JP2010285671A - 高強度高導電性銅合金とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い強度、高い導電性、高い耐熱性を有するとともに、めっき性やスタンピング性に優れた電気・電子部品用銅合金とその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明に係る銅合金は、ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、熱間圧延を圧下率５０％以上で４分以内に７００℃以上の温度で終了し、３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、第１冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、４５０℃以下の温度において３分以下の歪み除去焼鈍を行う製造方法により得られることを特徴とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、高い強度、高い導電性、高い耐熱性を有するとともに、めっき性やスタンピング性に優れた電気・電子部品用銅合金とその製造方法に関する。

銅および銅合金は、熱伝導性が非常に高いことから、リードフレームを始めとする電気・電子部品用材料として利用されてきた。しかしながら、近年ではリードフレームの薄肉、狭ピン、狭ピッチ化に伴い、高い強度も要求されるようになっている。

なかでも、近年の薄肉化に伴いリードフレームに要求される厚さは１００μｍ以下にまでなっており、その材料として用いられる銅及び銅合金に要求される強度は非常に高い。

リードフレームでは銅および銅合金を所定の厚さに圧延した条材に、スタンピング加工やエッチング処理を施して所定の形状に加工し、表面に各種メッキ処理が施される。

更にパッケージング工程では、ワイヤ・ボンディングやダイ・ボンディング、樹脂モールディングを実施する。

従って、リードフレーム材料には導電率や強度（１次特性）のみならず、スタンピング性やエッチング性、各種めっき性、更には半田密着性、酸化膜密着性（樹脂密着性）、ワイヤ・ボンディング性（２次特性）が要求される。

これらの特性を全て充分に満足する材料はないが、これらの特性を比較的良好に満足し、コスト的にも入手し易い材料としてＣｕ−２．２ｗｔ％Ｆｅ−０．０３ｗｔ％Ｐ−０．１２ｗｔ％Ｚｎを標準化学組成とするＣＤＡ Ａｌｌｏｙ １９４やＣｕ−３．０ｗｔ％Ｎｉ−０．６５ｗｔ％Ｓｉ−０．１５ｗｔ％Ｍｇを標準化学組成とするＣＤＡ Ａｌｌｏｙ ７０２５が世界的に広く使用されてきた。

ＣＤＡ Ａｌｌｏｙ １９４は重大な欠点はないものの、最高強度の質別であるＥＳＨでも引張強さ５５０ＭＰａ程度、ビッカース硬さ１６０Ｈｖ程度である。また、Ｆｅの濃度が僅かに高くなるだけで１０μｍ以上の粗大なＦｅの晶出物が発生し、これらが銅条表面に残存すると変色やめっき不良、ボンディング不良等の原因になり易いといった欠点がある。

また、ＣＤＡ Ａｌｌｏｙ ７０２５は、質別１／２Ｈでも引張強さ６８０ＭＰａ程度、ビッカース硬さ２００Ｈｖ程度が得られる。しかし、ＳｉやＭｇといった易酸化元素を多く含有しているため、これらの元素が濃化した表面酸化膜が生成し易いという欠点がある。また、ＮｉとＳｉの化合物によって析出強化をしているため、酸洗時に残渣（スマット）が発生し易く、めっき前処理が難しいことから、めっき性の悪い材料と言われている。

これら以外のリードフレーム用の高強度銅合金としてはＣｕ−Ｃｒ−Ｓｎ系の合金も広く利用されているが、スタンピング性が悪いといった重大な欠点を有している。

従って、めっき性やスタンピング性が良好で、引張強さ６２０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ１８０Ｈｖ以上、導電率４５％ＩＡＣＳ以上の銅合金の開発が強く望まれている。

上記課題に鑑み、本発明は、高い強度、高い導電性、高い耐熱性を有するとともに、めっき性やスタンピング性に優れた電気・電子部品用銅合金とその製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、本発明は、
ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成されることを特徴とする銅合金を提供する。

