(57)【要約】 【課題】  引張強さ、ばね限界値及び曲げ加工性等の特性がＢｅ銅板とほぼ同等で、かつＢｅ銅板より安価な銅合金板を得る。【解決手段】  Ｎｉ：０．１％以上１．０％未満（質量％、以下同じ）、Ｓｎ：０．５％を超え４．０％未満、Ｚｎ：１．０％を超え２０％以下を含有し、必要に応じてＰ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種又は２種以上：総量で１％以下を含有し、残部不純物及びＣｕからなる銅合金鋳造材に対し、熱間圧延を行った後、途中に中間焼鈍を挟む冷間圧延を行い、最終冷間圧延後に安定化焼鈍を行う。中間焼鈍は５５０〜６５０℃で５秒〜１分行い、このとき銅合金板は再結晶を起こし、７２％以上の加工率で最終冷間圧延を行った後、安定化焼鈍は３００〜４５０℃で５秒〜１分行い、最終冷間圧延で蓄積された転位を解放する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ：０．１％以上１．０％未満（質量％、以下同じ）、Ｓｎ：０．５％を超え４．０％未満、Ｚｎ：１．０％を超え２０％以下を含有し、必要に応じてＰ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種又は２種以上：総量で１％以下を含有し、残部不純物及びＣｕからなる銅合金鋳造材に対し、必要に応じて熱間圧延を行った後、冷間圧延を行って電気電子部品用銅合金板を製造するに際して、冷間圧延工程の途中で行う再結晶を伴う中間焼鈍と最終冷間圧延後の安定化焼鈍を２００〜８５０℃の温度範囲内で５秒以上１分以下の条件で施し、かつ前記最終冷間圧延の加工率を７２％以上としたことを特徴とする高強度電気電子部品用銅合金板の製造方法。
【請求項２】
中間焼鈍後の再結晶粒の平均粒径を２０μｍ以下とすることを特徴とする請求項１に記載された高強度電気電子部品用銅合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、端子、コネクタ、ワイヤハーネス、ターミナル、リレー、スイッチ、リードフレーム及びばね材料等として用いられる高強度でばね特性に優れる電気電子部品用銅合金板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
上記の用途には、従来、Ｂｅ銅、りん青銅（ＰＢＳ）等の高強度銅合金が用いられてきた。
Ｂｅ銅（ＣＤＡ１７４１０：Ｃｕ−０．３Ｂｅ）は引張強さ：８００Ｎ／ｍｍ２ 、ばね限界値：７００Ｎ／ｍｍ２ 、導電率４０％ＩＡＣＳ程度で、曲げ加工性にも優れるため、電気電子部品用の高級ばね材として利用されている。しかし、最近携帯電話やパーソナルコンピュータの普及により本分野が急激に拡大しているのに対し、Ｂｅの環境問題（Ｂｅは酸化しやすく、生成した酸化物が人体に有害）から溶解鋳造、熱処理などの製造工程には細心の注意が必要で、特に溶解鋳造には特別な設備が必要であることから製造量が限られており、前記の需要増大に伴って供給不足が問題となり、さらにコスト面でも高価である。一方、リン青銅は導電率が低いため、小型化に対応できず、また異方性が大きいために成形加工が難しく、さらに応力緩和特性に劣るため発熱時のばねの保持力を確保できない等の問題が生じてきた。
【０００３】
これらのニーズに対応するため、（１）Ｃｕ−１０％Ｓｎ、（２）Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｚｎ（下記特許文献１参照）等が提案されている。しかし、（１）はＢｅ銅と同等の強度を有するが曲げ加工性に劣り、異方性が大きく曲げ加工による成形に難がある。また、（２）は、Nｉ：０．１％以上０．５％未満、Ｓｎ：１．０％を超え２．５％未満、Ｚｎ：１．０％を超え１５％以下、Ｐ：０．０００１％以上０．０５％未満とＳｉ：０．０００１％以上０．０５％以下のいずれか一方又は双方を含有し、必要に応じて、Ｔｉ：０．０００１％以上０．２％以下、Ｍｇ０．０００１％以上０．２％以下、Ａｇ：０．０００１％以上０．２％以下及びＦｅ０．０００１％以上０．６％以下の１種以上を総量で０．０００１〜１％含み、あるいは必要に応じてさらにＣａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種又は２種以上を総量で１％以下を含有し、残部不純物及びＣｕからなる銅合金であり、Ｂｅ銅に比較した場合、引張強さ、ばね限界値において未だ低い水準にある。
【０００４】
