JP3735005B2

JP3735005B2 - 打抜加工性に優れた銅合金およびその製造方法

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Publication number: JP3735005B2
Application number: JP2000108580A
Authority: JP
Inventors: 崇夫平井; 好正大山; 隆行宇佐見
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Current assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Priority date: 1999-10-15
Filing date: 2000-04-10
Publication date: 2006-01-11
Anticipated expiration: 2020-04-10
Also published as: JP2001181757A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、打抜加工を含む工程により所望の形状に加工されるリードフレーム材、端子・コネクター材、スイッチ材などに適した銅合金とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、半導体のリードフレーム材や端子材には、鉄系材料の他、電気・熱伝導性に優れた銅系材料が多く用いられている。銅系材料は、高集積化や小型化が進み放熱性が重視されるようになった半導体機器部材にも用いられている。そして、前記銅系材料がリードフレームに使用される場合は、電気・熱伝導性の他に、貴金属（Ａｇ、Ｐｄなど）や半田のメッキ性および表面平滑性に優れることが要求される。
【０００３】
このような要求に応えるため様々なリードフレーム用銅合金が開発されたが、その多くは淘汰され現在では数種類が用いられているだけである。その中でＣｕ−Ｃｒ−Ｓｎ系合金は高導電性と高強度を兼備する合金として認知され、最も多く使用されている合金の一つである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、リードフレームの成形加工には、通常、打抜加工法またはエッチング加工法が適用されるが、生産性の面から打抜加工法が多用されている。しかし、前記従来のＣｕ−Ｃｒ−Ｓｎ系合金は打抜加工の際に、バリや加工粉が発生してリード間が短絡したり、リードフレームの寸法精度が低下したりする。またバリが発生すると金型のメンテナンスサイクルが短くなり製造コストが高くなる。これらの弊害は特に多ピンリードフレームにおいて大きい。
【０００５】
リードフレームを製造する側としては、大幅な成長を続ける半導体需要に対応するため、より安価なリ−ドフレ−ムをより早く提供する必要があり、そのために如何に打抜加工設備の稼働率を上げるか、如何に打抜不良を減らして製造歩留まりを高めるかが重要な課題になっている。特に需要の多いＣｕ−Ｃｒ−Ｓｎ系合金では打抜加工性の大幅な改善が強く望まれている。本発明の目的は、打抜加工性に優れた銅合金およびその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載の発明は、Ｃｒを０．２〜０．３５wt％、Ｓｎを０．１〜０．５wt％、Ｚｎを０．１〜０．５wt％、Ｓｉを０．００５〜０．１wt％含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金において、Ｃｕマトリックス中に、各々の最大径が０．１〜１０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａが１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２の個数密度で存在し、且つ各々の最大径が０．００１〜０．０３０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ｂが析出相Ａの個数密度の１０倍以上の個数密度で存在することを特徴とする打抜加工性に優れた銅合金である。
