JP2004091895A - 耐熱性に優れた銅合金およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明の銅合金は、Fe:0.1〜4.0mass%を含有し、組織中に含まれるγ−Fe析出物のX線ピーク面積Xγとα−Fe析出物のX線ピーク面積Xαとの比Xγ/Xαが0.05以上とされたものである。この銅合金において、さらにP:0.01〜0.1mass%、Zn:0.01〜1.0mass%を含有させることができ、あるいはさらにSn:0.01〜0.5mass%を含有させることができる。
【選択図】 なし
Description
【発明が属する技術分野】
本発明は、電気・電子用部品や機械部品などの素材として広く利用される銅合金に係り、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合にも、強度低下が生じ難い、耐熱性に優れた銅合金に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、電子機器の軽薄短小化に伴い、電子機器を構成するリードフレーム、端子、コネクタ等の銅合金製の部品も、小型化、軽量化が進められており、その素材となる銅合金には導電性のみならず、強度の高いものが求められている。
例えば、半導体リードフレーム用銅合金としては、従来よりFeを含有する銅合金が一般に用いられており、特にFe:2.1〜2.6%、P:0.015〜0.15%、Zn:0.05〜0.20%を含有する銅合金(CDA194合金)は、銅合金の中でも、強度、導電性および熱伝導性に優れていることから、国際標準合金として汎用されている。
【0003】
リードフレームの加工に際しては、前記銅合金の板材をスタンピングして多ピン形状に加工するのが一般的である。近年、上記のように電気・電子部品の軽薄短小化に対応すべく、素材である銅合金板の薄肉化や加工の際の多ピン化が進んでおり、このため上記スタンピング後の銅合金板に歪み応力が残留して、ピンが不揃いになりやすいという問題がある。このような問題に対して、通常、スタンピングして得られた多ピン形状の銅合金板に対して、熱処理(歪み取り焼鈍)を施して歪みを除去することが行われている。
【0004】
しかし、このような熱処理を行うと材料が軟化され易く、熱処理前の機械的強度を維持することが困難となる。また製造工程においては、生産性向上の観点から、さらに高温・短時間で前記熱処理を行うことが求められている。従って、高温での熱処理に耐えて強度を維持することのできる優れた耐熱性を確保することが強く要求されている。
【0005】
このような課題、要求はリードフレームのみに関することではなく、軽薄短小化が求められる他の電子・電気部品、機械部品の素材となる銅合金においても同様である。
【0006】
このような課題に対し、これまでにFe、P、Zn等の合金元素の主成分を規定したり、その他のSn、Mg、Ca等の微量添加元素を制御する技術が提案されてきた。例えば特開平11−199952号公報には、Fe、P、Zn、MgおよびFe/Pの各量を規定した銅合金が記載されている。
【0007】
しかし、このような成分制御のみでは、上述したような銅合金部品の小型化、軽量化や強度等の特性確保に十分対応しきれないことから、近年では、銅合金の内部組織や析出物の析出状態を制御する技術も提案されつつある。
【0008】
例えば、特開平10−324935号公報には、銅合金中の析出粒子の粒径100Å以上のものの粒子個数と100Å未満の粒子個数との比を規定することによって、強度と導電性を向上させた技術が開示されている。また、特開平11−80862号公報には、直径40nm以下の微細Fe粒子の体積分率を特定して耐熱性の改善を図る技術が開示されている。
【0009】
【特許文献1】
特開平11−199952号公報(特許請求の範囲)
【特許文献2】
特開平10−324935号公報(特許請求の範囲)
【特許文献3】
特開平11−80862号公報(特許請求の範囲)
【0010】
【発明が解決しようとする課題】
上記技術は微細な析出物の粒径を制御するものであるが、このような微細な析出物は前記熱処理により析出物が固溶する場合もあり、敏感に変化し易いことから製造することが難しく、特性もばらつきやすいという問題がある。
