(57)【要約】【課題】歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合でも、強度の低下が生じ難く、耐熱性に優れた銅合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】本発明の銅合金は、Ｆｅ：０．１〜４．０ｍａｓｓ％を含有し、組織中に含まれるγ−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘγとα−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘαとの比Ｘγ／Ｘαが０．０５以上とされたものである。この銅合金において、さらにＰ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％を含有させることができ、あるいはさらにＳｎ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％を含有させることができる。【選択図】　　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．１〜４．０ｍａｓｓ％を含有し、組織中に含まれるγ−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘγとα−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘαとの比Ｘγ／Ｘαが０．０５以上であることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金。
【請求項２】
さらにＰ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％を含有する請求項１に記載した銅合金。
【請求項３】
さらにＳｎ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％を含有する請求項１又は２に記載した銅合金。
【請求項４】
請求項１から３のいずれか１項に記載した成分を有する銅合金の鋳造材を熱間圧延し、焼鈍後に冷間圧延を行う銅合金の製造方法であって、焼鈍後の冷却速度を５０〜２００℃／ｈｒとし、焼鈍後の冷間圧延における冷延加工率を１０〜７０％とする耐熱性に優れた銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、電気・電子用部品や機械部品などの素材として広く利用される銅合金に係り、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合にも、強度低下が生じ難い、耐熱性に優れた銅合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電子機器の軽薄短小化に伴い、電子機器を構成するリードフレーム、端子、コネクタ等の銅合金製の部品も、小型化、軽量化が進められており、その素材となる銅合金には導電性のみならず、強度の高いものが求められている。
例えば、半導体リードフレーム用銅合金としては、従来よりＦｅを含有する銅合金が一般に用いられており、特にＦｅ：２．１〜２．６％、Ｐ：０．０１５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．２０％を含有する銅合金（ＣＤＡ１９４合金）は、銅合金の中でも、強度、導電性および熱伝導性に優れていることから、国際標準合金として汎用されている。
【０００３】
リードフレームの加工に際しては、前記銅合金の板材をスタンピングして多ピン形状に加工するのが一般的である。近年、上記のように電気・電子部品の軽薄短小化に対応すべく、素材である銅合金板の薄肉化や加工の際の多ピン化が進んでおり、このため上記スタンピング後の銅合金板に歪み応力が残留して、ピンが不揃いになりやすいという問題がある。このような問題に対して、通常、スタンピングして得られた多ピン形状の銅合金板に対して、熱処理（歪み取り焼鈍）を施して歪みを除去することが行われている。
【０００４】
しかし、このような熱処理を行うと材料が軟化され易く、熱処理前の機械的強度を維持することが困難となる。また製造工程においては、生産性向上の観点から、さらに高温・短時間で前記熱処理を行うことが求められている。従って、高温での熱処理に耐えて強度を維持することのできる優れた耐熱性を確保することが強く要求されている。
【０００５】
このような課題、要求はリードフレームのみに関することではなく、軽薄短小化が求められる他の電子・電気部品、機械部品の素材となる銅合金においても同様である。
【０００６】