【０００７】
請求項２記載の発明は、Ｃｒを０．２〜０．３５wt％、Ｓｎを０．１〜０．５wt％、Ｚｎを０．１〜０．５wt％、Ｓｉを０．００５〜０．１wt％含み、さらにＰｂ０．００１〜０．０６wt％、Ｂｉ０．００１〜０．０６wt％、Ｃａ０．００５〜０．１wt％、Ｓｒ０．００５〜０．１wt％、Ｔｅ０．００５〜０．１wt％、Ｓｅ０．００５〜０．１wt％、希土類元素０．００５〜０．１wt％のうちの１種または２種以上を総量で０．００１〜０．１wt％含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金において、Ｃｕマトリックス中に、各々の最大径が０．１〜１０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａが１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２の個数密度で存在し、且つ各々の最大径が０．００１〜０．０３０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ｂが析出相Ａの個数密度の１０倍以上の個数密度で存在することを特徴とする打抜加工性に優れた銅合金である。
【０００８】
請求項３記載の発明は、少なくとも熱間加工および冷間加工を施す、打抜加工性に優れた銅合金の製造方法であって、前記熱間加工前に８８０℃以上９８０℃未満の温度で熱処理を施し、前記冷間加工前または後に３６０〜４７０℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載の打抜加工性に優れた銅合金の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明は、特にリードフレーム材に好適な銅合金であるが、打抜加工を含む工程で製造される部材全般、例えば自動車に使用される端子材、民生機器に使用されるコネクター材などにも適用可能である。
【００１０】
本発明の銅合金は、Ｃｕマトリックス中に、打抜加工性を改善するための各々の最大径が０．１〜１０μｍの粗大なＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａと、強度を確保するための各々の最大径が０．００１〜０．０３０μｍ（１ｎｍ〜３０ｎｍ）の微細なＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ｂを共存させることを骨子として構成されている。
【００１１】
ここで、最大径とは、析出相が球状の場合はその径、楕円状の場合は長径、棒状の場合は最大長さである。本発明者らはこのＣｒを含む銅合金系について研究を行い、成分の子細な限定と製造条件の最適化により理想的なＣｒまたはＣｒ化合物の析出状態を達成できることを知見し、実用性に優れた銅合金を得たものである。本発明の銅合金は、粗大なＣｒまたはＣｒ化合物を析出させるために熱間加工前に８８０℃以上９８０℃未満で熱処理を施し、さらに微細なＣｒまたはＣｒ化合物を析出させるために３６０〜４７０℃での時効処理を施すことにより最適に製造される。
【００１２】
以下に本発明銅合金の合金成分の限定理由について説明する。従来、Ｃｕ中にＣｒを添加する場合は、Ｃｒの析出硬化のみを期待しており、Ｃｕマトリックス中に分散するＣｒまたはＣｒ化合物の析出相の各々の大きさは最大径が０．００１〜０．０３０μｍであり、最大径が０．１〜１０μｍの粗大な析出相は殆ど存在していなかった。本発明は、添加したＣｒは析出硬化のみならず、打抜加工性の改善効果も有するため、その成分範囲を子細に限定する必要があることを見出してなされたものである。
【００１３】
