JPH10265873A - 電気電子部品用銅合金及びその製造方法 - Google Patents
電気電子部品用銅合金及びその製造方法Info
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Abstract
工性に優れたFe含有電気電子部品用銅合金材を得るこ
と。 【解決手段】 Feを0.2〜4wt%含有し、Fe又
は/及び金属間化合物(Fe−P、Fe−Si、Fe−
Ti)を析出し、残部が不可避不純物及びCuからなる
銅合金において、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径が
3〜60μmで、かつその値の80〜120%の寸法の
結晶粒の数が全結晶粒の70%以上であることを特徴と
する電気電子部品用銅合金。この銅合金を製造するに
は、Fe又は/及びFe基の金属間化合物を析出させる
時効処理に先立って、450〜950℃の温度範囲に
0.1℃/秒以上の速度で昇温し、その温度で5秒〜1
0分保持して再結晶させる熱処理を行う。
Description
e又は/及びFe−P、Fe−Si、Fe−Tiなどの
金属間化合物を析出させた電気電子部品用銅合金、特に
半導体用リードフレーム、端子、コネクター、ブスバー
などに用いる電気電子部品用銅合金と、その製造方法に
関する。
i、Fe−Tiなどの金属間化合物を析出させると導電
率と強度に優れる銅合金が比較的簡単に得られるため、
C19400(Cu−2.35Fe−0.03P−0.
12Zn)、C19500(Cu−1.5Fe−0.8
Co−0.1P−0.6Sn)、C19700(Cu−
0.6Fe−0.2P−0.05Mg)、Cu−Fe−
Si、Cu−Fe−Tiなど多種のFe含有銅合金がリ
ードフレーム、端子、コネクターなどの電気、電子部品
材料として大量に用いられている。
合において、冷間圧延における板の波打ちや蛇行、残留
応力の不均一、スリッターした条の蛇行、スタンピング
加工における曲がりやバリの発生、リード曲げ加工部の
肌荒れや割れ、製品での強度低下などの問題が発生する
ことがあり、これが製品の歩留まりや加工時の生産性を
低下させていた。
及びFe系金属間化合物の析出する前記のFe含有銅合
金のように母相中に第2相が析出する合金においては、
その熱処理において再結晶−粗大化と析出が同時に進行
する。そのため、熱処理工程において、その熱処理条件
(温度、昇温速度、保持時間)によっては粗大に成長し
た結晶粒と加熱中の析出によって成長を止められた微細
な結晶粒が混在した組織(混粒組織)となる。また、一
度混粒組織となるとその後の加工熱処理によって整粒組
織の材料を作製することがきわめて難しい。そして、混
粒組織を有する材料において、粗大結晶粒は微細結晶粒
より変形能が大きく、耐力が小さい。そのため、このよ
うな混粒組織を呈する材料においては、部位によって変
形能及び強度が異なるという現象が発生する。
はFeの含有量が0.2%以上である前記のような銅合
金において特に発生しやすく、その度合により部位によ
る変形能及び強度の差が大きくなり、前記のような冷間
圧延における板の波打ちや蛇行、残留応力の不均一、ス
リッターした条の蛇行、スタンピング加工における曲が
りやバリの発生、リード曲げ加工部の肌荒れや割れ、製
品での強度低下などの問題が発生する。本発明は、本発
明者らのこの知見に基づいてなされたもので、Fe含有
銅合金において見られる上記の問題点を解消することを
目的とする。
工程中に軟化、時効などの目的で行う熱処理によって、
前述のように混粒組織となりやすく、また、一度混粒組
織となるとその解消が難しく、製造工程、スタンピング
工程において多大な問題を発生させる。逆に、例えば熱
延材及び水平連鋳材を冷延する工程中で行う第1回目の
熱処理において整粒組織とし、その後時効処理によって
Fe又は/及びFe系金属間化合物を析出させると、さ
らに冷延−熱処理を行っても混粒組織となることはな
く、前述の問題は発生しない。
0.2〜4wt%含有する銅合金について、整粒組織と
するための熱処理条件を検討した結果、結晶粒界の移動
を妨げる析出が充分におこらない間に再結晶させればよ
いことを見い出した。また、このとき得られる再結晶粒
の平均結晶粒径はその後の加工性、強度のことを考える
と3〜60μmにすることが望ましく、同時に、新たに
整粒化度(本発明では平均結晶粒径の80〜120%の
寸法の結晶粒が全結晶粒に占める割合)という概念を導
入して、前述の問題点を発生させないFe含有銅合金の
条件として整粒化度70%以上という条件を見い出し
た。
合金は、Feを0.2〜4wt%含有し、Fe又は/及
びFe基の金属間化合物を析出し、残部が不可避不純物
及びCuからなる銅合金において、圧延表面の板幅方向
の平均結晶粒径の値が3〜60μmで、かつその値の8
0〜120%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の70%以
上であることを特徴とする。この金属間化合物は、具体
的にはFe−P、Fe−Si、Fe−Ti等であり、ま
た、この銅合金は、必要に応じてZn0.02〜5.0
%、Sn:0.01〜3.0%、Co:0.01〜3.
