JP5975494B2 - 銅合金箔の製造方法 - Google Patents
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Description
銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記銅母相と前記複合相とが母相−複合相層状組織を構成し、幅方向に対して垂直な断面を見たときに前記銅母相と前記複合相とが圧延方向に平行に交互に配列しており、
さらに、前記複合相は、前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが複合相内層状組織を構成し、前記断面を見たときに前記圧延方向に平行に配置された前記銅母相と前記複合相とが板厚方向において交互に積層され、前記圧延方向に配置された前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが50nm以下の相間隔(相の厚さ)で板厚方向において交互に積層されており、前記銅合金箔は、酸素を含んでいるものである。
銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記複合相は、幅方向に対して垂直な断面を見たときに面積率で5%以上25%以下のアモルファス相を含むものである。
(1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)2次デンドライトアーム間隔(2次DAS)が10.0μm以下となるようにインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを加工率が99.00%以上となるように冷間で圧延する圧延工程と、
を含むものである。
(1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)銅鋳型で板厚が3mm以上10mm以下の板状のインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを加工率が99.00%以上となるように冷間で圧延する圧延工程と、
を含むものである。
分のうち共晶相が確認できる部分について50万倍以上の倍率、例えば50万倍や250万倍などで観察し、50万倍では300nm×300nmの視野での格子像を3ヶ所、250万倍では例えば50nm×50nmの視野での格子像を10箇所撮影する。そして、得られたSTEMの格子像上でアモルファスと思われる原子の無配列な領域の面積率を測定して平均値を求め、これをアモルファス相の面積率(以下、アモルファス比率とも称する)とする。
この溶解工程では、図5(a)に示すように、原料を溶解して溶湯50を得る処理を行う。原料としては、Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金を得ることができるものであればよく、合金を用いても、純金属を用いてもよい。Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金であれば、冷間での加工に適している。また、共晶に近い合金組成のため溶湯粘性が低くなり、湯流れが良好となる点でも好ましい。この原料は、銅とZr以外を含まないものであることが好ましい。こうすれば、適量な共晶相をより容易に得ることができる。溶解方法は特に限定されるものではなく、通常の高周波誘導溶解法、低周波誘導溶解法、アーク溶解法、電子ビーム溶解法などとしてもよいし、レビテーション溶解法などとしてもよい。このうち、高周波誘導溶解法およびレビテーション溶解法を用いることが好ましい。高周波誘導溶解法では、大きな量を一度に溶解できるので好ましく、レビテーション溶解法では、溶融金属を浮揚させて溶解するから、るつぼなどからの不純物の混入をより抑制することができ、好ましい。溶解雰囲気は真空雰囲気又は不活性雰囲気であることが好ましい。不活性雰囲気は、合金組成に影響を与えないガス雰囲気であればよく、例えば窒素雰囲気、He雰囲気、Ar雰囲気などが挙げられる。
この工程では、溶湯50を鋳型に注湯し、鋳造する処理を行う。図5(b)に示すように、インゴット60は、複数のデンドライト65を含むデンドライト組織を有している。デンドライト65は初晶銅単相からなるものであり、主幹である1次デンドライトアーム66と、1次デンドライトアーム66から伸びた側枝である複数の2次デンドライトアーム67を有している。この2次デンドライトアーム67は1次デンドライトアーム66からほぼ垂直な方向に伸びている。
