JP3049137B2 - 曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 - Google Patents
曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は曲げ加工性た優れた高力
銅合金及びその製造方法に関し、更に詳述すれば、ＴＳ
ＯＰ（Thin Small Outline Package）タイプ及び200ピ
ンを超えるＱＦＰ（Quad Flat Package）タイプのＩＣ
に使用されるリードフレーム材料として好適の曲げ加工
性が優れた高力銅合金及びその製造方法に関する。
銅合金及びその製造方法に関し、更に詳述すれば、ＴＳ
ＯＰ（Thin Small Outline Package）タイプ及び200ピ
ンを超えるＱＦＰ（Quad Flat Package）タイプのＩＣ
に使用されるリードフレーム材料として好適の曲げ加工
性が優れた高力銅合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＩＣの高集積化が進むにつれて、ＴＳＰ
Ｏや200ピンを超えるＱＦＰタイプが増えてきている。
これらに使用されるリードフレーム材料は板厚が0.1乃
至0.15mmと薄く、４方向にリードが延出するため、高強
度であること及び異方性が少ないことの双方が要求され
る。また、この要求は、ＩＣの高集積化と共に、益々増
大している。
Ｏや200ピンを超えるＱＦＰタイプが増えてきている。
これらに使用されるリードフレーム材料は板厚が0.1乃
至0.15mmと薄く、４方向にリードが延出するため、高強
度であること及び異方性が少ないことの双方が要求され
る。また、この要求は、ＩＣの高集積化と共に、益々増
大している。
【０００３】従来の高強度なリードフレーム材料として
は、42アロイ（Ｆｅ-42重量％Ｎｉ合金）が知られてい
る。この42アロイは約60Kgf/mm2の引張強さを有し、異
方性も少なく、また曲げ加工性も良好である。
は、42アロイ（Ｆｅ-42重量％Ｎｉ合金）が知られてい
る。この42アロイは約60Kgf/mm2の引張強さを有し、異
方性も少なく、また曲げ加工性も良好である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＩＣに
使用されるリードフレーム材料の薄板化が近年急速に進
むにつれ、従来の42アロイは強度上の要求に応えるには
不十分になっている。また、42アロイは銅系材料と比較
して熱伝導率が小さいため、熱放散性が劣るという難点
がある。更に、42アロイはＮｉを多量に含有するため、
価格が高いという問題点もある。
使用されるリードフレーム材料の薄板化が近年急速に進
むにつれ、従来の42アロイは強度上の要求に応えるには
不十分になっている。また、42アロイは銅系材料と比較
して熱伝導率が小さいため、熱放散性が劣るという難点
がある。更に、42アロイはＮｉを多量に含有するため、
価格が高いという問題点もある。
【０００５】本発明はかかる問題点に鑑みてなされたも
のであって、42アロイと同等以上の引張強さを有すると
共に、熱放散性及び半田付け性が優れており、異方性が
少なく曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法
を提供することを目的とする。
のであって、42アロイと同等以上の引張強さを有すると
共に、熱放散性及び半田付け性が優れており、異方性が
少なく曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法
を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る曲げ加工性
が優れた高力銅合金は、Ｎｉ；2乃至5重量％、Ｓｉ；0.
5乃至1.5重量％、Ｚｎ；0.1乃至2重量％、Ｍｎ；0.01乃
至0.1重量％、Ｃｒ；0.001乃至0.1重量％、Ａｌ；0.001
乃至0.15重量％、Ｃｏ；0.05乃至2重量％を含有し、不
純物成分のＳの含有量を15ppm以下に規制し、残部がＣ
ｕ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
が優れた高力銅合金は、Ｎｉ；2乃至5重量％、Ｓｉ；0.
