(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅを０．２〜４％（質量％、以下同じ）、Ｐを０．０００１〜０．７％、Ｚｎを０．０２〜５．０％含有し、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐ化合物を析出し、残部が不可避不純物及びＣｕからなる銅合金において、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径が３〜６０μｍで、かつその値の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の７０％以上であることを特徴とする電気電子部品用銅合金。
【請求項２】
さらにＳｎ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｍｇ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載された電気電子部品用銅合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｆｅを含有し、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｔｉなどの化合物を析出させた電気電子部品用銅合金、特に半導体用リードフレーム、端子、コネクター、ブスバーなどに用いる電気電子部品用銅合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
銅母相中にＦｅ又はＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｔｉなどの化合物を析出させると導電率と強度に優れる銅合金が比較的簡単に得られるため、Ｃ１９４００（Ｃｕ−２．３５Ｆｅ−０．０３Ｐ−０．１２Ｚｎ）、Ｃ１９５００（Ｃｕ−１．５Ｆｅ−０．８Ｃｏ−０．１Ｐ−０．６Ｓｎ）、Ｃ１９７００（Ｃｕ−０．６Ｆｅ−０．２Ｐ−０．０５Ｍｇ）、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｔｉなど多種のＦｅ含有銅合金がリードフレーム、端子、コネクターなどの電気、電子部品材料として大量に用いられている。
【０００３】
しかし、これらの材料を加工、成形する場合において、冷間圧延における板の波打ちや蛇行、残留応力の不均一、スリッターした条の蛇行、スタンピング加工における曲がりやバリの発生、リード曲げ加工部の肌荒れや割れ、製品での強度低下などの問題が発生することがあり、これが製品の歩留まりや加工時の生産性を低下させていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−ＴｉなどのＦｅ系化合物の析出する前記のＦｅ含有銅合金のように母相中に第２相が析出する合金においては、その熱処理において再結晶−粗大化と析出が同時に進行する。そのため、熱処理工程において、その熱処理条件（温度、昇温速度、保持時間）によっては粗大に成長した結晶粒と加熱中の析出によって成長を止められた微細な結晶粒が混在した組織（混粒組織）となる。また、一度混粒組織となるとその後の加工熱処理によって整粒組織の材料を作製することがきわめて難しい。そして、混粒組織を有する材料において、粗大結晶粒は微細結晶粒より変形能が大きく、耐力が小さい。そのため、このような混粒組織を呈する材料においては、部位によって変形能及び強度が異なるという現象が発生する。
【０００５】
本発明者らの知見によれば、この混粒組織はＦｅの含有量が０．２％以上である前記のような銅合金において特に発生しやすく、その度合により部位による変形能及び強度の差が大きくなり、前記のような冷間圧延における板の波打ちや蛇行、残留応力の不均一、スリッターした条の蛇行、スタンピング加工における曲がりやバリの発生、リード曲げ加工部の肌荒れや割れ、製品での強度低下などの問題が発生する。
本発明は、本発明者らのこの知見に基づいてなされたもので、Ｆｅ含有銅合金において見られる上記の問題点を解消することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
Ｆｅ含有銅合金は、製造工程中に軟化、時効などの目的で行う熱処理によって、前述のように混粒組織となりやすく、また、一度混粒組織となるとその解消が難しく、製造工程、スタンピング工程において多大な問題を発生させる。逆に、例えば熱延材及び水平連鋳材を冷延する工程中で行う第１回目の熱処理において整粒組織とし、その後時効処理によってＦｅ又は／及びＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−ＴｉなどのＦｅ系化合物を析出させると、さらに冷延−熱処理を行っても混粒組織となることはなく、前述の問題は発生しない。
