(57)【要約】【課題】安定した強度を確保することができる銅合金を提供する。【解決手段】Ｎｉ：１．０〜８．０％（化学成分の場合は質量％を意味する）、Ｓｉ：０．１超〜２．０％、Ｚｎ：０．０５〜５．０％、必要によりＳｎ：０．０１〜  ５．０％を含有させるとともに、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物を、体積分率で０．５〜１０％存在させ、さらに、好ましくは粒子数密度で１０００個／ｍｍ２以上存在させる。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ：１．０〜８．０％（化学成分の場合は質量％を意味する。以下同じ）、Ｓｉ：０．１超〜２．０％、Ｚｎ：０．０５〜５．０％を含有する銅合金であって、当該銅合金中に、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物が体積分率で０．５〜１０％存在することを特徴とする強度安定性に優れた銅合金。
【請求項２】
前記平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物の粒子数密度が、１０００個／ｍｍ２以上である請求項１に記載の銅合金。
【請求項３】
さらにＳｎ：０．０１〜  ５．０％を含有する請求項１または２に記載の銅合金。
【請求項４】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の銅合金を製造する方法であって、熱間圧延工程における入り側温度を９００℃〜１０００℃とし、最終パス出側温度を６００℃〜８５０℃とし、入り側から最終パス出側までの平均冷却速度を０．１〜  ５．０℃／ｓとすることを特徴とする強度安定性に優れた銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、リードフレーム、端子、コネクター、ばねなど電気電子部品に用いられる銅合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
電子機器に用いられる半導体装置の大容量、小型、高機能化にともない、半導体装置に使用される銅合金の小断面積化が進み、より一層の強度、導電性、熱伝導性が要求されている。
【０００３】
上記の各種電気電子部品には、高強度、高延性、高導電率、良好なめっき性及びはんだの耐熱剥離性などの特徴を具備することが要求されていることから、これらの特性を有した、Ｃ６４７１０（Ｃｕ−３．２％Ｎｉ−０．７％Ｓｉ−０．３％Ｚｎ）やＣ７０２５０（Ｃｕ−３．０％Ｎｉ−０．６５％Ｓｉ−０．１５％Ｍｇ）をはじめ、その他多くの銅合金が製造に用いられている。従来、上記銅合金の特性の制御は、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｚｎ等の主成分の限定およびその他のＳｎ、Ｍｇ、Ａｌ等の微量添加元素による成分制御が主であった。
【０００４】
ただし、上記のように、銅合金に対するさらなる高品質化、特性向上の要求から、単なる成分制御だけでは、その要求を満たすことができないことから、近年、内部組織や析出状態を制御した方法が開示されている。
【０００５】
例えば、特許文献１では、析出物Ｎｉ２Ｓｉのサイズと分布密度を制御することにより、曲げ加工性を向上させた合金が開示されている。
【０００６】
また、特許文献２では、析出物Ｎｉ２Ｓｉの粒径と、不可避的不純物としてのＳの含有量を限定することにより、高強度高導電性を活かしながら酸洗性を改善した合金が開示されている。
【０００７】
しかしながら、上記２つの従来技術は、微細な析出物を制御するものであり、Ｎｉ−Ｓｉ系析出物の析出挙動は焼鈍条件によって敏感に変化しやすいことから、安定的に制御することが難しく、そのため、特性がばらつきやすいといった問題が生じる。
【０００８】
また、特許文献３では、平均結晶粒径と析出物の最大径を限定することにより、曲げ加工性を向上させた合金が開示されているが、時効処理の前に７５０℃以上での溶体化処理を必要とするため、酸化皮膜の除去工程の導入が必要となるなど、処理コスト・生産性の観点で好ましくない。
【０００９】
特許文献１および２の従来技術についても、８５０℃×３０ｓなどの溶体化処理が必要とされており、合金中の組織や晶・析出物状態を制御するためには、従来は熱間圧延後の溶体化処理が不可欠であった。
【００１０】
