JP2012207261A - 電気電子部品用銅合金板 - Google Patents
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Abstract
【課題】Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板において、高強度、高導電性、良好な曲げ加工性及び高い耐応力緩和特性を両立させた電気電子部品用銅合金板を提供する。
【解決手段】電気電子部品用銅合金板は、Ｆｅ：２．５乃至３．５質量％及びＰ：０．００１乃至０．０５０質量％を含有し、Ｍｇ、Ｓｎ及びＺｎが適量添加されており、残部が銅及び不可避的不純物からなる組成を有し、Ｃｕ母相中に第二相が析出した二相組織を有する。そして、圧延方向及び板厚方向からなる断面において、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２乃至１５μｍであり、母相の圧延方向における平均結晶粒径をＤＬとして、板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎに対する比ＤＬ／Ｄｎが１．５以上であり、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径をＤＬ２、第二相粒子の板厚方向における平均結晶粒径をＤｎ２として、比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下である。
【選択図】なし
【解決手段】電気電子部品用銅合金板は、Ｆｅ：２．５乃至３．５質量％及びＰ：０．００１乃至０．０５０質量％を含有し、Ｍｇ、Ｓｎ及びＺｎが適量添加されており、残部が銅及び不可避的不純物からなる組成を有し、Ｃｕ母相中に第二相が析出した二相組織を有する。そして、圧延方向及び板厚方向からなる断面において、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２乃至１５μｍであり、母相の圧延方向における平均結晶粒径をＤＬとして、板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎに対する比ＤＬ／Ｄｎが１．５以上であり、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径をＤＬ２、第二相粒子の板厚方向における平均結晶粒径をＤｎ２として、比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下である。
【選択図】なし
Description
本発明は、端子、コネクタ及びリレー等の電気電子部品用材料、リードフレーム及び放熱板等の半導体機器に使用される部品用材料、並びに自動車用ジャンクションブロック及び民生用電気機器等に使用される電気回路用材料等に使用される電気電子部品用銅合金板に関し、特に、強度、導電性、曲げ加工性及び耐応力緩和特性を向上させた電気電子部品用銅合金板に関する。
近時、例えば自動車分野においては、環境規制への対応又は快適性及び安全性等の向上への要求から、多くの電気電子機器が搭載されるようになり、使用される端子、コネクタ及びリレー等の電気電子部品、リードフレーム及び放熱板等の半導体機器用部品、並びに自動車用ジャンクションブロック及び民生用電気機器等に使用される電気回路は、挟ピッチ化及び小型化が進められている。また、情報通信分野及び民生分野等においても、同様の要求により、電気電子部品等における挟ピッチ化及び小型化が進められている。
これらの電気電子部品等には、高強度のみならず、高い導電率、プレス成形時の優れた曲げ加工性が要求され、更に、例えばエンジンルーム等の高温環境化における通電性を維持するために、耐応力緩和特性が高いことが要求される。
よって、電気電子部品等に使用される銅合金材料において、強度特性、導電性、曲げ加工性又は耐応力緩和特性を向上させる技術が種々提案されている。例えば、特許文献１乃至３において、本願出願人は、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金において、組成制御を行うことにより、電気電子部品用の銅合金材料において、強度特性、導電性、曲げ加工性又は耐応力緩和性の２以上の項目を両立させる技術を提案した。
即ち、特許文献１において、本願出願人は、Ｆｅ：０．５乃至２．４質量％、Ｓｉ：０．０２乃至０．１質量％、Ｍｇ：０．０１乃至０．２質量％、Ｓｎ：０．０１乃至０．７質量％、Ｚｎ：０．０１乃至０．２質量％、Ｐ：０．０３質量％未満、Ｎｉ：０．０３質量％以下及びＭｎ：０．０３質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる電気電子部品用銅合金を提案し、電気電子部品用の銅合金材料において、耐力、導電率、ばね限界値、耐応力緩和特性及び曲げ加工性を向上させる技術を提案した。
また、特許文献２において、本願出願人は、Ｆｅ：１．０乃至２．５質量％、Ｓｉ：０．００５乃至０．１質量％、Ｓｎ：０．０５乃至０．５質量％、Ｍｇ：０．０５乃至０．５質量％、Ｚｎ：０．０１乃至１．０質量％、Ｈ：０．０００１質量％以下及びＯ：０．００４質量％以下を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金板又は銅合金条を提案し、特に自動車用の高電圧環境化で使用される端子用材料において、曲げ加工性、ばね限界値、耐応力緩和特性等を向上させる技術を提案した。
更に、特許文献３において、本願出願人は、Ｆｅ：１．６乃至２．４質量％、Ｓｉ：０．０２乃至０．２質量％、Ｚｎ：０．２乃至３．０質量％、Ｍｇ：０．０１乃至０．４質量％、Ｓｎ：０．０１乃至０．２質量％、Ｐ：０．０１質量％未満、Ｎｉ：０．０３質量％以下、Ｍｎ：０．０３質量％以下を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる銅合金を提案し、配線接続用の銅合金において、耐力、導電率、耐応力緩和特性を向上させる技術を提案した。
また、特許文献４及び５において、本願発明者はＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金において、組成に加えて、更に、圧延表面における板幅方向の平均結晶粒径を３乃至６０μｍとすることにより、プレス打ち抜き加工性及び曲げ加工性を向上させる技術を提案した。
しかしながら、上述の従来技術には、以下に示すような問題点がある。特許文献１乃至３の銅合金においては、組成制御により強度特性を向上させているが、銅合金組織における検討が不十分である。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金においては、Ｆｅ−Ｐ化合物の第二相粒子が析出することにより銅合金の強度特性を向上させることができるが、特許文献１乃至３の技術は、銅合金組織の制御についての検討が不十分であり、Ｆｅ−Ｐ系析出物を銅合金組織中に分散させるための析出物制御についての検討も不十分である。