0%、Mg:0.01〜3.0%、Mn:0.01〜
1.5%の1種又は2種以上を含有する。
の製造方法は、上記組成の銅合金を、Fe又は/及びF
e基の金属間化合物を析出させる時効処理に先立って、
450〜950℃の温度範囲に0.1℃/秒以上の速度
で昇温し、その温度で5秒〜10分保持して再結晶させ
た後、Fe又は/及びFe基の金属間化合物を析出させ
る時効処理を行うことを特徴とする。
l,Ni,B,Zr,Cr,Pb,Sなどの元素が原料
として用いるスクラップ、炉材などから混入することが
あるが、Al,Ni,B,Zr,Crについてはそれぞ
れ0.2%以下、Pb,Sについてはそれぞれ0.03
%以下、かつこれらの元素の総量が0.5%以下であれ
ば、本合金の熱間・冷間加工性、機械的性質、導電率、
曲げ加工性、プレス打抜き性などを大きく損なうことは
ないので含有させても差し支えない。
組成等について、具体的に説明する。 (Feの含有量)Fe含有量が0.2%未満であると、
Fe又はFe基金属間化合物の析出量が少ないためリー
ドフレーム、端子、コネクター等に要求される最近の高
強度化要求に十分には応えることができず、また、特殊
な加熱条件を設定しなくても整粒組織が得られるためF
e含有量は0.2%以上必要である。また、Fe含有量
が4%を越えると粗大なFeの晶出物が多量に発生し、
これらの晶出物は強度向上にほとんど寄与せず、かえっ
て曲げ加工性を劣化させ、プレス打抜き時に金型を摩耗
させるため、Fe含有量は4.0%以下でなければなら
ない。従って、Feの含有量は0.2〜4.0%とす
る。この範囲の中でFeの含有量として望ましい範囲は
0.3〜3.0%である。
i,TiはFeと安定な金属間化合物を形成し、Cuの
母相に析出して銅合金の耐力、耐熱性を向上させる。金
属間化合物を形成させるために、P,Si,Tiの一種
又は二種以上を添加するが、PはFeとFe2P又はF
e3Pを、SiはFeとFe3Si、Fe5Si3又はFe
Siを、TiはFeとFe2Ti又はFeTiを形成す
る。これらの含有量は、P:0.0001〜0.7%、
Si:0.001〜1.0%、Ti:0.001〜1.
0%であり、それぞれ下限値より少ないと耐力及び耐熱
性が向上せず、上限値を越すと、導電率が低下し、鋳造
が難しくなり熱延や冷延時に割れが発生しやすくなる。
量)Zn,Sn,Co,Mg,Mnは材料の強度を上昇
させる。各元素のその他の添加効果とその含有量の限定
理由は以下の通りである。Znはプレス加工性の向上
(金型摩耗の低減)、マイグレーションの防止、錫めっ
き及びはんだの耐熱剥離防止などの効果を有する。含有
量が0.02%以下ではその効果が充分でなく、5.0
%を越えて含有されるとはんだ濡れ性を低下させるた
め、その適正含有量を0.02〜5.0%とする。Sn
はバネ限界値を向上させる。含有量が0.01%以下で
はその効果が充分でなく、3.0%を越えて含有される
と導電率を低下させるため、その適正含有量を0.01
〜3.0%とする。Coは耐熱性を向上させる。含有量
が0.01%以下ではその効果が充分でなく、3.0%
を越えて含有されると導電率を低下させるため、その適
正含有量を0.01〜3.0%とする。
摩耗)を改善し、マイグレーションを防止する。また、
Sと化合してMgSを形成し、鋳塊の熱間加工性を改善
する。含有量が0.01%以下ではそれらの効果が充分
でなく、3.0%を越えて含有されると導電率を低下さ
せ、鋳造が難しくなるため、その適正含有量を0.01
〜3.0%とする。Mnは耐熱性、鋳塊の熱間加工性を
向上させる。含有量が0.01%以下ではそれらの効果
が充分でなく、1.5%を越えて含有されるとはんだ濡
れ性と導電率を低下させ、鋳造が難しくなるため、その
適正含有量を0.01〜1.5%とする。なお、上記元
素中Co、MnはそれぞれP、Siと化合物を形成する
が、Fe−P、Fe−Si化合物以外にCo、Mnのり
ん化物又は/及び珪化物が形成されても本発明の合金の
効果を害するものではない。
り、冷延上がり、又は冷延後、伸びを改善させるための
低温−短時間加熱処理上がり、テンションアニーリング
