JPH0762504A

JPH0762504A - 銅合金材の製造方法

Info

Publication number: JPH0762504A
Application number: JP21460793A
Authority: JP
Inventors: Motohisa Miyato; 元久宮藤; Yasuhiro Nakajima; 安啓中島; Shuhei Mori; 周平森; Yukiya Nomura; 幸矢野村
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1993-08-30
Filing date: 1993-08-30
Publication date: 1995-03-07

Abstract

(57)【要約】【目的】熱伝導性、電気伝導性、強度及び加工性が優
れており、リードフレーム材料並びにスイッチ及びリレ
ー等の電気部品用強磁性材料として好適の銅合金材の製
造方法を提供する。【構成】先ず、２０乃至６０重量％のＦｅ、０．５乃
至３．０重量％のＳｉ及び０．１乃至２．０重量％のＺ
ｎを含有すると共に、０．４乃至４．０重量％のＣｏ及
び０．１乃至２．０重量％のＮｉを総量で０．５乃至
４．０重量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物か
らなる合金を、５０℃／秒以上の冷却速度で連続鋳造
し、その後、６００乃至９００℃の温度で５分間乃至２
時間焼鈍する。次に、焼鈍後の合金板を冷間圧延し、こ
の冷間圧延板を３００乃至６００℃の温度で５分間乃至
１０時間時効処理する。次いで、時効処理後の合金板を
１０乃至７０％の加工率で仕上げ圧延する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、膨張係数が低く、熱伝
導性、電気伝導性、強度、加工性及び耐熱性が優れ、Ｉ
Ｃ（集積回路）及びＬＳＩ（大規模集積回路）のリード
フレーム材料並びにスイッチ及びリレー用磁性体材料と
して好適の銅合金材の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、半導体用リードフレーム材料とし
ては、Ｆｅ−４２重量％Ｎｉ合金及び銅系材料が使用さ
れている。Ｆｅ−４２重量％Ｎｉ合金は、機械的性質が
優れていると共に、その線膨張係数がシリコン（Ｓｉ）
チップの線膨張係数に近いという利点があり、半導体用
リードフレーム材料として広く使用されている。しか
し、Ｆｅ−４２重量％Ｎｉ合金は、熱伝導率が約０．０
３ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃と極めて小さいため、高い
放熱性が要求される高集積度のＩＣに適用する場合に
は、設計上、放熱性に対する細心の注意が必要である。

【０００３】一方、銅系リードフレーム材料は、熱伝導
性がＦｅ−４２重量％Ｎｉ合金の１０倍以上と優れてい
るものの、２０乃至３００℃の温度における線膨張係数
が１７×１０^-6乃至１８×１０^-6／℃と大きいため、こ
の銅系リードフレーム材料で構成したリードフレーム
と、線膨張係数が３．５×１０^-6／℃と小さいシリコン
チップとを接合すると、リードフレームとシリコンチッ
プとの間の熱膨張の差によりシリコンチップに応力が加
わり、シリコンチップが破壊されることがある。このた
め、銅系リードフレーム材料を使用できるシリコンチッ
プの大きさには制限がある。

【０００４】また、近年、スイッチ及びリレー等の電気
部品用磁性材料として、熱伝導性及び電気伝導性が良好
であり、これらの電気部品の小型化が可能であることか
ら、強磁性を示す銅合金が使用される傾向にある。強磁
性を示す銅合金としては、Ｆｅを約３０〜６０重量％含
有するＣｕ−Ｆｅ合金が知られている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た従来のリードフレーム材料及び電気部品用磁性材料に
は、以下に示す問題点がある。即ち、近年、ＩＣの高集
積化が促進されており、半導体チップからの発熱は益々
増大している。また、ＩＣの機能が高度になるのに伴っ
て、半導体チップは大型化する傾向がある。このため、
上述したＦｅ−４２重量％Ｎｉ合金では、熱伝導率が小
さいために発熱量が大きいチップへの対応が極めて困難
になっている。一方、従来の銅系リードフレーム材料で
は、線膨張係数が半導体チップの線膨張係数と大きく異
なるため、大型化した半導体チップには対応できない。

