JP2013231224A - 曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材 - Google Patents
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Abstract
【課題】良好な強度、導電性と優れた曲げ加工性を高いレベルで兼ね備え、なおかつエッチング性やめっき性に不具合が生じるような大きな析出粒子を含まない曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材を提供する。
【解決手段】Fe:0.05〜0.5質量%、 Ni:0.05〜0.5質量%、P:0.02〜0.2質量%、残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下としたものである。
【選択図】なし
【解決手段】Fe:0.05〜0.5質量%、 Ni:0.05〜0.5質量%、P:0.02〜0.2質量%、残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下としたものである。
【選択図】なし
Description
本発明は半導体リードフレームやコネクタ端子などの電気・電子部品の材料として用いられる銅合金材について、良好な強度と導電性を持つと共に優れた曲げ加工性を兼ね備えた曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材に関するものである。
近年の電気・電子部品は小型化・薄型化が進んでおり、その材料となる銅合金材にはより薄い板厚の材料が使用され、それに伴って薄板でも十分な強度や導電性が確保できる材料が求められている。こうした電気・電子部品に用いられる銅合金材としては、熱処理によって合金成分を材料中に分散析出させることで強度・導電性を高める析出強化型の銅合金材が広く用いられている。
代表的なものとしてNi:3.0質量%、Si:0.65質量%、Mg:0.15質量%を含有する銅合金(C7025)やFe:2.3質量%、P:0.05質量%、Zn:0.12質量%を含有する銅合金(C194)が標準的な合金として広く知られている。
一方、上記のような銅合金材では材料中に1μmを超える大きさの析出粒子が多数存在し、中には10μmを超えるような大きさの析出粒子も生じる。こうした析出粒子を含んだ材料にリードフレームで広く用いられているエッチング加工を施した場合、エッチング面に析出粒子が残留して、その後のめっき加工において不具合が生じる等の問題がある。
こうした問題を解消する合金材料として、合金成分の含有量を下げることで大きな析出粒子の発生を抑えたCu−Fe−P系合金(特許文献1)が提案されている。この合金材料もFeのP化合物の析出によって強度・導電性が向上する材料であるが、合金成分の含有量が低いことから析出による強度の上昇は比較的小さい。
そこで、これらの材料では冷間圧延を行って材料を加工硬化させ、析出硬化と加工硬化を併せることで強度を向上させる方法が採られている。ここで、高強度を得るためには冷間圧延の加工度を高めて加工硬化させることが必要になる。
しかし、加工度の上昇は材料の延性低下を伴い、その結果として曲げ加工性を悪化させる問題がある。
近年の電気・電子部品は小型化に伴って厳しい曲げ加工を要求される用途が多く、このため電気・電子部品向けに適した材料を得るためには、材料の曲げ加工性の悪化を最小限に抑えつつ、加工硬化による強度向上を図る必要がある。
曲げ加工性を向上させる手法として集合組織を制御する方法が提案されている。
具体的にはCu−Fe−P系合金の表面における(200)面のX線回折強度I(200)と(220)面のX線回折強度I(220)の比、I(200)/I(220)を0.5以上10以下にする方法(特許文献2)や、(200)面と(311)面と(220)面のX線回折強度I(200)、I(311)、I(220)について{I(200)+I(311)}/I(220)を0.4以上にする方法(特許文献3)がある。また、集合組織についてBrass(黄銅)方位の方位分布密度を20%以下にし、なおかつBrass方位とS方位とCopper(銅)方位の方位分布密度の合計を10%以上50%以下にする方法(特許文献4)も提案されている。
上記のようにCu−Fe−P系合金について集合組織を制御して強度、導電性、曲げ加工性を兼備する材料を得る方法はいずれも有効な方法といえるが、さらに高い強度と良好な曲げ加工性を安定して得るためには改善が必要である。
すなわち、強度を高めるためには素材となる合金材料をより高強度が得られやすい材料にすることが必要であり、曲げ加工性を高めるためには集合組織制御に加えて割れの起点となりやすい結晶粒界の分布を制御することが必要であるといえる。
そこで、本発明の目的は、上記課題を解決し、良好な強度、導電性と優れた曲げ加工性を高いレベルで兼ね備え、なおかつエッチング性やめっき性に不具合が生じるような大きな析出粒子を含まない曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材を提供することにある。
