(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｓｉを０．２質量％以上１．２質量％以下含有し、かつ、Ｍｇを０．０７質量％以上０．１７質量％以下含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅基合金を鋳造し、熱間圧延により圧延後、１５％以上の加工率で冷間圧延を施し、３５０℃以上５００℃以下の温度において３０分以上２４時間以下の時効処理を施し、その後最終冷間圧延を行い、更に３００℃以上５５０℃以下の温度で３０秒以上３分以下の歪み除去焼鈍を行う銅合金の製造方法において、時効処理後の硬さに対する最終冷間圧延後の硬さの硬化率を１０％以下とすることにより、４００℃以上５５０℃以下の温度における１分以上１０分以下の加熱時の圧延方向への伸び率が５０ｐｐｍ以下であることを特徴とする電気・電子部品用高強度銅合金の製造方法。
【請求項２】
前記熱間圧延は、８００℃以上９５０℃以下の温度において３０分以上保持後圧延する請求項１に記載の電気・電子部品用高強度銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、良好な強度および導電性を有するとともに、加熱時の寸法変化の小さい電気・電子部品用銅合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
リードフレーム、コネクタ等をはじめとした電気・電子部品用銅合金には高い強度と高い熱伝導率、更には電気・電子部品の製造工程中の加熱により軟化しにくい高い耐熱性が要求される。近年、電気・電子部品の小型化・高集積化が進むに連れ、上記特性への要求はますます厳しくなっており、これらの要求を満たす合金としてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（コルソン合金）が開発され、各種添加元素を加えたものが使用されてきた。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金に関する特許はこれまで各社から多くの特許が公開されている。強度および電気伝導性を向上させるために成分や製造方法に言及した特許に関しては例えばオリン社の特許第２５７２０４２号が代表的である。曲げ加工性やめっき性に言及した特許に関しては例えば日鉱金属の特許第３３８３６１５号や特開昭５８−１２３８４６号、古河電工の特開平１０−１１０２２８号が挙げられる。ワイヤ・ボンディング性に言及した特許に関しては例えば日鉱金属の特許第２７１４５６０号や特公昭６２−４６０７１号が挙げられる。プレス性に言及した特許に関しては例えば日鉱金属の特許第３６１９５１６号や特開平１０−３０１５５号が挙げられる。
【特許文献１】特許第２５７２０４２号公報
【特許文献２】特許第３３８３６１５号公報
【特許文献３】特開昭５８−１２３８４６号公報
【特許文献４】特開平１０−１１０２２８号公報
【特許文献５】特許第２７１４５６０号公報
【特許文献６】特公昭６２−４６０７１号公報
【特許文献７】特許第３６１９５１６号公報
【特許文献８】特開平１０−３０１５５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
リードフレームは銅条をプレスやエッチングすることにより所定の形状を得るが、リードフレームが多ピン狭ピッチ化するに従い、寸法精度への要求も非常に厳しくなっている。プレスでの製造の場合、プレス後に５００℃程度のアニールを実施してプレス歪みを除去している。このため、リードフレーム用銅条は高い耐熱性と同時に、加熱での寸法変化が小さいことが強く要求されている。
【０００４】
上述のようにＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の２次的特性に関しては多くの特許が見られる。しかし、加熱時の寸法変化に言及した特許は見られない。他の銅合金における加熱での寸法変化に関しては、Ｃｕ−Ｂｅ合金では時効熱処理過程において著しい寸法変化を生じることが知られており、多くの研究論文が見られる。例えば、三木らの「Ｃｕ−Ｂｅ合金の時効にともなう寸法変化（収縮および膨張）におよぼす冷間加工の影響」（銅と銅合金，３８（１９９９），１３９．）を初めとした一連の研究論文が挙げられる。しかし、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金においてはＣｕ−Ｂｅ合金の時効熱処理時のような顕著な寸法変化が見られないためか文献は見当たらない。リードフレームを製造する際は加熱時の寸法変化を見込んで製造条件が設定され、リードフレーム用銅合金条は寸法変化のばらつきが小さいことが要求される。従って、リードフレーム用銅合金条は製造条件の安定化により加熱時の寸法変化を安定化させるよう努力されてきたが、本質的に寸法変化を小さくする対策は充分とられてきたとはいえない。