特許文献４及び５の技術は、銅合金組織の制御について、圧延表面における平均結晶粒径を所定値に制御することにより、プレス打ち抜き加工性及び曲げ加工性を向上させることが開示されているものの、上述の如く、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金においては、Ｃｕ母相中にＦｅ−Ｐ系の第二相粒子が析出した二相組織が形成される。よって、圧延表面における銅合金組織を規定するだけでは、所定の曲げ加工性が得られない場合がある。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板において、高強度、高導電性、良好な曲げ加工性及び高い耐応力緩和特性を両立させた電気電子部品用銅合金板を提供することを目的とする。
本発明に係る電気電子部品用銅合金板は、Ｆｅ：２．５乃至３．５質量％及びＰ：０．００１乃至０．０５０質量％を含有し、更に、Ｍｇ：０質量％以上０．４０質量％以下、Ｓｎ：０質量％以上１．５０質量％以下及びＺｎ：０質量％以上２．０質量％以下であり、残部が銅及び不可避的不純物からなる組成を有し、Ｃｕ母相中に第二相粒子が析出した二相組織を有する電気電子部品用銅合金板であって、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、前記母相の前記板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２乃至１５μｍであり、前記母相の前記圧延方向における平均結晶粒径をＤＬとして、前記板厚方向における平均結晶粒径をＤｎに対する比ＤＬ／Ｄｎが１．５以上であり、前記第二相粒子の前記圧延方向における平均結晶粒径をＤＬ２、前記第二相粒子の前記板厚方向における平均結晶粒径をＤｎ２として、比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下であることを特徴とする。
本発明に係る電気電子部品用銅合金板は、更に、Ｓｉ：０．０１乃至０．１０質量％及びＮｉ：０．０１乃至０．５０質量％からなる群から選択された１種以上を含有する組成を有することが好ましい。また、電気電子部品用銅合金板は、更に、Ｃｒ：０．００１乃至０．３００質量％及びＭｎ：０．０１乃至０．５０質量％からなる群から選択された１種以上を含有する組成を有することができる。更にまた、電気電子部品用銅合金板は、更に、Ｓの含有量を０．００５質量％以下に規制した組成を有することが好ましい。
上述の電気電子部品用銅合金板は、更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択された１種以上を夫々０．０００１質量％以上含有し、総量で０．１質量％以下含有する組成を有することができ、更に、Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉからなる群から選択された１種以上を夫々０．００１質量％以上含有し、総量で０．９００質量％以下含有する組成を有することが好ましい。
本発明によれば、Ｆｅ及びＰを含有し、Ｃｕ母相中に第二相粒子が析出した二相組織を有する電気電子部品用銅合金板において、Ｆｅ、Ｐ、Ｍｇ、Ｓｎ及びＺｎの含有量を適正範囲とし、更に、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の平均結晶粒径及び各方向における平均結晶粒比、並びに第二相粒子の各方向における平均結晶粒比を適正範囲に規定している。よって、電気電子部品用銅合金板において、Ｆｅ−Ｐの析出物により高強度を得ながら、高導電性、良好な曲げ加工性及び高い耐応力緩和特性を両立させることができる。
以下、本発明の実施の形態について具体的に説明する。本願発明者等は、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金板において、高強度、高導電性、良好な曲げ加工性及び高い耐応力緩和特性を両立させるべく、種々実験検討を行った。その結果、Ｆｅ及びＰを所定範囲で添加すれば、Ｆｅ−Ｐの第二相粒子がＣｕ母相中に析出し、これにより、強度特性及び導電性が向上し、Ｃｕ合金中に固溶したＰにより耐応力緩和特性が向上することを知見した。また、曲げ加工性及び導電率の低下を抑制するためには、Ｍｇ、Ｓｎ及びＺｎの添加量を所定範囲とすればよいことを知見した。即ち、本発明の電気電子部品用銅合金板は、Ｆｅ：２．５乃至３．５質量％、Ｐ：０．００１乃至０．０５０質量％を含有し、更に、Ｍｇ：０質量％以上０．４０質量％以下、Ｓｎ：０質量％以上１．５０質量％以下及びＺｎ：０質量％以上２．０質量％以下であり、残部が銅及び不可避的不純物からなる組成を有する。
そして、この二相組織を有するＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系の合金板において、組織制御を適正に行うことにより、電気電子部品用の合金板として曲げ加工性も向上することを知見し、本発明を見出した。即ち、本発明においては、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎは、２乃至１５μｍであり、母相の圧延方向における平均結晶粒径をＤＬとして、板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎに対する比ＤＬ／Ｄｎが１．５以上であり、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径をＤＬ２、第二相粒子の板厚方向における平均結晶粒径をＤｎ２として、比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下である。
以下、本発明における数値限定理由について説明する。
「Ｆｅ：２．５乃至３．５質量％」
Ｆｅは銅合金板の製造工程において、熱処理により、Ｐと結びついてＦｅ−Ｐ系化合物を生成し、銅合金組織内にＦｅ−Ｐ系化合物が析出して第二相粒子が形成されることにより、強度特性及び導電性が向上する。また、Ｆｅの添加により、銅合金の耐熱性も改善される。更に、Ｃｕ合金中にＦｅ単体を分散させることによっても、強度特性が向上する。Ｆｅの含有量が２．５質量％を下回ると、銅合金材料の強度特性を向上させる効果を十分に得られなくなる。一方、Ｆｅの含有量が３．５質量％を超えると、銅合金板の曲げ加工性が低下しやすくなる。よって、本発明においては、電気電子部品用銅合金に必要な強度特性を得るために、Ｆｅの添加量を２．５乃至３．５質量％とする。Ｆｅの添加量は、望ましくは２．６乃至３．０質量％である。
Ｆｅは銅合金板の製造工程において、熱処理により、Ｐと結びついてＦｅ−Ｐ系化合物を生成し、銅合金組織内にＦｅ−Ｐ系化合物が析出して第二相粒子が形成されることにより、強度特性及び導電性が向上する。また、Ｆｅの添加により、銅合金の耐熱性も改善される。更に、Ｃｕ合金中にＦｅ単体を分散させることによっても、強度特性が向上する。Ｆｅの含有量が２．５質量％を下回ると、銅合金材料の強度特性を向上させる効果を十分に得られなくなる。一方、Ｆｅの含有量が３．５質量％を超えると、銅合金板の曲げ加工性が低下しやすくなる。よって、本発明においては、電気電子部品用銅合金に必要な強度特性を得るために、Ｆｅの添加量を２．５乃至３．５質量％とする。Ｆｅの添加量は、望ましくは２．６乃至３．０質量％である。
「Ｐ：０．００１乃至０．０５０質量％」
Ｐは銅合金板の製造工程において、熱処理により、Ｆｅと結びついてＦｅ−Ｐ系化合物を生成し、銅合金組織内にＦｅ−Ｐ系の第二相粒子が析出することにより、強度特性及び導電性が向上する。また、Ｐの添加により、銅合金の耐熱性も改善される。更に、Ｃｕ合金に固溶したＰは耐応力緩和特性を向上させる。Ｐの含有量が０．００１質量％を下回ると、Ｆｅ−Ｐ系化合物の生成が不十分となり、銅合金材料の強度特性を向上させる効果を十分に得られなくなり、Ｐの含有量が０．０５０質量％を上回ると、銅合金板の導電性、曲げ加工性が低下しやすくなる。よって、本発明においては、電気・電子部品用銅合金に必要な強度特性を得るために、Ｐの添加量を０．００１乃至０．０５０質量％とする。