上記目的を達成するために本発明の曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材は、 Fe:0.05〜0.5質量%
Ni:0.05〜0.5質量%
P:0.02〜0.2質量%
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、
FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、
表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下としたものである。
Ni:0.05〜0.5質量%
P:0.02〜0.2質量%
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、
FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、
表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下としたものである。
また、本発明の曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材は、
Fe:0.05〜0.5質量%
Ni:0.05〜0.5質量%
P:0.02〜0.2質量%
Sn、Zn、Ag、Mg、Zrから選択された1種以上の成分を合計0.03〜1質量%
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、
FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、
表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下としたものである。
Fe:0.05〜0.5質量%
Ni:0.05〜0.5質量%
P:0.02〜0.2質量%
Sn、Zn、Ag、Mg、Zrから選択された1種以上の成分を合計0.03〜1質量%
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、
FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、
表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下としたものである。
また、本発明の曲げ加工性に優れた電気・電子部品用銅合金材の引張強さが550MPa以上、導電率が60%IACS以上であることが好ましい。
本発明の銅合金材は、従来のCu−Fe−P合金などに比べて良好な曲げ加工性を安定して維持しつつ、高い強度と導電性をバランス良く兼ね備えることを特徴とする。こうした特徴を持つ材料は、特に小型・薄型化が必要な電子部品の材料としての用途に最適であり、その信頼性向上に大きく寄与するものである。
以下、本発明の好適な一実施の形態を詳述する。
本発明では、素材となる合金材料にCu−Fe−Ni−P系合金を用いることで、より高い強度が容易に実現できるようにすると共に、集合組織に加えて表面の結晶粒の形状を制御することで結晶粒界からの割れ発生を抑制するという新たな知見を加えた。
本発明の具体的な構成を説明する。
先ず本発明の銅合金材は、Fe:0.05〜0.5質量%、Ni:0.05〜0.5質量%、P:0.02〜0.2質量%を含有し、残部がCuおよび不可避的不純物からなり、FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2である銅合金材を素材として用いる。
この材料は、Cu−Fe−P系の合金に比べて高強度が得られやすく、曲げ加工性の悪化を抑えつつ高強度を得るための材料として適したものといえる。また、合金成分の含有量も低いことから大きな析出粒子の発生も抑えられ(特許文献5)、エッチング性やめっき性が良好である。
ここでFeとNiは、Pと共に添加することで、P化合物を形成して材料中に分散析出し、材料の良好な導電率を維持しながら強度を向上させる働きをする。また、Fe、Ni、Pの組成比を特定の範囲に規定することにより、導電率を低下させる銅中の固溶元素量を抑えながら析出物の分散による強度の向上を効果的に利用し、強度と導電率を好ましいバランスで兼備した材料を得ることができる。
上記の成分に加えてSn、Zn、Ag、Mg、Zrから選択された1種以上の成分を、合計0.03〜1質量%の範囲で添加しても良く、この場合、より良好な特性を期待することができる。これらの元素は強度の向上に効果的に働く成分である。
上記の条件の限定理由について以下に説明する。
本発明の銅合金材は、FeとNiのP化合物を複合して析出させることで特性を向上させるものである。
