ISSN 0372 3496
CODEN：TYKOAT

VOL. 35

表紙の説明銅箔／液晶ポリマー積層材で作製されたCSP（Chip Size Package）とその回路部の拡大写真

圧延銅箔と液晶ポリマーフィルムを表面活性化接合法により直接ロール接合しているため,⑴銅箔／液晶ポリマーフィルム界面が平坦であり，高周波における伝送損失が小さく，また回路加工のためのエッチングに有利である⑵圧延銅箔を使用するため，屈曲性に優れるなどの特長があり，ファインピッチ化や高周波対応が要求されるハイエンドな実装基板用材料として期待されています．写真は,この材料を使って作製されたCSPで，L/S（line andspace）＝20㎛/20㎛で加工されています.

The front cover shows a CSP（Chip Size Package）made of a copper/liquid crystal
polymer（LCP）ﬁlm laminated material and its SEM micrograph of the magniﬁed circuit
part.
This laminated material that rolled copper foil and LCP ﬁlm having an excellent highfrequency property are directly roll-bonded by the surface activated bonding（SAB）
method, has several merits as follows：⑴The interface between the copper foil and the ﬁlm is so ﬂat that signal loss at highfrequency is small and suitable for etching work to make a ﬁne pitch circuit.
⑵It has an excellent bend property because of the use of rolled copper foil.
As a result, it is expected as a raw material for high quality surface mounting
substrates. As shown in the SEM micrograph, the circuit with L/S（line and space）of
20㎛/20㎛ can be produced easily.

目次

１．ぶりきのフィルム密着性に及ぼす熱処理および加工の影響…………………中 林 美 保 … １
石 田 正 説松 原 政 信小 林

聡林 田 貴 裕毎 田 知 正２．超微細な結晶粒を有する高強度冷延鋼板の製造に関する研究………………伊藤 博

康 … 11

大 井 聡

史

青

一

木 晋

上 田 利 行３．表面活性化接合法によるCu/LCPクラッド材の開発 …………………………南 部
大

光

澤 真

司 … 19
司

岡 山

浩

直

岩 下

寛

之

４．樹脂成形機部材用高強度高耐食性Mo2NiB2硼化物系硬質合金の開発 ………平 田

浩

郎 … 29

岩

永 健

吾

小

崎 信

也

山

崎 裕

司

５．下松工場における材料調達SCMの構築 ………………………………………山山

本

彰 … 37

本 賢

治

波 田

尚

哉

薮 田

尚

己

植 義

文

柘

TOYO KOHAN
Technical Reports of Toyo Kohan Company Ltd.
Vol.35

Contents

１．Eﬀect of Annealing and Forming on Adhesion ……………………… Miho NAKABAYASHI … １
Masatoki ISHIDA
of Film to Tinplate
Masanobu MATSUBARA
Satoshi KOBAYASHI
Takahiro HAYASHIDA
Norimasa MAIDA
２．Research on Manufacturing High Strength Cold-rolled Steel …………… Hiroyasu ITO … 11
Satoshi OOIwith Ultra-ﬁne Grain
Shinichi AOKI
Toshiyuki UEDA
３．Development of Cu/LCP Laminated Material by Surface ……………… Kouji NANBU … 19
Shinji OZAWA
Activated Bonding Method
Hironao OKAYAMA
Hiroyuki IWASHITA
４．Development of Mo2NiB2 Boride Base Hard Alloys …………………… Kourou HIRATA … 29
Kengo IWANAGA
with High Strength and Excellent Corrosion Resistancefor Plastic Molding Machine Parts

Shinya OZAKI
Yuji YAMASAKI

５．Construction of Material Procurement …………………………………… Akira YAMAMOTO … 37
Kenji YAMAMOTO
Supply Chain Management at Kudamatsu Plant
Takaya HADA
Naomi YABUTA
Yoshifumi TSUGE

東洋鋼鈑

Vol.35ぶりきのフィルム密着性に及ぼす
熱処理および加工の影響
中林美保＊・石田正説＊・松原政信＊２・小林聡＊３・林田貴裕＊４・毎田知正＊５Eﬀect of Annealing and Forming on Adhesion of Film to Tinplate
Miho NAKABAYASHI，Masatoki ISHIDA，Masanobu MATSUBARA，Satoshi KOBAYASHI，Takahiro HAYASHIDA and Norimasa MAIDA

Synopsis：Recently, inorganic-organic composite materials have been applied in various uses. They arelacquered or film-laminated on substrates such as stainless steel sheets, aluminum sheets, EG（Electro-galvanized steel sheets）and ECCS（Electrolytically Chromium/Chromium oxide-coatedsteel sheets）. Characteristics required for those materials are corrosion resistance in usage
environment and adhesion of organic materials to inorganic substrates after forming.
In this paper, we investigated adhesion of laminated film to tinplate after aging and forming,
especially eﬀect of tin oxide on adhesion of the laminated ﬁlm.
Tin oxide generated on tinplate after aging in both high humidity and hot dry atmospheres. Each tinoxide gave diﬀerent eﬀects on ﬁlm adhesion to ﬂat plate. In the case of existence of tin oxide with equal
quantity electrochemically, the oxide formed in high humidity atmosphere gave little effect on film
adhesion. On the other hand, the one formed in hot dry atmosphere gave harmful effect and theadhesion strength decreased with an increase in the tin oxide. In observation of peeled surface, the tinoxides exited on both the substrate and ﬁlm surfaces and cohesive failure of the oxides at the interface
was observed.
In the case of forming, the ﬁlm adhesion decreased with an increase in forming such as drawing andironing. In the peeled surfaces after drawing, not only tin oxide but also Fe-Sn alloy was observed. It isconsidered that the Fe-Sn alloy layer also leads to the decrease of adhesion. In the peeled surfaces afterironing, in addition to cohesive failure of the oxides, interfacial peeling due to appearance of new
surface generated by ironing was observed. This also leads to reduce the peel strength.
Key Words：tinplate； tin oxide；ﬁlm adhesion； drawing；ironing；peeling interface； Fe-Sn alloy

最近では，塗装を中心とした積層材料においては，コス１．緒 言

トダウンを目的として，製品形状に加工した後に基材表面に塗装するよりも，連続的に塗装した平板を加工して製品

現在，建築材料，缶用材料，電気電子部品などの多用途化する方式に移行している．塗装メーカーでは，この後加において，無機／有機の積層材料が用いられている．積層工用であるプレコートメタル（PCM：Pre-Coated Metal）

体の無機基材は，ステンレス，アルミ，GI（溶融亜鉛めっ

対応の塗料として，耐候性・加工性などに対応した塗料のき鋼板），EG（電気亜鉛めっき鋼板）およびECCS（電解開発を積極的に行っている．また，加工後の塗料と基材とクロム酸処理めっき鋼板）などが主流であり，その基材上の密着性を確保するために，塗料だけでなく，無機基材のに有機処理として，水性・溶剤系の樹脂・塗料を塗装ある

基材の表面処理も重要であり，各表面処理メーカーのノウ

いはフィルムをラミネートしたものが多く使用されている．

ハウとなっている．

＊

技術研究所

＊2 技術研究所

副主事
主事＊4 技術研究所 グループ主任研究員＊5 技術研究所 所長＊3 技術研究所1東洋鋼鈑

Vol.35

また，近年，世界的に環境問題への関心が高まる中，環接着剤を用いる方法，あるいは高温でフィルムを熱融着す

境に対する化学物質の関与が注目されている．日本国内のる方法などがある．しかしながら，前述の通り接着剤は環

家電，OA機器メーカーにおいては，素材の段階からリサ

境問題から使用低減の動きがあり，また高温熱融着法ではイクル性や低環境負荷を考慮した「グリーン調達」を掲げ，錫の融点以上でラミネートした場合，錫めっきの溶融によ

環境に配慮した「ものづくり」を進めている．塗料・塗装る錫表面状態の変化，製造設備への錫の付着などが危惧さ分 野 に お い て は， 塗 料 中 の 揮 発 性 有 機 化 合 物（VOC：

れる．したがって，接着剤を使用せず，錫の融点以下でフィVolatile Organic Compounds）の地球環境に及ぼす影響

ルムのラミネートを行った．また，ぶりきは，鋼板上に錫を危惧しており，㈳日本工業塗料会では，このVOC対策が単層で存在するのではなく，鉄錫合金層および錫酸化膜

として，これまで汎用的に使用されてきた溶剤系塗料の水も存在しており，これらの層が密着性に大きな影響を及ぼ性化，あるいは粉体化塗料への転換を提案してきた１）．現していると考えられる．そこで，ぶりき上に湿熱および乾在では，環境対応型塗料として，ハイソリッド型，無溶剤

熱雰囲気で錫酸化膜が生成した基材にフィルムをラミネー型，水性塗料あるいは粉体塗料が開発されている．

トし，絞りおよびしごき加工などを施し，加工密着性を調缶用材料の分野においては，前述のような塗装工程での査した．

改善だけでなく，製缶工程も含めて，廃水・廃液処理およ２．実 験び高エネルギー・高電力等の低減あるいは削減への取り組
みが積極的に行われた．その結果，現在では，塗装工程を２．
１必要としない，熱可塑性樹脂をラミネートした材料，いわ供試材

ゆるTULC（Toyo Ultimate Can）材が開発，実用化され試料の作製手順は，板厚0.19㎜の冷延鋼板をアルカリ脱ている２）．しかしながら，フィルムをラミネートした材料

脂，硫酸酸洗後，フェロスタン浴により2.8g/m2の錫めっにおいては，前述した缶材におけるTULC成形のような高きを施し，リフロー処理により鉄錫合金層を形成し，炭酸

加工３，４） を除き，一般的に，平板あるいは折り曲げなど

ソーダ処理で表層に生成した錫酸化膜を除去した．その後，の軽加工後に製品化される．これは，無機基材と有機フィ

様々な条件下で経時し，錫酸化膜を有する基材を作製した．

ルムとの加工密着性を確保できないことが主要因である．

Table1 に経時条件および錫酸化膜量を示す．錫酸化膜量

すなわち，フィルムをラミネートした積層材料においても，の算出方法については，２．３．
１で後述する．

PCM塗料を用いた場合と同様に，加工後にも，実際に使これらの錫酸化膜量を有する基材にフィルムをラミネー

用される環境下での耐食性，および加工後の基材とフィルトして供試材とした．ラミネート方法は，ラミネート装置

ムとの密着性を確保できれば，さらに用途拡大が考えられ（自社製）により基材を225℃で30sec加熱（ホットプレー

る．

トで熱圧着）した後，それぞれの面に無色透明フィルムと今回，ぶりき（錫めっき）を基材とし，その基材上にフィ

白色フィルムをゴムロールにより熱圧着して行い，直ちに，

ルムをラミネートした材料に関して，ぶりきに対するフィ

水中で急冷した．ラミネートするフィルムは，自社製の無ルムの密着性を調査した５）．ぶりきは缶用材料の表面処理

延伸PETフィルムであり，無色透明フィルム面側を評価面として古くから用いられており，加工後に塗装し，塗料のとした．なお，フィルム厚は28㎛であり，上層：PET/IA

密着性を調査した報告例は数多くあるが ６），無機／有機

５mol（４㎛），下層：PET/IA15mol（24㎛）のフィルム

フィルムの積層材料を加工し，加工密着性を評価した例は構成である．

少ない．なお，フィルムをラミネートする方法としては，Table1 Relation between tin oxide amount and aging condition2

ぶりきのフィルム密着性に及ぼす熱処理および加工の影響

２．
２

加工方法

絞り加工（エリクセン製 エリクセン深絞り試験機 145
1に60型）およびしごき加工（自社製）を適用した．Fig．
概略図を示す．絞り加工，しごき加工ともに常温で加工を行った．絞り加工における絞り比は1.21〜1.68，また，しDrawing ratio:1.21〜1.68

ごき加工におけるリダクション率は10〜40％である．
２．
３

評価方法

２．
３．
１

錫酸化膜量

エレクトロストリッパー法（兼清電子製

錫酸化膜測定Ironing rate:10〜40％装置）により，0.1NのKCl電解液を用いて，定電流で錫のFig.1

酸化皮膜を還元する際に必要な単位面積あたりの電気量

Forming method of ironing and drawing（C／m2）を算出し，錫酸化膜量の指標とした．
２．
３．
２

密着強度の評価

ぶりきに対するフィルムの密着性は，180 剥離試験によ
2 に180 剥
り剥離強度を測定することで評価した７）．Fig．
離試験の概略を示す．試験片の作製方法は，
まず，
白色フィ
ルム面，無色透明フィルム面に切り込みを入れ，次に無色透明フィルムを傷つけないように金属板のみを切断し，無色透明フィルムを180 折り返し，Fig．
2 の状態にする．こFig.2 Model of 180 peeling testのようにして作製した試験片を用いて，引張試験機（TOYOBALDWIN製TENSILON/UTM 4 1 0 0） に よ り， ５ ㎜ /minの速度でフィルムのみを常温にて剥離させ，その剥離時の荷重を剥離強度として測定し，フィルムの密着性を評
価した．
２．
３．３

表面および界面解析

電界放射型走査電子顕微鏡（FE SEM；Field Emission
Scanning Electron Microscope）およびエネルギー分散型Ｘ線分析装置（EDX；Energy Dispersive X ray Spectroscopy,
JEOL製 JSM 6330F）により，表面観察および表面の元素分析を行った．また，Ｘ線光電子分光装置（XPS；X ray
Fig.3 Relation between tin oxide amount and ﬁlm
adhesion on flat plate after various aging
condition

Photoelectron Spectroscopy，
JEOL製 JPS 9200）により，電子状態の分析を行った．

３．実験結果3 のC５（乾熱雰囲気化膜（約10C/ m2）が存在したFig．
３．
１

密着性に及ぼす錫酸化膜量の影響

３．
１．
１

で生成）においては，密着強度が５ N/15㎜と著しく低下
した．

平板密着性

ぶりき表面の錫酸化膜量と平板におけるフィルム密着性
3 に示す．湿熱雰囲気中で生成した錫酸化との関係をFig．

３．
１．
２

加工密着性

膜量が密着性に及ぼす影響は小さい．一方，乾熱雰囲気で錫めっき後に所定の条件で経時を施し，その後ラミネー生成した錫酸化膜が密着性に及ぼす影響は大きく，錫酸化トした試料において，絞り加工あるいはしごき加工を行い，膜の増加に伴い，密着性は大きく低下する．経時なし（錫

加工密着性に及ぼす経時の影響を調査した．Fig．
３のＡ（経

3 のＡ）と比較して，湿熱雰囲
酸化膜量約６C/ m2；Fig．

時なし），B３（湿熱中）およびＣ５（乾熱中）の試料に気で生成した錫酸化膜（Fig．3 のB３）では密着性の低下

おける，絞りの加工度（絞り比）とフィルム密着性との関は認められないが，Fig．3 のＢと電気化学的に同量の錫酸係をFig．4 に示す．いずれの試料においても，絞り比の増

3

東洋鋼鈑

Fig.4

Fig.6

Relation between drawing ratio and film
adhesion after drawing

Vol.35Fig.5

Relation between reduction rate and film
adhesion after ironing

Fig.7

Relation between equivalent strain and eachdirection strain after drawing and ironing

Relation between equivalent strain anddrawing ratio, reduction rate加，すなわち加工度が高くなるにしたがい，密着強度は大同等の値を示した．すなわち，試料ＡおよびB３の方が，きく低下する傾向を示す．特に，乾熱雰囲気で経時した試

試料C5 と比較して,密着強度がより大きく低下する傾向が料C５においては，平板での密着性が，試料ＡおよびB３認められた.

