JP2005298920A - Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた強度、導電性、耐応力緩和特性、曲げ加工性、エッチング性、濡れ性、めっき性を備え、かつ安定して製造可能なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金を提供する。
【解決手段】１．０〜４．０質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％濃度に対し１／６〜１／４の濃度のＳｉを含有し、０．０５％〜０．３質量％のＭｇを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅基合金であって、圧延方向に平行な断面において、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物粒子が以下の（１）及び（２）の分布状態を有することを特徴とするＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条。
（１）粒径が１０μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系化合物粒子が、２個／ｍｍ²以下である。
（２）粒径が２μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系化合物粒子より構成されるＮｉ−Ｓｉ系粒子群のうち、長さが０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系粒子群の個数が、２個／ｍｍ²以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は銅合金条に関し、より詳細には集積回路（ＩＣ）といった半導体機器のリードフレーム材やコネクタ、端子、リレー、スイッチ等の導電性ばね材に用いられる銅合金条に関する。

リードフレーム、端子、コネクタ等に使用される電子材料用銅合金条には、合金の基本特性として高い強度と高い電気伝導性（熱伝導性）を両立させることが要求される。また、これらの特性以外にも、曲げ加工性、耐応力緩和特性、耐熱性、めっきとの密着性、半田濡れ性、エッチング加工性、プレス打ち抜き性、耐食性等が求められる。

一方、近年の電子部品の小型化、高集積化に対応して、リードフレーム、端子、コネクタにおいては、リード数の増加及び狭ピッチ化が進み、部品形状も複雑化している。同時に、組立て時及び実装後における信頼性向上の要求が高まっている。このような背景から、上述した銅合金素材の特性に対する要求レベルは、ますます高度化している。

高強度及び高導電性の観点から、近年、電子材料用銅合金としては従来のりん青銅、黄銅等に代表される固溶強化型銅合金に替わり、時効硬化型の銅合金の使用量が増加している。時効硬化型銅合金では、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することにより、微細な析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると同時に、銅中の固溶元素量が減少し電気伝導性が向上する。このため、強度、ばね性などの機械的性質に優れ、しかも電気伝導性、熱伝導性が良好な材料が得られる。

時効硬化型銅合金のうち、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金は高強度と高導電率とを併せ持つ代表的な銅合金であり、電子機器用材料として実用化されている。この銅合金では、銅マトリックス中に微細なＮｉ−Ｓｉ系金属間化合物粒子が析出することにより強度と導電率が上昇する。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金には、機械的特性等を改善するために、ＮｉとＳｉ以外の元素が追加で添加される場合が多い。特にＭｇは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に添加される代表的な元素である。Ｍｇ添加の効果として、
（１）強度及び耐応力緩和特性が向上する（特開昭６１−２５０１３４号公報）、
（２）熱間加工性が向上する（特開平０５−３４５９４１号公報）、
（３）Ｍｇが酸化物となって酸素をトラップすることにより、熱処理の際のＳｉ酸化物の生成又は粗大化を阻止できる（特開平０９−２０９０６２号公報）、
等が報告されている。

しかしながら、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金に対してＭｇを添加すると強度や耐応力緩和特性は向上するが、合金中に粗大な介在物が生成しやすくなり曲げ加工性、エッチング性、めっき性等が低下するという問題があった。合金中に介在物が存在すると、曲げ加工性、エッチング性、めっき性等に悪影響を及ぼすことが知られている。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金の介在物には、酸化物や硫化物などの非金属介在物と粗大なＮｉ−Ｓｉ系化合物の２種類がある。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金の場合ＭｇがＳｉより酸化されやすいため酸化物の組成はＭｇＯとなり、また硫化物はＭｇＳとなる。しかしながら、Ｏ及びＳ濃度を１５ｐｐｍ以下に下げれば、ＭｇＯ及びＭｇＳの生成が抑制できることが、特開平０５−０５９４６８号公報で明らかにされている。

一方、水野らによれば、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金にＭｇを添加すると、結晶粒界に１５ａｔ％程度Ｍｇを含む粗大なＮｉ−Ｓｉ系析出物が粗大成長する（水野正隆、逸見義男、小倉哲造、浜本孝：伸銅技術研究会誌、ｖｏｌ．３８ （１９９９）、ｐ２９１−２９７．）。すなわち、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金にＭｇを添加すると、粗大Ｎｉ−Ｓｉ系化合物が著しく増加する。