ここで、Pの添加量を0.02質量%未満にすると十分な量のP化合物を形成することができず、満足できる強度が得られない。また、0.2質量%を超えて添加すると鋳造時や熱間加工時にP化合物の偏析に起因する割れが起こりやすくなる。よってPの組成範囲は0.02〜0.2質量%に規定する。
このPの組成範囲に対して効果的に化合物を形成させて強度を高め、なおかつ高い導電性をバランス良く両立させるためには、Feの組成範囲を0.05〜0.5質量%、Niの組成範囲を0.05〜0.5質量%にし、かつFeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10であり、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2になるように規定する必要がある。
FeおよびNiの含有量が組成範囲の下限を下回る場合、P化合物の形成量が不十分になり、十分な強度を確保することができない。また、組成範囲の上限を超える場合は余剰のFe、Niが銅中に固溶して導電率が低下する。さらに、FeおよびNiの合計量がP量の3倍未満になる場合は、化合物形成時にPが過剰になり、10倍を超える場合は逆にFe、Niが過剰になる。このような過剰成分は銅中に固溶状態で存在するため、導電率を害する結果となる。過剰成分をより少なくするため、規定範囲の中でも(Fe+Ni)/P=3〜6の範囲を選択することがより望ましい。
また、FeとNiは強度と導電率の各々に対して同様の効果を期待して添加するものであるが、Feのみを添加したCu−Fe−P系合金では強度が不十分になりやすく、逆にNiのみの添加では低導電率の特性になりやすい。よって強度と導電率のバランスが良い材料を得るためには、FeとNiを組み合わせて添加することが有効であり、ほぼ1対1の比率で添加した時により望ましい特性が得られる。そこで実用上支障がない範囲として、FeとNiの質量比をFe/Ni=0.8〜1.2に規定する。
Snは、少量の添加でも強度を大きく向上させる効果を持った添加元素である。ただし、含有量が多くなると導電性を低下させる悪影響が大きくなる。Znは強度向上の効果を持つと共にはんだ濡れ性やSnめっき密着性の改善にも大きな効果がある副成分である。ただし、ZnもSnと同様に含有量が多くなると導電性を低下させる悪影響が大きくなる。
Ag、Mg、Zrは強度を向上させる働きを持つとともに、導電率に与える悪影響が比較的少ないことを特徴とする副成分である。ただし、MgやZrは含有量が多すぎると鋳造性の悪化などの悪影響が生じる。これらの元素は単独もしくは組み合わせて添加することで上記の効果が期待できるが、その合計含有量が1質量%を超えると導電率の低下や鋳造性の悪化などの悪影響が顕著になる。よってSn、Zn、Ag、Mg、Zrの合計の組成範囲は1質量%以下に規定する。
本発明のCu−Fe−Ni−P系合金からなる素材は、上記の組成比の範囲で溶解炉で溶解され、インゴットとされた後、熱間圧延されて、所定の厚さ(例えば8mm)にされ、その後、冷間圧延と焼鈍を繰り返して、電子部品銅合金材として使用する厚さ(例えば0.25mm)にされるが、冷間圧延の圧延とその後の焼鈍温度によって、結晶粒のアスペクト比(長径aと短径bの比)と集合組織であるBrass(黄銅)方位とS方位とCopper(銅)方位の方位分布密度が変化する。
このため、冷間圧延の圧延率と焼鈍温度は、結晶粒サイズと集合組織に影響し、これが引張強さや曲げによる割れを発生させるため、本発明では、結晶粒のアスペクト比とBrass(黄銅)方位とS方位とCopper(銅)方位の方位分布密度を以下のように規定する。
先ず、素材を用いた材料の冷間圧延と焼鈍後の銅合金材の表面における結晶粒について、その長径aと短径bの比がa/b≦8で、なおかつ短径bの平均値が3μm以下になるようにする。
ここで、表面における結晶粒の形状は曲げ加工性に大きく影響する。曲げ加工による割れは主に曲げ外側表面の結晶粒界を起点として発生しており、曲げ加工時に加わる引張応力が特定の結晶粒界に集中しやすい状態であるほど割れが発生しやすくなる。よって優れた曲げ加工性を得るには、結晶粒を微細化して応力の分散を図り、特に割れが進展しやすい曲げ軸方向に平行な結晶粒界を一定以下の長さに制御することが有効である。
これに基づき本発明では、結晶粒の長径/短径の比率と短径の長さを上記に規定することで従来以上の曲げ加工性向上が可能であるという知見を得た。
曲げ加工時の割れを抑えるには、前述のように結晶粒を微細化して特定の結晶粒界に応力が集中しないようにすると共に、割れが進展しやすい曲げ軸方向に平行な結晶粒界の長さを一定以下に制御することが有効である。
本発明のCu−Fe−Ni−P系合金は、析出硬化と冷間圧延による加工硬化を併せることで高強度を得るため、結晶粒は圧延方向に引き伸ばされた形状になる。この場合、圧延方向に平行な曲げ軸で曲げ加工した時に割れが発生しやすくなるが、結晶粒の長径/短径の比率および短径の長さを規定することによって、結晶粒を微細化し曲げ軸方向の結晶粒界長さを一定以下に抑えることができる。