【特許文献１】特開２０００−８０４２７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、前記Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｚｎ系銅合金板について、Ｂｅ銅板に近い引張強さ及びばね限界値が得られるようにすることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明は、前記特許文献１に記載された銅合金板とほぼ同じ組成の銅合金について、その製造方法を改良することにより所要の特性を得たもので、Ｎｉ：０．１％以上１．０％未満、Ｓｎ：０．５％を超え４．０％未満、Ｚｎ：１．０％を超え２０％以下を含有し、必要に応じてＰ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂの１種又は２種以上：総量で１％以下を含有し、残部不純物及びＣｕからなる銅合金に対し、冷間圧延工程の途中で行う再結晶を伴う中間焼鈍と最終冷間圧延後の安定化焼鈍を２００〜８５０℃の温度範囲内で５秒以上１分以下の条件で施し、かつ前記最終冷間圧延の加工率を７２％以上としたことを特徴とする。
【発明の効果】
【０００７】
本発明によれば、引張強さ７００Ｎ／ｍｍ２ 以上、ばね限界値５５０Ｎ／ｍｍ２ 以上を有し、曲げ加工性にも優れた銅合金板を製造することができる。また、本発明により製造した銅合金板は、導電率２０％ＩＡＣＳ以上が得られ、さらに、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ性、耐マイグレーション性、はんだ耐候性、耐ウイスカー性についても優れている。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
以下、本発明に係る高強度電気電子部品用銅合金板の製造方法について詳細に説明する。
まず、各添加元素の添加理由（前記特許文献１に記載された銅合金と基本的に同じ）について説明する。
（Ｎｉ）
Ｎｉは、Ｓｎとの共添にて強度及び耐応力緩和特性を向上させる元素である。その含有量が０．１％未満では上記効果が得られず、また、１．０％以上含有されると導電率及びはんだ耐候性の低下を招き、コスト的にも不利である。従って、Ｎｉの添加量は０．１％以上１．０％未満とした。望ましくは、０．１％以上０．５％未満である。
【０００９】
（Ｓｎ）
Ｓｎは、機械的性質の向上、特に耐力と伸びのバランスひいては成形加工性及びばね限界値並びに耐応力緩和特性の向上に効果をもたらすが、０．５％以下ではその効果が得られず、また、４．０％以上含有されると導電率の低下を招き、経済的でない。従って、Ｓｎの添加量は０．５％を超え４．０％未満とした。望ましくは、１．０％を超え２．５％未満である。
【００１０】
（Ｚｎ）
Ｚｎは、固溶により強度向上に寄与し、はんだ耐候性や各種めっきの密着性、さらにはウイスカーやマイグレーション発生を抑制する必須元素である。Ｚｎ含有量が１．０重量％以下では、はんだ耐候性や各種めっきの密着性向上、ウイスカーやマイグレーション発生の抑制効果が小さく、Ｚｎ含有量が２０％を超えた場合は、導電率が低くなり、応力緩和特性が劣化し、さらに応力腐食割れを起こし易くなる。従って、Ｚｎ含有量は１．０％を超え２０％以下とする。望ましくは１．０％を超え１５％以下である。
【００１１】
（その他の元素）
Ｐ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂは、必要に応じて添加され、あるいは不純物として含有される元素であり、その１種又は２種以上が総量で１％以下に規制される。
このうちＰは鋳塊の健全性向上（脱酸・湯流れ等）に寄与する元素であり、その目的であれば含有量（残存量）が０．０００１％以上で効果がある。一方、多すぎると製品の機械的性質、曲げ加工性あるいはめっき性を阻害するため、０．０５％未満、望ましくは０．０１％未満に規制することが望ましい。
Ｓｉは溶解鋳造時に添加すると脱酸材としての効果があり、Ｐの代わりに又はＰとともに添加する。その目的であれば、含有量（残存量）０．０００１％以上が望ましい。一方、固溶分として母相中に残存したＳｉが多すぎると、はんだ及びＳｎめっきの白化あるいは剥離を引き起こし、導電率も低下するため、０．０５％以下、望ましくは０．０１％以下に規制することが望ましい。
【００１２】
Ｔｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ａｇは微量添加により耐応力緩和特性を向上させる効果を有するが、いずれも０．０００１％未満では効果がなく、総量で１％を超えて含有されると導電率、はんだ耐候性及び曲げ加工性の低下を招く。従って、添加する場合、総量で０．０００１％以上１％以下とする。望ましくは、Ｔｉ：０．０００１％以上０．２％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．２％以下、Ａｇ：０．０００１％以上０．２％以下、Ｆｅ０．０００１％以上０．６％以下の範囲である。これらの元素は、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＣｕからなる銅合金、又はさらにＳｉとＰのいずれか又は双方を含む銅合金に適宜添加できる。
Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂは耐応力緩和特性を向上させる働きをもつ。いずれの元素も１％以下であれば本合金の主要成分であるＮｉ、Ｓｎとは金属間化合物を造らないが、常温付近での固溶限が低い、もしくは酸素との親和力が強いため、これらの元素の１種又は２種以上が総量で１％を超えて含有されていると、溶解鋳造時、熱間圧延時あるいは加工熱処理中に粗大な酸化物を形成したり、粗大な晶出物が発生し、めっき性や曲げ加工性を低下させてしまう。また、導電率を低下させる。従って、これらの選択元素の１種又は２種以上の添加量は総量で１％以下とする。これらの元素は、（１）Ｎｉ、Ｓｎ、Ｚｎ及びＣｕからなる銅合金、（２）さらにＳｉとＰのいずれか又は双方を含む銅合金、（３）前記（１）又は（２）の元素に加えさらにＴｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ａｇの１種以上を含む銅合金に適宜添加できる。
【００１３】
本発明の製造方法は、前記組成の銅合金鋳造材に対し、必要に応じて熱間圧延を行い、続いて途中に中間焼鈍を挟む冷間圧延を行った後、安定化焼鈍を行うもので、中間焼鈍と安定化焼鈍を２００〜８５０℃の温度範囲内で５秒以上１分以下の条件で施し、安定化焼鈍前の最終冷間圧延の加工率を７２％以上とする。鋳造材が厚い（例えば厚さ５０ｍｍ以上）場合、必要に応じて均質化処理を行った後、熱間圧延し、横型連続鋳造により製造した薄い（例えば厚さ５０ｍｍ未満）鋳造材は、均質化処理のみを行い熱間圧延は省略することができる。
中間焼鈍は、冷間圧延途中で銅合金板を再結晶させるためのもので、２５０〜８５０℃、より好ましくは５５０〜６５０℃の範囲内の温度で５秒以上１分以下の加熱保持時間にて行う。これは連続炉に通板して実施することができる。この範囲よりも低温あるいは短時間では完全再結晶組織は得られず、これにより製品の曲げ加工性及び耐応力緩和特性が低下し、この範囲よりも高温あるいは長時間では結晶粒及び析出物が粗大化し、これにより製品の引張強さ、ばね限界値が低下し、曲げ加工性や耐応力緩和特性も低下する。
【００１４】
最終冷間圧延は、多量の転位を蓄積して製品の引張強さ及びばね限界値を向上させるため、７２％以上の加工率で行う必要がある。これにより、製品の引張強さ及びばね限界値を大幅に向上させることができ（それぞれ、７００Ｎ／ｍｍ２ 以上、５５０Ｎ／ｍｍ２ 以上）、しかも、他の特性をほとんど劣化させることがない。加工率の上限は特に限定されないが、９０％程度が現実的なめどとなる。より高強度の製品を製造するには加工率を望ましくは７８％以上とする。上限は望ましくは８７％以下とする。
安定化焼鈍は、再結晶を起こすことなく最終冷間圧延で導入された転位を適切に解放し、製品の耐応力緩和特性やばね限界値等の特性を向上させるためのもので、２５０〜８５０℃、より好ましくは３００〜４５０℃の温度範囲内の温度で５秒以上１分以下の加熱保持時間で行う。これは連続炉に通板して実施することができる。この範囲よりも低温あるいは短時間では転位が適切に解放されるに至らず、これにより製品のばね限界値や耐応力緩和特性、曲げ加工性が向上せず、この範囲よりも高温あるいは長時間では製品の引張強さ、ばね限界値が低下し、耐応力緩和特性も低下する。
【００１５】
この製造方法により得られた銅合金板の結晶粒の形態は、圧延面において板幅方向に測定した平均結晶粒径（ａ）が１〜２０μｍ、圧延方向に平行な方向に測定した平均結晶粒径（ｂ）が２〜２００μｍ、アスペクト比（ｂ／ａ）が２以上１０以下であることが望ましい。この結晶粒形態は、中間焼鈍後の再結晶粒（ほぼ等軸晶）の粒径を１〜２０μｍの範囲内とすることにより得ることができ、これは前記中間焼鈍条件により達成される。この再結晶粒は、最終冷間圧延により圧延方向に引き伸ばされ、上記アスペクト比のラグビーボール形状となる。製品の銅合金板の結晶粒は、ａが３〜１０μｍ、ｂが６〜１００μｍ、ｂ／ａは同じく２以上１０以下が望ましい。この場合、中間焼鈍後の再結晶粒の粒径を３〜１０μｍの範囲内とすればよい。
【実施例】
【００１６】