と比較して低いために，絞り比1.21で加工した場合におい３．
２ても，密着強度はほぼ０ N/15㎜となる.

加工密着性に及ぼす加工度の影響

Fig．３のＡ，B３およびC５の試料における，しごきの３．
１．
２における加工密着性において，加工度の指標と加工度（リダクション率）とフィルム密着性との関係をして，絞り加工の場合は絞り比，またしごき加工の場合にFig．
5 に示す．いずれの試料においても，リダクション率

はリダクション率で整理したが，統一して評価するために,の増加，すなわち加工度が高くなるとともに密着強度は低加工度の指標に相当歪みを用いた.なお,相当歪みεは，以下する傾向を示す．リダクション率40％程度では，試料Ａ,B

下の式で示される８）.

３およびC５のいずれも，密着強度は約５ N/15㎜とほぼ4ぶりきのフィルム密着性に及ぼす熱処理および加工の影響
22
ε ＝ 2/3× ｛（εℓ ­ εθ）＋
（εθ ­ εt）＋
（εt ­ εℓ）2｝（1＋ eℓ），εθ ＝ ln（1＋ eθ），
εt = ln（1＋ et）
εℓ ＝ ln（ℓ­ ℓ０）/ℓ０，eθ ＝（θ ­ θ０）/ θ０，
et ＝（t ­ t０）/ t０
eℓ ＝ℓ０,θ０,t０ は縦（軸）方向，横（周）方向，板厚方向の初期長さ，ℓ，θ，tは縦（軸）方向，横（周）方向，板厚
方向の加工後の長さを示す．
加工した試料の３方向の歪みを求め，相当歪みを算出した．相当歪みと絞り比およびリダクション率の関係をFig．
6 に示す．
Fig.8 Relation between equivalent strain and ﬁlm
adhesion after drawing and ironing：Ironing）（：Drawing

次に，相当歪みと各方向の歪み（縦方向の歪み；MD，
横方向の歪み；TD，厚み方向の歪み；ZD）との関係を
Fig．
7 に示す．ここで，縦方向とは加工の進行方向，横方
向とは進行方向と垂直な方向である．縦方向の歪みにおいて，絞り加工，しごき加工ともに歪みが認められ，それら４．考 察はほぼ同等であった．横方向の歪みにおいて，しごき加工
では歪みがほとんどないのに対して，しぼり加工では圧縮方向の歪みが認められた．厚み方向の歪みは，絞り加工で

４．
１

は歪みが小さいのに対して，しごき加工では圧縮方向の歪

４．
１．
１

剥離面について平板の剥離面について

３．
１．
１の平板密着性において，電気化学的に同じ錫酸みが認められた．
また，Fig．
４およびFig．
５の加工後のフィルム密着性は，化膜量で比較したところ，湿熱中で生成する錫酸化膜は密フィルムと基材との剥離強度の実測値を用いた．しかしな

着性に及ぼす影響が小さく，乾熱中で生成する錫酸化膜はがら，実際には，絞りおよびしごき加工によりフィルムの密着性に及ぼす影響が大きいことがわかった．これらにつ厚みも変化するため，加工後のフィルム厚みを元フィルム

いて，剥離試験後の剥離界面（基材側・フィルム側）の調厚に換算して，加工後の密着性を評価した．絞り加工，し査を行った．Fig．
3 のＡ（経時なし），B３（湿熱中）およ

ごき加工における換算した剥離強度値と相当歪みとの関係

びC５（乾熱中）における剥離面の基材側およびフィルム

8 に示す．同じ相当歪みで比較すると，いずれの条をFig．

9 に示す．基材側については,側のSEM観察の結果をFig．

件においてもしごき加工の方が高い密着強度を示した．

いずれの条件においても表面状態に差は認められなかっFig.9 SEM micrograph of peeled substrate side and ﬁlm side after 180 peeling test about ﬂat plate

5

東洋鋼鈑

Vol.35た．しかしながら，フィルム側において，ＡおよびB３にることが推定される．B３とC５では，湿熱中と乾熱中については，部分的に付着物の存在が認められ，C５におい

おいて電気化学的に同量の錫酸化膜であるにも関わらず，てはフィルム全面に付着物の存在が認められた．

密着性および剥離面の状態が異なっていることから，生成

Fig．10に剥離試験後の基材側およびフィルム側のXPSのされる錫酸化膜の緻密さや凝集力などが異なっていると考

表面分析の結果を示す．Ａ，B３およびC５いずれの条件

えられる６）．一般に，錫酸化膜には，酸化第一錫（SnO）

においても，基材側，フィルム側ともに錫の酸化物と考えと酸化第二錫（SnO2）があり，SnOは100℃以上の高温でられるスペクトルが認められた．したがって，フィルム側

成長し，特に錫の融点（232℃）付近で急速に成長し，の付着物は錫酸化物であることが同定できた．

SnO2は100℃以下の温度で成長し，湿度の高い方が成長し以上の表面解析から，Ａ，B３およびC５それぞれの条

やすく ９），また，塗料密着性において，SnOとSnO2 では件において推定される，剥離試験における皮膜状態の模式

SnOの方が塗料密着性に乏しいとの報告例もある６）．本報

図をFig．11に示す．Ａにおいては，錫酸化膜の凝集破壊で取り扱ったフィルムラミネート材においても，湿潤経時とフィルムの界面剥離が剥離の起点となっていることが推後試料における錫酸化膜はSnO2 であり，乾燥経時後試料定される．B３においても同様で，剥離起点は錫酸化物のにおける錫酸化膜はSnOであると考えられ，SnO2 はフィ凝集破壊とフィルムの界面剥離と推定される．C５におい

ルム密着性に及ぼす影響は小さいが，SnOはフィルム密着ては，錫酸化膜内部での凝集破壊が剥離の起点となってい性に及ぼす影響が大きいと考えられる．

Fig.10 XPS spectra of peeled substrate side and ﬁlm side after 180 peeling test about ﬂat plate(⒜：Substrate side ⒝：Film side)

Fig.11 Schematic representation of failure modes on ﬂat plate（broken line：fracture interface）

6ぶりきのフィルム密着性に及ぼす熱処理および加工の影響

Fig.12 SEM micrograph of peeled substrate side and ﬁlm side after 180 peeling test about low equivalent strain

Fig.13 SEM micrograph of peeled substrate side and ﬁlm side after 180 peeling test about high equivalent strain

7

東洋鋼鈑

４．
２

加工後の剥離面について

Vol.35

鉄錫合金層も認められた．一方，フィルム側においては付

３．
１．
２の加工密着性において，絞り加工としごき加工

着物の存在は認められなかった．しごきの加工度が高くなでは同じ加工度で比較すると，密着強度に差が認められ，ると，鉄錫合金層が新生面として出現するため，鉄錫合金

絞り加工の方が密着強度は低かった（Fig．
7 参照）
．これ

層とフィルムの界面が剥離の起点となっていると考えられは各方向の歪みの相違が主要因であり，絞り加工後の密着る．したがって，加工度が低い場合は，絞り加工，しごき力に対しては，横方向の圧縮歪みが大きな影響を及ぼして加工のいずれにおいても錫酸化膜の影響が大きく，加工度

おり，その剥離の起点も異なっていると推測される（Fig．

が高いと錫酸化膜の他に鉄錫合金層の影響も大きくなる．

8 参照）
．

以上の表面解析より，絞り加工としごき加工の各加工度

加工度が低い場合（絞り加工の相当歪み：0.10, しごきにおいて推定される，剥離試験における皮膜状態の模式図

加工の相当歪み：0.17）の180 剥離試験後の剥離面を観察をFig．15に示す．絞り加工においては，Ａ（経時なし），

した結果をFig．12に示す．絞り加工においては，いずれ

B３（湿熱中）およびC５（乾熱中）いずれにおいても，の条件においてもフィルム側に付着物，すなわち，錫酸化各層（鉄錫合金層，錫層，錫酸化膜層）で横方向に圧縮歪物の存在が認められた．これは，圧縮歪みにより錫酸化膜

みを受ける．加工度が低い場合には，圧縮により表層の錫が破壊されるためであり，いずれにおいても錫酸化膜内で酸化膜層が破壊されるため，錫酸化膜の凝集破壊が剥離のの凝集破壊が剥離の起点となっていると考えられる．しご起点になっていると推定される．加工度が高い場合には，き加工では，Ａ（経時なし），B３（湿熱中）においてフィ

さらに圧縮歪みが大きくなるため，錫酸化膜だけでなく鉄ルム側で部分的に錫酸化物が認められ，C５（乾熱中）に錫合金層も破壊され，錫酸化膜と鉄錫合金層の破壊が剥離

おいてはフィルム全面に錫酸化物が認められた．これは，の起点となっていると推定される．

平板における剥離界面と同様であり，加工度が低いため，しごき加工においては，Ａ（経時なし），B３（湿熱中）

平板と比較して各層（鉄錫合金層，錫層，錫酸化膜層）に

およびC５（乾熱中）いずれにおいても，縦方向に歪みを大きな変化がなく，剥離の起点は平板と同一であると考え受け，各層（鉄錫合金層，錫層，錫酸化膜層）が薄くなる．

られる．

しかしながら，加工度が低い場合はその歪みの影響は小さ

次に，加工度が高い場合（絞り加工の相当歪み：0.44，

く，剥離の起点は平板と同様である．すなわち，Ａ，B３

しごき加工の相当歪み：0.48）の180 剥離試験後の表面解については錫酸化膜内部での凝集破壊とフィルムの剥離が析を行った結果をFig．13に示す．絞り加工においては，剥離の起点となっており，C５については錫酸化膜内部でいずれの条件においてもフィルム側では，錫酸化物の他にの凝集破壊が剥離の起点となっていると推定される．加工

粒状の付着物の存在が認められた．Fig．14 a）にFig．13の度が高い場合には，縦方向の歪みが大きくなることにより，Point１における粒状付着物のEDX分析結果を示すが，鉄いずれの条件においても各層（鉄錫合金層，錫層，錫酸化と錫のピーク強度が強く認められたことから，粒状の付着膜層）がさらに薄くなる．その結果，新生面として鉄錫合

物は鉄錫合金層であると考えられる．絞りの加工度が高く金層の露出が認められ，基材面とフィルム面において未接なると，圧縮歪みが大きくなるために，錫酸化膜だけでな着部分が存在する．したがって，鉄錫合金層などの新生面

く，鉄錫合金層も破壊されるため，それらの破壊が剥離のとフィルムとの界面剥離が剥離の起点となっていると推測起点となっていると考えられる．Fig．14 b）およびc）にされる．すなわち，加工度が低い場合においては，錫酸化Fig．13のPoint２およびPoint３におけるEDX分析の結果を膜の影響が大きく，加工度が高くなるにつれて，錫酸化膜

示すが，しごき加工においては，基材側に錫層だけでなくだけでなく鉄錫合金層などの新生面の影響も大きくなる．

Fig.14 EDX analysis of peeled substrate side and ﬁlm side after 180 peeling test about high equivalent strain8

ぶりきのフィルム密着性に及ぼす熱処理および加工の影響

Fig.15 Schematic representation of failure modes after forming（broken line：fracture interface）

着性に差が認められた．絞り加工では，加工度が低い場

５．結 言

合，
圧縮歪みにより表層の錫酸化膜層が破壊されるため，
錫酸化膜の凝集破壊が剥離の起点となっている．また，ぶりきを基材とし,フィルムをラミネートした材料の平加工度が高い場合には，さらに圧縮歪みが大きくなるた

板密着性および加工密着性について調査した．特に，密着め，錫酸化膜だけでなく鉄錫合金層も破壊され，錫酸化性に及ぼす錫酸化膜の影響について検討した結果，以下の膜と鉄錫合金層の破壊が剥離の起点となっていると推測ようなことがわかった．

される．

１）ぶりきを湿熱雰囲気および乾熱雰囲気に経時した場合

しごき加工では，加工の進行方向に歪みを受けることには，いずれもぶりき上に錫酸化膜を生成するが，これにより，加工度が低い場合はその歪みの影響は小さく，

らの錫酸化膜を有する基材にフィルムをラミネートした剥離の起点は平板と同様である．
加工度が高い場合には，場合，湿熱および乾熱雰囲気で生成した錫酸化膜とでは，いずれの条件においても各層（鉄錫合金層，錫層，錫酸平板におけるフィルム密着性に及ぼす影響が異なった．

化膜層）がさらに薄くなり，新生面として鉄錫合金層の電気化学的に同量の錫酸化膜が存在した場合，湿熱雰囲露出が認められ，基材面とフィルム面において未接着の気で生成した錫酸化膜が密着性に及ぼす影響は少ない部分が存在する．したがって，鉄錫合金層などの新生面が，乾熱雰囲気で生成した錫酸化膜は密着性に及ぼす影とフィルムとの界面が剥離の起点となっていると推測さ響が大きく，錫酸化膜の増加に伴い，密着性は大きく低

