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    本發明是有關於一種銅合金，其由下列所構成(以重量%計)：15.5至36.0% Zn，0.3至3.0% Sn，0.1至1.5% Fe，還可視情況選用0.001至0.4% P，還可視情況選用0.01至0.1% Al，還可視情況選用0.01至0.3% Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、Ti、Mn，還可視情況選用0.05至0.5% Ni，其餘為銅及不可避免的雜質，其中合金微結構的特徵在於：主要結構層具有至少10 Vol.-%銅層，至少10 Vol.-% S/R-層，至少5 Vol.-%黃銅層，至少2 Vol.-%澆鑄層(Gosslage)，至少2 Vol.-% 22RD方塊層，至少0.5 Vol.-%方塊層，且合金基質中含有細微分布的含鐵粒子。
    公开号:TW201307585A
    申请号:TW101114884
    申请日:2012-04-26
    公开日:2013-02-16
    发明作者:Stephan Gross；Hans-Achim Kuhn；Andrea Kaufler
    申请人:Wieland Werke Ag；
    IPC主号:C22C9-00
    专利说明:
    銅合金 發明領域
    依據申請專利範圍第1項的上位概念，本發明是有關於一種銅合金。 發明背景
    包括接點接觸(Anschlusskontakte)在內的電子元件構成了資訊技術的基礎。在各種接點接觸中，最為重要的考量之一係在支出最少的情況下使實施形式達到最理想化。隨著持續而來的價格壓力，在電子產業中對於具有所要特性且物美價廉的替代性材料存在有需求。合金的所要特性為例如高導電性以及高導熱性，以及高應力鬆弛抗性(Spannungsrelaxationsbeständigkeit)與高抗拉強度(Zugfestigkeit)。做為端子(Anschlussklemmen)還有針對其他電子與熱應用，會基於典型銅合金通常有突出的耐腐蝕性(Korrosionswiderstand)、高導電性及高導熱性，還有良好儲存品質和耗損品質而選用典型銅合金。基於良好冷加工特性或熱加工特性，與其良好的成型性質，銅合金也適合。
    自印刷物EP 1 290 234 B1起已知一種銅合金，其已經是一種用於慣常銅合金且價格實惠的替代品，此銅合金具有高導電性、高抗拉強度與高再成型性(Umformfestigkeit)。該合金是由13至15%鋅、0.7至0.9%錫、0.7至0.9%鐵以及餘量為銅所構成。因為鋅目前在市場上的價格相對較低，可以節省材料成本。
    自專利文件US 3,816,109起已知一種銅合金，其具有最多15.0%的鋅含量。鐵含量介於1.0%與2.0%。藉由此組成，可達到相當良好的導電性加上優異的抗拉強度。
    另外，自專利文件US 6,132,528起已知銅-錫-鐵-鋅合金，其具有至35.0%的較高鋅含量。鐵含量係介於1.6%與4.0%。鐵增量的功用在於，於經鑄造後達到晶粒微細化(Kornfeinung)。 發明概要
    本發明之課題在於，針對應力腐蝕抗性以及持續發展更多材料特性發展一種銅合金。特別是製造成帶材(Bandwerkstoff)，該合金在金屬價格同時為低的情況下以青銅CuSn4(C5100)以及CuSn6(C51900)的技術特性作為基礎。此外，製程必須盡可能地簡單。抗拉強度應為數值600 MPa，導電性為至少20% IACS。又，製造成帶材的銅合金應可充分彎曲並可使用作為撓性材。
    本發明是透過申請專利範圍第1項的特徵來呈現。其他申請專利範圍項次是關於有利地提升與增進本發明。
    本發明包括一種銅合金，其由下列所構成(以重量%計)：15.5至36.0% Zn，0.3至3.0% Sn，0.1至1.5% Fe，還可視情況選用0.001至0.4% P，還可視情況選用0.01至0.1% Al，還可視情況選用0.01至0.3% Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、Ti、Mn，還可視情況選用0.05至0.5% Ni，其餘為銅及不可避免的雜質，其中合金微結構的特徵在於：主要結構層具有至少10 Vol.-%銅層，至少10 Vol.-% S/R-層，至少5 Vol.-%黃銅層，至少2 Vol.-%澆鑄層(Gosslage)，至少2 Vol.-% 22RD方塊層，至少0.5 Vol.-%方塊層，且合金基質中含有細微分布的含鐵粒子。
    在本發明之銅合金中，首先就帶材、線材或管狀材而言，具有主要組成銅、鋅、錫及鐵。在合金中，介於15.5與36.0%的鋅含量特別係根據可獲得易於再成型的單相合金來選定。單相基本結構因而是由α相所組成。基本結構亦必須適於達到盡可能其他元素的無雜質析出。就此，已顯示鋅含量不應超出36.0%，因為會在合金中產生非所欲的相性質(Phasenbeschaffenheit)。在較佳態樣中，鋅含量最多不超過32.0%。鋅含量超出所述數值尤其會在內聚力(Zusammenhang)方面產生非所欲的易碎β相。另一方面，大規模的研究結果顯示，具有30.0%鋅的合金變化形式能確保所欲特性。合金的一個重要特性在於其對抗應力鬆弛以及應力腐蝕(Spannungsrisskorrosion)的抗性。另一方面，在本發明解決方案中亦提及經濟方面。現今元素鋅在市場上仍能以充分合理的價格獲得並使用於生產金屬價格合理的合金，該合金的特性至少達到已知合金。那麼，本發明合金具有比習知銅-錫-磷合金還低的金屬價格。對此合金亦應以材料特性為導向。
