JP4166196B2 - 曲げ加工性が優れたCu−Ni−Si系銅合金条 - Google Patents
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(I(200)+I(311))/I(220)≧0.5
本発明は結晶粒粗大化および最終圧延加工度の低減の手段を使用することなく、Cu−Ni−Si系銅合金条の結晶方位を最適化するためになされたもので、高強度および優れた曲げ加工性を両立させた電子材料用Cu−Ni−Si系銅合金条を提供することを目的としている。曲げ加工性については、特にGood Wayの曲げ加工性を向上させ、曲げの逆異方性を改善することを課題としている。
(1)Niを1.0〜4.5質量%(以下%とする)、Siを0.25〜1.5%、Mgを0.05〜0.3%含有し、残部がCuおよび不可避的不純物よりなる銅基合金の圧延面においてX線回折を用いて測定した3つの(hkl)面のX線回折強度が
(式1) (I(111)+I(311))/I(220)≦2.0
を満足し、
圧延面においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI(220)、および純銅粉末標準試料においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI0(220)としたときのI(220)/I0(220)が
(式2) 1.0≦I(220)/I0(220)≦3.0
を満足し、
圧延方向と直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをa、厚み方向の平均長さをbとしたときに
(式3)
0.5≦b/a≦0.9
2μm≦a≦20μm
であることを特徴とする高強度および優れた曲げ加工性を両立させたCu−Ni−Si系銅合金条、
(2)Niを1.0〜4.5質量%(以下%とする)、Siを0.25〜1.5%を含有し、更にZn、Sn、及びMgのうち1種類以上を含有し、Mgを含有する場合は0.05〜0.3%とし、Zn及び/又はSnを含有する場合は総量で0.005〜2.0%とし、残部がCuおよび不可避的不純物よりなる銅基合金の圧延面においてX線回折を用いて測定した3つの(hkl)面のX線回折強度が、
(式1)(I (111) +I (311) )/I (220) ≦2.0
を満足し、
圧延面においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI (220) 、および純銅粉末標準試料においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI 0(220) としたときの、I (220) /I 0(220) が、
(式2)1.0≦I (220) /I 0(220) ≦3.0
を満足し、
圧延方向に直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをa、厚み方向の平均長さをbとしたときに
(式3)
0.5≦b/a≦0.9
2μm≦a≦20μm
であることを特徴とする高強度および高曲げ加工性を両立させたCu−Ni−Si系銅合金条、
である。
Ni及びSi濃度
Ni及びSiは、時効処理を行うことによりNiとSiが微細なNi2Siを主とした金属間化合物の析出粒子を形成し、合金の強度を著しく増加させる。また、時効処理でのNi2Siの析出に伴い、導電性が向上する。ただし、Ni濃度が1.0%未満の場合、またはSi濃度が0.25%未満の場合は、他方の成分を添加しても所望とする強度が得られない。また、Ni濃度が4.5%を超える場合、またはSi濃度が1.5%を超える場合は十分な強度が得られるものの、導電性が低くなり、更には強度の向上に寄与しない粗大なNi−Si系粒子(晶出物及び析出物)が母相中に生成し、曲げ加工性、エッチング性およびめっき性の低下を招く。よって、Ni濃度を1.0〜4.5%、Si濃度を0.25〜1.5%と定めた。
Mgには応力緩和特性を大幅に改善する効果および熱間加工性を改善する効果があるが、0.05%未満ではその効果が得られず、0.30%を超えると鋳造性(鋳肌品質の低下)、熱間加工性およびめっき耐熱剥離性が低下するためMgの濃度を0.05〜0.3%と定めた。より好ましいMg濃度は、0.1〜0.2%である。
Zn、Sn、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Ag、またはBeには、Cu−Ni−Si系銅合金条の強度及び耐熱性を改善する作用がある。また、これらの中でZnには、半田接合の耐熱性を改善する効果もあり、Feには組織を微細化する効果もある。更にTi、Zr、Al及びMnは熱間圧延性を改善する効果を有する。この理由は、これらの元素が硫黄との親和性が強いため硫黄と化合物を形成し、熱間圧延割れの原因であるインゴット粒界への硫化物の偏析を軽減するためである。Zn、Sn、Fe、Ti、Zr、Cr、Al、P、Mn、Ag、またはBeの濃度が総量で0.005%未満であると上記の効果は得られず、総含有量が2.0%を越えると導電性が著しく低下する。そこで、これらの含有量を総量で0.005〜2.0%と定めた。より好ましい含有量は、総量で0.01〜1%である。