Ｐは銅合金板の製造工程において、熱処理により、Ｆｅと結びついてＦｅ−Ｐ系化合物を生成し、銅合金組織内にＦｅ−Ｐ系の第二相粒子が析出することにより、強度特性及び導電性が向上する。また、Ｐの添加により、銅合金の耐熱性も改善される。更に、Ｃｕ合金に固溶したＰは耐応力緩和特性を向上させる。Ｐの含有量が０．００１質量％を下回ると、Ｆｅ−Ｐ系化合物の生成が不十分となり、銅合金材料の強度特性を向上させる効果を十分に得られなくなり、Ｐの含有量が０．０５０質量％を上回ると、銅合金板の導電性、曲げ加工性が低下しやすくなる。よって、本発明においては、電気・電子部品用銅合金に必要な強度特性を得るために、Ｐの添加量を０．００１乃至０．０５０質量％とする。
「母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄ ｎ ：２乃至１５μｍ」
端子等の電気電子部品用銅合金に要求される曲げ加工性は、一般的には、平均結晶粒径が小さく、かつ結晶粒径のばらつきが小さいほど良好となる。平均結晶粒径を小さくするためには、再結晶を伴う焼鈍温度を比較的低温に制御する方法があるが、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金の結晶粒成長は局部的に不均一になることが多く、そのため、ある程度結晶粒を成長させた組織の方が、曲げ加工性の確保には好適である。圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２μｍ未満であると、組織中に再結晶前の圧延組織が残留し、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が劣化する。また、再結晶後の冷間加工量が大きいことにより、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２μｍ未満となる場合においても、組織中に過剰な歪みが蓄積されて曲げ加工性が劣化する。一方、母相の平均結晶粒径Ｄｎが１５μｍを超えると、結晶粒界への応力集中が顕著となり、曲げ加工性が劣化する。よって、本発明においては、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎを２乃至１５μｍとする。母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎは、望ましくは５乃至１０μｍである。
端子等の電気電子部品用銅合金に要求される曲げ加工性は、一般的には、平均結晶粒径が小さく、かつ結晶粒径のばらつきが小さいほど良好となる。平均結晶粒径を小さくするためには、再結晶を伴う焼鈍温度を比較的低温に制御する方法があるが、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金の結晶粒成長は局部的に不均一になることが多く、そのため、ある程度結晶粒を成長させた組織の方が、曲げ加工性の確保には好適である。圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２μｍ未満であると、組織中に再結晶前の圧延組織が残留し、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が劣化する。また、再結晶後の冷間加工量が大きいことにより、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２μｍ未満となる場合においても、組織中に過剰な歪みが蓄積されて曲げ加工性が劣化する。一方、母相の平均結晶粒径Ｄｎが１５μｍを超えると、結晶粒界への応力集中が顕著となり、曲げ加工性が劣化する。よって、本発明においては、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎを２乃至１５μｍとする。母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎは、望ましくは５乃至１０μｍである。
「母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄ ｎ に対する圧延方向における平均結晶粒径Ｄ Ｌ の比Ｄ Ｌ ／Ｄ ｎ ：１．５以上」
銅合金板において、結晶粒の形状は曲げ加工性に大きな影響を与える。即ち、一般的には、圧延が施された銅合金板は、曲げ加工の際に、圧延方向に平行方向の曲げ軸を中心とした曲げ加工（Ｂ．Ｗ．（Ｂａｄ Ｗａｙ）曲げ）が施されるが、近時の電気電子部品への小型化への要求から、圧延方向に垂直な（板厚）方向の曲げ軸を中心とした曲げ加工（Ｇ．Ｗ．（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）曲げ）における加工性の向上も望まれている。よって、本発明においては、特に、Ｇ．Ｗ．曲げ加工性に優れた銅合金板を得るために、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の圧延方向における平均結晶粒径ＤＬを、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎに対する比ＤＬ／Ｄｎで１．５以上に制御する。この比ＤＬ／Ｄｎが１．５未満であると、Ｇ．Ｗ曲げ加工性が低下し、例えば曲げ加工後の銅合金材料の外表面に割れが発生する。
銅合金板において、結晶粒の形状は曲げ加工性に大きな影響を与える。即ち、一般的には、圧延が施された銅合金板は、曲げ加工の際に、圧延方向に平行方向の曲げ軸を中心とした曲げ加工（Ｂ．Ｗ．（Ｂａｄ Ｗａｙ）曲げ）が施されるが、近時の電気電子部品への小型化への要求から、圧延方向に垂直な（板厚）方向の曲げ軸を中心とした曲げ加工（Ｇ．Ｗ．（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ）曲げ）における加工性の向上も望まれている。よって、本発明においては、特に、Ｇ．Ｗ．曲げ加工性に優れた銅合金板を得るために、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の圧延方向における平均結晶粒径ＤＬを、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎに対する比ＤＬ／Ｄｎで１．５以上に制御する。この比ＤＬ／Ｄｎが１．５未満であると、Ｇ．Ｗ曲げ加工性が低下し、例えば曲げ加工後の銅合金材料の外表面に割れが発生する。
「第二相粒子の板厚方向における平均結晶粒径Ｄ ｎ２ に対する圧延方向における平均結晶粒径Ｄ Ｌ２ の比Ｄ Ｌ２ ／Ｄ ｎ２ ：５以下」
Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金においては、Ｆｅ−Ｐ化合物又はＦｅが母相中に析出して第二相粒子が形成され、これがＣｕ母相中に分散することによって高い強度特性が得られる。この第二相中のＦｅ−Ｐ化合物及びＦｅに起因する第二相粒子は、銅合金の曲げ加工性に大きく影響を及ぼす。本発明においては、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径ＤＬ２を板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎ２に対する比ＤＬ２／Ｄｎ２で最適化することにより、電気電子部品用材料として使用される銅合金板において、特に、Ｇ．Ｗ．曲げの際に有用な曲げ加工性が得られる。即ち、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径ＤＬ２は、第二相粒子の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎ２に対する比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下であり、望ましくはＤＬ２／Ｄｎ２が４以下、更に望ましくはＤＬ２／Ｄｎ２が２以下である。この比ＤＬ２／Ｄｎ２が５を超えると、例えば曲げ加工後の銅合金材料の外表面に割れが発生する。
Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金においては、Ｆｅ−Ｐ化合物又はＦｅが母相中に析出して第二相粒子が形成され、これがＣｕ母相中に分散することによって高い強度特性が得られる。この第二相中のＦｅ−Ｐ化合物及びＦｅに起因する第二相粒子は、銅合金の曲げ加工性に大きく影響を及ぼす。本発明においては、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径ＤＬ２を板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎ２に対する比ＤＬ２／Ｄｎ２で最適化することにより、電気電子部品用材料として使用される銅合金板において、特に、Ｇ．Ｗ．曲げの際に有用な曲げ加工性が得られる。即ち、第二相粒子の圧延方向における平均結晶粒径ＤＬ２は、第二相粒子の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎ２に対する比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下であり、望ましくはＤＬ２／Ｄｎ２が４以下、更に望ましくはＤＬ２／Ｄｎ２が２以下である。この比ＤＬ２／Ｄｎ２が５を超えると、例えば曲げ加工後の銅合金材料の外表面に割れが発生する。
「Ｚｎ：０質量％以上２．０質量％以下」
本発明の銅合金材料を電気電子部品に加工した際には、例えばその表面には、Ｓｎめっきが施されるが、Ｚｎを添加することによって、Ｓｎめっきの耐熱剥離性が向上する。このＳｎめっきの耐熱剥離性を向上させるために、Ｚｎを添加する場合には、０．５質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｚｎの含有量が２．０質量％を超えると、銅合金板の曲げ加工性及び導電率が低下しやすくなるため、Ｚｎの含有量は０質量％以上２．０質量％以下とする。
本発明の銅合金材料を電気電子部品に加工した際には、例えばその表面には、Ｓｎめっきが施されるが、Ｚｎを添加することによって、Ｓｎめっきの耐熱剥離性が向上する。このＳｎめっきの耐熱剥離性を向上させるために、Ｚｎを添加する場合には、０．５質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｚｎの含有量が２．０質量％を超えると、銅合金板の曲げ加工性及び導電率が低下しやすくなるため、Ｚｎの含有量は０質量％以上２．０質量％以下とする。
「Ｍｇ：０質量％以上０．４０質量％以下」
Ｍｇは組織中に固溶することによって、銅合金板の強度特性及び耐応力緩和特性を向上させる。その効果を得るために、Ｍｇを添加する場合には、０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇの添加量が０．４０質量％を超えると、曲げ加工性及び導電率が低下しやすくなるため、Ｍｇの含有量は０質量％以上０．４０質量％以下とする。また、Ｍｇの添加量は０．０５乃至０．４０質量％であることが好ましい。
Ｍｇは組織中に固溶することによって、銅合金板の強度特性及び耐応力緩和特性を向上させる。その効果を得るために、Ｍｇを添加する場合には、０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇの添加量が０．４０質量％を超えると、曲げ加工性及び導電率が低下しやすくなるため、Ｍｇの含有量は０質量％以上０．４０質量％以下とする。また、Ｍｇの添加量は０．０５乃至０．４０質量％であることが好ましい。
「Ｓｎ：０質量％以上１．５０質量％以下」
Ｓｎは、Ｍｇと同様に、組織中に固溶することによって、銅合金板の強度特性及び耐応力緩和特性を向上させる。その効果を得るために、Ｓｎを添加する場合には、０．０３質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｓｎの添加量が１．５０質量％を超えると、曲げ加工性及び導電率が低下しやすくなるため、Ｓｎの含有量は０質量％以上１．５０質量％以下とする。また、Ｓｎの添加量は０．１乃至１．０質量％であることがより好ましく、更に好ましくは０．２乃至０．７質量％である。
Ｓｎは、Ｍｇと同様に、組織中に固溶することによって、銅合金板の強度特性及び耐応力緩和特性を向上させる。その効果を得るために、Ｓｎを添加する場合には、０．０３質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｓｎの添加量が１．５０質量％を超えると、曲げ加工性及び導電率が低下しやすくなるため、Ｓｎの含有量は０質量％以上１．５０質量％以下とする。また、Ｓｎの添加量は０．１乃至１．０質量％であることがより好ましく、更に好ましくは０．２乃至０．７質量％である。
「Ｃｒ：０．００１乃至０．３００質量％」
Ｃｒは、銅合金板の熱間加工性を向上させる。その効果を得るために、本発明においては、Ｃｒを０．００１質量％以上添加することが好ましい。一方、０．３００質量％を超えるＣｒは、銅合金組織中に晶出物を生成させて、銅合金板の曲げ加工性が低下しやすくなる。従って、Ｃｒの含有量は０．００１乃至０．３００質量％であり、更に０．００１乃至０．１００質量％であることが好ましい。
Ｃｒは、銅合金板の熱間加工性を向上させる。その効果を得るために、本発明においては、Ｃｒを０．００１質量％以上添加することが好ましい。一方、０．３００質量％を超えるＣｒは、銅合金組織中に晶出物を生成させて、銅合金板の曲げ加工性が低下しやすくなる。従って、Ｃｒの含有量は０．００１乃至０．３００質量％であり、更に０．００１乃至０．１００質量％であることが好ましい。
「Ｍｎ：０．０１乃至０．５０質量％」
Ｍｎは、銅合金板の熱間加工性を向上させる。その効果を得るために、本発明においては、Ｍｎを０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｎの添加量が０．５０質量％を超えると、銅合金板の導電率が低下しやすくなる。従って、Ｍｎの含有量は０．０１乃至０．５０質量％であり、更に０．０１乃至０．３０質量％であることが好ましい。
Ｍｎは、銅合金板の熱間加工性を向上させる。その効果を得るために、本発明においては、Ｍｎを０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｎの添加量が０．５０質量％を超えると、銅合金板の導電率が低下しやすくなる。従って、Ｍｎの含有量は０．０１乃至０．５０質量％であり、更に０．０１乃至０．３０質量％であることが好ましい。
