JPH11217639A - 焼鈍割れ性を改善したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金 - Google Patents
焼鈍割れ性を改善したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金Info
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- JPH11217639A JPH11217639A JP1668898A JP1668898A JPH11217639A JP H11217639 A JPH11217639 A JP H11217639A JP 1668898 A JP1668898 A JP 1668898A JP 1668898 A JP1668898 A JP 1668898A JP H11217639 A JPH11217639 A JP H11217639A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金（コルソン合金）
のインゴットは焼鈍を行うと微細割れが発生し、これを
熱間圧延すると割れは圧延割れとして顕在化して製造性
を低下させるので、焼鈍割れが起こらないようなコルソ
ン合金を提供する。 【解決手段】 Ｎｉ：１．０〜４．８％，Ｓｉ：０．２
〜１．４％を基本成分として含有し、水素濃度が０．０
００１％以下、硫黄濃度が０．００２０％以下であるＣ
ｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金。
のインゴットは焼鈍を行うと微細割れが発生し、これを
熱間圧延すると割れは圧延割れとして顕在化して製造性
を低下させるので、焼鈍割れが起こらないようなコルソ
ン合金を提供する。 【解決手段】 Ｎｉ：１．０〜４．８％，Ｓｉ：０．２
〜１．４％を基本成分として含有し、水素濃度が０．０
００１％以下、硫黄濃度が０．００２０％以下であるＣ
ｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は焼鈍割れ性を改善し
たＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金に関するものである。
たＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】電子機器用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金
は、製造コストを低減するために、大型のインゴットを
一旦熱間圧延する工程により製造されている。その後、
冷間加工により薄板に加工されるが、製造性の面では如
何にして高能率でかつ高歩留で熱延板を得るかというこ
とが非常に重要である。
は、製造コストを低減するために、大型のインゴットを
一旦熱間圧延する工程により製造されている。その後、
冷間加工により薄板に加工されるが、製造性の面では如
何にして高能率でかつ高歩留で熱延板を得るかというこ
とが非常に重要である。
【０００３】ところで、電子機器の小型化の要求によ
り、基板上の半導体素子の高密度実装への要求がますま
す高まっている。最近では高実装密度向上に有利なＳＯ
Ｊ，ＳＯＰ，ＱＦＰ等の表面実装パッケージが主流とな
っている。最近ではこれらのパッケージには、多ピン化
の要求からくるリードピッチのさらなる縮小や、ＴＳＯ
Ｐ，ＴＱＦＰなどに代表される薄板化が進行している。
多ピン、狭ピッチのフレームはエッチング加工によりつ
くられるのが大半であるが、エッチングは板厚方向だけ
ではなく、板幅方向へサイドエッチも起こることから、
リード幅やリード間隔の加工限界は板厚に依存し、板厚
は薄いほど加工上有利となる。また、パッケージの薄肉
化の要求から、リードフレーム材を薄くする必要があ
り、その結果、板厚は最近では０．１５ｍｍ，０．１２
５ｍｍといった薄い材料が主流となっている。このよう
なリードフレームの薄板化、リードの狭小化はフレーム
全体やリードの剛性を低下させ、アセンブリー工程中で
のインナーリードの変形、デバイス実装時のアウターリ
ードの変形を引き起こす。このようなトラブルを防止す
るためには、使用されるリードフレーム材料に対し、よ
り高い強度が要求される。一方、ＩＣの処理スピードの
高速化および多ピン化に伴い消費電力が大きくなるた
め、ここから発生する熱の放散対策がＩＣ設計上の重要
な問題となる。
り、基板上の半導体素子の高密度実装への要求がますま
す高まっている。最近では高実装密度向上に有利なＳＯ
Ｊ，ＳＯＰ，ＱＦＰ等の表面実装パッケージが主流とな
っている。最近ではこれらのパッケージには、多ピン化
の要求からくるリードピッチのさらなる縮小や、ＴＳＯ
Ｐ，ＴＱＦＰなどに代表される薄板化が進行している。
多ピン、狭ピッチのフレームはエッチング加工によりつ
くられるのが大半であるが、エッチングは板厚方向だけ
ではなく、板幅方向へサイドエッチも起こることから、
リード幅やリード間隔の加工限界は板厚に依存し、板厚
は薄いほど加工上有利となる。また、パッケージの薄肉
化の要求から、リードフレーム材を薄くする必要があ
り、その結果、板厚は最近では０．１５ｍｍ，０．１２
５ｍｍといった薄い材料が主流となっている。このよう
なリードフレームの薄板化、リードの狭小化はフレーム
全体やリードの剛性を低下させ、アセンブリー工程中で
のインナーリードの変形、デバイス実装時のアウターリ
ードの変形を引き起こす。このようなトラブルを防止す
るためには、使用されるリードフレーム材料に対し、よ
り高い強度が要求される。一方、ＩＣの処理スピードの
高速化および多ピン化に伴い消費電力が大きくなるた
め、ここから発生する熱の放散対策がＩＣ設計上の重要
な問題となる。
【０００４】銅は、もともと熱伝導度で４２アロイをは
かるに上回る特性をもっているので、銅合金は熱放散性
において有利である。従い、薄板化に対応可能な強度を
有し、かつ熱放散性に優れる銅系リードフレーム材料へ
の要求が益々強くなっている。このような要求には、 １）リードが容易に変形することがない機械的強度を有
すること。 ２）リードフレームのパターン形成において、優れたエ
ッチング性プレス加工性を有すること。 ３）チップの発熱に対して、効率良く熱放散することが
可能な高い熱伝導率を有すること。 ４）通電特性に優れていること。 ５）実装における半田付け性に優れること半田接合部の
信頼性が高いこと。 ６）ボンディングのための銀めっき性に優れること。 ７）加熱工程で生じた合金表面の酸化層が剥離しにくい
こと。 ８）リード曲げ加工時の加工性に優れていること。 ９）適正な価格であること。 等が挙げられ、多岐多様な特性が必要とされる。
かるに上回る特性をもっているので、銅合金は熱放散性
において有利である。従い、薄板化に対応可能な強度を
有し、かつ熱放散性に優れる銅系リードフレーム材料へ
の要求が益々強くなっている。このような要求には、 １）リードが容易に変形することがない機械的強度を有
すること。 ２）リードフレームのパターン形成において、優れたエ
ッチング性プレス加工性を有すること。 ３）チップの発熱に対して、効率良く熱放散することが
可能な高い熱伝導率を有すること。 ４）通電特性に優れていること。 ５）実装における半田付け性に優れること半田接合部の
信頼性が高いこと。 ６）ボンディングのための銀めっき性に優れること。 ７）加熱工程で生じた合金表面の酸化層が剥離しにくい
こと。 ８）リード曲げ加工時の加工性に優れていること。 ９）適正な価格であること。 等が挙げられ、多岐多様な特性が必要とされる。
【０００５】また、各種端子、コネクター、リレーまた
はスイッチといった電子部品に対しては、従来、安価な
黄銅、優れたばね特性を有するりん青銅或いは優れたば
ね特性と耐食性を有する洋白といった材料が適用されて
いた。ところが、近年、電子機器類およびその部品には
小型化、薄肉化が要求されるようになり、また、自動車
の電装部品のような高温の環境下で使用されるケースで
は、苛酷な環境に耐えられる信頼性の高い部品が望まれ
ている。このような要求に対して、材料には ａ）薄い板厚においても高い接触圧を生じるための十分
な強度を有すること。 ｂ）応力緩和率が低く、高温下で長期間使用しても接触
圧が低下しないこと。 ｃ）導電率が高く、通電時にジュール熱の発生しにくい
こと。また、発生する熱を放散しやすいこと。 ｄ）厳しい曲げ加工を行っても曲げ部に割れや肌あれの
生じないこと。 ｅ）弾性域内で多くの曲げ変形を繰り返し与えても材料
が疲労破壊しないことが要求される。
はスイッチといった電子部品に対しては、従来、安価な
黄銅、優れたばね特性を有するりん青銅或いは優れたば
ね特性と耐食性を有する洋白といった材料が適用されて
いた。ところが、近年、電子機器類およびその部品には
小型化、薄肉化が要求されるようになり、また、自動車
の電装部品のような高温の環境下で使用されるケースで
は、苛酷な環境に耐えられる信頼性の高い部品が望まれ
ている。このような要求に対して、材料には ａ）薄い板厚においても高い接触圧を生じるための十分
な強度を有すること。 ｂ）応力緩和率が低く、高温下で長期間使用しても接触
圧が低下しないこと。 ｃ）導電率が高く、通電時にジュール熱の発生しにくい
こと。また、発生する熱を放散しやすいこと。 ｄ）厳しい曲げ加工を行っても曲げ部に割れや肌あれの
生じないこと。 ｅ）弾性域内で多くの曲げ変形を繰り返し与えても材料
が疲労破壊しないことが要求される。
【０００６】近年、これらの電子機器用銅合金のような
高い強度と導電性を要求される用途には、析出型銅合金
が使われるケースが多い。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は高