5乃至1.5重量％、Ｚｎ；0.1乃至2重量％、Ｍｎ；0.01乃
至0.1重量％、Ｃｒ；0.001乃至0.1重量％、Ａｌ；0.001
乃至0.15重量％、Ｃｏ；0.05乃至2重量％を含有し、不
純物成分のＳの含有量を15ppm以下に規制し、残部がＣ
ｕ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００７】この場合に、更にＳｎを0.1乃至2重量％含
有させることができる。
有させることができる。
【０００８】また、本発明に係る曲げ加工性が優れた高
力銅合金の製造方法は、高力銅合金を冷間加工し、この
冷間加工工程の後又は途中で、650℃乃至950℃の温度で
溶体化処理を行い、その後、350℃乃至550℃の温度で時
効処理を行うことを特徴とする。
力銅合金の製造方法は、高力銅合金を冷間加工し、この
冷間加工工程の後又は途中で、650℃乃至950℃の温度で
溶体化処理を行い、その後、350℃乃至550℃の温度で時
効処理を行うことを特徴とする。
【０００９】
【作用】以下、本発明に係る曲げ加工性が優れた高力銅
合金の成分添加理由及びその組成限定理由について説明
する。
合金の成分添加理由及びその組成限定理由について説明
する。
【００１０】Ｎｉ Ｎｉは後述するＳｉと共に添加されて、銅合金の強度及
び耐熱性の向上に寄与する元素である。即ち、ＮｉはＳ
ｉと金属間化合物を形成することにより、強度及び耐熱
性を向上させる。Ｎｉの含有量が2重量％未満ではその
効果は少なく、また5重量％を超えて含有されると、強
度及び耐熱性は向上するものの、導電率が低下する。従
って、Ｎｉ含有量は2乃至5重量％とする。
び耐熱性の向上に寄与する元素である。即ち、ＮｉはＳ
ｉと金属間化合物を形成することにより、強度及び耐熱
性を向上させる。Ｎｉの含有量が2重量％未満ではその
効果は少なく、また5重量％を超えて含有されると、強
度及び耐熱性は向上するものの、導電率が低下する。従
って、Ｎｉ含有量は2乃至5重量％とする。
【００１１】Ｓｉ ＳｉはＮｉと共に、強度及び耐熱性を向上させる元素で
ある。Ｓｉ含有量が0.5重量％未満ではその効果は少な
く、また、1.5重量％を超えて含有されると、合金の強
度及び耐熱性が向上するものの、導電率が低下し、熱間
加工性及び半田の耐剥離性が劣化する。従って、Ｓｉ含
有量は0.5乃至1.5重量％とする。
ある。Ｓｉ含有量が0.5重量％未満ではその効果は少な
く、また、1.5重量％を超えて含有されると、合金の強
度及び耐熱性が向上するものの、導電率が低下し、熱間
加工性及び半田の耐剥離性が劣化する。従って、Ｓｉ含
有量は0.5乃至1.5重量％とする。
【００１２】Ｚｎ Ｚｎは半田の耐剥離性を向上させる元素であり、Ｚｎ含
有量が0.1重量％未満ではその効果は少なく、また、2重
量％を超えて含有されてもその効果は飽和する一方、導
電率が低下する。従って、Ｚｎ含有量は0.1乃至2重量％
とする。
有量が0.1重量％未満ではその効果は少なく、また、2重
量％を超えて含有されてもその効果は飽和する一方、導
電率が低下する。従って、Ｚｎ含有量は0.1乃至2重量％
とする。
【００１３】Ａｌ Ａｌは溶解及び鋳造時に不可避的に混入してくるＳを合
金中から除去する作用を有する。即ち、ＳはＡｌと安定
した化合物Ａｌ2Ｓ3を生成する。このため、予めＡｌを
含有させておくことにより、この不可避的不純物である
ＳをＡｌ2Ｓ3化合物として除去し、Ｓ量を15ppm以下に
低減させて、熱間加工性を高めることができる。また、
Ａｌ2Ｓ3は比重が軽いため、溶解時に、溶湯上部に浮上
しやすい。このため、得られた鋳塊はＡｌ2Ｓ3を含有し
ないものとなり、Ａｇ突起を生じない健全なＡｇめっき
を施すことができる。このような効果を得るためには、
Ａｌ含有量を0.001重量％以上にする必要がある。ま
た、Ａｌが0.15重量％を超えて含有されると、半田の漏
れ性及び半田の耐剥離性が劣化する。従って、Ａｌの含
有量は0.001乃至0.15重量％とする。
金中から除去する作用を有する。即ち、ＳはＡｌと安定
した化合物Ａｌ2Ｓ3を生成する。このため、予めＡｌを
含有させておくことにより、この不可避的不純物である
ＳをＡｌ2Ｓ3化合物として除去し、Ｓ量を15ppm以下に
低減させて、熱間加工性を高めることができる。また、
Ａｌ2Ｓ3は比重が軽いため、溶解時に、溶湯上部に浮上
しやすい。このため、得られた鋳塊はＡｌ2Ｓ3を含有し
ないものとなり、Ａｇ突起を生じない健全なＡｇめっき
を施すことができる。このような効果を得るためには、
Ａｌ含有量を0.001重量％以上にする必要がある。ま
た、Ａｌが0.15重量％を超えて含有されると、半田の漏
れ性及び半田の耐剥離性が劣化する。従って、Ａｌの含
有量は0.001乃至0.15重量％とする。
【００１４】Ｃｏ Ｃｏは溶体化処理を行う際に、２次再結晶粒が粗大化す
ることを抑制する作用を有する。これにより、結晶粒が
微細化し、曲げ加工性及び異方性が改善される。Ｃｏの
添加量が0.05重量％未満では、その効果は少なく、ま
た、2.0重量％を超えて含有されるとその効果は飽和す
る一方、原料コストが上昇する。従って、Ｃｏの含有量
は0.05乃至2.0重量％とする。
ることを抑制する作用を有する。これにより、結晶粒が