粗大Ｎｉ−Ｓｉ系化合物が増加すると、エッチング時のスマットの発生量が増えるとともに、めっき性、曲げ加工性が低下する要因となるため、特開２００１−４９３６９号公報では、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金に対し、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物等の介在物を１０μｍ以下とし、さらに５〜１０μｍの介在物個数を圧延方向に平行な断面において５０個／ｍｍ²以下に調整することでＮｉ−Ｓｉ系介在物の影響を抑えることができるとしている。

特開昭６１−２５０１３４号公報 特開平０５−３４５９４１号公報 特開平０９−２０９０６２号公報 特開平０５−０５９４６８号公報 特開２００１−４９３６９号公報 水野正隆、逸見義男、小倉哲造、浜本孝：伸銅技術研究会誌、ｖｏｌ．３８ （１９９９）、ｐ２９１−２９７．

ここで、特開２００１−４９３６９号公報はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金をも包含するものであるが、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｆｅ等他の金属成分を含有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金に対しても適用できる包括的な場合について記載しているのみであり、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金個別の具体的なケースの条件は開示していない。また、Ｎｉ−Ｓｉ系粗大粒子に対する着眼点は、個々の粒子の大きさと平均個数のみであった。さらに、介在物の大きさや個数を当該発明が要求する範囲とする合金を製造するためには高温・長時間の熱間圧延及び溶体化処理を行う必要があり、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条の製造コストを押し上げるという問題があった。その上、高温・長時間の熱間圧延及び溶体化処理はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条の結晶粒の粗大化を招くこともあり、安定して所望の特性（強度、曲げ加工性）を有する製品が得られないという問題も抱えていた。

したがって本発明は、上記の課題を解決することを目的とする。より具体的には製造コストを押し上げる原因となる高温・長時間の熱間圧延及び溶体化処理を必要としないで製造でき、優れた強度、導電性、耐応力緩和特性、曲げ加工性、エッチング性、濡れ性、めっき性を備え、かつ安定して製造可能なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条を提供することを課題とする。

本発明者らは上記課題を達成するために、まず、従来とは異なる観点からＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子をとらえるべく鋭意研究を重ねた結果、従来のＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子に対する着眼点は、個々の粒子の大きさと平均個数でしかないことに注目し、以下に説明する「粒子群」という概念を新たに打ち出すことによりＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の分布状態にも着目することを考え、Ｎｉ−Ｓｉ系粗大粒子群が特性に及ぼす影響を調査した。

ここで図１を参照すると、図１にはＦＥ−ＳＥＭ〔電解放射型走査電子顕微鏡：ＰＨＩＬＩＰＳ社製〕を用い倍率１０００倍で観察できるＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の集合体の代表的形態を示している。圧延方向に平行な断面又は直角な断面を観察すると、厚み方向と直交する方向に並んだＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の集合体として観察される。以下、この集合体が後に定義するＮｉ−Ｓｉ系粒子群を形成し得る。

Ｎｉ−Ｓｉ系粒子群は、特性に次のような悪影響を引き起こした。
（１）半田付けを行った際に、粒子群上で半田がはじいた。
（２）エッチング加工の際に、粒子が溶け残り、エッチング面の平滑性が失われた。
（３）Ａｇ、Ｎｉ等のめっきを行った際に、粒子群上でめっきのピンホールが生じた。また、粒子群上では充分なめっき密着強度が得られず、この部分でめっきの剥がれやめっきフクレが生じた。
（４）曲げ加工の際に、粒子群が割れの起点となり、曲げ加工性が劣化した。
（５）冷間圧延の際にキズ発生の原因となり、表面外観が損なわれた。

一方で、本発明者らは以下のような知見をも得た。
（１）粒径が１０μｍ以上２０μｍ以下の粒子については分散して分布していても、特性に悪影響を及ぼすが、２個／ｍｍ²以下であれば悪影響を無視できること、
（２）粒径が２μｍ以上１０μｍ未満の粒子については、分散して分布していれば特性への影響は小さいが、集合して粒子群として存在すると特性に悪影響を及ぼすこと、
（３）粒径が２μｍ未満の粒子については、集合して粒子群として存在しても特性への影響は小さいこと、
を見出した。