【０００６】また、上述した従来の強磁性Ｃｕ−Ｆｅ合
金には、以下に示す問題点がある。即ち、前記Ｃｕ−Ｆ
ｅ合金は、凝固温度が広いので、冷却速度が小さい金型
を使用して鋳造する場合又は断面積が大きい形状に連続
鋳造する場合等のように凝固時の冷却速度が小さい条件
で鋳造すると、Ｆｅを主体とする第２相が粗大化及び偏
析しやすい。Ｆｅを主体とする第２相は、Ｃｕマトリッ
クス（第１相）よりも硬いため、この第２相が粗大化及
び偏析すると、圧延割れ、成形加工時の割れ及び最終製
品での特性のばらつき等が発生する。

【０００７】本発明はかかる問題点に鑑みてなされたも
のであって、熱伝導性、電気伝導性、強度及び加工性が
優れており、リードフレーム材料並びにスイッチ及びリ
レー等の電気部品用強磁性材料として好適の銅合金材の
製造方法を提供することを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明に係る銅合金材の
製造方法は、２０乃至６０重量％のＦｅ、０．５乃至
３．０重量％のＳｉ及び０．１乃至２．０重量％のＺｎ
を含有すると共に、０．４乃至４．０重量％のＣｏ及び
０．１乃至２．０重量％のＮｉを総量で０．５乃至４．
０重量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からな
る合金を、５０℃／秒以上の冷却速度で連続鋳造して鋳
造合金板を得る工程と、この鋳造合金板を６００乃至９
００℃の温度で５分間乃至２時間焼鈍する工程と、焼鈍
後の合金板を冷間圧延する工程と、この冷間圧延後の合
金板を３００乃至６００℃の温度で５分間乃至１０時間
時効処理する工程と、時効処理後の合金板を１０乃至７
０％の加工率で仕上げ圧延する工程とを有することを特
徴とする。

【０００９】

【作用】以下、本発明に係る銅合金材の製造方法におけ
る各成分の添加理由及びその組成限定理由について説明
する。

【００１０】Ｆｅ（鉄）Ｆｅは、後述するＣｏ及びＮｉと共にＣｕマトリックス
中にＦｅを主体とする第２相を形成し、銅合金の線膨張
係数の低下に寄与する。即ち、Ｆｅを主体とする第２相
は、２０乃至３００℃の温度における線膨張係数が約８
×１０^-6乃至１０×１０^-6／℃と小さいため、この第２
相がＣｕマトリックス中に存在すると、その体積率に応
じて全体の線膨張係数が低下する。また、Ｆｅは、銅合
金に強磁性を付与するという効果もある。即ち、Ｆｅを
主体とする第２相は強磁性体であるため、この第２相が
Ｃｕマトリックス中に存在すると、その体積率に応じて
合金の透磁率が増大する。しかし、Ｆｅの含有量が２０
重量％未満であると、形成される第２相の体積率が少な
いために線膨張係数の低下及び透磁率の増大が十分でな
い。一方、Ｆｅ含有量が６０重量％を超えると、形成さ
れる第２相の体積率が多くなり、導電性に寄与するＣｕ
マトリックスの体積率が少なくなるため、材料の導電率
が低下する。このため、Ｆｅ含有量は２０乃至６０重量
％とする。

【００１１】Ｃｏ（コバルト）及びＮｉ（ニッケル）Ｃｏ及びＮｉはいずれもその大半がＦｅを主体とする第
２相中に存在し、この第２相の線膨張係数を低下させる
と共に、第２相の透磁率を増大させる。また、Ｃｏ及び
Ｎｉの一部はＣｕマトリックス中に固溶した後、時効処
理によって後述するＳｉと金属間化合物を形成し、Ｃｕ
マトリックス中に微細に析出してＣｕマトリックスの強
度を向上させる。しかし、Ｃｏ及びＮｉ含有量が夫々
０．４重量％及び０．１重量％未満の場合並びにＣｏ及
びＮｉの総量が０．５重量％未満の場合は、上述した効
果を十分に得ることができない。一方、Ｃｏ含有量が
４．０重量％を超える場合、Ｎｉ含有量が２．０重量％
を超える場合並びにＣｏ及びＮｉの総量が４．０重量％
の場合は、上述の効果は増大するものの、Ｃｕマトリッ
クスの導電率の低下が大きくなる。従って、Ｃｏ含有量
は０．４乃至４．０重量％とし、Ｎｉ含有量は０．１乃
至２．０重量％とし、Ｃｏ及びＮｉの総量は０．５乃至
４．０重量％とする。

