JP2000144284A - 耐熱性に優れる高強度・高導電性Cu−Fe系合金板 - Google Patents
耐熱性に優れる高強度・高導電性Cu−Fe系合金板Info
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Abstract
として要求される強度、導電率、はんだ付け性、めっき
性などの特性を通常の銅合金以上に維持しながら、打ち
抜き加工で発生した残留応力を除去するための焼鈍を行
った場合に軟化しにくく、かつ導電率の低下の少ないC
u−Fe系銅合金板を得る。 【解決手段】 Fe:1.8〜2.6wt%、P:0.
01〜0.1wt%、Zn:0.05〜0.5wt%、
Zr、In、Sn、Si、Be、Al、Mnのうち1種
又は2種以上の合計:0.005〜0.1wt%、N
i、Cr、Coがそれぞれ単体で0.03wt%以下、
かつ2種以上の合計で0.05wt%以下、O:100
ppm以下、H:10ppm以下であり、残部が実質的
にCu及び不可避不純物からなるCu−Fe系合金板。
Description
端子、コネクタなど、電気電子部品に用いられる高強度
・高導電性銅合金板及びその製造方法に関するものであ
り、より詳しくは、打ち抜き加工を含む複数の剪断加工
により電気電子部品を製造する際、剪断加工時に生じた
残留応力の除去を行うための焼鈍で軟化しにくい高強度
・高導電性銅合金板に関する。
は、強度、伸び、導電性、耐熱性、Agめっき性、Sn
めっき及びはんだの耐熱剥離性などの特徴を具備するこ
とが要求されている。このことから、これらの特性をも
った、例えばC19400(Cu−2.3wt%Fe−
0.03wt%P−0.1wt%Zn)やC19210
(Cu−0.1wt%Fe−0.03wt%P)をはじ
め、その他多くの銅合金がその製造に用いられている。
電子機器の軽薄短小化及び実装密度の向上要求に対し
て、使用部品の小形化、リード間距離の縮小などが加速
している。そのため、例えばリードフレームのプレスに
よる打ち抜き加工において、打抜き後のリードツイス
ト、リードシフト、リード段差などが小さいことが求め
られている。これらリードの平坦性とも言うべき性能を
確保するため、プレス打ち抜き時の剪断により発生する
残留応力が小さいことが要求されている。
さくする技術も開発された。この技術はリード打ち抜き
に際して、リード先端を切り落とさず束ねたままの状態
で、一度、数秒〜数分間の短時間熱処理(焼鈍)を行
い、リード側面を打ち抜いた時に生じた残留応力を逃が
し、続いて、残留応力が小さくなった時点でリード先端
部を切り落とし、平坦性を確保するという技術である。
この技術を適用した場合、打ち抜き加工途中の焼鈍によ
って材料自身を軟化させないことが必要である。材料自
身の軟化が生じた場合には、この後のリード先端部の切
り落としの際に強度が足りずに変形したり、例えリード
フレームに加工できたとしても、その後のLSI組立工
程で変形しやすく取り扱いが困難になり、生産性の低下
につながってしまう。従って、耐熱性が非常に重要視さ
れている。
において、Fe及びSn並びにP、Zn、Si、Sb、
In、Al、Mn、Ni、Mgのうちの1種以上を含む
組成とし、かつFe析出物のサイズを制御した、耐熱性
に富むリードフレーム用銅合金が提案されている。ま
た、特許第2673967号公報ではFe、P、Zn、
Mg、Siの組成を制御した、高強度を有する半導体装
置のCu合金製リードフレーム材が提案されている。し
かしながら、特開平2−111829号公報には、耐熱
性に富むことは記載されているが、Cu−Fe系合金で
問題となる熱間加工性、あるいはリードフレーム材には
必須ともいうべき曲げ加工性、Agめっき性、はんだ耐
熱剥離性については触れられていない。また、特許第2
673967号公報では、その銅合金が高強度・高導電
性及び耐熱性を有することが記載され、その特性はMg
を0.001〜0.05wt%含有することで達成され
ているが、曲げ加工性、Agめっき性については触れら
れていない。特開平7−97646号公報にも示された
ように、この範囲でMgを含有した場合、不可避不純物
であるSと化合物を形成し、Agめっき性を阻害する。
打ち抜き加工途中の高温短時間焼鈍により材料の導電率
が低下するという問題があり、そのため、導電率が高い
と同時に焼鈍による導電率の低下の少ない材料が要求さ
れている。本発明は、リードフレーム、端子、コネクタ
など電気・電子部品用銅合金として要求される強度、導
電率、はんだ付け性、めっき性などの特性を通常の銅合
金以上に維持しながら、打ち抜き加工で発生した残留応
力を除去するための焼鈍を行った場合に軟化しにくく、
かつ導電率の低下の少ないCu−Fe系銅合金板を得る
ことを目的とする。
れる高強度・高導電性Cu−Fe系合金板は、Fe:
1.8〜2.6wt%、P:0.01〜0.1wt%、
Zn:0.05〜0.5wt%、Zr、In、Sn、S
i、Be、Al、Mnのうち1種又は2種以上の合計:
0.005〜0.1wt%、Ni、Cr、Coがそれぞ
れ単体で0.03wt%以下、かつ2種以上の合計で
0.05wt%以下、O:100ppm以下、H:10
ppm以下であり、残部が実質的にCu及び不可避不純
物からなることを特徴とする。このCu−Fe系合金で
は、不可避不純物として、Pbが0.01wt%以下、
Sが0.005wt%以下、Mg、Ca、Cd、Be、
Ti、Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、
C、Nd、V、Y、Mo、Ga、Ge、As、Se、S
b、Bi、Te、B、Ce、ミッシュメタルの合計が
0.001wt%未満、かつ以上の成分が総量で0.0
1wt%以下に規制されていることが望ましい。上記組
成のCu−Fe系合金により、打ち抜き加工時の焼鈍
(代表的な条件として450℃×1分間の加熱)前後に
おいて、ビッカース硬さHv150以上、導電率60%
IACSの特性を確保できる。
上記の通りに限定した理由を以下に説明する。 <Fe>Feには、Pとの化合物を形成し合金中に析出
したり、Fe単体で合金中に析出することで、合金の強
度及び耐熱性を確保する作用がある。しかし、その含有
量が1.8wt%未満であると所望の強度及び耐熱性が
得られない。また、鋳造時にFeの包晶反応が起きなく
なり鋳塊の組織が粗大化するようになる。この結果、熱
間加工性を低下させる。一方、2.6wt%を越える割
合で含有させると合金中に粗大なFe析出物が形成され
るようになり、熱間圧延時の加工性が低下すると共に、
製品の曲げ加工性及び導電率の低下が著しくなり、好ま
しくない。従って、Fe含有量は1.8〜2.6wt
%、さらに好ましくは2.0〜2.4wt%である。
中に析出して強度及び耐熱性を向上させる。また、溶解
時の脱酸作用により鋳塊の健全化に寄与する。Pの含有
量が0.01wt%未満の場合は、Fe−P化合物の生
成が不十分であり所望の強度及び耐熱性が得られない。
また、溶解時の脱酸作用も不十分であるため健全な鋳塊
が得られない。一方、Pの含有量が0.1wt%を越え
る場合には、Fe−P化合物の生成にFeがとられ、鋳
造時のFeの包晶反応が起きなくなる。その結果、鋳塊
の組織が粗大化するようになり、熱間加工性を低下させ
るため、好ましくない。従って、Pの含有量は0.01
〜0.1wt%、さらに好ましくは0.01〜0.04
wt%とする。
は、Pとの化合物を生成し合金中に析出する。Ni−P
化合物及びCo−P化合物は形成温度が低く、容易に粗
大化する。また、Cr−P化合物は形成温度が熱延を行
う温度に近いため、熱延途中においてすでに粗大に生成
してしまう。粗大に成長したこれらの化合物は合金のマ
トリックスとの整合性が極端に小さく、粗大析出物と母
材との界面は自由界面に近い。このため、転位は粗大析
出物にたどり着くと消滅してしまう。この結果、同じ加
工率で冷間加工を行っても強度が高くならず、曲げ加工
性も低下する。これらは単体ではその含有量が0.03
wt%を越えてくると、粗大化合物として析出しやすく
なる。また、2種以上の場合は、その総量が0.05w
t%を越えてくると、さらに顕著となる。従って、N
i、Co、Crの含有量はそれぞ、単体で0.03wt
%以下、2種以上の合計では0.05wt%以下、好ま
しくは0.03wt%以下、さらに好ましくは0.01
wt%以下とする。
っきの耐熱剥離性を改善する。しかし、含有量が0.0
5wt%未満の場合、所望の効果が得られない。一方、
その含有量が0.5wt%を越えるとはんだ濡れ性が低
下する。また、導電率の低下も激しくなる。従って、Z
nの含有量は総量で0.05〜0.5wt%、好ましく
は0.1〜0.3%wtとする。 <Zr、In、Sn、Si、Be、Al、Mn量>Z
r、In、Sn、Si、Be、Al、Mnは、合金中に
固溶することで強度を向上させるのみならず、Fe−P
析出物又はFe析出物と共存した状態で耐熱性を向上さ
せる。これらの原子は合金中の空孔との親和性が強い。
このため空孔による転位の上昇運動が起きにくく、析出
粒子にトラップされた転位は移動しにくくなる。結果、
耐熱性が向上する。また、これらの元素は打ち抜き加工
途中の焼鈍による導電率の低下を低減する作用がある。
この特性は、これらの元素のうち1種又は2種以上の含
有量が0.005wt%未満では十分でなく、0.1w
t%を超えると導電率が低下し、450℃×1分間加熱
前後において60%IACSを切るようになる。従っ
て、これらの元素のうち1種又は2種以上の含有量は
0.005〜0.1wt%、好ましくは0.01〜0.