【０００７】
このような観点から、本発明者らはＦｅを０．２〜４ｗｔ％含有する銅合金について、整粒組織とするための熱処理条件を検討した結果、結晶粒界の移動を妨げる析出が充分におこらない間に再結晶させればよいことを見い出した。また、このとき得られる再結晶粒の平均結晶粒径はその後の加工性、強度のことを考えると３〜６０μｍにすることが望ましく、同時に、新たに整粒化度（本発明では平均結晶粒径の８０〜１２０％の寸法の結晶粒が全結晶粒に占める割合）という概念を導入して、前述の問題点を発生させないＦｅ含有銅合金の条件として整粒化度７０％以上という条件を見い出した。
【０００８】
すなわち、本発明に係る電気電子部品用銅合金は、Ｆｅを０．２〜４％含有し、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−ＴｉなどのＦｅ基の化合物を析出し、残部が不可避不純物及びＣｕからなる銅合金において、圧延表面の板幅方向の平均結晶粒径の値が３〜６０μｍで、かつその値の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の７０％以上であることを特徴とする。この銅合金は、必要に応じてＺｎ０．０２〜５．０％、Ｓｎ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｍｇ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％の１種又は２種以上を含有する。
【０００９】
また、本発明に係る電気電子部品用銅合金は、上記組成の銅合金を、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−ＴｉなどのＦｅ基の化合物を析出させる時効処理に先立って、４５０〜９５０℃の温度範囲に０．１℃／秒以上の速度で昇温し、その温度で５秒〜１０分保持して再結晶させた後、Ｆｅ又は／及びＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−ＴｉなどのＦｅ基の化合物を析出させる時効処理を行うことで製造することができる。
【００１０】
なお、銅合金中には不可避不純物としてＡｌ，Ｎｉ，Ｂ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｐｂ，Ｓなどの元素が原料として用いるスクラップ、炉材などから混入することがあるが、Ａｌ，Ｎｉ，Ｂ，Ｚｒ，Ｃｒについてはそれぞれ０．２％以下、Ｐｂ，Ｓについてはそれぞれ０．０３％以下、かつこれらの元素の総量が０．５％以下であれば、本合金の熱間・冷間加工性、機械的性質、導電率、曲げ加工性、プレス打抜き性などを大きく損なうことはないので含有させても差し支えない。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る銅合金の成分組成等について、具体的に説明する。
（Ｆｅの含有量）
Ｆｅ含有量が０．２％未満であると、Ｆｅ又はＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−ＴｉなどのＦｅ基化合物の析出量が少ないためリードフレーム、端子、コネクター等に要求される最近の高強度化要求に十分には応えることができず、また、特殊な加熱条件を設定しなくても整粒組織が得られるためＦｅ含有量は０．２％以上必要である。また、Ｆｅ含有量が４％を越えると粗大なＦｅの晶出物が多量に発生し、これらの晶出物は強度向上にほとんど寄与せず、かえって曲げ加工性を劣化させ、プレス打抜き時に金型を摩耗させるため、Ｆｅ含有量は４．０％以下でなければならない。
従って、Ｆｅの含有量は０．２〜４．０％とする。この範囲の中でＦｅの含有量として望ましい範囲は０．３〜３．０％である。
【００１２】
（Ｆｅ基の化合物形成元素）
Ｐ，Ｓｉ，ＴｉはＦｅと安定な化合物を形成し、Ｃｕの母相に析出して銅合金の耐力、耐熱性を向上させる。化合物を形成させるために、Ｐ，Ｓｉ，Ｔｉの一種又は二種以上を添加するが、ＰはＦｅとＦｅ２Ｐ又はＦｅ３Ｐを、ＳｉはＦｅとＦｅ３Ｓｉ、Ｆｅ５Ｓｉ３又はＦｅＳｉを、ＴｉはＦｅとＦｅ２Ｔｉ又はＦｅＴｉを形成する。これらの含有量は、Ｐ：０．０００１〜０．７％、Ｓｉ：０．００１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％であり、それぞれ下限値より少ないと耐力及び耐熱性が向上せず、上限値を越すと、導電率が低下し、鋳造が難しくなり熱延や冷延時に割れが発生しやすくなる。
【００１３】
（Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｍｇ，Ｍｎの含有量）
Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｍｇ，Ｍｎは材料の強度を上昇させる。各元素のその他の添加効果とその含有量の限定理由は以下の通りである。
Ｚｎはプレス加工性の向上（金型摩耗の低減）、マイグレーションの防止、錫めっき及びはんだの耐熱剥離防止などの効果を有する。含有量が０．０２％以下ではその効果が充分でなく、５．０％を越えて含有されるとはんだ濡れ性を低下させるため、その適正含有量を０．０２〜５．０％とする。
Ｓｎはバネ限界値を向上させる。含有量が０．０１％以下ではその効果が充分でなく、３．０％を越えて含有されると導電率を低下させるため、その適正含有量を０．０１〜３．０％とする。
Ｃｏは耐熱性を向上させる。含有量が０．０１％以下ではその効果が充分でなく、３．０％を越えて含有されると導電率を低下させるため、その適正含有量を０．０１〜３．０％とする。
【００１４】
Ｍｇはバネ限界値及びプレス加工性（金型摩耗）を改善し、マイグレーションを防止する。また、Ｓと化合してＭｇＳを形成し、鋳塊の熱間加工性を改善する。含有量が０．０１％以下ではそれらの効果が充分でなく、３．０％を越えて含有されると導電率を低下させ、鋳造が難しくなるため、その適正含有量を０．０１〜３．０％とする。
Ｍｎは耐熱性、鋳塊の熱間加工性を向上させる。含有量が０．０１％以下ではそれらの効果が充分でなく、１．５％を越えて含有されるとはんだ濡れ性と導電率を低下させ、鋳造が難しくなるため、その適正含有量を０．０１〜１．５％とする。
なお、上記元素中Ｃｏ、ＭｎはそれぞれＰ、Ｓｉと化合物を形成するが、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ化合物以外にＣｏ、Ｍｎのりん化物又は／及び珪化物が形成されても本発明の合金の効果を害するものではない。
【００１５】
（結晶粒径）
本発明の合金は、熱処理上がり、冷延上がり、又は冷延後、伸びを改善させるための低温−短時間加熱処理上がり、テンションアニーリング上がりあるいはテンションレベラー上がりとしても良いが、いずれの場合も圧延面で測定した板幅方向の平均結晶粒径の値が３〜６０μｍで、かつその値の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の７０％以上（整粒化度７０％以上）であることを特徴とする。ここで、板表面において板幅方向の結晶粒径を測定するのは、焼鈍上がりにおいてもその後圧延を加えても板幅方向の結晶粒径がほとんど変化しないためである。
【００１６】
平均結晶粒径の値を３〜６０μｍに限定するのは、平均結晶粒径が３μｍを下回った場合、かえって曲げ加工性が低下するためであり、６０μｍを超えた場合は曲げ加工性が不良となり、スタンピング打抜き時のだれが大きくなり、直線性が悪化するからである。また、結晶粒径の分布を、平均結晶粒径の値の８０〜１２０％の寸法の結晶粒の数が全結晶粒の７０％以上（整粒化度７０％以上）と限定するのは、整粒化度が７０％を下回るときは、材料の曲げ加工性、スタンピング加工性、強度が低下するためである。さらに、平均結晶粒径の値は５〜４０μｍ、整粒化度が全結晶粒の８０％以上であるとプレス加工性や曲げ加工性がさらに向上する。
なお、平均結晶粒径は、圧延表面を光学顕微鏡で撮影した組織写真を用いＪＩＳＨ０５０１に規定されている切断法により測定する。また、結晶粒径の分布は、上記組織写真を画像解析装置で解析して求めることができる。
【００１７】
（熱処理条件）
本発明の合金をその使用状態において前述の結晶粒径範囲及び整粒化度をもつ整粒組織とするには、時効処理に先だって通常の時効処理の加熱より急速加熱することが必要である。
本発明の合金はＦｅを含有することによって耐熱性が向上しており、４５０℃未満では０．１℃／秒以上の速度で昇温し、かつ当該温度に５秒以上保持しても均一に再結晶しない。従って、加熱温度は４５０℃以上とする。そして、高温−短時間加熱は微細で均一な粒径の再結晶組織とするには好ましい条件であるが（特にＦｅが０．５ｗｔ％を越える合金）、９５０℃を超える温度に加熱するとＦｅが少ない合金は加熱時間を５秒としても再結晶粒が粗大化しやすく、目的とする良好な曲げ性、スタンピング性が得られないからである。また、Ｆｅ含有量が多い合金に対しても９５０℃を越す温度であると再結晶粒の大きさを均一に制御することが難しい。さらには加熱雰囲気に含まれる酸素や水分によって内部酸化が発生してはんだ付け、めっきなどの表面処理性が低下しやすくなる。したがって、加熱温度範囲は４５０〜９５０℃とする。５００℃〜９５０℃がより好ましい。
また、材料の加熱速度を０．１℃／秒以上とするのは、加熱速度が０．１℃／秒未満となると加熱中に析出が起き始め、結晶粒の成長速度に差を生じて微細結晶粒と粗大結晶粒の混粒組織となるからである。したがって、加熱速度は０．１℃／秒以上でなければならない。０．５℃／ｓｅｃ以上がより好ましい。