強度と高導電率を併せ持つ代表的な析出型銅合金であ
り、電子機器用材料として実用化されている。例えば、
電子リードフレームまたはコネクター用途に適した材料
として、以下のような成分組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓ
ｉ系合金が公表されている。 特公昭６０−０５８７８３：Ｎｉ＝１．０〜４．０重
量％、Ｓｉ＝０．３〜１．０重量％を含み、さらに必要
に応じてＰ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎのうち１種以
上を０．００１〜２．０％含有し、残部Ｃｕおよびその
不可避的不純物からなる合金 特公平７−８８５４９：Ｎｉ＝１．０〜４．０重量
％、Ｓｉ＝０．２〜１．０重量％、Ａｇ＝０．０００５
〜０．５重量％を含み、さらにＺｎ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｖのうち１種以上を２．０％以下含有し、残部Ｃｕおよ
びその不可避的不純物からなる合金
高い強度と導電性を要求される用途には、析出型銅合金
が使われるケースが多い。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は高
強度と高導電率を併せ持つ代表的な析出型銅合金であ
り、電子機器用材料として実用化されている。例えば、
電子リードフレームまたはコネクター用途に適した材料
として、以下のような成分組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓ
ｉ系合金が公表されている。 特公昭６０−０５８７８３：Ｎｉ＝１．０〜４．０重
量％、Ｓｉ＝０．３〜１．０重量％を含み、さらに必要
に応じてＰ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎのうち１種以
上を０．００１〜２．０％含有し、残部Ｃｕおよびその
不可避的不純物からなる合金 特公平７−８８５４９：Ｎｉ＝１．０〜４．０重量
％、Ｓｉ＝０．２〜１．０重量％、Ａｇ＝０．０００５
〜０．５重量％を含み、さらにＺｎ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｖのうち１種以上を２．０％以下含有し、残部Ｃｕおよ
びその不可避的不純物からなる合金
【０００７】ところが、このようなＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系
合金のインゴットは、熱間圧延前の加熱工程で、鋳造時
の残留応力の作用により脆性割れが発生することが知ら
れており（特開平４−２１０４３９号公報，特開平４−
２７５０号公報），かかる割れを有するインゴットを熱
間圧延すると、生産性低下や歩留低下による製造コスト
の増大、品質の不安定さといった問題を引き起こしてい
た。一方、この加熱割れを回避する方策として、イン
ゴットの断面積を小さくし残留応力を低減する方法、
インゴットの結晶粒度を小さくする方法、インゴット
を低温で圧延した後、熱間圧延を行う方法等が公表され
ている（特開平４−２１０４３９号公報，特開平４−２
７５０号公報）。
合金のインゴットは、熱間圧延前の加熱工程で、鋳造時
の残留応力の作用により脆性割れが発生することが知ら
れており（特開平４−２１０４３９号公報，特開平４−
２７５０号公報），かかる割れを有するインゴットを熱
間圧延すると、生産性低下や歩留低下による製造コスト
の増大、品質の不安定さといった問題を引き起こしてい
た。一方、この加熱割れを回避する方策として、イン
ゴットの断面積を小さくし残留応力を低減する方法、
インゴットの結晶粒度を小さくする方法、インゴット
を低温で圧延した後、熱間圧延を行う方法等が公表され
ている（特開平４−２１０４３９号公報，特開平４−２
７５０号公報）。
【０００８】さらに、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金薄板を強
度に冷間加工した後に焼鈍すると、歪みが原因になって
微細な割れを発生していることがわかった。この割れ
は、その後の圧延において材料を破断させ、著しい歩留
まり低下を引き起こす。また圧延で破断を生じなかった
場合でも、割れが最後まで残留し、素材を部品にプレス
加工する際に割れを生じさせたりする。
度に冷間加工した後に焼鈍すると、歪みが原因になって
微細な割れを発生していることがわかった。この割れ
は、その後の圧延において材料を破断させ、著しい歩留
まり低下を引き起こす。また圧延で破断を生じなかった
場合でも、割れが最後まで残留し、素材を部品にプレス
加工する際に割れを生じさせたりする。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】焼鈍割れ対策のと
は生産性の低下を招き、のインゴットの結晶粒度微細
化には工業的に限界があるというように、いずれもイン
ゴットの焼鈍割れを改善するための有効な手段になり得
なかった。本発明はかかる問題点に鑑みてなされたもの
であり、生産性の低下や製造コストの増大を生じること
なくインゴットや薄板などの焼鈍割れを解消したＣｕ−
Ｎｉ−Ｓｉ系合金を提供することを目的とする。
は生産性の低下を招き、のインゴットの結晶粒度微細
化には工業的に限界があるというように、いずれもイン
ゴットの焼鈍割れを改善するための有効な手段になり得
なかった。本発明はかかる問題点に鑑みてなされたもの
であり、生産性の低下や製造コストの増大を生じること
なくインゴットや薄板などの焼鈍割れを解消したＣｕ−
Ｎｉ−Ｓｉ系合金を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｎｉ：１．０
〜４．８重量％、Ｓｉ：０．２〜１．４重量％を基本成
分として含有し、残部が実質的にＣｕであるＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系銅基合金において、水素濃度を０．０００１重
量％以下、かつ硫黄濃度を０．００２０重量％以下に規
制することにより、従来からの課題であったＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系合金の熱間加工性や熱処理性を改善したことを
大きな特徴とする。なお、ここでいうＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ
系とは、適当な時効処理を行いＮｉとＳｉの化合物粒子
（Ｎｉ2Ｓｉ）を析出させることにより、強度および電
気伝導性といった基本的特性を作り込むことを特徴とす
る銅基合金の総称である。もちろん、電子材料としての
諸特性を改善することを目的とし、前述したＰ，Ａｓ，
Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍ
ｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ等の元素を副成分として添加した場合に
も、水素および硫黄濃度の低減による熱間加工性の改善
効果は得られる。
〜４．８重量％、Ｓｉ：０．２〜１．４重量％を基本成
分として含有し、残部が実質的にＣｕであるＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系銅基合金において、水素濃度を０．０００１重
量％以下、かつ硫黄濃度を０．００２０重量％以下に規
制することにより、従来からの課題であったＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系合金の熱間加工性や熱処理性を改善したことを
大きな特徴とする。なお、ここでいうＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ
系とは、適当な時効処理を行いＮｉとＳｉの化合物粒子
（Ｎｉ2Ｓｉ）を析出させることにより、強度および電
気伝導性といった基本的特性を作り込むことを特徴とす
る銅基合金の総称である。もちろん、電子材料としての
諸特性を改善することを目的とし、前述したＰ，Ａｓ，
Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍ
ｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ等の元素を副成分として添加した場合に
も、水素および硫黄濃度の低減による熱間加工性の改善
効果は得られる。
【００１１】本願請求項２に係る合金は工業的に熱間加
工を施される形状・寸法を有するものである。具体的に
は断面積が１０4 ｍｍ2 以上のものに好ましく本発明を
適用することができる。なお、大型インゴットの熱間加
工は主として圧延により行われているが、熱間鍛造の場
合も同様の効果が得られる。また、インゴットを２ヒー
ト熱間加工する場合のスラブまたはブルームの熱間圧延
の場合も同様の効果が得られる。
工を施される形状・寸法を有するものである。具体的に
は断面積が１０4 ｍｍ2 以上のものに好ましく本発明を
適用することができる。なお、大型インゴットの熱間加
工は主として圧延により行われているが、熱間鍛造の場
合も同様の効果が得られる。また、インゴットを２ヒー
ト熱間加工する場合のスラブまたはブルームの熱間圧延
の場合も同様の効果が得られる。
【００１２】本願請求項３に係る冷間加工後焼鈍された
調質状態を有する合金の形状は特に制限がなく、冷間圧
延後中間焼鈍された圧延板材や最終圧延後に同様の調質
状態となったリードフレーム材であってよい。次に本発
明において銅合金の成分組成を前記の如く定めた理由を
説明する。なお組成の百分率は重量％表記である。
調質状態を有する合金の形状は特に制限がなく、冷間圧
延後中間焼鈍された圧延板材や最終圧延後に同様の調質