微細化し、曲げ加工性及び異方性が改善される。Ｃｏの
添加量が0.05重量％未満では、その効果は少なく、ま
た、2.0重量％を超えて含有されるとその効果は飽和す
る一方、原料コストが上昇する。従って、Ｃｏの含有量
は0.05乃至2.0重量％とする。
【００１５】Ｍｎ Ｍｎは熱間加工性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量
が0.01重量％未満ではその効果は少なく、また、0.1重
量％を超えてＭｎが含有されると、造塊時の湯流れ性が
悪化して造塊歩留まりが低下する。従って、Ｍｎ含有量
は0.01乃至0.1重量％とする。
が0.01重量％未満ではその効果は少なく、また、0.1重
量％を超えてＭｎが含有されると、造塊時の湯流れ性が
悪化して造塊歩留まりが低下する。従って、Ｍｎ含有量
は0.01乃至0.1重量％とする。
【００１６】Ｃｒ Ｃｒは鋳塊の粒界を強化して、熱間加工性を高める元素
である。Ｃｒの含有量が0.001重量％未満ではその効果
は少なく、また、0.1重量％を超えてＣｒが含有される
と溶湯が酸化し、鋳造性が劣化する。従って、Ｃｒの含
有量は0.001乃至0.1重量％とする。
である。Ｃｒの含有量が0.001重量％未満ではその効果
は少なく、また、0.1重量％を超えてＣｒが含有される
と溶湯が酸化し、鋳造性が劣化する。従って、Ｃｒの含
有量は0.001乃至0.1重量％とする。
【００１７】Ｓｎ Ｓｎは合金の強度を向上させる元素である。Ｓｎの含有
量が0.1重量％未満では、強度向上効果が少なく、ま
た、2重量％を超えて含有されると、熱間加工性を劣化
させ、更に、導電率も低下させる。従って、Ｓｎの含有
率は0.1乃至2重量％とする。
量が0.1重量％未満では、強度向上効果が少なく、ま
た、2重量％を超えて含有されると、熱間加工性を劣化
させ、更に、導電率も低下させる。従って、Ｓｎの含有
率は0.1乃至2重量％とする。
【００１８】Ｓ Ｓは熱間加工性を阻害し、また、不純物元素（Ｍｇ等）
と化合物を形成して、Ａｇめっき時にＡｇ突起を発生す
る原因となる元素である。このＳは合金溶製時に不可避
的に混入してくるものであるが、このＳ量が15ppm以下
であれば、上述の問題点は生じない。このため、Ｓの含
有は15ppm迄は許容される。換言すれば、Ｓ量は15ppm以
下とする。
と化合物を形成して、Ａｇめっき時にＡｇ突起を発生す
る原因となる元素である。このＳは合金溶製時に不可避
的に混入してくるものであるが、このＳ量が15ppm以下
であれば、上述の問題点は生じない。このため、Ｓの含
有は15ppm迄は許容される。換言すれば、Ｓ量は15ppm以
下とする。
【００１９】なお、上記の含有成分及び基成分のＣｕ以
外に、Ｆｅ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐ，Ｂｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，
Ａｇ，Ｗの一種又は２種以上を総量で0.1重量％まで含
有していても、本発明に係る曲げ加工性が優れた高力銅
合金の所望の特性は何等損なわれることはない。従っ
て、上述の範囲内でのこれらの成分の含有は許容される
ものである。
外に、Ｆｅ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐ，Ｂｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，
Ａｇ，Ｗの一種又は２種以上を総量で0.1重量％まで含
有していても、本発明に係る曲げ加工性が優れた高力銅
合金の所望の特性は何等損なわれることはない。従っ
て、上述の範囲内でのこれらの成分の含有は許容される
ものである。
【００２０】また、不可避的不純物としては、Ｂ，Ｃ，
Ｎａ，Ｍｇ，Ｓ，Ｃａ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓ
ｂ，Ｐｂ，Ｂｉ，ＭＭ（ミッシュメタル）等があげられ
る。特に、Ｍｇは、前述の如く、Ｓと化合物を形成して
そのＡｇめっき時のＡｇ突起発生の原因となる。このた
め、Ｍｇは特に微量であることが望ましい。
Ｎａ，Ｍｇ，Ｓ，Ｃａ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓ
ｂ，Ｐｂ，Ｂｉ，ＭＭ（ミッシュメタル）等があげられ
る。特に、Ｍｇは、前述の如く、Ｓと化合物を形成して
そのＡｇめっき時のＡｇ突起発生の原因となる。このた
め、Ｍｇは特に微量であることが望ましい。
【００２１】次に、本発明に係る曲げ加工性が優れた高
力銅合金の製造方法について、その処理条件及びその限
定理由について説明する。
力銅合金の製造方法について、その処理条件及びその限
定理由について説明する。
【００２２】上述した成分及び組成の銅合金の鋳塊を冷
間圧延し、必要に応じて焼鈍処理を行い、所定の板厚に
加工する。なお、冷間圧延工程に先だち、鋳塊に対して
熱間圧延を施すことは生産性の点から好ましい。このよ
うに熱間圧延を行う場合には、熱間圧延工程の終了時
に、600℃以上の温度から5℃／秒以上の速度で急冷する
ことが望ましい。
間圧延し、必要に応じて焼鈍処理を行い、所定の板厚に