「Ｓｉ：０．０１乃至０．１０質量％」
Ｓｉは、銅合金板の強度特性及び耐応力緩和特性を改善させる。その効果を得るために、本発明においては、Ｓｉを０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｓｉの添加量が０．１０質量％を超えると、銅合金板の導電性が低下しやすくなる。従って、Ｓｉの含有量は０．０１乃至０．１０質量％であることが好ましい。
Ｓｉは、銅合金板の強度特性及び耐応力緩和特性を改善させる。その効果を得るために、本発明においては、Ｓｉを０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｓｉの添加量が０．１０質量％を超えると、銅合金板の導電性が低下しやすくなる。従って、Ｓｉの含有量は０．０１乃至０．１０質量％であることが好ましい。
「Ｎｉ：０．０１乃至０．５０質量％」
Ｎｉは、強度特性を改善させるために、０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｎｉの添加量が０．５０質量％を超えると、銅合金板の導電性が低下しやすくなる。従って、Ｎｉの含有量は０．０１乃至０．５０質量％であることが好ましい。
Ｎｉは、強度特性を改善させるために、０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｎｉの添加量が０．５０質量％を超えると、銅合金板の導電性が低下しやすくなる。従って、Ｎｉの含有量は０．０１乃至０．５０質量％であることが好ましい。
「Ｓ：０．００５質量％以下に規制」
Ｓは、他の固溶元素との間で化合物を形成することにより、銅合金板の耐応力緩和特性及び曲げ加工性を低下させやすくする。そのためＳの含有量は０．００５質量％以下に規制することが好ましく、更に好ましくは０．００２質量％以下に規制する。
Ｓは、他の固溶元素との間で化合物を形成することにより、銅合金板の耐応力緩和特性及び曲げ加工性を低下させやすくする。そのためＳの含有量は０．００５質量％以下に規制することが好ましく、更に好ましくは０．００２質量％以下に規制する。
「Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂ：１種以上を夫々０．０００１質量％以上、総量で０．１質量％以下」
Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂの各元素は、プレス打ち抜き性を向上させる作用を有する。その効果を得るために、本発明においては、これらの元素を添加する場合には、１種以上の元素を夫々０．０００１質量％以上添加することが好ましい。一方、これらの元素の添加量が総量で０．１質量％を超えると、銅合金板の熱間加工性が低下しやすくなる。従って、上記元素を添加する場合には、１種以上を夫々０．０００１質量％以上、総量で０．１質量％以下含有させることが好ましい。
Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂの各元素は、プレス打ち抜き性を向上させる作用を有する。その効果を得るために、本発明においては、これらの元素を添加する場合には、１種以上の元素を夫々０．０００１質量％以上添加することが好ましい。一方、これらの元素の添加量が総量で０．１質量％を超えると、銅合金板の熱間加工性が低下しやすくなる。従って、上記元素を添加する場合には、１種以上を夫々０．０００１質量％以上、総量で０．１質量％以下含有させることが好ましい。
「Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉ：１種以上を夫々０．００１質量％以上、総量で０．９質量％以下」
Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉの各元素は、プレス打ち抜き性を向上させる作用を有する。また、Ｔｉ及びＺｒについては、更に熱間加工性を向上させる効果がある。その効果を得るために、本発明においては、これらの元素を添加する場合には、１種以上の元素を夫々０．００１質量％以上添加することが好ましい。一方、これらの元素の添加量が総量で０．９質量％を超えると、熱間及び冷間加工性が低下しやすくなる。従って、上記元素を添加する場合は、１種以上の元素を夫々０．００１質量％以上、総量で０．９質量％以下含有させることが好ましい。なお、Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉからなる群から選択された１種以上の元素に加えて、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択された１種以上の元素を添加する場合には、これらの元素の添加量は、総量で１．０質量以下とする。
Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉの各元素は、プレス打ち抜き性を向上させる作用を有する。また、Ｔｉ及びＺｒについては、更に熱間加工性を向上させる効果がある。その効果を得るために、本発明においては、これらの元素を添加する場合には、１種以上の元素を夫々０．００１質量％以上添加することが好ましい。一方、これらの元素の添加量が総量で０．９質量％を超えると、熱間及び冷間加工性が低下しやすくなる。従って、上記元素を添加する場合は、１種以上の元素を夫々０．００１質量％以上、総量で０．９質量％以下含有させることが好ましい。なお、Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉからなる群から選択された１種以上の元素に加えて、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択された１種以上の元素を添加する場合には、これらの元素の添加量は、総量で１．０質量以下とする。
次に、本発明に係る電気電子部品用銅合金板の製造方法について説明する。本発明においては、所定の組成を有する材料を溶解・鋳造し、均熱処理後、熱間圧延により板材に成形し、この熱間圧延後の板材を急冷した後、１回目の冷間圧延（以下、１次冷間圧延）を施す。そして、冷間圧延後の板材に１次焼鈍による熱処理を施した後、２回目の冷間圧延（以下、２次冷間圧延）により、所定形状に成形し、その後、２次焼鈍を施すことにより、銅合金組織内の歪みを除去する。本発明においては、母相及び第二相粒子からなる金属組織において、圧延方向及び板厚方向を含む断面に所望の結晶粒組織を得るために、上記均熱処理工程、熱間加工工程、急冷工程、１次冷間圧延工程、１次焼鈍工程、２次冷間圧延工程及び２次焼鈍工程のうち、特に、均熱処理工程、熱間加工工程、１次焼鈍工程、２次冷間圧延工程及び２次焼鈍工程における処理条件を調整する。以下、各工程について説明する。
均熱処理は８５０℃以上で１０分間以上保持する条件で行い、引き続き、熱間圧延を行う。この熱間圧延は、成形された板材が例えば大気により冷却されても、その実体温度が７００℃以上であるうちに終了する。熱間圧延を終了する温度が７００℃未満であると、銅合金組織内に析出する第二相粒子が粗大化して、品質の局所的なばらつきが生じやすくなる。次に、熱間圧延後の板材を水冷等により急冷する。
次に、急冷後の板材に冷間で１次冷間圧延を施す。この際、圧延加工率は任意であるが、最終的な板材の板厚及び２次冷間加工における圧延加工率に合わせて調節する。