状態となったリードフレーム材であってよい。次に本発
明において銅合金の成分組成を前記の如く定めた理由を
説明する。なお組成の百分率は重量％表記である。
【００１３】ＮｉおよびＳｉ ＮｉおよびＳｉは、それぞれが合金中に固溶することに
よって合金強度を高める作用もあるが、適当な時効処理
を行うことによりＮｉとＳｉが相互にＮｉ2 Ｓｉ組成の
析出物を形成し、合金の強度著しく増加させるとともに
熱伝導度をも著しく高める。したがって、これらの元素
の含有量が著しく少ないと、これらの性質が低下し、電
子機器用としては望ましくない合金となる。よって、Ｎ
ｉ含有量は０．８％以上Ｓｉ含有量は０．２％以上とす
る。Ｎｉ含有量が４．８％以上またはＳｉ含有量が１．
４％以上の場合は、所望とする電気伝導性が得られない
ことに加え、インゴットの粒界に発生するＮｉとＳｉの
化合物粒子の寸法および頻度が増加し、インゴットの焼
鈍割れが助長される。したがって、Ｎｉの含有量を１〜
４．８％、Ｓｉの含有量を０．２〜１．４％と定めた。
なお、時効処理後の熱伝導度をより高めるためには、合
金中のＮｉとＳｉの濃度比を、Ｎｉ2 Ｓｉ析出物におけ
るＮｉとＳｉの濃度比に近つけることが望ましい。良好
な熱伝導性を得るためのＳｉ濃度に対するＮｉ濃度の比
（Ｎｉ濃度／Ｓｉ濃度）は２〜８である。
よって合金強度を高める作用もあるが、適当な時効処理
を行うことによりＮｉとＳｉが相互にＮｉ2 Ｓｉ組成の
析出物を形成し、合金の強度著しく増加させるとともに
熱伝導度をも著しく高める。したがって、これらの元素
の含有量が著しく少ないと、これらの性質が低下し、電
子機器用としては望ましくない合金となる。よって、Ｎ
ｉ含有量は０．８％以上Ｓｉ含有量は０．２％以上とす
る。Ｎｉ含有量が４．８％以上またはＳｉ含有量が１．
４％以上の場合は、所望とする電気伝導性が得られない
ことに加え、インゴットの粒界に発生するＮｉとＳｉの
化合物粒子の寸法および頻度が増加し、インゴットの焼
鈍割れが助長される。したがって、Ｎｉの含有量を１〜
４．８％、Ｓｉの含有量を０．２〜１．４％と定めた。
なお、時効処理後の熱伝導度をより高めるためには、合
金中のＮｉとＳｉの濃度比を、Ｎｉ2 Ｓｉ析出物におけ
るＮｉとＳｉの濃度比に近つけることが望ましい。良好
な熱伝導性を得るためのＳｉ濃度に対するＮｉ濃度の比
（Ｎｉ濃度／Ｓｉ濃度）は２〜８である。
【００１４】Ｓ Ｓは、原子状態で粒界に偏析して粒界の結合力を低下さ
せるほか、Ｃｕあるいは合金元素との硫化物として粒界
に晶出または析出した場合にもボイド発生の起点とな
る。したがって、Ｓ濃度はできる限り低いほうが望まし
いが、０．００２０％以下であれば、工業的にはこの悪
影響を無視できるので、Ｓの含有量は０．００２０％以
下とした。
せるほか、Ｃｕあるいは合金元素との硫化物として粒界
に晶出または析出した場合にもボイド発生の起点とな
る。したがって、Ｓ濃度はできる限り低いほうが望まし
いが、０．００２０％以下であれば、工業的にはこの悪
影響を無視できるので、Ｓの含有量は０．００２０％以
下とした。
【００１５】Ｈ Ｈは応力が集中するボイドおよび粒界に集まってきて、
インゴットなどの加工素材の焼鈍割れを助長する。した
がって、Ｈ濃度はできる限り低いほうが望ましいが、
０．０００１％以下であれば、工業的にはこの悪影響を
無視できるので、Ｈの含有量は０．０００１％以下とし
た。
インゴットなどの加工素材の焼鈍割れを助長する。した
がって、Ｈ濃度はできる限り低いほうが望ましいが、
０．０００１％以下であれば、工業的にはこの悪影響を
無視できるので、Ｈの含有量は０．０００１％以下とし
た。
【００１６】Ｐ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，Ｖ 任意添加成分であるこれらの元素はＣｕ中への固溶度が
比較的小さい元素であり、ボイドの発生起点となる析出
粒子を粒界につくり易いために、上限を制限する必要が
ある。その量は総量で２％以下である。
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，Ｖ 任意添加成分であるこれらの元素はＣｕ中への固溶度が
比較的小さい元素であり、ボイドの発生起点となる析出
粒子を粒界につくり易いために、上限を制限する必要が
ある。その量は総量で２％以下である。
【００１７】Ｚｎ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｓｎ これらの元素はＣｕ中への固溶度が比較的多い元素であ
り、析出粒子を形成することはないが、Ｎｉ，Ｓｉとい
った合金成分や不純物との間で、金属間化合物粒子や非
金属介在物粒子を形成し、これらが粒界ボイドの発生原
因となるので、Ｐなどと同様の理由から制限される含有
量上限は２％以下である。
り、析出粒子を形成することはないが、Ｎｉ，Ｓｉとい
った合金成分や不純物との間で、金属間化合物粒子や非
金属介在物粒子を形成し、これらが粒界ボイドの発生原
因となるので、Ｐなどと同様の理由から制限される含有
量上限は２％以下である。
【００１８】上記した極めて低いＨ含有量の銅合金を製
造するためには、溶解注湯中の銅合金への水素の吸収量
を少なくする必要がある。特に前者の吸収抑制が重要で
あり、このためには使用直前に十分乾燥した木炭を２０
〜２００ｍｍの溶湯被覆層として使用することが好まし
い。この木炭被覆に、酸化物、塩化物あるいは弗化物等
から構成される溶融塩による被覆を併用すれば、より高
い水素吸収抑制効果が得られる。また、溶湯の脱ガス処
理を行い、Ｈ含有量の低い銅合金を製作する方策もあ
る。液体Ｃｕ中のＨの溶解度（［％Ｈ］）は、雰囲気中
の水素分圧（ＰH2）によって、 ［％Ｈ］＝Ｋ√ＰH2 の関係で与えられる。ここでＫは温度によって決定され
る定数である。温度が１２００℃のときＰH2＝１気圧下
でのＣｕ中のＨの溶解度は６ｐｐｍであるので、Ｈ濃度
を１ｐｐｍ以下に下げるためには、平衡論的にはＰH2を
０．０２８気圧以下にすればよい。これは、工業的には
比較的容易に達成でき、そのための具体的方法には、真
空溶解、真空脱ガス、真空鋳造などの真空冶金法、溶解
炉あるいは樋中の溶湯に不活性ガスを吹き込む方法等が
ある。同様に、極めて低いＳ含有量の銅合金を製造する
ためには、原料、溶湯と接触する耐火物、溶湯被覆剤等
からのＳの混入を防止することが必要であり、これらの
品質を厳選することが必要であるが、Ｎａ2 ＣＯ3 等の
脱硫剤を溶湯上に添加し、溶湯中に含有されたＳを除去
することもできる。
造するためには、溶解注湯中の銅合金への水素の吸収量
を少なくする必要がある。特に前者の吸収抑制が重要で
あり、このためには使用直前に十分乾燥した木炭を２０
〜２００ｍｍの溶湯被覆層として使用することが好まし
い。この木炭被覆に、酸化物、塩化物あるいは弗化物等
から構成される溶融塩による被覆を併用すれば、より高
い水素吸収抑制効果が得られる。また、溶湯の脱ガス処
理を行い、Ｈ含有量の低い銅合金を製作する方策もあ
る。液体Ｃｕ中のＨの溶解度（［％Ｈ］）は、雰囲気中
の水素分圧（ＰH2）によって、 ［％Ｈ］＝Ｋ√ＰH2 の関係で与えられる。ここでＫは温度によって決定され
る定数である。温度が１２００℃のときＰH2＝１気圧下
でのＣｕ中のＨの溶解度は６ｐｐｍであるので、Ｈ濃度
を１ｐｐｍ以下に下げるためには、平衡論的にはＰH2を
０．０２８気圧以下にすればよい。これは、工業的には
比較的容易に達成でき、そのための具体的方法には、真
空溶解、真空脱ガス、真空鋳造などの真空冶金法、溶解
炉あるいは樋中の溶湯に不活性ガスを吹き込む方法等が
ある。同様に、極めて低いＳ含有量の銅合金を製造する
ためには、原料、溶湯と接触する耐火物、溶湯被覆剤等
からのＳの混入を防止することが必要であり、これらの
品質を厳選することが必要であるが、Ｎａ2 ＣＯ3 等の
脱硫剤を溶湯上に添加し、溶湯中に含有されたＳを除去
することもできる。
【００１９】
【作用】本発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の焼鈍
割れについて鋭意研究を重ねた結果、この割れはインゴ
ットなどの歪が蓄積した銅合金を昇温する過程において
５００℃近傍で発生する粒界割れであり、銅合金で一般
的に知られている中間温度脆性に対応する現象であるこ
とを知見した。すなわち、鋳造中に生じたインゴット内
部の残留応力および昇温の過程でインゴット内部や強度
に冷間加工された材料に発生する熱応力に起因して粒界
すべりが生じ、これに伴って粒界でボイドが発生、この
ボイドが連結・合体して割れに至ることがわかった。さ
らに研究を進め、この割れを助長する要因として、 （１）鋳造時の晶出または析出により生成した粒界のＮ
ｉ−Ｓｉ化合物粒子（ボイドの発生起点となる） （２）硫黄の粒界偏析（硫黄は粒界に偏析して粒界の結
合力を低下させる） （３）インゴットなどの熱間圧延加工素材が含有する水
素（応力集中部に集まってきて割れ内部に放出されるこ
とにより、割れ発生に必要なエネルギーを低下させる） が挙げられることがわかった。上記の理由により、Ｎ
ｉ，Ｓｉ，ＨおよびＳの量を定めてインゴットなどの焼
鈍割れを改善した。以下、実施例により本発明をさらに
詳しく説明する。
割れについて鋭意研究を重ねた結果、この割れはインゴ
ットなどの歪が蓄積した銅合金を昇温する過程において
５００℃近傍で発生する粒界割れであり、銅合金で一般
的に知られている中間温度脆性に対応する現象であるこ
とを知見した。すなわち、鋳造中に生じたインゴット内
部の残留応力および昇温の過程でインゴット内部や強度
に冷間加工された材料に発生する熱応力に起因して粒界
すべりが生じ、これに伴って粒界でボイドが発生、この
ボイドが連結・合体して割れに至ることがわかった。さ