この工程では、インゴット60を圧延処理して、図5(c)や図1に示す銅合金箔10を得るための処理を行う。この工程では、インゴット60を加工率が99.00%以上となるように冷間で圧延する。ここで、冷間とは、加熱しないことをいい、常温で加工することを示す。このように冷間で圧延加工するから、再結晶することを抑制することができ、母相−複合相層状組織と複合相内層状組織という二重の層状組織を有し、これらが緻密な層状となった銅合金箔10を容易に得られると考えられる。また、インゴット60から銅合金箔10へ加工する途中に焼き鈍したりあるいは加工後に時効処理したりする必要もなく、冷間圧延加工のみで製造することが可能となるので製造工程が簡略化され、生産性を高めることもできる。圧延方法は特に限定されるものではないが、少なくとも上下1対のロールを用いて圧延する方法を用いることができる。例えば、圧縮圧延やせん断圧延などが挙げられ、これらを単独で又は組み合わせて用いることができる。ここで、圧縮圧延とは、圧延対象に圧縮力を付与して圧縮変形を生じさせることを目的とする圧延をいう。また、せん断圧延とは、圧延対象にせん断力を付与してせん断変形を生じさせることを目的とする圧延をいう。図7は、圧縮圧延の一例を表す模式図であり、図8は、せん断圧延の一例を表す模式図である。図7に示す圧縮圧延では、回転する上ロール103と下ロール104との間に、鋳造した板状インゴット60を通して冷間圧延する。厚さh0である圧延前のインゴット60は、圧延後に厚さh1まで薄くなる。圧延前のインゴット60の部分63は圧縮圧延されて薄くなり、銅合金箔10の部分13となる。この際、幅方向に対して垂直な断面で観察したときに板厚方向に長い長方形となるような領域を微小要素64とすると、圧縮圧延によって、板厚中心付近で折れ曲がった形状の微小要素14となる。圧縮圧延による圧縮変形は、上ロール105がインゴット60と接する面と下ロール106がインゴット60と接する面との摩擦係数がともに最小となるようにして生じさせる。例えば、上ロールとインゴットとの間の摩擦係数が0.01以上0.05以下であり、下ロールとインゴットとの間の摩擦係数が0.01以上0.05以下であって、上ロール側と下ロール側との摩擦係数の差が0以上0.02以下であることが好ましい。なお、冷間圧延では圧延精度が重視されることが多く、均一に圧延変形させることがより容易な圧縮圧延を用いることが多い。一方、図8に示すせん断圧延では、回転する上ロール101と下ロール102との間を鋳造した板状インゴット60を通して冷間圧延する。厚さh0である圧延前のインゴット60は、圧延後に厚さh1まで薄くなる。圧延前のインゴット60の部分61はせん断圧延されて薄くなり、銅合金箔10の部分11となる。この際、幅方向に対して垂直な断面で観察したときに板厚方向に長い長方形となるような領域を微小要素62とすると、板厚中心付近で折れ曲がることなくせん断すべり変形によりほぼ一方向に傾斜し、微小要素14と比して圧延方向に長い微小要素12となる。このようなせん断すべり変形によって緻密な層状組織が形成される。せん断圧延は、上ロール101がインゴット60と接する面と下ロール102がインゴット60と接する面との摩擦状態に差を設けることにより行う。摩擦状態を異なるものとする方法として、上下一対のロールが相互に異なる速度で回転する異周速圧延法や一対のロールとインゴットとの各界面における摩擦係数を相互に異なるようにした状態で圧延する方法などが挙げられる。摩擦状態としては、例えば、上ロールとインゴットとの間の摩擦係数が0.1以上0.5以下であり、下ロールとインゴットとの間の摩擦係数が0.01以上0.2以下であって、上ロール側と下ロール側との摩擦係数の差が0.15以上0.5以下であることが好ましい。ここで、摩擦係数μは、圧延ロールにかかる駆動トルクG(Nm)、ロール半径R(m)、圧下加重P(N)を用いてμ=G/RPで表すことができる。上ロール101,103や下ロール102,104は目的とする摩擦状態を得られるものであればよく、材質やロール形状は特に限定されない。例えば、平坦な箔を得られるようなものとしてもよいし、凹凸断面やテーパー断面などの異形断面を有する箔を得られるようなものとしてもよい。圧延パス条件は、経験に基づいて定めることができる。例えば、複数回の圧延を繰り返して加工率が99.00%以上となるようにしてもよい。こうすれば、圧延途中で破断しにくいからである。このとき箔厚全域にわたって圧延方向に伸ばされた緻密な層状組織がより容易に得られることや、加工度の高い圧延に、より適しているという観点から、せん断圧延を含む圧延パスとすることがより好ましい。板厚方向に対して垂直な断面に、圧延方向と平行にせん断力が働くようなせん断圧延をすることにより、緻密な層状組織をより容易に得ることができると考えられるからである。加工率は99.00%以上であればよいが、99.50%以上であることが好ましく、99.80%以上であることがより好ましい。加工率を大きくすると引張強さをより高めることができるからである。この理由は定かではないが、加工度が高まるにつれて、複合相20の結晶構造が変化し複合相20の断面から見た占有面積比が増加する、あるいは銅母相30が優先的に変形し銅母相30の断面から見た占有面積比が減るなどして結晶構造に歪みが生じ、それによって引張強さが大きくなることなどが考えられる。また、CuおよびCu9Zr2はfcc構造であるといわれているが、強加工されたことによりその一部がアモルファス化することなどが一因と考えられる。