JP4407953B2 - 高強度・高導電性銅合金板 - Google Patents
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Description
Cu−Fe系銅合金に関する特許文献を下記に例示する。
また、一度、混粒組織となるとその後の加工&熱処理によって整粒組織の材料を製作することが極めて困難となる。そして、混粒組織を呈する材料においては、粗大化した結晶粒は微細な結晶粒よりも変形能が大きく、耐力が小さい。そのため、このような混粒組織を呈する材料においては、部位によって変形能及び強度が異なるという現象が発生する。
本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、Fe含有銅合金からなる板(条を含む)において見られる上記の問題点、特にプレス打ち抜き性の改善を目的とする。
本発明に係るプレス打ち抜き性に優れる高強度・高導電性銅合金は、Fe:0.2〜3.0質量%、P:0.001〜0.2質量%、Zn:0.05〜1.0質量%を含有し、残部が実質的にCuと不可避不純物である銅合金を基本としつつ、上記範囲のPの一部又は全部に代えて、又は上記範囲のPに加えて、0.3%以下のSiをP及びSiの総量で0.001質量%以上となるように添加した銅合金であり、Siを必ず含み、下記式で示すFe量条件式を満足し、Fe又は/及びFe基の金属間化合物が析出し、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径が3〜60μmで、かつその値の80〜120%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の70%以上であることを特徴とする。
[Fe]−3.6×([P]−0.18×[Ni]−0.26×[Co]−0.20×[Cr]−0.85×[Mg])≧0.5
ただし、[Fe]、[P]、[Ni]、[Co]、[Cr]、[Mg]は添加元素又は不可避不純物として銅合金中に含まれる各元素の質量%を表す。
さらに、銅合金中には不可避不純物として、Ag、Cd、Au、Pt、Hf、Th、Sr、Pd、S、C、Y、Pb、Ga、Ge、As、Se、Sb、Bi、Te、Bなどが原料の地金やスクラップ及び炉材などから混入することがある。これらの元素のうち、Pb、Sについてはそれぞれ0.01質量%以下、それ以外の元素についてはそれぞれ0.005質量%以下、かつこれらの元素の総量が0.01質量%以下であれば、本合金の特性を大きく損なうことはない。
<Fe量>
Fe含有量が0.2%質量未満であると、Fe又はFe基金属間化合物の析出量が少ないためリードフレーム、端子、コネクターに要求される最近の高強度化及び高耐熱性の要求に十分には応えることができない。従って、Fe含有量は0.2質量%以上必要である。また、Fe含有量が3.0質量%を越えると粗大なFeの晶出物が多量に発生し、これらの晶出物は強度向上にほとんど寄与せず、かえって曲げ加工性を劣化させ、プレス打抜き時に金型を摩耗させるため、Fe含有量は3.0%以下でなければならない。
従って、Fe含有量は0.2〜3.0質量%とする。この範囲の中で望ましい範囲は0.5〜2.6質量%、さらに望ましい範囲は、1.0〜2.1質量%である。
Pは、Feとの安定な金属間化合物を形成し、Cuの母相に析出して銅合金の耐力及び耐熱性を向上させる。さらに、後述するNi、Co、Cr、Mgとの化合物を生成することで合金中に析出して剪断加工性を向上させる。しかし、Pの含有量が0.2質量%を越えた場合、熱間加工性が低下する。一方、Pが0.001質量%未満の場合は、溶解鋳造時の脱酸が不十分となり溶湯の粘性が高くなる。この結果、鋳造時に酸化物を巻き込みやすくなり、巻き込んだ酸化物は製品欠陥となる。このため健全な鋳塊を得ることができず好ましくない。
従って、Pの含有量は0.001〜0.2質量%とする。より好ましい範囲はP:0.01〜0.1質量%である。なお、後述するように、上記範囲のPの一部又は全部に代えてSiを添加することができる。
Znはプレス金型の摩耗を低減する効果、マイグレーションの防止、銅合金のはんだ及びSnめっきの耐熱剥離性を改善する。Znの含有量が0.05質量%未満の場合、所望の効果が得られない。一方、その含有量が1.0質量%を越えるとはんだ濡れ性が低下する。また、導電率の低下も激しくなる。従って、Znの含有量は0.05〜1.0質量%とする。より好ましい範囲は、0.1〜0.3質量%である。