Cu−Ni−Si系銅合金条は、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、冷間圧延、時効処理、必要に応じて仕上げ圧延および歪取り焼鈍という工程で作られ、熱間圧延工程(加工度、温度、歪速度)、溶体化処理(溶体化温度、時間)および冷間圧延工程(加工度)などが、各方位の集積度に影響を及ぼす。なお、この集積度は、時効処理および歪取り焼鈍によって大きく変化することはない。また、結晶粒径は、主として溶体化処理の条件によって決定される。
本発明者らは、Cu−Ni−Si系銅合金条を種々の条件で製造したときの各結晶面の集積度および結晶粒形態と曲げ加工性および曲げ異方性の関係を調査、解析した結果、以下の知見を得た。
(式1) (I(111)+I(311))/I(220)≦2.0
この板面方位指数は、熱間圧延温度を高くし、溶体化処理温度、時間、冷間圧延加工度を制御することで得られた。
(式2) 1.0≦I(220)/I0(220)≦3.0
この集積度は、溶体化処理後以降の冷間圧延加工度を高くすると高くなる。また、溶体化温度が低くなると集積度が高くなり、溶体化時間を短くすると集積度が高くなる。
(式3)
0.5≦b/a≦0.9
2μm≦a≦20μm
b/aが0.5を下回るとGood WayおよびBad Wayの曲げ加工性は同時に向上するが強度が低くなり、0.9を超えると強度は高くなるがGood WayおよびBad Wayの曲げ加工性が同時に悪化する。一方、aが20μmを超えると強度が低下し、Good WayおよびBad Wayの曲げ部の肌荒れが大きくなる。また、2μmを下回るaの値を得るには、不充分な溶体化処理を行わざるを得ないため、時効処理の際の析出量が減り、強度が低下する。なお、所望とする結晶粒形態は溶体化処理温度と時間を制御することで得られた。
次に、本発明の実施例について比較例とともに説明する。
電気銅を原料とし、大気溶解炉を用いてCu−2.3±0.1%Ni−0.50±0.01%Si−0.1±0.02%Mgの銅合金を溶製し、厚さ20mm×幅60mmのインゴットに鋳造した。このインゴットを次の工程で加工し、厚さ0.3mmの試料を得た。
(a)熱間圧延:表1に示す条件で板厚3mmまで熱間圧延を行った。種々の温度で3時間の均質化焼鈍を施した後、この温度で熱間圧延を開始した。そして、熱間圧延中に温度低下を防止するために、厚みが15、10および5mmになった時点で、圧延途中の材料を熱間圧延開始温度にて30分間加熱した(以下、再加熱)。ただし、比較例No.7では再加熱を実施しなかったため、熱間圧延終了温度が550℃まで低下した。
(b)面削:グラインダー研磨により表面スケールを除去した。
(c)冷間圧延:厚さ0.625mmまで加工した。
(d)溶体化処理:800℃で3分間加熱し、水冷した。ここで、加熱時間は、材料温度が800℃に達した後、水冷を開始するまでの時間である。
(e)冷間圧延:厚さ0.5mmまで加工した。
(f)時効処理:0.2%耐力が最大となる温度で3時間の時効処理を行った。この温度は400〜600℃の範囲であった。
<0.2%耐力>引張試験機により圧延方向と平行な方向における耐力を測定した。
<W曲げ加工性>W曲げ試験(JIS H 3130)にて、幅10mm×長さ30mmの短冊を用いて行った。試験片採取方向は、Good WayおよびBad Wayとし、割れの発生しない最小曲げ半径MBR(Minimum Bend Radius)と板厚tの比MBR/tにて評価した。
<板面方位指数>(株)リガク製RINT2500を使用し、X線回折法により3つの(hkl)面のX線回折強度I(hkl)を測定し、(式1)の値を求めた。なお、X線照射条件はCo管球を使用し、管電圧25KV、管電流20mAとした。
<集積度>(株)リガク製RINT2500を使用し、X線回折法により、(220)面のX線回折強度I(220)および純銅粉末標準試料の(220)面のX線回折強度I0(220)を測定し、集積度I(220)/I0(220)を求めた。なお、X線照射条件はCo管球を使用し、管電圧25KV、管電流20mAとした。
<結晶粒径>切断法(JISH0501)にて、圧延方向に直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをa、厚み方向の平均長さをbとし、aおよびb/aを求めた。
比較例No.7は、熱間圧延開始温度は高いが、圧延中の再加熱を施していないので、材料温度が低くなり、板面方位指数が(式1)の範囲から大きく外れた。0.2%耐力が同等の比較例No.6に対し、Good Wayの曲げ加工性が悪化し、曲げの異方性がさらに大きくなった。
次に、最終圧延加工度および溶体化処理の条件を変えたときの本発明の実施例について比較例とともに説明する。