上記目的を達成するため、本発明は、
ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
熱間圧延を圧下率５０％以上で４分以内に７００℃以上の温度で終了し、
３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
第１冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
製造方法により得られることを特徴とする銅合金を提供する。

上記目的を達成するため、本発明は、
ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
圧下率５０％以上で熱間圧延し、
第１冷間圧延を実施し、
７８０℃以上の温度に１分以上加熱し、その後３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
第３冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
製造方法により得られることを特徴とする銅合金を提供する。

また、本発明は、前記不可避不純物に含まれる元素のうち、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂｅの重量が総量で０．０５ｗｔ％以下であることを特徴とする銅合金を提供する。

また、本発明は、１ｍｍ^２の領域内に構成元素成分や不可避不純物成分による直径１μｍ以上の析出物や介在物の数が１個以下であることを特徴とする銅合金を提供する。

また、本発明は、引張強さが６２０ＭＰａ以上、ビッカース硬さが１８０Ｈｖ以上、導電率４５％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする銅合金を提供する。

上記目的を達成するため、本発明は、
ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
熱間圧延を圧下率５０％以上で４分以内に７００℃以上の温度で終了し、
３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
第１冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
ことを特徴とする銅合金の製造方法を提供する。

上記目的を達成するため、本発明は、
ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
圧下率５０％以上で熱間圧延し、
第１冷間圧延を実施し、
７８０℃以上の温度に１分以上加熱し、その後３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
第３冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
ことを特徴とする銅合金の製造方法を提供する。

本発明によれば、引張強さ６２０ＭＰａ以上、ビッカース硬さ１８０Ｈｖ以上、導電率４５％ＩＡＣＳ以上の高強度高導電性を有するとともに、めっき性等に優れた電気・電子部品用銅合金とその製造方法が得られる。

本発明により得られる電気・電子部品用銅合金はリードフレーム材料として最適であり、その効果は非常に大きい。

本発明に係る銅合金の製造方法を示す図である。

上記目的を達成するために、他の成分系で化学組成および製造工程を変えながら得られる１次特性や２次特性を鋭意調査した。その結果、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐ−Ｓｎ系の銅合金において、構成元素の含有量と組成バランスを最適化し、また熱処理条件を最適化することにより、要求されるレベルの高い強度、高い導電性、高い耐熱性を有するとともに、めっき性やスタンピング性に優れた銅合金とその製造方法が発明された。

本発明に係るめっき性およびスタンピング性に優れた高強度高導電性電気・電子部品用銅合金の化学組成および製造方法について、以下詳細に説明する。
（１）化学組成

化学組成はＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物とする。

また、本発明に係る銅合金においては、上記不可避不純物に含まれる元素のうち、室温〜１０００℃における酸化物の生成自由エネルギーがＣｕよりも極めて低いＣａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂｅの重量が総量で０．０５ｗｔ％以下とする。

上記数値限定理由について以下に説明する。

ＦｅとＮｉはそれぞれＦｅ_３Ｐ、Ｎｉ_５Ｐ_２、Ｎｉ_３Ｐ等のＰとの化合物を形成し、析出強化機構により強度向上に寄与する。従って、ＦｅとＮｉの合計重量が０．３ｗｔ％より少ないか、あるいはＰが０．０５ｗｔ％より少ないと強度が充分に得られない。

ＦｅとＮｉの合計重量が１．０ｗｔ％以上か、あるいはＰが０．３ｗｔ％以上では、導電率が低下とともに、Ｆｅ、ＮｉとＰの化合物が結晶粒界に析出し、鋳造性や熱間加工性の低下が顕著になる。これは、鋳造性や熱間加工性の低下とは、鋳造時や熱間加工時に主に結晶粒界で割れが発生することであるが、Ｆｅ−ＰやＮｉ−Ｐの化合物が結晶粒界に析出することにより、粒界での変形が阻害され、粒界割れが助長されるためである。また、ＦｅやＮｉの量が増大することによって再結晶温度が高くなり、熱間加工時に再結晶しにくくなることも熱間加工時の割れの原因となる。

Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）は強度と導電率のバランスに繋がる。すなわちＦｅ／Ｎｉが小さい方が高い強度が得られる。このため、Ｆｅ／Ｎｉは１．２以下とする。しかしながら、Ｆｅ／Ｎｉが０．２より小さいと導電率が低下するとともに、高温での熱処理の際に再結晶粒が粗大化し易くなる。このため、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）は０．２〜１．２とする。

ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）については、当該比が２〜６からはずれると化合物が効率的に析出しない。上記比が２より少ないとＰが過剰になり、強度が向上しないだけでなく、導電率の低下や鋳造性の低下をもたらす。また、上記比が５より多いと、ＦｅやＮｉが過剰になり固溶状態で存在するため、導電率の低下をもたらすとともに、化合物を形成した場合に比べて強度が向上しない。このため、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）は２〜６とする。好ましくは３〜５である。

ＳｎはＣｕ中に固溶して強度と耐熱性を向上させる効果がある。しかし、Ｓｎが０．１ｗｔ％より少ないと充分な効果が得られず、また１．０ｗｔ％より多いと導電率の低下が顕著になる。更に、Ｓｎは固相線温度を低下させて固液共存温度域を拡大させるとともに平衡分配係数も小さいため、鋳造時に偏析し易く、１．０ｗｔ％より多いと鋳造性が著しく低下する。このため、Ｓｎは０．１〜１．０ｗｔ％とする。好ましくは０．１〜０．５である。

ＺｎはＣｕ中に固溶して半田密着性向上に寄与するが、０．１ｗｔ％より少ないとその効果が充分に得られず、１．０ｗｔ％以上では特に有効である。一方、２．０ｗｔ％より多いと導電率の低下をもたらす。このため、Ｚｎは０．１〜２．０ｗｔ％とする。

Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂｅは、酸化物の標準生成自由エネルギーが極めて低く、鋳造時に酸化物として鋳塊に巻き込まれ易く品質欠陥の原因となるとともに、熱処理時に強固な酸化膜を形成し除去が困難となる。

更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂｅは、還元雰囲気や不活性雰囲気での熱処理時において、表面に濃化してこれら元素の酸化膜を生成し易く、めっき性を低下させる。

本発明においては、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂｅの重量を総量で０．０５ｗｔ％以下とすることにより、還元雰囲気および不活性雰囲気での焼鈍時にこれら元素の表面濃化が防止されめっき性が向上される。
（２）製造方法

本発明に係る銅合金の製造方法を図１に示す。以下、図１に基づいて、本発明に係る銅合金の製造方法を説明する。

本発明に係る銅合金の製造方法は、上記化学組成を有する銅合金の溶製を行うことから開始される。すなわち、上記化学組成に調整した銅合金を、坩堝式溶解炉やチャネル式溶解炉等の電気炉で溶解後、例えば連続鋳造により厚さ１５０〜２５０ｍｍ、幅４００〜１０００ｍｍ程度の矩形断面をもつ銅合金鋳塊（ケーク）を鋳造する。

本発明に係る第１の製造方法は、加熱炉においてケークを８５０〜１０００℃の温度において３０分以上保持後、熱間圧延を圧下率５０％以上で４分以内に７００℃以上の温度で終了し、３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で常温まで冷却するものである。

ここで、本発明において、圧下率とは圧延前後での厚さの変化率を示し、（（１−圧延後の厚さ／圧延前の厚さ）×１００％）で表わされる。

また、熱間圧延を終了する４分以内とは、加熱炉からケークが出たところから、圧延を終了して冷却を開始するまでの時間を示す。

ケークを８５０〜１０００℃の温度において３０分以上保持するのは、鋳造後の冷却時に析出したＦｅ、ＮｉとＰの化合物を完全に固溶させるためである。加熱温度を８５０〜１０００℃とするのは、加熱温度が１０００℃を超えると、酸化スケールが増大するためである。また、加熱温度が８５０℃より低いと、鋳造後の冷却時に析出したＦｅ、ＮｉとＰの化合物が完全に固溶せず、析出物がＣｕ中に残存するためである。