れる．

下した．
引

２）基材とフィルムとの剥離面においては，湿熱および乾

用

文

献

熱ともに，両面に錫酸化物が存在しており，錫酸化膜の

１）神田勝美：表面，39（2001），28

凝集破壊が認められた．湿熱雰囲気で生成した錫酸化膜，64２）Beverage Japan，168（December 1995）

はSnO2 と推定され，錫酸化膜の凝集破壊ならびにフィ（1994）
３）今津勝宏：ジャパンフードサイエンス２月号，

ルムとの界面が剥離の起点となっている．乾熱雰囲気で（1995．
１．
19）４）葛良忠彦 ： 東京理科大包装科学セミナー生成した錫酸化膜はSnOと推定され，錫酸化膜内部の凝５）毎田知正：日本鉄鋼協会

第186・187回西山記念技術講座，94

集破壊が剥離の起点となっている．

６）大山太郎，宮地昭夫，根本忠志，山田克忠：東洋鋼鈑誌，３）絞り加工としごき加工で，同一の加工度においては密

9

東洋鋼鈑

1，
2（1967），59 69７）森田俊一，吉本隆司，坂本宣樹，石田正説，毎田知正，
岩下寛之：東洋鋼鈑誌，33（2002），4
８）益田森治，室田忠雄：工業塑性力学，113
1，2（1966），９）大山太郎，
松坂菊生，
宮地昭夫：東洋鋼鈑誌，28

10Vol.35東洋鋼鈑

Vol.35

超微細な結晶粒を有する高強度冷延鋼板の製造に関する研究伊藤博康＊・大井聡史＊・青木晋一＊２・上田利行＊３
Research on Manufacturing High Strength Cold-rolled Steel with Ultra-ﬁne Grain
Hiroyasu ITO，Satoshi OOI，Shinichi AOKI and Toshiyuki UEDA

Synopsis：We have developed a low-alloy steel without adding chromium（Cr）and nickel（Ni）, which has
high tensile strength（TS）of 1000MPa grade and good formability. As a raw material, we used a
hot rolled steel with ﬁne grains of 5㎛ or less. It contains titanium（Ti）because of restraining grain
growth by precipitation of titanium carbide（TiC）during annealing or cooling process. Especiallyin order to obtain high tensile strength, it is important to disperse the TiC uniformly. In this paper,
we report on suitable manufacturing conditions to produce the developed steel sheet.
After cold rolling, the steel sheet was annealed at 740 760℃ that is in the two phase（ferrite（α）+austenite（γ））region to make fine grains by γ→α transformation. As a result, an ultra finegrained steel with the grain size of 1.2㎛ diameter could be produced. When the steel was rapidcooled to 300℃ and austempered for 180 sec after keeping at 740 760 C for 40 60 sec, its microstructure
became three complex phases, α, bainite（B）as a hard phase and retained γ（γR）whose volume
fraction was 7%. This steel plate with complex microstructure（α+B+γR）showed high TS of 1150
MPa and total elongation（T.EL）of 13%.
In manufacturing line we could also make the products at the range from 0.15 to 0.60 mm thickness,
which had similar properties and have been mass-producing them as materials applied toelectronics parts.
Key Words：high tensile strength；cold rolled steel；low alloyed steel；ultra fine grain；complex phases；
bainite；retained γ

一方で，結晶粒を微細化することによる強化法は，結晶粒

１．緒 言のピン止めに有効なNbCやTiCといった微細析出物を生成するだけの合金元素を添加するだけで十分であるため，近年，省エネルギー化あるいはコストダウンを目的に，

CrやMoといった高価な合金元素を添加する必要がない．

ノートパソコンやプラズマテレビといった電子機器や自動また，結晶粒微細化強化においては，高強度化時の加工性

車の軽量化が注目されている．部材の軽量化を図る際には，についても劣化度を少なくできる２） ため，高い引張強度

鋼板の薄肉化が有効な手段として用いられている．
しかし，と加工性を有する鋼板の製造に適した強化法である．
結晶粒径が2㎛以下の超微細粒鋼に関しては，様々な調

薄肉化を行う時には，鋼板の剛性が低下してしまうために，査結果が報告されている３，４） が，工業生産としては製造

板厚減少分以上に鋼板強度の上昇が必要となってくる．
鋼板の強化法に関しては，固溶強化，析出強化等が考え成功した報告例は少ない．また，が困難５，６）とされており，られるが，添加元素の選定によっては，コストアップとな

CrやNiを添加していないC Mn鋼にて高い引張強度を有するばかりでなく，リサイクル性の観点からも問題となる１）る鋼板の製造が可能となれば，安価な高強度鋼板を製造でため，なるべく低合金系の鋼板を使用することが望ましい．

きる点で非常に有益となる．

＊

下松工場 技術部＊2 本社 市場開発プロジェクト＊3 技術研究所

副参事
グループ主任研究員

11

東洋鋼鈑

Vol.35

Table1 Chemical composition of steel used（mass％）

Table2 Mechanical properties of Hot-rolled steel used

本研究においては，C Mn鋼を用いて結晶粒径2㎛以下

ると，一回の冷間圧延のみでは，板厚によっては最終製品

で引張強度が780MPaを超える冷延鋼板の製造を目的に，厚になるまで圧延することが不可能であるため，一次冷間最適な特性が得られる再結晶焼鈍条件について調査した．

圧延後に中間焼鈍を施し，二次冷間圧延にて所定の板厚とその調査結果を基に,実機ラインにて製造した結果につい2 に最終焼鈍にし，その後最終焼鈍を行った．また，Fig．

ても報告する．

おいて急冷却及び低温での恒温保持を実施した時の熱処理
条件を示す．必要に応じて，焼鈍後に0.5％程度の調質圧

２．実験方法延を実施した．熱処理については，㈱真空理工製の熱処理
シュミレーターを用いて行った.

Table1 に開発鋼の化学成分を示す．C Mn鋼をベース

材料評価には，JIS５号試験片を用いた引張試験およびとし，結晶粒のピン止め効果を目的に適量のTiを添加してマイクロビッカース硬度計を用いた断面硬度測定を行っいる．転炉にて所定の化学成分となるように調整した鋼をた．断面組織観察は，ナイタール（5％硝酸＋エタノール）

連続鋳造機にてスラブとし，高圧下急冷却の熱延を施した．

でエッチングした後，光学顕微鏡，
走査型電子顕微鏡（SEM）

熱延条件については，結晶粒が粗大化しないように約500℃を用いて実施した．結晶粒径の測定は，JIS G0552に基づ以下の温度で巻き取りを行った．得られた熱延鋼板は，平き実施しており，本開発鋼においては，10㎛以上を粗大粒

均結晶粒径5㎛以下の組織となっており，高い引張強度をと定義した．残留オーステナイト（以下γRで表す）量の有している（Table2）．95℃の硫酸酸洗にて表層スケール

測定は，X線回折法を用いて，板厚の１/４位置における1 に示すを除去した後，60％以上の冷間圧延を施し，Fig．

回折線積分強度（Cu Kα）より求めた．

熱処理条件にて連続焼鈍を行った．実機での製造を想定す

Fig.1

Schematic diagram of the heat treatment processes ；①ﬁrst rolling and ﬁrst
annealing,②second rolling and final annealing of the cold-rolled steel
sheets used in this study

Fig.2

Schematic diagram of the heat treatment processes；③second rollingand ﬁnal annealing ; with rapid-cooling and austempering12超微細な結晶粒を有する高強度冷延鋼板の製造に関する研究

一方，740℃⒞においては,表層部における10㎛以上の粗３．実験結果および考察

大粒の割合が，680℃⒝のときに比べ低減し，板厚中央部
は2〜3㎛の微細な加工組織が存在している．α+オーステ

３．
１

中間焼鈍後の引張特性

ナイト（以下γで表す）→α変態により，結晶粒の粗大化

一次冷間圧延後，種々の温度で連続焼鈍を施した時の引を抑制できていることと，２相域（α+γ）で焼鈍を行う

張特性（引張強度；T.S.,全伸び；T.EL.）と断面組織（圧延ことで，冷却後にベイナイト（以下Ｂで表す）あるいはマ3 および平行断面；光顕観察）について,それぞれFig．

ルテンサイト（以下αʼ で表す）が生成していることが，Fig．
4 に示す．焼鈍温度が640℃⒜のときは，全面が未再

強度が著しく上昇している原因と考えられる．

結晶組織であるため，T.S.は高いが,伸びが全く得られてさらに780℃⒟まで温度を上げると，表層の粒成長は進いない．その後，680℃⒝まで温度を上げると，再結晶組

行していないが，板厚中央部の微細粒が等軸化し，強度は織が多く見られるようになるため著しく軟化を示し，伸び低下している．これは，Ｂあるいはαʼ の生成による強度の回復も見られる．また，680℃においては，特に板厚表上昇よりも転位の回復あるいは，結晶粒成長による軟質化層付近（写真上部）で，初析フェライト（以下αで表す）の方が支配的であるためと考えられる．

の著しい粒成長が確認できる．

以上の結果より，板厚表層部の結晶粒を微細に維持し，且つ２相域焼鈍によってＢやαʼ を含む複合組織とすることで，鋼板の強度を向上させることが可能となる．
３．
２

最終焼鈍後の組織と引張特性

一次冷延後，種々の温度で中間焼鈍を施した後，圧延率60％の二次圧延を行い，板厚0.20㎜とした試料にて，最終
5 に最終焼鈍温度とT．
焼鈍を施し引張試験に供した．Fig．
S．およびT．
EL．の関係を示す．最終焼鈍後の引張特性は，Fig．3 に示す中間焼鈍時の挙動と同じ傾向を示し，740℃での焼鈍時に，最も高い強度と高い延性を有した材料が得られる結果となった．また，中間焼鈍温度が高いほど，最終焼鈍後に軟質となっており，中間焼鈍後の強度には単純
6 に最終焼鈍後の断に依存していない結果となった．Fig．
Fig.3 Changes of T.S. and T.EL with soaking temperatureof ﬁrst annealing

面組織（圧延平行；光顕観察）を示す．中間焼鈍時に再結晶していても，最終焼鈍が640℃のときは,二次圧延での冷延組織から再結晶が進行しておらず，伸びも低いままである．一方で，最終焼鈍が680℃であっても，中間焼鈍が740℃のときには粗大粒がほぼ全面に渡っており，中間焼鈍時に有していた２相（α＋B）組織を維持できていない

Fig.4

Light optical micrographs of each steels after firstannealing；soaking temperature：⒜640℃，⒝680℃ ,⒞740℃，⒟780℃

Fig.5 Changes of T.S. and T.EL. with soaking temperatureof ﬁnal annealing

13

東洋鋼鈑

Fig.6

Fig.7

Vol.35Light optical micrographs of each steels after ﬁnal annealing

Scanning electron micrographs of test pieces after ﬁnal annealing ⒜ surface, ⒝ core

ため軟質化してしまっている．また，最大強度と高い伸び

界に炭化物が点在しているものの，粒成長の抑制効果は得が得られる740℃で最終焼鈍を行ったときは，中間焼鈍温られていない．一方で，中心部においては，フェライト粒度が高い方が粒成長する粒の頻度が高くなっており，最終は第２相（Ｂあるいは炭化物）と隣接しており，結晶粒の焼鈍後の強度は低くなっている．結果的に，中間焼鈍時と成長が抑制されている．さらに中心部においては，粒界に同様に，最終焼鈍後に表層部の粒成長を抑制し，微細結晶

沿って残留γの生成も見られている．

粒を広い範囲で維持できている試料において，最も高強度以上のように，同一試料において表層と中心部で結晶粒かつ高延性の鋼板が製造できており，中間焼鈍温度が径が異なるために，引張強度のバラツキが生じる結果と640℃，最終焼鈍温度が740℃の組み合わせが最適条件であなっている．このような粒径の差が生じる原因については，

ると考えられる．

明確となっていないが，熱延巻取り時の温度とＣの分散状

ここで，板厚表層部と中央部において結晶粒径の違いが態が影響していると考えられるため，熱延条件による影響

生じることについて考察する．本開発鋼においては，TiC

については今後の研究課題とする．

によって結晶粒のピン止めを行っており，再結晶焼鈍時に３．
３TiCを均一で微細に分散させることが微細粒の維持に有効引張強度と結晶粒径

7 に最終焼鈍後のａ）板厚表層部とｂ）板厚である．Fig．

粒成長の抑制が強度の向上に重要であることは，前述し中心部の断面SEM写真を示す．表層部においては，約10たが，結晶粒微細化強化に関して，強度と結晶粒径との関㎛ほどに粗大化した結晶粒が多くの領域を占めており，粒係は，次に示すHall-Petchの式 ７，８） で表現されることが14

超微細な結晶粒を有する高強度冷延鋼板の製造に関する研究よく知られている.
σ=σ0 ＋kD 1/2
σは引張強度，Ｄは平均フェライト結晶粒径，σ0，ｋ8 に本開発鋼における最終焼はそれぞれ定数を示す．Fig．
鈍後の平均フェライト結晶粒径とT.S.の関係を示す．Hall
Petchの式と同様に，本開発鋼においても，結晶粒径が小さくなるとT.S.は上昇していき，T.S.が1000MPaを越えた試料においては，平均結晶粒径が1.2㎛と非常に微細なフェライト粒が得られている．ここでは，T.S.とＤ 1/2の間には比較的良好な直線関係が得られているが,この強度の上昇は，微細粒強化だけでなく，Ｂやαʼ の複合組織強化も含んでいることを考慮すると，単純に粒径で整理するのFig.10 Changes of T.S. and T.EL. with soaking time ofﬁnal annealing

焼鈍温度を変化させた時の降伏比（Y.P. / T.S.）の変化を示す．700℃まで降伏比はほとんど変化していないが，740℃で降伏比は，最小値をとり，780℃の焼鈍において再び上昇している．740℃の焼鈍後において降伏比が低いのは，D.P.（Dual Phase）鋼の特徴であり ９），前述したように２相域で焼鈍することによって，α＋Ｂあるいはα＋αʼ の複合組織が室温で得られていることを表している．
Fig．10に最終焼鈍温度を740℃で保持したときの時間とT.S.およびT.EL.の関係を示す．740℃の焼鈍温度では，40秒以上保持すれば，1000MPa以上の引張強度が安定して得られる結果になっている．一方，均熱時間が40秒未満のFig.8 Relationship between the grain size and T.S.