    從技術觀點來看，在本發明合金中，較高的錫含量對於強度以及對於鬆弛抗性發揮作用。另一方面，錫含量不應超出3.0%，因為傳導性以及由其而來的可撓性會受到負面的影響。原則上，錫含量應盡可能地低，但預期低於0.3%的含量基本上對於合金特性不會再有影響。
    鐵是用於形成析出顆粒，且因此是相較於習知黃銅增進鬆弛特性的原因。可在製程期間控制析出並予以最理想化。特別地，在此合金中，析出是在具有接續著冷卻的熱軋步驟期間發生。首先，透過元素鐵，具有在合金中起作用的回火機制。存在於合金基質中的含鐵粒子建構出次微米區。在合金中可進一步視情況包含的元素可基於過程進行時更為增進合金特性或在製造過程中於熔融態顯示其影響。在帶材中，另一熔融特性為可撓性，其在鋅含量較高的情況下特別獲得改善。分析結果顯示，低鋅含量或高鋅含量在合金中產生大約相同高的殘餘應力。就此，基本上本發明合金相對於習知黃銅在鬆弛抗性上有明顯增進，且僅略低於青銅的習知數值。因此，就鬆弛抗性而言，所述黃銅合金落在慣用鋅銅合金的範疇內。
    在本發明合金中，重量對於微結構尤其重要，該微結構會依據處理步驟而具有特別的主要結構層組合。在製造時，依據不同的軋製步驟而形成結構。軋製再成型一方面包括熱軋步驟組合進一步的冷軋步驟與中間回火(Zwischenglühung)。形成具有所述主要結構層(Haupttexturlage)的本發明合金從而必須在程序上改造為形成細微分布之含鐵粒子與各別分層程度(Abwalzgrad)。只有這樣，才能使預期的特性組合達到最佳化。
    例如就建構撓性元件而言，所欲的材料參數特別有重要性，因為藉此可確保撓性元件的硬度及其彈性。從而，在所形成的結構層與由此所產生的機械非等向性(Anisotropie)之間產生較為緊密的關聯性。一般於高軋製成型(hohe Walzverformung)之後通常視其在兩種不同結構類型間的層錯能而形成立方面心金屬(kubisch flächenzentrierte Metalle)。在具有中等至高層錯能的金屬(例如鋁及銅)中發現所謂的銅軋結構，其是由典型層、所謂黃銅層以及S層與銅層所構成。第二種指向性內聚力類型是所謂合金軋製結構，其由層錯能較低的金屬材料(大部分銅合金所屬的金屬材料)所構成，且基本上是由黃銅層所構成。近來已有銅與銅-鋅-合金的結構分析以及銅與CuZn30的電子顯微分析，CuZn30就微結構及結構形成而言與銅有類似的低再成型程度，僅有中等至高的軋製程度(因為最初組成的雙晶與剪力帶形成)產生典型黃銅軋製結構。之後，在較低軋製程度下，具有較低層錯能的銅合金必須考量到出現混合結構型。
    因此，就本發明合金之帶材而言，特別調整機械特性的有利結構以及非等向性。透過相對低的分層程度，一方面在邊緣例銅層而另一方面在黃銅層形成有如混合結構的結構類型。各自形成的有利特性係與此直接相關。
    有利之處特別在於，本發明合金對抗應力鬆弛的抗性基本上比不含錫與不含鐵的銅-鋅合金更好，且該合金同時具有比銅-錫-磷合金還低的金屬價格。出乎意料的是，本發明Cu-Zn-Sn-Fe材料亦表現與可相比擬的鋅銅合金還要更合宜的軟化性能。強度喪失於再結晶開始時一定會停止減少。
    在本發明的較佳態樣中，可具有0.7%至1.5%的錫含量以及0.5%至0.7%的鐵含量。在所述範圍內，較低的錫含量是尤其有利的，因為可由此進一步增進合金的傳導性與可撓性。所述鐵含量是在合金基質中形成細微含鐵粒子這樣的方式來選定。當然，此等粒子仍具有基本上能增進機械特性的大小。
    有利地，鋅含量可介於21.5%至31.5%。在此範圍內尤其可確保產生所欲單相、由α相組成之合金。合金可容易再成型且仍適用於含鐵粒子的析出分布。鋅含量可有利地介於28.5%至31.5%。
    在本發明的又一個有利實施態樣中，黃銅層與銅層所組成的主要結構層的含量比可小於1。相對於具有相似組成的已知黃銅合金，儘管沒有鐵析出，此商值顯示此合金的特點。當在比較研究時，純CuZn30合金具有超出1.2的商值，在黃銅層相對於銅層之比例低時於帶材中產生所要的機械特性。由此可確保帶材的硬度與彈性。
    較佳地，由黃銅層以及銅層所組成之主要結構層的含量比係介於0.4至0.85。在所述範圍內可產生尤其適當的合金機械特性。
    在本發明的有利態樣中，細微分布的含鐵粒子具有小於1 μm的直徑，密度為在合金基質中至少0.5個粒子/μm2。粒徑及其在合金中分布的組合最後產生了機械特性。
    較佳地，該合金基質具有小於10 μm的平均粒徑。更佳地，平均粒徑最大為5 μm。透過合金基質的粒徑加上細微分布之含鐵粒子大小及其分布的組合，合金特性就其機械彈性、導電性、對抗應力鬆弛之抗性與可彎曲性達到最佳。
    本發明的更多實施例將藉助表1至表4進一步說明。