保持時間を３０分以上とするのは、保持時間が３０分より短いと、鋳造後の冷却時に析出したＦｅ、ＮｉとＰの化合物が完全に固溶せず、析出物がＣｕ中に残存するためである。

熱間圧延を４分以内に７００℃以上の温度で終了しなければならないのは、熱間圧延前の８５０〜１０００℃の温度においての３０分以上の加熱で固溶状態にあったＦｅ、Ｎｉ等が、熱間圧延中の温度の低下により析出して粗大化するのを防ぐためである。

上記８５０〜１０００℃の温度においての３０分以上の加熱により、熱間圧延前にＦｅ、Ｎｉ、Ｐが完全に固溶したとしても、熱間圧延時間が４分を超えるか、熱間圧延終了温度が７００℃より低いと、冷却時にＦｅ、ＮｉとＰの化合物が粗大に析出し、充分な強度が得られなくなる。そのため、熱間圧延は、出来る限り短時間で高温の間に圧延を終了する必要がある。

また、熱間圧延を圧下率５０％以上とするのは、均一な結晶組織を得るためである。熱間圧延の圧下率が５０％より低いと鋳造組織が残存し、不均一な結晶組織となる。熱間圧延でのパス回数は特に規定しないが、均一な結晶組織を得るためには１パスあたりの圧下率を高く設定した方が望ましい。

上記熱間圧延を７００℃以上で終了後、３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却なければならないのは、７００℃から３００℃までの冷却速度が２００℃／ｍｉｎより低いと、冷却時にＦｅ、ＮｉとＰの化合物が粗大に析出し、充分な強度が得られなくなるためである。

本発明に係る第２の製造方法は、８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、圧下率５０％以上で熱間圧延を行った後常温まで冷却し、その後第１冷間圧延を施すものである。

本発明において、冷間圧延は、常温で実施される圧延を示す。冷間圧延中、加工熱は発生するが、それでも温度は２００℃には達しない。

冷間圧延工程に入る前は、必ず常温まで冷却されている。従って、第２の製造方法において、圧下率５０％以上で熱間圧延を行った後、常温まで徐冷され、その後第１冷間圧延工程が実施されることになる。

８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱するのは、加熱温度が１０００℃を超えると酸化スケールが増大するためであり、また８５０℃より低いか、若しくは保持時間が３０分より短いと、鋳造後の冷却時に析出した粗大なＦｅ、ＮｉとＰｎ化合物がＣｕ中に残存するためである。

圧下率５０％以上で熱間圧延するのは、均一な結晶組織を得るためである。熱間圧延の圧下率が５０％より低いと鋳造組織が残存し、不均一な結晶組織となる。

更に、本発明に係る第２の製造方法においては、上記第１冷間圧延の後、７８０℃以上の温度に１分以上加熱し、その後３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する溶体化処理を実施する。

上記溶体化処理により、添加元素であるＦｅ、Ｎｉ、Ｐの析出物をＣｕ中に完全に固溶させることができる。

溶体化処理の加熱温度が７８０℃より低いか、あるいは保持時間が１分より短いと、析出物を完全に固溶させることができない。また、７８０℃から３００℃までの冷却速度が２００℃／ｍｉｎより遅いと冷却時にＦｅ、ＮｉとＰの化合物が粗大に析出し、充分な強度が得られなくなる。

上述した、本発明に係る第１の製造方法に係る工程、および第２の製造方法に係る工程が実施された後、第１、第２の両製造方法とも同じ工程が実施される。すなわち、第１の製造方法については第１冷間圧延を、第２の製造方法については第２冷間圧延を、いずれも、圧下率５０％以上で行い、その後に３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行う。