Ni、Co、Cr、Mgは、Pとの化合物を生成し合金中に析出して剪断加工性(プレス打ち抜き性等)を向上させる。この化合物が合金中に分散されていると、母材との金属学的な連続性がないため剪断加工時に応力を集中的に受けてミクロクラックの発生源となり、剪断加工性を著しく向上させることができる。この効果は、これらの元素の1種又は2種以上の合計が0.01質量%以上で顕著に示される。しかし、Fe−P化合物と比較して粗大な化合物として析出しやすく、粗大になった析出物は結晶が成長する際のピン止め効果を果たすことになる。このとき粗大な析出物の分布が不均一であると、熱処理を行った際に結晶成長が不均一となり、結果、混粒組織となりやすい。この現象は、Ni、Co、Cr、Mgの1種又は2種以上の合計が0.5質量%を越えると顕著となる。
従って、Ni、Co、Cr、Mgのうち1種又は2種以上の合計は0.01〜0.5質量%とする。より望ましい範囲は0.02〜0.3質量%である。
PはFe、Ni、Co、Cr、Mgのいずれとも化合物を形成し母材中に析出する。しかし、添加元素又は不可避不純物として含有される上記元素の含有量が前記条件式を満たす場合、Pとの化合物を生成せずにFe単体で析出するものが現れてくる。この単体で析出したFeは、Fe−P化合物として析出するよりも高強度化及び高耐熱化の作用をもつ。
一方、最近の各種電気電子機器の軽薄短小化及び実装密度の向上要求に対応するため、プレス打ち抜き時の剪断により発生する残留応力を小さくする技術が開発され、一般化している。この技術はリード打ち抜きに際して、リード先端を切り落とさず束ねたままの状態で、一度、数秒〜数分間の短時間熱処理を行いリード側面を抜いた時に生じた残留応力を逃がす。この後、残留応力が小さくなった時点でリード先端部を切り落とし、平坦性を確保するという技術である。この技術を適用するには、打ち抜き加工途中の焼鈍によって材料自身が軟化しないような高耐熱性が必要である。銅合金板の組成が上記Fe量の条件を満たすことで、この要求に対応することが可能となる。
従って、本発明に係る銅合金板の組成は上記Fe量条件式を満たすものとした。なお、さらに後述するAl、Sn、Mn、Zr、In、Tiの存在があれば、耐熱性を飛躍的に高めることが可能となり、プレス打ち抜き時に熱処理を行う場合に最適なものとなる。
本発明の合金は熱処理上がり、冷延上がり又は冷延後、伸びを改善させるための低温−短時間加熱処理上がり、テンションアニーリング上がりあるいはテンションレベラー上がりとしても良いが、いずれの場合も圧延面で測定した板幅方向の結晶粒径が平均値が3〜60μmで、かつ整粒化度(平均結晶粒径の80〜120%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の数に占める割合)が70%以上である必要がある。ここで、板表面において板幅方向の結晶粒径を測定するのは、焼鈍上がりにおいてもその後圧延を加えても板幅方向の結晶粒径がほとんど変化しないためである。
なお、平均結晶粒径は、表面をエッチングした試料の光学顕微鏡組織写真を用い、JIS H0501に規定されている切断法で測定する。整粒化度は、上記組織写真を画像解析装置で解析して求めることができる。
Al、Sn、Mn、Zr、In、Tiは合金中に固溶することで強度を向上させるのみならず、Fe析出物(Fe及び/又はFe基金属間化合物)と共存した状態では耐熱性を飛躍的に向上させる。
なお、プレス打ち抜きの剪断加工により発生した残留応力が除去されるには、材料を加熱し材料中の転位が容易に移動できるようにすることが重要である。転位が移動することで残留応力は除去される。しかし、転位が移動した場合、転位は対消滅を起こし転位密度が低下することとなる。言い換えれば転位の導入によって加工硬化していた材料が軟化してしまう。このとき、Al、Sn、Mn、Zr、In、Tiが固溶しているとこれらの原子と空孔との親和性が強く、空孔サイトをこれら原子が埋めてしまう。結果、合金中の空孔量が減る。このため、転位の上昇運動が起きにくくなり、Fe析出物にトラップされた転位は移動しにくくなる。この結果、転位の対消滅を抑制し耐熱性が上昇することとなる。
この特性は、Al、Sn、Mn、Zr、In、Tiのうち1種又は2種以上の合計が0.005質量%未満では十分でなく、0.5質量%を超えると導電率の低下が生じるとともにはんだ濡れ性が低下するため好ましくない。従って、これらの元素の1種又は2種以上の含有量は0.005〜0.5質量%とする。より望ましい範囲は0.02〜0.3質量%である。