    在表格中收集：表1為所研究之銅合金的組成(以重量百分比計)；表2為依據表1之合金在最後一次冷軋至最終厚度並於250℃/3小時回火之後的特性；表3為依據表1之合金在最後一次冷軋至最終厚度並於300℃/5分鐘回火之後的特性；表4為表3之合金的主要結構層(以體積百分比計)。 較佳實施例之詳細說明
    個別例及比較例的組成係取自於表1，最終狀態的結果係顯示於表2與表3中。 比較例1(CuZn 23.5、Sn 1.0)：-微粒
    於石墨層上熔融合金成分並且接而經由坦曼法(Tammann-Verfahren)將試驗小塊澆鑄至鋼模中。試驗小塊的組成具有Cu 75.47%、Zn 23.47%、Sn 1.06%(參見表1)。在銑磨至22 mm厚度之後，在700-800℃下將樣品熱軋至12 mm且接而銑磨至10 mm。
    在冷軋至1.8 mm後，在500℃/3小時下使合金回火。在此，取得屈服應力(Dehngrenze)為109 MPa，粒徑為30-35 μm而傳導性為26.5% IACS。在之後冷軋至0.33 mm並於320℃/3小時下回火之後，取得屈服應力為311 MPa，粒徑為2-3 μm而傳導性為27.3% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/5分鐘下回火後，在24%先前的冷成型(Kaltverformung)下，屈服應力達到541 MPa，A10-屈服(A10-Dehnung)為19.3%而傳導性為25.1% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度t的最小彎曲半徑minBR(minBR/t垂直/平行)為0.4/1.2。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的92.3%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的82.1%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到622 MPa，A10-屈服為4.6%，傳導性為24.8% IACS，而minBR/t垂直/平行為1.5/7.5。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的90.2%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的79.8%。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到586 MPa，A10-屈服為9.8%而傳導性為25.3% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為0.4/2.8。 比較例2(CuZn 23.5、Sn 1.0)：-粗粒
    組成對應於比較例1，製造與比較例1相同，除了冷軋至0.33 mm以外。但是，不同於比較例1，第二次回火不是320℃/3小時，而是520℃/3小時。
    在520℃/3小時下回火之後，屈服應力為106 MPa，粒徑為45 μm而傳導性為27.9% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/5分鐘下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到378 MPa，A10-屈服為33.7%而傳導性為26.9% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2.4/1.6。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的94.7%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的93.0%。
    在40%先前冷成型下，屈服應力達到503 MPa，A10-屈服為10.2%，傳導性為26.5% IACS，而minBR/t垂直/平行為3.5/4.0。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的96.1%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的91.2%。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到402 MPa，A10-屈服為29.5%而傳導性為27.3% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2.8/2.8。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的98.7%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的93.5%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到517 MPa，A10-屈服為8.3%，傳導性為26.4% IACS而minBR/t垂直/平行為4.5/6.0。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的96.8%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的91.9%。