本発明は上記知見を基にして完成されたもので、１．０〜４．０質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％濃度に対し１／６〜１／４の濃度のＳｉを含有し、０．０５％〜０．３質量％のＭｇを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅基合金であって、圧延方向に平行な断面において、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物粒子が以下の（１）及び（２）の分布状態を有することを特徴とするＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条である。
（１）粒径が１０μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系化合物粒子が、２個／ｍｍ²以下である。
（２）粒径が２μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系化合物粒子より構成されるＮｉ−Ｓｉ系粒子群のうち、長さが０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系粒子群の個数が、２個／ｍｍ²以下である。

本発明は、更にＳｎ、Ｚｎ、Ａｇのうち１種類以上を総量で０．０１〜２．０質量％含有することを特徴とするＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条である。

本発明は別の実施形態において、上記合金条を加工して得られる半導体機器のリードフレーム、又はコネクタ、端子、リレー、スイッチ等の導電性ばねのような電子機器用部品である。

本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条は、製造コストを押し上げる原因となる高温・長時間の熱間圧延を必要とせず、良好な強度、導電性、耐応力緩和特性、曲げ加工性、エッチング性、濡れ性、めっき性を有するために技術的価値及び実用性が従来技術よりも高く、リードフレーム、端子、コネクタ等に使用される銅合金として好適である。

（１）Ｎｉ及びＳｉ
Ｎｉ及びＳｉは、時効処理を行うことにより、Ｎｉ₂Ｓｉを主とする金属間化合物の微細な粒子を形成する。その結果、合金の強度が著しく増加し、同時に電気伝導性も上昇する。Ｓｉの添加濃度（質量％）は、Ｎｉの添加濃度（質量％）の１／６〜１／４の範囲とする。Ｓｉ添加量がこの範囲から外れると、導電率が低下する。Ｎｉは１．０〜４．０質量％の範囲で添加する。Ｎｉが１．０質量％を下回ると充分な強度が得られない。Ｎｉが４．０質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生する。

（２）Ｍｇ
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金に０．０５質量％以上のＭｇを添加すると、引張り強さ及び耐力が上昇し、耐熱性及び応力緩和特性も向上する。一方Ｍｇ添加量が０．３質量％を超えると、製造性が劣化するとともに導電率の低下が大きくなる。

（３）粒径が１０μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系粒子
粒径が１０μｍ以上の粒子は、分散して分布していても、半田濡れ性、めっき性、曲げ加工性等に悪影響を及ぼすが、粒径が１０μｍ以上の粒子の個数が、圧延方向に平行な断面において２個／ｍｍ²以下であれば特性への悪影響が無視できることを見出した。ここで、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子とは、Ｎｉを５０ａｔ％以上含有し、かつＳｉを２０ａｔ％以上含有する粒子と定義する。また、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子の粒径は、粒子を囲む最小円の直径と定義する（以下同様）。なお粒径が２０μｍを超える粒子は、その個数にかかわらず、特性に悪影響を及ぼすが、通常のＣｕ―Ｎｉ−Ｓｉ合金には２０μｍを超える粒子は存在しない。

（４）Ｎｉ−Ｓｉ系粒子群
粒径が２μｍ以上のＮｉ−Ｓｉ系粒子が集合して粒子群を形成すると、半田濡れ性、めっき性、曲げ加工性等に悪影響を及ぼす。図２に圧延平行断面において観察されるＮｉ−Ｓｉ系粒子群の代表的形態を示す（ＦＥ−ＳＥＭ〔電解放射型走査電子顕微鏡：ＰＨＩＬＩＰＳ社製〕を用い倍率１０００倍で観察できる）。ここで、隣接する粒径２μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系粒子との距離（ｄ）が１０μｍ以内である粒径２μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系粒子の集合体を、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子群と定義する。Ｎｉ−Ｓｉ系粒子が１０μｍを超える間隔で分散していると、その粒径が１０μｍ以下であれば、特性への悪影響は無視できるが、１０μｍ以下の距離で集合していると粒径が１０μｍ以下であっても粒径が２μｍ未満でない限り粒子群として特性に悪影響を及ぼす。ここでは「粒子群の長さ（Ｌ）」を１個の粒子群を囲む最小円の直径と定義するが、長さが大きい粒子群ほど、また粒子群の個数が多いほど特性への悪影響は大きい。しかしながら本発明者による実験結果によれば、２μｍ以上のＮｉ−Ｓｉ系粒子が集合して粒子群を形成しても、圧延方向に平行な断面において、粒子群の長さ（Ｌ）が０．０５ｍｍよりも短い場合にはその個数に関係なく半田濡れ性、めっき性、曲げ加工性等の特性に悪影響を与えず、粒子群の長さ（Ｌ）が０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の場合には粒子群の個数が２個／ｍｍ²以下であれば、特性に悪影響を与えないことがわかった。なお長さ（Ｌ）が１．０ｍｍを超える粒子群はその個数にかかわらず、特性に悪影響を及ぼすが、通常のＣｕ―Ｎｉ−Ｓｉ合金には１．０ｍｍを超える粒子群は存在しない。