Oは、Pと反応しやすい。Oが100ppmを越えた場合、反応したPは上述したNi、Co、Cr、Mgとの化合物を形成できなくなる。結果、剪断加工性向上の効果が得られない。また、OはSiとも反応しやすく、100ppmを越えた場合、Siの酸化物が多く形成されて鋳塊の清浄性が損なわれる。従って、Oの含有量は100ppm以下、さらに望ましくは30ppm以下とする。
<H量>
Hは、O量が10ppm以上含有される場合、H量が10ppmを越えてくると、鋳造時の冷却過程でOと結び付いて水蒸気となり、この水蒸気が鋳塊中にブローホール欠陥を生じてしまう。従って、Hの含有量は「10ppm以下、好ましくは4ppm以下、さらに好ましくは2ppm以下」と定める。
SiはPと同様にFeとの安定な金属間化合物を形成し、Cuの母相に析出して特に銅合金の耐熱性を向上させる。従って、前記範囲のPの一部又は全部に代えて、又は前記範囲のPに加えて、Siを添加することができる。しかし、Siが0.3質量%を越えてくると導電率の低下が激しく好ましくない。一方、SiはPと同様に脱酸作用を有し、P及びSiの総量が0.001質量%未満であると、溶解鋳造時の脱酸が不十分となり溶湯の粘性が高くなる。この結果、鋳造時に酸化物を巻き込みやすくなり、巻き込んだ酸化物は製品欠陥となる。このため健全な鋳塊を得ることができず好ましくない。従って、Siを添加する場合は、P:0〜0.2質量%(好ましくは0.01〜0.1質量%)、Si:0.3質量%以下、P及びSiの総量で0.001質量%以上とする。好ましくは、Si:0.005〜0.1質量%、PとSiの総量が0.02〜0.1質量%である。
なお、Siが存在する場合はその存在量に応じたFe−Si金属間化合物が形成されるが、銅合金の組成が前記の条件式を満足する限り、高強度化、高耐熱化について同等の作用が得られる。
本発明の銅合金は、例えば、熱間圧延、冷間圧延、再結晶を生じさせる熱処理、必要に応じてさらに冷間圧延又は/及び熱処理を組み合わせて板に製造されるが、この銅合金をその使用状態において前述の結晶粒径範囲に規定される整粒組織にするための1つの方法は、熱間圧延を終了した時点から最初に再結晶を生じさせる熱処理までの冷間加工率を90%以下とすることである。
本発明の組成のFe含有銅合金では、その熱処理において再結晶−結晶粒粗大化とFe又は/及びFe基の金属間化合物の析出が同時に進行し、混粒組織が形成されやすい。そして、熱間圧延終了時点から最初に再結晶を生じさせる熱処理まで90%を越えて冷間加工した場合、導入された転移及び点欠陥により再結晶及び析出するサイトが増加し、再結晶−結晶粒粗大化と析出の反応速度が急激に大きくなる。そのため冷間加工率が90%を越えると、後述する特殊な熱処理条件以外では熱処理条件をいかに工夫しても前述の結晶粒径範囲に規定される整粒組織とすることが困難となり、また、この熱処理でいったん混粒組織ができてしまうと、その後の加工熱処理で整粒組織を得ることが困難となる。
また、いったんこの熱処理を行って上記の整粒組織を得ると、その後に冷間加工又は/及び再結晶を伴わない熱処理(例えば析出処理、低温焼鈍)を行った場合はむろんのこと、再び再結晶を伴う熱処理を行った場合でも整粒組織を保つことは容易である。
本発明の銅合金をその使用状態において前述の結晶粒径範囲に規定される整粒組織にするためのもう1つの方法は、冷間圧延後、時効処理に先だって、通常の時効処理の加熱より急速に加熱しかつ短時間で再結晶させることである。この方法では、熱間圧延を省略した製造方法にも適用でき(例えば薄板連鋳材の使用)、また、再結晶させる熱処理の前の冷間圧延の加工率は90%を越えていてもよい。この急速加熱処理も、冷間圧延開始以降、最初の再結晶を生じさせる熱処理として行われるものである(再結晶を伴わない温度及び時間の熱処理であれば、冷間圧延開始以降、この急速加熱処理の前に、1回以上の熱処理を実施しても本発明の効果は阻害されない)。
この方法において加熱温度を450℃以上とするのは、450℃未満では0.1℃/秒以上の速度で昇温し、かつ5秒以上保持しても再結晶しないからである。また、950℃を超える温度に加熱すると加熱時間を5秒としても再結晶粒が粗大化し、目的とする良好な曲げ加工性、スタンピング性が得られないからである。従って、加熱温度範囲は450〜950℃とする。好ましくは、600〜800℃である。
加熱速度を0.1℃/秒以上とするのは、加熱速度が0.1℃/秒未満となると加熱中に析出が起き始め、結晶粒の成長速度に差を生じて微細結晶粒と粗大結晶粒の混粒組織となるからである。従って、加熱速度は0.1℃/秒以上でなければならない。好ましくは0.5℃/秒以上である。