上がりあるいはテンションレベラー上がりとしても良い
が、いずれの場合も圧延面で測定した板幅方向の平均結
晶粒径の値が3〜60μmで、かつその値の80〜12
0%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の70%以上(整粒
化度70%以上)であることを特徴とする。ここで、板
表面において板幅方向の結晶粒径を測定するのは、焼鈍
上がりにおいてもその後圧延を加えても板幅方向の結晶
粒径がほとんど変化しないためである。
るのは、平均結晶粒径が3μmを下回った場合、かえっ
て曲げ加工性が低下するためであり、60μmを超えた
場合は曲げ加工性が不良となり、スタンピング打抜き時
のだれが大きくなり、直線性が悪化するからである。ま
た、結晶粒径の分布を、平均結晶粒径の値の80〜12
0%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の70%以上(整粒
化度70%以上)と限定するのは、整粒化度が70%を
下回るときは、材料の曲げ加工性、スタンピング加工
性、強度が低下するためである。さらに、平均結晶粒径
の値は5〜40μm、整粒化度が全結晶粒の80%以上
であるとプレス加工性や曲げ加工性がさらに向上する。
なお、平均結晶粒径は、圧延表面を光学顕微鏡で撮影し
た組織写真を用いJISH0501に規定されている切
断法により測定する。また、結晶粒径の分布は、上記組
織写真を画像解析装置で解析して求めることができる。
態において前述の結晶粒径範囲及び整粒化度をもつ整粒
組織とするには、時効処理に先だって通常の時効処理の
加熱より急速加熱することが必要である。本発明の合金
はFeを含有することによって耐熱性が向上しており、
450℃未満では0.1℃/秒以上の速度で昇温し、か
つ当該温度に5秒以上保持しても均一に再結晶しない。
従って、加熱温度は450℃以上とする。そして、高温
−短時間加熱は微細で均一な粒径の再結晶組織とするに
は好ましい条件であるが(特にFeが0.5wt%を越
える合金)、950℃を超える温度に加熱するとFeが
少ない合金は加熱時間を5秒としても再結晶粒が粗大化
しやすく、目的とする良好な曲げ性、スタンピング性が
得られないからである。また、Fe含有量が多い合金に
対しても950℃を越す温度であると再結晶粒の大きさ
を均一に制御することが難しい。さらには加熱雰囲気に
含まれる酸素や水分によって内部酸化が発生してはんだ
付け、めっきなどの表面処理性が低下しやすくなる。し
たがって、加熱温度範囲は450〜950℃とする。5
00℃〜950℃がより好ましい。また、材料の加熱速
度を0.1℃/秒以上とするのは、加熱速度が0.1℃
/秒未満となると加熱中に析出が起き始め、結晶粒の成
長速度に差を生じて微細結晶粒と粗大結晶粒の混粒組織
となるからである。したがって、加熱速度は0.1℃/
秒以上でなければならない。0.5℃/sec以上がよ
り好ましい。
時間が5秒未満では目的とする再結晶組織が得られず、
10分を越えて保持しても結晶粒の成長が停止し、又は
Feの含有量の少ない合金では結晶粒がかえって粗大化
する。したがって、保持時間は5秒〜10分とする。1
0秒〜5分がより好ましい。なお、整粒組織とするため
の加熱処理には例えば連続焼鈍炉を用いればよく、材料
の表面酸化や内部酸化を防止するために還元雰囲気(例
えば窒素−水素混合ガス雰囲気)で加熱し、冷却中の析
出を防止するために加熱後急冷することが望ましい。室
温までの冷却速度は5℃/秒以上であればその後の時効
処理によって良好な特性が得られる。
る。この時効処理には通常バッチ加熱式のベル型炉など
を用いるが、導電率が特に必要でない場合などには連続
熱処理炉を用いてもよい。バッチ加熱の場合には通常、
Fe又は/及びFeの化合物が析出する350〜650
℃で1〜30時間程度材料を加熱する工程を採用する。
なお、整粒組織を得るための急速加熱熱処理とその後の
時効処理の間に冷延を行っても、その加工率が50%以
下であれば本発明の効果を阻害するものではない。
お、各実施例1〜3において結晶粒径及び整粒化度、引
張り強さ、導電率、曲げ性及びはんだ濡れ性は、以下の
