JP5140045B2 - 電子材料用Cu−Ni−Si系合金板又は条 - Google Patents
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Description
該文献の請求項2には、上記のリードフレーム材の製造方法として、上記組成を有する銅合金の鋳塊を熱間圧延後、600℃以上の温度から5℃/秒以上の速度で冷却し、冷間加工後400〜600℃の温度で5分〜4時間の焼鈍を行った後、調質仕上圧延を行ってから、400〜600℃の温度で5〜60秒の短時間の焼鈍を行う方法が開示されている。最終工程の400〜600℃の温度で5〜60秒の短時間の焼鈍は、圧延により低下した伸びを回復させると共に残留応力を低減し、かつ、均一化するためであるとされる。
該文献によれば、上記のリードフレーム材は高い強度及び高いスティフネス強度を有し、さらに、優れた半田の耐熱剥離性を有し、その上、熱間加工性にも優れているとされる。
そして、その請求項1には、重量割合にてCr:0.05〜0.40%、Zr:0.03〜0.25%、Fe:0.10〜1.80%、Ti:0.10〜0.80%を含有すると共に、「0.10%≦Ti≦0.60%」ではFe/Ti重量比が0.66〜2.6を満足し、また「0.60%<Ti≦0.80%」ではFe/Ti重量比が1.1〜2.6を満足していて残部がCu及び不可避的不純物から成る銅合金の素材に、1)950℃未満の温度での溶体化処理、2)50〜90%の加工度での冷間加工、3)300〜580℃の温度での時効処理、4)16〜83%の加工度での冷間加工、5)350〜700℃の温度での焼鈍をこの順に順次施すことを特徴とする、電子機器用高力高導電性銅合金材の製造方法が記載されている。5)は歪取り焼鈍であり、最終冷間加工の後、ばね性を向上させると共に延性を回復させることが記載されている。
該銅又は銅合金の製造工程として、一般の銅及び銅基合金と同様にして最終板厚まで圧延後、必要に応じてテンションレベラー等による形状矯正を行い、その後連続焼鈍炉による低温焼鈍を行うが、その際の炉内張力が連続焼鈍炉通板前の材料の0.2%耐力の1.0〜8.5%の範囲で設定し、通板を行うことが記載されている(段落0020)。
Ni及びSiは、適当な熱処理を施すことにより金属間化合物としてNi−Si化合物粒子(Ni2Si等)を形成し、導電率を劣化させずに高強度化が図れる。
SiやNi添加量は少なすぎると所望の強度が得られず、多すぎると高強度化は図れるが導電率が著しく低下し、熱間加工性が低下する。また、Ni中には水素が固溶することがあり、溶解鋳造時のブローホールの原因となったりするため、Ni添加量を多くすると中間の加工において破断の原因となる可能性がある。SiはCと反応したり、Oと反応したりするため、添加量が多いと極めて多くの介在物を形成し、曲げの際に破断の原因になる。
本発明に係る銅合金板又は条は、Ni及びSiに加えて、Cr、Co、Mg、Mn、Fe、Sn、Zn、Al及びPから選択される1種又は2種以上を合計で1.0質量%含有することができ、必要に応じて2.0質量%まで含有することもできる。以下、各元素の作用及び好適な含有量について説明する。
Cr、CoはCu中に固溶し、溶体化処理時の結晶粒の粗大化を抑制する。また合金強度が底上げされる。時効処理時にはシリサイドを形成して析出し、強度及び導電率の改善に寄与することもできる。これらの添加元素は導電率をほとんど低下しないことから積極的に添加しても良いが、添加量が多い場合は晶出物の生成量が多くなり、晶出物を起因とする割れが発生しやすい。そこで、Cr及びCoは一方又は両方を合計で1.0質量%まで添加するのがよく、0.005〜1.0質量%添加するのが好ましい。
(2)Mg、Mn
MgやMnはOと反応するため溶湯の脱酸効果が得られる。また、一般的に合金強度を向上させる元素として添加される元素である。最も有名な効果としては応力緩和特性の向上であり、いわゆる耐クリープ特性である。近年、電子機器の高集積化にともない、高電流が流れ、またBGAタイプのような熱放散性が低い半導体パッケージにおいては、熱により素材が劣化する恐れがあり、故障の原因となる。特に、車載する場合はエンジンまわりの熱による劣化が懸念され、耐熱性は重要な課題である。これらの理由で積極的に添加しても良い元素である。ただし、添加量が多すぎると曲げ加工性への悪影響が無視できなくなる。そこで、Mg及びMnは一方又は両方を合計で0.5質量%まで添加するのがよく、0.005〜0.4質量%添加するのが好ましい。