本発明では長径aと短径bの比をa/b≦8に抑え、なおかつ短径bの平均値が3μm以下になるように制御する。
これによって長径方向の結晶粒界を長くても24μm以下に抑えると共に、全体的な結晶粒のサイズを十分小さくすることができる。曲げ軸に平行な結晶粒界が30μmを超える長さになる場合、曲げ加工性への悪影響が問題となる。
次に、上記の材料の集合組織についてBrass(黄銅)方位とS方位とCopper(銅)方位の方位分布密度については、その合計が50%以下になるようにする。
ここでBrass方位:{110}<112>、S方位:{123}<634>、Copper方位:{112}<111>は、それぞれ冷間圧延によって発達する集合組織であり、これらが発達するほど高強度が得られるが、同時に延性が低下して曲げ加工性の悪化につながる。曲げ加工性の悪化を抑えつつ高強度を得るためには、これらの集合組織が過度に発達しないように方位分布密度を上記範囲内に制御することが有効である。
材料の集合組織は、加工や熱処理の方法によって異なり、多くの方位因子の構成比率が変わることによって塑性変形に異方性が生じて曲げ加工性が変化する。
本発明で規定したBrass方位、S方位、Copper方位はそれぞれ冷間圧延によって発達する集合組織であり、これらが発達することによって高強度は得られるが、同時に材料の延性が低下して曲げ加工性が悪化する。
本発明の銅合金では、Brass方位、S方位、Copper方位の方位分布密度の合計を50%以下にすることが有効であり、これが50%を超えると延性の低下が大きくなり曲げ加工性が悪化する。
本発明における結晶粒径や方位分布密度の測定には、後方散乱電子線回折法(EBSDまたはEBSP:Electron Backscatter Diffraction Pattern)による結晶方位の解析を用いる。この方法では、試料表面に斜めに電子線を当てたときに生じる菊地線と呼ばれる回折パターンを解析することでその位置の結晶方位を求める。さらに、電子線を2次元で走査して各位置の方位分布を測定し、隣接する2点の方位差が±15゜以内のものは同一の結晶面に属すると判断して試料表面の結晶粒界分布を求め、これを基に各結晶粒の粒径を求める。また、結晶方位がBrass方位、S方位、Copper方位に属する結晶粒の面積比率を求めて各方位の方位分布密度とする。具体的な装置としては、走査電子顕微鏡(日立製作所製SU−70など)にEBSD装置(TSLソリューション社製)を取り付けた構成のものを用いることができ、データの測定・解析にはTSLソリューション社製のEBSD測定・解析システムOIMを用いることができる。
本発明の適用により、550MPa以上の引張強さと60%IACS以上の導電率を持ち、なおかつ良好な曲げ加工性を兼備した高強度高導電性銅合金材を容易に得ることができるようになる。
これにより、本発明は、高強度を持った材料に適用した時に最もその有用性が発揮される。
このように本発明で対象としたCu−Fe−Ni−P合金においては、従来、引張強さが550MPa以上の高強度において曲げ加工性がより低下しやすくなる問題があった。しかし本発明の適用によって、良好な曲げ加工性を兼備しつつ引張強さ550MPa以上、導電率60%IACS以上の特性を持つ高強度、高導電性銅合金材を得ることができるようになる。
本発明の実施例と比較例を併せて表1,表2に基づいて説明する。
実施例1:
無酸素銅を母材にして、Fe:0.2質量%、Ni:0.2質量%、P:0.1質量%を含有した銅合金を高周波溶解炉で溶製し、厚さ25mm、幅30mm、長さ150mmのインゴットに鋳造した。これを950℃に加熱して厚さ8mmまで熱間圧延した後、厚さ2mmに冷間圧延して550℃で1分間焼鈍した。
無酸素銅を母材にして、Fe:0.2質量%、Ni:0.2質量%、P:0.1質量%を含有した銅合金を高周波溶解炉で溶製し、厚さ25mm、幅30mm、長さ150mmのインゴットに鋳造した。これを950℃に加熱して厚さ8mmまで熱間圧延した後、厚さ2mmに冷間圧延して550℃で1分間焼鈍した。
さらに加工工程において、これを厚さ0.7mmに冷間圧延して520℃で1分間焼鈍した。さらにこれを厚さ0.25mmに冷間圧延して400℃で1分間焼鈍することにより試料を製作した。
この実施例1について特性値を測定した結果、引張強さ560MPa、導電率67%IACSという良好な特性を兼備する材料であることが確認できた。
さらに、前述したEBSDにより表面の結晶方位を解析し、結晶粒の長径および短径とBrass方位、S方位、Copper方位の方位分布密度を測定した。その結果、長径aと短径bの比a/bの最大値は6.0、短径bの平均値は1.2μm、Brass方位、S方位、Copper方位の方位分布密度の合計は48%であり、表面の結晶組織が本発明に規定したものであることを確認した。
次に、この実施例1について曲げ加工性を評価した。