らに研究を進め、この割れを助長する要因として、 （１）鋳造時の晶出または析出により生成した粒界のＮ
ｉ−Ｓｉ化合物粒子（ボイドの発生起点となる） （２）硫黄の粒界偏析（硫黄は粒界に偏析して粒界の結
合力を低下させる） （３）インゴットなどの熱間圧延加工素材が含有する水
素（応力集中部に集まってきて割れ内部に放出されるこ
とにより、割れ発生に必要なエネルギーを低下させる） が挙げられることがわかった。上記の理由により、Ｎ
ｉ，Ｓｉ，ＨおよびＳの量を定めてインゴットなどの焼
鈍割れを改善した。以下、実施例により本発明をさらに
詳しく説明する。
【００２０】
【実施例】実施例１ 溶湯の成分が以下の６種類の銅合金になるよう、電気
銅、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｇ，ＺｎおよびＣｕ2 Ｓを混合し溶
解原料とした。ここで、Ｍｇを添加した理由は、Ｍｇは
硫黄との親和力が強いため、硫黄と化合物を形成するこ
とにより、粒界への硫黄元素の偏析を軽減する効果が期
待できるためである。Ｚｎはめっき耐熱剥離性や耐マイ
グレーション性などの特性を改善することを目的とし、
電子材料用銅合金によく添加される合金元素であり、Ｚ
ｎの焼鈍割れへの影響を調査するために添加している。 Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
００２５％Ｓ
銅、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｇ，ＺｎおよびＣｕ2 Ｓを混合し溶
解原料とした。ここで、Ｍｇを添加した理由は、Ｍｇは
硫黄との親和力が強いため、硫黄と化合物を形成するこ
とにより、粒界への硫黄元素の偏析を軽減する効果が期
待できるためである。Ｚｎはめっき耐熱剥離性や耐マイ
グレーション性などの特性を改善することを目的とし、
電子材料用銅合金によく添加される合金元素であり、Ｚ
ｎの焼鈍割れへの影響を調査するために添加している。 Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
００２５％Ｓ
【００２１】つぎに、溶解原料を黒鉛るつぼ中に挿入し
高周波誘導炉を用いて溶解し、真空脱ガスにより水素を
低減させる処理あるいは油添加により水素を混入させる
処理を行って、溶湯を種々の水素濃度に調整した後、金
型に注湯してインゴットを製造した。インゴットの寸法
は厚み６０ｍｍ、幅９０ｍｍ、高さ１５０ｍｍである。
このインゴットを８５０℃で１時間焼鈍しても割れは発
生しなかった。これは、インゴットの断面積が小さいた
め、焼鈍割れの駆動力となる鋳造で発生する残留応力が
小さいためである。そこで、図１に示すようにインゴッ
ト１０を皮削後４個（１〜４）に切断した後、１〜３に
ついては冷間圧延を行なって残留応力を付加した。４は
不活性ガス中溶融抽出−熱伝導度測定法による水素分析
を行った。１２は押湯である。冷間圧延は１，３および
５％の３通りの加工度で行ったが、冷間圧延後の試料に
割れは観察されなかった。つぎに冷間圧延後の試料を、
８５０℃で１時間加熱し冷却した後、浸透探傷法により
表面割れの有無を観察した。図２には圧延供試材の寸法
マクロ組織を示す。
高周波誘導炉を用いて溶解し、真空脱ガスにより水素を
低減させる処理あるいは油添加により水素を混入させる
処理を行って、溶湯を種々の水素濃度に調整した後、金
型に注湯してインゴットを製造した。インゴットの寸法
は厚み６０ｍｍ、幅９０ｍｍ、高さ１５０ｍｍである。
このインゴットを８５０℃で１時間焼鈍しても割れは発
生しなかった。これは、インゴットの断面積が小さいた
め、焼鈍割れの駆動力となる鋳造で発生する残留応力が
小さいためである。そこで、図１に示すようにインゴッ
ト１０を皮削後４個（１〜４）に切断した後、１〜３に
ついては冷間圧延を行なって残留応力を付加した。４は
不活性ガス中溶融抽出−熱伝導度測定法による水素分析
を行った。１２は押湯である。冷間圧延は１，３および
５％の３通りの加工度で行ったが、冷間圧延後の試料に
割れは観察されなかった。つぎに冷間圧延後の試料を、
８５０℃で１時間加熱し冷却した後、浸透探傷法により
表面割れの有無を観察した。図２には圧延供試材の寸法
マクロ組織を示す。
【００２２】表１〜６にそれぞれ〜の合金における
水素濃度と浸透探傷法で観察された割れの発生状況の関
係を示す。いずれの合金においても、水素濃度が高く、
圧延加工度すなわち残留応力が大きいほど、割れの発生
が顕著になることがわかる。また、〜の各合金間で
割れの発生状況を比較すると、、、と比較して
およびでは割れが激しく発生している。これは、水
素以外に硫黄も割れに悪影響を及ぼし、Ｍｇを含有する
と硫黄の粒界偏析が軽減され割れが改善されることを示
す。Ｍｇと同様に硫黄との親和力が強く硫黄の粒界偏析
を軽減する元素には、Ｔｉ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｍｎ，希土類
元素等がある。一方、の割れがと、の割れがと
ほぼ同じレベルでありることより、０．２％程度のＺｎ
の添加は割れの発生状況に影響を及ぼさないことがわか
る。このように比較的低い濃度範囲において割れに影響
を及ぼさない元素として、Ｚｎのほか前述したＰ，Ａ
ｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｂ，Ｙ，Ｃｏ，Ｖ
およびＡｇがあげられる。なお、この実験で観察された
割れは、粒界において発生していた。割れの典型的なも
のにつき割れの発生状況および割れの断面状況を図４５
に示す。割れは試料の圧延面に発生していたが、これは
圧延面に引張りの残留応力が生じていたためであると考
えられる。また、図２と対比すると、割れは主に柱状晶
に沿って発生していることがわかる。さらに、割れの末
端をミクロ的に観察することにより、割れが粒界でのボ
イドの発生と成長により発生していることが確認され
た。
水素濃度と浸透探傷法で観察された割れの発生状況の関
係を示す。いずれの合金においても、水素濃度が高く、
圧延加工度すなわち残留応力が大きいほど、割れの発生
が顕著になることがわかる。また、〜の各合金間で
割れの発生状況を比較すると、、、と比較して
およびでは割れが激しく発生している。これは、水
素以外に硫黄も割れに悪影響を及ぼし、Ｍｇを含有する
と硫黄の粒界偏析が軽減され割れが改善されることを示
す。Ｍｇと同様に硫黄との親和力が強く硫黄の粒界偏析
を軽減する元素には、Ｔｉ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｍｎ，希土類
元素等がある。一方、の割れがと、の割れがと
ほぼ同じレベルでありることより、０．２％程度のＺｎ
の添加は割れの発生状況に影響を及ぼさないことがわか
る。このように比較的低い濃度範囲において割れに影響
を及ぼさない元素として、Ｚｎのほか前述したＰ，Ａ
ｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｂ，Ｙ，Ｃｏ，Ｖ
およびＡｇがあげられる。なお、この実験で観察された
割れは、粒界において発生していた。割れの典型的なも
のにつき割れの発生状況および割れの断面状況を図４５
に示す。割れは試料の圧延面に発生していたが、これは
圧延面に引張りの残留応力が生じていたためであると考
えられる。また、図２と対比すると、割れは主に柱状晶
に沿って発生していることがわかる。さらに、割れの末
端をミクロ的に観察することにより、割れが粒界でのボ
イドの発生と成長により発生していることが確認され
た。
【００２３】
【表１】 ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発生
【００２４】
【表２】 ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発生
【００２５】
【表３】 ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発生
【００２６】
【表４】 ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発生
【００２７】
【表５】 ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発生
【００２８】
【表６】 ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発生
【００２９】実施例２ Ｃｕ−（２．０〜３．０％）Ｎｉ−（０．４〜０．８
％）Ｓｉ合金を低周波溶解炉で溶解する際の合金溶湯を
被覆する木炭粉の乾燥状態を予め種々調整した。鋳造に
より得られた断面形状が、幅５００ｍｍ，厚さ２００ｍ
ｍのインゴットを熱間圧延前に８５０℃で２時間加熱
し、その後１０ｍｍまで熱間圧延した。インゴットの焼
鈍割れは、熱間圧延割れとして顕在化する。熱間圧延で
発生した割れは、次の研削工程で、切断あるいは研削に
より除去する必要がある。そこで、（１）式で算出した
熱間圧延歩留を指標とし、水素および硫黄濃度の焼鈍割
れへの影響を調査した。 熱間圧延歩留（％）＝（研削後の材料重量）／（インゴット重量）×１００ ・・・・・・・・（１） で表わされる熱間圧延歩留を図３に示す。
％）Ｓｉ合金を低周波溶解炉で溶解する際の合金溶湯を
被覆する木炭粉の乾燥状態を予め種々調整した。鋳造に
より得られた断面形状が、幅５００ｍｍ，厚さ２００ｍ
ｍのインゴットを熱間圧延前に８５０℃で２時間加熱
し、その後１０ｍｍまで熱間圧延した。インゴットの焼
鈍割れは、熱間圧延割れとして顕在化する。熱間圧延で
発生した割れは、次の研削工程で、切断あるいは研削に
より除去する必要がある。そこで、（１）式で算出した
熱間圧延歩留を指標とし、水素および硫黄濃度の焼鈍割