(3)Sn
SnはMgと同様の効果がある。しかしMgと異なり、Cu中に固溶する量が多いため、より耐熱性が必要な場合に添加される。しかしながら、量が増えれば導電率は著しく低下する。よって、Snは0.5質量%まで添加するのがよく、0.1〜0.4質量%添加するのが好ましい。ただし、MgとSnを共に添加するときは導電率への悪影響を抑えるために両者の合計濃度を1.0質量%までとし、好ましくは0.8質量%までとするのが望ましい。
(4)Zn
Znははんだ脆化を抑制する効果がある。ただし、添加量が多いと導電率が低下するので、0.5質量%まで添加するのがよく、0.1〜0.4質量%添加するのが好ましい。
(5)Fe、Al、P
これらの元素も合金強度を向上させることのできる元素である。必要に応じて添加すればよい。ただし、添加量が多いと添加元素に応じて導電率等の特性が悪化するので、0.5質量%まで添加するのがよく、0.005〜0.4質量%添加するのが好ましい。
本発明に係る銅合金板又は条は、残留応力が小さいことが特徴の一つである。残留応力は外力や熱勾配のない状態で素材の内部に存在している応力である。残留応力は熱処理や冷間加工などによる不均一な変形の結果発生する。残留応力が残っていると、平坦な条や板を得ることが困難となる。平坦性が損なわれるとプレス加工したときの寸法精度に悪影響を与える。一般的には圧延材の内部に広く残留応力が分布しており、圧延材の場合はごく表層付近の残留応力の勾配が高いことが多い。
そこで、本発明では表面から1μmの深さにおける残留応力の絶対値を100MPa以下に規定している。残留応力の絶対値は好ましくは50MPa以下であり、より好ましくは30MPa以下であり、更により好ましくは20MPa以下である。従って、本発明に係る銅合金は、例えば0〜100MPa、典型的には5〜50MPaの残留応力の絶対値を有する。絶対値としたのは、残留応力は引張りと圧縮の二つがあるためであり、その絶対値が小さいほど平坦性が向上する。
参考文献:米谷茂、「残留応力の発生と対策」、株式会社養賢堂、p.54−56、1975年
本発明に係る銅合金板又は条は、結晶粒が超微細であることも特徴の一つである。超微細な結晶粒を得るためには、圧延加工度を大きくとって大きな歪を与えることで、結晶粒の界面積を増加させ、内部に転位を最大限蓄積させればよい。また、強度が結晶粒の−1/2乗に比例するというホールペッチ則が一般的に成り立つため、超微細な結晶粒であれば、高い強度も得られる。
金属組織中の結晶粒が混粒、すなわち大きさの比率が異なる結晶粒が混在する場合、そこを起点として割れが生じやすくなる。すると、平均の結晶粒が十分小さいにも関わらず、全体の強度が低くなるという現象が生じ得る。そのため、結晶粒の大きさにばらつきが少なく、粒の揃った超微細な結晶粒が金属組織を占めているのが望ましい。
結晶粒の観察には、FIB(Focused ion beam)による断面でのSIM(Scanning Ion Microscope)像、SEM(Sanning Electron Microscope)像、又はTEM(Transmission Electron Microscope)像による明視野像観察が一般的である。これらの5〜50万倍での1視野において、圧延平行方向に延伸した結晶粒を観察する場合は、厚さ方向の結晶粒でのカウント数に比べて、圧延平行方向の結晶粒でのカウント数は少なくなる。すなわち、1視野内で厚さ方向及び圧延平行方向にある特定の線を引いて線内に入る結晶粒の大きさを測定する場合、圧延平行方向よりも厚さ方向にカウントする方が結晶粒の数も多く精度が高くなる。このような結晶粒観察の技法からも、厚さ方向の結晶粒に着目すべきである。
本発明のような析出強化型銅合金では、母相の銅とは異なる組成の粒子である第二相粒子を主に時効処理時に析出させると、これが転位の移動を妨げるので素材の強度が上昇する。析出物が転位の移動の障害となる大きさは一般的に20〜200nm程度であり、実際に透過型電子顕微鏡にて観察すると転位と第二相粒子が絡み合った様子が観察される。
0.2%耐力(YS)を大きくし過ぎると、プレス金型が磨耗しやすくなって量産時に歩留まりが低下しやすい。一方、0.2%耐力を小さくし過ぎると、打ち抜きによる変形が大きく、寸法精度が劣り、プレス加工性が悪くなる。