一方で、特許文献４では、０．０３μｍ未満のＮｉ−Ｓｉ化合物粒子と、０．０３〜１００μｍのＮｉ−Ｓｉ化合物粒子との数の比率および粒径の比率を制御することによって、剪断加工性を向上させた合金が開示されている。０．０３μｍ以上の大粒子が剪断加工性を向上させ、０．０３μｍ未満の小粒子との数の比率を規定することによって剪断加工性の向上がはかられるとしている。ところが、合金の強度や硬度は、晶・析出物のサイズ分布と体積分率とで決まるものであり、これらの特性を向上させ、かつ、ばらつきを安定化させるためには、晶・析出物の数の比率および小粒子と大粒子の粒径の比率を規定するだけでは不十分である。
【００１１】
【特許文献１】
特開平６−１８４６８０号公報
【特許文献２】
特開平８−３１９５２７号公報
【特許文献３】
特開平６−４１６６０号公報
【特許文献４】
特開平１０−２１９３７４号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、安定した強度を確保することができる銅合金を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
請求項１に記載の発明は、Ｎｉ：１．０〜８．０％、Ｓｉ：０．１超〜２．０％、Ｚｎ：０．０５〜５．０％を含有する銅合金であって、当該銅合金中に、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物が体積分率で０．５〜１０％存在することを特徴とする強度安定性に優れた銅合金である。
【００１４】
請求項２に記載の発明は、前記平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物の粒子数密度が、１０００個／ｍｍ２以上である請求項１に記載の銅合金である。
【００１５】
請求項３に記載の発明は、さらにＳｎ：０．０１〜  ５．０％を含有する請求項１または２に記載の銅合金である。
【００１６】
なお、上記「晶・析出物」とは、銅合金中に晶出あるいは析出する、晶出物もしくは析出物、またはこれらの混合物をいうのであって、その化学成分組成はＮｉ２Ｓｉを主とするが、これに限定されるものではない。また、上記「平均粒径」とは、各晶・析出物の重心直径の平均値をいうものとする。
【００１７】
請求項４に記載の発明は、請求項１〜４のいずれか１項に記載の銅合金を製造する方法であって、熱間圧延工程における入り側温度を９００℃〜１０００℃とし、最終パス出側温度を６００℃〜８５０℃とし、入り側から最終パス出側までの平均冷却速度を０．１〜  ５．０℃／ｓとすることを特徴とする強度安定性に優れた銅合金の製造方法である。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記のように、銅合金中の成分ならびに晶・析出物のサイズおよび密度を制御することによって、安定した強度を確保することができることを見出し、本発明に想到するに至ったものである。
【００１９】
まず、本発明にて銅合金中の晶・析出物を制御するにあたって、銅合金中の成分を規定した理由について詳述する。
【００２０】
Ｎｉは、Ｓｉとの化合物を晶出または析出させることにより、銅合金の強度および導電率を確保する作用がある。しかし、その含有量が１．０％未満の場合は、晶・析出物の生成量が不十分であるため所望の強度が得られないばかりか、偏析しやすい晶出物の割合が高くなって最終製品の特性のばらつきが大きくなる。一方、８．０％を超える割合でＮｉを含有させると粗大な晶・析出物が生成して熱間圧延時の加工性が低下し、熱間圧延中に割れが生じるため好ましくない。したがって、Ｎｉ量は１．０〜８．０％とする。
【００２１】
Ｓｉは、Ｎｉとの化合物を晶・析出させて銅合金の強度および導電率を向上させる。Ｓｉの含有量が０．１％以下の場合は、晶・析出物の生成が不十分であるため所望の強度が得られないばかりか、偏析しやすい晶出物の割合が高くなって最終製品の特性のばらつきが大きくなる。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超える場合は、粗大な晶・析出物が生成して熱間圧延時の加工性が低下するため好ましくない。したがって、Ｓｉ量は０．１超〜２．０％とする。
【００２２】
Ｚｎは、銅合金の電子部品の接合に用いるはんだやＳｎめっきの耐熱剥離性を改善する。Ｚｎの含有量が０．０５％未満の場合は、この効果が十分に得られない。一方、その含有量が５．０％を超えるとはんだやＳｎの濡れ広がり性を低下させるだけでなく、銅合金自身の導電率の低下を招く。したがって、Ｚｎ量は０．０５〜５．０％とする。
【００２３】