上記冷間圧延の圧下率が５０％より低いと析出物の析出サイトが減少し、析出物の体積率が同じでも析出物数が減少するため、高い強度を得難くなる。

また、時効処理の温度が３５０℃より低いと、原子の拡散速度が著しく低下するため析出が充分に起こり難くなり、５００℃より高いと大きい析出物が多くなり高い強度が得られない。時効時間が８時間より長いと過時効となり析出物が粗大化して高い強度が得られない。

上記時効処理の後、第１の製造方法については第２冷間圧延を、第２の製造方法については第３冷間圧延を、いずれも、圧下率５０％以上で行い、その後に４５０℃以下、より好ましくは３００〜４５０℃の温度において１０秒以上３分以内の歪み除去焼鈍を行う。

上記冷間圧延の圧下率が５０％より低いと強度が充分に得られない。

上記歪み除去焼鈍において、加熱温度が４５０℃を超えるか若しくは加熱時間が３分を超えると、伸びは回復するが強度の低下が大きくなる。加熱温度が３００℃より低いか若しくは加熱時間が１０秒より短いと強度の低下はほとんどないが伸びが充分に得られない。
（効果）

上記製造方法によって得られた銅合金条の圧延方向垂直断面を、日立製作所製走査型電子顕微鏡（型式Ｓ−４３００）を使用して、倍率１，０００〜１０，０００倍で観察すると、１ｍｍ^２の観察領域内に構成元素成分や不可避不純物成分による直径１μｍ以上の粗大な析出物や介在物がほとんど見られず、１個以下である。

一方、上記製造方法で示した条件が満たされないと、粗大なＦｅ、ＮｉとＰの化合物が増加する。従来の一般的な熱間圧延条件で溶体化を行わなかった場合には鋳造時に析出した直径１μｍ以上のＦｅ、ＮｉとＰの化合物が多く見られる。

本発明によればこのように粗大な析出物や介在物が少ないため、酸洗時の残渣（スマット）発生量が少なく、めっき性が良好である、スタンピング性が良好である、酸化膜密着性が良好であるといった特徴が得られる。

更に歪み除去焼鈍後の特性において引張強さが６２０ＭＰａ以上、ビッカース硬さが１８０Ｈｖ以上、導電率４５％ＩＡＣＳ以上の高い強度と高い導電性が得られる。

[化学組成]
表１に示す本発明の実施例２種類、比較例６種類、合計８種類の化学組成の銅合金を誘導加熱式坩堝炉で溶解・調整後、銅製鋳型で半連続鋳造し、断面サイズ１８０ｍｍ×５００ｍｍの矩形断面を持つ銅合金鋳塊（ケーク）を鋳造した。

［製造方法］
製造方法についての本発明の実施例として表２に示す２種類（Ａ、Ｂ）の製造工程を、比較例として表２に示す１１種類（Ｃ〜Ｍ）の製造工程を実施してサンプルの作製を行った。表２に示すＮｏ．Ａは、本発明の第１の製造方法に係る製造工程であり、Ｎｏ．Ｂは、本発明の第２の製造方法に係る製造工程である。また、表２に示すＮｏ．Ａ、Ｃ、Ｄ、Ｅの製造工程は溶体化処理を実施しないものである。

本発明の効果を確認する観点から、表１に示す、本発明の実施例である化学組成を持つ銅合金鋳塊については、本発明の実施例である製造工程（Ａ、Ｂ）と、比較例である製造工程（Ｃ〜Ｍ）の双方を実施したが、表１に示す、本発明の比較例である化学組成を持つ銅合金鋳塊については、本発明の実施例である製造工程（Ｂ）のみの実施とした。

表１のＮｏ．１、Ｎｏ．２に示す、本発明の実施例である化学組成の銅合金鋳塊について、本発明の製造方法の実施例として、表２のＮｏ．Ｂに示す熱間圧延条件、溶体化条件、時効条件、仕上圧延圧下率で製造工程を実施した。