ときは，熱量不足によりγへの変態が十分に進行しないため，生成するＢ量が少なくなり，引張強度は低い値となっは妥当ではないと言える．
３．
４

ている．

２相域焼鈍における特性向上
３．
５

強度の上昇に結晶粒径の制御が重要であることは前述し残留γの影響たが，強度に及ぼす複合組織の影響について，以後調査を以上の結果と考察から，本開発鋼における引張強度の向9 は，中間焼鈍温度を640℃に固定し，最終行った．Fig．

上には，①結晶粒微細化強化，②Ｂ,αʼ といった硬質組織を利用した組織強化といった複数の強化機構が適用できることになる．その他，考えられる要素としては③γR→加工誘起αʼ変態による強度アップが挙げられる．1.5wt％以上のMnを含む鋼においては，冷却速度がそれほど早くな
くても，焼鈍後に4〜7％程度のγRを生成することができ
る９）という報告もあり，本開発鋼においても十分にMn量が 高 い（ 1. 8wt ％） た め， 同 様 の 効 果 が 期 待 で き る．
Fig．11に中間焼鈍温度を640℃に固定し，最終焼鈍温度を変化させたとき（均熱時間は50sec）の焼鈍後のγR量の変化を示す．700℃までは，γRはほとんど存在していないが，
720〜760℃で最終焼鈍を行い，3℃/ sec程度の冷却速度で室温まで冷却した試料においては，約4％のγRを得ることができており，これがαʼ に変態することで引張強度が向Fig.9

上していると考えられる．しかし，780℃まで最終焼鈍温Changes of (Y.P. /T.S.) with soaking temperatureof ﬁnal annealing

度を上げると，熱延後に残存していた固溶ＣがTiCとして

15

東洋鋼鈑

Vol.35

Fig.13 Changes of the volume fraction of retained γwith austempering temperature
Fig.11 Changes of the volume fraction of retained γwith soaking temperature of ﬁnal annealing

Fig.12 Relationship between austempering temperatureand mechanical properties

Fig.14 Mechanical properties of manufactured products
in each thickness

析出してしまい，γR生成に必要な量の固溶Ｃが偏析できあり，αʼ の生成ではなく，主としてＢが生成しているとなくなるため10），結果として冷却後にγRがほとんど存在考えられる．従って，740℃の最終焼鈍後，30℃/ secで冷せず，引張強度は向上していないと考えられる．

却した後，300℃にて恒温保持すると，α＋Ｂ＋γRの複合組織となり，高い引張強度と良好な伸びを有した鋼板が製

３．
６

最終焼鈍後の急冷却・恒温保持による特性向上

造可能となっている．

本開発鋼においては，Ｂ量とγR量を多く存在させるこ
３．
７とで，さらなる強度上昇が可能であり，これらの生成量を実機試作結果制御するために，最終焼鈍後に導入した急冷却と低温での本開発鋼を用いて，弊社実機ラインにて製造した試料の恒温保持の影響について調査する必要がある．そこで，中14に示す．熱延鋼板を硫酸酸洗にてスケー
引張特性をFig．

間焼鈍温度を640℃，最終焼鈍温度を740℃，保持時間50

ル除去後，60〜75％の一次冷間圧延を行い中間焼鈍を施しsecで固定し，30℃/ secの速度で急冷却した後，300〜た．その後，50〜67％の二次冷間圧延を行い最終焼鈍後（一450℃で恒温保持させたときの機械特性についてFig．12に部で急冷却＋恒温保持実施），
調質圧延を施し，最終製品厚：示す．恒温保持温度を450〜350℃と低下させても機械特性

0.15〜0.60㎜にて特性評価を実施した．実機製造品においに大きな変化は見られないが，300℃ではT.S.は急激に上ても，T.S.は1150MPa，T.EL.も13％という強度・延性バ

昇し，Y.P.は低減していくため低い降伏比を示すようにな

ランスに優れた冷延鋼板が再現できた．結果，以下に示す

Fig．
13に恒温保持温度とγRの関係について示す．γRは，る．

仕様の冷延鋼板が作り分け可能となった．

300℃の時に約7％という高い値を示しており，このときT.S.も最大値をとっている．本開発鋼のMs点は410℃付近

850MPa級 T.S.＝ 780〜950MPaと予想されるが，断面硬度測定結果では，Hv：320程度で1000MPa級 T.S.＝1000〜1150MPa T.EL.=10〜14％

16

T.EL.=10〜18％

超微細な結晶粒を有する高強度冷延鋼板の製造に関する研究

850MPa級材は，電子機器部品用途として量産中であり，1000MPa級材は，1200MPa級材の製造を目的に改善試作
中である.

４．結 言
780MPa以上の引張強度を有する冷延鋼板の製造を目的に，微細粒熱延鋼板を用いて，主に焼鈍条件について調査した結果，以下の結論を得た．
⑴

焼鈍温度が720℃までは，温度上昇とともに単調に強度は低下するが，740〜760℃の範囲においては，強度が大幅に上昇した．また，780℃では強度は再び低下した．
⑵

２相域（α＋γ）での最終焼鈍後に2㎛以下の超微細結晶粒を得ることができ，そのとき強度は，1000MPa以上に達した．また，強度の維持には，板厚表層部の結晶粒の粒成長を抑制することが重要であった．
⑶

２相域（α＋γ）での均熱焼鈍を40sec以上行うこと

で，冷却後に降伏比の低い複合組織鋼板を得ることができた．
⑷

焼鈍後の急冷却および300℃での恒温保持により，最大7％の残留γと硬質なＢを含む複合組織鋼板を得ることができた．
⑸

2㎛以下の超微細結晶粒と複合組織（α＋B＋γR）を組み合わせることで，最大1150MPaの引張強度を有し，約13％と加工性にも優れた鋼板が得られ，850MPa級（T.S.＝780〜950MPa，T.EL.＝10〜18％）および1000
MPa級（T.S.＝1000〜1150MPa，T.EL.＝10〜14%）の
高強度冷延鋼板の製造が可能となった.

引

用

文

献

１）片山裕之，水上義正：まてりあ，35（1996），
1283２）長井 寿：ふぇらむ，4 11（1999），741３）木村勇次，高木節雄：塑性と加工，41（2000），
13４）N.Tsuji，R.Ueji，Y.Minamino and Y.Saito：Scr.Mater.,46（2002），
305５）土田紀之，小野 匠, 友田 陽，長井 寿：日本機械学会論文集 Ａ編，68（2002），
1547
６）N.Tsuchida，Y.Tomota and K.Nagai：ISIJ Int.，42（2002），
1594７）E.O.Hall：Proc.Phys.Soc.，64（1951），
747８）N.J.Petch：J.Iron Steel Inst.，174（1953）
，
25
９）古川

敬，森川博文，遠藤道雄，武智弘，小山一夫，秋末 治，山田輝昭：鉄と鋼，68（1982），
200110）篠田研一，山田利郎：熱処理，20（1980），
326

17

東洋鋼鈑

Vol.35

表面活性化接合法によるCu / LCPクラッド材の開発
南部光司＊・大澤真司＊２・岡山浩直＊３・岩下寛之＊４
Development of Cu/LCP Laminated Material by Surface Activated Bonding Method
Kouji NANBU，Shinji OZAWA，Hironao OKAYAMA and Hiroyuki IWASHITA

Synopsis：Electronic equipment such as a mobile phone, a digital camera and a DVD recorder has become
highly performed and smaller because the fabrication techniques and materials of the ﬁeld of large
scale integrated circuit（LSI）and of integrated circuit（IC）have improved. However, printed
wiring boards（PWBs）onto which those parts are put, are still large size because of the technicalgap between those parts and the PWBs. In this point of view, the development of new materials for
the PWB is expected.
In presence, polyimide（PI）film is widely applied as an insulator material in the PWBs,
especially in a ﬂexible printed circuit（FPC）. In a FPC using PI ﬁlm, it is diﬃcult to produce ﬁne
pitch patterned circuits because of large dimensional change due to its large moisture adsorption
and large coeﬃcient of hygroscopic expansion（CHE）. In addition，it is unstable when it is used at
the high frequency ﬁeld because the dielectric constant and dissipation factor, which aﬀect the highspeed signal transmission, change with various atmospheres. In order to solve those problems, westarted to develop new copper clad lamination（CCL）materials using a liquid crystal polymer（LCP）
ﬁlm which has low moisture adsorption, low dielectric constant and dissipation factor instead of PI
ﬁlm.
In this paper, we studied lamination of a copper（Cu）foil to a LCP film by using surface
activated bonding（SAB）method. First, we investigated the change of chemical bonding state on
the LCP surface against argon（Ar）ion etching by means of electron spectroscopy for chemical
analysis（ESCA）. Secondly, peel strength of the Cu/ LCP laminated material was measured. Finally,in order to find the suitable manufacturing conditions, we controlled RF plasma power, its
treatment time, Cu sputter thickness on the LCP surface after RF plasma treatment, bonding
pressure and heat treatment after lamination. Consequently, the peel strength improved to 750N / m.
Key Words：surface activated bonding；liquid crystal polymer；copper foil；lamination；printed wiringboard；RF plasma treatment；peel strength

接続方法などによって技術的なブレイクスルーは見出され

１．緒 言てきているが，これらの部品を実装するプリント配線板（PWB；Printed Wiring Board），あるいは半導体パッケー

携帯電話，デジタルビデオカメラ等に代表されるモバイ

ジ用サブストレート（インターポーザー）への要求性能も

ル電子機器，あるいはテレビ，DVDデッキなどの一般民

年々高まっている．

生機器の軽薄短小化，高速・高機能化の勢いは全く衰える

これらPWB用材料やインターポーザー用材料には銅張ことなく，各メーカーの技術競争も激しくなっている．こり樹脂フィルム材（CCL；Copper Clad Laminate）が使

れら電子機器の進化に対して，LSIの性能，あるいはその用されている．CCLは接着剤を用いて銅箔と樹脂フィルム

技術研究所
クラッド開発部 副主事＊3 技術研究所 グループ主任研究員＊4 技術研究所 主事
＊

＊2 本社

19

東洋鋼鈑

Vol.35を張り合わせた３層材と，接着剤を用いずに銅箔上に樹脂

1/10程度である．また信号の高速伝送に影響する誘電率おフィルムを直接積層した２層材に大別される．２層材と比よび誘電正接も極めて低く安定しており，次世代CCL用の較し３層材は安価であるが，電子機器の進化に伴い，接着

絶縁材料として期待されている．

剤層の耐熱性，屈曲性，耐マイグレーション性等が問題と本報では，Liイオン電池の防爆用安全弁などに現在適用なることから１），高機能性用途では２層材が多く適用され，されている金属／金属クラッド材の製造方法である表面活

年率120％程度の伸び率で増加している２）．

性化接合（Surface Activated Bonding）法を用い７〜13）,

現在，これらCCLの絶縁層にはポリイミド（PI）が主と新たなクラッド材として金属／プラスチックフィルム，特して使われている３）．PIは耐熱性,屈曲性に優れる一方，に銅（Cu）箔とLCPの接合について検討した.

吸水率が大きく，吸湿に対する寸法変化率（CHE；Coeﬃcient

２．実 験of Hygroscopic Expansion）が大きいため，ファインピッ
チパターンを形成した回路での接続信頼性が低い．また，

２．
１

信号の高速伝送を実現するためには，絶縁材料の特性とし供試材て低誘電率，低誘電正接であることが必要とされる．しかCu箔とLCPフィルムのクラッド材（Cu/LCP）の作製にし，PIの誘電率および誘電正接は適用信号周波数の変化において，Cu箔には35㎛厚の圧延Cu箔（日本製箔製）を用

対して，あるいは湿潤環境下において極めて不安定であり，いた．圧延Cu箔は熱ラミネート材などに用いられている

先に挙げた高速・高機能化を実現するために，PWBもし

電解Cu箔と比べ，屈曲性，平滑性に優れており，フレキ

くはインターポーザー用の新規CCLの開発が必要とされてシブルプリント基板（FPC；Flexible Printed Circuit）へいる４）．

の適用やファインピッチパターンの作製が可能である．

このような背景から，絶縁材料に液晶ポリマー（LCP；

LCPフィルムには50㎛厚のⅠ型LCP（ジャパンゴアテック

Liquid Crystal Polymer）フィルムを用いた新規CCLの開1にス製BIAC BA）を用いた．LCPのモノマー構造をFig．

発をスタートした．LCPは融点の高い順に，Ⅰ型，Ⅱ型，示す６）．

Ⅲ型に区分されており，Ⅰ型およびⅡ型のLCPはフィルム２．２化されているが，Ⅲ型は分子構造的にフィルム化が困難で表面活性化接合法によるCu/LCPクラッド材作製
方法

あり，コネクター等の射出成形品に用いられている ５）．
LCPはＨ，Ｃ，Ｏのみから構成された全芳香族ポリエステ

Cu/LCPクラッド材の作製には表面活性化接合法を用い

ルの熱可塑性樹脂であり，耐熱性は熱硬化性のPIより劣る

2 に表面活性化接合法の原理を示す．材料物質はた．Fig．

ものの，熱可塑性樹脂の中では最も耐熱性に優れた樹脂の原子の配列，結合によって構成されているが，最表層の原一 つ で あ る．LCPとPIの 特 性 比 較 をTable1 に 示 す ６）．

子は結合する相手となる原子が存在しないため，エネル

LCPの吸水率はPIと比較して非常に小さく，CHEもPIの

ギー的に非常に不安定な状態にある．そのため大気中におTable1Comparison of the each characteristics between the LCP ﬁlm and PI ﬁlm

Fig.１ Chemical structure of the LCP ﬁlm（BIAC BA；JAPAN GORE-TEX INC.）

20表面活性化接合法によるCu/LCPクラッド材の開発

Fig.２ Principle of the surface activated bonding（SAB）method

Fig.３ Schematic of Cu/LCP bonding equipment
Fig.４ Schematic of the T-peel test

いて材料表面は，通常酸化物や吸着物などによって覆われ，機に送り，ロール圧延を行いCu/LCPクラッド材を作製し安定な状態を保っている．表面活性化接合法は全て真空中た.