本発明においては、１次冷間圧延後の板材に例えば４５０乃至６５０℃で３０分間乃至２４時間の１次焼鈍処理を施すことにより、金属組織内に析出を伴う再結晶処理を施す。即ち、この焼鈍処理により、金属組織内には、「銅合金組織の再結晶」と「Ｆｅ−Ｐ系化合物の析出」が同時に発生し、「銅合金組織の再結晶」により、製品の曲げ加工性、耐応力緩和特性が改善され、「Ｆｅ−Ｐ系化合物の析出」により、製品の導電性、耐熱性及び強度特性が向上する。焼鈍温度が４５０℃未満又は焼鈍時間が３０分未満であると、加熱処理不足により、銅合金内に１次冷間圧延後の組織が残留し、母相の平均結晶粒径が例えば２μｍ未満となる。よって、銅合金板の曲げ加工性及び耐応力緩和特性が低下する。またＦｅ−Ｐ系化合物の析出が不十分となり、銅合金板の導電性、耐熱性及び強度特性が低下する。一方、焼鈍温度が６５０℃を超えると、銅合金の組織が粗大となり、例えば母相の平均結晶粒径が１５μｍを超え、その結果、曲げ加工性が低下する。また、Ｆｅ−Ｐ系化合物が粗大となり、強度特性が低下する。また、焼鈍時間が２４時間を超える場合は、エネルギーロスが高くなり経済的に非効率的である。
次に、焼鈍処理後の板材に、２次冷間圧延処理を施す。このときの圧延加工率を所定範囲にすることにより、銅合金組織内における各結晶粒の形状が本発明の範囲となるように調節される。また、２次冷間圧延により、金属組織内に加工歪みが蓄積し、銅合金板の強度特性が改善される。即ち、２次冷間圧延工程における圧延加工率は、例えば２５乃至７０％である。この２次冷間圧延工程における加工率が２５％未満であると、圧延方向及び板厚方向を含む断面において、母相の平均結晶粒径比ＤＬ／Ｄｎが１．５未満となり、Ｇ．Ｗ曲げ加工性の優位性が得にくくなる。また、圧延により金属組織内に蓄積される歪み量が低下し、十分な強度特性が得にくくなる。２次冷間圧延工程における加工率が７０％を超えると、金属組織内に蓄積される歪み量は飽和して、強度特性の向上が得にくくなる一方、例えば第二相粒子の平均結晶粒径比が５を超えるか、又は母相の板厚方向における平均結晶粒径が２μｍ未満となり、曲げ加工性が著しく低下する。
次に、２次冷間圧延処理後の銅合金板に、２５０乃至４５０℃、２０乃至１０００秒の熱処理条件により歪取り焼鈍を施し、２５０乃至４５０℃の低温下で可動する歪の除去を行い、耐応力緩和特性を改善させる。熱処理温度が２５０℃未満又は熱処理時間が２０秒未満の場合には、可動歪の除去が不十分となり、耐応力緩和特性が低下しやすくなる。一方、熱処理温度が４５０℃を超えるか、又は熱処理時間が１０００秒を超える場合には、歪の除去が過剰となり強度特性が低下しやすくなる。
以上のようにして、本発明の電気電子部品用銅合金板が製造される。この銅合金板は、Ｆｅ−Ｐの析出により、強度が高く、また、圧延方向及び板厚方向からなる断面において、母相の平均結晶粒径及び各方向における平均結晶粒比並びに第二相粒子の各方向における平均結晶粒比が所定範囲内であり、高い導電率、良好な曲げ加工性及び高い耐応力緩和特性が両立されたものとなる。
以下、本発明による効果について、本発明を満足する実施例をその比較例と対比して説明する。
（第１実施例）
第１実施例においては、同一の製造条件により製造された電気電子部品用銅合金について、組成又は結晶粒径を変化させた実施例である。先ず、表１−１及び表１−２に示す組成を有する銅合金をクリプトル炉に投入し、大気中、木炭被覆下で溶解・鋳造を行った。次に、鋳塊に９５０℃の温度で１時間均熱処理を行い、続いて熱間圧延加工を施した。このとき、熱間圧延終了温度を７００℃とし、その後、速やかに水冷を行い、厚さ２０ｍｍの銅合金板を得た。次に板の両面を１ｍｍずつ面削加工した後、１次冷間圧延加工により、銅合金板の厚さを０．５ｍｍまで圧延した。その後、５５０℃の温度で２４０分間焼鈍処理を行い、焼鈍処理後の銅合金板の表面を研磨して酸化物を除去した。引き続き、加工率５０％の条件で２次冷間圧延加工を施すことにより、板厚が０．２５ｍｍの薄板を得た。この薄板に対して、３５０℃の温度で６０秒の歪取焼鈍を行い、実施例及び比較例の供試材とした。
第１実施例においては、同一の製造条件により製造された電気電子部品用銅合金について、組成又は結晶粒径を変化させた実施例である。先ず、表１−１及び表１−２に示す組成を有する銅合金をクリプトル炉に投入し、大気中、木炭被覆下で溶解・鋳造を行った。次に、鋳塊に９５０℃の温度で１時間均熱処理を行い、続いて熱間圧延加工を施した。このとき、熱間圧延終了温度を７００℃とし、その後、速やかに水冷を行い、厚さ２０ｍｍの銅合金板を得た。次に板の両面を１ｍｍずつ面削加工した後、１次冷間圧延加工により、銅合金板の厚さを０．５ｍｍまで圧延した。その後、５５０℃の温度で２４０分間焼鈍処理を行い、焼鈍処理後の銅合金板の表面を研磨して酸化物を除去した。引き続き、加工率５０％の条件で２次冷間圧延加工を施すことにより、板厚が０．２５ｍｍの薄板を得た。この薄板に対して、３５０℃の温度で６０秒の歪取焼鈍を行い、実施例及び比較例の供試材とした。
そして、各実施例及び比較例の供試材から切り出した試験片について、下記の要領にて結晶粒径を測定し、また、引張試験（０．２％耐力測定）、導電率測定、Ｗ曲げ試験及び耐応力緩和特性試験に供した。
（結晶粒径の測定）
各試験片を、圧延方向及び板厚方向を含む断面が観察面となるように冷間埋め込み樹脂に埋め込み、２４００番の耐水研磨紙で研磨後、１μｍのダイヤモンドスプレーを塗布したバフにて仕上げ研磨を行った。そして、研磨後の各試験片をクロム酸及び塩化第二鉄により結晶粒界を腐食させて観察試料を得た。各実施例及び比較例の観察試料について、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率の組織写真を得、組織写真から結晶粒径を測定した。板厚方向の結晶粒径は、切断法により、１０００μｍの範囲における結晶粒径を測定し、その平均値を算出して母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎとした。また、圧延方向についても、同様の方法により平均結晶粒径ＤＬを算出し、この算出結果を基に、比ＤＬ／Ｄｎを算出した。第二相粒子については、１００μｍ四方の範囲内で観察される直径が１μｍ以上の結晶粒子について、夫々板厚方向及び圧延方向の粒径を測定し、その平均値を算出して板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎ２及び圧延方向における平均結晶粒径ＤＬ２とし、この算出結果を基に、比ＤＬ２／Ｄｎ２を算出した。各実施例及び比較例について、母相の圧延方向における平均結晶粒径Ｄｎ及び平均結晶粒径比ＤＬ／Ｄｎと、第二相粒子の平均結晶粒径比ＤＬ２／Ｄｎ２を表１−２にあわせて示す。