このような課題に対し、これまでにＦｅ、Ｐ、Ｚｎ等の合金元素の主成分を規定したり、その他のＳｎ、Ｍｇ、Ｃａ等の微量添加元素を制御する技術が提案されてきた。例えば特開平１１−１９９９５２号公報には、Ｆｅ、Ｐ、Ｚｎ、ＭｇおよびＦｅ／Ｐの各量を規定した銅合金が記載されている。
【０００７】
しかし、このような成分制御のみでは、上述したような銅合金部品の小型化、軽量化や強度等の特性確保に十分対応しきれないことから、近年では、銅合金の内部組織や析出物の析出状態を制御する技術も提案されつつある。
【０００８】
例えば、特開平１０−３２４９３５号公報には、銅合金中の析出粒子の粒径１００Å以上のものの粒子個数と１００Å未満の粒子個数との比を規定することによって、強度と導電性を向上させた技術が開示されている。また、特開平１１−８０８６２号公報には、直径４０ｎｍ以下の微細Ｆｅ粒子の体積分率を特定して耐熱性の改善を図る技術が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開平１１−１９９９５２号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開平１０−３２４９３５号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平１１−８０８６２号公報（特許請求の範囲）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
上記技術は微細な析出物の粒径を制御するものであるが、このような微細な析出物は前記熱処理により析出物が固溶する場合もあり、敏感に変化し易いことから製造することが難しく、特性もばらつきやすいという問題がある。
また、晶出物、析出物のサイズや量を適切に制御することによって、耐熱性は向上するが、大形コイルの製造においては晶出物、析出物が偏析しやすく、これらを均一に分散させることが困難になる、などの問題がある。
【００１１】
本発明はこのような問題に鑑みてなされたものであって、製造容易で、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合でも、強度の低下が生じ難く、耐熱性に優れた銅合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、従来から行われてきた晶出物、析出物の制御とは異なる観点で、これらの形態自体を制御することによって、高耐熱性合金が得られることを知見し、かかる知見を基に本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の銅合金は、Ｆｅ：０．１〜４．０ｍａｓｓ％を含有し、組織中に含まれるγ−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘγとα−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘαとの比Ｘγ／Ｘαが０．０５以上とされたものである。この銅合金において、さらにＰ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％を含有させることができ、あるいはさらにＳｎ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％を含有させることができる。
【００１３】
また、本発明の製造方法は、前記化学成分を有する銅合金の鋳造材を熱間圧延し、焼鈍後に冷間圧延を行う銅合金の製造方法であって、焼鈍後の冷却速度を５０〜２００℃／ｈｒとし、焼鈍後の冷間圧延における冷延加工率を１０〜７０％とするものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の銅合金は、Ｆｅ：０．１〜４．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と表示する。）を必須の合金元素として含有するものであり、残部不可避的不純物およびＣｕによって形成されるが、さらにＰ、ＺｎおよびＳｎから選ばれた１種以上の元素を単独で、あるいは複合してＰ：０．０１〜０．１％、Ｚｎ：０．０１〜１．０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５％の範囲で含有させることができる。
【００１５】
Ｆｅ：０．１〜４．０％
Ｆｅは、基本的に強度を向上させる元素であるが、０．１％未満では微細析出Ｆｅ粒子の生成量が少なく、導電性の向上は満たされるものの、強度向上への寄与が低下する。一方、４．０％を超えると導電性が低下するとともに、粗大な晶出物、析出物の量が多くなり、鋳造性や熱間圧延での加工性が低下する。このため、Ｆｅ量の下限を０．１％、好ましくは１．０％とし、上限を４．０％、好ましくは３．０％とする。