すなわち、表１で得られた銅合金鋳塊を９００℃の温度に加熱して１２０分間保持し、７回圧延を繰り返して厚さ約１８ｍｍに熱間圧延した。

圧延の所要時間は５分で、最終パス終了後に５５０℃の温度から冷水スプレーで冷却した。５５０℃〜３００℃までの冷却速度は１５０℃／ｍｉｎである。

冷却後、銅合金表面の酸化スケールを面削して厚さ約１５ｍｍとした後、厚さ２ｍｍまで冷間圧延した。

次に８２０℃の温度に９０秒間保持し、その後水冷する溶体化処理を実施した。８２０℃〜３００℃までの冷却速度は３００℃／ｍｉｎである。

厚さ０．７５ｍｍまで冷間圧延後、４２５℃の温度において１２０分間保持して時効析出処理を実施した。

更に厚さ０．１５ｍｍまで冷間圧延した後、４５０℃の温度において３０秒間保持後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する歪み除去焼鈍を実施した。

表１のＮｏ．２に示す本発明の実施例の化学組成の銅合金鋳塊については、本発明の製造方法の実施例として表２のＮｏ．Ａに示す条件で、本発明の製造方法の比較例として表２のＣ〜Ｍに示す条件で、それぞれ熱間圧延、溶体化、時効、仕上圧延を実施した。

また、本発明の化学組成の比較例の検証として、表１のＮｏ．３〜Ｎｏ．８に示す本発明の比較例の化学組成の銅合金鋳塊について、本発明の製造方法の実施例である表２Ｎｏ．Ｂに示す条件でそれぞれ熱間圧延、溶体化、時効、仕上圧延を実施した。

溶体化を実施しないＮｏ．Ａ、Ｃ、Ｄ、Ｅを除き、溶体化処理を厚さ２ｍｍで実施した。

時効析出処理は、全てのサンプルについて厚さ０．７５ｍｍで実施した。

冷間圧延後、４５０℃の温度において３０秒間保持後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する歪み除去焼鈍を実施した。

［評価結果］
このようにして得られた各サンプル、及び表１に従来例として示したＣ１９４（表１、Ｎｏ．９）およびＣ７０２５（表１、Ｎｏ．１０）について、導電率測定、ビッカース硬さ測定、引張試験、粗大析出物や介在物の数の計測、酸洗浄後の残渣（スマット）量測定を実施して特性評価を行った。特性評価結果を表３に示す。

表３において、従来例であるＣ１９４（表３、Ｎｏ．９）およびＣ７０２５（表３、Ｎｏ．１０）を除き、サンプルは表１に示す化学組成の番号と、表２に示す製造条件のアルファベットの組み合わせで示している。

例えば、表３において、本発明の実施例であるサンプル「２Ａ」とは、表１のＮｏ．２に記載の化学組成の銅合金鋳塊に、表２のＮｏ．Ａの製造工程を施して得られたサンプルであることを示している。

粗大析出物や介在物の数の計測は、圧延方向垂直断面を、日立製作所製走査型電子顕微鏡（型式Ｓ−４３００）を使用して、倍率１，０００〜１０，０００倍で観察し、１ｍｍ^２の観察領域内に観察される直径１μｍ以上の析出物や介在物の数を計測して行った。同計測を１０箇所について実施し、平均値を算出して計測結果とした。

酸洗浄後の残渣（スマット）量測定は以下の通り実施した。まずサンプルを５（Ａ／ｄｍ^２）で３０秒間電解脱脂する。その後、４５℃に保持した硫酸と過酸化水素中の混合溶液中で１分間酸洗し、水洗乾燥する。水洗乾燥を行った後の秤量値から、表面に残った残渣を除去した後の秤量値を差し引き、その差をスマット量とした。スマット量は単位面積当たりの発生量で比較した。

表３に示す特性評価結果において、本発明の実施例である化学組成および製造工程のＮｏ．１Ｂ、２Ａ、２Ｂはいずれも引張強さが６２０ＭＰａ以上、ビッカース硬さが１８０Ｈｖ以上、導電率４５％ＩＡＣＳ以上を満たしており、粗大析出物、酸洗スマット量も少ない。