【００１８】
さらに、上記条件で加熱しても、その保持時間が５秒未満では目的とする再結晶組織が得られず、１０分を越えて保持しても結晶粒の成長が停止し、又はＦｅの含有量の少ない合金では結晶粒がかえって粗大化する。したがって、保持時間は５秒〜１０分とする。１０秒〜５分がより好ましい。
なお、整粒組織とするための加熱処理には例えば連続焼鈍炉を用いればよく、材料の表面酸化や内部酸化を防止するために還元雰囲気（例えば窒素−水素混合ガス雰囲気）で加熱し、冷却中の析出を防止するために加熱後急冷することが望ましい。室温までの冷却速度は５℃／秒以上であればその後の時効処理によって良好な特性が得られる。
【００１９】
この後、整粒組織とした材料を時効処理する。この時効処理には通常バッチ加熱式のベル型炉などを用いるが、導電率が特に必要でない場合などには連続熱処理炉を用いてもよい。バッチ加熱の場合には通常、Ｆｅ又は／及びＦｅの化合物が析出する３５０〜６５０℃で１〜３０時間程度材料を加熱する工程を採用する。なお、整粒組織を得るための急速加熱熱処理とその後の時効処理の間に冷延を行っても、その加工率が５０％以下であれば本発明の効果を阻害するものではない。
【００２０】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。なお、各実施例１〜３において結晶粒径及び整粒化度、引張り強さ、導電率、曲げ性及びはんだ濡れ性は、以下の方法で調査した。
（結晶粒径及び分布測定）
結晶粒径は、試料表面を研磨後エッチングして光学顕微鏡写真を撮影し、その組織写真からＪＩＳＨ０５０１に規定されている切断法（線分の向きを板幅方向とする）により測定した。なお、同一試料に対して５視野を観察し、その平均値を各試料の結晶粒径とした。
結晶粒径の分布は、上記の組織写真を画像解析装置を用いて解析した。すなわち、結晶粒を板幅方向に横切る線分の長さを３００個以上の結晶粒について測定し、それらの平均値と度数分布を求めた。表１に示す整粒化度は、その平均値に対して８０〜１２０％の粒径を持つ結晶粒の個数を求め、その個数の全結晶粒数うに対して占める割合（％）として算出した。
【００２１】
（引張強さ）
試験片の長手方向を圧延方向に平行としたＪＩＳ５号試験片を作製し、測定した。
（導電率）
ミーリングにより短冊状の試験を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により測定した。
（プレス性）
機械式プレスにより０．３ｍｍ幅のリードを打ち抜き、打ち抜いたリードのばり高さを測定して評価した。ばり高さは、１０個のリードのばり面を走査型電子顕微鏡で観察し、各最大バリ高さの平均値で示した。
【００２２】
（曲げ性）
曲げ加工性は、０．２５ｍｍＲで９０°曲げを行い、曲げ部の外面側を光学顕微鏡で観察し、肌荒れの有無及びクラックの有無で評価した。
（はんだぬれ性）
短冊状の試験片に弱活性フラックスを塗布し、２３０±５°Ｃに保持したはんだ浴（Ｓｎ／Ｐｂ＝６０／４０）に５ｓｅｃ間浸漬した後引き上げ、試験片へのはんだの付着状況を観察し、ずれの有無及びはじきの有無で評価した。
【００２３】
［実施例１］
表１に示す化学組成の銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ５０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を９００〜１０００℃で１ｈｒ加熱した後、厚さ１５ｍｍに熱間圧延した。次に、この熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去し、０．５ｍｍまで冷間圧延した。この後、表１に示す条件（加熱温度とその温度に達してからの保持時間）で急速短時間加熱を行い、引き続き表１に示す条件で時効析出熱処理を行った。なお、急速短時間加熱の昇温速度は５℃／ｓｅｃ、短時間加熱後の冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上、時効析出熱処理の昇温速度は０．０１℃／ｓｅｃとした。
その後、加工率５０％の冷間圧延を行って厚さ０．２５ｍｍの試験片を作製し、前記の試験を実施した。その結果を表１にあわせて示す。
【００２４】
【表１】
0004251672.tif 000002
【００２５】
表１から明らかなように、本発明に含まれるＮｏ．１〜５は、急速短時間加熱と時効析出熱処理の組合せにより、整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス加工によるばり高さも小さく良好であり、曲げ性も良好なもの得られた。