加工する。なお、冷間圧延工程に先だち、鋳塊に対して
熱間圧延を施すことは生産性の点から好ましい。このよ
うに熱間圧延を行う場合には、熱間圧延工程の終了時
に、600℃以上の温度から5℃／秒以上の速度で急冷する
ことが望ましい。
【００２３】冷間圧延した後、650℃乃至950℃の温度で
溶体化処理を行う。これは、銅合金の異方性を少なくす
ると共に、曲げ加工性を良好にするためである。溶体化
処理温度が650℃未満では、結晶粒が再結晶しないた
め、異方性が大きく、曲げ加工性も良好とならない。ま
た、溶体化処理温度が950℃を超える場合は、再結晶粒
が粗大化し、曲げ加工性が良好とならない。この溶体化
処理は冷間加工工程の後、又は冷間加工工程の途中で行
う。従って、後者の場合には、冷間加工、溶体化処理、
冷間加工の順で、処理が行われる。
溶体化処理を行う。これは、銅合金の異方性を少なくす
ると共に、曲げ加工性を良好にするためである。溶体化
処理温度が650℃未満では、結晶粒が再結晶しないた
め、異方性が大きく、曲げ加工性も良好とならない。ま
た、溶体化処理温度が950℃を超える場合は、再結晶粒
が粗大化し、曲げ加工性が良好とならない。この溶体化
処理は冷間加工工程の後、又は冷間加工工程の途中で行
う。従って、後者の場合には、冷間加工、溶体化処理、
冷間加工の順で、処理が行われる。
【００２４】次に、上記温度で溶体化処理を行った材料
を350℃乃至550℃の温度で時効処理を行う。これは、Ｎ
ｉとＳｉの金属間化合物を析出させて材料を析出硬化さ
せるためである。時効処理温度が350℃未満の場合は、
この析出硬化の効果は十分でなく、また、時効処理温度
が550℃を超える場合は、材料の強度が低下する。この
ように、冷間加工、溶体化処理及び時効処理の一連の工
程で、上記組成の銅合金から所望の特性を得ることがで
きる。
を350℃乃至550℃の温度で時効処理を行う。これは、Ｎ
ｉとＳｉの金属間化合物を析出させて材料を析出硬化さ
せるためである。時効処理温度が350℃未満の場合は、
この析出硬化の効果は十分でなく、また、時効処理温度
が550℃を超える場合は、材料の強度が低下する。この
ように、冷間加工、溶体化処理及び時効処理の一連の工
程で、上記組成の銅合金から所望の特性を得ることがで
きる。
【００２５】
【実施例】次に、本発明の実施例について、その比較例
と比較して説明する。
と比較して説明する。
【００２６】実施例１ 先ず、本発明に係る高力銅合金の実施例について説明す
る。下記表１に示す組成のNo.1乃至No.13の銅合金を、
クリプトル炉において大気中で木炭被覆下で溶解し、溶
製した溶湯を鋳造して厚さ50mm、幅75mm、長さ180mmの
鋳塊を得た。その後、この鋳塊の表面を面削し、950℃
の温度で厚さ15mmまで熱間圧延を行い、750℃以上の温
度から水中に急冷した。
る。下記表１に示す組成のNo.1乃至No.13の銅合金を、
クリプトル炉において大気中で木炭被覆下で溶解し、溶
製した溶湯を鋳造して厚さ50mm、幅75mm、長さ180mmの
鋳塊を得た。その後、この鋳塊の表面を面削し、950℃
の温度で厚さ15mmまで熱間圧延を行い、750℃以上の温
度から水中に急冷した。
【００２７】
【表１】
【００２８】但し、比較例合金No.5，6はＡｌ又はＭｎ
とＣｒを含まず、Ｓ量が多いため、また比較例合金No.1
3はＳｎを2重量％を超えて含有するため、熱間圧延時に
割れが発生した。以後、この合金は試料調整から除外し
た。次に、酸化スケールを除去した後、冷間圧延を行
い、厚さ0.3mmの板を得た。その後、冷間圧延した後、8
50℃に調整した塩浴炉に材料を浸漬し、30秒間保持した
後、水中に急冷した。次に、酸洗研磨後、冷間圧延を行
い、最終板厚0.15mmの板とした。次に、上記板材をカン
タル炉を用い、No.4合金は425℃、それ以外の合金は450
℃の温度で２時間の時効処理を行った。
とＣｒを含まず、Ｓ量が多いため、また比較例合金No.1
3はＳｎを2重量％を超えて含有するため、熱間圧延時に
割れが発生した。以後、この合金は試料調整から除外し
た。次に、酸化スケールを除去した後、冷間圧延を行
い、厚さ0.3mmの板を得た。その後、冷間圧延した後、8
50℃に調整した塩浴炉に材料を浸漬し、30秒間保持した
後、水中に急冷した。次に、酸洗研磨後、冷間圧延を行
い、最終板厚0.15mmの板とした。次に、上記板材をカン
タル炉を用い、No.4合金は425℃、それ以外の合金は450
℃の温度で２時間の時効処理を行った。
【００２９】上述の如くして製造した合金板材に対し
て、以下に示す試験を実施した。 引張試験は、圧延方向に平行及び直角に切り出して
ＪＩＳ13号の試験片を作成し、この試験片を使用して行
った。 硬さは、マイクロビッカース硬度計で荷重500gfに
て測定した。 導電率は、幅10mm×長さ300mmの試験片を用い、ダ
ブルブリッジにより電気抵抗を測定して平均断面積法に
より算出した。 曲げ加工性は、実プレスにおいて、Ｒ＝0.1mmで、
曲げ線を圧延方向に平行及び直角に設定し、９０°曲げ
を行った。そして、曲げ部を20倍のルーペで観察し、ク
ラックの発生の有無により曲げ加工性を評価した。 半田密着性は、温度230℃のＳｎ60−Ｐｂ40の半田