本発明者らは、同一条件で作製したインゴットについて、圧延加工を行い、加工率を変化させたところ、加工率が高いほど複合相20の体積が増加することを確認している。この加工率は、100.00%未満であればよいが、加工の観点から99.99%以下であることが好ましい。ここで、加工率(%)は、{(圧延前の板厚−圧延後の箔厚)×100}÷(圧延前の板厚)を計算し、得られる値である。圧延速度は特に限定されるものではないが、1m/min以上100m/min以下であることが好ましく、5m/min以上20m/min以下であることがより好ましい。5m/min以上であれば効率よく圧延加工が行えるし、20m/min以下であれば圧延途中での破断等をより抑制することができるからである。
(実施例1)
まず、Zr3.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金をArガス雰囲気下でレビテーション溶解した。次に、80mm×80mmのキャビティを彫り込んだ純銅鋳型に塗型をし、約1200℃の溶湯を板厚が3mmとなるように注湯して板状インゴットを鋳造した。このインゴットについて、マイクロメーターで板厚を測定して、板厚が3mmであることを確認した。図6は、鋳造工程で用いた鋳型の写真である。次に、室温まで冷却した板状インゴットを常温で、圧延後の箔厚が0.025mmとなるようにせん断圧延加工を行って実施例1の箔を得た。このとき、圧延速度は5m/minとし、とした。この銅合金箔について、マイクロメーターで箔厚を測定して、箔厚が0.025mmであることを確認した。
圧延後の箔厚が0.015mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例1と同様にして実施例2の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例1と同様にして実施例3の箔を得た。
Zr4.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用い、箔厚が0.015mmとなるように圧延加工を行ったこと以外は実施例1と同様にして実施例4の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例4と同様にして実施例5の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.008mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例4と同様にして実施例6の箔を得た。
板厚が5mmとなるように注湯したこと、および、圧延後の箔厚が0.050mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例4と同様にして実施例7の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.025mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例7と同様にして実施例8の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例7と同様にして実施例9の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.008mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例7と同様にして実施例10の箔を得た。
板厚が7mmとなるように注湯したこと、および、圧延後の箔厚が0.050mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例4と同様にして実施例11の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.025mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例11と同様にして実施例12の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例11と同様にして実施例13の箔を得た。
板厚が10mmとなるように注湯したこと、および、圧延後の箔厚が0.050mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例4と同様にして実施例14の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.025mmとなるように圧延加工を行った以外は、実施例14と同様にして実施例15の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例14と同様にして実施例16の箔を得た。