方法で調査した。 (結晶粒径及び分布測定)結晶粒径は、試料表面を研磨
後エッチングして光学顕微鏡写真を撮影し、その組織写
真からJISH0501に規定されている切断法(線分
の向きを板幅方向とする)により測定した。なお、同一
試料に対して5視野を観察し、その平均値を各試料の結
晶粒径とした。結晶粒径の分布は、上記の組織写真を画
像解析装置を用いて解析した。すなわち、結晶粒を板幅
方向に横切る線分の長さを300個以上の結晶粒につい
て測定し、それらの平均値と度数分布を求めた。表1に
示す整粒化度は、その平均値に対して80〜120%の
粒径を持つ結晶粒の個数を求め、その個数の全結晶粒数
うに対して占める割合(%)として算出した。
に平行としたJIS5号試験片を作製し、測定した。 (導電率)ミーリングにより短冊状の試験を加工し、ダ
ブルブリッジ式抵抗測定装置により測定した。 (プレス性)機械式プレスにより0.3mm幅のリード
を打ち抜き、打ち抜いたリードのばり高さを測定して評
価した。ばり高さは、10個のリードのばり面を走査型
電子顕微鏡で観察し、各最大バリ高さの平均値で示し
た。
で90°曲げを行い、曲げ部の外面側を光学顕微鏡で観
察し、肌荒れの有無及びクラックの有無で評価した。 (はんだぬれ性)短冊状の試験片に弱活性フラックスを
塗布し、230±5°Cに保持したはんだ浴(Sn/P
b=60/40)に5sec間浸漬した後引き上げ、試
験片へのはんだの付着状況を観察し、ずれの有無及びは
じきの有無で評価した。
を、電気炉により大気中で、厚さ50mm、幅80m
m、長さ150mmの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊
を900〜1000℃で1hr加熱した後、厚さ15m
mに熱間圧延した。次に、この熱間圧延材の表面を面削
して酸化膜を除去し、0.5mmまで冷間圧延した。こ
の後、表1に示す条件(加熱温度とその温度に達してか
らの保持時間)で急速短時間加熱を行い、引き続き表1
に示す条件で時効析出熱処理を行った。なお、急速短時
間加熱の昇温速度は5℃/sec、短時間加熱後の冷却
速度は10℃/sec以上、時効析出熱処理の昇温速度
は0.01℃/secとした。その後、加工率50%の
冷間圧延を行って厚さ0.25mmの試験片を作製し、
前記の試験を実施した。その結果を表1にあわせて示
す。
るNo.1〜5は、急速短時間加熱と時効析出熱処理の
組合せにより、整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス
加工によるばり高さも小さく良好であり、曲げ性も良好
なもの得られた。これに対して、比較例No.6では、
Fe量が0.1%と少なくFeによる析出硬化が小さい
ため十分な強度を得ることができず、整粒化度が高いに
もかかわらずプレス加工によるばり高さはかえって大き
くなった。また、比較例No.7では、Fe量が4.5
%と高すぎることから粗大なFe晶出物が多量に生成
し、整粒化度が低下するとともにかえって曲げ性が劣化
した。
を、電気炉により大気中で、厚さ50mm、幅80m
m、長さ150mmの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊
を900〜1000℃で1hr加熱した後、熱間圧延に
て厚さ15mmに仕上げた。次に、この熱間圧延材の表
面を面削した後0.5mmまで冷間圧延し、昇温速度5
℃/sec、加熱温度725℃、保持時間30secに
て急速短時間加熱を行い、水に焼き入れた。その後、昇
温速度0.01℃/secで加熱温度500°Cに加熱
し、4hr保持して時効析出熱処理を行った後、加工率
50%の冷間圧延を行って厚さ0.25mmの試験片を
作製し、結晶粒径、分布の測定及び各特性の調査を行っ
た。その結果を表2にあわせて示す。
o.8〜12の実施例は、急速短時間加熱と時効析出熱
処理の組合せにより整粒化された微細結晶粒を呈するこ
とから、プレス加工によるばり高さも小さく良好であ
り、曲げ性及び電気・電子部品用銅合金に不可欠なはん
だぬれ性も良好であった。これに対して、比較例No.