浴で半田付けした後、150℃の温度で1000時間加熱し、1
mmＲで180度曲げ戻しを行い、半田の剥離の有無により
評価した。
て、以下に示す試験を実施した。 引張試験は、圧延方向に平行及び直角に切り出して
ＪＩＳ13号の試験片を作成し、この試験片を使用して行
った。 硬さは、マイクロビッカース硬度計で荷重500gfに
て測定した。 導電率は、幅10mm×長さ300mmの試験片を用い、ダ
ブルブリッジにより電気抵抗を測定して平均断面積法に
より算出した。 曲げ加工性は、実プレスにおいて、Ｒ＝0.1mmで、
曲げ線を圧延方向に平行及び直角に設定し、９０°曲げ
を行った。そして、曲げ部を20倍のルーペで観察し、ク
ラックの発生の有無により曲げ加工性を評価した。 半田密着性は、温度230℃のＳｎ60−Ｐｂ40の半田
浴で半田付けした後、150℃の温度で1000時間加熱し、1
mmＲで180度曲げ戻しを行い、半田の剥離の有無により
評価した。
【００３０】以上の結果を図１及び下記表２に示す。な
お、表２には、従来合金として42アロイの機械的性質及
び物理的性質も併せて示す。
お、表２には、従来合金として42アロイの機械的性質及
び物理的性質も併せて示す。
【００３１】この表２から明かなように、本実施例合金
No.1乃至No.3は引張強さ及び導電率が高く、また、実施
例合金No.4はＳｎを含有するため、更に一層強度が高く
なっている。曲げ加工性においても、曲げ線が平行及び
直角のいずれの場合も優れいている。また、半田密着性
においても、150℃×1000時間で半田の剥離を生じてい
ない。更に、図１に示すように、本実施例合金No.1は、
結晶粒も微細化し、異方性も少ない。図示しないが、他
の実施例合金も同様である。
No.1乃至No.3は引張強さ及び導電率が高く、また、実施
例合金No.4はＳｎを含有するため、更に一層強度が高く
なっている。曲げ加工性においても、曲げ線が平行及び
直角のいずれの場合も優れいている。また、半田密着性
においても、150℃×1000時間で半田の剥離を生じてい
ない。更に、図１に示すように、本実施例合金No.1は、
結晶粒も微細化し、異方性も少ない。図示しないが、他
の実施例合金も同様である。
【００３２】しかし、比較例合金No.7は表１に記載した
ように、Ｃｏを含有しないため、結晶粒の粗大化が生
じ、曲げ加工性が劣化し、異方性も大きくなっている。
また、比較例合金No.8はＺｎの含有量が0.1重量％未満
であるため、半田の剥離を生じている。更に、比較例合
金No.9はＺｎの含有量が2重量％を超えているため、導
電率が低下している。更にまた、比較例合金No.10はＮ
ｉ及びＳｉの含有量が夫々2重量％及び0.5重量％未満で
あるため、強度が低下している。そして、比較例合金N
o.１１はＮｉ及びＳｉの含有量が夫々5重量％を超えて
いるため、曲げ加工性が劣化している。また、比較例合
金No.12はＡｌを0.15重量％を超えて含有するため、半
田の剥離を生じている。また、従来の高力合金である42
アロイは、導電率が低く、強度も不十分である。
ように、Ｃｏを含有しないため、結晶粒の粗大化が生
じ、曲げ加工性が劣化し、異方性も大きくなっている。
また、比較例合金No.8はＺｎの含有量が0.1重量％未満
であるため、半田の剥離を生じている。更に、比較例合
金No.9はＺｎの含有量が2重量％を超えているため、導
電率が低下している。更にまた、比較例合金No.10はＮ
ｉ及びＳｉの含有量が夫々2重量％及び0.5重量％未満で
あるため、強度が低下している。そして、比較例合金N
o.１１はＮｉ及びＳｉの含有量が夫々5重量％を超えて
いるため、曲げ加工性が劣化している。また、比較例合
金No.12はＡｌを0.15重量％を超えて含有するため、半
田の剥離を生じている。また、従来の高力合金である42
アロイは、導電率が低く、強度も不十分である。
【００３３】
【表２】
【００３４】実施例２ 次に、本発明に係る高力銅合金の製造方法の実施例につ
いて説明する。
いて説明する。
【００３５】下記表３に示す成分及び組成の銅合金をク
リプトル炉において大気中で木炭被覆下にて溶製した
後、鋳造して厚さ50mm、幅75mm、長さ180mmの鋳塊とし
た。この鋳塊の表面及び裏面を面削した後、カンタル炉
内に装入し、950℃で１時間保持した後、870℃迄炉冷
し、温度が870℃に達した後、15分保持し、熱間圧延を
行い、厚さ15mmの板を得た後、水中に急冷した。なお、
下記表３において、上段に記載の合金をＡ組成、下段に
記載の合金をＢ組成とする。
リプトル炉において大気中で木炭被覆下にて溶製した
後、鋳造して厚さ50mm、幅75mm、長さ180mmの鋳塊とし
た。この鋳塊の表面及び裏面を面削した後、カンタル炉
内に装入し、950℃で１時間保持した後、870℃迄炉冷
し、温度が870℃に達した後、15分保持し、熱間圧延を
行い、厚さ15mmの板を得た後、水中に急冷した。なお、
下記表３において、上段に記載の合金をＡ組成、下段に
記載の合金をＢ組成とする。
【００３６】
【表３】
【００３７】次に、上述の急冷した熱間圧延材の酸化ス
ケールを除去した後、冷間圧延を行い、上段のＡ組成合
金は板厚0.3mm、下段のＢ組成合金は板厚0.188mmの板と