なお、整粒組織とするための加熱処理には例えば連続焼鈍炉を用いればよく、材料の表面酸化や内部酸化を防止するために還元雰囲気(たとえば窒素−水素混合ガス雰囲気)で加熱し、冷却中の析出を防止するために加熱後急冷することが望ましい。室温までの冷却速度は5℃/秒以上であればその後の時効処理によって良好な特性が得られる。
(結晶粒径及び分布測定)
結晶粒径は、試料表面を研磨後エッチングして光学顕微鏡写真を撮影し、その組織写真からJIS H0501に規定されている切断法(線分の向きは板幅方向)により測定した。なお、同一試料に対して5視野を観察し、その平均値を各試料の結晶粒径とした。
結晶粒径の分布は、上記の組織写真を画像解析装置を用いて解析した。すなわち、結晶粒を板幅方向に横切る線分の長さを300個以上の結晶粒について測定し、それらの平均値と度数分布を求めた。表1に示す整粒化度は、この度数分布から平均結晶粒径の80〜120%の寸法の結晶粒の数を求め、その個数が全結晶粒の数に占める割合(%)として算出した。
試験片の長手方向を圧延方向に平行としたJIS5号試験片を作製し、測定した。
(導電率)
ミーリングにより短冊状の試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により測定した。
(耐熱温度)
5分間加熱後のHvの低下量が、加熱前のHvの20%の時の温度を耐熱温度という。
バリの評価は、機械式プレスにより0.3mm幅のリードを打ち抜き、打ち抜いたリードのばり高さを測定して評価した。ばり高さは、10個のリードのばり面を走査型電子顕微鏡で観察し、各最大バリ高さの平均値で示した。
ダレの評価は、機械式プレスにより0.3mm幅のリードを打ち抜き、打ち抜いたリードのダレ部分を斜め上方又は斜め下方から光学顕微鏡にて目視観察し、ダレ部分の凹凸のレベルを3段階で評価した。
(曲げ加工性)
JIS H3130の方法で板厚と同等の曲げ半径を有するW型の曲げ治具を用いて加工した。加工後のW曲げ部を目視で観察し、肌荒れ、クラックの有無で加工性を評価した。
短冊状の試験片に弱活性フラックスを塗布し、245±5℃に保持したはんだ浴(Sn/Pb=60/40)に5秒間浸漬した後引上げ、試験片へのはんだの付着状況を観察し、ズレの有無及びはじきの有無で評価した。
(はんだ耐熱剥離)
短冊状の試験片に弱活性フラックスを塗布し、245±5℃に保持したはんだ浴(Sn/Pb=60/40)にてはんだ付けした後、150℃のオーブンで1000Hrまで加熱した。この試験片を180゜曲げ戻しにて加工を加え加工部のはんだが剥離するか観察した。
表1に示す化学組成の銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ50mm、幅80mm、長さ200mmの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を900〜1000℃で1Hr加熱した後、厚さ12mmに熱間圧延した。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去するとともに、この後の冷間加工率を表2の条件に合うように板厚を2.5mm(80%)、5mm(90%)、10mm(95%)に面削で仕上げた。そして、0.5mmまで冷間圧延を行った。なお、熱処理までの加工率を表2の条件にあわせるために面削にて板厚を仕上げたが、熱間圧延終了時点の板厚を表2の条件に合うように仕上げるなどしても良い(この点は試験例2、3でも同じ)。
これに対して、No.8〜15は、試料を調整できていないか、又はいずれかの特性が劣る。例えば、Fe量の条件を満たしていないものは(No.8、15)、強度及び耐熱性が劣る。
表3に示す化学組成の銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ50mm、幅80mm、長さ200mmの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を900〜1000℃で1Hr加熱した後、熱間圧延にて厚さ12mmに仕上げた。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去するとともに、この後の冷間加工率を表4の条件に合うように板厚を2.5mm(80%)、5mm(90%)、10mm(95%)にそれぞれ面削で仕上げた。そして、0.5mmまで冷間圧延を行った。