Ｓｎは銅合金の強度を向上させる元素であり、より高い強度が要求される場合には添加することが望ましい。Ｓｎの添加量が０．０１％未満では上記効果が小さく、一方で５．０％を超えて添加すると、前記晶・析出物の生成を阻害するだけでなく、導電率を大幅に低下させる。したがって、Ｓｎ量は０．０１〜  ５．０％とすることが好ましい。
【００２４】
なお、他の微量元素Ｐｂ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｚｒ、Ｉｎ等については、合計量で０．１％未満に抑えることが好ましく、この程度であれば本発明による効果に関して大きな影響を及ぼさない。
また、本発明銅合金中に含まれる元素については、上記説明したものの他、原料、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物、さらには、本発明の課題達成に悪影響を及ぼさないＳ、Ｐ等の許容元素が含まれる場合も、本発明の技術的範囲に包含される。
【００２５】
次に、本発明で晶・析出物のサイズおよび体積分率を規定した理由について詳述する。
【００２６】
本発明では、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物を対象とするが、このような粒径サイズのものを対象とするのは、平均粒径の小さすぎる晶・析出物は、歪み除去のための時効処理時に再固溶する場合があり制御が難しく、強度の安定化を図るのに有効でないためである。また、１０μｍ以下の晶・析出物を制御するのは、このサイズの晶・析出物が、転位の移動・消滅ならびにピン止め効果により、強度および導電率の確保に有効に作用する他、加工性やワイヤボンディング性も向上するためである。
【００２７】
このような平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物が銅合金中に占める割合が少ないと、転位の移動・消滅ならびにピン止め効果が十分に発揮されないため、再結晶の核生成や粒成長が進み、強度が低下するなど特性の経時劣化を招きやすい。したがって本発明では、上記平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物を、体積分率で０．５％以上、好ましくは０．６％以上存在させることとした。
【００２８】
しかし、銅合金中に占める上記平均粒径の晶・析出物の割合が大きくなりすぎると、晶・析出物が再結晶の核となり軟化を招き、また圧延中の割れの起点にもなり得るため、上記平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物は、体積分率で１０％以下、好ましくは９％以下に抑えるのがよい。
【００２９】
上記サイズの晶・析出物は、材料中に均一に分散している状態が好ましいが、均一に分散している状態であっても、その粒子数密度が１０００個／ｍｍ２未満では、再固溶量および析出量を安定化させるのに不十分な量であるだけでなく、転位の移動・消滅ならびにピン止め効果による再結晶粒の成長を妨ぐという観点からも不十分な量である。また、上記ひずみ除去のための時効処理の際に、回復及び再結晶粒の生成・成長を十分に抑制できない。したがって、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物の粒子数密度は、１０００個／ｍｍ２以上とすることが好ましく、１１００個／ｍｍ２以上とすることがより好ましい。
【００３０】
晶・析出物の上記分布状態は、ＦＥ−ＳＥＭにて１０００〜１０００００倍程度の倍率で観察し、得られた像を画像解析して調べたものである。晶・析出物の平均粒径は、各晶・析出物の重心直径の平均値を求めたものであり、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物の体積分率は、１００μｍ×１００μｍの視野で測定した。また、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物の粒子数密度（１ｍｍ２に占める個数）は、１００μｍ×１００μｍを１視野として１０視野を観察し、そこから得られた個数を１０倍して求めたものである。
【００３１】
本発明にて晶・析出物が上記のような晶出・析出形態となるよう制御するには、製造にあたって下記の条件で熱間圧延を行うことが有効である。
【００３２】
すなわち、熱間圧延工程における入り側温度９００℃〜１０００℃の範囲で行い、最終パス出側温度を６００℃〜８５０℃とし、入り側から最終パス出側までの平均冷却速度を０．１〜５．０℃／ｓに制御する。
【００３３】