した。次に、これらの冷間圧延後の合金を、600℃乃至1
000℃に調整した塩浴炉に浸漬し、30秒間保持した後、
水中で急冷した。次に、酸洗及び研磨を実施した後、冷
間圧延を行い、最終板厚0.15mmの板とした。
ケールを除去した後、冷間圧延を行い、上段のＡ組成合
金は板厚0.3mm、下段のＢ組成合金は板厚0.188mmの板と
した。次に、これらの冷間圧延後の合金を、600℃乃至1
000℃に調整した塩浴炉に浸漬し、30秒間保持した後、
水中で急冷した。次に、酸洗及び研磨を実施した後、冷
間圧延を行い、最終板厚0.15mmの板とした。
【００３８】次に、上記板材をカンタル炉内に装入し、
300℃乃至600℃の温度で２時間の時効処理を行った。そ
して、上記板材を用いて前述の各試験を実施した。
300℃乃至600℃の温度で２時間の時効処理を行った。そ
して、上記板材を用いて前述の各試験を実施した。
【００３９】下記表４及び表６は、600℃乃至1000℃の
温度で３０秒間の溶体化処理を行った後、表４は加工率
50％で、表６は加工率20％で冷間圧延を行い、次に、30
0℃乃至600℃の温度で２時間の時効処理を行ったときの
各材料の機械的及び物理的性質を示す。なお、表４に記
載の合金No.1乃至No.9の溶体化処理温度及び時効温度を
下記表５に、また表６に記載の合金No.10乃至No.18の溶
体化処理温度及び時効温度を下記表７に示す。
温度で３０秒間の溶体化処理を行った後、表４は加工率
50％で、表６は加工率20％で冷間圧延を行い、次に、30
0℃乃至600℃の温度で２時間の時効処理を行ったときの
各材料の機械的及び物理的性質を示す。なお、表４に記
載の合金No.1乃至No.9の溶体化処理温度及び時効温度を
下記表５に、また表６に記載の合金No.10乃至No.18の溶
体化処理温度及び時効温度を下記表７に示す。
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】
【表７】
【００４４】表４に示す実施例合金No.1乃至5は本実施
例方法により製造した合金である。各合金No.1乃至No.5
は、表５に記載のように、650℃、850℃、950℃の３種
類の温度で30秒間の溶体化処理を行った後、加工率50％
の冷間圧延を行い、次に、350℃、450℃、550℃の３種
類の温度で２時間の時効処理を行った場合に製造された
ものである。一方、比較例No.6乃至No.9は本発明の比較
例方法により製造した材料であり、夫々600℃、850℃、
1000℃の３種類の温度で３０秒間の溶体化処理を行った
後、加工率50％の冷間圧延を行い、次に、300℃、450
℃、600℃の３種類の温度で２時間の時効処理を行って
製造した材料である。
例方法により製造した合金である。各合金No.1乃至No.5
は、表５に記載のように、650℃、850℃、950℃の３種
類の温度で30秒間の溶体化処理を行った後、加工率50％
の冷間圧延を行い、次に、350℃、450℃、550℃の３種
類の温度で２時間の時効処理を行った場合に製造された
ものである。一方、比較例No.6乃至No.9は本発明の比較
例方法により製造した材料であり、夫々600℃、850℃、
1000℃の３種類の温度で３０秒間の溶体化処理を行った
後、加工率50％の冷間圧延を行い、次に、300℃、450
℃、600℃の３種類の温度で２時間の時効処理を行って
製造した材料である。
【００４５】表６に示す実施例合金No.10乃至No.14は本
実施例方法により製造した合金であり、表７に示すよう
に、650℃、850℃、950℃の３種類の温度で30秒間の溶
体化処理を行った後、加工率20％の冷間圧延を行い、次
に、350℃、425℃、550℃の３種類の温度で時効処理を
行って製造された材料である。一方、比較例合金No.15
乃至No.18は600℃、850℃、1000℃の３種類の温度で30
秒間の溶体化処理した後、加工率20％の冷間圧延を行
い、次に300℃、425℃、600℃の３種類の温度で時効処
理を行って得た材料である。
実施例方法により製造した合金であり、表７に示すよう
に、650℃、850℃、950℃の３種類の温度で30秒間の溶
体化処理を行った後、加工率20％の冷間圧延を行い、次
に、350℃、425℃、550℃の３種類の温度で時効処理を
行って製造された材料である。一方、比較例合金No.15
乃至No.18は600℃、850℃、1000℃の３種類の温度で30
秒間の溶体化処理した後、加工率20％の冷間圧延を行
い、次に300℃、425℃、600℃の３種類の温度で時効処
理を行って得た材料である。
【００４６】表４から明らかなように、本実施例方法に
より製造した合金No.1乃至No.5は強度が高いばかりでな
く、平行と直角との強度の差が小さく、異方性が少な
い。また、導電率も高い値を示しており、曲げ加工性に
おいても平行及び直角の双方共に優れている。
より製造した合金No.1乃至No.5は強度が高いばかりでな
く、平行と直角との強度の差が小さく、異方性が少な
い。また、導電率も高い値を示しており、曲げ加工性に
おいても平行及び直角の双方共に優れている。
【００４７】しかし、比較例方法の合金No.6，9は曲げ
加工においてクラックを発生しており、比較例材No.7は
