JPH06128708A - 高強度銅基合金の製造方法 - Google Patents

高強度銅基合金の製造方法

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JPH06128708A
JPH06128708A JP32219692A JP32219692A JPH06128708A JP H06128708 A JPH06128708 A JP H06128708A JP 32219692 A JP32219692 A JP 32219692A JP 32219692 A JP32219692 A JP 32219692A JP H06128708 A JPH06128708 A JP H06128708A
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 リードフレーム等の電気・電子部品材料用と
して強度,弾性,電気伝導性,ばね性ならびに成形加工
性等の諸特性に優れた銅基合金の製造方法を提供する。 【構成】 Cu−(6〜12重量%)Ni−(1〜2重
量%)Al系でかつNi/Alの成分組成比率(重量
%)が3〜10の範囲で残部Cuおよび不可避不純物か
らなる銅基合金を冷間圧延し、820〜920℃で60
〜600秒間の溶体化熱処理し、次いで400〜600
℃で5〜360分間の中間熱処理を行なった後冷間圧延
し、その後380〜700℃で5〜360秒のテンショ
ンアニール処理を行なうことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、リードフレーム等に代
表される電気・電子部品用材料などとして好適な高強度
銅基合金の製造法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】近時、エレクトロニクス産業の発達に伴
い、リードフレーム等の電気・電子部品材料もその使用
量が増大すると共に、特性面では高信頼性が要求され、
コスト面では一層の低廉価が要求されている。
【0003】ここで、リードフレームとは、「ICのリ
ードを製造工程の途中および製造後に支える単一な枠構
造」のことであり、要求される特性としては、 (1)熱および電気伝導性が良いこと。 リードフレームの主な働きの一つとして、Siチップの
劣化を防ぐため、チップに生じた熱を放散させることが
挙げられるが、その効率を上げるために熱伝導性の良い
こと、しかもリード部分での発熱を小さくするために電
気伝導性の良いことが要求される。ここで、一般に熱伝
導性と電気伝導性の間には比例関係が認められているの
で、評価としては導電率の大きさを測定することで代表
される。
【0004】(2)強度が高いこと。 リードフレームはICのリードを製造工程の途中ならび
に製造後に支えるので、このために充分な強度が要求さ
れる。その評価基準としては、引張強度と耐力が大きい
こと、ならびにスティフネス(腰の強さ)やばね限界値
が充分であること等が挙げられる。
【0005】(3)充分な耐熱性を有すること。 リードフレームは製造工程中あるいは工程後にある程度
の加熱を受けることが予想される。従って、このような
熱的負荷による強度劣化を起こさないように、充分な耐
熱性が必要である。しかし、実際には耐熱温度が高すぎ
ると素材製造時に焼鈍温度が高くなる等、コスト的に不
利になることが予想される。従って、実用的には450
℃で数分間程度の加熱で軟化しなければ充分である。
【0006】(4)曲げ加工性が良好であること。 リードフレームではリード部に曲げの施されるものがほ
とんどであるので、曲げ加工性が良好であることが要求
される。その評価としては、V・W曲げや繰返し曲げ試
験等が挙げられる。
【0007】(5)メッキ密着性および半田耐候性が良
好であること。 リードフレームではインナーリードにAgやAuメッキ
が、またアウターリードには半田メッキが施される場合
が多いので、良好なメッキ密着性と更にその半田耐候性
が必要である。
【0008】リードフレームには以上のような諸特性が
要求されるのである。しかしながら、従来は上記のよう
な諸特性を同時に兼備した、しかも安価な材料は得られ
なかった。
【0009】
【本発明が解決しようとする課題】本発明は、リードフ
レーム等の電気・電子部品用材料に要求される前記のよ
うな諸特性を兼備した銅基合金、詳しくは強度と熱およ
び電気伝導性に優れ、しかも耐熱性および曲げ加工性等
に優れた銅基合金の製造方法を提供するものである。
【0010】
【課題を解決するための手段】本発明は、Cu−Ni−
Al系合金において、最高のレベルで強度と導電率をバ
ランスさせる組成の条件下で溶体化熱処理後に2回の時
効処理を施すことにより、強度,弾性,ばね限界値およ
び成形加工性に優れた高強度銅基合金の製造方法を提供
するものである。
【0011】即ち、まず第1の発明は、Ni:6〜12
重量%,Al:1〜2重量%を含み、Ni/Alの成分
組成比率が重量比で3〜10の範囲で残部Cuおよび不
可避不純物からなる銅基合金の素材を圧延するに当り、
冷間圧延後に820〜920℃で60〜600秒の溶体
化熱処理を行ない、次いで400〜600℃で5〜36
0分の熱処理を行なった後、冷間圧延し、その後380
〜700℃で5〜360秒のテンションアニール処理を
行なうことを特徴とする高強度銅基合金の製造方法であ
る。
【0012】第2の発明は、Ni:6〜12重量%,A
l:1〜2重量%を含み、Ni/Alの成分組成比率が
重量比で3〜10の範囲で、更にZn:0.01〜2.