本発明において、Ｃｒ量が０．２wt％未満では、熱間加工前の熱処理を９８０℃近辺の高温で行っても、粗大な析出相Ａは殆ど析出せず打抜加工性は改善されない。逆にＣｒ量が０．３５wt％を超えると鋳造の凝固時にＣｒが晶出物として生成する。この晶出Ｃｒも打抜加工の際に破壊の起点になり得るため、打抜加工に有効と言えなくもないが、晶出物故に疎に分散し、その大きさも粗大に（１０μｍより大きく）なりがちである。即ち、０．３５wt％を超えてＣｒを添加しても、添加量に見合った効果が得られないばかりでなく、１０μｍを超える大きさのＣｒ晶出物は、工具の磨耗を早め金型の寿命を短くする点でも不適当である。以上の観点からＣｒの含有量は０．２〜０．３５wt％とした。
【００１４】
本発明は、前述のように、ＣｒまたはＣｒ化合物の粗大な析出相Ａと微細な析出相Ｂを共存させることを骨子としている。前記粗大な析出相Ａは破壊の起点となって打抜加工性を改善するが、その最大径が０．１μｍに満たない析出相は破壊の起点になり得ないため、本発明の目的とする打抜加工性を改善することができない。逆に最大径が１０μｍを超える析出相は、打抜用金型の寿命を縮めるため好ましくない。従って各々の最大径が０．１〜１０μｍの析出相Ａが適量分散している状態が理想的である。
【００１５】
前記粗大な析出相Ａの個数密度が１×１０^３個／ｍｍ^２未満では、前記打抜加工性が改善されず、３×１０^５個／ｍｍ^２を超えると析出相Ａが増加した分、析出相Ｂが減少して強度特性が低下する。従って、析出相Ａの個数密度は１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２に規定する。一方、ナノメートルレベルで析出する微細な析出相Ｂは強度特性を改善する。その個数密度は、析出相Ａの個数密度の少なくとも１０倍以上でないと必要な強度特性が得られない。逆に、微細な析出相Ｂが多くなると、打抜加工性を改善する粗大な析出相Ａの個数密度が低下し、充分な打抜加工性が得られなくなる。本発明は、Ｃｒの含有量のみならず、ＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａと析出相Ｂのそれぞれの大きさと個数密度を限定することにより、打抜加工性を改善した銅合金である。
【００１６】
Ｓｎは材料の強度特性を高める効果を有する。その含有量が０．１wt％未満ではその効果が充分に得られず、０．５wt％を超えると導電率が大幅に低下する。従ってＳｎの含有量は０．１〜０．５wt％とする。
【００１７】
ＺｎはＳｎメッキやハンダメッキの耐熱剥離性、耐マイグレーション性を改善する効果を有する。特にリードフレームや端子として使用する場合は、実装後の半田付部の経時劣化が重視されるため、Ｚｎの添加は不可欠である。その含有量が０．１wt％未満では充分な効果が得られず、０．５wt％を超えて含有させてもその量に見合った効果が得られないばかりか、導電率が低下する。従ってＺｎの含有量は０．１〜０．５wt％とする。
【００１８】
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｅ、Ｓｅ、希土類元素も打抜加工性を改善する添加元素である。これら元素は、Ｃｕマトリックス中への固溶量が小さく、Ｃｕマトリックス中に分散し、ＣｒまたはＣｒ化合物と同じように破壊の起点になって打抜加工性を改善する。しかしながら、これら元素は鋳造性や熱間加工性などの製造性を損なう元素であり、その添加量は厳密に管理する必要がある。Ｐｂ、ＢｉはＣｕマトリックス中に殆ど固溶せず、従って打ち抜き加工性の改善効果は大きい。Ｐｂ、Ｂｉはそれぞれ０．００１wt％以上の添加量から打ち抜き加工性の改善効果が認められるが、反面、製造性への悪影響も大きく、０．０６wt％を超えて添加すると、正常に製造することができなくなる。Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｅ、Ｓｅ、希土類元素は、それぞれ０．００５wt％以上の添加量から打ち抜き加工性の改善効果が現れ、０．１wt％を超えて添加すると、鋳造加工性や熱間加工性が損なわれる。依って、これら元素を各々１種添加する場合の添加量は上述の通りとし、２種以上添加する場合の総量は０．００１〜０．１wt％とした。
【００１９】