（５）Ｍｇ以外の添加元素
Ｎｉ又はＳｉと化学的に反応する元素を、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条に添加すると、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子の形態や分布が変化するので、本発明の効果が得られない。一方、強度上昇等を目的としてＳｎ、Ｚｎ、Ａｇといった、Ｎｉ及びＳｉと化学的に反応しない元素を添加する場合については、これら元素を添加しない場合と同様に、本発明の効果が得られる。ただし、導電率が低下するため、その添加量は合計で２．０質量％以下にすることが望ましいが、所望の効果を得るためには０．０１質量％以上とするのが好ましい。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条の一般的な製造プロセスでは、まず大気溶解炉を用い、木炭被覆下で、電気銅、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｇ等の原料を溶解し、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯をインゴットに鋳造する。その後、熱間圧延を行い、冷間圧延と熱処理を繰り返して、所望の厚み及び特性を有する条や箔に仕上げる。熱処理には溶体化処理と時効処理がある。溶体化処理では、７００〜１０００℃の高温で加熱して、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物をＣｕ母地中に固溶させ、同時にＣｕ母地を再結晶させる。溶体化処理を、熱間圧延で兼ねることもある。時効処理では、３５０〜５５０℃の温度範囲で１ｈ以上加熱し、溶体化処理で固溶させたＮｉとＳｉを、Ｎｉ₂Ｓｉを主体とする微細粒子として析出させる。この時効処理で強度と導電率が上昇する。より高い強度を得るために、時効前及び／又は時効後に冷間圧延を行うことがある。また、時効後に冷間圧延を行う場合には、冷間圧延後に歪取焼鈍（低温焼鈍）を行うことがある。

上記工程において、Ｎｉ−Ｓｉ系粗大粒子の生成にとって最も重要な工程は鋳造である。鋳造の際のＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の生成サイトは、凝固組織の粒界であり、粒界でＳｉ及びＭｇが濃化（偏析）することがその原因である。溶湯の凝固過程においてＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子が粒界に生成（晶出）する。凝固後の冷却過程において、粗大Ｎｉ−Ｓｉ粒は成長してさらに大きくなり、また新たなＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の生成（析出）も起こる。Ｍｇの存在によって、粒界でのＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の生成及び成長は著しく促進される。Ｎｉ−Ｓｉ系粗大粒子は粒界に生成するため、鋳造組織を微細化して粒界面積を大きくすると、Ｎｉ−Ｓｉ系粗大粒子の分布が疎になる。逆に、鋳造組織を粗大化させると、粒界面積が小さくなってＮｉ−Ｓｉ系粗大粒子の分布が密になり、図１に示したようなＮｉ−Ｓｉ系粒子群の発生頻度が増加する。

本発明のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条は、熱間圧延及び／又は溶体化処理の温度を上げて粗大Ｎｉ−Ｓｉ系粒子を固溶させなくても、鋳造時の冷却速度を上げる等の鋳造組織をコントロールするだけで、所望の特性を得ることが出来る銅合金条である。