ばね限界値は表面の曲げ応力を示すものであり、これが高いとプレス加工時に塑性変形しにくい。ばね限界値と0.2%耐力は相関があると言われているが、単に0.2%耐力が高いだけではばね限界値は高くならない。実際、圧延上がりの材料とその後に歪取り焼鈍を行った材料について0.2%耐力とばね限界値を調査してみると、0.2%耐力が同程度の場合、圧延上がりの材料は歪取り焼鈍を行った材料に比べてばね限界値が低い。圧延材は、内部の転位密度が高い状態で応力を負荷することになるため、プレス加工時に転位が移動できずに塑性変形してしまう。すなわち、転位密度の上昇によって0.2%耐力を高くしたとしても、転位の移動が容易でなければ、ばね限界値は低くなるのである。
次に本発明に係る銅合金板又は条の製造方法に関して説明する。
本発明に係る銅合金板又は条は一部の工程に工夫を加える他は、コルソン系合金板又は条の慣例の製造工程を採用することで製造可能である。
昇温速度が高すぎる場合には、材料の形状が担保できない(反りやすい)という問題が生じ得るが、通常の加熱設備ではそこまでの昇温速度は出ないのであまり気にしなくて良い。しかしながら、昇温速度が低すぎる場合には、目標の温度まで到達するまでの時間が長くなるが、結局、歪取り過多となって一部で再結晶が起こり、結晶粒界が消滅することで平均的な結晶粒も大きくなり、結晶粒の大きさにばらつきも生じてしまう。
よって、材料温度が25℃から400℃まで上昇する際の平均昇温速度を50〜200℃/秒とするのが好ましく、80〜100℃/秒とするのがより好ましい。
一方、冷却速度が低すぎる場合にも、冷却中の転位の移動が抑制できず、強度が低下してしまうが、通常は空冷することで十分な冷却速度が確保できる。具体的な冷却速度としては、材料温度が500℃から200℃まで冷却する際の平均冷却速度を10℃/秒以上とするのが好ましく、15℃/秒とするのがより好ましい。このような冷却速度は板厚が0.3mm以下程度であれば空冷で達成できるが、水冷するのがなお良い。ただし、あまり冷却速度を高くしても製品の形状が悪くなるので30℃/秒以下とするのが好ましく、20℃/秒以下とするのがより好ましい。
歪取り焼鈍の保持温度は、高すぎる場合は材料の表面が酸化してしまい、エッチング特性やめっき特性に悪影響を及ぼす一方で、低すぎる場合は残留応力が除去できない。そこで、保持温度は好ましくは400〜600℃、より好ましくは450〜550℃である。保持温度における保持時間は、あまり短いと残留応力を除去できない一方で、あまり長くなると強度の低下が大きくなることから、好ましくは5〜30秒、より好ましくは5〜20秒である。
また、溶体化処理後の再結晶粒が大き過ぎると歪取り焼鈍後に最終的に得られる結晶粒の微細化が困難となるため、溶体化処理の時間はなるべく短くし、結晶粒が粗大化しないように急冷(例:水冷)するのが望ましい。
Ni:2.2質量%、Si:0.5質量%、Mg:0.15質量%を含有し、残部Cuおよび不可避的不純物から構成される銅合金を、高周波溶解炉において1300℃で溶製し、厚さ30mmのインゴットに鋳造した。次いで、このインゴットを1000℃で1時間加熱後、板厚10mmまで熱間圧延し(熱間圧延終了時の材料温度は500℃)、速やかに水中冷却を行った。表面のスケール除去のため厚さ8mmまで面削を施した後、中間の冷間圧延を行った。次に溶体化処理を800℃×1時間の条件で実施した後、室温まで水中冷却した。次にアルゴン雰囲気中において表1に記載の条件で時効処理を施し、厚さ0.15mmまで冷間圧延した。この冷間圧延において、各実施例の総圧下率、及びパス毎の最大圧下率を変化させた(表1)。
この時点では、試験板の0.2%耐力(YS)はいずれも750〜900MPaの範囲にあった(No.28を除く)。No.28はYSが700MPa程度しかなかった。
最後に歪取り焼鈍を実施した。アルゴン雰囲気中で対流型熱処理炉を用いて実施した。この際、試験板温度が25℃から400℃まで上昇する際の平均昇温速度及び保持温度を試験板によって変化させた(表1)。保持温度での保持時間はすべての試験板に対して20秒とした。歪取り焼鈍後の冷却はすべての試験板に対して500℃から200℃まで下降する際の平均冷却速度を15℃/秒として行った。