れへの影響を調査した。 熱間圧延歩留（％）＝（研削後の材料重量）／（インゴット重量）×１００ ・・・・・・・・（１） で表わされる熱間圧延歩留を図３に示す。
【００３０】硫黄濃度が０．００２０％以下の場合、水
素濃度が０．０００１％以下であれば、熱間圧延歩留は
８０％以上である。２０％程度の歩留低下は、材料の表
面酸化等により不可避的に生じるものである。一方、水
素濃度が０．０００１％を超えると熱間圧延歩留は８０
％未満の低い値を示している。また、硫黄濃度が０．０
０２％を超える場合には水素濃度にかかわらず熱間圧延
歩留は低い値となっている。
素濃度が０．０００１％以下であれば、熱間圧延歩留は
８０％以上である。２０％程度の歩留低下は、材料の表
面酸化等により不可避的に生じるものである。一方、水
素濃度が０．０００１％を超えると熱間圧延歩留は８０
％未満の低い値を示している。また、硫黄濃度が０．０
０２％を超える場合には水素濃度にかかわらず熱間圧延
歩留は低い値となっている。
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように本発明に関わるＣｕ
−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金は、ＨＳ量を規制したことによ
り優れた性質が達成され、具体的には次のような利点が
得られる。 （１）インゴットの熱間圧延歩留りが高いために生産性
が優れかつコストも低減される。 （２）熱間圧延スラブの研削が不必要になるか、あるい
は研削を行う場合でも研削代が少ない。 （３）極低ＨＳを得るための手段はインゴットの大きさ
や合金成分に関係なく各種コルソン合金素材に広く適用
できるので、工業的に応用範囲が広い。また一旦極低Ｈ
Ｓを得た素材の加工は、何ら条件が制限されない。これ
に対して微細結晶粒により焼鈍割れを防止する方法では
鋳造条件が制限され、また加工中にも結晶粒を粗大化す
るような加工条件は避けることが望ましい。 （４）冷間加工後焼鈍される材料の微細割れを防止する
ことができるので、電子機器部品としてのシビアな品質
要求に対応できる。
−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金は、ＨＳ量を規制したことによ
り優れた性質が達成され、具体的には次のような利点が
得られる。 （１）インゴットの熱間圧延歩留りが高いために生産性
が優れかつコストも低減される。 （２）熱間圧延スラブの研削が不必要になるか、あるい
は研削を行う場合でも研削代が少ない。 （３）極低ＨＳを得るための手段はインゴットの大きさ
や合金成分に関係なく各種コルソン合金素材に広く適用
できるので、工業的に応用範囲が広い。また一旦極低Ｈ
Ｓを得た素材の加工は、何ら条件が制限されない。これ
に対して微細結晶粒により焼鈍割れを防止する方法では
鋳造条件が制限され、また加工中にも結晶粒を粗大化す
るような加工条件は避けることが望ましい。 （４）冷間加工後焼鈍される材料の微細割れを防止する
ことができるので、電子機器部品としてのシビアな品質
要求に対応できる。
【図１】 実施例１において使用したインゴットを示
し、またその切断線を示す図である。
し、またその切断線を示す図である。
【図２】 インゴットから切断された圧延素材のマクロ
組織を示す図である。
組織を示す図である。
【図３】 実施例２において調査した熱間圧延歩留を織
を示す図である。
を示す図である。
【図４】 圧延面における典型的な割れ発生状況を示す
図である。
図である。
【図５】 断面から観察した割れの図である。
１〜３：圧延素材 ４：水素分析に供した部分 １０：インゴット １２：押湯
【手続補正書】
【提出日】平成１１年４月２７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００３
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００３】ところで、電子機器の小型化の要求によ
り、基板上の半導体素子の高密度実装への要求がますま
す高まっている。最近では高実装密度向上に有利なＳＯ
Ｊ，ＳＯＰ，ＱＦＰ等の表面実装パッケージが主流とな
っている。最近ではこれらのパッケージには、多ピン化
の要求からくるリードピッチのさらなる縮小や、ＴＳＯ
Ｐ，ＴＱＦＰなどに代表される薄板化が進行している。
多ピン、狭ピッチのフレームはエッチング加工により作
られるのが大半であるが、エッチングは板厚方向だけで
はなく、板幅方向へサイドエッチも起こることから、リ
ード幅やリード間隔の加工限界は板厚に依存し、板厚は
薄いほど加工上有利となる。また、パッケージの薄肉化
の要求から、リードフレーム材を薄くする必要があり、
その結果、板厚は最近では０．１５ｍｍ，０．１２５ｍ
ｍといった薄い材料が主流となっている。このようなリ
ードフレームの薄板化、リードの狭小化はフレーム全体
やリードの剛性を低下させ、アセンブリー工程中でのイ
ンナーリードの変形、デバイス実装時のアウターリード
の変形を引き起こす。このようなトラブルを防止するた
めには、使用されるリードフレーム材料に対し、より高
い強度が要求される。一方、ＩＣの処理スピードの高速
化及び多ピン化に伴い消費電力が大きくなるため、ここ
から発生する熱の放散対策がＩＣ設計上の重要な問題と
なる。
り、基板上の半導体素子の高密度実装への要求がますま
す高まっている。最近では高実装密度向上に有利なＳＯ
Ｊ，ＳＯＰ，ＱＦＰ等の表面実装パッケージが主流とな
っている。最近ではこれらのパッケージには、多ピン化
の要求からくるリードピッチのさらなる縮小や、ＴＳＯ
Ｐ，ＴＱＦＰなどに代表される薄板化が進行している。
多ピン、狭ピッチのフレームはエッチング加工により作
られるのが大半であるが、エッチングは板厚方向だけで
はなく、板幅方向へサイドエッチも起こることから、リ
ード幅やリード間隔の加工限界は板厚に依存し、板厚は
薄いほど加工上有利となる。また、パッケージの薄肉化
の要求から、リードフレーム材を薄くする必要があり、
その結果、板厚は最近では０．１５ｍｍ，０．１２５ｍ
ｍといった薄い材料が主流となっている。このようなリ
ードフレームの薄板化、リードの狭小化はフレーム全体
やリードの剛性を低下させ、アセンブリー工程中でのイ
ンナーリードの変形、デバイス実装時のアウターリード
の変形を引き起こす。このようなトラブルを防止するた
めには、使用されるリードフレーム材料に対し、より高
い強度が要求される。一方、ＩＣの処理スピードの高速
化及び多ピン化に伴い消費電力が大きくなるため、ここ
から発生する熱の放散対策がＩＣ設計上の重要な問題と
なる。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００４
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００４】銅は、もともと熱伝導度で４２アロイをは
かるに上回る特性をもっているので、銅合金は熱放散性
において有利である。従って、薄板化に対応可能な強度
を有し、かつ熱放散性に優れる銅系リードフレーム材料
への要求が益々強くなっている。このような要求には、 １）リードが容易に変形することがない機械的強度を有
すること。 ２）リードフレームのパターン形成において、優れたエ
ッチング性及びプレス加工性を有すること。 ３）チップの発熱に対して、効率良く熱放散することが
可能な高い熱伝導率を有すること。 ４）通電特性に優れていること。 ５）実装における半田付け性に優れること半田接合部の
信頼性が高いこと。 ６）ボンディングのための銀めっき性に優れること。 ７）加熱工程で生じた合金表面の酸化層が剥離しにくい
こと。 ８）リード曲げ加工時の加工性に優れていること。 ９）適正な価格であること。 等が挙げられ、多岐多様な特性が必要とされる。
かるに上回る特性をもっているので、銅合金は熱放散性
において有利である。従って、薄板化に対応可能な強度
を有し、かつ熱放散性に優れる銅系リードフレーム材料
への要求が益々強くなっている。このような要求には、 １）リードが容易に変形することがない機械的強度を有
すること。 ２）リードフレームのパターン形成において、優れたエ
ッチング性及びプレス加工性を有すること。 ３）チップの発熱に対して、効率良く熱放散することが
可能な高い熱伝導率を有すること。 ４）通電特性に優れていること。 ５）実装における半田付け性に優れること半田接合部の
信頼性が高いこと。 ６）ボンディングのための銀めっき性に優れること。 ７）加熱工程で生じた合金表面の酸化層が剥離しにくい
こと。 ８）リード曲げ加工時の加工性に優れていること。 ９）適正な価格であること。 等が挙げられ、多岐多様な特性が必要とされる。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００５
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００５】また、各種端子、コネクター、リレーまた
はスイッチといった電子部品に対しては、従来、安価な
黄銅、優れたばね特性を有するりん青銅あるいは優れた
ばね特性と耐食性を有する洋白といった材料が適用され
ていた。ところが、近年、電子機器類及びその部品には
小型化、薄肉化が要求されるようになり、また、自動車
の電装部品のような高温の環境下で使用されるケースで
は、苛酷な環境に耐えられる信頼性の高い部品が望まれ
ている。このような要求に対して、材料には ａ）薄い板厚においても高い接触圧を生じるための十分
な強度を有すること。 ｂ）応力緩和率が低く、高温下で長期間使用しても接触
圧が低下しないこと。 ｃ）導電率が高く、通電時にジュール熱の発生しにくい
こと。また、発生する熱を放散し易いこと。 ｄ）厳しい曲げ加工を行っても曲げ部に割れや肌あれの