    比對比較例1與比較例2顯示，在第二次回火之後，細粒結構的屈服應力相較於粗粒結構的屈服應力高出約200 MPa。之後的冷成型將這個差異降低到至少還有160 MPa(24%成型樣品)以及110 MPa(40%成型樣品)。在最終狀態下，於300℃/5分鐘下回火之後，粗粒製程(503 MPa)(具有40%分層)以及細粒製程(541 MPa)(具有24%分層)可以達到約520 MPa的相當屈服應力。同時在此，細粒製程的A10-屈服較佳地為19.3%，相較於粗粒製程為10.2%。相對於帶厚度的最小彎曲半徑是相似適宜的，細粒製程為0.4/1.2，相對於粗粒製程為3.5/4。僅粗粒結構的應力鬆弛抗性略為適宜，在100℃/1000小時之後殘餘應力為96.1%(細粒：92.3%殘餘應力)，而120℃/1000小時之後殘餘應力為91.2%(細粒：82.1%殘餘應力)。 例3(CuZn 23.5、Sn 1.0、Fe 0.6)：細粒
    於石墨層上熔融合金成分並且接而經由坦曼法將試驗小塊澆鑄至鋼模中。試驗小塊的組成具有Cu 74.95%、Zn 23.40%、Sn 1.06%、Fe 0.59%(參見表1)。在銑磨至22 mm厚度之後，在700-800℃下將樣品熱軋至12 mm且接而銑磨至10 mm。在熱軋之後，結構顯示較小，<1 μm的粒子。該等<1 μm的粒子藉助EDX被鑑定為含Fe。在冷軋至1.8 mm後，在500℃/3小時下使合金回火。在此，取得屈服應力為304 MPa，粒徑為5-15 μm而傳導性為24.2% IACS。在之後冷軋至0.33 mm並於520℃/3小時下回火之後，屈服應力為339 MPa，粒徑為3-4 μm而傳導性為24.3% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/5分鐘下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到623 MPa，A10-屈服為10.5%而傳導性為22.9% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2.4/3.6。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的90.7%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的79.2%。
    在40%先前冷成型下，屈服應力達到686 MPa，A10-屈服為6.5%，傳導性為22.8% IACS，而minBR/t垂直/平行為4/10。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到632 MPa，A10-屈服為9.4%而傳導性為23.2% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為3.2/4.8。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的90.8%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的80.1%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到713 MPa，A10-屈服為2.8%，傳導性為23.0% IACS，而minBR/t垂直/平行為5/10。
    相較於比較例1中不具有Fe的細粒變異形式，含Fe細粒變異形式在300℃/5分鐘下最終回火之後顯示高出約82 MPa(24%分層)或64 MPa(40%分層)的屈服應力。
    即便是不同的製程，兩種合金變異形式均可達到620 MPa的相當屈服應力。這樣，CuZn 23.5 Sn 1.0 Fe 0.6達到623 MPa的屈服應力(在24%分層以及在300℃/5分鐘下最終回火之後)，而CuZn 23.5 Sn 1.0達到622 MPa的屈服應力(在24%分層以及在300℃/5分鐘下最終回火之後)。儘管含Fe變異形式的A10-屈服10.5%比CuZn 23.5 Sn 1.0的4.6%還高。含Fe變異形式之相對於帶厚度的最小彎曲半徑為2.4/3.6，相較於無Fe變異形式的1.5/7.5，兩者是相似適宜的。但是，兩種變異形式的應力鬆弛抗性相似。
    在5000：1以及10000：1的變焦下計數每1 μm2影像細節的粒子數目，參見圖1及圖2。表面研磨結構係經由AsB-偵測器於掃描式電子顯微鏡上顯示。大部分鐵粒子的直徑小於200 nm，將現有粒子分成>200 nm以及<1 μm。粒子密度平均為1.2/μm2。 例4(CuZn 23.5、Sn 1.0、Fe 0.6、P 0.2)：細粒