【００１２】Ｓｉ（シリコン）Ｓｉは、上述したように、Ｃｏ及びＮｉと金属間化合物
を形成し、Ｃｕマトリックスの強度を向上させるという
効果がある。しかし、Ｓｉ含有量が１．０重量％未満で
あると、強度の向上効果を十分に得ることができない。
一方、Ｓｉ含有量が３．０重量％を超えると、導電率が
低下し、リードフレーム等に加工する際の加工性が低下
する。このため、Ｓｉ含有量は１．０乃至３．０重量％
とする。

【００１３】Ｚｎ（亜鉛）Ｚｎには、リードフレーム等に接合するはんだの耐剥離
性を向上させる作用がある。しかし、Ｚｎ含有量が０．
１重量％未満であると、はんだの耐剥離性向上効果を十
分に得ることができない。一方、Ｚｎ含有量が１．０重
量％を超えると、その効果が飽和して無駄であるだけで
なく、導電率が低下してしまう。このため、Ｚｎ含有量
は０．１乃至１．０重量％とする。

【００１４】本発明においては、上述の組成の合金を５
０℃／秒以上の冷却速度で連続鋳造して、鋳造合金板
（例えば、薄板鋳塊）を得る。この鋳造合金板は、Ｃｕ
マトリックスにＦｅを主体とする第２相が分散した複合
組織となっている。Ｆｅを主体とする第２相は、Ｃｕ、
Ｃｏ、Ｎｉ及びＳｉ等を含む金属間化合物であり、Ｃｕ
マトリックスに比して硬い。このため、この第２相の寸
法が大きいと、冷間圧延中に板割れが発生しやすくなる
と共に、リードフレーム形状又はスイッチ及びリレー等
の端子形状に打ち抜き加工するときの剪断加工性が悪化
し、更にリードフレーム等に加工した後の曲げ加工性、
疲労強度及びめっきの密着性が低下する。このＦｅを主
体とする第２相の寸法は、鋳造時の冷却速度が速いほど
微細化し、その後の製造工程中の熱処理及び冷間加工で
はその寸法が殆ど変化しない。従って、良好な冷間圧延
性、剪断加工性、曲げ加工性、疲労強度及びめっき密着
性を確保するためには、Ｆｅを主体とする第２相の寸法
が例えば５μｍ以下となるように、冷却速度を５０℃／
秒以上とすることが必要である。

【００１５】このようにして得た鋳造合金板は、その質
量が小さいために、凝固時のみならず、凝固後の冷却速
度も大きく、Ｆｅを主体とする第２相がマルテンサイト
変態によって硬くて脆い相となっている。このため、そ
のまま冷間圧延を実施すると、冷間圧延中に板割れが発
生しやすい。この鋳造合金板の冷間圧延中の割れを防止
するためには、６００乃至９００℃の温度で５分間乃至
２時間の焼鈍を施して、Ｆｅを主体とする第２相を軟化
させることが必要である。このときの焼鈍温度が６００
℃未満であると、Ｆｅを主体とする第２相の軟化が十分
でないため、冷間圧延中の割れを防止する効果が小さ
い。一方、鋳造合金板を９００℃を超える温度で焼鈍し
ても、Ｆｅを主体とする第２相の軟化効果が飽和して、
無駄である。また、焼鈍時間が５分間未満の場合は、上
述の温度で焼鈍しても、Ｆｅを主体とする第２相の軟化
が十分でなく、焼鈍時間が２時間を超えると、Ｆｅを主
体とする第２相の軟化効果が飽和して、無駄である。従
って、冷間圧延前には、前記鋳造合金板に対し、６００
乃至９００℃の温度で５分間乃至２時間の焼鈍を施すこ
とが必要である。なお、焼鈍後の冷却速度は１０〜１０
０℃／秒であることが好ましい。

【００１６】焼鈍後は、冷間圧延及び時効処理を施す。
この場合に、鋳造合金板の板厚が厚いと、焼鈍後の圧延
加工率が大きくなるため、Ｃｕマトリックス及びＦｅを
主体とする第２相が加工硬化し、圧延途中に板割れが発
生することがある。このため、Ｃｕマトリックス及びＦ
ｅを主体とする第２相を軟化させて加工性を回復させる
ためには、圧延途中において中間焼鈍を施すことが好ま
しい。即ち、前記鋳造後の合金板を冷間粗圧延した後、
中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行うことが好ましい。
この場合に、中間焼鈍時の温度が６００℃未満である
と、Ｆｅを主体とする第２相の軟化が十分でなく、ま
た、９００℃を超える温度で焼鈍してもＦｅを主体とす
る第２相の軟化の効果が飽和して無駄である。また、焼
鈍時間が５分間未満であると、焼鈍による軟化が発生せ
ず、２時間を超えて焼鈍しても上述の効果が飽和して無
駄である。このため、中間焼鈍を施す場合は、焼鈍温度
を６００乃至９００℃とし、焼鈍時間を５分間乃至２時
間とする。