平均結晶粒径(mGS)については、製品の圧延方向に平行な断面を観察して測定した。具体的には、500mm長さ(板厚は0.15mm)の材料から10mm長さのサンプルを3つ作成し、収束イオンビーム加工装置(FIB:エスアイアイ・ナノテクノロジー株式会社SMI3050)により圧延方向に平行な断面組織を切り出し、透過型電子顕微鏡(TEM:株式会社日立製作所HITACHI−H9000)によりそれぞれのサンプルにつき任意の1μm×1μmの1視野を観察して結晶粒を観察した。板厚方向に既知の長さの線分によって完全に切られる結晶粒数を数え、切断長さの平均値を算出し、3視野についての平均値を平均結晶粒径(mGS)とした。
最大結晶粒径(GSmax)/最小結晶粒径(GSmin)については、平均結晶粒径を測定する場合と同様の要領で結晶粒を観察し、任意の1μm×1μmの1視野中に含まれる結晶粒の中で板厚方向に最も結晶粒径の大きい粒子と板厚方向に最も結晶粒径の小さな粒子について結晶粒径の比を求めた。3視野についての平均値をGSmax/GSminとした。
強度については圧延平行方向での引っ張り試験をJIS Z 2241に準拠して行い、引張り強さ(TS)及び0.2%耐力(YS)を測定した。
第二相粒子の平均粒径は、圧延方向に平行な断面に対して、透過型電子顕微鏡(TEM:株式会社日立製作所HITACHI−H9000)により1μm×1μmの視野を10視野観察して粒径が10〜1000nmの範囲にある第二相粒子について、その数及び粒径を求めて算出した。
残留応力は、先述した方法により求めた。
ばね限界値(Kb値)は、JIS H3130に準拠して、繰り返し式たわみ試験を実施し、永久歪が残留する曲げモーメントから表面最大応力を測定した。
No.21〜29は、歪取り焼鈍の条件が不適切であった比較例である。No.21〜24は、歪取り焼鈍の温度が高いため、残留応力は低下したものの強度まで低下してしまった。これとは逆に、歪取り焼鈍の温度を低くしたNo.25〜29は高強度が得られたが過大な残留応力が残った。
No.30は時効処理温度が高かったため、第二相粒子が過大であった例である。このため、所望の強度及びばね限界値が得られなかった。
No.31は特許文献4に記載の発明と対比するための比較例である。冷間圧延時の総圧下率が高く、歪取り焼鈍前の結晶粒径は微細であったものの、パス毎の最大圧下率が35%と高かったために、残留応力が十分に制御できなかった。その結果、歪取り焼鈍によって残留応力を所望の数値まで低下したときに強度が不十分となってしまった。
No.32及び33は総圧下率が小さかったため、微細な結晶粒が得られず、十分なばね限界値が得られなかった例である。No.32はパス毎の圧下率も35%と高かったために、残留応力も高かった。
合金組成を表2のように変えた他は、No.1と同様の製造条件で各試験板を製造し、同様に特性を調べた。結果を表3に示す。種々の添加元素を加えても本発明の効果が得られることが分かる。
Claims (8)
- Ni:0.4〜6.0質量%、Si:0.1〜2.0質量%を含有し、残部Cu及び不可避的不純物から構成される電子材料用銅合金板又は条であって、圧延方向に平行な断面における板厚方向の平均結晶粒径(mGS)が200nm以下であり、表面から1μmの深さにおける残留応力の絶対値が100MPa以下である電子材料用銅合金板又は条。
- 圧延方向に平行な断面において、1μm×1μmの視野中の板厚方向の最小結晶粒径(GSmin)に対する板厚方向の最大結晶粒径(GSmax)の比であるGSmax/GSminが平均で10以下である請求項1記載の電子材料用銅合金板又は条。
- 粒径が10〜1000nmの範囲にある第二相粒子の平均粒径が20〜200nmである請求項1又は2記載の銅合金板又は条。
- ばね限界値が400〜900MPaである請求項1〜3何れか一項記載の銅合金板又は条。
- 0.2%耐力(YS)が600〜1000MPaである請求項1〜4何れか一項記載の銅合金板又は条。
- 更にCr、Co、Mg、Mn、Fe、Sn、Zn、Al及びPよりなる群から選択される1種又は2種以上を合計で2.0質量%まで含有する請求項1〜5何れか一項記載の銅合金板又は条。
- 請求項1〜6何れか一項記載の銅合金板又は条を加工して得られた電子部品。
- 電子部品がリードフレームである請求項7記載の電子部品。
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