Ｎｉ：０．３５％、Ｓｎ２．３１％、Ｚｎ１４．０％、Ｃａ，Ｍｎ，Ｂｅ及びＡｌを各０．０００１％含み、残部Ｃｕからなる銅合金について、クリプトル炉により大気中の木炭被覆下で溶解して鋳塊を得た。次いで、この鋳塊を熱間圧延して厚さ１５ｍｍに仕上げ、さらに冷間圧延と中間焼鈍及び安定化焼鈍を組み合わせて、０．２５ｍｍ厚の銅合金板を製造した。中間焼鈍前の冷延材厚み、中間焼鈍条件、最終冷間圧延後の冷延材厚みと加工率、及び安定化焼鈍条件を表１に示す。
続いて、この銅合金板について、結晶粒径を下記要領で、各種特性を前記要領で測定した。その結果を表２に示す。
（結晶粒径）圧延表面において、板幅方向と圧延方向に平行な方向に、それぞれＪＩＳＨ０５０１に規定された切断法で測定した。なお、中間焼鈍で再結晶しなかったＮｏ．３，５，６については測定ができなかった。
【００１７】
（引張強さ）長手方向が圧延方向となるように、銅合金板からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に基づいて測定した。
（ばね限界値）ＪＩＳＨ３１３０に基づき、モーメント式試験により室温における永久たわみ量を測定し、Ｋｂ0.1を算出した。試験片の長手方向は圧延方向に平行とした。
（導電率）ＪＩＳＨ０５０５に基づいて測定した。
（９０°曲げ加工性）長手方向が板幅方向となるように銅合金板から幅１０ｍｍ、長さ３５ｍｍの供試材を採取し、ＣＥＳＭ０００２金属材料Ｗ曲げ試験に規定されているＢ型曲げ治具で供試材をはさみ、島津製作所製万能試験機ＲＨ−３０を使用して１ｔの荷重でＲ／ｔ＝２にてＷ曲げ加工を行い、曲げ部の割れの有無を判別した。
【００１８】
（応力緩和率）
図１及び図２に示すように、幅１０ｍｍの試験片１をＥＭＡＳ−３００３に記載の片持ち梁式にて、長さ８０ｍｍ（ｌ）の位置に試験片の耐力の８０％の曲げ応力を付加し、応力を付加した状態で１５０℃で１０００時間保持した後応力を除去した。応力を付加したときの付加点での試験片のたわみ量（δ）と応力を除去したときの変位量（ε1）を測定し、次式によって応力緩和率を測定した（各温度でｎ＝５）。
応力緩和率（％）＝（ε1／δ）×１００
なお、曲げ応力（σ）は次式によって算出される。
σ＝（３×Ｅ×ｔ×δ）／（２×ｌ２）
ただし、
σ：曲げ応力＝試験片の耐力×０．８
Ｅ：試験片のヤング率（Ｎ／ｍｍ２）
ｔ：試験片の板厚＝０．２５ｍｍ
【００１９】
【表１】
2005163127.tif 000002
【００２０】
【表２】
2005163127.tif 000003
【００２１】
表１をみると、本発明に規定する条件で製造したＮｏ．１は、引張強さ及びばね限界値が特許文献１のデータに比べて高く、導電率、曲げ加工性及び応力緩和特性も優れている。
一方、最終冷間圧延の加工率が低いＮｏ．２は、アスペクト比が低く、引張強さ及びばね限界値が低い。中間焼鈍温度及び時間が規定を下回るＮｏ．３は、再結晶が行われず、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣り、中間焼鈍温度及び時間が規定を上回る高いＮｏ．４は、結晶粒が粗大化しアスペクト比も高く、引張強さ、ばね限界値、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣り、中間焼鈍時間が規定より短いＮｏ．５及び中間焼鈍温度が規定より低いＮｏ．６は、いずれも再結晶が行われず、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣り、中間焼鈍温度が規定より高いＮｏ．７は、結晶粒が粗大化しアスペクト比も高く、引張強さ、ばね限界値、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣り、安定化焼鈍を行っていないＮｏ．８及び安定化焼鈍時間が短いＮｏ．９は、ばね限界値、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣り、安定化焼鈍温度及び時間が規定を上回るＮｏ．１０及び安定化焼鈍時間が規定より長いＮｏ．１１は、いずれも再結晶を起こして結晶粒が粗大化し、引張強さ、ばね限界値及び応力緩和特性が劣り、安定化焼鈍温度が低いＮｏ．１２は、ばね限界値、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣り、中間焼鈍時間が長いＮｏ．１３及び中間焼鈍温度及び時間が規定を上回るＮｏ．１４は、結晶粒が粗大化し、引張強さ、ばね限界値、曲げ加工性及び応力緩和特性が劣る。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】応力緩和率特性を評価する方法を説明するための斜視図である。
【図２】その側面図である。
【符号の説明】
【００２３】
１  試験片
【図１】
2005163127.tif 000004
【図２】
2005163127.tif 000005