生じないこと。 ｅ）弾性域内で多くの曲げ変形を繰り返し与えても材料
が疲労破壊しないことが要求される。
はスイッチといった電子部品に対しては、従来、安価な
黄銅、優れたばね特性を有するりん青銅あるいは優れた
ばね特性と耐食性を有する洋白といった材料が適用され
ていた。ところが、近年、電子機器類及びその部品には
小型化、薄肉化が要求されるようになり、また、自動車
の電装部品のような高温の環境下で使用されるケースで
は、苛酷な環境に耐えられる信頼性の高い部品が望まれ
ている。このような要求に対して、材料には ａ）薄い板厚においても高い接触圧を生じるための十分
な強度を有すること。 ｂ）応力緩和率が低く、高温下で長期間使用しても接触
圧が低下しないこと。 ｃ）導電率が高く、通電時にジュール熱の発生しにくい
こと。また、発生する熱を放散し易いこと。 ｄ）厳しい曲げ加工を行っても曲げ部に割れや肌あれの
生じないこと。 ｅ）弾性域内で多くの曲げ変形を繰り返し与えても材料
が疲労破壊しないことが要求される。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００６】近年、これらの電子機器用銅合金のような
高い強度と導電性を要求される用途には、析出型銅合金
が使われるケースが多い。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は高
強度と高導電率を併せ持つ代表的な析出型銅合金であ
り、電子機器用材料として実用化されている。例えば、
リードフレームまたはコネクター用途に適した材料とし
て、以下のような成分組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系
合金が公表されている。 特公昭６０−０５８７８３：Ｎｉ＝１．０〜４．０重
量％、Ｓｉ＝０．３〜１．０重量％を含み、さらに必要
に応じてＰ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎのうち１種以
上を０．００１〜２．０％含有し、残部Ｃｕ及びその不
可避的不純物からなる合金 特公平７−８８５４９：Ｎｉ＝１．０〜４．０重量
％、Ｓｉ＝０．２〜１．０重量％、Ａｇ＝０．０００５
〜０．５重量％を含み、さらにＺｎ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｖのうち１種以上を２．０％以下含有し、残部Ｃｕ及び
その不可避的不純物からなる合金
高い強度と導電性を要求される用途には、析出型銅合金
が使われるケースが多い。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金は高
強度と高導電率を併せ持つ代表的な析出型銅合金であ
り、電子機器用材料として実用化されている。例えば、
リードフレームまたはコネクター用途に適した材料とし
て、以下のような成分組成を有するＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系
合金が公表されている。 特公昭６０−０５８７８３：Ｎｉ＝１．０〜４．０重
量％、Ｓｉ＝０．３〜１．０重量％を含み、さらに必要
に応じてＰ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎのうち１種以
上を０．００１〜２．０％含有し、残部Ｃｕ及びその不
可避的不純物からなる合金 特公平７−８８５４９：Ｎｉ＝１．０〜４．０重量
％、Ｓｉ＝０．２〜１．０重量％、Ａｇ＝０．０００５
〜０．５重量％を含み、さらにＺｎ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，
Ｖのうち１種以上を２．０％以下含有し、残部Ｃｕ及び
その不可避的不純物からなる合金
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】さらに、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金薄板を強
度に冷間加工した後に焼鈍すると、冷間加工で蓄積され
た歪みが原因になって微細な割れが発生する場合がある
ことがわかった。この割れは、その後の圧延において材
料を破断させ、著しい歩留り低下を引き起こす。また圧
延で破断を生じなかった場合でも、割れが最後まで残留
し、素材を部品にプレス加工する際に割れを生じさせた
りする。
度に冷間加工した後に焼鈍すると、冷間加工で蓄積され
た歪みが原因になって微細な割れが発生する場合がある
ことがわかった。この割れは、その後の圧延において材
料を破断させ、著しい歩留り低下を引き起こす。また圧
延で破断を生じなかった場合でも、割れが最後まで残留
し、素材を部品にプレス加工する際に割れを生じさせた
りする。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｎｉ：１．０
〜４．８重量％、Ｓｉ：０．２〜１．４重量％を基本成
分として含有し、残部が実質的にＣｕであるＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系銅基合金において、水素濃度を０．０００１重
量％以下、かつ硫黄濃度を０．００２０重量％以下に規
制することにより、従来からの課題であったＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系合金の熱間加工性や熱処理性を改善したことを
大きな特徴とする。なお、ここでいうＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ
系とは、適当な時効処理を行いＮｉとＳｉの化合物粒子
（Ｎｉ2Ｓｉ）を析出させることにより、強度及び電気
伝導性といった基本的特性を作り込むことを特徴とする
銅基合金の総称である。もちろん、電子材料としての諸
特性を改善することを目的とし、前述したＰ，Ａｓ，Ｓ
ｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍ
ｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ等の元素を副成分として添加した場合に
も、水素及び硫黄濃度の低減による熱間加工性の改善効
果は得られる。
〜４．８重量％、Ｓｉ：０．２〜１．４重量％を基本成
分として含有し、残部が実質的にＣｕであるＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系銅基合金において、水素濃度を０．０００１重
量％以下、かつ硫黄濃度を０．００２０重量％以下に規
制することにより、従来からの課題であったＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｉ系合金の熱間加工性や熱処理性を改善したことを
大きな特徴とする。なお、ここでいうＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ
系とは、適当な時効処理を行いＮｉとＳｉの化合物粒子
（Ｎｉ2Ｓｉ）を析出させることにより、強度及び電気
伝導性といった基本的特性を作り込むことを特徴とする
銅基合金の総称である。もちろん、電子材料としての諸
特性を改善することを目的とし、前述したＰ，Ａｓ，Ｓ
ｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍ
ｇ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｂ，Ｙ，希土類，Ｃｏ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ等の元素を副成分として添加した場合に
も、水素及び硫黄濃度の低減による熱間加工性の改善効
果は得られる。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１３】Ｎｉ及びＳｉ ＮｉおよびＳｉは、それぞれが合金中に固溶することに
よって合金強度を高める作用もあるが、適当な時効処理
を行うことによりＮｉとＳｉが相互にＮｉ2Ｓｉ組成の
析出物を形成し、合金の強度著しく増加させるとともに
熱伝導度をも著しく高める。したがって、これらの元素
の含有量が著しく少ないと、これらの性質が低下し、電
子機器用としては望ましくない合金となる。よって、Ｎ
ｉ含有量は１．０％以上Ｓｉ含有量は０．２％以上とす
る。Ｎｉ含有量が４．８％以上またはＳｉ含有量が１．
４％以上の場合は、所望とする電気伝導性が得られない
ことに加え、インゴットの粒界に発生するＮｉとＳｉの
化合物粒子の寸法および頻度が増加し、インゴットの焼
鈍割れが助長される。したがって、Ｎｉの含有量を１.
０〜４．８％、Ｓｉの含有量を０．２〜１．４％と定め
た。なお、時効処理後の熱伝導度をより高めるために
は、合金中のＮｉとＳｉの濃度比を、Ｎｉ2Ｓｉ析出物
におけるＮｉとＳｉの濃度比に近づけることが望まし
い。良好な熱伝導性を得るためのＳｉ濃度に対するＮｉ
濃度の比（Ｎｉ濃度／Ｓｉ濃度）は２〜８である。
よって合金強度を高める作用もあるが、適当な時効処理
を行うことによりＮｉとＳｉが相互にＮｉ2Ｓｉ組成の
析出物を形成し、合金の強度著しく増加させるとともに
熱伝導度をも著しく高める。したがって、これらの元素
の含有量が著しく少ないと、これらの性質が低下し、電
子機器用としては望ましくない合金となる。よって、Ｎ
ｉ含有量は１．０％以上Ｓｉ含有量は０．２％以上とす
る。Ｎｉ含有量が４．８％以上またはＳｉ含有量が１．
４％以上の場合は、所望とする電気伝導性が得られない
ことに加え、インゴットの粒界に発生するＮｉとＳｉの
化合物粒子の寸法および頻度が増加し、インゴットの焼
鈍割れが助長される。したがって、Ｎｉの含有量を１.