0重量%,B:0.005〜0.1重量%のうち1種ま
たは2種を合計で0.005〜2.0重量%含み、酸
素:0.0050重量%以下で残部Cuおよび不可避不
純物からなる銅基合金の素材を圧延するに当り、冷間圧
延後に820〜920℃で60〜600秒の溶体化熱処
理を行ない、次いで400〜600℃で5〜360分の
熱処理を行なった後、冷間圧延し、その後380〜70
0℃で5〜360秒のテンションアニール処理を行なう
ことを特徴とする高強度銅基合金の製造方法である。
【0013】次に、本願発明に係る銅基合金の成分組成
範囲を上記の通りに限定した理由について説明する。 (1)Ni:NiはCuマトリックス中に固溶して強
度,弾性,耐熱性を向上させ、更にAlと化合物を形成
して分散析出することにより、電気伝導性を向上させ、
しかも強度と弾性を向上させる。しかしながら、Ni含
有量が6重量%未満では上記のような効果が充分に得ら
れず、一方12重量%を超えるとAlとの共存下でも電
気伝導性の低下が著しく、また経済的にも不利となる。
従って、Ni含有量は6〜12重量%の範囲とする。
【0014】(2)Al:Alは1重量%未満ではNi
との共存下でも強度,弾性,耐熱性の向上効果が不充分
であり、一方2重量%を超えると析出物が過度に多くな
り、合金の延性,成形加工性,めっき性を低下させ、更
に鋳造性が低下し、経済的にも不利になるのでAl含有
量は1〜2重量%の範囲とする。
【0015】(3)Ni:Alの成分組成比率 Ni,AlはNi−Al系金属間化合物として析出し
て、上記本発明の基本的な特徴が有利に達成される。こ
のNi−Al系金属間化合物による特性強化を、より充
分に発揮させるためにNi/Al成分組成比率(重量
比)は3〜10の範囲とする。その理由はNi/Al成
分組成比率(重量比)が3より小さい場合には析出物が
過度に多くなり、合金の延性,成形加工性,めっき性を
低下させ、また鋳造性も低下する。一方、Ni/Al成
分組成比率(重量比)が10より大きい場合には、Ni
がCuマトリックス中に固溶する量が過度に多くなり、
電気伝導性を低下させ、また効率よく強度,弾性を向上
させることができなくなる。
【0016】(4)Zn ZnはSnめっきや溶融半田等の表面処理層の耐熱密着
性の向上効果があり、本合金のめっきや表面処理の信頼
性が向上するだけではなく、また強度,弾性,耐熱性を
より一層向上させる効果がある。このような効果はZn
含有量が0.01重量%未満では充分でなく、一方2.