各試験片を、圧延方向及び板厚方向を含む断面が観察面となるように冷間埋め込み樹脂に埋め込み、２４００番の耐水研磨紙で研磨後、１μｍのダイヤモンドスプレーを塗布したバフにて仕上げ研磨を行った。そして、研磨後の各試験片をクロム酸及び塩化第二鉄により結晶粒界を腐食させて観察試料を得た。各実施例及び比較例の観察試料について、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率の組織写真を得、組織写真から結晶粒径を測定した。板厚方向の結晶粒径は、切断法により、１０００μｍの範囲における結晶粒径を測定し、その平均値を算出して母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎとした。また、圧延方向についても、同様の方法により平均結晶粒径ＤＬを算出し、この算出結果を基に、比ＤＬ／Ｄｎを算出した。第二相粒子については、１００μｍ四方の範囲内で観察される直径が１μｍ以上の結晶粒子について、夫々板厚方向及び圧延方向の粒径を測定し、その平均値を算出して板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎ２及び圧延方向における平均結晶粒径ＤＬ２とし、この算出結果を基に、比ＤＬ２／Ｄｎ２を算出した。各実施例及び比較例について、母相の圧延方向における平均結晶粒径Ｄｎ及び平均結晶粒径比ＤＬ／Ｄｎと、第二相粒子の平均結晶粒径比ＤＬ２／Ｄｎ２を表１−２にあわせて示す。
（引張試験）
上記板厚が０．２５ｍｍの薄板を、夫々圧延方向に垂直の方向が長手方向となるように、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定された５号試験片に加工し、各実施例及び比較例の試験片に対してＪＩＳ Ｚ２２４１に規定された引張試験を行い、各試験片の０．２％耐力を測定した。そして、０．２％耐力が４５０Ｎ／ｍｍ２であった場合を合格（○）とした。
上記板厚が０．２５ｍｍの薄板を、夫々圧延方向に垂直の方向が長手方向となるように、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定された５号試験片に加工し、各実施例及び比較例の試験片に対してＪＩＳ Ｚ２２４１に規定された引張試験を行い、各試験片の０．２％耐力を測定した。そして、０．２％耐力が４５０Ｎ／ｍｍ２であった場合を合格（○）とした。
（導電率測定）
上記板厚が０．２５ｍｍの薄板を、夫々圧延方向が長手方向となるように幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片に加工し、各実施例及び比較例の試験片に対してＪＩＳ Ｈ０５０５に規定された非鉄金属材料導電率測定法に準拠し、ダブルブリッジ式電気抵抗測定装置により電気抵抗を測定し、平均断面積法により導電率を算出した。そして、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であった場合を合格（○）とした。
上記板厚が０．２５ｍｍの薄板を、夫々圧延方向が長手方向となるように幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片に加工し、各実施例及び比較例の試験片に対してＪＩＳ Ｈ０５０５に規定された非鉄金属材料導電率測定法に準拠し、ダブルブリッジ式電気抵抗測定装置により電気抵抗を測定し、平均断面積法により導電率を算出した。そして、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であった場合を合格（○）とした。
（Ｗ曲げ試験）
各実施例及び比較例の薄板を、夫々圧延方向が長手方向となるようにＬ．Ｄ．（Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）試験片、及び圧延方向に垂直の方向が長手方向となるようにＴ．Ｄ．（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）試験片に切り出し、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの各試験片に対して、ＪＣＢＡ Ｔ３０７に規定されたＷ曲げ試験を行った。この際、曲げ試験に使用した治具のＲ部の半径は、０．２５ｍｍとした。そして、Ｗ曲げ試験後のＬ．Ｄ．試験片及びＴ．Ｄ．試験片について、曲げ部外側の表面を光学顕微鏡（倍率５０倍）で観察した。そして、いずれの試験片にも割れが発生しなかった場合を合格（○）と判定し、いずれか一方でも割れが発生した場合を不合格（×）と判定した。
各実施例及び比較例の薄板を、夫々圧延方向が長手方向となるようにＬ．Ｄ．（Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）試験片、及び圧延方向に垂直の方向が長手方向となるようにＴ．Ｄ．（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）試験片に切り出し、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの各試験片に対して、ＪＣＢＡ Ｔ３０７に規定されたＷ曲げ試験を行った。この際、曲げ試験に使用した治具のＲ部の半径は、０．２５ｍｍとした。そして、Ｗ曲げ試験後のＬ．Ｄ．試験片及びＴ．Ｄ．試験片について、曲げ部外側の表面を光学顕微鏡（倍率５０倍）で観察した。そして、いずれの試験片にも割れが発生しなかった場合を合格（○）と判定し、いずれか一方でも割れが発生した場合を不合格（×）と判定した。
（耐応力緩和特性試験）
各実施例及び比較例の薄板を、夫々圧延方向に垂直の方向が長手方向となるように幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの短冊状の試験片を切り出し、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ １０１１に規定されている片持ち梁方式による応力緩和率の測定を行った。即ち、各試験片について、下記数式１により算出される負荷応力が０．２％耐力の８０％の大きさとなるようにスパン長さを設定し、試験片をジグに固定した。
各実施例及び比較例の薄板を、夫々圧延方向に垂直の方向が長手方向となるように幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの短冊状の試験片を切り出し、日本電子材料工業会標準規格ＥＭＡＳ １０１１に規定されている片持ち梁方式による応力緩和率の測定を行った。即ち、各試験片について、下記数式１により算出される負荷応力が０．２％耐力の８０％の大きさとなるようにスパン長さを設定し、試験片をジグに固定した。
そして、各試験片をジグに固定した状態で、オーブンにより１５０℃の温度で１０００時間の過熱を行った。加熱後のジグから負荷応力を除荷し、除荷後のたわみ変位［ｍｍ］を測定し、下記数式２により、応力緩和率を測定した。そして、応力緩和率が３０％以下であった場合を耐応力緩和特性が良好（○）であると評価した。
上記各引張試験（０．２％耐力測定）、導電率測定、Ｗ曲げ試験及び耐応力緩和特性試験の結果を表２に示す。
表２に示すように、実施例Ｎｏ．１乃至２３は、本発明の範囲を満足するので、０．２％耐力が高く、高導電率、良好な曲げ加工性及び高い耐応力緩和特性を両立できており、電気電子部品用の銅合金板として好適に使用することができる。
この実施例Ｎｏ．１乃至２３のうち、実施例Ｎｏ．４乃至２３は、Ｍｇ及びＳｎを適量含有することにより、他の実施例に比して、０．２％耐力が大きく、耐応力緩和特性も高かった。
比較例Ｎｏ．２４は、Ｆｅの含有量が本発明の範囲を超え、また、第二相中における圧延方向及び板厚方向の平均結晶粒径比ＤＬ２／Ｄｎ２も本発明の範囲を超えたので、曲げ加工性が劣化した。比較例Ｎｏ．２５は、Ｆｅの含有量が本発明の範囲未満であったため、Ｆｅ−Ｐ系の第二相の析出を観察できず、銅合金板の０．２％耐力が低下した。
比較例Ｎｏ．２６は、Ｐの含有量が本発明の範囲未満であったため、銅合金板の０．２％耐力及び導電率が低下した。比較例Ｎｏ．２７は、Ｐの含有量が本発明の範囲を超えていたので、銅合金板の曲げ加工性が劣化した。