【００１６】
Ｐ：０．０１〜０．１％
Ｐは、脱酸作用があるほか、Ｆｅと晶出物、析出物を形成し、析出の核生成を活発化する元素であるが、０．０１％未満ではＦｅが添加されていても析出量が不足する。一方、０．１％を超えると導電性が低下するとともに、Ｆｅの固溶限が低下して鋳塊製造時に粗大な晶出物を多く生成し、鋳造性が劣化する他、導電性が低下する。このため、Ｐ量の下限を０．０１％、上限を０．１％とする。
【００１７】
Ｚｎ：０．０１〜１．０％
Ｚｎは、すず及びはんだの剥離を抑制するための元素であり、０．０１％未満ではこの様な効果が過少である。一方、１．０％を超えてもその効果は飽和し、かえって溶融すず及びはんだの濡れ広がり性が劣化する。このため、Ｚｎ量は０．０１〜１．０％とする。
【００１８】
Ｓｎ：０．０１〜０．５％
Ｓｎは、耐熱性に寄与する成分である。０．０１％未満ではその効果が過少であり、一方０．５％を越えるとマクロ偏析により鋳造時に粗大化合物が生成するため、鋳造または熱延中に割れが生じやすく、導電率も低下する。このため、Ｓｎ量は０．０１〜０．５％とする。
【００１９】
上記の合金元素の他、不純物である微量元素Ｐｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂｅ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｉｎ等については、１種類または２種類以上の合計で０．１％以下に止めることが好ましく、この程度であれば本発明による効果に大きな影響を及ぼさない。
【００２０】
本発明の銅合金は、組織的に観ると、組織中に含まれるγ−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘγとα−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘαとの比Ｘγ／Ｘαが０．０５以上とされる。
【００２１】
γ−Ｆｅ析出物は、銅マトリックスと同じＦＣＣの結晶構造を持つ整合析出物であり、非整合析出物であるα−Ｆｅ析出物に比べて転位のピン止め効果が大きく、加工したときの強度向上に寄与するだけでなく、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合にも、回復及び再結晶を著しく抑制する効果を有する。Ｘγ／Ｘαが０．０５未満では、かかる効果が過少となり、歪み取り焼鈍等の熱処理が施された場合、強度低下が大きく現れるようになるので、本発明ではＸγ／Ｘαを０．０５以上、好ましくは０．１０以上、より好ましくは０．２０以上とする。
【００２２】
次に、上記組織を有する銅合金の製造方法について説明する。
本発明の銅合金は、典型的には、上記成分の銅合金を溶製し、鋳造し、鋳造片を熱間圧延する。さらに、熱延板を焼鈍し、冷間圧延よって目的の板厚に加工する。前記焼鈍と冷間圧延は、最終板厚に応じて繰り返される場合がある。
【００２３】
前記焼鈍に際しては、焼鈍工程で微細Ｆｅ析出物をより多く生成させるために、熱間圧延後、できるだけ高温で焼入れを行ってＦｅを過飽和状態にすることで、焼鈍前のＦｅ固溶量をより多く確保することが好ましい。一般的に、焼鈍は４００〜５５０℃の温度で０．５〜５時間程度保持する処理が行われる（例えば、特開平１１−１９９９５２号公報参照）。このような焼鈍温度を採用するのは、４００℃以上の高温で等温保持することによって、Ｃｕ中のＦｅが平衡固溶／析出量にできるだけ近くなって析出量が増大するようになるためである。
【００２４】
上記等温保持後の冷却過程では、温度低下に伴ってＦｅの固溶限が下がり、析出が起こる。この析出ではγ−Ｆｅ析出物が主に生成する。本発明の銅合金を製造するには、このγ−Ｆｅ析出物を冷間圧延後に組織中に有効に残存させる必要がある。そのためには、この析出物サイズや分布状態を最適化する必要があり、冷却速度を緻密に制御することが重要である。
【００２５】
従来、導電性の向上を目的として、少しでも析出量を多く確保するために、１０〜４０℃／ｈｒ程度の冷却速度が一般的に採用されていた。しかしながら、このような小さい冷却速度では、γ−Ｆｅ析出物の成長、粗大化も同時に招いてしまう。γ−Ｆｅ析出物はサイズが大きいほど、その後の冷間圧延の際に加工誘起変態によってγ−Ｆｅからα−Ｆｅに容易に変態する。
【００２６】
このため、本発明では、冷却速度を５０℃／ｈｒ以上とすることによって、冷却中のγ−Ｆｅ析出物の成長・粗大化を抑制し、これによって冷延中の加工誘起変態を抑制するだけでなく、γ−Ｆｅ析出物の粒子密度を高める。もっとも、冷却速度が２００℃／ｈｒを超えると、冷却中にほとんどγ−Ｆｅ析出物が析出しないため、耐熱性だけでなく導電性の低下をも招く。このため、本発明では焼鈍後の冷却速度を５０〜２００℃／ｈｒとすることが望ましい。