また、晶出物、析出物のサイズや量を適切に制御することによって、耐熱性は向上するが、大形コイルの製造においては晶出物、析出物が偏析しやすく、これらを均一に分散させることが困難になる、などの問題がある。
【0011】
本発明はこのような問題に鑑みてなされたものであって、製造容易で、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合でも、強度の低下が生じ難く、耐熱性に優れた銅合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
【0012】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、従来から行われてきた晶出物、析出物の制御とは異なる観点で、これらの形態自体を制御することによって、高耐熱性合金が得られることを知見し、かかる知見を基に本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の銅合金は、Fe:0.1〜4.0mass%を含有し、組織中に含まれるγ−Fe析出物のX線ピーク面積Xγとα−Fe析出物のX線ピーク面積Xαとの比Xγ/Xαが0.05以上とされたものである。この銅合金において、さらにP:0.01〜0.1mass%、Zn:0.01〜1.0mass%を含有させることができ、あるいはさらにSn:0.01〜0.5mass%を含有させることができる。
【0013】
また、本発明の製造方法は、前記化学成分を有する銅合金の鋳造材を熱間圧延し、焼鈍後に冷間圧延を行う銅合金の製造方法であって、焼鈍後の冷却速度を50〜200℃/hrとし、焼鈍後の冷間圧延における冷延加工率を10〜70%とするものである。
【0014】
【発明の実施の形態】
本発明の銅合金は、Fe:0.1〜4.0mass%(以下、単に「%」と表示する。)を必須の合金元素として含有するものであり、残部不可避的不純物およびCuによって形成されるが、さらにP、ZnおよびSnから選ばれた1種以上の元素を単独で、あるいは複合してP:0.01〜0.1%、Zn:0.01〜1.0%、Sn:0.01〜0.5%の範囲で含有させることができる。
【0015】
Fe:0.1〜4.0%
Feは、基本的に強度を向上させる元素であるが、0.1%未満では微細析出Fe粒子の生成量が少なく、導電性の向上は満たされるものの、強度向上への寄与が低下する。一方、4.0%を超えると導電性が低下するとともに、粗大な晶出物、析出物の量が多くなり、鋳造性や熱間圧延での加工性が低下する。このため、Fe量の下限を0.1%、好ましくは1.0%とし、上限を4.0%、好ましくは3.0%とする。
【0016】
P:0.01〜0.1%
Pは、脱酸作用があるほか、Feと晶出物、析出物を形成し、析出の核生成を活発化する元素であるが、0.01%未満ではFeが添加されていても析出量が不足する。一方、0.1%を超えると導電性が低下するとともに、Feの固溶限が低下して鋳塊製造時に粗大な晶出物を多く生成し、鋳造性が劣化する他、導電性が低下する。このため、P量の下限を0.01%、上限を0.1%とする。
【0017】
Zn:0.01〜1.0%
Znは、すず及びはんだの剥離を抑制するための元素であり、0.01%未満ではこの様な効果が過少である。一方、1.0%を超えてもその効果は飽和し、かえって溶融すず及びはんだの濡れ広がり性が劣化する。このため、Zn量は0.01〜1.0%とする。
【0018】
Sn:0.01〜0.5%
Snは、耐熱性に寄与する成分である。0.01%未満ではその効果が過少であり、一方0.5%を越えるとマクロ偏析により鋳造時に粗大化合物が生成するため、鋳造または熱延中に割れが生じやすく、導電率も低下する。このため、Sn量は0.01〜0.5%とする。
【0019】
上記の合金元素の他、不純物である微量元素Pb、Ni、Mn、Cr、Al、Mg、Ca、Be、Si、Zr、In等については、1種類または2種類以上の合計で0.1%以下に止めることが好ましく、この程度であれば本発明による効果に大きな影響を及ぼさない。
【0020】
