni und Si gröber gemacht werden oder Verunreinigungselemente (S, Pb, As, Bi, Se und dergleichen) mit niedrigen Schmelzpunkten können an den Korngrenzen konzentriert werden, was zu einer Verminderung der Biegeformbarkeit führt.

Es sollte beachtet werden, dass dann, wenn die Temperatur der thermischen Behandlung nach dem Kaltwalzen niedriger ist, oder wenn die Ausscheidungsbehandlungstemperatur höher ist, die Größe der intermetallischen Verbindungsausscheidung von Ni und Si größer wird. Der kristallographische Orientierungsindex wird bei einer niedrigeren Temperatur der thermischen Behandlung oder bei einem größeren Gesamtwert der anschließenden Kalzwalzraten kleiner.

Die Erfindung wird mittels Beispielen genauer beschrieben. Vergleichsbeispiele sind ebenfalls beschrieben.

Kupferlegierungen mit Zusammensetzungen, wie sie in den Tabellen 1 bzw. 2 angegeben sind, wurden in Luft in einem Kryptol-Schmelzofen unter den Bedingungen einer Bedeckung mit Holzkohle geschmolzen und jeweils in eine aufklappbare Form gegossen, um einen Block mit einer Größe von 50 mm × 80 mm × 200 mm zu erhalten. Der Block wurde auf 930°C erhitzt und zu einer Dicke von 15 mm warmgewalzt, worauf sofort in Wasser abgeschreckt wurde. Zur Beseitigung von Oxidabscheidungen von den Oberflächen des warmgewalzten Materials wurden die Oberflächen mit einer Schleifvorrichtung abgeschliffen. Das Material wurde kaltgewalzt, worauf 20 s eine thermische Behandlung bei 750°C, ein Kaltwalzen zu einem Grad von 30 % und eine Ausscheidungsbehandlung für 2 Stunden bei 480°C durchgeführt wurden, um 0,25 mm dicke Probenmaterialien zu erhalten (Nr. 1 bis 43). Die Proben wurden zum Testen bereitgestellt. Um ferner Kupferlegierungen mit verschiedenen Korngrößen, verschiedenen Größen der intermetallischen Verbindungsausscheidungen und verschiedenen Orientierungsindizes zu erhalten, wurde die Kupferlegierung von Nr. 19 einem Kaltwalzen unterzogen, worauf die Kupferlegierung unter verschiedenen Bedingungen innerhalb eines Bereichs von 675 bis 875°C × 20 s bis 10 min thermisch behandelt wurde, gefolgt von einem Kaltwalzen bis zu einem Grad von 30 %, einer Ausscheidungsbehandlung unter verschiedenen Bedingungen innerhalb eines Bereichs von 450 bis 500°C × 2 Stunden, wobei ferner ein Teil der Legierung einem Kaltwalzen und einem Entspannungsanlassen unterzogen wurde, um 0,25 mm dicke Materialien (Nr. 19-1 bis 19-8) zum Testen zu erhalten.

• * Die unterstrichenen Werte geben einen Gehalt außerhalb des Schutzbereichs der Erfindung an.

Die Testmaterialien wurden jeweils gemäß den folgenden Verfahren bezüglich der Zugfestigkeit, der Formänderungsfestigkeit, der elektrischen Leitfähigkeit, dem 180°-Biegen bei einem Radius von 0, der Korngröße, der Ausscheidungsgröße, der kristallographischen Orientierung und der thermischen Beständigkeit einer gelöteten Schicht bezüglich eines Ablösens geprüft. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 3 bis 6 gezeigt.

Zugfestigkeit, Formänderungsfestigkeit: Bestimmt gemäß einem Verfahren, das in JIS Z 2241 beschrieben ist. Es sollte beachtet werden, dass die verwendete Formänderungsfestigkeit eine Formänderungsfestigkeit bei einer bleibenden Dehnung von 0,2 % war, die mittels eines Verschiebungsverfahrens bestimmt worden ist. Die jeweiligen Proben wurden mit einer Testzahl von n = 2 getestet und die Durchschnittswerte davon wurden verwendet. Ein Prüfkörper war der Prüfkörper Nr. 5, der in JIS Z 2201 beschrieben ist, und die Richtung des Ziehens jedes Prüfkörpers wurde parallel zur Walzrichtung festgelegt.

Elektrische Leitfähigkeit: Bestimmt mit einem Verfahren, das in JIS H 0505 beschrieben ist. Die Messung des elektrischen Widerstands wurde unter Verwendung einer Doppelbrücke durchgeführt.