Zr5.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例7と同様にして実施例17の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.025mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例17と同様にして実施例18の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例17と同様にして実施例19の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.008mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例17と同様にして実施例20の箔を得た。
Zr6.8at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例7と同様にして実施例21の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.025mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例21と同様にして実施例22の箔を得た。また、圧延後の箔厚が0.010mmとなるように圧延加工を行った以外は実施例21と同様にして実施例23の箔を得た。
Zr2.5at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例7と同様にして比較例1の箔を得た。
Zr7.4at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例7と同様にして比較例2の圧延加工を行ったが、圧延途中に破断した。
Zr8.7at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金をレビテーション溶解した後、板厚が7mmとなるように注湯して板状インゴットを鋳造したが、鋳造割れを起こし、その後の圧延加工を行うことができなかった。
板厚が12mmとなるように注湯したこと、および、圧延後の箔厚が0.600mmとなるように圧延加工を行ったこと以外は実施例7と同様にして比較例4の箔を得た。
板厚が3mmとなるように注湯したこと以外は実施例7と同様にして比較例5の箔を得た。
圧延加工前のインゴットについて、板面に対して垂直な断面で切断し、鏡面研磨した後、SEM観察(日立製作所製、SU−70)を行った。図9は、Zr4.0at%を含む、板厚3mmのインゴットの鋳造組織のSEM写真である。白く見える部分はCuおよびCu9Zr2からなる共晶相であり、黒く見える部分は初晶の銅母相である。このSEM写真を用いて、2次DASを測定した。表1には、実施例1〜23、比較例1〜5の2次DASの値を示した。表1には2次DASや上述した合金組成,板厚,箔厚の他に、後述する加工率,共晶相比率,相間隔,アモルファス比率,引張強さ,導電率を示した。
加工率(%)は{(圧延前の板厚−圧延後の箔厚)×100}÷(圧延前の板厚)により導出した。
圧延後の銅合金箔について、板幅中央に位置し、幅方向に対して垂直な断面で切断し、鏡面研磨したあと、SEM観察を行った。図10は、実施例8の銅合金箔の幅方向に対して垂直な断面でのSEM写真である。図10(b)は図10(a)の中央の四角で囲まれた領域を拡大したものである。白く見える部分が共晶相、黒く見える部分が銅母相である。共晶相比率はこのSEM写真の白黒コントラストを二値化して銅母相と共晶相とに二分し、その面積比率を求めた。また、図10(b)によれば、共晶相と銅母相とが互い違いに配列されて一方向へ延びる層状組織が構成されている。この点、図10の視野について、エネルギー分散型X線分光法(EDX)で分析すると、黒く見える部分はCuのみの母相、白く見える部分はCuとZrとを含む共晶相となっていることが確認できた。次にSTEMを用いてCuとCu9Zr2との相間隔を以下のように測定した。まず、STEM観察の試料として、Arイオン・ミリング法を用いて薄くした箔を用意した。そして、代表的となる中心部分を50万倍で観察し、300nm×300nmの視野を3ヶ所撮影したSTEM−HAADF像(走査型電子顕微鏡の高角度環状暗視像)上でそれぞれの幅を測定して平均したものを相間隔の測定値とした。図11は、図10の白く見える部分(共晶相)内をSTEM(日本電子製、JEM−2300F)で観察したSTEM写真である。EDX分析により、白い部分がCuで黒い部分がCu9Zr2であると推定された。さらに、制限視野回折法を用いて回折像を解析し、複数の回折面の格子定数を測定することでCu9Zr2の存在を確認した。このように図11の共晶相内では、CuとCu9Zr2とが約20nmのほぼ等間隔で交互に配列する二重の層状組織を持つことがわかった。なお、相間隔は共晶相のSTEM観察により交互に配列したCuとCu9Zr2との間隔を測定したものである。