1wt%、さらに好ましくは0.02〜0.08wt%
とする。
ppmを越えた場合、反応したPは上述したFeとの化
合物を形成できなくなる。結果、耐熱向上の効果が低下
してしまう。また、Oと反応したPは鋳塊の結晶粒界に
集まり、粒界強度を低下させ、熱間加工性の低下を招
く。従って、Oの含有量は100ppm以下、好ましく
は50ppm以下、さらに好ましくは30ppm以下と
する。 <H>Hは、O量が10ppm以上含有されている場
合、H量が10ppmを越えてくると、鋳造時の冷却時
の冷却過程でOと結び付いて水蒸気となり、この水蒸気
が鋳塊中にブローホール欠陥を生じてしまう。従って、
Hの含有量は10ppm以下、好ましくは4ppm以
下、さらに好ましくは2ppm以下とする。O、Hの低
減については、必要に応じて溶湯を木炭被覆下でArバ
ブリングを行うとよい。
か、Sが0.005wt%を越えるか、Mg、Ca、C
d、Be、Ti、Hf、Th、Li、Na、K、Sr、
Pd、W、C、Nd、V、Y、Mo、Ga、Ge、A
s、Se、Sb、Bi、Te、B、Ce、ミッシュメタ
ルの合計が0.001wt%以上となるか、又は以上の
元素が総量で0.01wt%を越えた場合、固溶したこ
れらの原子はZr、In、Sn、Be、Al、Mn原子
と転位との相互作用を阻害し、上述した耐熱性の効果を
妨げ、また、焼鈍後の導電率の低下を大きくする。さら
に、Agめっき性も低下させる。従って、これらの元素
はPbが0.01wt%以下、Sが0.005wt%以
下、Mg、Ca、Cd、Be、Ti、Hf、Th、L
i、Na、K、Sr、Pd、W、C、Nd、V、Y、M
o、Ga、Ge、As、Se、Sb、Bi、Te、B、
Ce、ミッシュメタルの合計が0.001wt%未満、
かつ以上の成分が総量で0.01wt%以下、好ましく
は0.005wt%以下に規制されるのが望ましい。
ドフレームのプレスによる打ち抜き加工において、発生
した残留応力を小さくするため、数秒〜数分間の短時間
高温焼鈍を行うことが一般化している。この熱処理は生
産性のためにトンネル炉などを用いて行われ、その代表
的な条件としては450℃以下の温度で1分以下の時間
加熱である。この熱処理後の特性がビッカース硬さでH
v150未満となると、この後のLSIなどの組み立て
工程中に変形を生じやすくなり、生産性を著しく阻害す
る。また、加熱前に60%IACS以上の導電率であっ
たものが、加熱後に60%IACSを下回った場合、L
SIに組み立て後、製品に実装する際のはんだ付けにお
いて、はんだの経時変化によりはんだの剥離を生じるこ
とになり、好ましくない。本発明のCu−Fe系銅合金
板では、450℃×1分間加熱前後のビッカース硬さが
Hv150以上、導電率が60%IACS以上の特性を
得ることが可能となる。
上記組成のCu−Fe系銅合金からなる鋳塊を熱間圧延
した後、急冷し、続いて冷間圧延を施して製造する場合
において、冷間圧延の前又は冷間圧延の途中で500℃
以上の温度に5分間以上保持する熱処理を行い、その条
件を満たす最終の熱処理以降に80%以上の加工率で冷
間圧延を行うことにより得ることができる。熱処理条件
を上記のように設定するのは、添加元素を析出させて強
度向上を図り、同時に導電率を改善するためであり、冷
間加工率を上記のように設定した理由は、添加元素と合
わせた強度改善効果を得て450℃×1分間加熱後のビ
ッカース硬さをHv150以上とするためである。冷間
加工率は、より好ましくは90%以上、さらに好ましく
は95%以上である。ただし、500℃以上の温度で5
分以上の保持時間の熱処理を行う工程の前工程又は後工
程、若しくはその両方に400℃以下の温度で保持する
熱処理を行う工程があっても差し支えない。また、必要
に応じて仕上げ圧延後に熱処理工程を設け、伸び及び曲
げ加工性の回復を図ることができる。
実施例について、比較例及び従来例とともに説明する。
表1〜表2に示す組成の銅合金をクリプトル炉にて木炭
被覆下で大気溶解し、ブックモールドに鋳造して50m
m×80mm×200mmの鋳塊を作製した。この鋳塊