180°-Biegen bei einem Radius von 0: Bestimmt mit einem Verfahren, das in JIS Z 2248 beschrieben ist. Die Prüfkörperbreite wurde auf 10 mm festgelegt und der Prüfkörper wurde bei einer Belastung von 1 Tonne um 180° gebogen. Eine Probenahmerichtung eines Prüfkörpers war G.W. (gut, wobei die Biegeachse vertikal zur Walzrichtung liegt) und B.W. (schlecht, wobei die Biegeachse parallel zur Walzrichtung liegt). Nach dem Test wurde die Biegelinie jeder Probe durch ein Stereomikroskop mit einer 40-fachen Vergrößerung untersucht, worauf die Proben selektiv in gute (ohne Rissbildung und ohne große Falten), in Proben, bei denen große Falten vorliegen, und in Proben eingeteilt wurden, bei denen eine Rissbildung vorlag. Die jeweiligen Proben wurden jeweils bei n = 5 einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen. Wenn eine der fünf Testproben große Falten oder eine Rissbildung aufwies, wurde eine solche Probengruppe als faltig oder rissig beurteilt. Es sollte beachtet werden, dass eine Probe, bei der es unwahrscheinlich war, dass deren Falten und Risse bei einer Untersuchung der Biegelinie durch das Stereomikroskop voneinander unterschieden werden können, entlang eines Schnitts vertikal zur Biegelinie geschnitten wurde, und die Schnittebene poliert und durch ein optisches Mikroskop (mit 50- bis 100-fachen Vergrößerung) untersucht wurde, wodurch die Gegenwart oder Abwesenheit von Rissen beurteilt wurde.

Durchschnittliche Korngröße: Gemessen entlang einer Achse vertikal zur Blechoberfläche gemäß einem Schneidverfahren, das in JIS H 0501 beschrieben ist. Die Messungen wurden mit Probenmaterialien (mit einer Dicke von 0,25 mm) durchgeführt, die nach dem Ende eines Herstellungsverfahrens erhalten worden sind, und nicht nach dem Ende der Rekristallisation, wie dies gewöhnlich für diesen Zweck durchgeführt wird. Die Proben wurden von fünf Abschnitten eines Blechs an dessen zentralem Abschnitt entlang dessen Breite entnommen, und jede Probe wurde an fünf Abschnitten davon gemessen. Folglich wurde ein Durchschnittswert von 25 Messungen als durchschnittliche Korngröße der Probe bereitgestellt. In der Kupferlegierung der Erfindung variieren die Werte der Korngröße an den gemessenen Stellen nicht so stark und es wurden im Wesentlichen die gleichen Messwerte erhalten.

Größe der intermetallischen Verbindungsausscheidung von Ni-Si: Eine Probe wurde von zwei Sichtfeldern durch ein Transmissionselektronenmikroskop bei einer 60000-fachen Vergrößerung untersucht und die durchschnittliche Korngröße der größten Verbindungsausscheidung zur fünftgrößten Verbindungsausscheidung wurde zur Verwendung als Verbindungsausscheidungsgröße festgelegt.

Kristallorientierung: Nach dem Ende der Herstellungsschritte wurden Röntgenstrahlen auf eine Oberfläche einer Testprobe (mit einer Dicke von 0,25 mm) eingestrahlt, um die Intensitäten von einzelnen Beugungsebenen zu messen. Von den Intensitäten wurden die Verhältnisse der Beugungsintensitäten bei {200}, {311} und {220}, die einen starken Zusammenhang mit der Biegeformbarkeit aufwiesen, miteinander verglichen, und der Wert von [I{200} + I{311}]/I{220} wurde berechnet. Es sollte beachtet werden, dass die Röntgenbestrahlungsbedingungen derart waren, dass die Art der Röntgenstrahlung Cu K-&agr;1, die Röhrenspannung 40 kV und der Röhrenstrom 200 mA betrugen und die Messung durchgeführt wurde, während eine Probe auf ihrer eigenen Achse gedreht wurde.

Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften: Geprüft mittels einer Auslegerblocktechnik, die in EMAS-3003 beschrieben ist, wobei die anfängliche Spannung auf 80 % der Formänderungsfestigkeit eingestellt wurde, bei der die Restspannung nach dem Halten bei 160°C für 1000 Stunden gemessen wurde. Der Test wurde bei n = 5 für einzelne Proben durchgeführt und ein Durchschnittswert wurde als Restspannung einer Probe bereitgestellt.