０〜４．８％、Ｓｉの含有量を０．２〜１．４％と定め
た。なお、時効処理後の熱伝導度をより高めるために
は、合金中のＮｉとＳｉの濃度比を、Ｎｉ2Ｓｉ析出物
におけるＮｉとＳｉの濃度比に近づけることが望まし
い。良好な熱伝導性を得るためのＳｉ濃度に対するＮｉ
濃度の比（Ｎｉ濃度／Ｓｉ濃度）は２〜８である。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１５】Ｈ Ｈは応力が集中するボイド及び粒界に集まってきて、イ
ンゴットなどの加工素材の焼鈍割れを助長する。したが
って、Ｈ濃度はできる限り低いほうが望ましいが、０．
０００１％以下であれば、工業的にはこの悪影響を無視
できるので、Ｈの含有量は０．０００１％以下とした。
ンゴットなどの加工素材の焼鈍割れを助長する。したが
って、Ｈ濃度はできる限り低いほうが望ましいが、０．
０００１％以下であれば、工業的にはこの悪影響を無視
できるので、Ｈの含有量は０．０００１％以下とした。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１８】上記した極めて低いＨ含有量の銅合金を製
造するためには、溶解及び注湯中の銅合金への水素の吸
収量を少なくする必要がある。特に前者の吸収抑制が重
要であり、このためには使用直前に十分乾燥した木炭を
厚さ２０〜２００ｍｍの溶湯被覆層として使用すること
が好ましい。この木炭被覆に、酸化物、塩化物あるいは
弗化物等から構成される溶融塩による被覆を併用すれ
ば、より高い水素吸収抑制効果が得られる。また、溶湯
の脱ガス処理を行い、Ｈ含有量の低い銅合金を製作する
方策もある。液体Ｃｕ中のＨの溶解度（［％Ｈ］）は、
雰囲気中の水素分圧（ＰH2）によって、 ［％Ｈ］＝Ｋ√ＰH2 の関係で与えられる。ここでＫは温度によって決定され
る定数である。温度が１２００℃のときＰH2＝１気圧下
でのＣｕ中のＨの溶解度は６ｐｐｍであるので、Ｈ濃度
を１ｐｐｍ以下に下げるためには、平衡論的にはＰH2を
０．０２８気圧以下にすればよい。これは、工業的にも
比較的容易に達成でき、そのための具体的方法には、真
空溶解、真空脱ガス、真空鋳造などの真空冶金法、溶解
炉あるいは樋中の溶湯に不活性ガスを吹き込む方法等が
ある。同様に、極めて低いＳ含有量の銅合金を製造する
ためには、原料、溶湯と接触する耐火物、溶湯被覆剤等
からのＳの混入を防止することが必要であり、これらの
品質を厳選することが必要であるが、Ｎａ2ＣＯ3等の脱
硫剤を溶湯上に添加し、溶湯中に含有されたＳを除去す
ることもできる。
造するためには、溶解及び注湯中の銅合金への水素の吸
収量を少なくする必要がある。特に前者の吸収抑制が重
要であり、このためには使用直前に十分乾燥した木炭を
厚さ２０〜２００ｍｍの溶湯被覆層として使用すること
が好ましい。この木炭被覆に、酸化物、塩化物あるいは
弗化物等から構成される溶融塩による被覆を併用すれ
ば、より高い水素吸収抑制効果が得られる。また、溶湯
の脱ガス処理を行い、Ｈ含有量の低い銅合金を製作する
方策もある。液体Ｃｕ中のＨの溶解度（［％Ｈ］）は、
雰囲気中の水素分圧（ＰH2）によって、 ［％Ｈ］＝Ｋ√ＰH2 の関係で与えられる。ここでＫは温度によって決定され
る定数である。温度が１２００℃のときＰH2＝１気圧下
でのＣｕ中のＨの溶解度は６ｐｐｍであるので、Ｈ濃度
を１ｐｐｍ以下に下げるためには、平衡論的にはＰH2を
０．０２８気圧以下にすればよい。これは、工業的にも
比較的容易に達成でき、そのための具体的方法には、真
空溶解、真空脱ガス、真空鋳造などの真空冶金法、溶解
炉あるいは樋中の溶湯に不活性ガスを吹き込む方法等が
ある。同様に、極めて低いＳ含有量の銅合金を製造する
ためには、原料、溶湯と接触する耐火物、溶湯被覆剤等
からのＳの混入を防止することが必要であり、これらの
品質を厳選することが必要であるが、Ｎａ2ＣＯ3等の脱
硫剤を溶湯上に添加し、溶湯中に含有されたＳを除去す
ることもできる。
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１９】
【作用】本発明者らは、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の焼鈍
割れについて鋭意研究を重ねた結果、この割れはインゴ
ットなどの歪が蓄積した銅合金を昇温する過程において
５００℃近傍で発生する粒界割れであり、銅合金で一般
的に知られている中間温度脆性に対応する現象であるこ
とを知見した。すなわち、鋳造したインゴットや強度に
冷間加工された材料の残留応力や昇温過程でこれらの材
料に発生する熱応力に起因して粒界すべりが生じ、これ
に伴って粒界でボイドが発生、このボイドが連結・合体
して割れに至ることがわかった。さらに研究を進め、こ
の割れを助長する要因として、 （１）鋳造時の晶出または析出により生成した粒界のＮ
ｉ−Ｓｉ化合物粒子（ボイドの発生起点となる） （２）硫黄の粒界偏析（硫黄は粒界に偏析して粒界の結
合力を低下させる） （３）インゴットなどの熱間圧延加工素材が含有する水
素（応力集中部に集まってきて割れ内部に放出されるこ
とにより、割れ発生に必要なエネルギーを低下させる） が挙げられることがわかった。上記の理由により、Ｎ
ｉ，Ｓｉ，Ｈ及びＳの量を定めてインゴットなどの焼鈍
割れを改善した。以下、実施例により本発明をさらに詳
しく説明する。
割れについて鋭意研究を重ねた結果、この割れはインゴ
ットなどの歪が蓄積した銅合金を昇温する過程において
５００℃近傍で発生する粒界割れであり、銅合金で一般
的に知られている中間温度脆性に対応する現象であるこ
とを知見した。すなわち、鋳造したインゴットや強度に
冷間加工された材料の残留応力や昇温過程でこれらの材
料に発生する熱応力に起因して粒界すべりが生じ、これ
に伴って粒界でボイドが発生、このボイドが連結・合体
して割れに至ることがわかった。さらに研究を進め、こ
の割れを助長する要因として、 （１）鋳造時の晶出または析出により生成した粒界のＮ
ｉ−Ｓｉ化合物粒子（ボイドの発生起点となる） （２）硫黄の粒界偏析（硫黄は粒界に偏析して粒界の結
合力を低下させる） （３）インゴットなどの熱間圧延加工素材が含有する水
素（応力集中部に集まってきて割れ内部に放出されるこ
とにより、割れ発生に必要なエネルギーを低下させる） が挙げられることがわかった。上記の理由により、Ｎ
ｉ，Ｓｉ，Ｈ及びＳの量を定めてインゴットなどの焼鈍
割れを改善した。以下、実施例により本発明をさらに詳
しく説明する。
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】
【実施例】実施例１ 溶湯の成分が以下の６種類の銅合金になるよう、電気
銅、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｚｎ及びＣｕ2Ｓを混合し溶解
原料とした。ここで、Ｍｇを添加した理由は、Ｍｇは硫
黄との親和力が強いため、硫黄と化合物を形成すること
により、粒界への硫黄元素の偏析を軽減する効果が期待
できるためである。Ｚｎはめっき耐熱剥離性や耐マイグ
レーション性などの特性を改善することを目的とし、電
子材料用銅合金によく添加される合金元素であり、Ｚｎ
の焼鈍割れへの影響を調査するために添加している。 Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
００２５％Ｓ
銅、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｚｎ及びＣｕ2Ｓを混合し溶解
原料とした。ここで、Ｍｇを添加した理由は、Ｍｇは硫
黄との親和力が強いため、硫黄と化合物を形成すること
により、粒界への硫黄元素の偏析を軽減する効果が期待
できるためである。Ｚｎはめっき耐熱剥離性や耐マイグ
レーション性などの特性を改善することを目的とし、電
子材料用銅合金によく添加される合金元素であり、Ｚｎ
の焼鈍割れへの影響を調査するために添加している。 Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．１％Ｍｇ−０．
００２５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
０００５％Ｓ Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｓｉ−０．２％Ｚｎ−０．
００２５％Ｓ
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２１】次に、溶解原料を黒鉛るつぼ中に装入し高
周波誘導炉を用いて溶解し、真空脱ガスにより水素を低
減させる処理あるいは油添加により水素を混入させる処
理を行って、溶湯を種々の水素濃度に調整した後、金型
に注湯してインゴットを製造した。インゴットの寸法は
厚み６０ｍｍ、幅９０ｍｍ、高さ１５０ｍｍである。こ
のインゴットを８５０℃で１時間焼鈍しても割れは発生
しなかった。これは、インゴットの断面積が小さいた
め、焼鈍割れの駆動力となる鋳造で発生する残留応力が
小さいためである。そこで、図１に示すようにインゴッ
ト１０を皮削後４個（１〜４）に切断した後、１〜３に
ついては冷間圧延を行って残留応力を付加した。４は不
活性ガス中溶融抽出−熱伝導度測定法による水素分析を
行った。１２は押湯である。冷間圧延は１，３及び５％
の３通りの加工度で行ったが、冷間圧延後の試料に割れ
は観察されなかった。次に冷間圧延後の試料を、８５０
℃で１時間加熱し冷却した後、浸透探傷法により表面割
れの有無を観察した。図２には圧延供試材の寸法及びマ
クロ組織を示す。
周波誘導炉を用いて溶解し、真空脱ガスにより水素を低
減させる処理あるいは油添加により水素を混入させる処
理を行って、溶湯を種々の水素濃度に調整した後、金型
に注湯してインゴットを製造した。インゴットの寸法は
厚み６０ｍｍ、幅９０ｍｍ、高さ１５０ｍｍである。こ
のインゴットを８５０℃で１時間焼鈍しても割れは発生
しなかった。これは、インゴットの断面積が小さいた
め、焼鈍割れの駆動力となる鋳造で発生する残留応力が
小さいためである。そこで、図１に示すようにインゴッ
ト１０を皮削後４個（１〜４）に切断した後、１〜３に
ついては冷間圧延を行って残留応力を付加した。４は不
活性ガス中溶融抽出−熱伝導度測定法による水素分析を
行った。１２は押湯である。冷間圧延は１，３及び５％
の３通りの加工度で行ったが、冷間圧延後の試料に割れ
は観察されなかった。次に冷間圧延後の試料を、８５０
℃で１時間加熱し冷却した後、浸透探傷法により表面割
れの有無を観察した。図２には圧延供試材の寸法及びマ
クロ組織を示す。
【手続補正１３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２２】表１〜６にそれぞれ〜の合金における
水素濃度と浸透探傷法で観察された割れの発生状況の関
係を示す。いずれの合金においても、水素濃度が高く、
圧延加工度すなわち残留応力が大きいほど、割れの発生
が顕著になることがわかる。また、〜の各合金間で
割れの発生状況を比較すると、、、及びと比較
して及びでは割れが激しく発生している。これは、
水素以外に硫黄も割れに悪影響を及ぼし、Ｍｇを含有す
ると硫黄の粒界偏析が軽減され割れが改善されることを
示す。Ｍｇと同様に硫黄との親和力が強く硫黄の粒界偏
析を軽減する元素には、Ｔｉ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｍｎ，希土
類元素等がある。一方、の割れがと、の割れが
とほぼ同じレベルであることより、０．２％程度のＺｎ
の添加は割れの発生状況に影響を及ぼさないことがわか
る。このように比較的低い濃度範囲において割れに影響