これに対して、比較例Ｎｏ．６では、Ｆｅ量が０．１％と少なくＦｅによる析出硬化が小さいため十分な強度を得ることができず、整粒化度が高いにもかかわらずプレス加工によるばり高さはかえって大きくなった。また、比較例Ｎｏ．７では、Ｆｅ量が４．５％と高すぎることから粗大なＦｅ晶出物が多量に生成し、整粒化度が低下するとともにかえって曲げ性が劣化した。
【００２６】
［実施例２］
表２に示す化学組成の銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ５０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を９００〜１０００℃で１ｈｒ加熱した後、熱間圧延にて厚さ１５ｍｍに仕上げた。次に、この熱間圧延材の表面を面削した後０．５ｍｍまで冷間圧延し、昇温速度５℃／ｓｅｃ、加熱温度７２５℃、保持時間３０ｓｅｃにて急速短時間加熱を行い、水に焼き入れた。その後、昇温速度０．０１℃／ｓｅｃで加熱温度５００°Ｃに加熱し、４ｈｒ保持して時効析出熱処理を行った後、加工率５０％の冷間圧延を行って厚さ０．２５ｍｍの試験片を作製し、結晶粒径、分布の測定及び各特性の調査を行った。その結果を表２にあわせて示す。
【００２７】
【表２】
0004251672.tif 000003
【００２８】
表２から明らかなように、本発明であるＮｏ．８〜１２の実施例は、急速短時間加熱と時効析出熱処理の組合せにより整粒化された微細結晶粒を呈することから、プレス加工によるばり高さも小さく良好であり、曲げ性及び電気・電子部品用銅合金に不可欠なはんだぬれ性も良好であった。
これに対して、比較例Ｎｏ．１３は、整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス性、曲げ性ともに良好であるが、Ｚｎが６．０％と多いことから、はんだぬれ性においてはんだのずれが発生して不具合となった。また、比較例Ｎｏ．１４〜１６も同様に整粒化された微細結晶粒を呈し、プレス性は比較的良好であるが、いずれもそれぞれＳｎ、Ｃｏ、Ｍｎを多く含有することから、曲げ性及びはんだぬれ性に不具合が発生した。
【００２９】
［実施例３］
化学組成：Ｃｕ−０．６％Ｆｅ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｚｎの銅合金を、電気炉により大気中で、厚さ５０ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に溶製し、その後、この鋳塊を９００℃で１ｈｒ加熱した後、熱間圧延にて厚さ１５ｍｍに仕上げた。次に、上記熱間圧延材の表面を面削して酸化膜を除去した後、０．５ｍｍまで冷間圧延し、表３に示す急速短時間加熱条件にて加熱処理を行った。それに引き続き昇温速度０．０１℃／ｓｅｃ、加熱温度５５０℃、保持時間４ｈｒにて時効析出熱処理を行った後、加工率５０％の冷間圧延を行って厚さ０．２５ｍｍの試験片を作製し、結晶粒径、分布の測定及び各特性の調査を行った。その結果を表３にあわせて示す。
【００３０】
【表３】
0004251672.tif 000004
【００３１】
表３から明らかなように、本発明であるＮｏ．１７〜２２の実施例は、適正な急速短時間加熱と時効析出熱処理の組合せにより整粒化された微細結晶粒を呈することから、プレス加工によるばり高さも小さく良好であり、曲げ性も良好であった。なお、急速短時間加熱の昇温速度が速いほど、結晶粒の微細化及び整粒化の度合いは大きくなる。
これに対して、比較例Ｎｏ．２３は急速短時間加熱を省略したものであり、整粒化度が大きく低下して混粒状態となることから、プレス加工によるばり高さが大きく、曲げにおいてもクラックが生じた。また、比較例Ｎｏ．２４は急速短時間加熱の昇温速度が小さい場合であり、十分な結晶粒の微細化及び整粒化が得られないため、やはりプレス加工のばり高さが大きく、曲げにおいても肌荒れが生じた。さらに、比較例Ｎｏ．２５は、急速短時間加熱の加熱温度が３５０℃と低く再結晶しなかったため混粒状態となり、曲げでクラックを生じた。逆に、比較例Ｎｏ．２６は、急速短時間加熱の加熱温度が１０００℃と高く、結晶が粗大化したためにプレス加工によるばり高さも大きく、曲げで肌荒れを生じた。比較例Ｎｏ．２７は、急速短時間加熱の加熱時間が長く、結晶が粗大化した例であり、同様にプレス加工によるばり高さも大きく、曲げで肌荒れを生じた。
【００３２】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス加工性（スタンピング性）及び曲げ加工性に優れたＦｅ含有銅合金材を得ることができる。また、本発明方法によれば、適正な結晶粒径を持ち整粒化度が高い材料が得られるので、製造上の不具合（圧延、スリッター不具合）を減少させることもできる。従って、本発明は、製品歩留りの向上及び加工時の生産性、品質の向上など多大な効果を有する。