ここで、曲げ加工性の評価はJISH3100において規定されたW曲げ試験によって行った。曲げ軸を圧延平行方向(Bad way 方向)に取り、曲げ半径Rを0.1mm(曲げ半径Rと板厚tの比がR/t=0.4)にした条件でW曲げ試験を行い、割れの発生状況を調べた。その結果、曲げ表面に割れは見られないことを確認した。W曲げ試験では、より小さいR/tの曲げで割れが発生しないことにより曲げ加工性が評価されるが、通常、R/tが0.5以下であれば良好な曲げ加工性と判断することができる。よって、実施例1は良好な曲げ加工性を持つといえる。
以上の結果から、実施例1は本発明で目的とする良好な曲げ加工性を維持しつつ高い強度と導電性を併せ持った材料ということができる。
実施例2〜10:
さらに表1に示した組成の銅合金を溶解鋳造し、実施例1と同じ工程で、圧延、焼鈍の加工熱処理を行って厚さ0.25mmの試料を製作した。
さらに表1に示した組成の銅合金を溶解鋳造し、実施例1と同じ工程で、圧延、焼鈍の加工熱処理を行って厚さ0.25mmの試料を製作した。
これらの実施例2〜10についても引張強さ、導電率、表面の結晶組織と曲げ加工性の各特性を評価した。
各実施例の特性値は表2のとおりであり、いずれの実施例も良好な曲げ加工性を維持しつつ550MPaを超える高強度と60%IACSを超える高導電性を併せ持っており、本発明が目的とする電気・電子部品用銅合金材として望ましい材料であるといえる。
比較例1〜8:
表1に示した組成の銅合金を実施例1〜10と同様に溶解鋳造し、同じ工程で加工熱処理を行って厚さ0.25mmの試料を製作した。
表1に示した組成の銅合金を実施例1〜10と同様に溶解鋳造し、同じ工程で加工熱処理を行って厚さ0.25mmの試料を製作した。
各比較例1〜8の引張強さ、導電率の評価結果は表2のとおりである。
この結果、比較例1は、Fe、Ni、Pの含有量が、本発明の規定範囲より添加量が少ないため、W曲げ試験では割れはないものの引張強度が458MPaと低く十分な強度が得られない。また比較例2はFe、Ni、Pの含有量が、本発明の規定範囲より添加量が多く、引張強度が564MPaと十分な強度が得られ、またW曲げ試験では割れはないものの、導電率が58(%IACS)と低く、本発明の目的を満足させることはできない。
比較例3および比較例4は、FeとNiの合計とPの質量比が規定範囲から外れた例である。Fe、Niが過剰になった場合もPが過剰になった場合も導電率が大きく低下している。また、引張強さについても規定範囲内の実施例に比べて低い値となっている。
比較例5および比較例6は、FeとNiの質量比が規定範囲から外れた例である。Feの比率が高すぎる比較例5は、引張強さが不足しており、Niの比率が高すぎる比較例6は導電率が低くなっている。
比較例7および比較例8は、副成分として添加したSn、Znなどの含有量が過剰にした例である。いずれも引張強さは良好であるが、導電率が大きく低下している。
以上のように本発明の規定範囲から外れた組成を持つ比較例1〜8は、いずれも実施例1〜10と比較して引張強さや導電率において不十分な特性しか得られない。
比較例9〜16:
比較例9〜16は、実施例1のFe、Ni、Pの組成と同じ銅合金材を用い、加工工程での圧延率と焼鈍温度を変えて、表面の結晶組織の変化による影響を調べたものである。
比較例9〜16は、実施例1のFe、Ni、Pの組成と同じ銅合金材を用い、加工工程での圧延率と焼鈍温度を変えて、表面の結晶組織の変化による影響を調べたものである。
すなわち、実施例1と同じ組成の材料を鋳造して熱間圧延した後、実施例1と同様に厚さ2mmに冷間圧延して550℃で1分間焼鈍した材料を、表1に示す加工工程の条件で、圧延率および1分間の焼鈍温度を変えて比較例9〜16を製作した。
これらの比較例について、引張強さ、導電率、表面の結晶組織と曲げ加工性を評価した結果を表2に示してある。
比較例9〜11:
比較例9〜11は、厚さ2mmに冷間圧延した材料を、それぞれ1.5mmに圧延し、その後焼鈍温度を420℃、520℃、650℃とし、その後さらに、実施例1と同様に0.25mm圧延、400℃焼鈍を行ったものである。
比較例9〜11は、厚さ2mmに冷間圧延した材料を、それぞれ1.5mmに圧延し、その後焼鈍温度を420℃、520℃、650℃とし、その後さらに、実施例1と同様に0.25mm圧延、400℃焼鈍を行ったものである。
この結果、2mmから1.5mmに圧延した場合、いずれもアスペクト比が8を超え、Brass方位、S方位、Copper方位の方位分布密度の合計も本発明の規定値である50%を上回り、W曲げ試験で割れが発生した。
比較例9〜11を比較すると焼鈍温度が高ければアスペクト比と結晶組織の方位分布密度の合計は下がる傾向にあることは認められるものの、圧延率を厚さ2mmから厚さ1.5mmにしたのでは、アスペクト比が高く、方位分布密度の合計も高く、曲げ加工性が悪いことがわかった。
比較例12,13:
比較例12,13は、比較例9〜11の結果を踏まえ、厚さ2mmに冷間圧延した材料を、1.2mm、1.0mmに冷間圧延した後、実施例1と同様に520℃焼鈍したものである。