次に銅合金に含まれるＳｉについて説明する。Ｓｉは、その微量添加によりＣｒ−Ｓｉ化合物を形成してＣｒを析出し易くする。その結果析出相Ａの個数密度が増加し、打抜加工性が大幅に改善される。その含有量が０．００５wt％未満ではＣｒ−Ｓｉ化合物が殆ど形成されず、０．１wt％を超えると析出相Ａが増加しすぎ、その分、析出相Ｂが減少して強度特性が低下する。またＳｉの固溶量が増えて導電率が低下する。Ｓｉは、Ｃｒ3 Ｓｉとして存在するように、原子比でＣｒ：Ｓｉ＝３：１になるように添加するのが好ましい。
【００２０】
次に、数有る元素の中から、特にＳｉを選定した理由について述べる。先ず、本願発明の目的からして、Ｃｒと化合物を作ることが必要条件であり、Ｃｒと化合物を作る元素としては、Ｓｉの他に、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｇｅ、Ｐt が挙げられる。このうちＰ、Ｓ、Ｏは非金属元素のためＣｒとの結合力が非常に強く、溶解鋳造中に化合物が生成してしまうため、その分散状態は実質上制御不可能である。またＧｅおよびＰt は溶解し難いうえ、高価なため実用的でない。このようなことから、あらゆる面で最も効果的なＳｉを選定した。
【００２１】
上述した本発明の構成において、所要の特性を好適に発現するためには、その製造方法が重要である。本発明では、打抜加工性を改善する粗大な析出相Ａの個数密度は、熱間加工前の熱処理温度を８８０℃以上９８０℃未満に限定することにより、１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２に制御している。従来、Ｃｕ−Ｃｒ系合金の場合の前記熱間加工前の熱処理温度は９８０℃を超える高温であった。これはＣｒを完全に固溶させることを目的としたためであり、Ｃｒが析出する９８０℃未満の温度で熱処理することはなかった。
【００２２】
前記熱処理温度が９８０℃以上では、最大径０．１〜１０μｍの粗大なＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａの個数密度が低くなり打抜加工性が改善されない。逆に前記熱処理温度が８８０℃未満では、析出相Ａの個数密度が高くなりすき、その後の工程で析出する０．００１〜０．０３０μｍの析出相Ｂの個数密度が低くなり所要の強度特性が得られなくなる。このような観点から、熱間加工前の熱処理温度は８８０℃以上９８０℃未満とする。特には９１０〜９４０℃が好ましい。
【００２３】
本発明において、強度特性の改善に寄与する微細な析出相Ｂの個数密度は、時効処理温度を３６０〜４７０℃に限定することにより、析出相Ａの個数密度の１０倍以上に制御する。前記時効処理温度が３６０℃未満では析出相Ｂが充分に析出せず、４７０℃を超えると析出相Ｂが粗大化して、いずれの場合も所要の強度特性が得られない。
【００２４】
この時効処理は、熱間加工し、次いで冷間加工したのち施すが、冷間加工中に施しても構わない。この場合は冷間加工後に比較的低温での焼鈍を施して加工歪みを減じておくことが推奨される。前記低温焼鈍をバッチ式焼鈍により施す場合は２００〜４００℃の温度で０．５〜５ｈｒ、走間焼鈍で施す場合は６００〜８００℃の温度で５〜６０秒施すことが好ましい。必要に応じて最終熱処理（時効処理または低温焼鈍）の前または後にテンションレベラーやローラーレベラーなどで矯正加工を行っても差し支えない。
【００２５】
【実施例】
以下に本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明規定値内組成の合金を高周波溶解炉にて溶解し、これを厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍの鋳塊に鋳造し、この鋳塊を９３０℃で２時間熱処理後、厚さ１１ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延後、直ちに水中に浸漬して速やかに冷却した。次に両面を各１ｍｍづつ面削したのち厚さ０．２５ｍｍに冷間圧延し、この冷間圧延材を不活性ガス雰囲気中で４２５℃で２ｈｒ時効処理した。次いで０．１５ｍｍまで仕上冷間圧延したのち、３００℃で２ｈｒ低温焼鈍処理を施し銅合金板を製造した。
【００２６】
（比較例１）
表１に示す本発明規定値外組成の合金を用いた他は、実施例１と同じ方法により銅合金板を製造した。