【００１７】このようにして冷間圧延した後、この圧延
後の合金板に対し時効処理を実施する。冷間圧延された
合金板は、ＣｕマトリックスとＦｅを主体とする第２相
との複合組織となっているが、Ｃｕマトリックス中には
Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＳｉ等の元素が固溶しているた
め、Ｃｕマトリックスの導電率は低い。従って、このま
までは熱伝導性も十分でなく、リードフレーム等の材料
として満足できるものではない。このため、冷間圧延後
の合金板に対し時効処理を施して、Ｃｕマトリックスに
固溶している上記元素をγ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｓｉ及びＮｉ
−Ｓｉ等の金属間化合物として均一微細に析出させる必
要がある。この時効処理によって、Ｃｕマトリックスの
導電率及び強度が同時に向上する。しかし、時効処理温
度が３００℃未満であると、金属間化合物の析出量が少
ないために上述した効果を十分に得ることができず、時
効処理温度が６００℃を超えると元素の再固溶が始ま
る。また、時効処理時間が５分間未満であると、金属間
化合物の析出が少なく、その効果が不十分であり、１０
時間を超えて時効処理を実施しても、上述の効果は飽和
して、無駄である。従って、時効処理温度は３００乃至
６００℃とし、時効処理時間は５分間乃至１０時間とす
ることが必要である。

【００１８】このようにして時効処理した合金板を、１
０乃至７０％の加工率で仕上げ圧延する。この仕上げ圧
延によって加工歪みが導入され、強度が向上する。しか
し、加工率が１０％未満の場合は、強度の向上が十分で
ない。また、加工率が７０％を超えると、リードフレー
ム又はスイッチ及びリレーの端子としての必要な曲げ加
工性が低下する。このため、仕上げ圧延時の加工率は１
０乃至７０％とする。

【００１９】なお、曲げ加工性又はリードフレームとし
ての加工性が更に要求される場合には、Ｃｕマトリック
スの延性を回復させるために、４００乃至７００℃の温
度で３０秒間乃至５分間の短時間熱処理を実施すること
が好ましい。このときの熱処理温度が４００℃未満の場
合又は処理時間が３０秒間未満の場合は、Ｃｕマトリッ
クスの延性を回復させる効果を十分に得ることができな
い。一方、このときの熱処理温度が７００℃を超える場
合又は処理時間が５分間を超える場合は、Ｃｕマトリッ
クスが軟化し、強度が著しく低下する。従って、仕上げ
圧延後に熱処理を実施する場合は、その熱処理温度を４
００乃至７００℃とし、処理時間を３０秒間乃至５分間
とする。

【００２０】

【実施例】次に、本発明の実施例についてその比較例と
比較して説明する。先ず、本発明の実施例に係る製造方
法により製造した銅合金材のリードフレーム材としての
適性について調べた。

【００２１】実施例１〜３，比較例１〜３先ず、下記表１に示す組成を有する実施例１〜３及び比
較例１〜３の合金をアルゴンガス中で溶解し、双ロール
連続鋳造機を使用し連続鋳造して、板厚が０．８ｍｍの
薄板鋳塊を得た。なお、鋳塊凝固時の冷却速度は約１０
００℃／秒である。次に、この薄板鋳塊を８００℃の温
度で約３０分間焼鈍した後、冷間圧延して、板厚が０．
２５ｍｍの冷間圧延材を得た。次いで、この冷間圧延材
に５００℃の温度で２時間の時効処理を施し、炉冷した
後、更に板厚が０．１５ｍｍになるまで冷間圧延した。
このようにして、板厚が０．１５ｍｍの実施例及び比較
例の供試材を得た。