比較例12,13は、比較例9〜11の結果を踏まえ、厚さ2mmに冷間圧延した材料を、1.2mm、1.0mmに冷間圧延した後、実施例1と同様に520℃焼鈍したものである。
この結果、比較例12は、焼鈍条件が同じ比較例10に比べて、アスペクト比と方位分布密度の合計が低くなることが分かったが、曲げ加工性が依然として悪い。
比較例14〜16:
比較例14〜16は、実施例1と同様に厚さ2mmに冷間圧延した材料を、0.7mmに圧延し、焼鈍温度をそれぞれ変えたものである。
比較例14〜16は、実施例1と同様に厚さ2mmに冷間圧延した材料を、0.7mmに圧延し、焼鈍温度をそれぞれ変えたものである。
比較例14は、焼鈍温度が、実施例1の520℃に対して、420℃と低くしたもので、アスペクト比は8以下となるものの、方位分布密度の合計が62%高く、曲げ加工性が悪く割れが発生した。また比較例15は、焼鈍温度を650℃、比較例16は焼鈍温度を700℃としたもので、焼鈍温度を上げることでアスペクト比を下げることができるものの、短径の平均径が、6μmm、8μmと結晶サイズが大きくなり、また方位分布密度の合計が少なくなるものの、W曲げ試験で割れが発生した。
以上より、インゴットを熱間で厚さ8mm、冷間圧延で厚さ2mmにした材料を最終製品である厚さ0.25mmに冷間圧延する際の加工工程の条件は、材料の厚さの1/3の0.7mmとするのがよく、またその際の焼鈍温度は、520℃±50℃がよいことがわかった。
この圧延率と焼鈍温度は、インゴットを熱間で厚さ8mm、冷間圧延で厚さ2mmにした材料での結果であり、加工工程における材料の厚さが違えば、その条件は違ってくるが、アスペクト比が8以下、方位分布密度の合計が50%以下であれば、良好な曲げ加工性、高強度、高導電性を併せ持つものとすることができる。
以上、本発明で規定した合金組成、表面の結晶粒径および方位分布密度を持つ材料は、本発明の条件を満たさない材料に比べて良好な曲げ加工性、高強度、高導電性を併せ持っており、本発明が目的とする電気・電子部品用銅合金材として望ましい材料であるといえる。
このように、本発明の銅合金材は、良好な曲げ加工性、高強度と高導電率を安定して兼ね備えるもので、半導体リードフレーム、コネクタ端子等の電気・電子部品の材料全般において有効に活用できる特性であり、それぞれの用途での信頼性向上、製造コスト低減に効果が期待できるものである。
Claims (3)
- Fe:0.05〜0.5質量%
Ni:0.05〜0.5質量%
P:0.02〜0.2質量%
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、
FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、
表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下であることを特徴とする電気・電子部品用銅合金材。 - Fe:0.05〜0.5質量%
Ni:0.05〜0.5質量%
P:0.02〜0.2質量%
Sn、Zn、Ag、Mg、Zrから選択された1種以上の成分を合計0.03〜1質量%
残部がCuおよび不可避的不純物からなる銅合金材であって、
FeとNiの合計とPの質量比が(Fe+Ni)/P=3〜10、FeとNiの質量比がFe/Ni=0.8〜1.2であり、
表面における結晶粒の長径aと短径bの比がa/b≦8,短径bの平均値が3μm以下であり、それらの結晶の集合組織について黄銅方位(Brass方位)とS方位と銅方位(Copper方位)の方位分布密度の合計が50%以下であることを特徴とする電気・電子部品用銅合金材。 - 引張強さが550MPa以上、導電率が60%IACS以上であることを特徴とする、請求項1または2に記載の電気・電子部品用銅合金材。
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5688178B1 (ja) * | 2014-06-27 | 2015-03-25 | 株式会社Shカッパープロダクツ | 銅合金材、銅合金材の製造方法、リードフレームおよびコネクタ |
WO2016158607A1 (ja) * | 2015-03-30 | 2016-10-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板及び放熱部品 |
WO2017110759A1 (ja) * | 2015-12-25 | 2017-06-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板 |
JP2017119909A (ja) * | 2015-12-25 | 2017-07-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板 |
Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000017355A (ja) * | 1998-06-25 | 2000-01-18 | Hitachi Cable Ltd | 高強度・高導電性銅合金およびその加工方法 |
JP2000104131A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Kobe Steel Ltd | 高強度・高導電性銅合金板及びその製造方法 |
JP2006083465A (ja) * | 2004-08-17 | 2006-03-30 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板 |
JP2007046159A (ja) * | 2005-07-15 | 2007-02-22 | Nikko Kinzoku Kk | 電気電子機器用Cu−Zn−Sn合金 |
JP2007177274A (ja) * | 2005-12-27 | 2007-07-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金およびその製造方法 |
JP2010242177A (ja) * | 2009-04-07 | 2010-10-28 | Hitachi Cable Ltd | 電気・電子部品用銅合金材 |
JP2012001781A (ja) * | 2010-06-18 | 2012-01-05 | Hitachi Cable Ltd | 電気・電子部品用銅合金材、及びその製造方法 |
-
2012
- 2012-05-01 JP JP2012104751A patent/JP2013231224A/ja active Pending
Patent Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000017355A (ja) * | 1998-06-25 | 2000-01-18 | Hitachi Cable Ltd | 高強度・高導電性銅合金およびその加工方法 |
JP2000104131A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Kobe Steel Ltd | 高強度・高導電性銅合金板及びその製造方法 |
JP2006083465A (ja) * | 2004-08-17 | 2006-03-30 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板 |
JP2007046159A (ja) * | 2005-07-15 | 2007-02-22 | Nikko Kinzoku Kk | 電気電子機器用Cu−Zn−Sn合金 |
JP2007177274A (ja) * | 2005-12-27 | 2007-07-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金およびその製造方法 |
JP2010242177A (ja) * | 2009-04-07 | 2010-10-28 | Hitachi Cable Ltd | 電気・電子部品用銅合金材 |
JP2012001781A (ja) * | 2010-06-18 | 2012-01-05 | Hitachi Cable Ltd | 電気・電子部品用銅合金材、及びその製造方法 |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5688178B1 (ja) * | 2014-06-27 | 2015-03-25 | 株式会社Shカッパープロダクツ | 銅合金材、銅合金材の製造方法、リードフレームおよびコネクタ |
WO2016158607A1 (ja) * | 2015-03-30 | 2016-10-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板及び放熱部品 |
JP2016188406A (ja) * | 2015-03-30 | 2016-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板 |
WO2017110759A1 (ja) * | 2015-12-25 | 2017-06-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板 |
JP2017119909A (ja) * | 2015-12-25 | 2017-07-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 放熱部品用銅合金板 |
TWI697652B (zh) * | 2015-12-25 | 2020-07-01 | 日商神戶製鋼所股份有限公司 | 散熱零件用銅合金板、散熱零件,以及散熱零件的製造方法 |
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