を及ぼさない元素として、Ｚｎのほか前述したＰ，Ａ
ｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｂ，Ｙ，Ｃｏ，Ｖ
およびＡｇが挙げられる。なお、この実験で観察された
割れは、粒界において発生していた。割れの典型的なも
のにつき割れの発生状況及び割れの断面状況を図４及び
５に示す。割れは試料の圧延面に発生していたが、これ
は圧延面に引張りの残留応力が生じていたためであると
考えられる。また、図２と対比すると、割れは主に柱状
晶に沿って発生していることがわかる。さらに、割れの
末端をミクロ的に観察することにより、割れが粒界での
ボイドの発生と成長により発生していることが確認され
た。
水素濃度と浸透探傷法で観察された割れの発生状況の関
係を示す。いずれの合金においても、水素濃度が高く、
圧延加工度すなわち残留応力が大きいほど、割れの発生
が顕著になることがわかる。また、〜の各合金間で
割れの発生状況を比較すると、、、及びと比較
して及びでは割れが激しく発生している。これは、
水素以外に硫黄も割れに悪影響を及ぼし、Ｍｇを含有す
ると硫黄の粒界偏析が軽減され割れが改善されることを
示す。Ｍｇと同様に硫黄との親和力が強く硫黄の粒界偏
析を軽減する元素には、Ｔｉ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｍｎ，希土
類元素等がある。一方、の割れがと、の割れが
とほぼ同じレベルであることより、０．２％程度のＺｎ
の添加は割れの発生状況に影響を及ぼさないことがわか
る。このように比較的低い濃度範囲において割れに影響
を及ぼさない元素として、Ｚｎのほか前述したＰ，Ａ
ｓ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｂ，Ｙ，Ｃｏ，Ｖ
およびＡｇが挙げられる。なお、この実験で観察された
割れは、粒界において発生していた。割れの典型的なも
のにつき割れの発生状況及び割れの断面状況を図４及び
５に示す。割れは試料の圧延面に発生していたが、これ
は圧延面に引張りの残留応力が生じていたためであると
考えられる。また、図２と対比すると、割れは主に柱状
晶に沿って発生していることがわかる。さらに、割れの
末端をミクロ的に観察することにより、割れが粒界での
ボイドの発生と成長により発生していることが確認され
た。
【手続補正１４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２６】
【表４】割れの発生状況 Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｎｉ−０．１％Ｍｇ−０．
００２５％Ｓ） ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発
生
００２５％Ｓ） ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発
生
【手続補正１５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２８】
【表６】割れの発生状況 Ｃｕ−３％Ｎｉ−０．６％Ｎｉ−０．２％Ｚｎ−０．
００２５％Ｓ） ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発
生
００２５％Ｓ） ○：割れなし、△：微細な割れ発生、×：大きな割れ発
生
【手続補正１６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２９】実施例２ Ｃｕ−（２．０〜３．０％）Ｎｉ−（０．４〜０．８
％）Ｓｉ合金を低周波溶解炉で溶解する際の合金溶湯を
被覆する木炭の乾燥状態を予め種々調整した。鋳造によ
り得られた断面形状が、幅５００ｍｍ，厚さ２００ｍｍ
のインゴットを熱間圧延前に８５０℃で２時間加熱し、
その後１０ｍｍまで熱間圧延した。インゴットの焼鈍割
れは、熱間圧延割れとして顕在化する。熱間圧延で発生
した割れは、次の研削工程で、切断あるいは研削により
除去する必要がある。そこで、（１）式で算出した熱間
圧延歩留を指標とし、水素及び硫黄濃度の焼鈍割れへの
影響を調査した。 熱間圧延歩留（％）＝（研削後の材料重量）／（インゴット重量）×１００ ・・・・・・・・（１） で表わされる熱間圧延歩留を図３に示す。
％）Ｓｉ合金を低周波溶解炉で溶解する際の合金溶湯を
被覆する木炭の乾燥状態を予め種々調整した。鋳造によ
り得られた断面形状が、幅５００ｍｍ，厚さ２００ｍｍ
のインゴットを熱間圧延前に８５０℃で２時間加熱し、
その後１０ｍｍまで熱間圧延した。インゴットの焼鈍割
れは、熱間圧延割れとして顕在化する。熱間圧延で発生
した割れは、次の研削工程で、切断あるいは研削により
除去する必要がある。そこで、（１）式で算出した熱間
圧延歩留を指標とし、水素及び硫黄濃度の焼鈍割れへの
影響を調査した。 熱間圧延歩留（％）＝（研削後の材料重量）／（インゴット重量）×１００ ・・・・・・・・（１） で表わされる熱間圧延歩留を図３に示す。
【手続補正１７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように本発明に関わるＣｕ
−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金は、Ｈ及びＳ量を規制したこと
により優れた性質が達成され、具体的には次のような利
点が得られる。 （１）インゴットの熱間圧延歩留りが高いために生産性
が優れかつコストも低減される。 （２）熱間圧延板の研削が不必要になるか、あるいは研
削を行う場合でも研削代が少ない。 （３）極低Ｈ及びＳを得るための手段はインゴットの大
きさや合金成分に関係なく各種コルソン合金素材に広く
適用できるので、工業的に応用範囲が広い。また一旦極
低Ｈ及びＳを得た素材の加工は、何ら条件が制限されな
い。これに対して微細結晶粒により焼鈍割れを防止する
方法では鋳造条件が制限され、また加工中にも結晶粒を
粗大化するような加工条件は避けることが望ましい。 （４）冷間加工後焼鈍される材料の微細割れを防止する
ことができるので、電子機器部品としてのシビアな品質
要求に対応できる。
−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金は、Ｈ及びＳ量を規制したこと
により優れた性質が達成され、具体的には次のような利
点が得られる。 （１）インゴットの熱間圧延歩留りが高いために生産性
が優れかつコストも低減される。 （２）熱間圧延板の研削が不必要になるか、あるいは研
削を行う場合でも研削代が少ない。 （３）極低Ｈ及びＳを得るための手段はインゴットの大
きさや合金成分に関係なく各種コルソン合金素材に広く
適用できるので、工業的に応用範囲が広い。また一旦極
低Ｈ及びＳを得た素材の加工は、何ら条件が制限されな
い。これに対して微細結晶粒により焼鈍割れを防止する
方法では鋳造条件が制限され、また加工中にも結晶粒を
粗大化するような加工条件は避けることが望ましい。 （４）冷間加工後焼鈍される材料の微細割れを防止する
ことができるので、電子機器部品としてのシビアな品質
要求に対応できる。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｎｉ：１．０〜４．８重量％，Ｓｉ：
０．２〜１．４重量％を基本成分として含有し、残部が
実質的にＣｕであり、水素濃度が０．０００１重量％以
下、硫黄濃度が０．００２０重量％以下であることを特
徴とするＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金。 - 【請求項２】 熱間加工用素材である請求項１記載のＣ
ｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金。 - 【請求項３】 冷間加工後焼鈍された調質状態を有する
請求項１記載のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01668898A JP3404278B2 (ja) | 1998-01-29 | 1998-01-29 | 焼鈍割れ性を改善したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01668898A JP3404278B2 (ja) | 1998-01-29 | 1998-01-29 | 焼鈍割れ性を改善したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11217639A true JPH11217639A (ja) | 1999-08-10 |
| JP3404278B2 JP3404278B2 (ja) | 2003-05-06 |
Family
ID=11923261
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01668898A Expired - Lifetime JP3404278B2 (ja) | 1998-01-29 | 1998-01-29 | 焼鈍割れ性を改善したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅基合金 |
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| JP (1) | JP3404278B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100622320B1 (ko) | 2003-04-18 | 2006-09-14 | 닛코킨조쿠 가부시키가이샤 | Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ 합금 및 그 제조방법 |
| JP2007063625A (ja) * | 2005-08-31 | 2007-03-15 | Nikko Kinzoku Kk | 疲労特性に優れる銅合金Ａｕめっき条 |
| CN102397884A (zh) * | 2010-09-16 | 2012-04-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高Cu钢种带钢表面网纹缺陷的控制方法 |
-
1998
- 1998-01-29 JP JP01668898A patent/JP3404278B2/ja not_active Expired - Lifetime
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|---|---|---|---|---|
| KR100622320B1 (ko) | 2003-04-18 | 2006-09-14 | 닛코킨조쿠 가부시키가이샤 | Ｃｕ-Ｎｉ-Ｓｉ 합금 및 그 제조방법 |
| JP2007063625A (ja) * | 2005-08-31 | 2007-03-15 | Nikko Kinzoku Kk | 疲労特性に優れる銅合金Ａｕめっき条 |
| CN102397884A (zh) * | 2010-09-16 | 2012-04-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高Cu钢种带钢表面网纹缺陷的控制方法 |
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| JP3404278B2 (ja) | 2003-05-06 |
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