【００２２】

【表１】

【００２３】これらの実施例及び比較例の各供試材の線
膨張係数、導電率、硬さ及びはんだの耐剥離性を調べ
た。その結果を下記表２に示す。なお、線膨張係数は温
度が２０〜３００℃のときの値である。また、はんだの
耐剥離性は、組成が６０重量％Ｓｎ−４０重量％Ｐｂで
あり、温度が２３０℃のはんだ中に各供試材を５秒間だ
け浸漬しはんだ付けして、その供試材を１５０℃の温度
で１０００時間加熱した後、折り曲げて、はんだの剥離
の有無を調べることにより評価した。

【００２４】

【表２】

【００２５】この表２から明らかなように、実施例１〜
３の供試材は、線膨張係数が１５．５×１０^-6〜１２．
８×１０^-6／℃であり、従来の銅系リードフレーム材料
の線膨張率１７×１０^-6〜１８×１０^-6／℃に比して著
しく小さくなっている。また、これらの実施例１〜３の
供試材の導電率は２２乃至５２％ＩＡＣＳであり、従来
のＦｅ−４２重量％Ｎｉ合金に比して著しく向上してい
る。更に、これらの実施例の供試材のビッカース硬さＨ
ｖは１８２〜２１５と高く、リードフレームの薄板化に
十分対応できるものである。更にまた、これらの実施例
１〜３の供試材は、はんだの耐剥離性も優れているもの
であった。一方、Ｆｅの含有量が少ない比較例１の供試
材は、線膨張係数が１６．５×１０^-6／℃であり、従来
の銅系リードフレーム材料に比して線膨張係数の低下が
小さい。また、Ｆｅ含有量が多い比較例２の供試材は、
線膨張係数が１１．９×１０^-6／℃と最も小さいもの
の、導電率が１５％ＩＡＣＳと極めて低い。更に、Ｚｎ
含有量が少ない比較例３は、はんだの耐剥離性が十分で
ないものであった。

【００２６】実施例４，比較例４表１の実施例２に示す組成の合金をアルゴンガス中で溶
解し、双ロール連続鋳造機を使用し鋳造して、板厚が
１．５ｍｍの薄板鋳塊を得た。このとき、鋳造条件を変
えることによって、凝固時の冷却速度を４５０℃／秒又
は４５℃／秒とした。冷却速度が４５０℃／秒の場合を
実施例４、４５℃／秒の場合を比較例４とする。これら
の薄板鋳塊を、約８００℃の温度で３０分間焼鈍した
後、冷間圧延して、板厚が０．５ｍｍの冷間圧延材を得
た。次に、これらの冷間圧延材に、約５００℃の温度で
２時間の時効処理を施し、炉冷した後、更に冷間圧延し
て板厚が０．２５ｍｍの板材を得た。この板材の表面を
研磨及び脱脂した後、シアン浴を使用して、その表面上
にＡｇめっきを施し、厚さが２μｍのＡｇめっき層を形
成した。

【００２７】次いで、めっき処理した板材（供試材）を
温度が４５０℃のホットプレート上に載せ、約３分間加
熱した後、めっき層表面のふくれの有無を顕微鏡で調べ
た。薄板鋳塊のＦｅを主体とする第２相の寸法の測定結
果及びめっき層表面の観察結果を下記表３に示す。

【００２８】

【表３】

【００２９】この表３から明らかなように、実施例４の
供試材は、凝固時の冷却速度が大きいため、Ｆｅを主体
とする第２相の平均寸法が約１μｍと小さく、Ａｇめっ
き層表面にふくれが発生せず、めっき層の密着性が良好
である。一方、比較例４の供試材は、凝固時の冷却速度
が小さいので、Ｆｅを主体とする第２相の寸法が５μｍ
以上（平均寸法が約１０μｍ）となり、Ａｇめっき層表
面にふくれが発生し、めっき層の密着性が劣るものであ
った。

【００３０】実施例５，比較例５表１の実施例２に示す組成の合金をアルゴンガス中で溶
解し、双ロール連続鋳造機を使用し鋳造して、板厚が
１．０ｍｍの薄板鋳塊を得た。このときの凝固時の冷却
速度は約１０００℃／秒である。この薄板鋳塊に８００
℃の温度で約３０分間の焼鈍を施し、その後冷間圧延を
行ったものを実施例５とした。また、前記薄板鋳塊をそ
のまま冷間圧延したものを比較例５とした。比較例５の
薄板は、０．６ｍｍの厚さに圧延した時点で耳部に割れ
が発生した。一方、実施例５の薄板は、割れが発生する
ことなく０．２５ｍｍの厚さにまで圧延することができ
た。