0重量%を超えて含有すると電気伝導性および成形加工
性の低下が著しくなり、また鋳造性も低下し経済的にも
不利となる。従ってZn含有量は0.01〜2.0重量
%の範囲とする。
【0017】(5)B Bは本発明合金の溶解,鋳造時の脱酸剤として寄与し、
また溶体化処理時の結晶粒の粗大化を防止する作用を果
たす。B含有量が0.005重量%未満ではこのような
効果が十分でなく、また0.1重量%を超えると成形加
工性が低下し、また経済的にも不利となるのでB含有量
は0.005〜0.1重量%の範囲とする。
【0018】(6)酸素 酸素含有量については0.005重量%(50ppm)
より多量に合金中に含有すると、酸素との親和力の大き
いAlが酸化してAlとなり、めっき付け性,め
っき信頼性,プレス金型寿命の低下等,特性の劣化を招
くことになる。また酸素含有量が多いと合金の製造過程
でHガスを用いる場合には、表面および内部に水素脆
化が起きることが懸念される。従って、酸素含有量は
0.005重量%以下の範囲とする。
【0019】上記のような成分組成に調整した本発明に
係る銅基合金は、Ni−Al系金属間化合物を微細に析
出させることにより、近時のリードフレーム用材料に要
求される諸特性を兼備した材料とすることができる。
【0020】本発明法により製造する銅基合金は、上記
の通りCu中にNi:6〜12重量%,Al:1〜2重
量%を含有する成分組成のものであり、本発明法は上記
成分組成の銅基合金の鋳片から熱間圧延と冷間圧延によ
って所望の板厚まで加工する製造工程中で冷間圧延後の
熱処理条件等をコントロールすることにより、Ni−A
l系金属間化合物を微細に析出させて析出硬化を効果的
に達成せしめた点に大きな特徴がある。
【0021】熱間圧延工程では、上記鋳塊を例えば85
0℃以上に加熱し熱間圧延仕上温度を700℃以上とし
て処理する。その際の熱間圧延圧下率を80%以上とす
ると鋳造組織を完全につぶすことができ、しかも鋳塊に
おける偏析の影響を無くすことができる。
【0022】上記の熱間圧延加工後の冷却過程において
は、700℃以上の温度から300℃以下まで、つまり
冷却過程中の少なくとも700〜300℃の温度域を5
0℃/分以上の冷却速度で冷却する。
【0023】この冷却は急水冷方式によって行なうのが
良く、急冷を行なうのはNiおよびAlが固溶した熱間
圧延材を得ることにある。上記温度域での冷却速度が5
0℃/分より遅いと、この冷却過程でこれらの元素が析
出して粗大なNi−Al系化合物が生ずる。50℃/分
以上の急冷の場合でも急冷開始温度が700℃より低い
場合、更にまた急冷開始温度が700℃以上であっても
冷却速度が50℃/分より遅い場合には、この間に粗大
なNi−Al系化合物が析出する。
【0024】この段階で析出したNi−Al系化合物に
よる強度,弾性,耐熱性および耐応力緩和特性等の向上
は期待できない。
【0025】なお、上記急冷温度の冷却終点温度は30
0℃以下とする必要がある。その理由は300℃以下の
温度では、Ni−Al系化合物の析出は実質上起こらな
いからである。
【0026】上記のように本発明においては、熱間圧延
過程ではNi−Al系化合物を析出させないで、Ni−
Alが固溶した熱間圧延材を得ることがまず重要なので
ある。
【0027】上記のようにして得られた熱間圧延材は、
必要に応じて表面研削あるいは酸洗処理を施してから冷
間圧延に供される。
【0028】冷間圧延工程は、冷間での圧延と熱処理を
繰返して所定板厚の板材製品を得る工程であり、本発明
法においては、最初の溶体化熱処理,中間熱処理および
テンションアニール処理の処理条件を適切にコントロー
ルすることによって微細なNi−Al系化合物が析出し
た製品を製造することができ、この過程でNi−Al系
化合物の凝集による粗大化を可及的に防止するのであ
る。
【0029】上記のインゴットを熱間圧延で圧延し(加
工率80%以上)、次に1次冷間圧延を行なう。この
時、冷間加工率が70%未満では引続き行なう溶体化熱
処理工程において鋳造時の偏析を消去させるに必要な時
間が著しく長くなるため、1次冷間圧延の冷間加工率は
70%以上が好ましいのである。
【0030】次いで、この板材に対して820〜920
℃の温度で60〜600秒の溶体化熱処理を行なう。溶
体化熱処理の温度が820℃未満では充分にマトリック
ス中にNi,Alが固溶せず、一方920℃を超えると
短時間で結晶粒が粗大化するので溶体化熱処理の温度は
820〜920℃の範囲とし、処理時間については60
秒間未満では、鋳造時の偏析が残り、溶体化熱処理が不
充分であり、一方600秒間を超えると結晶粒が粗大化
しかつ経済的でないので、溶体化熱処理時間は60〜6
00秒間の範囲とする。
【0031】次いで、中間熱処理(時効処理)として、
400〜600℃の温度で5〜360分間の熱処理を行
なうのであるが、400℃未満では析出するに要する時