【０００５】
そこで、本発明は強度、導電率、耐熱性といった基本特性を損なうことなく、加熱時の寸法変化を小さくすることが可能な製造方法を提供することを目的とした。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的を達成するためにＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の時効処理条件や圧延条件が最終製品の加熱時の寸法変化に与える影響について調査した。この結果、最終圧延での硬化率が加熱による寸法変化に大きく影響しており、最終圧延による加工硬化量が多いほどその後の加熱により圧延方向に伸びることがわかった。従って、本来の強度、導電率、耐熱性といった基本特性を損なうことなく、加熱時の寸法変化を小さくするためには、時効処理条件と最終圧延加工率の適正化、および歪み除去焼鈍の適正化が必要であることを見出した。
【０００７】
本発明は上記知見を基にして得られたものであり、Ｎｉを１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｓｉを０．２質量％以上１．２質量％以下含有し、かつ、Ｍｇを０．０７質量％以上０．１７質量％以下含有し、残部がＣｕと不可避不純物からなる銅基合金を鋳造し、熱間圧延等により所望の厚みに圧延後、少なくとも１５％以上の加工率で冷間圧延を施し、３５０℃以上５００℃以下の温度において３０分以上２４時間以下の時効処理を施し、その後最終冷間圧延を行い、更に３００℃以上５５０℃以下の温度で３０秒以上３分以下の歪み除去焼鈍を行う銅合金条の製造方法において、時効処理後の硬さに対する最終冷間圧延後の硬さの硬化率を１０％以下とすることにより、４００℃以上５５０℃以下の温度における１分以上１０分以下の加熱時の圧延方向への伸び率が５０ｐｐｍ以下であることを特徴とする加熱時の寸法変化の小さい電気・電子部品用高強度銅合金の製造方法であり、強度、導電率、耐熱性といった基本特性を損なうことなく、加熱時の寸法変化を小さくすることが可能な製造方法に関する。
【発明の効果】
【０００８】
本発明は強度、導電率、耐熱性といったＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金の基本特性を損なうことなく、加熱時の寸法変化を小さくすることが可能な製造方法を開発したもので、リードフレームを製造する際のプレス歪み除去アニールの際の寸法変化の問題が解決された点において、その効果は非常に大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明に係る良好な強度および導電性を有するとともに、加熱時の寸法変化の小さい電気・電子部品用銅合金の製造方法について以下詳細に説明する。
【００１０】
（１）合金成分
合金成分はＮｉを１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｓｉを０．２質量％以上１．２質量％以下とする。本合金では時効処理によってＣｕ中に金属間化合物であるＮｉ２Ｓｉを析出させて高強度を得るが、Ｎｉが１．０質量％未満、若しくはＳｉが０．２質量％未満では充分な強度を得ることができない。一方、Ｎｉが４．０質量％、若しくはＳｉが１．２質量％を超えると導電率の低下、加工性の悪化が顕著になる。特に中間温度脆性が顕著になり、高温加熱時や熱間加工時の粒界割れが非常に起こり易くなる。また、Ｎｉ２Ｓｉ等の析出量が多くなり、酸洗時にこれらが表面に残渣となってめっき不良を誘発する。更に、Ｎｉが４．０質量％を超えると溶解時に溶湯中に吸収されるＨの量が増大し、鋳塊中に固溶水素となって残存する。これらの水素は中間温度脆性の一因となり、冷間圧延後の焼鈍時に膨れ状の欠陥となりやすい。望ましくはＮｉが１．５質量％以上３．０質量％以下、Ｓｉが０．３質量％以上０．７質量％以下とする。ＮｉとＳｉの混合比は、金属間化合物であるＮｉ２Ｓｉの組成に近い方が効率よく強度と導電率を向上させることが可能と考えられることから、Ｎｉ：Ｓｉ＝４：１とすることが望ましい。
【００１１】