本実施例方法材No.1乃至No.5と比較して、導電率が低く
なっている。また、比較例材No.8は本実施例方法材No.1
乃至No.5と比較して、強度が低下している。
加工においてクラックを発生しており、比較例材No.7は
本実施例方法材No.1乃至No.5と比較して、導電率が低く
なっている。また、比較例材No.8は本実施例方法材No.1
乃至No.5と比較して、強度が低下している。
【００４８】一方、表６においては、本実施例方法によ
り製造した合金No.10乃至No.14はＳｎの添加により更に
強度が向上し、平行と直角との強度の差が小さく、異方
性が少ない。また、曲げ加工性においても、平行及び直
角の双方において優れている。しかし、比較例材No.1
5．No.18は曲げ加工試験においても、クラックを発生し
ている。また、比較例材No.16は本実施例方法材No.10乃
至No.14と比較して、導電率が低くなっており、比較例
材No.17は強度が低下している。
り製造した合金No.10乃至No.14はＳｎの添加により更に
強度が向上し、平行と直角との強度の差が小さく、異方
性が少ない。また、曲げ加工性においても、平行及び直
角の双方において優れている。しかし、比較例材No.1
5．No.18は曲げ加工試験においても、クラックを発生し
ている。また、比較例材No.16は本実施例方法材No.10乃
至No.14と比較して、導電率が低くなっており、比較例
材No.17は強度が低下している。
【００４９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る高力
銅合金は、所定の成分を所定の組成で含有し、本発明方
法は所定の条件で冷間加工、溶体化処理及び時効処理を
行うから、従来の42アロイと同等以上の引張強さを有す
ると共に、導電率も高い高強度銅合金が得られる。ま
た、この銅合金は平行方向と直角方向の引張強さの差が
小さく、異方性が少ない。更に、本発明の高強度銅合金
は、従来の42アロイと同等以上の曲げ加工性を有する。
更にまた、本発明に係る銅合金は、例えば150℃で1000
時間の加熱を行っても、半田密着性が良好であると共
に、42アロイと比較して低コストで製造することができ
る。
銅合金は、所定の成分を所定の組成で含有し、本発明方
法は所定の条件で冷間加工、溶体化処理及び時効処理を
行うから、従来の42アロイと同等以上の引張強さを有す
ると共に、導電率も高い高強度銅合金が得られる。ま
た、この銅合金は平行方向と直角方向の引張強さの差が
小さく、異方性が少ない。更に、本発明の高強度銅合金
は、従来の42アロイと同等以上の曲げ加工性を有する。
更にまた、本発明に係る銅合金は、例えば150℃で1000
時間の加熱を行っても、半田密着性が良好であると共
に、42アロイと比較して低コストで製造することができ
る。
【００５０】従って、本発明に係る曲げ加工性が優れた
高力銅合金は、高い信頼性が必要とされるＴＳＯＰ及び
200ピンを超えるＱＦＰタイプのＩＣに使用されるリー
ドフレーム材料としても極めて有益である。
高力銅合金は、高い信頼性が必要とされるＴＳＯＰ及び
200ピンを超えるＱＦＰタイプのＩＣに使用されるリー
ドフレーム材料としても極めて有益である。
【図１】本発明の効果を説明する銅合金金属組織を示す
金属顕微鏡写真である。
金属顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森 周平 山口県下関市長府黒門東町３番Ｆ−404 号 (72)発明者 野村 幸矢 山口県下関市長府紺屋町１丁目32番神戸 製鋼満珠寮 (56)参考文献 特開 昭64−28337（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−76839（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−177344（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−232951（ＪＰ，Ａ) 特公 昭64−458（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 9/00 - 9/10
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｎｉ；2乃至5重量％、Ｓｉ；0.5乃至1.5
重量％、Ｚｎ；0.1乃至2重量％、Ｍｎ；0.01乃至0.1重
量％、Ｃｒ；0.001乃至0.1重量％、Ａｌ；0.001乃至0.1
5重量％、Ｃｏ；0.05乃至2重量％を含有し、不純物成分
のＳの含有量を15ppm以下に規制し、残部がＣｕ及び不
可避的不純物からなることを特徴とする曲げ加工性が優
れた高力銅合金。 - 【請求項２】 Ｎｉ；2乃至5重量％、Ｓｉ；0.5乃至1.5
重量％、Ｚｎ；0.1乃至2重量％、Ｍｎ；0.01乃至0.1重
量％、Ｃｒ；0.001乃至0.1重量％、Ａｌ；0.001乃至0.1
5重量％、Ｃｏ；0.05乃至2重量％、Ｓｎ；0.1乃至2重量
％を含有し、不純物成分のＳの含有量を15ppm以下に規
制し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなることを特