ここで図11に示した共晶相の格子像を250万倍の倍率、50nm×50nmの視野でSTEM観察すると、視野内(共晶相内)の面積比で約15%のアモルファス相が観測された。図12は共晶相内のアモルファス相を模式的に示した図である。アモルファス相は主に銅母相とCu9Zr2化合物相との界面に形成され、これが機械強度を保持する役割の一端を担っていると推察された。このアモルファス比率は、格子像上でアモルファスと思われる原子の無配列な領域の面積率を測定して求めた。また図11の白く見えるCuの組織についてSTEM観察すると、隣り合う微結晶の方位差は1〜2°程度と極めて僅かであった。このことから、転位の集積も起こらず、Cuを中心とする大きなせん断すべり変形が圧延方向に起こっているものと推察された。このため、冷間で破断することなく高加工度の圧延が可能となるものと推察された。
引張強さは、万能試験機(島津製作所製、オートグラフAG−1kN)を用いてJISZ2201に準じて測定した。そして、最大荷重を銅合金箔の初期の断面積で除した値である引張強さを求めた。
導電率はJISH0505に準じて四端子法電気抵抗測定装置を用いて常温での箔の電気抵抗(体積抵抗)を測定し、焼き鈍した純銅(20℃で1.7241μΩcmの電気抵抗を持つ標準軟銅)の抵抗値(1.7241μΩcm)との比を計算して導電率(%IACS:International Annealed Copper Standard)に換算した。換算には、以下の式を用いた。導電率γ(%IACS)=1.7241÷体積抵抗ρ×100。
表1から分かるように、Zrが3.0at%を下回ると、引張強さが低下した(比較例1)。この理由は、Zrが少ないと、強度を確保するのに十分な共晶相が得られないためと推察された。また、Zrが7.0at%を超えると圧延加工中に破断したり(比較例2)、鋳造割れを起こしたり(比較例3)して所定の箔を得ることができなかった。また、Zrが3.0at%以上7.0at%以下の範囲内であっても鋳造組織の2次DASが大きすぎたり(比較例4)加工率が99.00%を下回る加工であったりすると(比較例5)、引張強さが低下した。これは、強度を確保するのに十分な共晶相が得られないためと推察された。これに対して、実施例1〜23においては、製造時に鋳造割れや破断することなく引張強さが1300MPaを超える引張強さと20%IACSを超える導電率とすることができた。このことから、本発明の製造方法では熱処理をしなくても、冷間加工で所望の銅合金箔を得られることがわかった。また、所定の組成で鋳造径と2次DASおよび加工率を適切なものとすることで、所望の共晶相比率、共晶相内におけるCuとCu9Zr2との相間隔、アモルファス比率とすることができ、その結果1300MPaあるいは1500MPaさらには1700MPaを超える引張強さと20%IACSを超える導電率を得ることができることがわかった。特に、Zrが多いほど引張強さが大きく、共晶相比率が大きいほど引張強さが大きく、アモルファス比率が大きいほど引張強さが大きいことがわかった。以上のことから、銅母相が自由電子の走路となって導電性を確保し、共晶相が引張強さを確保しているものと推察された。さらに、共晶相内において、Cuが自由電子の走路となって導電性を確保し、共晶相が引張強さを確保しているものと推察された。またこのような箔特性を有する0.050mmあるいは0.025mmさらには0.010mm以下の箔厚となる圧延加工したままの高強度銅合金箔を得られることがわかった。
まず、Zr3.0at%と残部Cuと、質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素とを含む合金を底面に出湯口を有する石英製ノズルに入れ、5×10-2Paまで真空引きした後、Arガスで大気圧近くまで置換し、アーク溶解炉で液体金属にして液面から0.5MPaの圧力を加え、溶解した。次に、直径3mm、長さ60mmの丸棒状のキャビティを彫り込んだ純銅鋳型に塗型をし、約1200℃の溶湯を注湯して丸棒インゴットを鋳造した。注湯は、Arガスによる圧力を加えたまま、石英製ノズルの底面に形成された出湯口を開口させて行った。次に、室温まで冷却した丸棒インゴットを常温で、超硬ダイスを用いて直径が0.5mmとなるように冷間引き抜きを行い、さらに、ダイヤモンドダイスを用いて直径が0.160mmとなるように冷間の連続伸線加工を行って、実施例24の線材を得た。連続伸線加工では、水溶性潤滑液を溜めた液槽内に線材とダイヤモンドダイスとを沈めて加工を行った。このとき、エチレングリコール液を冷媒とした冷却パイプで液槽内の潤滑液を冷却した。なお、3mmの丸棒インゴットを0.5mmとしたときの断面減少率は、97.2%であり、3mmから0.160mmとしたときの断面減少率は99.7%であった。
伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例24と同様にして実施例25の線材を得た。