【００３１】実施例５について、上述した冷間圧延後に
約５７５℃の温度で４時間の時効処理を施し、更に、厚
さが０．１２５ｍｍまで冷間圧延した。そして、この冷
間圧延材に対し、約５５０℃の温度で１分間の短時間焼
鈍を施し、供試材とした。この供試材の線膨張係数、導
電率、硬さ、曲げ加工性及びはんだの耐剥離性を調べ
た。なお、曲げ加工性は、供試材から幅が１０ｍｍ、長
さが３０ｍｍの試験片を切り出し、曲げ半径が０．１２
５ｍｍの曲げ治具で幅１０ｍｍに対し１０００ｋｇの荷
重を加え、９０°の角度に曲げる試験を実施することに
より調べた。そして、試験後に、走査電子顕微鏡で曲げ
部を観察し、割れが発生していなければ合格とした。ま
た、曲げ方向については、圧延方向に対して曲げ線が直
角（ＧＷ：Good Way）となる方向及び平行（ＢＷ：Bad
Way）となる方向の両方向について行った。これらの試
験結果を表４に示す。

【００３２】

【表４】

【００３３】この表４から明らかなように、実施例５の
供試材は、線膨張係数が小さく、導電率が良好であり、
ビッカース硬さが高いため、リードフレームの薄肉化に
対応することができる。また、リードフレームとして必
要な曲げ加工性も良好である。

【００３４】図１は、横軸に温度をとり、縦軸にビッカ
ース硬さＨｖをとって、実施例５の薄板鋳塊を５５０〜
１０００℃の温度で３０分間焼鈍したときのＦｅを主体
とする第２相のビッカース硬さと焼鈍温度との関係を示
すグラフ図である。鋳造時（ａｓ−ｃａｓｔ）の状態で
はＦｅを主体とする第２相のビッカース硬さＨｖは約４
００であるが、６００〜９００℃の温度で熱処理するこ
とにより、Ｆｅを主体とする第２相のビッカース硬さＨ
ｖは約２３０以下に軟化する。従って、冷間圧延中の割
れを防止するためにＦｅを主体とする第２相を軟化させ
るための焼鈍は、６００〜９００℃の温度で行う必要が
あることが明らかである。なお、焼鈍温度は、上記温度
範囲の中でもＦｅを主体とする第２相が最も軟化し、ビ
ッカース硬さＨｖが約２００以下となる７００〜９００
℃とすることがより一層好ましい。

【００３５】実施例６，比較例６表１の実施例２に示す組成の合金をアルゴンガス中で溶
解し、双ロール連続鋳造機を使用し連続鋳造して、板厚
が２．４ｍｍの薄板鋳塊を得た。このときの凝固時の冷
却速度は約３５０℃／秒である。比較例６として、この
薄板鋳塊に８００℃の温度で３０分間焼鈍した後、冷間
圧延を施した。その結果、板厚が０．５５ｍｍよりも薄
くなると、耳部に割れが発生した。一方、実施例６とし
て、前記鋳塊を約８００℃の温度３０分間焼鈍した後、
０．６ｍｍまで冷間圧延し、その後約８００℃の温度で
５分間の中間焼鈍を実施し、更に０．２５ｍｍまで圧延
した。その結果、薄板は割れることなく０．２５ｍｍの
厚さにまで圧延することができた。この実施例６の薄板
を、約５５０℃の温度で２時間時効処理した後、０．２
ｍｍの厚さにまで冷間圧延した。そして、この圧延材の
線膨張係数、導電率、硬さ、はんだの耐剥離性及び０．
２ｍｍＲ曲げ加工性を調べた。その結果を下記表５に示
す。

【００３６】

【表５】

【００３７】この表５から明らかなように、実施例６の
供試材は、線膨張係数が小さく、導電率が良好であると
共に、ビッカース硬さが高いため、リードフレームの薄
肉化に対応できる。また、リードフレームとして必要な
曲げ加工性も良好である。