比較例Ｎｏ．２８は、Ｚｎの含有量が過多となったことにより、曲げ加工性が劣化した。比較例Ｎｏ．２９及び３０は、Ｍｇ又はＳｎの含有量が多く、曲げ加工性が低下し、比較例Ｎｏ．３０は、Ｓｎ量過多により導電率も低下した。
（第２実施例）
第２実施例においては、同一の組成を有する銅合金から製造される銅合金板について、１次冷間圧延後に行う熱処理（１次焼鈍）条件及び２次冷間加工率の変化が、製造される銅合金板の結晶粒径及び各特性に及ぼす影響を調査した。即ち、表３に示すように、本実施例においては、Ｃｕ−２．８Ｆｅ−０．０３Ｐ−１．０Ｚｎ−０．１０Ｍｇ−０．１０Ｓｎの組成を有する銅合金から、第１実施例と同様に、板厚が０．２５ｍｍの試験片を製造した。本実施例においては、水冷工程後の面削加工までの加工条件は、第１実施例と同様であり、２次冷間圧延における加工率を変化させるが、最終的な銅合金板の板厚を０．２５ｍｍとするために、１次冷間圧延における加工率を９５乃至９８％の範囲で変化させた。そして、表３に示すように、１次焼鈍における焼鈍条件及び２次冷間圧延における加工率を種々変化させた。そして、製造された各試験片について、第１実施例と同様に結晶粒径を測定し、また、引張試験（０．２％耐力測定）、導電率測定、Ｗ曲げ試験及び応力緩和特性試験に供した。結晶粒径の測定値及び各試験結果を表４に示す。なお、評価方法については、第１実施例と同一である。
第２実施例においては、同一の組成を有する銅合金から製造される銅合金板について、１次冷間圧延後に行う熱処理（１次焼鈍）条件及び２次冷間加工率の変化が、製造される銅合金板の結晶粒径及び各特性に及ぼす影響を調査した。即ち、表３に示すように、本実施例においては、Ｃｕ−２．８Ｆｅ−０．０３Ｐ−１．０Ｚｎ−０．１０Ｍｇ−０．１０Ｓｎの組成を有する銅合金から、第１実施例と同様に、板厚が０．２５ｍｍの試験片を製造した。本実施例においては、水冷工程後の面削加工までの加工条件は、第１実施例と同様であり、２次冷間圧延における加工率を変化させるが、最終的な銅合金板の板厚を０．２５ｍｍとするために、１次冷間圧延における加工率を９５乃至９８％の範囲で変化させた。そして、表３に示すように、１次焼鈍における焼鈍条件及び２次冷間圧延における加工率を種々変化させた。そして、製造された各試験片について、第１実施例と同様に結晶粒径を測定し、また、引張試験（０．２％耐力測定）、導電率測定、Ｗ曲げ試験及び応力緩和特性試験に供した。結晶粒径の測定値及び各試験結果を表４に示す。なお、評価方法については、第１実施例と同一である。
表４に示すように、実施例Ｎｏ．３１乃至３８は、母相の平均結晶粒径Ｄｎ、母相の圧延方向及び板厚方向における平均結晶粒径比ＤＬ／Ｄｎ、並びに第二相粒子の圧延方向及び板厚方向における平均結晶粒径比ＤＬ２／Ｄｎ２が本発明の範囲を満足するので、０．２％耐力が高く、高導電率、良好な曲げ加工性及び耐応力緩和特性が得られ、比較例Ｎｏ．３９乃至４３に比して、１以上の項目で優れていた。このように、本発明においては、組成に加えて、銅合金組織中の結晶粒径を圧延方向及び板厚方向の双方の関係により規定することにより、電気電子部品用の銅合金板として最適な材料を得ることができる。
これに対して、比較例Ｎｏ．３９は、１次焼鈍温度が４００℃と低く、加熱処理不足により、銅合金内に１次冷間圧延後の組織が残留し、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが小さくなり、これにより、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が劣化した。一方、比較例Ｎｏ．４０は、１次焼鈍における加熱温度が高く、銅合金の組織が粗大となり、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが１６μｍまで大きくなり、曲げ加工性が劣化した。
比較例Ｎｏ．４１は、１次焼鈍時間が短く、加熱処理不足により、銅合金内に１次冷間圧延後の組織が残留し、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが小さくなり、これにより、曲げ加工性及び耐応力緩和特性が劣化した。また、Ｃｕ母相中へのＦｅ−Ｐ系の第二相が十分に析出できず、銅合金板の導電率が低下した。
比較例Ｎｏ．４２は、２次冷間工程における加工率が小さく、金属組織内における加工歪みの蓄積不足により０．２％耐力が低下した。一方、比較例Ｎｏ．４３は、２次冷間工程における加工率が大きく、母相の板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが１．８μｍまで小さくなり、曲げ加工性が劣化した。
Claims (6)
- Ｆｅ：２．５乃至３．５質量％及びＰ：０．００１乃至０．０５０質量％を含有し、更に、Ｍｇ：０質量％以上０．４０質量％以下、Ｓｎ：０質量％以上１．５０質量％以下及びＺｎ：０質量％以上２．０質量％以下であり、残部が銅及び不可避的不純物からなる組成を有し、Ｃｕ母相中に第二相粒子が析出した二相組織を有する電気電子部品用銅合金板であって、
圧延方向及び板厚方向を含む断面において、前記母相の前記板厚方向における平均結晶粒径Ｄｎが２乃至１５μｍであり、前記母相の前記圧延方向における平均結晶粒径をＤＬとして、前記板厚方向における平均結晶粒径をＤｎに対する比ＤＬ／Ｄｎが１．５以上であり、前記第二相粒子の前記圧延方向における平均結晶粒径をＤＬ２、前記第二相粒子の前記板厚方向における平均結晶粒径をＤｎ２として、比ＤＬ２／Ｄｎ２が５以下であることを特徴とする電気電子部品用銅合金板。 - 更に、Ｓｉ：０．０１乃至０．１０質量％及びＮｉ：０．０１乃至０．５０質量％からなる群から選択された１種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項１に記載の電気電子部品用銅合金板。
- 更に、Ｃｒ：０．００１乃至０．３００質量％及びＭｎ：０．０１乃至０．５０質量％からなる群から選択された１種以上を含有する組成を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の電気電子部品用銅合金板。
- 更に、Ｓの含有量を０．００５質量％以下に規制した組成を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金板。
- 更に、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｃａ、Ｖ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択された１種以上を夫々０．０００１質量％以上含有し、総量で０．１質量％以下含有する組成を有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金板。
- 更に、Ｂｅ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ａｕ及びＮｉからなる群から選択された１種以上を夫々０．００１質量％以上含有し、総量で０．９００質量％以下含有する組成を有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金板。
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