【００２７】
また、焼鈍後の冷間圧延において、冷延加工率（圧下率）は７０％以下、好ましくは６５％以下に制御することが望ましい。これによって、前記加工誘起変態を抑制することができる。冷間加工率を７０〜８５％にすることによって、強度を向上させることができるものの、冷延加工率が７０％を超える圧延を施した材料では、γ−Ｆｅ析出物の割合が小さくなり過ぎて、耐熱性が低下する他、転位密度が高くなり、導電率も低下する。冷延加工率の下限については、冷延加工率が低すぎると強度の確保が困難になるので、要求強度に応じて適宜の冷延加工率を適用すればよいが、実用上、好ましくは１０％以上とすればよい。
【００２８】
なお、既述のとおり、従来は導電性を確保するために、焼鈍後の冷却速度を抑え、析出物の成長・粗大化も同時に招くものの、多量の析出物を生成させ、冷間圧延で強加工を施しても、導電性が損なわれないようにしている。これに対して、本発明の製造方法では、焼鈍での冷却速度を高めることで析出量は若干低下するものの、γ−Ｆｅ析出物の成長・粗大化を抑制し、粒子密度を高めることで、冷延加工率が小さくても高い強度・耐熱性を維持し、かつ冷間圧延での転位導入による導電性の低下を抑制している。
【００２９】
以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【００３０】
【実施例】
表１に示す化学成分の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製した後、半連続鋳造法で造塊して厚さ５０ｍｍｘ幅２００ｍｍｘ長さ５００ｍｍの鋳魂を得た。各鋳塊を加熱後、熱間圧延を行って厚さ１２ｍｍとし、面削後、冷間圧延を行い、５００℃ｘ３ｈｒの焼鈍を行った後、同表に示す冷却速度にて冷却した後、同表に示す冷延加工率にて仕上げ圧延（冷間圧延）を行い、厚さ約０．２ｍｍの銅合金板を得た。
【００３１】
【表１】
2004091895.tif 000002
【００３２】
上記の様にして得られた銅合金板から組織観察試験片を採取し、Ｆｅ析出物の結晶構造およびα−Ｆｅ析出物とγ−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積比（Ｘγ／Ｘα）を求めた。これらはθ固定、２θ走査の透過Ｘ線回折によって求められた。
γ−Ｆｅ析出物、α−Ｆｅ析出物のピーク面積は、いずれも（２００）方位のピーク面積を求めた。
【００３３】
また、前記銅合金板から任意に試験片を採取して、硬さおよび導電率を測定した。硬さは、ビッカース硬度計にて０．５ｋｇの荷重を加えて測定した。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。
【００３４】
また、試験片を４６０℃で３分間加熱した後、再度、荷重０．５ｋｇでマイクロビッカース硬さを測定し、前記加熱前の硬さとの差（硬さ低下量）を求めた。これらの測定結果を表２に併せて示す。なお、同表中、試料Ｎｏ．　７および１２は、γ−Ｆｅ析出物を定量することはできなかった。また、Ｎｏ．　８では鋳造、熱間圧延の際に割れが生じたため、各種の測定は行わなかった。
【００３５】
【表２】
2004091895.tif 000003
【００３６】
表２より、試料Ｎｏ．　１〜６の発明例では、Ｘγ／Ｘαが０．０５以上であり、６５％以上の導電率を備えつつ、加熱処理後の硬さ低下が最大でもＨｖ１０に止まっており、耐熱性が安定的に優れることが確認された。一方、試料Ｎｏ．　７はＦｅ量が過少であり、またＮｏ．　１２は焼鈍後の冷却速度が４００℃／ｈｒと過大であるため、γ−Ｆｅ析出物がほとんど生成せず、硬さ低下量がＨｖ２０近く生じ、耐熱性の劣化が著しい。また、成分が適正でも、焼鈍後冷却速度が２５℃／ｈｒと低い試料Ｎｏ．　９〜１１も総じてＸγ／Ｘαが低くなり、十分な耐熱性が得られていない。また、試料Ｎｏ．　１３〜１５は、Ｐ、Ｚｎ、Ｓｎの各量が過多であるため、総じて導電率が低い。また、Ｎｏ．　１３および１５では軽微ではあるが、鋳造割れや熱延割れが生じた。また、Ｎｏ．　１４ではＳｎ量が過多であるため、はんだ不良のおそれがある。
【００３７】
【発明の効果】
本発明の銅合金によれば、適量のＦｅを含有し、組織中にα−Ｆｅ析出物量に対して所定比のγ−Ｆｅ析出物を残存させたので、歪み取り焼鈍等の熱処理を行った場合でも、強度の低下を抑制することができ、耐熱性に優れる。また、本発明の製造方法によれば、焼鈍後の冷却速度、冷延加工率を制御すればよく、前記銅合金を容易に製造することができる。