電気銅を原料とし、大気溶解炉を用いてCu−1.7±0.1%Ni−0.35±0.01%Si−0.5±0.01%Sn−0.4±0.01%Znの銅合金を溶製し、厚さ20mm×幅60mmのインゴットに鋳造した。このインゴットを次の工程で加工した。
(a)熱間圧延:950℃で3時間の均質化焼鈍を行った後、厚さ15mm、10mm、5mmで950℃で再加熱しながら、板厚3mmまで熱間圧延を行った。
(b)面削:グラインダー研磨により表面スケールを除去した。
(c)冷間圧延:厚さ0.625mmまで加工した。
(d)溶体化処理:所定温度にて所定時間加熱して水冷した。ここで、加熱時間は、材料温度が800℃に達した後、水冷を開始するまでの時間であり、時間0minとは所定温度に到達直後に水冷を開始したことを示す。
(e)冷間圧延:種々の加工度で圧延を行った。ここで、加工度rは次式で定義する。
r=(t0−t)/t0×100 (t0:圧延前の板厚、t:圧延後の板厚)
(f)時効処理:0.2%耐力が最大となる温度で3時間の時効処理を行った。この温度は400〜600℃の範囲であった。
これらの試料について0.2%耐力、W曲げ加工性、板面方位指数、集積度、結晶粒形態を前述の要領で調査した。その結果を表2に示す。
比較例No.12は、溶体化温度が高かったので、集積度が(式2)の範囲外であった。さらに、結晶粒径が粗大で、aの値が(式3)の範囲外であった。同じ加工度の発明例No.9より0.2%耐力が低いにもかかわらず、Good Way、Bad Wayの曲げ加工性とも劣った。
比較例No.13は、溶体化温度が低かったので溶体化が不充分であり、また、再結晶せずに圧延組織が残ったままで、結晶粒形態を測定できなかった。同じ加工度の発明例No.9より強度が低いにもかかわらず、Good Way、Bad Wayの曲げ加工性とも劣り、特にBad Wayの曲げ加工性が悪かった。
比較例No.15は溶体化時間が長いので、結晶粒径が大きく、 aの値が(式3)の範囲外になり、また、集積度が(式2)の範囲外となった。同じ加工度の発明例No.9より強度が低くいにもかかわらず、Good Way、Bad Wayの曲げ加工性とも劣った。
Wayの曲げ加工性が悪かった。
比較例No.17は、最終圧延加工度が高いので集積度が範囲外で、さらに、高加工度の最終圧延により結晶粒が著しく歪んでいたため結晶粒形態を測定できなかった。強度が近い発明例No.11よりGood Way、Bad Wayの曲げ加工性とも劣った。
なお、比較例No.16を除き、曲げの逆異方性は、板面方位指数が(式2)の範囲内であったため小さかった。
Claims (2)
- Niを1.0〜4.5質量%(以下%とする)、Siを0.25〜1.5%、Mgを0.05〜0.3%含有し、残部がCuおよび不可避的不純物よりなる銅基合金の圧延面においてX線回折を用いて測定した3つの(hkl)面のX線回折強度が、
(I(111)+I(311))/I(220)≦2.0
を満足し、
圧延面においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI(220)、および純銅粉末標準試料においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI0(220)としたときの、I(220)/I0(220)が、
1.0≦I(220)/I0(220)≦3.0
を満足し、
圧延方向に直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをa、厚み方向の平均長さをbとしたときに、
0.5≦b/a≦0.9
2μm≦a≦20μm
であることを特徴とする高強度および高曲げ加工性を両立させたCu−Ni−Si系銅合金条。 - Niを1.0〜4.5質量%(以下%とする)、Siを0.25〜1.5%を含有し、更にZn、Sn、及びMgのうち1種類以上を含有し、Mgを含有する場合は0.05〜0.3%とし、Zn及び/又はSnを含有する場合は総量で0.005〜2.0%とし、残部がCuおよび不可避的不純物よりなる銅基合金の圧延面においてX線回折を用いて測定した3つの(hkl)面のX線回折強度が、
(I (111) +I (311) )/I (220) ≦2.0
を満足し、
圧延面においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI (220) 、および純銅粉末標準試料においてX線回折を用いて測定した(220)面のX線回折強度をI 0(220) としたときの、I (220) /I 0(220) が、
1.0≦I (220) /I 0(220) ≦3.0
を満足し、
圧延方向に直角な断面における結晶粒の幅方向の平均長さをa、厚み方向の平均長さをbとしたときに、
0.5≦b/a≦0.9
2μm≦a≦20μm
であることを特徴とする高強度および高曲げ加工性を両立させたCu−Ni−Si系銅合金条。
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