Thermische Beständigkeit einer gelöteten Schicht bezüglich eines Ablösens: Nach dem Aufbringen eines schwach aktiven Flussmittels wurde ein Material in ein 6Sn/4Pb-Lötbad bei 245°C 5 s eingetaucht und gelötet und 1000 Stunden in einem Thermostatenofen bei 150°C gehalten, worauf die Beständigkeit geprüft wurde. Das Prüfverfahren war derart, dass das Material bei 180° entlang eines Kreises mit einem Radius von 1 mm gebogen und zu einem flachen Blech zurückgeführt wurde, um die Gegenwart oder Abwesenheit einer Lötmittelablösung zu untersuchen. Die Probennahme wurde nach 250 Stunden, 500 Stunden, 750 Stunden und 1000 Stunden Halten im Ofen durchgeführt. Die Beständigkeit wurde als maximale Zeit vor dem Ablösen angegeben.

• * Die unterstrichenen Werte zeigen einen Abschnitt an, bei dem die Eigenschaften schlecht sind.

• * Die unterstrichenen Werte zeigen einen Abschnitt an, bei dem die Eigenschaften schlecht sind.

Die Ergebnisse dieser Tabellen zeigen, dass die Legierungen Nr. 1 bis 28 und 19-1 bis 19-4 der Erfindung gute charakteristische Eigenschaften zeigen. Es sollte jedoch beachtet werden, dass die Legierung Nr. 4 einen relativ hohen Wert von Ni/Si, die Legierung Nr. 17 einen hohen Wert von 6[Mg] + [Sn], die Legierung Nr. 19-1 eine relativ geringe Korngröße, die Legierung Nr. 19-2 eine relativ große Korngröße, die Legierung Nr. 19-3 relativ große Verbindungsausscheidungen und die Legierung Nr. 19-4 einen relativ niedrigen kristallographischen Orientierungsindex aufweist. Demgemäß weisen diese Legierungen große Falten auf, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen werden. Alle Legierungen weisen jedoch keine Rissbildung auf und können folglich für elektronische Teile verwendet werden, ohne dass sie irgendein wesentliches Problem aufweisen. Die Legierung Nr. 13 weist einen relativ niedrigen Wert von 6[Mg] + [Sn] auf, so dass die Spannungsrelaxationsbeständigkeit geringfügig niedriger ist als bei den Legierungen, denen sowohl Mg als auch Sn zugesetzt worden ist. Die Legierung Nr. 19-3 weist relativ große Verbindungsausscheidungen auf, so dass die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften relativ schlecht sind.

Andererseits weisen die Vergleichslegierungen Nr. 29 und 31 einen so niedrigen Gehalt an Ni oder Si auf, dass sowohl die Formänderungsfestigkeit als auch die Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften niedrig bzw. schlecht ist. Die Legierungen Nr. 30 und 32 weisen einen hohen Ni- oder Si-Gehalt auf, so dass dann, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen werden, eine Rissbildung auftritt. Die Legierung Nr. 33 ist frei von Mg und deren Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften sind schlecht. Die Legierungen Nr. 34 bis 43 weisen einen höheren Gehalt aller Komponenten auf, so dass sie einer Rissbildung unterliegen, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen werden, oder die elektrische Leitfähigkeit niedrig ist.

Die Legierung Nr. 19-5 weist eine geringere Korngröße auf, so dass sie einer Rissbildung unterliegt, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen wird. Die Legierung Nr. 19-6 weist eine größere Korngröße auf, so dass sie einer Rissbildung unterliegt, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen wird. Die Legierung Nr. 19-7 weist größere Verbindungsausscheidungen auf, so dass sie einer Rissbildung unterliegt, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen wird, und eine niedrige Spannungsrelaxationsbeständigkeit und eine niedrige Formänderungsfestigkeit aufweist. Die Legierung Nr. 19-8 weist einen niedrigeren kristallographischen Orientierungsindex auf und unterliegt einer Rissbildung, wenn sie einem 180°-Biegen bei einem Radius von 0 unterzogen wird.

Wie es aus dem Vorstehenden deutlich wird, weist die Kupferlegierung der Erfindung eine gute Formänderungsfestigkeit, elektrische Leitfähigkeit, gute Spannungsrelaxationsbeständigkeitseigenschaften und eine gute Formbarkeit auf, die ausreichend ist, um ein 180°-Biegen bei einem Radius von 0 sicherzustellen, und sie ist zur Verwendung als bzw. für Anschlüsse, Verbindungselemente, Schalter, Relais, Anschlusskammstreifen bzw. Systemträger und dergleichen geeignet.