【００３８】次に、本実施例方法により製造した銅合金
材の強磁性材料としての特性を調べた。

【００３９】実施例７〜９，比較例７〜９下記表６に示す組成を有する実施例７〜９及び比較例７
〜９の合金をアルゴンガス中で溶解し、双ロール連続鋳
造機を使用し連続鋳造して、板厚が０．８ｍｍの薄板鋳
塊を得た。このときの凝固時の冷却温度は約１０００℃
／秒である。この薄板鋳塊を８００℃の温度で約３０分
間焼鈍した後、０．２５ｍｍの厚さまで冷間圧延し、冷
間圧延材を得た。この冷間圧延材に対し、約５００℃の
温度で２時間の時効処理を施し、炉冷した後、更に冷間
圧延して板厚が０．１５ｍｍの実施例及び比較例の供試
材を得た。

【００４０】

【表６】

【００４１】これらの実施例及び比較例の各供試材につ
いて、透磁率、導電性、硬さ及びはんだの耐剥離性を調
べた。その結果を下記表７に示す。なお、はんだの耐剥
離性は、組成が６０重量％Ｓｎ−４０重量％Ｐｂであ
り、温度が２３０℃のはんだ中に各供試材を５秒間だけ
浸漬しはんだ付けして、その供試材を１５０℃の温度で
１０００時間加熱した後、供試材を折り曲げてはんだの
剥離の有無を調べることにより評価した。

【００４２】

【表７】

【００４３】この表７から明らかなように、実施例７〜
９の供試材は透磁率が９５〜２４５であり、従来の強磁
性銅合金の透磁率（例えばＣ１９４：１．００５）に比
して著しく大きくなっている。また、これらの実施例の
供試材の導電率は２２〜５２％ＩＡＣＳと高く、従来の
バネ用りん青銅（１２％ＩＡＣＳ）に比して著しく向上
している。更に、ビッカース硬さＨｖが１８２〜２１５
であり、スイッチ及びリレーの薄板化に十分対応できる
ものである。更にまた、はんだの耐剥離性も優れてい
る。一方、Ｆｅの含有量が少ない比較例７の供試材は、
透磁率が６５と小さく、スイッチ及びリレー用磁性材料
として満足できるものではない。また、Ｆｅの含有量が
多い比較例８の供試材は、透磁率が最も大きいものの、
導電率が１５％ＩＡＣＳと極めて低い。更に、Ｚｎの含
有量が少ない比較例９は、はんだの耐剥離性が悪いもの
であった。

【００４４】実施例１０，比較例１０表６の実施例８に示す組成の合金をアルゴンガス中で溶
解し、双ロール連続鋳造機を使用し連続鋳造して、板厚
が１．０ｍｍの薄板鋳塊を得た。このときの凝固時の冷
却速度は約１０００℃／秒である。前記薄板鋳塊に約８
００℃の温度で３０分間の焼鈍を施し、その後冷間圧延
したものを実施例１０とした。また、前記薄板鋳塊をそ
のまま冷間圧延したものを比較例１０とした。比較例１
０においては、板厚を０．６ｍｍにまで圧延したときに
耳部に割れが発生した。一方、実施例１０については、
割れが発生せず、０．２５ｍｍの厚さにまで圧延するこ
とができた。

【００４５】実施例１０の圧延材について、約５７５℃
の温度で４時間の時効処理を施し、更に厚さが０．１２
５ｍｍになるまで冷間圧延した。その後、約５５０℃の
温度で１分間加熱し、供試材とした。そして、この供試
材の透磁率、導電率、硬さ、曲げ加工性及びはんだの耐
剥離性を調べた。なお、曲げ加工性は、幅が１０ｍｍ、
長さが３０ｍｍの試料を切り出し、曲げ半径が０．１２
５ｍｍの曲げ治具で幅１０ｍｍに対して１０００ｋｇの
荷重を加えて９０°の角度に曲げ、試験後、走査電子顕
微鏡で曲げ部を観察し、割れが発生していなければ合格
とした。曲げ方向は、圧延方向に対して曲げ線が直角
（ＧＷ：Good Way）となる方向及び平行（ＢＷ：Bad Wa
y）となる方向の両方について調べた。その結果を、下
記表８に示す。

【００４６】

【表８】

【００４７】この表８から明らかなように、実施例１０
の銅合金材は、透磁率が１９０と大きく、導電率が良好
であると共に、ビッカース硬さＨｖが大きいため、スイ
ッチ及びリレーの薄肉化に十分に対応することができ
る。また、この実施例１０の銅合金は、曲げ加工性も良
好である。

