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Info
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Abstract
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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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Al2O3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H2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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
℃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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。)
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。
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。
−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。
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。
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
/mm2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。
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。
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。
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)
- 【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。 - 【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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32219692A JP3410125B2 (ja) | 1992-10-19 | 1992-10-19 | 高強度銅基合金の製造方法 |
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JPH06128708A true JPH06128708A (ja) | 1994-05-10 |
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- 1992-10-19 JP JP32219692A patent/JP3410125B2/ja not_active Expired - Fee Related
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KR20210064348A (ko) | 2018-09-27 | 2021-06-02 | 도와 메탈테크 가부시키가이샤 | Cu-Ni-Al계 구리 합금 판재 및 이의 제조방법 및 도전 스프링 부재 |
US11946129B2 (en) | 2018-09-27 | 2024-04-02 | Dowa Metaltech Co., Ltd. | Cu—Ni—Al based copper alloy sheet material, method for producing same, and conductive spring member |
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