以下、本発明の特徴及び本発明を実施するための最良の形態をより明らかにするために、実施例を用いて具体的に説明する。

高周波誘導炉を用い、内径６０ｍｍの黒鉛るつぼ中で、３ｋｇの電気銅を溶解し、Ｎｉ、Ｓｉ及びＭｇを添加して、溶湯成分を２．５質量％Ｎｉ−０．５質量％Ｓｉ（Ｎｉの質量％に対して１／５の濃度）−０．１５質量％Ｍｇに調整した。溶湯を所定の温度に調整した後、図３の形状の鋳型に鋳込んだ。鋳造組織の大きさを変化させるために、鋳込み温度及び鋳型の材質を以下のように変化させた。
（１）鋳込み温度：１１５０℃と１２５０℃の二種類の条件で行った。鋳込み温度を下げることにより、鋳造組織が微細になり、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子が分散することを期待した。
（２）鋳型材質：耐火煉瓦、黒鉛、鋳鉄、純銅の四種類の条件で行った。耐火煉瓦、黒鉛、鋳鉄、純銅の順に、冷却速度が大きくなる。冷却速度を大きくすることにより鋳造組織が微細になり、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子が分散することを期待した。

なお、比較としてＭｇを添加しない合金も作製し、Ｎｉ−Ｓｉ系介在物生成へのＭｇの影響等も調査した。

次に、このインゴットを以下の順に加工・熱処理し、厚み０．１５ｍｍの試料を得た。
（１）インゴットを７８０℃で３時間加熱後、厚さ８ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延終了温度は６２０℃であった。
（２）熱延材表面の酸化スケールをグラインダーで除去した。
（３）板厚２ｍｍまで冷間圧延した。
（４）溶体化処理として７８０℃で２０秒間加熱し水中で急冷した。
（５）化学研磨により表面酸化膜を除去した。
（６）板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した。
（７）時効処理として水素中で４３０℃で３時間加熱した。
（８）化学研磨により表面酸化膜を除去した。
（９）板厚０．１５ｍｍまで冷間圧延した。
（１０）歪取り焼鈍（低温焼鈍）として、水素中、４００℃で１分間加熱した。

このように作製した試料について、次の評価を行った。なお、いずれの試料とも、Ｏ濃度は５〜１０質量ｐｐｍの範囲、Ｓ濃度は１０〜１５質量ｐｐｍの範囲であった。

（１）Ｎｉ−Ｓｉ系粒子及び粒子群の個数
圧延方向に平行な断面を、直径１μｍのダイヤモンド砥粒を用いた機械研磨により鏡面に仕上げた後、２０℃、４７°Ｂｅ（ボーメ）の塩化第二鉄水溶液中に攪拌しながら２分間浸漬した。このエッチング処理によってＣｕの母地が溶解し、Ｎｉ−Ｓｉ系粒子が溶け残って現出した。この断面をＦＥ−ＳＥＭ〔電解放射型走査電子顕微鏡：ＰＨＩＬＩＰＳ社製〕を用い倍率１０００倍で観察し、１０μｍ以上の粒子の個数と粒子群の個数を測定した。ここで、粒子及び粒子群の個数は試料の圧延方向に平行な断面から観察面積が２ｍｍ²となるように複数の観察視野を無作為に選んで観察し、測定した。なお、２０μｍを超える粒子は観察されなかった。また、長さが１．０ｍｍを超える粒子群も観察されなかった。粒子及び粒子群の成分がＮｉ−Ｓｉ系粒子であることを、その代表的形態のものをＦＥ−ＳＥＭのＥＤＳ〔エネルギー分散型Ｘ線分析〕を用いて分析することにより確認した。

（２）曲げ加工性
図４に示すように、曲げ軸が圧延方向と平行方向になるように方向（Ｂａｄ Ｗａｙ）に、曲げ半径０．１５ｍｍの片側９０度の繰り返し曲げを行ない、往復を１回と数える方法で破断するまでの回数を数えた。試験を５回行ない、５回の平均を求めた。

（３）半田濡れ性
幅１０ｍｍの短冊形状の試験片を採取し、表面をアセトン脱脂し、１０ｖｏｌ％硫酸水溶液で酸洗した。その後、試料を２５％ロジン−エタノールに５秒間浸漬した後、半田槽中に１０秒間浸漬した。半田の組成は６０質量％Ｓｎ−４０質量％Ｐｂ、半田の温度は２３０℃とし、試料の浸漬深さは１０ｍｍとした。半田浸漬後の試料表面を実体顕微鏡で観察すると、試料によっては、半田をはじいた点状の部位が観察された。１０００ｍｍ²の面積（試験片５個の表裏分）に対し、この半田はじき部の個数を求めた。