徴とする曲げ加工性が優れた高力銅合金。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の高力銅合金を冷
間加工し、この冷間加工工程の後又は途中で、650℃乃
至950℃の温度で溶体化処理を行い、その後、350℃乃至
550℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする曲げ加
工性が優れた高力銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3359795A JP3049137B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3359795A JP3049137B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05179377A JPH05179377A (ja) | 1993-07-20 |
| JP3049137B2 true JP3049137B2 (ja) | 2000-06-05 |
Family
ID=18466332
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3359795A Expired - Lifetime JP3049137B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 曲げ加工性が優れた高力銅合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3049137B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8070893B2 (en) | 2005-03-31 | 2011-12-06 | Jx Nippon Mining & Metals Corporation | Cu—Ni—Si—Co—Cr copper alloy for electronic materials and method for manufacturing same |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6251199B1 (en) | 1999-05-04 | 2001-06-26 | Olin Corporation | Copper alloy having improved resistance to cracking due to localized stress |
| US7182823B2 (en) | 2002-07-05 | 2007-02-27 | Olin Corporation | Copper alloy containing cobalt, nickel and silicon |
| US8317948B2 (en) | 2005-03-24 | 2012-11-27 | Jx Nippon Mining & Metals Corporation | Copper alloy for electronic materials |
| JP4655834B2 (ja) * | 2005-09-02 | 2011-03-23 | 日立電線株式会社 | 電気部品用銅合金材とその製造方法 |
| JP4357536B2 (ja) | 2007-02-16 | 2009-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度と成形性に優れる電気電子部品用銅合金板 |
| JP4418028B2 (ja) * | 2007-03-30 | 2010-02-17 | 日鉱金属株式会社 | 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金 |
| CN104152742B (zh) * | 2014-09-04 | 2016-04-20 | 安徽鑫科新材料股份有限公司 | 一种高性能锡磷青铜线及其生产方法 |
| CN110195166A (zh) * | 2019-04-17 | 2019-09-03 | 宁波兴业盛泰集团有限公司 | 一种引线框架用抗折弯CuNiCoSi系合金及其制造方法 |
-
1991
- 1991-12-27 JP JP3359795A patent/JP3049137B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8070893B2 (en) | 2005-03-31 | 2011-12-06 | Jx Nippon Mining & Metals Corporation | Cu—Ni—Si—Co—Cr copper alloy for electronic materials and method for manufacturing same |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05179377A (ja) | 1993-07-20 |
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