    於石墨層上熔融合金成分並且接而經由坦曼法將試驗小塊澆鑄至鋼模中。試驗小塊的組成具有Cu 74.77%、Zn 23.45%、Sn 1.04%、Fe 0.56%、P 0.19%(參見表1)。在銑磨至22 mm厚度之後，在700-800℃下將樣品熱軋至12 mm且接而銑磨至10 mm。結構顯示較小，<1 μm的粒子。另外在鑄模中有一些較粗、>1 μm的粒子。該等粒子藉助EDX被鑑定為含FeP。在冷軋至1.8 mm後，在500℃/3小時下使合金回火。在此，取得屈服應力為293 MPa，粒徑為10 μm而傳導性為26.6% IACS。在之後冷軋至0.33 mm並於370℃/3小時下回火之後，屈服應力為393 MPa，粒徑為3-4 μm而傳導性為26.7% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到633 MPa，A10-屈服為11.6%而傳導性為24.2% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2/4.8。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的91.2%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的81.3%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到710 MPa，A10-屈服為3.1%，傳導性為23.7% IACS，而minBR/t垂直/平行為3.5/11。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的90.1%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的79.6%。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到641 MPa，A10-屈服為9.5%而傳導性為23.6% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2/6。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的93.5%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的81.0%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到723 MPa，A10-屈服為1.4%，傳導性為23.8% IACS而minBR/t垂直/平行為4.5/10.5。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的92.9%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的78.4%。
    相較於比較例1中的細粒變異形式，含FeP的細粒變異形式在300℃/5分鐘下最終回火之後顯示高出約92 MPa(具有24%分層)或88 MPa(40%分層)的屈服應力。
    兩種細粒合金變異形式在24%分層以及在300℃/5分鐘下最終回火後(CuZn 23.5、Sn 1.0、Fe 0.6、P 0.2：Rp 0.2=633 MPa)與在40%分層以及在300℃/5分鐘下最終回火後(CuZn 23.5、Sn 1.0：Rp 0.2=622 MPa)各自獲得相當的屈服應力620-630 MPa。儘管含FeP變異形式之A10-屈服為11.6，比CuZn 23.5Sn 1.0的4.6%還高。含FeP變異形式之相對於帶厚度的最小彎曲半徑為2.0/4.8，相較於無鐵變異形式的1.5/7.5，兩者是相似適宜的。兩種變異形式的應力鬆弛抗性相似。 例5(CuZn 23.5、Sn 1.0、Fe 0.6、P 0.2)：-粗粒
    組成對應於例4，製造與例4相同，除了冷軋至0.33 mm以外。但是，不同於例4，第二次回火不是370℃/3小時，而是520℃/3小時。在此，屈服應力達到212 MPa，粒徑為10-25 μm而傳導性為26.7% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/5分鐘下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到534 MPa，A10-屈服為23.1%而傳導性為24.5% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2.4/3.2。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的95.8%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的90.9%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到634 MPa，A10-屈服為7.8%，傳導性為24.1% IACS而minBR/t垂直/平行為3.5/8.5。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的93.9%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的85.2%。