で行うが，真空中に入れられた材料は，プラズマ化した

クラッド材は両材料の変形抵抗の違いにより，ロール圧

Arイオンによりエッチングされ，表面を覆っている酸化延後に内部応力（主に剪断応力）が発生し，カールした形

物や吸着物を物理的に除去され，活性な材料表面が露出す状となる．そこで，この内部応力を除去するために熱処理る．この活性化された材料表面同士をロールによって圧接を行ったが，その条件についても検討した．

することにより接合が行われる．
Fig．
3 に本実験で用いた接合装置を示す．Cu箔とLCP

２．
３

フィルムを専用のカセットにセットし，エッチングチャン

評価方法

２．
３．
１

Ｘ線光電子分光分析

バー内に入れ，3.0 10­３Paまで真空引きを行った後，3.0

Ｘ線光電子分光分析装置（ESCA；Electron Spectroscopy

10­１Pa分圧のArガスをエッチングチャンバーに導入し，for Chemical Analysis，アルバックファイ製ESCA5100）

高周波（RF；Radio Frequency）プラズマエッチングを行っにより，LCPフィルム，ならびにESCA付属のArイオン銃

た．エッチングチャンバーにはシャッターが設置されておによってArイオンエッチングを行ったLCPフィルムの表り，Cu箔とLCPフィルムを別々に処理することが可能で面化学結合状態を分析した．イオン銃の加速電圧は0.5，
1,4ある．両材料のRFプラズマエッチング終了後，LCPフィ

kV，電流は25mAである．

ルム表面にCuスパッタリングを行う場合は，シャッターを開放し，LCPフィルム側のRF電源を切り，Cu箔材料か

２．
３．
２

ピール強度測定

らのスパッタリングを行った．この際，Cu箔がターゲット，

Cu/LCPクラッド材の密着力評価として，Ｔ型ピール試

LCPフィルムが基板となる．RFプラズマエッチングおよ

4 に示す．10㎜巾の試験片験を行った．試験概略図をFig．

びCuスパッタリング終了後，両材料を重ね合わせて圧延を用いて，常温，引張速度0.1m/minの条件にて試験した．

21

東洋鋼鈑

さらに，ピール試験後のCu/LCPクラッド材の剥離面をVol.35

た.

ESCA分析することにより，剥離位置を推定した．
２．３．
５
２．
３．３

電子顕微鏡観察

動的粘弾性測定

動的粘弾性測定器（オリエンテック製 RHEOVIBRON

走査型電子顕微鏡（SEM；Scanning Electron Microscopy，

DDV 01FP）を用いてLCPフィルムの貯蔵弾性率Eʼ［MPa］

日本電子製JSM 840Ａ）によりCu/LCPクラッド材の剥離を測定した．測定は，
クラッド前，クラッド後およびクラッ

面の形態観察を行った.

ド・熱処理後のLCPフィルム（３㎜巾 30㎜長）について，
周波数10Hz，昇温速度２℃/minの条件で行った．なお，

２．
３．
４

光学顕微鏡観察クラッド後およびクラッド・熱処理後のLCPフィルムは光学顕微鏡（Nikon製OPTIPHOT 200）により，Cu/LCP

Cu/LCPクラッド材からCuを塩化第二鉄水溶液で溶かしてクラッド材および市販の熱ラミネート材の断面観察を行っ単離したものである．

Fig.５ Change of C1s and O1s peak against the beam voltage22表面活性化接合法によるCu/LCPクラッド材の開発

Fig.６ The shape of Cu/LCP laminated material

圧延後，
Cu/LCPクラッド材はカールした形状となる（Fig．

３．結果および考察

6 ⒜）．この形状のままでは，材料間に応力が作用し，ピー
ル強度を低下させる原因となる．LCPフィルムの熱膨張係

３．
１

LCPフィルムの表面改質

数は16ppm /℃であり，Cu箔の熱膨張係数に合わせてあArイオンエッチングによるCu，Al等の表面の汚染状態

るため，熱処理により応力除去を行うことによって平坦な７〜10），あるいはPIフィルムの化学結合状態の変化 14） はこ

6 ⒝）形状にすることができる（Fig．
．

れまでに報告されているが，LCPフィルムに関する報告は見あたらない．本報では，まずArイオンエッチングを行っ

３．
３ Cu/LCPクラッド材の諸特性に及ぼす作製条件の影響

た際のLCPフィルムの表面化学結合状態の変化について

３．
３．
１

RFプラズマエッチングの影響

5 にイオン銃の加速電圧を0.5，
ESCA分析を行った．Fig．
１，４

表面活性化接合法では，接合する全てのサンプルに対しkVと変化させたときのArイオンエッチング時間に対するて，RFプラズマエッチングを行っている．ここで，Cu/

C1sとO1sのスペクトル変化を示す．Arイオンエッチング

LCPクラッド材を作製する際のLCPフィルムに対するRFによるLCPフィルムの帯電が原因と考えられる各ピークシ

プラズマエッチング条件としてRFプラズマエッチング時

フトは見られるが，C1sピークは−Ｃ＝Ｏ（290.5eV）,−

7 にピール間とRFプラズマ出力について検討した．Fig．

Ｃ−Ｏ−（287.8eV）ならびにベンゼン環（286.3eV）か強度に及ぼすRFプラズマエッチング時間の影響を示す．

ら構成され，O1sピークは−Ｃ−Ｏ−（535.1eV）と−Ｃ

ここで，LCP側RFプラズマ出力は全て20Ｗとした．また，＝Ｏ（533.4eV）から構成されている．加速電圧が0.5kV

接合後に大気中240℃において60minの熱処理を行った場の条件でArイオンエッチングを行うと，エッチング時間合についても比較検討した．接合後に熱処理を行っていなが90min付近からC1sの−Ｃ＝Ｏピーク強度が低下し始め

い場合，いずれの条件においても非常に弱いピール強度しるが，−Ｃ−Ｏ−とベンゼン環ピークに変化は見られない．

か得られていない．熱処理を行った場合，エッチング時間

一方，O1sピークでは，−Ｃ−Ｏ−と−Ｃ＝Ｏの二つのピー
クが重なり，同じく90min付近で一つのピークとなった．
加速電圧が高くなるにつれて，C1sの−Ｃ＝Ｏピークはより短時間で低下が始まり，４kVではエッチング時間５minで消滅した．O1sピークでは加速電圧が高いほど，より短時間のエッチングにおいてもピーク強度は低下した．
これらの結果より，Arイオンエッチングの加速電圧が高いほど,短時間でLCPフィルム表層のC1sの−Ｃ＝Ｏピー
クおよびO1sピークが減少していることから，−Ｃ＝Ｏの二重結合の開裂，あるいは二重結合が完全に切断され，未処理のLCPフィルム表層よりもＣの組成比が高くなり，結果として，ＣあるいはＯの未結合が存在していることが推
測される．
３．
２

Fig.７ Eﬀect of RF plasma etching time on peel strengthin Cu/LCP laminated materials（RF plasma power：20W, bonding pressure：320MPa,
heat treatment: 240℃ 60min）

クラッド材の残留応力除去

Cu箔とLCPフィルムの変形抵抗の違いにより，ロール

23

東洋鋼鈑

が８minまでは，エッチング時間が長いほどピール強度がVol.35と考えられる．

大幅に向上し約150N/mとなり，それ以上のエッチング時
間では徐々に増加していく傾向が見られる．この結果より，

３．
３．
２

RFプラズマエッチング時間が長いほどピール強度は増大

Cuスパッタの影響

金属／金属のクラッド材では，十分な密着力が得られなすることがわかった．

い材料の組合せに対して，接合対象試料間にインサート材

Fig．
8 にRFプラズマエッチング時間を８minに固定し，を挿入し，密着力を向上させる方法が適用されている12）．

ピール強度に及ぼすRFプラズマ出力の影響について評価

そこでCu/LCPクラッド材に対しても，インサート材としした結果を示す．この場合もFig．
7 と同様に熱処理前後のてLCPフィルム表面にCuスパッタを施した後に接合を行

ピール強度について評価した．熱処理を行わない場合，い，その密着力について評価した．この場合，Fig．
3 のCu

RFプラズマ出力が600Ｗまでのピール強度は約10N/mしか箔側のカセット上に0.4㎜厚のCu板を置いてチャンバー内得られていないが，800Ｗでは約70N/mと増大した．このにセットし，真空引きを行った後，Cu箔とLCPフィルム

理由として，RFプラズマ出力が800Ｗでは，熱によるLCPのRFプラズマエッチングを行った．その後，LCP側のRFの変質によってLCPフィルムの機械的強度が変化したと考電源を切り，シャッターを開放し，Cu箔およびCu板からえられる．なお，RFプラズマ出力 RFプラズマエッチン

LCP表面へCuスパッタを行った．ここで，Cuスパッタは

グ時間で表される処理量が800Ｗ ８minの試料と同等とな

9 にピール強度とLCPフィルム
1.4nm/minで行った．Fig．

る低出力 長時間の試料，すなわち50Ｗ 128minおよび上のスパッタ膜厚の関係を示す．３．３．１で述べたCuス

100Ｗ 64minの試料を用いて確認すると，ピール強度はわ

パッタを行わない場合と比較して，Cuスパッタを行った

ずか数N/mであった．熱処理を行った場合，RFプラズマ

場合には，熱処理を行わなくても，比較的強いピール強度

出力が20Ｗ以上では150N/m以上のピール強度が得られ，が得られた．Cuスパッタ膜厚が21nmまでは，CuスパッRFプラズマ出力の増加と共にピール強度も増大した．し

タ膜厚の増加とともにピール強度は増大するが，それ以上かし，熱処理を行わない場合と同様に，RFプラズマ出力のCuスパッタ膜厚ではほぼ一定となった．熱処理を行っが800ＷではLCPの変質が生じ，ロール圧延時に著しくシたサンプルでもCuスパッタ膜厚とピール強度の関係は同

ワが混入しやすくなった．したがって，LCP側のRFプラ様の傾向を示したが，熱処理を行わない場合と比較して，ズマ出力は600 Ｗ程度が妥当であると考えられる．

ピール強度は大きく増大し，Cuスパッタ膜厚が21nmで以上のことから，LCPフィルムに高出力および長時間の570N/mが得られた．これは，Cuスパッタ膜厚が21nm以RFプラズマエッチングを行うことにより，高いピール強下では，LCP表面がCuによって完全に覆われていないこ度が得られることが明らかになった．したがって，Fig．
5とが原因であると考えられる．

で示したように，LCPフィルム表層のC1sの−Ｃ＝Ｏピー
３．
３．
３クが小さくO1sピーク強度が小さい,すなわち−Ｃ＝Ｏの圧延荷重の影響

二重結合の開裂，あるいは二重結合が完全に切断する条件

クラッド材の積層工程ではロール圧延を行う．Fig．10にでエッチングを行うことにより高いピール強度が得られる

ピール強度に及ぼす圧延荷重の影響を示す．この実験で用

Fig.８ Eﬀect of RF plasma power on peel strength in Cu/
LCP laminated materials（RF plasma etching time： ８min, bonding pressure：
320MPa, heat treatment：240℃ 60min）

Fig.９

24

Effect of the Cu sputtering thickness on peelstrength in Cu/LCP laminated materials（RF plasma power：600W, RF plasma etching time：
８min, bonding pressure： 320MPa, heat treatment：
240℃ 60min）

表面活性化接合法によるCu/LCPクラッド材の開発度に及ぼす熱処理温度の影響を示す．ここでは３．
３．
２にて著しくピール強度の向上が認められた，LCPフィルム上へのCuスパッタを行ったクラッド材を使用した．大気中での熱処理の場合，200〜260℃の熱処理温度では，温度によるピール強度の差はなく510N/m程度であったが，270℃
以上の熱処理温度では，温度の上昇と共にピール強度は低下し，300℃で300N/mとなった．また，クラッド材の形状も200〜260℃では平坦であったが，270℃以上では端部に若干のカールが発生した.
このような熱処理温度に対するピール強度や形状の変化について，LCPフィルムの動的粘弾性に基づいて考察した．
Fig．12にクラッド前，クラッド後およびクラッド・熱処理

Fig.10 Eﬀect of the bonding pressure on peel strength in
Cu/LCP laminated materials（RF plasma power：600W, RF plasma etching time：
８min, Cu sputtering thickness：７nm, heat treatment：
240 C 60min）

後のLCPフィルムの貯蔵弾性率E ʼ の変化における温度依存性を示す．この図から，いずれのLCPフィルムも270℃以上においてE ʼ の低下が著しく，動的粘弾性測定によるガラス転移温度Tg であると考えられ，Tg 以上の熱処理においてはLCPフィルムの寸法変化などが生じると推測される．
また，240℃以下における弾性率はクラッド工程において若干高くなるが，熱処理により大きく低下することがわかる．すなわち，クラッド後に200〜260℃で熱処理することによりピール強度や形状が回復した理由として，LCPフィ
ルムの柔軟性が増したために接合界面の残留応力が緩和されたことが考えられる．一方，熱処理によるピール強度の回復が270℃以上では高温になるほど低下する現象については，分子構造変化の詳細な機構についてまでは確認できていないが，Fig．12に示している240℃および300℃熱処理
クラッド材におけるLCPフィルムのE ʼ の比較から，Tg 以上

Fig.11の熱処理を施されることによりLCPフィルムが再び硬化すEﬀect of the heat treatment and its atmospheres onpeel strength in Cu/LCP laminated materials（RF plasma power：600W, RF plasma etching time：
８min, Cu sputtering thickness：21nm, heat treatment
time： 60min）

ることに起因していると推測される．
その他にも，熱処理温度の上昇に伴い，LCPを介してガス成分や水分が透過しやすくなり，接合界面のCuスパッ

いた試料は，全てCuスパッタ（７nm厚）を行ったものでタ膜やCu箔が酸化した結果，ピール強度が低下したともある．熱処理を行っていない場合，160MPaではピール強考えられる．そこで，200〜260℃の熱処理温度において高度は約80N/mであり，荷重を320MPaに倍増すると，ピー
ル強度も160N/mに倍増した．しかし，それ以上荷重を増大させてもピール強度に影響は無く，480MPa以上では圧延によるシワ，絞りの発生が顕著になった．また，熱処理を行うとピール強度は大幅に増大したが，熱処理を行わない場合と同様に大荷重の圧延では，シワ，絞りが発生した．
したがって，Fig．
3 に示す接合装置を用いて，高ピール強度を確保し，なおかつ形状良くCu/LCPクラッド材作製を行うためには，320MPa程度の圧延荷重が妥当である.
３．
３．
４

熱処理の影響３．２で述べたように,残留応力によりカールしたCu/
LCPクラッド材は熱処理により平坦な形状にすることができる．Fig．11に熱処理後のCu/LCPクラッド材のピール強Fig.12 Temperature dependence of elastic modulus E ʼ of LCP ﬁlm

25

東洋鋼鈑

Vol.35

Fig.13 SEM images of peeling surface

Fig.14 Comparison of the ESCA analysis of peeling surface

いピール強度を示したCu/LCPクラッド材の剥離位置を確ように，真空中にて240℃熱処理したクラッド材のピール認するために，剥離面のSEM観察を行った．観察結果例

強度は約750N/mであり，大気中にて熱処理したクラッド

として，240℃で熱処理を行ったCu/LCPクラッド材の剥材と比較して大幅に改善された．しかし，真空中にて13に示す．剥離はLCPフィルムの凝
離面のSEM写真をFig．

300℃付近の熱処理したクラッド材では，大気中にて熱処

集破壊を伴い，Cu箔表面はLCPで覆われていることがわ

理した場合と同様に，240℃熱処理した場合より低いピー

かる.