本発明の銅合金は、組織的に観ると、組織中に含まれるγ−Fe析出物のX線ピーク面積Xγとα−Fe析出物のX線ピーク面積Xαとの比Xγ/Xαが0.05以上とされる。
【0021】
γ−Fe析出物は、銅マトリックスと同じFCCの結晶構造を持つ整合析出物であり、非整合析出物であるα−Fe析出物に比べて転位のピン止め効果が大きく、加工したときの強度向上に寄与するだけでなく、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合にも、回復及び再結晶を著しく抑制する効果を有する。Xγ/Xαが0.05未満では、かかる効果が過少となり、歪み取り焼鈍等の熱処理が施された場合、強度低下が大きく現れるようになるので、本発明ではXγ/Xαを0.05以上、好ましくは0.10以上、より好ましくは0.20以上とする。
【0022】
次に、上記組織を有する銅合金の製造方法について説明する。
本発明の銅合金は、典型的には、上記成分の銅合金を溶製し、鋳造し、鋳造片を熱間圧延する。さらに、熱延板を焼鈍し、冷間圧延よって目的の板厚に加工する。前記焼鈍と冷間圧延は、最終板厚に応じて繰り返される場合がある。
【0023】
前記焼鈍に際しては、焼鈍工程で微細Fe析出物をより多く生成させるために、熱間圧延後、できるだけ高温で焼入れを行ってFeを過飽和状態にすることで、焼鈍前のFe固溶量をより多く確保することが好ましい。一般的に、焼鈍は400〜550℃の温度で0.5〜5時間程度保持する処理が行われる(例えば、特開平11−199952号公報参照)。このような焼鈍温度を採用するのは、400℃以上の高温で等温保持することによって、Cu中のFeが平衡固溶/析出量にできるだけ近くなって析出量が増大するようになるためである。
【0024】
上記等温保持後の冷却過程では、温度低下に伴ってFeの固溶限が下がり、析出が起こる。この析出ではγ−Fe析出物が主に生成する。本発明の銅合金を製造するには、このγ−Fe析出物を冷間圧延後に組織中に有効に残存させる必要がある。そのためには、この析出物サイズや分布状態を最適化する必要があり、冷却速度を緻密に制御することが重要である。
【0025】
従来、導電性の向上を目的として、少しでも析出量を多く確保するために、10〜40℃/hr程度の冷却速度が一般的に採用されていた。しかしながら、このような小さい冷却速度では、γ−Fe析出物の成長、粗大化も同時に招いてしまう。γ−Fe析出物はサイズが大きいほど、その後の冷間圧延の際に加工誘起変態によってγ−Feからα−Feに容易に変態する。
【0026】
このため、本発明では、冷却速度を50℃/hr以上とすることによって、冷却中のγ−Fe析出物の成長・粗大化を抑制し、これによって冷延中の加工誘起変態を抑制するだけでなく、γ−Fe析出物の粒子密度を高める。もっとも、冷却速度が200℃/hrを超えると、冷却中にほとんどγ−Fe析出物が析出しないため、耐熱性だけでなく導電性の低下をも招く。このため、本発明では焼鈍後の冷却速度を50〜200℃/hrとすることが望ましい。
【0027】
また、焼鈍後の冷間圧延において、冷延加工率(圧下率)は70%以下、好ましくは65%以下に制御することが望ましい。これによって、前記加工誘起変態を抑制することができる。冷間加工率を70〜85%にすることによって、強度を向上させることができるものの、冷延加工率が70%を超える圧延を施した材料では、γ−Fe析出物の割合が小さくなり過ぎて、耐熱性が低下する他、転位密度が高くなり、導電率も低下する。冷延加工率の下限については、冷延加工率が低すぎると強度の確保が困難になるので、要求強度に応じて適宜の冷延加工率を適用すればよいが、実用上、好ましくは10%以上とすればよい。
【0028】
なお、既述のとおり、従来は導電性を確保するために、焼鈍後の冷却速度を抑え、析出物の成長・粗大化も同時に招くものの、多量の析出物を生成させ、冷間圧延で強加工を施しても、導電性が損なわれないようにしている。これに対して、本発明の製造方法では、焼鈍での冷却速度を高めることで析出量は若干低下するものの、γ−Fe析出物の成長・粗大化を抑制し、粒子密度を高めることで、冷延加工率が小さくても高い強度・耐熱性を維持し、かつ冷間圧延での転位導入による導電性の低下を抑制している。
【0029】