熱間圧延における入り側温度を９００℃以上、好ましくは９１０℃以上とすることで、熱間圧延前の均熱により生成していた粗大晶出物の再固溶を促進させ、鋳塊中の偏析を解消して晶・析出物を均一に分散させることができる。しかし、前記入り側温度が高すぎると熱間圧延前の均熱中に粗大な析出物が生成し易いため、入り側温度の上限は１０００℃、好ましくは９９０℃とする。
【００３４】
また、熱間圧延における最終パス出側温度を６００℃以上、好ましくは６１０℃以上とすることで、熱間圧延で生成した析出物が成長して粗大化することを抑制できるだけでなく、後の焼鈍工程で生成する微細な析出物量を維持して強度を確保することができる。一方で、最終パス出側温度が高すぎても、本発明で規定するサイズの晶・析出物の生成が不十分になり、強度の安定化が十分に図れない。したがって、熱間圧延における最終パス出側温度は、８５０℃以下、好ましくは８４０℃以下とする。
【００３５】
また、入り側から最終パス出側までの平均冷却速度を０．１〜５．０℃／ｓに制御することによって、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物量を適切に制御することができる。
【００３６】
前記平均冷却速度が小さすぎると、晶・析出物が粗大なサイズに成長してしまい、また分散度も不均一になるため好ましくない。よって、入り側から最終パス出側までの平均冷却速度は、０．１℃／ｓ以上、好ましくは０．５℃／ｓ以上となるようにする。一方、前記平均冷却速度が大きすぎると、熱間圧延時間が短くなり、本発明で規定するサイズの晶・析出物の生成が不十分となり、強度の安定化に寄与しなくなる。したがって、入り側から最終パス出側までの平均冷却速度は、５℃／ｓ以下、好ましくは４℃／ｓ以下となるようにする。
【００３７】
前記特許文献１〜４に開示された従来技術では、溶解・鋳造条件の最適化や熱間圧延後の溶体化処理等によって、所望の合金組織が得られるとしており、熱間圧延の条件に関しては単に温度範囲が規定されているだけに過ぎない。ところが、熱間圧延プロセスでは実操業上、設定温度条件に対して実績温度にばらつきが生じ易いため、安定した特性の銅合金が得られなかった。これに対し、本発明においては、入り側および最終パス出側温度、さらには入り側から最終パス出側までの平均冷却速度をも制御することによって、より安定的な実操業が実現でき、ばらつきの小さい安定した強度等の特性を有する銅合金が得られるのである。
【００３８】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限されるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００３９】
表１に示す化学成分を有する銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶解し、厚さ  ５０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を半連続鋳造法にて造塊した。これら各化学成分の鋳塊を加熱後、表１に示す温度条件で熱間圧延して厚さ１６ｍｍまで圧延した。そして更に面削後、冷間圧延と焼鈍を繰り返して、厚さ約０．１５ｍｍの銅合金板を製造した。
【００４０】
なお、表１における入り側から最終パス出側までの平均冷却速度は、▲１▼冷却水の水量／噴出速度のコントロール、▲２▼ロール速度制御、および▲３▼パス中における板厚変更などにより適宜調節したものである。
【００４１】
【表１】
2004156115.tif 000002
【００４２】
上記のようにして得られた銅合金板から任意に試験片を取り出して、導電率を測定した。導電率は、ミーリングにより短冊状の試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により測定した。
【００４３】
また各銅合金板から、１試料につき４枚の５０ｍｍ角板材を任意に採取し、その試験材を用いて、硬さのばらつきを測定した。硬さの測定は、マイクロビッカース硬度計にて０．５ｋｇ（約４．９Ｎ）の荷重を加えて行い、硬さのばらつきは、これら４枚の硬さ測定値間の最高値と最低値の差とした。
【００４４】
晶・析出物の形態は、日立製作所社製Ｓ４５００型ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡  Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、１００００倍〜１０００００倍で１００μｍ×１００μｍ程度の視野で観察を行って評価した。なお、上記ＦＥ−ＳＥＭでは、反射電子による観察を行えば、各金属間化合物が明瞭に観察でき、本発明で対象とする０．０５μｍレベルの晶・析出物の存在状態も明瞭に把握することができるので好ましい。