一方、No.21は、Ni、Co、Cr、Mgの1種又は2種以上の総量が少ないことから、バリ高さがNo.15〜20ほど小さくない。No.22は、Ni、Co、Cr、Mgの1種又は2種以上の総量が多いことから結晶組織が粗大となってプレス打ち抜き性(ダレ部の凹凸)及び曲げ加工性が劣る。No.24は、Al、Sn、Mn、Zr、In、Tiの1種又は2種以上の総量が多いために導電率が低く、さらにはんだ濡れ性が悪い。No.23は、Al、Sn、Mn、Zr、In、Tiの1種又は2種以上の総量が少ないため、No.16〜20ほど高い耐熱性が得られていない。No.25は、O含有量が多く、No.16〜20ほどバリ高さが小さくない。また、No.26は、鋳塊欠陥のため試料調整そのものができなかった。
化学組成:Cu−2.1質量%Fe−0.03質量%P−0.2質量%Znの銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ50mm、幅80mm、長さ150mmの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を900℃で1Hr加熱した後、熱間圧延にて厚さ12mmに仕上げた。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去するとともに、この後の冷間加工率を表5の条件に合うように板厚を2.5mm(80%)、5mm(90%)、10mm(95%)にそれぞれ面削で仕上げた。そして、0.5mmまで冷間圧延を行った。
この後、急速短時間加熱を行うものは表5の条件(加熱温度とその温度に達してからの保持時間)で実施し、それに引き続き昇温速度0.01℃/sec、加熱温度550℃、保持時間4Hrにて時効析出熱処理を行った。急速短時間加熱を行わないものは上記条件で再結晶を伴う時効析出熱処理のみを行った。その後、加工率50%の冷間圧延を行って厚さ0.25mmの試験片を作製し、結晶粒径・分布の測定及び各特性の調査を行った。
これに対して、No.35は熱間圧延からの冷間加工率が90%を越えたため、整粒化度が低下して混粒状態となることから、プレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、さらに、曲げ加工においても肌荒れが生じた。No.36は急速短時間加熱の昇温速度が小さい場合であり、十分な結晶粒の微細化及び整粒化が得られないため、同様にプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工においても肌荒れが生じた。No.37は、急速短時間加熱の加熱温度が350℃と低く再結晶しなかったため混粒状態となり、やはりプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工ではクラックを生じた。No.38は、急速短時間加熱の加熱温度が1000℃と高く、結晶が粗大化したためにプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工では肌荒れを生じた。No.39は、急速短時間加熱の加熱時間が長く、結晶が粗大化した例であり、同様にプレス打ち抜きによるダレ部の凹凸がひどく、曲げ加工では肌荒れを生じた。
Claims (2)
- Fe:0.2〜3.0質量%と、P:0.001〜0.2質量%及びSi:0.3質量%以下と、Zn:0.05〜1.0質量%を含有し、さらにNi、Co、Cr、Mgのうち1種又は2種以上を合計で0.01〜0.5質量%と、Al、Sn、Mn、Zr、In、Tiのうち1種又は2種以上を合計で0.005〜0.5質量%含有し、下記に示すFe量条件式を満足し、残部がCuと不可避不純物である銅合金からなり、Fe又は/及びFe基の金属間化合物が析出し、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径が3〜60μmで、かつその値の80〜120%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の70%以上であることを特徴とする高強度・高導電性銅合金板。
[Fe]−3.6×([P]−0.18×[Ni]−0.26×[Co]−0.20×[Cr]−0.85×[Mg])≧0.5
ただし、[Fe]、[P]、[Ni]、[Co]、[Cr]、[Mg]は銅合金中の各元素の質量%を表す。 - O:100ppm以下、H:10ppm以下であることを特徴とする請求項1に記載された高強度・高導電性銅合金板。
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