合金成分は上記成分が基本であるが、更に副成分としてＰ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ａｇのうちいずれか1種以上の成分を総量で２．０質量％未満含有しても本発明の効果は同様に得られるが、２．０質量％以上では導電率の低下等の特性劣化が大きくなる。
【００１２】
Ｐは溶解時の脱酸剤としての効果とともに、若干の強度向上の効果がある。
【００１３】
Ｚｎは半田濡れ性を向上させ、半田層との界面に生成するＣｕとＳｎの合金層の成長を抑制する作用がある。また、溶解時の脱ガス作用やＣｕのマイグレーションの抑制作用がある。比較的多量に添加しても特性への悪影響は少ないが、２．０質量％以上の添加では導電率の低下をもたらすとともに、効果も飽和する。
【００１４】
ＳｎはＣｕ中に固溶し、耐熱性とともにばね性、曲げ加工性、耐応力緩和特性を向上させる作用があり、コネクターとして使用する場合には添加することが望ましい。添加量が多くなると、導電率の低下をもたらすとともに、半田層との界面に生成するＣｕとＳｎの合金層の成長を助長し、またウィスカーを発生し易くなる。
【００１５】
Ｍｇは導電率をそれほど低下させずに強度、耐熱性とともに耐応力緩和特性を向上させる効果がある。また、Ｓは中間温度脆性を助長させる元素であるが、ＭｇはＳと化合物を生成して粒界のＳを固定し、熱間加工性を向上させる効果がある。０．５質量％以上の添加では、酸化物の巻き込み等の鋳造性の低下をもたらす。
【００１６】
Ｆｅは高温では主に固溶し、高温熱処理時の再結晶を遅らせ、結晶粒成長を抑制する作用がある。０．１質量％以上の添加では導電率の低下が大きいとともに、効果も飽和する。
【００１７】
Ｃｏも高温熱処理時の再結晶を遅らせ、結晶粒成長を抑制する作用がある。また、Ｆｅに比べ導電率の低下が少ない。
【００１８】
ＭｎもＳと化合物を生成して粒界のＳを固定し、熱間加工性を向上させる効果があるが、導電率の低下をもたらす。
【００１９】
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒは強度と耐熱性を向上させる効果があるが、酸化物の巻き込み等の鋳造性の低下をもたらす。
【００２０】
Ａｇは耐熱性を向上させる効果がある。
【００２１】
（２）製造方法
通常坩堝式溶解炉やチャネル式溶解炉等の電気炉で所定の成分を溶解後、連続鋳造により厚さ１５０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下、幅４００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下程度の矩形断面鋳塊（ケーク）を鋳造する。ケークを８００℃以上９５０℃以下の温度において３０分以上保持後、熱間圧延機により厚さ１０ｍｍ以上１５ｍｍ以下まで圧延する。熱間圧延の加熱温度が８００℃より低いと、熱間圧延時に粒界に割れを生じる。また、鋳造の冷却過程で析出した粗大な析出物が充分に固溶しない。一方、９５０℃より高いと再結晶した結晶が粗大化し易く、また酸化膜が厚くなる。従って、熱間圧延の加熱温度は８００℃以上９５０℃以下とする。また、保持時間は３０分より短くても析出物が充分に固溶しないため、保持時間は３０分以上とする。更に、熱間圧延終了温度は６５０℃以上とし、毎分３００℃以上の冷却速度で水冷することが望ましい。熱間圧延終了温度を高くし、その後の冷却速度を速くすることで、時効処理の際に高い強度を得ることができる。また、鋳塊を厚さ２０ｍｍ程度の薄板に鋳造しても良く、この場合熱間圧延は不要である。
【００２２】
熱間圧延後面削により酸化膜を除去する。その後、少なくとも１５％以上の加工率で冷間圧延した後、時効処理を施す。時効処理前の冷間圧延加工率が１５％未満では析出サイトが不足し、析出速度が遅くなるとともに強度が上がりにくくなる。望ましくは５０％以上８０％以下である。また、より高い強度が必要な場合には、所定の厚さに冷間圧延後、７５０℃以上の温度において１分以上５分未満加熱し、その後毎分２００℃以上の冷却速度で水冷して溶体化処理を施す。その後、少なくとも１５％以上の加工率で冷間圧延した後、時効処理を施す。
【００２３】
時効処理は３５０℃以上５００℃以下の温度において３０分以上２４時間以下保持する。時効処理温度が３５０℃未満では析出速度が遅く、２４時間以上加熱しても充分析出しない。時効処理温度が５００℃を超えると微細な析出物が得られず充分な時効硬化が得られない。この場合に最終的に高い強度を得ようとすると、時効処理後の圧延での加工率を高くして加工強化により強度を向上させることができるが、加熱した際の圧延方向への伸び率が大きくなる。望ましくは４２０℃以上４８０℃以下の温度において１時間以上４時間以下とする。