間が長くなり過ぎて不経済であり、一方600℃を超え
ると過時効となり特性の向上が飽和する。従って、時効
処理温度は400〜600℃の温度範囲とする。時効処
理時間については5分未満では析出物の形成が不充分で
あり、一方360分を超えると析出物の形成が飽和し、
かつ不経済となるので時効処理時間は5〜360分間の
範囲とする。
【0032】次いで、1次冷間圧延→溶体化熱処理→中
間熱処理(時効処理)後の材料に2次冷間圧延(加工
率:70%以上)を行なうが、2次冷間圧延の圧下率は
70〜95%が好ましいのである。70%未満では加工
によって付与される加工歪が小さく次の熱処理工程(テ
ンションアニール処理)での時効析出における強度およ
び弾性の向上が不充分となり、一方、95%を超えると
圧延集合組織の発達が著しく、機械的性質に方向性(異
方性)をもつようになり、また成形加工性を低下させ
る。従って、2次冷間圧延の加工率は70〜95%が好
ましいのである。
【0033】次に、最終処理として、380〜700℃
の温度で5〜360秒間のテンションアニール処理を行
なう。熱処理温度として、380℃未満では時効析出す
るのに要する時間が長くなり過ぎて不経済であり、一方
700℃を超えると過時効となって特性のより一層の向
上が期待できなくなる。従って、テンションアニール処
理温度は380〜700℃の温度範囲とする。処理時間
については、5秒未満では析出物の形成が不十分であ
り、一方向360秒を超えるような長時間では析出物の
成長のうえからも、経済性のうえからも好ましくない。
従って、テンションアニール処理時間は5〜360秒間
の範囲とする。
【0034】即ち、上記の要旨は次の通りである。 a)熱間圧延後の冷却過程において、700℃以上の温
度から300℃以下の温度までの温度域を50℃/分以
上の冷却速度で冷却する。 b)最初の1次冷間圧延を圧下率70%以上で行なう。 c)次に820〜920℃の温度で60〜600秒間、
溶体化熱処理を行なう。 d)次に400〜600℃で5〜360分間の中間熱処
理を行なう。 e)2次冷間圧延の冷間加工率を70%以上とする。 f)最終処理として380〜700℃で5〜360秒間
のテンションアニール処理を行なう。 上記a)〜f)の諸条件で加工と熱処理を施すことによ
って、Ni−Al系金属間化合物がマトリックス中に微
細に析出した組織の銅基合金の薄板が製造でき、これは
後記の実施例に示すように高強度,高弾性,高伝導性に
優れているので近年のリードフレーム等の電気・電子部
品用材料として最適なものである。次に、本発明の実施
例により具体的に説明する。
【0035】
【実施例】表1に化学成分値(重量%)を示す銅基合金
No.1〜No.13を高周波誘導溶解炉を用いて溶製
し、20×100×1000(mm)の鋳塊に連続鋳造
した。ただし、溶解鋳造時の雰囲気はArガスシールと
した。また、鋳型の材質はカーボン鋳型を用い、引出し
はパルス方式により平均引出し速度100mm/分で行
なった。
【0036】得られたインゴットを熱間圧延により厚さ
4mm(t)まで圧延(加工率:80%)した後、80
0℃から急冷(この時の700℃から300℃までの冷
却速度は50℃/分を超える速度であった。)し、冷間
圧延によって厚さ1mm(t)まで圧延(加工率:75
%)し、以下本発明法に係るA方式と比較例として従来
方式であるB方式に分けて各最終工程まで加工処理を施
した。
【0037】A方式(本発明法) 冷間圧延された厚さ:1mm(t)の試料を850℃の
温度で300秒間熱処理した後、水急冷する。次いで、
この熱処理材を500℃の温度で30分間の中間熱処理
を行ない、その後に厚さ:0.25mm(t)まで冷間
圧延(加工率:75%)し、500℃の温度で180秒
間のテンションアニール処理を施す。
【0038】B方式(比較法) 冷間圧延された厚さ1mm(t)の試料を630℃の温
度で360分間熱処理する。次いで、この熱処理材を厚
さ0.4mm(t)まで冷間圧延(加工率:60%)し
た後、880℃の温度で300秒間熱処理後、水急冷す
る。その後、厚さ0.25mm(t)まで冷間圧延(加
工率:38%)し、420℃の温度で180秒間テンシ
ョンアニール処理を施す。(即ち、溶体化熱処理後、中
間熱処理せず、また最終加工率も異なる。)
【0039】 A方式 連鋳 → 熱間圧延 → 冷間圧延 → 溶体化熱処理 → 中間熱処理 1mm(t) → 冷間圧延 → テンションアニール処理 0.25mm(t)
【0040】 B方式 連鋳 → 熱間圧延 → 冷間圧延 → 熱処理 → 冷間圧延 1mm(t) 0.4mm(t) → 溶体化熱処理 → 冷間圧延 → テンションアニール処理 0.25mm(t)
【0041】上記A方式およびB方式の各工程内の熱処
理は、その雰囲気を不活性または還元ガス雰囲気とし