【００４８】実施例１１，比較例１１表６の実施例８に示す組成の合金をアルゴンガス中で溶
解し、双ロール連続鋳造機を使用し鋳造して、板厚が
２．４ｍｍの薄板鋳塊を得た。このときの凝固時の冷却
速度は約３５０℃／秒である。比較例１１として、前記
薄板鋳塊に約８００℃の温度で３０分間の焼鈍を施し、
その後冷間圧延を施した。この比較例１１においては、
板厚が０．５５ｍｍ以下になると耳部に割れが発生し
た。一方、実施例１１として、約８００℃の温度で３０
分間の焼鈍を施した後、０．６ｍｍにまで冷間圧延（冷
間粗圧延）し、その後、約８００℃の温度で５分間の中
間焼鈍を実施し、更に０．２５ｍｍまで冷間圧延を行っ
た。その結果、実施例１１においては、割れが発生する
ことなく、０．２５ｍｍの厚さまにで圧延することがで
きた。この圧延後、５５０℃の温度で２時間時効処理し
た後、０．２ｍｍまで冷間圧延した。そして、この圧延
材の線膨張係数、導電率、硬さ、はんだの耐剥離性及び
０．２ｍｍＲ曲げ加工性を調べた。その結果を下記表９
に示す。

【００４９】

【表９】

【００５０】この表９から明らかなように、実施例１１
の供試材は、透磁率が大きく、導電率が良好で硬さが大
きいため薄肉化に対応でき、スイッチ及びリレー用材料
として極めて好適である。また、この実施例１１の供試
材は、曲げ加工性も良好である。

【００５１】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、所
定量のＦｅ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｃｏ、及びＮｉを含有し残部
がＣｕ及び不可避的不純物からなる合金を所定の条件で
連続鋳造、焼鈍、冷間圧延、時効処理及び仕上げ圧延す
るから、熱伝導性、電気伝導性、強度及び加工性が優れ
ており、リードフレーム材料並びにスイッチ及びリレー
等の電気部品用強磁性材料として好適の銅合金材を製造
することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例の薄板鋳塊のＦｅを主体とする第２相の
ビッカース硬さと焼鈍温度との関係を示すグラフ図であ
る。

フロントページの続き (72)発明者野村幸矢山口県下関市長府港町14番１号株式会社神戸製鋼所長府製造所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】２０乃至６０重量％のＦｅ、０．５乃至
３．０重量％のＳｉ及び０．１乃至２．０重量％のＺｎ
を含有すると共に、０．４乃至４．０重量％のＣｏ及び
０．１乃至２．０重量％のＮｉを総量で０．５乃至４．
０重量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からな
る合金を、５０℃／秒以上の冷却速度で連続鋳造して鋳
造合金板を得る工程と、この鋳造合金板を６００乃至９
００℃の温度で５分間乃至２時間焼鈍する工程と、焼鈍
後の合金板を冷間圧延する工程と、この冷間圧延後の合
金板を３００乃至６００℃の温度で５分間乃至１０時間
時効処理する工程と、時効処理後の合金板を１０乃至７
０％の加工率で仕上げ圧延する工程とを有することを特
徴とする銅合金材の製造方法。
【請求項２】２０乃至６０重量％のＦｅ、０．５乃至
３．０重量％のＳｉ及び０．１乃至２．０重量％のＺｎ
を含有すると共に、０．４乃至４．０重量％のＣｏ及び
０．１乃至２．０重量％のＮｉを総量で０．５乃至４．
０重量％含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からな
る合金を、５０℃／秒以上の冷却速度で連続鋳造して鋳
造合金板を得る工程と、この鋳造合金板を６００乃至９
００℃の温度で５分間乃至２時間焼鈍する工程と、焼鈍
後の合金板を冷間粗圧延する工程と、この冷間粗圧延後
の合金板に対し６００乃至９００℃の温度で５分間乃至
２時間の中間焼鈍を施す工程と、中間焼鈍後の合金板を
冷間圧延する工程と、この冷間圧延後の合金板を３００
乃至６００℃の温度で５分間乃至１０時間時効処理する
工程と、時効処理後の合金板を１０乃至７０％の加工率
で仕上げ圧延する工程とを有することを特徴とする銅合
金材の製造方法。
【請求項３】前記仕上げ圧延後に４００乃至７００℃
の温度で３０秒間乃至５分間焼鈍する工程を有すること
を特徴とする請求項１又は２に記載の銅合金材の製造方
法。