【００２４】
時効処理後に最終冷間圧延を行うが、時効処理後の硬さに対する最終冷間圧延後の硬さの硬化率は１０％以下とする。１０％を超えると冷間圧延により付加された加工歪み量が増大し、加熱した際の圧延方向への伸び率が大きくなる。また、時効処理は冷間圧延を挟んで２回以上施しても良いが、この場合は最終時効処理後の硬さに対する最終冷間圧延後の硬さの硬化率を１０％以下とする。更に、最終冷間圧延の間に複数回の焼鈍を加えても良いが、この場合各焼鈍後の硬さと時効後の硬さのうち最も低い硬さに対する最終冷間圧延後の硬さの硬化率が１０％以下であることを条件とする。
【００２５】
最終冷間圧延後には歪み除去焼鈍を施す。歪み除去焼鈍は３００℃以上５５０℃以下の温度において３０秒以上３分以下保持する。温度が３００℃未満や保持時間が１分未満では加工歪みが充分除去できず、伸びが不足するとともに加熱した際の圧延方向への伸び率が大きくなる。温度が５５０℃を超えると導電率や強度の低下が大きくなる。
【実施例】
【００２６】
まず、表１に示すように成分、熱間圧延条件、溶体化条件、時効前加工率、時効条件を変えて数種の銅合金を作製し各成分の銅合金を高周波溶解炉で溶解後、ＳＵＳ製鋳型に鋳込んで厚さ２０ｍｍの鋳塊を鋳造した。次に各熱間圧延条件で熱間圧延を実施して厚さ８ｍｍに仕上げ、酸化スケールを除去後、冷間圧延を実施した。本発明のＮｏ．４のみ厚さ２．５ｍｍにて溶体化処理を行った後、冷間圧延にて厚さ１ｍｍとした。その後、各時効前加工率にて冷間圧延を実施し、４７０℃の温度において２時間の時効処理を実施した後、加工率５０％で最終圧延し、４５０℃の温度において1分間の歪み除去焼鈍を実施した。
【００２７】
【表１】
0005135914.tif 000002
【００２８】
表２にこれらのサンプルの熱間加工性、歪み除去焼鈍後の導電率、引張強さ、めっき性について評価した結果を示す。Ｎｏ．１〜４はいずれも熱間加工性やめっき性は良好で、特性的にも問題は見られなかった。ＮｉとＳｉの含有量が多いほど高い強度が得られる。一方、Ｎｏ．５はＮｉ、Ｓｉの含有量が少なく、充分な強度が得られず、Ｎｏ．６はＮｉ、Ｓｉの含有量が多く、熱間圧延時に結晶粒界で割れ、めっき前の酸洗で残渣が大量に発生するといった問題が生じた。Ｎｏ．７〜９は化学組成はＮｏ．２と同一であるが、Ｎｏ．７は熱間圧延の加熱温度が低く、結晶粒界に微小な割れを生じた。加熱温度８６０℃では結晶粒の内外に析出物はほとんど見られなかったが、７７０℃では析出物が多く見られた。また、熱間圧延後の断面には未再結晶粒が多く見られた。Ｎｏ．８は熱間圧延の加熱温度が高く、再結晶粒が粗大化した。Ｎｏ．９は時効処理前の加工率が低く、析出が充分に進まず低い導電率と低い強度となった。
【００２９】
【表２】
0005135914.tif 000003
【００３０】
次に、表２の結果に基づき、Ｎｏ．２（実施例１）と同一の製造条件で厚さ１ｍｍまで冷間圧延後、表３に示すように時効条件、最終圧延加工率、歪み除去焼鈍条件を変えて数種のサンプルを作製し、時効後及び最終圧延後のビッカース硬さ、歪み除去焼鈍後の導電率、引張強さを評価した。更に５００℃の温度において５分間の加熱を実施し、加熱前後での圧延方向の寸法変化を測定して伸縮率（伸び率）を算出した。この際、サンプルは長さ２５０ｍｍ、幅１０ｍｍとし、Ａｒ雰囲気において無張力状態で加熱した。寸法測定の標点間距離は２００ｍｍとした。本発明である実施例１および実施例２〜実施例４はいずれも最終圧延での硬化率（（最終圧延後の硬さ／時効処理後の硬さ−1）×100）は１０％以下であり、加熱伸縮率は５０ｐｐｍ以下である。歪み除去焼鈍後の導電率及び引張強さも良好である。一方、比較例１〜比較例３は時効後の硬さが低く、硬化率はいずれも２０％を超えている。この結果、加熱伸縮率は５０ｐｐｍを大きく超えている。また、比較例４は比較例３と同一の時効条件であるが、最終圧延加工率を高くして加工硬化により強度を上げようとしたものだが、効果率が５０％近いために加熱伸縮率は２５０ｐｐｍ以上の高い値となった。また、過時効条件であるために耐熱性が低く、歪み除去焼鈍での強度低下が大きい。比較例５は最終圧延まで実施例１と同一の製造工程であり、歪み除去焼鈍条件のみ６００℃の温度において1分間の加熱としたが、強度低下が大きい。
【００３１】
【表３】
0005135914.tif 000004