【００４５】
上記方法によって観察された像の画像解析を行って、平均粒径が０．０５〜１０μｍの晶・析出物のサイズ、体積分率および粒子数密度を求めた。画像解析のソフトウェアには、ＭＥＤＩＡ  ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓを用いた。
【００４６】
各晶・析出物のサイズ（平均粒径）は、晶・析出物の重心直径の平均値を求めたものである。また、体積分率は、それぞれの５０ｍｍ角板材にて１視野（１００μｍ×１００μｍ）に占める上記サイズの晶・析出物の面積率を求め、５視野以上の平均値を求めたものである。粒子数密度は、１００μｍ×１００μｍを１視野とした場合の総計１０視野にて上記サイズの晶・析出物の個数を求め、得られた値を１０倍にして１ｍｍ２に存在する個数を求めたものである。これらの測定結果を表２および表３に示す。
【００４７】
【表２】
2004156115.tif 000003
【００４８】
【表３】
2004156115.tif 000004
【００４９】
表２より明らかなように、実施例である、本発明の要件を満たすＮｏ．１〜１０では、硬さのばらつきが小さく安定した強度を確保することができている。また、導電性も確保することができている。
【００５０】
これに対し、表３より明らかなように、比較例であるＮｏ．１１〜２３では、本発明で規定するいずれかの要件を満たさないため、得られる強度にばらつきが生じたり、導電性が好ましくないなどの結果となっている。
【００５１】
Ｎｏ．１１は、Ｎｉ量が規定範囲を下回るものであるため、十分な晶・析出物を生成することができず、所望の強度を安定して得ることができなかった。Ｎｏ．１２は、Ｎｉ量が多すぎたために粗大な晶・析出物が生成して熱間圧延時の加工性が低下し、熱間圧延中に割れが生じる結果となった。
【００５２】
Ｎｏ．１３は、Ｓｉ量が規定範囲を下回るものであるため、十分な晶・析出物を生成することができず、所望の強度を安定して得ることができなかった。Ｎｏ．１４は、Ｓｉ量が多すぎたために粗大な晶・析出物が生成して熱間圧延時の加工性が低下し、熱間圧延中に割れが生じる結果となった。
【００５３】
また、Ｎｏ．１５は、Ｚｎ量が少なすぎたために、はんだ付けした場合に剥離が生じる結果となった。また、Ｎｏ．１６は、Ｚｎ量が多すぎたことから、導電性の劣化を招くとともに、却ってはんだ付け不良を示す結果となった。
【００５４】
Ｎｏ．１７は、Ｓｎの添加量が多すぎたことから、導電性が劣化する結果となった。
【００５５】
Ｎｏ．１８〜２３は、製造条件が本発明で規定する要件を満たさないものであり、得られた銅合金は、硬さのばらつきが大きく、かつ焼鈍後の硬さも低下する結果となった。このような結果となった原因として、Ｎｏ．１８では、入り側温度が高すぎたために、熱間圧延前の均熱中に粗大な析出物が生成してしまい熱間圧延中に生成する晶・析出物の粒子数密度が本発明範囲に満たなかったこと、Ｎｏ．１９では、入り側温度が低すぎたために、熱間圧延前の均熱により生成していた粗大晶出物の再固溶が不十分となり晶・析出物の粒子数密度が本発明範囲に満たなかったことが上げられる。また、Ｎｏ．２０では、最終パス出側温度が低すぎたために、熱間圧延で生成した析出物が成長して粗大化してしまい本発明で規定するサイズの晶・析出物の個数を十分確保できなかったこと、Ｎｏ．２１では、最終パス出側温度が高すぎたために、晶・析出物の生成が不十分となり本発明で規定するサイズの晶・析出物の個数を十分確保できなかったことが挙げられる。さらに、Ｎｏ．２２では、前記平均冷却速度が遅すぎたために、晶・析出物が粗大なサイズにまで成長してしまい体積分率が規定範囲を超えたこと、Ｎｏ．２３では、熱間圧延の入り側から出側までの平均降温速度が速すぎたために、本発明で規定するサイズの晶・析出物の個数を十分確保することができなかったことが挙げられる。
【００５６】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、銅合金中に晶出・析出する晶・析出物のサイズおよび密度を本発明のごとく制御することによって、安定した強度を確保することができる銅合金を得ることができた。そして、このような銅合金の実現によって、より軽量で品質に優れたリードフレーム等の電子部品を供給できることとなった。