Zr4.0at%と残部Cuと、質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素とを含む合金を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.200mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例24と同様にして実施例26の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.160mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例26と同様にして実施例27の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.070mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例26と同様にして実施例28の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例26と同様にして実施例29の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.027mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例26と同様にして実施例30の線材を得た。
Zr5.0at%と残部Cuと、質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素とを含む合金を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.160mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例24と同様にして実施例31の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例31と同様にして実施例32の線材を得た。
伸線後の線材の直径が0.500mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例26と同様にして比較例6の線材を得た。
まず、インゴットの直径から伸線前の断面積A0を求め、銅合金線材の直径から伸線後の断面積A1を求めた。次にこれらの値から、η=ln(A0/A1)の式で表される伸線加工度ηを求めた。
伸線加工前のインゴットについて、軸方向に対して垂直な円形断面(以下横断面とも称する)で切断し、鏡面研磨した後、光学顕微鏡観察を行った。図13はZr3.0〜5.0at%を含むインゴットの鋳造組織の光学顕微鏡写真である。図13(a)はZr3.0at%を含む実施例24,25のインゴット、図13(b)はZr4.0at%を含む実施例26〜30のインゴット、図13(c)はZr5.0at%を含む実施例31,32のインゴットについてのものである。明るい部分が初晶のα−Cu相(銅母相)、暗い部分が共晶相(複合相)である。図13より、Zr量が増加するに従って共晶相の量が増加することが分かった。この光学顕微鏡写真を用いて2次DASを測定した。図13(a)では、2次DASは2.7μmであった。しかし、Zr量が増加するに従ってα−Cu相の量が減少し、デンドライトアームが不均一となり、図13(b)(c)からは2次DASを求めることができなかった。
伸線後の銅合金線材について、軸方向に対して垂直な円形断面(以下横断面とも称する)または軸方向に対して平行で中心軸を含む断面(以下縦断面とも称する)で切断し、鏡面研磨したあとSEM観察を行った。図15は、実施例24(Cu−3at%Zr,η=5.9)の銅合金線材の断面のSEM写真(組成像)である。なお、横断面はほぼ真円で、側面には加工でできる擦り傷以外に割れなどの損傷は観察されなかった。このことから、熱処理なしで強歪み伸線加工ができることが分かった。図16は、実施例32(Cu−5at%Zr,η=8.6)の銅合金線材の表面のSEM写真である。線材表面は、若干の擦り傷があるものの滑らかであり、焼鈍しないで冷間での連続伸線加工が可能であることが分かった。また、例えば、表2に示すように、少なくとも、加工度η=8.6で、最小径40μmまで熱処理なしの伸線加工が可能であることが分かった。さらに、加工度η=9.4で、最小径27μmまで熱処理なしの伸線加工が可能であることが分かった。図15(a)に示す縦断面では、α−Cu相と共晶相とが互い違いに配列されて一方向へ延びる繊維状(断面で観察した場合には層状であるため、以下層状とも称する)組織が構成されてることが分かった。また、図15(b)に示す横断面では、インゴットのα−Cu相と共晶相の鋳造組織が壊された組織になることが観察された。また、α−Cu相中には黒色斑点状に微細な粒子が散在することが観察された。この粒子をEDX分析するとCuやZrとともに共晶相中の量に比べて4.7倍多い酸素が検出され、酸化物の存在が示唆された。図15(b)の横断面の組織から、明るい部分(共晶相)と暗い部分(α−Cu相)を二値化してその面積率を求めると、共晶相の面積率は43%であった。なお、η=5.9としたものにおいて、実施例27(Cu−4at%Zr)では共晶相の面積率は49%であり、実施例31(Cu−5at%Zr)では共晶相の面積率は55%であった。このことから、共晶相の面積率はZr量とともに増加することが分かった。