ル強度650N/m程度であった.

また，接合界面の酸化を調べるために，240℃熱処理ク

このように，熱処理はロール圧延によって生じた応力をラッド材と300℃熱処理クラッド材の剥離面のESCA分析

除去するために有効な手段であり，200℃〜260℃の範囲が結果をFig．14に示す．Fig．14⒜に示すように，240℃熱処

適していることがわかった．また，接合界面のスパッタCu

理では剥離面LCP側からはCuのピークは全く検出されず，の酸化を抑制して，高いピール強度を得るためには，真空Cu側においてもわずかなCuのピークしか検出されなかっ中あるいは還元雰囲気下での熱処理が好ましいと考えられた．またFig．14⒝に300℃熱処理クラッド材の剥離面の分る．

析結果を示す．剥離面Cu箔側では主にCuのピークが得ら

４．今後の展開

れ，CuOのピークはほとんど検出されず，剥離面LCP側からは，CuOのピークのみ検出された．したがって，300℃

以上のようにして，高いピール強度が得られたCu/LCP

熱処理クラッド材の剥離は，スパッタCuが高温熱処理のために酸化されCuO層を形成し，このCuO層とCu箔，あクラッド材の断面写真をFig．15⒜，また市販の熱ラミネー

るいはCuO層と酸化されなかったスパッタCuの界面で生ト材の断面写真をFig．15⒝に示す．表面活性化接合法で作じていると考えられる．

製したクラッド材は表面が平坦な圧延Cu箔を用いている．
一方，熱ラミネート材は電解Cu箔を用いており，この電この接合界面の酸化を抑制するために，真空中での熱処
1

理（真空度：約10 Pa）を行った．Fig．11に併示している

解Cu箔の粗面によるアンカー効果を利用し密着力を確保

26

表面活性化接合法によるCu/LCPクラッド材の開発

Fig.15 Cross sections of Cu/LCP laminated materials⒜surface activated bonding material⒝heat bonding material

している．

以上の知見より，適正条件にて作製したCu/LCPクラッ

今後は，高速信号処理，すなわち高速伝送を実現するた

ド材のピール強度は約750N/mに達するだけでなく，極めめに，これまでのメガヘルツ帯の信号周波数ではなく，ギて平滑な接合界面を有しており，今後の高速伝送用基板へ

ガヘルツ帯の信号周波数が適用されると予想されている15）．

の適用が期待される．

この高周波信号は表皮効果により導体層の表面を優先的に導通しようとする．したがって，Fig．15⒝に示している熱ラミネート材に代表されるような，絶縁層と導体層の間に引凹凸がある電気回路では表皮抵抗が増大し，結果として信１）西川忠寛，秋山良治：表面技術，45（1994），８号の遅延が生じる16）．しかしながら，表面活性化接合材は２）2005エレクトロニクス実装ニューマテリアル便覧，㈱富士

接合界面が極めて平滑であることから，低誘電率および低

用

文

献

キメラ総研，（2005），
108

誘電正接材であるLCPフィルムと組み合わせることにより

３）山崎

高速伝送を可能にする材料として期待される．

４）福武素直，井上 博：電子材料，39（2000），66

真，徳光 明：電子材料，39（2000），
47５）神谷 武，清水徹男：液晶ポリマー新時代，㈱工業調査会，

５．結 言（1991），
25
６）Hiroshi Inoue，Sunao Fukutake，Hiroyuki Ohata：

表面活性化接合法によるArイオンエッチングを想定し６th Pan Paciﬁc Microelectronics Symposium,

たESCA分析を行うことにより，LCPフィルム表面の化学

SMTA2001，（2001），273７）西條謹二，吉田一雄，礒部剛彦，宮地昭夫，小池一幸：結合状態の変化を調べた結果，加速電圧が高いほど，またエッチング時間が長いほど，LCPフィルム表面に存在する

まてりあ，39（2000），
172−Ｃ＝Ｏの二重結合の開裂，もしくは二重結合の切断が進

８）西條謹二：日本塑性加工学会誌，42（2001），
25

行し，LCPフィルム表面におけるＣの組成比が高くなるこ

９）西條謹二，吉田一雄：日本金属学会誌，69（2005），
291とがわかった.

10）西條謹二，吉田一雄：日本金属学会誌，69（2005），
413

また，表面活性化接合法によりCu/LCPクラッド材を作

11）西條謹二，吉田一雄：日本金属学会誌，69（2005），
560

製し，密着性をＴ型ピール試験により評価した結果，以下

12）大澤真司：東洋鋼鈑，32（2000），41の知見を得た．

13）大澤真司，吉田一雄，西條謹二：エレクトロニクス実装学⑴

RFプラズマ出力が高いほど，またRFプラズマエッチ

会誌，5（2002），
223

ング時間が長いほどピール強度は増大した．
⑵

14）佐光武文，大中道俊亮：住友金属鉱山

RFプラズマエッチング後，LCPフィルム表面へのCu

13（1998），37

スパッタを行うことにより，ピール強度は増大した．
⑶

15）宇都宮久修：電子材料，44（2005），
２

シワ，絞りの発生を抑制し，高いピール強度を得るに

16）高木 清：電子技術，45（2003），
２は，320MPaの圧延荷重が妥当である．
⑷

Cu/LCPクラッド材に対する熱処理は，クラッド材形状の矯正,ならびにピール強度の向上に有効であった．
また，真空中で熱処理を行うことにより，接合界面の酸化が抑制され，さらに高いピール強度を得ることができ
た．

27

中研所報，

東洋鋼鈑

Vol.35

樹脂成形機部材用高強度高耐食性Mo2NiB2硼化物系硬質合金の開発
平田浩郎＊・岩永健吾＊２・小崎信也＊３・山崎裕司＊４Development of Mo2NiB2 Boride Base Hard Alloys with High Strengthand Excellent Corrosion Resistance for Plastic Molding Machine Parts
Kourou HIRATA，Kengo IWANAGA，Shinya OZAKI and Yuji YAMASAKI

Synopsis：Mo2FeB2 boride base hard alloys have been successfully applied to plastic injection molding
machine parts. However, the corrosion resistance of the Mo2FeB2 boride base hard alloys is notenough for the injection molding of corrosive engineering plastics such as a ﬂuorocarbon resin.
Therefore, the applicability of Mo2NiB2 boride base hard alloys, having excellent corrosion andwear resistance, into plastic molding machine parts was investigated. In this paper, the eﬀects of Cr
and V contents on the mechanical properties and corrosion resistance were studied by using Ni 5.0
mass％ B 51.0mass％ Mo（17.5 X）mass％ Cr Xmass％ V model alloys with ﬁve levels of Cr and V
contents from X＝０ to 10.0. The high mechanical properties such as transverse rupture strength（TRS）and hardness were obtained at X＝5.0, and this alloy showed excellent corrosion resistancefor a molten ﬂuorocarbon resin. Furthermore, the Mn containing Ni 5. 0mass%B 5 1. 0mass%Mo
12.5mass%Cr 5.0mass％ V 1.5mass％ Mn alloy exhibited high TRS over a wide range of sintering
temperature and improved the sinterability.
Key Words：Mo2NiB2 boride base hard alloys； mechanical properties；corrosion resistanceの樹脂成形機部材への適用を検討した．

１．緒 言

Ni系KH合金はKH合金のFeをNiに置き換えた合金であり，
M3B2（M：Metal）型複硼化物の硬質相とNi基の結合相で近年，著しい市場の拡大を見せている樹脂製品において，構成され，優れた耐食性，耐熱性，および高温強度を有す

小型化，軽量化，薄肉化，さらには耐熱性，高強度化など

る５）．これまでの研究において，Table1 に示すように,Mo-の高性能化が図られ，スーパーエンジニアリングプラス

Ni-B三元系合金にCrまたはVを添加することで，M3B2 型

チックの使用，ならびにガラス繊維，フェライト粒子，シ

複硼化物の結晶構造が斜方晶から正方晶へと変化し，硼化

リカ粒子などの各種フィラーの添加が増加する傾向にある

物粒子の球状化，微細化が発現することによって，機械的

１）．そのため，樹脂製品の成形に用いられる射出成形機や特性が向上することが確認されている ６）．また，Crを添押出成形機の部材には，各種フィラーに対する耐摩耗性お加したMo Ni Cr B合金は優れた耐食性を示し７），Ｖを添

よび樹脂の溶融時に発生する分解ガスに対する耐食性が求加したMo Ni V B合金は超硬合金に匹敵する高強度を示められる．特に最近では，強腐食性ガスを発生するフッ素

す８）．

樹脂の使用が増加しており１〜４），樹脂成形機部材へ適用

最近の研究において，Mo Ni Cr B四元系合金のCr含有されているMo2FeB2硼化物系硬質合金（以下，KH合金と量を最適化することによって，フッ素樹脂に対してハステ略す）でも腐食が問題になってきている．そこで，これまロイＣと同等の優れた耐食性を示すこと９） が確認されたでに開発したKH合金において，特に優れた耐食性を有す

ものの，機械的特性については従来の射出成形機部材であるMo2NiB2硼化物系硬質合金（以下，Ni系KH合金と略す）

るKH V52（抗折力：2.4GPa，硬度：86HRA）と比較す

＊

技術研究所

＊2 技術研究所

副主事＊3 鋼鈑工業㈱ 硬質材料工場＊4 技術研究所

KHM部長

主事

29

東洋鋼鈑
Table1

Vol.35

Properties of Cr or V added Mo2NiB2 boride base hard alloys.

るとまだ十分とはいえない．そこで本報では，Ni系KH合得られた焼結体について，機械的特性として抗折力（JIS

金にCrおよびＶを複合添加することによって，ハステロ

３点曲げ試験）および硬度（ロックウエルＡスケール）をイＣと同レベルの高耐食性を維持したまま，従来材である測定した．フッ素樹脂に対する耐食性は，大気中で673Ｋ

KH V52 と同等以上の機械的特性を有する材料の開発を検に加熱して溶融したフッ素樹脂中に，抗折力測定後の試験討した結果について報告する．

片の１面を鏡面仕上げした試料を259.2ks（72hr）浸漬した後，外観変化を目視にて５段階で評価した．なお，フッ２．実験方法

素樹脂はダイキン工業製のネオフロンPFA（AP 210）を用いた．また，Ｘ線回折（Rigaku，RINT 2000，Cu Kα，40

供試材はTable2 に示すように，Mo Ni Cr B四元系合金

kV，200mA），
走査型電子顕微鏡SEM（JEOL，JSM 840Ａ），

において，機械的特性およびフッ素樹脂に対する耐食性に

オージェ分析AES（JEOL，JAMP 7800），透過型電子顕17.5mass%Cr９）

微鏡TEM（JEOL，JEM 2010）によって組織調査を実施し，優れるNi 5.0mass%B 51.0mass％ Mo

を基本組成として，Crと置換する形でＶを０〜10.0mass％

画像解析装置による組織の定量化を行った．

添加した５種類の合金である．

３．実験結果試料の作製は，原料粉末を供試材組成になるように配合
し，振動ボールミルを用いて平均粒径が約１㎛になるまで

３．
１

アセトン中での湿式混合粉砕を行った．その後，粉末を乾機械的特性

燥し，油圧プレスにて圧粉体を成形した後，1513〜1593Ｋ

Fig．
1 に，CrおよびＶ添加量を変化させた合金の最適の温度範囲にて，1.2ksの真空焼結を行った．なお，湿式焼結温度（最も高い抗折力を示す焼結温度）における抗折混合粉砕後の平均粒径はサブシーブサイザーを用いて測定した。使用した原料粉末は，アトマイズ粉末（Mo Ni Cr
B，
平均粒径71.94㎛），
CrB（99.5mass％，
平均粒径７.20㎛），，MoB（ 9 9. 6
VB2（ 9 9. 5mass ％， 平 均 粒 径 4. 8 0 ㎛ ）mass％，
平均粒径3.83㎛），
Mo（99.9mass％，
平均粒径3.10㎛）である．
Table２Compositions of the Ni 5.0mass%B 51.0
mass%Mo（17.5-X）mass%Cr Xmass% V
alloys used.

Fig.１

30

Transverse rupture strength and hardness of Ni
5. 0mass%B 5 1. 0mass%Mo（ 1 7. 5 X）mass%Cr­
Xmass%V alloys as functions of Cr and V content.

樹脂成形機部材用高強度高耐食性Mo2NiB2硼化物系硬質合金の開発

Fig.２ Corrosion test result of Ni 5. 0mass%B 5 1. 0mass%Mo（ 1 7. 5 X）mass%Cr Xmass%V alloys withcomparative materials after dipped in molten ﬂuorocarbon resin at 673K for 259.2ks（72hr）.