13は、整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス性、曲
げ性ともに良好であるが、Znが6.0%と多いことか
ら、はんだぬれ性においてはんだのずれが発生して不具
合となった。また、比較例No.14〜16も同様に整
粒化された微細結晶粒を呈し、プレス性は比較的良好で
あるが、いずれもそれぞれSn、Co、Mnを多く含有
することから、曲げ性及びはんだぬれ性に不具合が発生
した。
e−0.1%Si−0.1%Znの銅合金を、電気炉に
より大気中で、厚さ50mm、幅80mm、長さ150
mmの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を900℃で1
hr加熱した後、熱間圧延にて厚さ15mmに仕上げ
た。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除
去した後、0.5mmまで冷間圧延し、表3に示す急速
短時間加熱条件にて加熱処理を行った。それに引き続き
昇温速度0.01℃/sec、加熱温度550℃、保持
時間4hrにて時効析出熱処理を行った後、加工率50
%の冷間圧延を行って厚さ0.25mmの試験片を作製
し、結晶粒径、分布の測定及び各特性の調査を行った。
その結果を表3にあわせて示す。
o.17〜22の実施例は、適正な急速短時間加熱と時
効析出熱処理の組合せにより整粒化された微細結晶粒を
呈することから、プレス加工によるばり高さも小さく良
好であり、曲げ性も良好であった。なお、急速短時間加
熱の昇温速度が速いほど、結晶粒の微細化及び整粒化の
度合いは大きくなる。これに対して、比較例No.23
は急速短時間加熱を省略したものであり、整粒化度が大
きく低下して混粒状態となることから、プレス加工によ
るばり高さが大きく、曲げにおいてもクラックが生じ
た。また、比較例No.24は急速短時間加熱の昇温速
度が小さい場合であり、十分な結晶粒の微細化及び整粒
化が得られないため、やはりプレス加工のばり高さが大
きく、曲げにおいても肌荒れが生じた。さらに、比較例
No.25は、急速短時間加熱の加熱温度が350℃と
低く再結晶しなかったため混粒状態となり、曲げでクラ
ックを生じた。逆に、比較例No.26は、急速短時間
加熱の加熱温度が1000℃と高く、結晶が粗大化した
ためにプレス加工によるばり高さも大きく、曲げで肌荒
れを生じた。比較例No.27は、急速短時間加熱の加
熱時間が長く、結晶が粗大化した例であり、同様にプレ
ス加工によるばり高さも大きく、曲げで肌荒れを生じ
た。
ピング性)及び曲げ加工性に優れたFe含有銅合金材を
得ることができる。また、本発明方法によれば、適正な
結晶粒径を持ち整粒化度が高い材料が得られるので、製
造上の不具合(圧延、スリッター不具合)を減少させる
こともできる。従って、本発明は、製品歩留りの向上及
び加工時の生産性、品質の向上など多大な効果を有す
る。
Claims (4)
- 【請求項1】 Feを0.2〜4wt%含有し、Fe又
は/及びFe基の金属間化合物を析出し、残部が不可避
不純物及びCuからなる銅合金において、圧延表面の板
幅方向の平均結晶粒径が3〜60μmで、かつその値の
80〜120%の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の70%
以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金。 - 【請求項2】 Fe基の金属間化合物がFe−P、Fe
−Si、Fe−Tiであることを特徴とする請求項1に
記載された電気電子部品用銅合金。 - 【請求項3】 Zn0.02〜5.0%、Sn:0.0
1〜3.0%、Co:0.01〜3.0%、Mg:0.
01〜3.0%、Mn:0.01〜1.5%の1種又は
2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に
記載された電気電子部品用銅合金。 - 【請求項4】 Fe又は/及びFe基の金属間化合物を
析出させる時効処理に先立って、450〜950℃の温
度範囲に0.1℃/秒以上の速度で昇温し、その温度で
5秒〜10分保持して再結晶させた後、Fe又は/及び
Fe基の金属間化合物を析出させる時効処理を行うこと
を特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載された電気
電子部品用銅合金の製造方法。
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---|---|---|---|
JP09309597A JP4251672B2 (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 電気電子部品用銅合金 |
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JP09309597A JP4251672B2 (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 電気電子部品用銅合金 |
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