て、材料表面および内部の酸化を極力抑制した。上記A
方式およびB方式により試作した試験材を用いて硬度,
強度,ばね限界値,導電率および曲げ加工性を調査し、
その結果を表1に示す。
【0042】硬度,引張強さ,ばね限界値および導電率
の測定はそれぞれJIS−Z−2244,JIS−Z−
2241,JIS−H−3130およびJIS−H−0
505に従った。
【0043】曲げ加工性は、90°w曲げ試験(CES
−M−0002−6,R=0.2mm,曲げ軸が圧延方
向に平行)を行ない、中央部の山表面が良好なものを○
印、割れが発生したものは×印として評価した。
【0044】
【表1】
【0045】表1中、本発明合金No.1〜4は特性向
上のためにA方式により処理したもので、溶体化熱処理
→中間熱処理(時効処理)→テンションアニール処理
(時効処理)、即ち溶体化熱処理後に2回の時効処理を
行なったものである。
【0046】比較合金No.5〜11は、上記同様にA
方式により処理した合金であるが、本発明に係る銅基合
金とは、成分組成範囲がそれぞれ異なるものである。比
較合金No.5〜8は、それぞれNi含有量が6重量%
未満(規定範囲外)であるため、引張強さ:80kgf
/mmを確保することができず、比較合金No.9〜
10はAl含有量が規定範囲上限の2重量%を超えてい
るため加工性が悪い。比較合金No.11はNi含有量
が規定範囲上限の12重量%を超えているため、強度,
ばね限界値は向上しているが、加工性が著しく悪くて破
断してしまう。
【0047】比較合金No.12,No.13はB方式
により処理したもので、即ち溶体化熱処理後1回の時効
処理を行なったものである(最終圧下率も異なる)。両
合金とも、A方式による本発明合金(No.1〜4)と
比較して、硬度,引張強さ,ばね限界値が著しく低い。
特に、ほぼ同等の成分組成である例えばNo.13とN
o.10とを比較してみても、特性値はNo.13の方
が著しく低い値を示している。またNo.13の導電率
がNo.10のそれよりも著しく低いのは、マトリック
ス中にNi,AlがNo.10よりも多量に固溶されて
いるためであると推測される。
【0048】表1の結果から明らかなように、Cu−N
i−Al系合金を本発明法であるA方式で処理したもの
は、比較法のB方式で処理したものに比較して諸特性が
著しく優れている。特にCu−(6〜12重量%)Ni
−(1〜2重量%)Al系でNi/Al成分組成比率
(重量比)が3〜10の適正比率の銅基合金を本発明法
(A方式)で処理することにより、本発明合金No.1
〜4に示すように、硬度,引張強さ,ばね限界値および
導電率のバランスが優れ、かつ、曲げ加工性に優れた特
性を有する銅基合金材料が製造できる。
【0049】
【発明の効果】上記のように、本発明によれば高強度,
高弾性,高電気伝導性,高熱伝導性を有し、しかも加工
性,半田耐候性および耐熱性にも優れているので、各種
用途に適用でき、特にリードフレーム等の電気・電子部
品用材料として好適な高強度銅基合金が安価かつ安定し
て製造できるのである。

Claims (2)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 Ni:6〜12重量%,Al:1〜2重
    量%を含み、Ni/Alの成分組成比率が重量比で3〜
    10の範囲で残部Cuおよび不可避不純物からなる銅基
    合金の素材を圧延するに当り、冷間圧延後に820〜9
    20℃で60〜600秒の溶体化熱処理を行ない、次い
    で400〜600℃で5〜360分の熱処理を行なった
    後、冷間圧延し、その後380〜700℃で5〜360
    秒のテンションアニール処理を行なうことを特徴とする
    高強度銅基合金の製造方法。
  2. 【請求項2】 Ni:6〜12重量%,Al:1〜2重
    量%を含み、Ni/Alの成分組成比率が重量比で3〜
    10の範囲で、更にZn:0.01〜2.0重量%,
    B:0.005〜0.1重量%のうち1種または2種を
    合計で0.005〜2.0重量%含み、酸素:0.00
    5重量%以下で残部Cuおよび不可避不純物からなる銅
    基合金の素材を圧延するに当り、冷間圧延後に820〜
    920℃で60〜600秒の溶体化熱処理を行ない、次
    いで400〜600℃で5〜360分の熱処理を行なっ
    た後、冷間圧延し、その後380〜700℃で5〜36
    0秒のテンションアニール処理を行なうことを特徴とす
    る高強度銅基合金の製造方法。
JP32219692A 1992-10-19 1992-10-19 高強度銅基合金の製造方法 Expired - Fee Related JP3410125B2 (ja)

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