力および硬度の測定結果を示す．なお，各合金の最適焼結の複硼化物であることが確認された．また，結合相（Point

温度は，Ｖ添加量が０および2.5mass％の合金では1533Ｋ

２）はMo，Crが固溶したNi基の合金であることがわかる．

であるのに対して，Ｖ添加量が5.0〜10.0mass％の合金で６）
次に，Ｖを添加した合金のM3B2型複硼化物（Point３，

は1553Ｋとなり，Ｖ添加量が多い合金では最適焼結温度のでは，Mo，
Ni，
Cr，Ｂに加えてＶが検出され，Ｖ添加量の高温側へのシフトが認められた．抗折力および硬度ともに増加とともにＶのピーク強度が大きくなる傾向が認められ

Ｖ添加量の増加とともに単調に増加し，Ｖ添加量が5.0

た．また、結合相（Point４，７）においても，添加したＶ

mass％以上の合金ではKH V52と同等以上の抗折力およの固溶が認められ，Ｖを添加した合金に観察される白色のび硬度を示した．

第３相（Point５）からは，Mo，Ni，Cr，ＶおよびＢが検出され，M3B2 型複硼化物（Point３，６）と比較してNi含有

３．
２

耐食性

量が多い複硼化物であることが確認された．しかしながら，

Fig．
2 に，CrおよびＶ添加量を変化させた合金のフッこの第３相（Point５）は約0.2㎛と非常に微細な粒子であっ

素樹脂に対する耐食性の評価結果を示す．なお，比較材とたため，オージェ分析よりも分析精度に優れるTEMを用して評価した代表的な高耐食性材料であるハステロイＣ，

いて5.0mass%Ｖ添加合金のさらに詳細な解析を行った．

および現行の射出成形機用部材であるMo2FeB2 硼化物系

Fig．
5 は，5.0mass%Ｖ添加合金のTEMによる組織観察，

硬質合金KH V52 の結果を併せて示す．試料表面が激しく

各分析点のEDX分析，および第３相の電子線回折の結果変色したＶ52に対して，Ｖ添加量が5.0mass％までは表面を示したものである．EDX分析によると，添加したＶは状態に変化が認められず，ハステロイＣと同等の優れた耐Ni基結合相（Point⒜）およびM3B2型複硼化物（Point⒝）

食性を示した．しかし，さらにＶ添加量が増加すると，試の両相に固溶することが確認された．また，第３相（Point

料表面が変色し耐食性が低下する傾向が認められた．

⒞）については，上述のオージェ分析の結果と同様に，
M3B2型の複硼化物よりもNiを多く含有した複硼化物であ

３．
３

Ｘ線回折

り，電子線回折から正方晶M5B3 型の複硼化物と同定されFig．
3 にCrおよびV添加量を変化させた合金のＸ線回折た．

測定結果を示す．全ての合金において，硬質相である正方晶のM3B2 型複硼化物とNi基結合相の回折ピークが認められた．また，Ｖ添加量が7.5mass％以上の合金では，これ
ら２相のピーク以外に，正方晶のM5B3型複硼化物10，11）の回折ピークも同定された.
３．
４

組織観察

Fig．
4 に，CrおよびＶ添加量を変化させた合金の組織
写真（SEMの反射電子像）および各分析点におけるオー
ジェ分析結果を示す．写真中の黒色の相がNi基の結合相であり，結合相中に分散している灰色の粒子が正方晶のM3B2 型の複硼化物である．複硼化物粒子に着目すると，
Ｖ添加量の増加とともに微細化する傾向が認められた．また，Ｖを添加した合金では，組織中に非常に微細な白色の第３相も観察された.
次に，オージェ分析によって各相の構成元素について調Fig.３ Cu Kα X ray diﬀraction patterns of Ni 5.0
mass%B 51.0mass%Mo（17.5 X）mass%Cr
Xmass%V alloys.

査した．Ｖ無添加合金の硬質相（Point１）からは，Mo，Ni，CrおよびＢの各元素が検出され，（Mo，Ni，Cr）3B2 型

31

東洋鋼鈑

Vol.35

Fig.４ Back scattered electron images of Ni 5. 0mass%B 5 1. 0mass%Mo（ 1 7. 5 X）mass%Cr­
Xmass%V alloys and Auger spectra at seven analysis points.

３．
５

画像解析

M5B3型複硼化物がM3B2型複硼化物の粒子間に析出するこ

Fig．
6 に，SEM写真を基に正方晶M3B2 型複硼化物の平とで，M3B2 型複硼化物の粒成長が抑制されたためと推察

均粒径，およびcontiguityを測定した結果を示す．なお，される．M5B3 型複硼化物の生成機構については，今後更contiguity12）は，粒子同士が接触している割合，つまり粒なる調査が必要と考えられる．

子の分散性を表す指標であり，この値が小さい程，粒子の４．
２

接触率が少なく分散性に優れた組織となる．

組織と耐フッ素樹脂性の関係

M3B2 型複硼化物の平均粒径は，Ｖ添加量の増加ととも組織とフッ素樹脂に対する耐食性の関係を明らかにするに減少し，Ｖ無添加合金の1.25㎛に対し，10.0mass%Ｖ

ため，耐食性試験後の試料をSEMによって観察したとこ

添加合金では0.85㎛を示した．一方contiguityは，Ｖを2.5

ろ，表面に薄く残存する樹脂によってチャージアップを生

mass%添加することで55％から51％に若干減少し，そのじ，組織観察ができなかった．そこで，フッ素樹脂の分解

後はＶ添加量に関係なくほぼ一定の値を示した．

ガスの大部分はフッ化水素酸（HF）であることから，各試料を313Ｋ，10mass%HF水溶液中に36ks（10hr）浸漬

４．考 察

した後の重量変化（腐食減量）を測定することによって，耐食性と組織の関係を考察した．HF水溶液に対する耐食

４．
１

組織と機械的特性の関係

7 に示すように，Ｖ添加量の増加とともに腐食
性は，Fig．

KH合金の機械的特性は,硬質相である複硼化物粒子の粒減量が増加する傾向を示し，Fig．
2 のフッ素樹脂に対する径および分散性等の組織と密接な関係を示す７，８）．本研究8 に示すよ耐食性の結果と概ね同様の傾向を示した．Fig．

においては，Ni 5.0mass%Ｂ 51.0mass%Mo 12.5mass%Cr

うに，腐食試験後の試料表面をSEMによって観察したと5.0mass%Ｖ合金のＶ添加量の増加とともに，抗折力おころ，結合相が優先的に腐食され，凹状になっていること

よび硬度が増加した．これは，Ｖ添加量の増加とともに，が確認された，これはHF水溶液中においては，Ni基結合合金の硬質相である正方晶のM3B2型複硼化物が分散性を相の電位がM3B2型複硼化物よりも卑であるため,結合相部損ねることなく微細化すること，およびＶによるNi基結分が優先的に腐食されたものと考えられる７）．また，Ｖ添合相の固溶強化に起因すると考えられる．
組織の微細化は，加量の増加とともに結合相中のCrの固溶量が減少するた

32

樹脂成形機部材用高強度高耐食性Mo2NiB2硼化物系硬質合金の開発

Fig.５ TEM micrograph of Ni 5.0mass%B 51.0mass%Mo 12.5mass%Cr 5.0mass%V alloy, EDS
analysis results at the indicated points and electron diﬀraction result at point（c）.

Fig.７ Corrosion weight losses of Ni 5.0mass%B 51.0mass%Mo（17.5 X）mass%Cr Xmass%V alloys after dipped in
10mass% hydroﬂuoric acid（HF）solution at 313K
for 36ks.

Fig.６ Contiguity and mean particle size of boride particlesof Ni 5.0mass%B 51.0mass%Mo（17.5 X）mass%CrXmass%V alloys as functions of Cr and V content.

33

東洋鋼鈑

Vol.35
14）による耐摩耗性，および鋼材との接合性を調査した.

め，フッ素樹脂に対する耐食性が低下したものと推察され
る．

５．
１

実験方法

供試材はTable3 に示すように，Ni 5.0mass%Ｂ 51.0
mass%Mo 12.5mass%Cr 5.0mass%Ｖ合金を基本組成として，Mnを０〜1.5mass%の範囲で添加した４種類の合金である．試料作製は２章と同様の手順で行い，得られた焼結体について抗折力を測定した後，フッ素樹脂に対する耐食性を評価した．大越摩耗試験は，相手材にSUS440Cを用い，すべり速度0.9，2.3，4.2m/s，最終荷重19.8㎏，
すべり距離200ｍの条件で行った．接合性については，実用合金は強腐食性の樹脂の成形部材として使用することを目的とするため，鋼材の中でも耐食性および強度に優れる
SUS403を用いて，焼結接合および拡散接合を実施し，接合界面の組織調査，ならびに剪断試験によって接合強度（JIS クラッド鋼の剪断試験）を測定した．なお，焼結接

Fig.８ SEM image of the corroded surface of Ni 5.0mass%B
51.0mass%Mo 12.5mass%Cr 5.0mass%V alloy.

合および拡散接合ともに1533Ｋの接合温度にて実施した．
５．
２５．実用化に向けての諸特性調査

実験結果

５．
２．
１

Mn添加の影響Fig．
9 に，Mn添加量を変化させた合金について，種々
ここでは，前章までに得られた，KH V52と同等以上のの焼結温度における抗折力を測定した結果を示す．最適焼高い機械的特性およびハステロイＣと同等の優れたフッ素

結温度はMn無添加合金が1553Ｋであるのに対して，Mn

樹脂に対する耐食性を有するNi 5.0mass%Ｂ 51.0mass%Moを添加した合金はいずれも1573Ｋを示し，Mn添加によっ12.5mass%Cr 5.0mass%Ｖ合金をモデル合金として，樹て高温側へのシフトが認められた．また，Mn添加量の増脂成形機部材として実用化するために必要な諸特性を調査

加とともに高い抗折力を示す焼結温度の範囲が広くなり，した結果について述べる.

1.5mass%Mn添加合金では，1533〜1593Ｋの広い焼結温

KH合金のような２相合金では，組織の均一性が特性に度範囲において2.6GPa以上の高い抗折力を示すばかりで強く影響する．このため，高品質の製品を安定的に製造すなく，最大抗折力は無添加合金の2.58GPaから2.7GPaへる条件の１つとして，機械的特性の焼結温度依存性の小さと向上した．この1.5mass%Mn添加合金を用いて，フッい，すなわち高い特性を示す焼結温度範囲の広い材料が求素樹脂に対する耐食性を評価した結果，Mn無添加合金とめられる．また，序章で述べたように，樹脂成形機部材に同様にハステロイＣと同等の優れた耐食性を示すことが確

はフィラーに対する耐摩耗性が要求され，さらに，これら認された．

の部材の耐久性を向上させるため，靭性に優れる鋼材との複合化（接合）が必要となる５）．そこで，本系合金の焼結性の改善を目的として,以前の研究で13），Mo Ni V B四元系合金において焼結性の改善が確認されているMn添加の効果を検討した．また一部の合金について，大越摩耗試験

Table３Compositions of the Ni 5.0mass%B 51.0
mass%Mo 1 7. 5 mass%Cr 5. 0 mass%V
Xmass%Mn alloys used.

Fig.９ Transverse rupture strength of Ni 5.0mass%B
5 1. 0mass%Mo 1 2. 5mass%Cr 5. 0mass%VXmass%Mn（X＝ 0 1. 5）alloys as a functionof sintering temperature.

34

樹脂成形機部材用高強度高耐食性Mo2NiB2硼化物系硬質合金の開発

Fig.10 Ogoshi wear test results of Ni 5.0mass%B 51.0mass%Mo 12.5mass%Cr 5.0mass%V 1.5mass%Mnalloy and various comparative materials against SUS440C ring.

Fig.1 1 Back scattered electron image of sinterbonded interface between Ni 5.0mass%B
51.0mass%Mo 12.5mass%Cr 5.0mass%V
1.5mass%Mn alloy and SUS403.

５．
２．
２

Fig.12 Kneading disks made of Mo2NiB2 boride basehard alloy for resin extrusion molding
machine.

耐摩耗性

５．
２．３

接合性

Fig．10に1.5mass％ Mn添加合金の大越式摩耗試験結果

Fig．11に，1.5mass%Mn添加合金とSUS403 の焼結接合を示す．図中の左側は試験片自身の摩耗量，右側は相手材による接合界面のSEM写真を示す．接合界面にはポアやであるSUS440Ｃ製の回転試験片の摩耗量を示している．

明確な反応層は確認されず，良好な接合状態を呈していた．

なお，比較材として評価したKH V52，耐食超硬合金（WCまた，拡散接合についても，良好な接合材が得られ，NiNi），粉末ハイス，ハステロイＣ，SUS304の結果を併せロウ付けによる複合材よりも高い約700MPaの接合強度をて示す．1.5mass%Mn添加合金の耐摩耗性は，
粉末ハイス，

示した．

ハステロイＣ，SUS304と比較して遙かに優れ，代表的な以上の結果から，Ni 5.0mass%B 51.0mass%Mo 12.5

耐摩耗材料である超硬合金やKH V52と同等かそれ以上のmass%Cr 5.0mass%V 1.5mass%Mn合金は機械的特性，耐摩耗性を示した．また，1.5mass%Mn添加合金はKH V

フッ素樹脂に対する耐食性だけでなく，焼結性，耐摩耗性，

52と同様に，相手材の摩耗量が非常に少なく，相手材攻撃

接合性についても，従来材のKH V52 と同等かそれ以上の性が少ないという優れた特徴を有することが確認された．

優れた性能を有することが確認された．現在，この合金をこれは，KH合金の摩耗挙動で報告されているように14），1.5

ベースに開発した合金を実用化し，Fig．12に示すような

mass%Mn添加合金も摩耗時の摩擦熱によって摩擦界面にフッ素樹脂の押出機に使用されるニーディングディスクに

Mo，Cr，
V，
Bの潤滑性に優れる複酸化物が形成されたためて実機試験を行い，非常に高い評価を得ている．今後は，と考えられる．

耐食性が要求される樹脂成形用途の拡販，および耐食・耐摩耗材として新規用途への展開を図る予定である．

35

東洋鋼鈑

Vol.35体および粉末冶金，投稿中

６．まとめ10）山崎裕司，西 麻里，髙木研一：セラミックス，37（2002），
283

CrおよびＶを複合添加したMo2NiB2 硼化物系硬質合金

11）Yu.B.Kuzʼ ma，V.S.Telegus and D.A.Kovalyk：Poroshkovaya（Ni 5. 0mass%B 5 1. 0mass%Mo（ 1 7. 5 Ｘ ）mass%Cr

Metallurgiya，77（1969），
79

Xmass%V（X＝０〜10.0））の組織，機械的特性，および

12）R. M. German：Liquid Phase Sintering，（1985），
79

耐食性について調べ，実用化のために必要な諸特性を調査

13）山崎裕司，西した結果，以下の結論を得た．

（2002），
53⑴

CrおよびＶを複合添加した合金は，硬質相とする正14）K. Takagi，M. Komai，H. Okayama，and T. Watanabe：

方晶のM3B2 型複硼化物とNi基の結合相を主体とし，ＶProceeding of 1993 Powder Metallurgy World Congress，Part