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到544 MPa，A10-屈服為17.8%而傳導性為24.7% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為3.2/4.0。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的95.1%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的90.1%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到642 MPa，A10-屈服為4.3%，傳導性為24.0% IACS而minBR/t垂直/平行為4.5/8.5。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的95.0%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的86.4%。
    比對例4與例5顯示，在第二次回火之後，細粒結構的屈服應力相較於粗粒結構的屈服應力高出約180 MPa。之後的冷成型將這個差異降低至60 MPa(24%成型樣品)以及40 MPa(40%成型樣品)。於300℃/5分鐘下最終回火之後，粗粒與細粒之間的屈服應力差異為100 MPa(24%成型程度)以及75 MPa(40%成型程度)。
    在最終狀態下，於300℃/5分鐘下回火之後，粗粒製程(634 MPa)(具有40%分層)以及細粒製程(633 MPa)(具有24%分層)可以達到相當的屈服應力約630 MPa。同時在此，細粒製程的A10-屈服為11.6%，比粗粒製程7.8%還佳。相對於帶厚度的最小彎曲半徑是相似適宜的，細粒製程為2.0/4.8，相對於粗粒製程為3.5/8.5。僅粗粒結構的應力鬆弛抗性略為適宜，在100℃/1000小時之後殘餘應力為93.9%(細粒：91.2%殘餘應力)，而120℃/1000小時之後殘餘應力為85.2%(細粒：81.3%殘餘應力)。 例6(CuZn 30、Sn 1.0、Fe 0.6)：-細粒
    於石墨層上熔融合金成分並且接而經由坦曼法將試驗小塊澆鑄至鋼模中。試驗小塊的組成具有Cu 68.26%、Zn 30.16%、Sn 1.03%、Fe 0.55%(參見表1)。在銑磨至22 mm厚度之後，在700-800℃下將樣品熱軋至12 mm且接而銑磨至10 mm。在熱軋之後，結構顯示較小，<1 μm的粒子。該等<1 μm的粒子藉助EDX被鑑定為含Fe。在冷軋至1.8 mm後，在500℃/3小時下使合金回火。在此，取得屈服應力為339 MPa，粒徑為5 μm而傳導性為23.1% IACS。
    基本上亦可採用在例中被稱為坦曼法以外的適當澆鑄法。在上下文中帶鑄法(Bandguss)亦可納入考量。
    在之後冷軋至0.33 mm，於520℃/3小時下使一部分回火。從而獲得屈服應力為340 MPa，粒徑為3-4 μm而傳導性為23% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/5分鐘下回火後，在12%先前冷成型下，屈服應力達到486 MPa，A10-屈服為19.0%而傳導性為22.2% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為0/0。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的88%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的76.7%。
    在先前18%冷成型下，屈服應力達到550 MPa，A10-屈服為21.3%，傳導性為21.9% IACS而minBR/t垂直/平行為0.9/0.4。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的88.3%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的75.6%。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在12%先前冷成型下，屈服應力達到505 MPa，A10-屈服為18.5%而傳導性為22.6% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為0/0。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的87.3%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的76.2%。在18%先前冷成型下，屈服應力達到564 MPa，A10-屈服為19.9%，傳導性為22.2% IACS而minBR/t垂直/平行為0.9/0.6。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的88.4%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的77.6%。