図19は、加工度η=5.9の、実施例24(Cu−3at%Zr)と実施例27(Cu−4at%Zr)と実施例31(Cu−5at%Zr)について、共晶相の面積率(共晶相比率)と導電率(EC:Electrical Conductivity),引張強さ(UTS:Ultimate Tensile Strength),0.2%耐力(σ0.2)との関係を示すグラフである。ECは共晶相の面積率の増加とともに減少した。逆にUTSとσ0.2は、両者とも共晶層の面積率の増加とともに増加した。ECの減少は、共晶相の面積率増加によって相対的にα−Cu相が減少したこと、UTSとσ0.2の増加は共晶相の面積率増加によって共晶相内のCu9Zr2化合物相が増加したことに関連があると推察された。
Claims (10)
- 銅合金箔の製造方法であって、
(1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)2次デンドライトアーム間隔(2次DAS)が10.0μm以下となるようにインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを加工率が99.00%以上となるように冷間で圧延する圧延工程と、を含み、
前記銅合金箔は、銅母相と、銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、を備え、
前記銅合金箔は、Zrを含有し残部をCu及び不可避的不純物とする前記銅合金箔か、又は、Zrを含有し残部をCuと原料組成の質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素と不可避的不純物とする前記銅合金箔か、又は、Zrを含有し残部をCuと原料組成の質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素と不可避的不純物(Siを含む)とし前記銅−Zr化合物相が酸素及びSiを含んでおりEDX分析によるZAF法でO−K線、Si−K線、Cu−K線、Zr−L線を定量測定して得られた存在割合から算出した平均原子番号Zが20以上29未満であり前記銅母相が酸素を含まない前記銅合金箔か、のいずれかである、
銅合金箔の製造方法。 - 前記鋳造工程では、銅鋳型を使用して板厚が3mm以上10mm以下の板状インゴットを鋳造する、請求項1に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記圧延工程では、せん断圧延を行う、請求項1又は2に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記溶解工程では、Si又はAlを含む容器を用いて前記原料を溶解する、請求項1〜3のいずれか1項に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記容器は、底面に出湯口を有するものである、請求項4に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記溶解工程では、前記原料を0.5MPa以上2.0MPa以下で加圧するように不活性ガスを吹き込みながら溶解し、
前記鋳造工程では、前記溶解工程に引き続いて、前記原料を0.5MPa以上2.0MPa以下で加圧するように不活性ガスを吹き込みながら注湯する、
請求項1〜5のいずれか1項に記載の銅合金箔の製造方法。 - 前記鋳造工程では、銅鋳型又はカーボン鋳型に前記溶解工程で溶解した金属を注湯する請求項1〜6のいずれか1項に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記鋳造工程では、凝固後常温での前記インゴットの銅母相に含まれるZr量がEDX−ZAF法による分析結果で0.3at%以上の過飽和となるように急冷凝固する、請求項1〜7のいずれか1項に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記圧延工程では、1又は2以上の加工パスを経て前記インゴットを加工率が99.00%以上となるように冷間で圧延し、前記加工パスの少なくとも1つは、加工率が15%以上である、請求項1〜8のいずれか1項に記載の銅合金箔の製造方法。
- 前記圧延工程では、材料および圧延加工を施す設備の少なくとも一方を、常温よりも低い温度となるように冷却して圧延加工を行う、請求項1〜9のいずれか1項に記載の銅合金箔の製造方法。
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