以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【0030】
【実施例】
表1に示す化学成分の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製した後、半連続鋳造法で造塊して厚さ50mmx幅200mmx長さ500mmの鋳魂を得た。各鋳塊を加熱後、熱間圧延を行って厚さ12mmとし、面削後、冷間圧延を行い、500℃x3hrの焼鈍を行った後、同表に示す冷却速度にて冷却した後、同表に示す冷延加工率にて仕上げ圧延(冷間圧延)を行い、厚さ約0.2mmの銅合金板を得た。
【0031】
【表1】
【0032】
上記の様にして得られた銅合金板から組織観察試験片を採取し、Fe析出物の結晶構造およびα−Fe析出物とγ−Fe析出物のX線ピーク面積比(Xγ/Xα)を求めた。これらはθ固定、2θ走査の透過X線回折によって求められた。
γ−Fe析出物、α−Fe析出物のピーク面積は、いずれも(200)方位のピーク面積を求めた。
【0033】
また、前記銅合金板から任意に試験片を採取して、硬さおよび導電率を測定した。硬さは、ビッカース硬度計にて0.5kgの荷重を加えて測定した。導電率は、ミーリングにより短冊状の試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により測定した。
【0034】
また、試験片を460℃で3分間加熱した後、再度、荷重0.5kgでマイクロビッカース硬さを測定し、前記加熱前の硬さとの差(硬さ低下量)を求めた。これらの測定結果を表2に併せて示す。なお、同表中、試料No. 7および12は、γ−Fe析出物を定量することはできなかった。また、No. 8では鋳造、熱間圧延の際に割れが生じたため、各種の測定は行わなかった。
【0035】
【表2】
【0036】
表2より、試料No. 1〜6の発明例では、Xγ/Xαが0.05以上であり、65%以上の導電率を備えつつ、加熱処理後の硬さ低下が最大でもHv10に止まっており、耐熱性が安定的に優れることが確認された。一方、試料No. 7はFe量が過少であり、またNo. 12は焼鈍後の冷却速度が400℃/hrと過大であるため、γ−Fe析出物がほとんど生成せず、硬さ低下量がHv20近く生じ、耐熱性の劣化が著しい。また、成分が適正でも、焼鈍後冷却速度が25℃/hrと低い試料No. 9〜11も総じてXγ/Xαが低くなり、十分な耐熱性が得られていない。また、試料No. 13〜15は、P、Zn、Snの各量が過多であるため、総じて導電率が低い。また、No. 13および15では軽微ではあるが、鋳造割れや熱延割れが生じた。また、No. 14ではSn量が過多であるため、はんだ不良のおそれがある。
【0037】
【発明の効果】
本発明の銅合金によれば、適量のFeを含有し、組織中にα−Fe析出物量に対して所定比のγ−Fe析出物を残存させたので、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合でも、強度の低下を抑制することができ、耐熱性に優れる。また、本発明の製造方法によれば、焼鈍後の冷却速度、冷延加工率を制御すればよく、前記銅合金を容易に製造することができる。
Claims (4)
- Fe:0.1〜4.0mass%を含有し、組織中に含まれるγ−Fe析出物のX線ピーク面積Xγとα−Fe析出物のX線ピーク面積Xαとの比Xγ/Xαが0.05以上であることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金。
- さらにP:0.01〜0.1mass%、Zn:0.01〜1.0mass%を含有する請求項1に記載した銅合金。
- さらにSn:0.01〜0.5mass%を含有する請求項1又は2に記載した銅合金。
- 請求項1から3のいずれか1項に記載した成分を有する銅合金の鋳造材を熱間圧延し、焼鈍後に冷間圧延を行う銅合金の製造方法であって、焼鈍後の冷却速度を50〜200℃/hrとし、焼鈍後の冷間圧延における冷延加工率を10〜70%とする耐熱性に優れた銅合金の製造方法。
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