    在冷軋至0.33 mm之後，於450℃/30秒下使另一部分回火。從而獲得屈服應力為460 MPa，粒徑為1-2 μm而傳導性為22.6% IACS。
    在軋製至最終厚度並在300℃/5分鐘下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到649 MPa，A10-屈服為9.0%而傳導性為21.8% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為1.6/6.4。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的77.9%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的61.0%。
    在40%先前冷成型下，屈服應力達到704 MPa，A10-屈服為2.9%，傳導性為21.5% IACS而minBR/t垂直/平行為2/6.4。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的77.5%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的61.8%。
    在軋製至最終厚度並在250℃/3小時下回火後，在24%先前冷成型下，屈服應力達到687 MPa，A10-屈服為3.9%而傳導性為21.9% IACS。在V型模具中，相對於帶厚度的最小彎曲半徑(minBR/t垂直/平行)為2/4.8。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的77.4%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的61.5%。在40%先前冷成型下，屈服應力達到765 MPa，A10-屈服為1.5%，傳導性為21.6% IACS而minBR/t垂直/平行為4.0/9.2。100℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的76.8%，而120℃/1000小時之後的應力鬆弛抗性為起始應力的59.9%。
    最終狀態的表面研磨結構係經由AsB-偵測器於掃描式電子顯微鏡上顯示。在5000：1以及10000：1的變焦下計數每1 μm2影像細節的粒子數目。至少90%鐵粒子的直徑小於200 nm，少於10%的存有鐵粒子具有200 nm至1 μm的直徑。粒子密度平均為0.9/μm2。
    藉由呂克(Lücke)-測角計對18%、24%及40%冷成型與300℃/5分鐘回火之薄片以X射線繞射的方式測定表3中所有樣品的主要結構類型。就此，分析骨架線在尤拉空間(Eulerraum)中的強度分布以及位向分布函數。銅層、S/R層、黃銅層、澆鑄層、22RD方塊層及方塊層的含量以個別主要結構層顯示於表4中。在所有情況下，黃銅層相對於銅層的體積比低於1。為供比對，黃銅層相對於銅層的體積比於比較合金CuZn30中在最後成型時為數值1.38，軋製程度為47%。

    权利要求:
    Claims (8)
    [1] 一種銅合金，其由下列所構成(以重量%計)：15.5至36.0% Zn，0.3至3.0% Sn，0.1至1.5% Fe，還可視情況選用0.001至0.4% P，還可視情況選用0.01至0.1% Al，還可視情況選用各為0.01至0.3%的Ag、Mg、Zr、In、Co、Cr、Ti、Mn，還可視情況選用0.05至0.5% Ni，其餘為銅及不可避免的雜質，其中合金微結構的特徵在於：主要結構層具有至少10 Vol.-%銅層，至少10 Vol.-% S/R-層，至少5 Vol.-%黃銅層，至少2 Vol.-%澆鑄層(Gosslage)，至少2 Vol.-% 22RD方塊層，至少0.5 Vol.-%方塊層，且合金基質中含有細微分布的含鐵粒子。
    [2] 如申請專利範圍第1項之銅合金，其特徵在於，0.7至1.5%的Sn含量，0.5至0.7%的Fe含量。
    [3] 如申請專利範圍第1或2項之銅合金，其特徵在於，21.5至31.5%的Zn含量。
    [4] 如申請專利範圍第1至3項中任一項之銅合金，其特徵在於，28.5至31.5%的Zn含量。
    [5] 如申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金，其特徵在於，由黃銅層以及銅層所組成的主要結構層的含量比小於1。
    [6] 如申請專利範圍第5項之銅合金，其特徵在於，由黃銅層以及銅層所組成的主要結構層的含量比介於0.4至0.85。
    [7] 如申請專利範圍第1至6項中任一項之銅合金，其特徵在於，細微分布的含鐵粒子具有小於1 μm的直徑，密度為在合金基質中至少0.5個粒子/μm2。
    [8] 如申請專利範圍第1至7項中任一項之銅合金，其特徵在於，該合金基質的平均粒徑小於10 μm。
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