（４）応力緩和特性
図５の様に幅１０ｍｍ×長さ１００ｍｍに加工した厚みｔ＝０．１５ｍｍの試験片に標点距離ｌ＝５０ｍｍで高さｙ₀＝２０ｍｍの曲げ応力を負荷し、１５０℃にて１０００時間加熱後の図６に示す永久変形量（高さ）ｙを測定し応力緩和率｛［（ｙ−ｙ₁）（ｍｍ）／（ｙ₀−ｙ₁）（ｍｍ）］×１００（％）｝を算出した。なお、ｙ₁は応力を負荷する前の初期のソリの高さである。

表１から分かるように、本発明によればＭｇを添加しない場合である比較例のＮｏ．９及び１０と同等又はそれ以上の良好な曲げ加工性、半田濡れ性を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条が得られた〔実施例Ｎｏ．１〜５〕。

一方、比較例のＮｏ．６〜８は本発明と同成分の合金であるが鋳型素材、鋳込温度の影響でインゴット組織が十分に小さくならず粒径１０μｍ以上の粒子及びＮｉ−Ｓｉ系粒子群の個数が２個／ｍｍ²を超え、半田濡れ性、曲げ加工性が低下した。

比較例のＮｏ．９及びＮｏ．１０はＭｇを添加していないＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金であり、それぞれＮｏ．５及びＮｏ．７と同じ条件でインゴットを作製しているＭｇを添加することにより粒径１０μｍ以上の粒子及びＮｉ−Ｓｉ系粒子群の個数が増加したことがわかる。比較例Ｎｏ．９及びＮｏ．１０の曲げ加工性及び半田濡れ性はＭｇを添加していないため粒径１０μｍ以上の粒子及びＮｉ−Ｓｉ系粒子群の個数が２個／ｍｍ²以下に抑えられ、良好であったが、Ｍｇを添加していないため、耐応力緩和特性の面で実施例よりも劣っていた。
なお、特開２０００‐４９３６９号公報では、全粒子の大きさを１０μｍ以下とし、かつ５〜１０μｍの大きさの介在物個数を５０個／ｍｍ²に規定している。そして、この状態を得るために、熱間圧延加熱温度を８００℃以上、終了温度を６５０℃以上に規定し、溶体化処理温度は８００℃以上が好ましいとしている。ここで、本発明のＮｏ．５についてみると、粒径１０μｍ以上のＮｉ−Ｓｉ粒子個数は１．０個／ｍｍ²であり、また５〜１０μｍの粒子個数を別途測定したところ、６０個／ｍｍ²であった。これは熱間圧延温度と溶体化処理温度が低いためである。しかしながら、鋳造条件を適正化しＮｉ−Ｓｉ粒子の分布を調整することによりＮｉ−Ｓｉ粒の個数は多いにも関わらず良好な半田濡れ性と繰り返し曲げ加工性が得られている。

Ｎｉ−Ｓｉ系粗大粒子の集合体の代表的形態を示した模式図である。 圧延平行断面において観察されるＮｉ−Ｓｉ系粒子群の代表的形態を示した模式図である。 鋳型形状を示した図である。 繰り返し曲げ試験法の説明図である。 応力緩和試験法の説明図である。 応力緩和試験法の永久変形量に関する説明図である。

Claims (3)

1. １．０〜４．０質量％のＮｉを含有し、Ｎｉの質量％濃度に対し１／６〜１／４の濃度のＳｉを含有し、０．０５％〜０．３質量％のＭｇを含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅基合金であって、圧延方向に平行な断面において、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物粒子が以下の（１）及び（２）の分布状態を有することを特徴とするＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条。
   （１）粒径が１０μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系化合物粒子が、２個／ｍｍ²以下である。
   （２）粒径が２μｍ以上２０μｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系化合物粒子より構成されるＮｉ−Ｓｉ系粒子群のうち、長さが０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のＮｉ−Ｓｉ系粒子群の個数が、２個／ｍｍ²以下である。
2. 更にＳｎ、Ｚｎ、Ａｇのうち１種類以上を総量で０．０１〜２．０質量％含有することを特徴とする請求項１のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｍｇ系銅合金条。
3. 請求項１又は２記載の合金条を加工して得られる電子機器用部品。

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