一方、比較例についての結果は以下の通りとなった。

Ｎｏ．３Ｂは、Ｆｅ＋Ｎｉ濃度が低いため、引張強さおよびビッカース硬さが低い。

Ｎｏ．４Ｂは、Ｆｅ＋Ｎｉ濃度が高いため、粗大析出物が多く鋳塊が粒界割れを起こし、導電率も低い。

Ｎｏ．５Ｂは、Ｆｅ／Ｎｉ比が低いため導電率が低い。

Ｎｏ．６Ｂは粗大析出物が多い。

Ｎｏ．７Ｂは（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ比が低く、Ｐ濃度が高いため、粗大析出物が多く鋳塊が粒界割れを起こした。

Ｎｏ．８Ｂは、（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ比が低く、Ｐ濃度が低いため、引張強さおよびビッカース硬さが低い。

Ｎｏ．２Ｃ、２Ｄ、２Ｅは熱間圧延条件が本発明条件を満たさないため、Ｎｏ．２Ｆ、２Ｇ、２Ｈは溶体化条件が本発明条件を満たさないため、Ｎｏ．２Ｊ、２Ｌは時効条件が本発明条件を満たさないため、Ｎｏ．２Ｍは仕上圧延圧下率が本発明条件を満たさないため、いずれも引張強さおよびビッカース硬さが低い。

Ｎｏ．２Ｉ、２Ｋは時効条件が本発明条件を満たさないため、導電率、引張強さ、ビッカース硬さが低い。

更に、従来例であるＮｏ．９は引張強さ、ビッカース硬さが低く、粗大析出物も多い。

Ｎｏ．１０は導電率、引張強さ、ビッカース硬さは充分であるが、粗大析出物が多く、酸洗スマット量も多い。

Claims (8)

1. ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成されることを特徴とする銅合金。
2. ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
   ８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
   熱間圧延を圧下率５０％以上で４分以内に７００℃以上の温度で終了し、
   ３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
   第１冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
   第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
   製造方法により得られることを特徴とする銅合金。
3. ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
   ８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
   圧下率５０％以上で熱間圧延し、
   第１冷間圧延を実施し、
   ７８０℃以上の温度に１分以上加熱し、その後３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
   第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
   第３冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
   製造方法により得られることを特徴とする銅合金。
4. 前記不可避不純物に含まれる元素のうち、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂｅの重量が総量で０．０５ｗｔ％以下であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の銅合金。
5. １ｍｍ^２の領域内に構成元素成分や不可避不純物成分による直径１μｍ以上の析出物や介在物の数が１個以下であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の銅合金。
6. 引張強さが６２０ＭＰａ以上、ビッカース硬さが１８０Ｈｖ以上、導電率４５％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の銅合金。
7. ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
   ８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
   熱間圧延を圧下率５０％以上で４分以内に７００℃以上の温度で終了し、
   ３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
   第１冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
   第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
   ことを特徴とする銅合金の製造方法。
8. ＦｅとＮｉの合計重量が０．３〜１．０ｗｔ％、Ｆｅの重量とＮｉの重量との比（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．２〜１．２、Ｐが０．０５〜０．３ｗｔ％、ＦｅとＮｉの合計重量とＰの重量との比（（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐ）が２〜６、Ｓｎが０．１〜１．０ｗｔ％、Ｚｎが０．１〜２．０ｗｔ％、残部がＣｕおよび不可避不純物で構成される銅合金を溶製後、
   ８５０〜１０００℃の温度で３０分以上加熱し、
   圧下率５０％以上で熱間圧延し、
   第１冷間圧延を実施し、
   ７８０℃以上の温度に１分以上加熱し、その後３００℃まで２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、
   第２冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ３５０〜５００℃の温度において１〜８時間の時効処理を行い、
   第３冷間圧延を圧下率５０％以上で実施し、
   ４５０℃以下の温度において３分以内の歪み除去焼鈍を行う
   ことを特徴とする銅合金の製造方法。

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