含有量の増加とともにM3B2 型複硼化物粒子は微細化す

２，ed. by Y. Band and K. Kosuge（1993），1201

る傾向が認められた．また,Ｖを含有した合金では第３相の出現が確認され，正方晶のM5B3 型複硼化物と同定された．
⑵

Ｖ添加量の増加とともに，抗折力および硬度は概ね単調に増加し，10.0mass%V（Ｘ＝10.0）の時、抗折力は2.94GPa,硬度は87.2HRAを示した．

⑶

5.0mass%V（Ｘ＝5.0）添加まではフッ素樹脂に対してハステロイＣと同等の優れた耐食性を示し，さらにＶを添加すると耐食性は低下した．

⑷

5.0mass%V（Ｘ＝5.0）添加合金は，KH V52 と同等以上の高い機械的特性およびフッ素樹脂に対して優れた耐食性を示した．

⑸

5.0mass%V（Ｘ＝5.0）添加合金にMn を1.5mass%
添加した合金は，耐フッ素樹脂性を低下させることなく，
1553〜1593 Ｋの広い焼結温度範囲において2.6GPa以上の抗折力を示し，焼結性が改善された．
⑹

Ni 5.0mass%B 51.0mass%Mo 12.5mass%Cr 5.0

mass%V 1. 5mass%Mn合 金 は，Mo2 FeB2 系 硬 質 合 金
KH V52と同等かそれ以上の耐摩耗性を示した．また，この合金は，焼結接合および拡散接合によって，SUS
403との強固な接合材が得られた．

引

用

文

献

１）平野陽三：実用プラスチック事典

材料編，産業調査会

事典出版センター，（1993）
２）里川孝臣：フッ素樹脂ハンドブック，
日刊工業新聞社，（1990）
３）http://www.daikin.co.jp/chm/pro/ﬂuoro/caution.html
４）http://www.md-ﬂuoro.co.jp/
５）山崎裕司，髙木研一：熱処理，39（1999），
185６）K.Takagi，Y.Yamasaki，and M.Komai：J.of Solid State
Chemistry，133（1997），
243７）駒井正雄，山崎裕司，髙木研一：日本金属学会誌，57（1993），
813８）山崎裕司，中野和則，岡田光治，髙木研一：粉体および粉末冶金，42（1995），438９）岩永健吾，平田浩郎，山崎裕司，井上勝，髙木研一：粉36

麻里，小崎信也，髙木研一：東洋鋼鈑，33東洋鋼鈑

Vol.35

下松工場における材料調達SCMの構築
山本 彰＊・山本賢治＊２・波田尚哉＊３・薮田尚己＊４・柘植義文＊５
Construction of Material Procurement Supply Chain Management at Kudamatsu Plant
Akira YAMAMOTO，Kenji YAMAMOTO，Takaya HADA，Naomi YABUTA and Yoshifumi TSUGE

Synopsis：While the environment surrounding our company has greatly been changing, Kudamatsu plant has
been promoting the construction of a flexible production system and the renovation of grouporganization which can cope with a production of a wide variety and variable quantities at low
cost.
Toyo kohan devised a middle management plan in 2002, and proceeded to unify, reorganize groupcompanies and review managing material supplies.
With the dramatic increase in demand for steel by many foreign countries, especially by China,
steel material supply has become more limited than ever before, and this tendency is expected tocontinue. Therefore, it is an urgent issue to reinforce the management of material procurement
method.
We systematized various procedures for material supply and created SCM（Supply Chain
Management）between the blast furnace manufacturers and our company. As a result of the SCM,
we succeeded not only in consistent material supplies along a production and marketing plan, butalso shortening the lead time for the material supply, the production and reducing the material
stock.
Key Words：production control；advanced planning and scheduling；material requirements planning；supply
chain management；theory of constraints

Management）１，２） を構築した．SCMとは，商品供給全１．緒 言

体の流れから，無駄を無くし，一体管理を図る活動である．
SCM構築の結果，生産・販売計画に対して一貫した材料

当社を取巻く環境変化が激化する中，下松工場ではフレ調達が可能となり，原材料在庫削減，調達・製造のリード

キシブルな生産体制を構築し，変種変量生産に低コストでタイム短縮等に効果が図られたので以下に報告する．

対応できるグループ組織への変革を進めている．2002年か

２．SCM構築の経緯

ら３ヵ年の中期計画において，グループ会社の統合・再編，および資材・副資材調達管理の見直しを推進中である．中でも中国を始めとする海外各国の鉄鋼需要の大幅な増加に

1 に示す．
当社を取巻くサプライチェーンについてFig．

伴い，鋼材需給はタイトになる一方であり，原材料調達面

当社の主力製品であるブリキ等の表面処理鋼板は，高炉における管理システム強化が最重要課題となってきた．そメーカーより購入した熱延鋼板を冷間圧延し，メッキやラこで，材料調達における各種プロセスをシステム化するとミネート等の表面処理を施して製造される．当社では生産と も に， 高 炉 メ ー カ ー と の 間 にSCM（Supply Chain

変動にフレキシブルに対応し，短いリードタイムで原材料

下松工場 管理部長
管理部 システムグループ 主事＊3 下松工場 管理部 生産管理グループ＊4 本社 経営企画部 SCMグループ GL＊5 九州大学大学院工学研究院 化学工学部門 教授＊＊2 下松工場

37東洋鋼鈑

Vol.35Fig.2 Process ﬂow of material procurementているのが実状である．したがって，材料メーカーおよび社内営業部隊とのSCM構築は，生産体制再構築の柱と位Fig.1 Supply chain of production

置付けられる．

３．現状の課題
調達から製品の製造，出荷まで可能な生産体制の構築を進2 に示す．SCM構築前
材料調達に関わるプロセスをFig．

めるために，2002年から下記の４ステップにてSCMを構の課題として，下記の４点があげられる．

築中である．

⑴①焼鈍工程に代表される工場内のボトルネック工程の強化３）．

生産計画と材料発注・材料投入が連動していないため，材料を投入すべきタイミングに合わせて，材料を入荷督②包装関係グループ会社とのSCM構築４）．

促することが困難であった．その結果，材料遅れによっ③材料調達におけるSCM構築．

て生産の機会を逃し，客先納期トラブルを頻発した．

④本社営業部門，商社および一部需要家とのSCM構築．

⑵ Table1 に示すように2001年当時の材料在庫は，約

このうち，①と②については既に完了しており，③につ６万トンであったが，見込み発注によって要投入タイミ

いては今回取り組んだ事例である．また，④については現

ングの材料の適中率は55％と低かった．

在開発中である.

⑶

単圧メーカーの当社にとって．材料の入手タイミングは適中率が低いため，Table1 に示すように全在庫量の８％程度が入荷後６ヶ月以上の長期在庫となり，錆の発生産達成度や納期達成度に強く依存する．材料の発注リー生によって不良在庫となることが多かった.

ドタイムは約40日で，当社の製造リードタイムは約20日で⑷

材料発注・投入業務がシステム化されていないため，ある．
契約の受注から納期までの平均期間は約50日であり，担当者は発注対象の大量の帳票をハンド処理で計算し，注文を受けてから材料を発注したのでは，納期に間に合わ

業務負荷が高かった．

ない場合が多い．このため，50％程度は見込みで発注をし以上の課題を解決するために下記の４システムを開発
し，SCMの構築を図った．

Table1①材料自動投入システム

Comparison of amount of material inventory②納入督促システム③材料発注システム④営業内示情報入力システム

38

下松工場における材料調達SCMの構築

システムは，未投入の受注契約と各工程設備の稼動計画が４．材料自動投入システム

インプットデータとして，ホストコンピュータから計画立案サーバへ渡され，納期の急ぐ受注契約から優先的に最終

従来の材料投入業務は，製造品種を表面処理鋼板と冷延工程よりバックワードでスケジュールが割付される．表面鋼板に分け，それぞれ１名の専属担当者がハンド処理で処理工程ではめっき種類等の制約条件で纏め処理を行い，行っていた．材料投入担当者は，受注契約の納期，工程の冷間圧延工程まで遡って投入予定日を算出する．投入予定

負荷バランス，品種別生産進度，および特殊メッキ等から日は30日先まで作成可能である．作成された投入予定デー

生産サイクルを勘案し，未投入の受注契約の中から新規に

タは，担当者がチェックしてホストコンピュータに送信し，投入すべき受注契約を選択する．そして，その受注契約にホストコンピュータで材料の有無を判別する．高炉メー対応した材料の在庫を調べ，材料が有る物と圧延日までにカーで製造中の材料で，投入予定日までに納入が間に合わ納入される物を投入予定にインプットする．その投入予定ないと想定されるものは，別の帳票に印刷し，予定から削の内，冷間圧延機で同じ種類のロールで圧延する物を集約除したり予定日を繰り下げることができる．

し，冷間圧延機の１日分の圧延サイクルを決定する．

５．納入督促システム

従来の帳票ベースの手作業による作業方法は，受注契約を選択する処理と材料の有無を調査する負荷が高く，１週間先までしか投入予定を作成することができなかった．こ

当社と高炉メーカーの間では，従来からインターネットのため，それ以降に投入する材料が確定せず，
高炉メーカーによる情報ネットワークシステムが構築されており，これに対し，必要な材料をあらかじめ督促することができずにを介してTable2 の情報が授受されている．このシステム

材料が未引当となる問題があった.

は，通常の出荷や受入業務は問題無く遂行できるが，３．

そ こ で， 今 回 新 た にAPS（Advanced Planning and

現状の課題で述べたように，必要な材料を必要なタイミン

Scheduling）５，６） システムを導入して材料の自動投入シ

グで入荷を督促する際，人が個別に対応していたため，そ3 に示す．このステムを構築した．システムの流れをFig．

の業務負荷の高さから全てがカバーできなかった.

Table２ Transmission data between Toyokohan and steel makerFig.3 Flow of material input planning system

39

東洋鋼鈑

Vol.35

Fig.4 Outline of press material shipment system

Fig.5

Outline of material order replacement system

Fig.6 Outline of forecast information input system

40

下松工場における材料調達SCMの構築
Table3Comparison of average lead time of procurement and manufacturing

そこで，材料自動投入システムが策定した投入予定の内，内示情報は，材料発注システムの未投入契約に加算され，まだ材料が入荷されていないものを抽出し，高炉メーカー

材料発注の基礎データに利用される．このシステムの導入に督促する納入督促システムを構築した．納入督促システによって従来，材料発注担当者が見込みで発注していた部4 に示す．督促データは電子メールによっムの概要をFig．

分が，客先から得た精度の高い内示情報を元にした材料発て高炉メーカーのデリバリー担当者へ送付され，当社の希注に置き換わり，材料発注の適中率が大きく向上した．

望納期に対する高炉メーカー側の回答を返送してもらう仕８．成 果

組みである．回答納期は当社システムに入力され，次回の自動投入システムに反映される．

材料調達に関するSCM構築は，2003年から自動投入シ

６．材料発注システム

ステム，納入督促システム，材料発注システム，営業内示
情報入力システムの順に稼働を開始し，2005年１月からは材料発注業務では，担当者が未投入の受注契約の内，材全システムが安定的に運用されている．

料在庫が無く，さらに高炉メーカーに発注手配もかけていシステムの効果として下記の４点があげられる.

ないものを選び出し，前述したように見込み分を追加して⑴生産計画，材料投入，材料発注の一貫的なシステム化

発注明細を作成している．従来は材料投入業務と同様，未ができ，共通のデータとロジックを使用することで，資投入の受注契約の帳票，材料在庫の帳票，および高炉メー材手配と生産計画が連動するようになった．結果的にカーの材料進捗状況表，さらに過去の受注実績，材料使用

Table3 に示すように，発注〜材料入荷から生産のリー実績をつき合せて発注案を作成していたが，極めて負荷がドタイムが短縮した．

高く，担当者の経験と勘に頼る業務であった．

⑵

そこで，材料発注業務を標準化して材料発注システムを

材料を必要なタイミングで入荷，投入できる体制に近づき,結果としてTable1 に示すように，材料在庫の46％5 にシステムの流れを示すように，ホスト構築した．Fig．

削減と長期在庫率の削減を達成した.

コンピュータから未投入の受注契約，材料在庫データ，お⑶

よび高炉メーカーの材料進捗データを計画立案サーバに転材料の見込み発注が減少し，Table1 に示すように発注適中率が向上した.

送し，充当計算を行い，不足分を発注素案として表示する．

⑷

帳票ベースのハンド作業から，システムによる自動化

発注担当者は，素案と過去一年の受注・材料使用データをによって，材料発注・投入担当者の省力１名，およびシ

画面で一覧しながら発注明細を確定し，確定データをホスステム化による作業漏れの防止が図られた．

トコンピュータに送信する．

９．結 言
７．営業内示情報入力システム
下松工場で取り組んだ材料調達SCMの構築について紹近年のように受注変動が激しい場合，過去の実績に基づ介した．2004年後半から2005年前半にかけて，国際的な鋼いた見込み発注方法では，見込み外れが起きる可能性が大

材不足の状況に陥り，当社の原材料入手面でも極めて厳しである．そこで，営業部門が客先の需要情報を入手し，正い状況となったが，これらのSCM構築の効果によって何式な受注を受ける前に内示情報として入力し，材料発注シとか乗り切ることができた．

ステムに繋げる仕組みを開発した．

今後は商社，顧客にまでサプライチェーンの輪を広げて

Fig．
6 に示すように営業は，イントラネットによって客いき受注，調達，生産，出荷，物流，販売の全体の流れか

先の内示情報を２〜３ヶ月先まで入力することができる．

ら無駄を無くし，SCMを完成させていきたい．

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東洋鋼鈑

引

用

文

献

１）Y.Umezawa：Communications Operation Res. Soc. Jpn.,
48（2003），879２）H.Matsuo：Communications Operation Res. Soc. Jpn.,
48（2003），
886３）A.Yamamoto, K.Yamamoto, K.Takeda and Y.Tsuge：
Tetsu To Hagane，91（2005），
66４）A.Yamamoto, K.Yamamoto, K.Takeda and Y.Tsuge：
Tetsu To Hagane，91（2005），
55５）K.Narimitsu：Communications Operation Res. Soc.
Jpn., 49（2003），576
６）S.Nomoto：Communications Operation Res. Soc. Jpn.,
49（2003），589

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Vol.35

下松工場における材料調達SCMの構築

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東

洋

平 成 18 年 ４ 月 印 刷

鈑〔非売品〕〔禁無断転載〕

平 成 18 年 ４ 月 発 行
発行責任者

鋼

山口県下松市東豊井1296の1

毎

田

印 刷 人

山口県下松市東柳1丁目2の8

発 行 人

山口県下松市東豊井1296の1

佃

印

知

正

刷

所

東 洋 鋼 鈑 株 式 会 社 技 術 研 究 所