を約900℃にて熱間圧延し、直ちに水中急冷し、厚さ
15mmの熱延材を作製した。この熱延材の表面の酸化
スケールを除去するため、軽く表面切削した後、1.5
mmtまで冷延した後、550℃で4時間の析出処理を
行った。この後、酸洗いを行い表面酸化スケールを除去
した後、0.25mmtまで冷延して試験材を作製し
た。得られた試験材について、強度、硬さ、導電率、曲
げ加工性及びAgめっき性の測定を下記要領で実施し
た。さらに、この試験材を窒素−水素の混合ガス雰囲気
中で450℃×1分間加熱し、加熱後の硬さ、導電率、
はんだ耐熱剥離性を下記要領で調べた。以上の結果を表
3〜表4に示す。
を加工して引張強さを測定し、硬さは、JIS Z 2
244に規定された方法に基づいて測定した(ただし、
試験加重は500gfとした)。導電率は、JIS H
0505に規定されている方法に基づきダブルブリッ
ジを用いて測定した。曲げ加工性は、JIS H313
0の方法で板厚と同等の曲げ半径を有するW型の曲げ治
具を用いて加工した。加工後のW曲げ部を目視で観察
し、クラックの有無で加工性を評価した。Agめっきテ
ストは、シアン系Agめっきを厚さ1μm行った時に、
局所的に厚さが厚くなる現象(突起)の有無を実体顕微
鏡で観察した。はんだ耐熱剥離性は、6Sn/4Pbは
んだを245±5℃×5秒にてはんだ付けした後、15
0℃のオーブンで1000Hrまで加熱した。この試験
片を180℃曲げ戻しにて加工を加え加工部のはんだが
剥離するか観察した。
o.1〜10の試験材は、加熱前において、強度、硬
さ、導電率、曲げ加工性、Agめっき性など、電気電子
部品が要求する特性を具備し、さらに加熱後において
も、Hv150以上、導電率60%IACS以上をも
ち、はんだ耐熱剥離性が優れている。一方、表4より、
本発明の規定範囲外の合金から製造されたNo.11〜
23の試験材は材料調整ができていないか、いずれかの
性能が低い。例えばNi量が多いNo.15とNi+C
o+Cr量が多いNo.16は、加熱前の強度が低く、
曲げ加工性が劣る。No.17はZnが少なくはんだが
剥離し、No.18はZnが多すぎて導電率が低い。Z
r〜Mnから選ばれる元素の添加量が少ないNo.21
は加熱後の硬さと導電率の低下が大きく、はんだ耐熱剥
離性も劣り、Zr〜Mnが多いNo.22は導電率が低
い。Pb〜ミッシュメタルの多いNo.23はAgめっ
き性が劣り、加熱後の硬さ、導電率、はんだ耐熱剥離性
も劣る。
子、コネクタなど電気・電子部品用銅合金として要求さ
れる強度、導電率、Agめっき性、はんだ付け性などの
特性を通常の銅合金以上に維持しながら、プレス打ち抜
き時に発生する残留御力を除去するために行われる焼鈍
時に軟化しにくく、耐熱性のよいCu−Fe系銅合金を
得ることができる。従って、各種電気電子機器の微細化
による寸法精度に対する厳しい要求に対応が可能とな
る。
Claims (2)
- 【請求項1】 Fe:1.8〜2.6wt%、P:0.
01〜0.1wt%、Zn:0.05〜0.5wt%、
Zr、In、Sn、Si、Be、Al、Mnのうち1種
又は2種以上の合計:0.005〜0.1wt%、N
i、Cr、Coがそれぞれ単体で0.03wt%以下、
かつ2種以上の合計で0.05wt%以下、O:100
ppm以下、H:10ppm以下であり、残部が実質的
にCu及び不可避不純物からなることを特徴とする耐熱
性に優れる高強度・高導電性Cu−Fe系合金板。 - 【請求項2】 Pbが0.01wt%以下、Sが0.0
05wt%以下、Mg、Ca、Cd、Be、Ti、H
f、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、C、N
d、V、Y、Mo、Ga、Ge、As、Se、Sb、B
i、Te、B、Ce、ミッシュメタルの合計が0.00
1wt%未満、かつ以上の成分が総量で0.01wt%
以下に規制されたことを特徴とする請求項1又は2に記
載された耐熱性に優れる高強度・高導電性Cu−Fe系
合金板。
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