【００２７】
実施例１および比較例１で製造した各々の銅合金板から試験片を切り出して、析出相Ａ、Ｂの各個数密度、引張強さ、伸び、導電率、打抜加工性、半田めっき耐熱剥離性を調べた。結果を表２に示す。
【００２８】
前記析出相Ａの個数密度は、試験片を酸性水溶液（６体積％Ｈ_２ＳＯ_４＋７体積％Ｈ_２Ｏ_２）中に３０秒間浸漬してエッチングし、その表面を走査型電子顕微鏡（５００倍）により写真撮影して測定した。析出相Ｂの個数密度は透過型電子顕微鏡を用いて測定した。加速電圧は３００ｋＶに設定した。透過型電子顕微鏡では、試料の厚さにより析出相Ｂの個数が異なって見えることがあるため、各試料毎に厚さの異なる３箇所で測定し、３箇所とも、析出相Ｂの個数密度が析出相Ａの個数密度の１０倍以上の場合のみを「析出相Ｂの個数密度が析出相Ａの個数密度の１０倍以上」とした。それ以外は１０倍未満とした。
【００２９】
引張強さ（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）はＪＩＳＺ２２４１に準じて、また熱・電気の伝導性を示す導電率はＪＩＳＨ００５に準じてそれぞれ測定した。打抜加工性は、金型で角孔（１ｍｍ×５ｍｍ）を多数打抜き、ＦＡＲ（ＦｒａｃｔｕｒｅＡｒｅａＲａｔｉｏ：脆性破断部厚さ比）、バリの高さ、金型磨耗量について調べた。前記金型のダイおよびパンチは超硬合金製で、両者のクリアランスは９μｍ（対板厚比６％）とした。前記ＦＡＲは角孔加工面を観察して脆性破断部の厚さｔを測定し、これを打抜加工前の試験片の厚さＴで除した値（ｔ／Ｔ）を各２０箇所につき求め、その平均値（百分率）で評価した。ＦＡＲは大きいほど打抜加工性に優れる。バリの高さは、角孔縁部のバリの高さを接触式形状測定器で各２０箇所測定し、その平均値で示した。金型摩耗量は触針式輪郭形状測定器を使用してパンチの先端面の初期断面積Ｓと１００万回打抜加工後の断面積ｓの差（Ｓ−ｓ）を求め評価した。半田めっき耐熱剥離性は、試験片にロジン系フラックスを塗布し、２３０℃の共晶半田（Ｐｂ−６３wt％Ｓｎ合金）浴中に５秒間浸漬して半田を付着させ、これを１５０℃で１０００時間大気加熱したのち、１８０度に密着曲げし、次いで曲げ戻し、曲げ戻し部分の半田の剥離有無を目視観察して評価した。
【００３０】
【表１】

【００３１】
【表２】

【００３２】
表２より明らかなように、本発明例のＮｏ．１〜７はいずれも優れた打抜加工性を示し、また半田めっき耐熱剥離性も良好に維持された。これに対し、Ｃｒ量が少ない比較例のＮｏ．８は析出相Ａが少ないため打抜加工性が劣った。Ｓｎ量の多いＮｏ．９は導電率が低く、Ｃｒ量の多いＮｏ．１０はパンチが著しく磨耗した。Ｓｉ量の多いＮｏ．１１は析出相Ａの個数密度が高くなり、その分、析出相Ｂの個数密度が低下して強度特性が劣り、導電率も低下した。Ｔｅ、Ｐｂの多いＮｏ．１２およびＢｉの多いＮｏ．１３はいずれも熱間圧延中に割れが生じ正常に製造できなかった。
【００３３】
（実施例２）
表１に示した本発明規定値内組成のＮｏ．２の合金を用い、熱間圧延前の熱処理および冷間圧延後の時効処理を請求項３記載の本発明規定値内の条件で種々に変化させた他は、実施例１と同じ方法により銅合金板を製造した。
【００３４】
（比較例２）
熱間圧延前の熱処理または冷間圧延後の時効処理を請求項３記載の本発明規定値外の条件とした他は、実施例２と同じ方法により銅合金板を製造した。
【００３５】
実施例２および比較例２で製造した各々の銅合金板から試験片を切り出し、実施例１と同じ方法により種々特性を調査した。製造条件を表３に、調査結果を表３、４に示す。
【００３６】
【表３】

【００３７】
【表４】

【００３８】
表３、４より明らかなように、本発明例のＮｏ．２１〜２８はいずれも優れた打抜加工性を示し、また半田めっき耐熱剥離性も良好に維持された。これに対し、比較例のＮｏ．２９は熱間圧延前の熱処理温度が高いため析出相Ａが殆ど存在せず、打抜加工性が劣った。比較例のＮｏ．３０は熱間圧延前の熱処理温度が低いため析出相Ａの個数密度が高くなりすぎ、その分、析出相Ｂの個数密度が低くなり強度特性が低下した。粗大な析出相Ａが多い割りには打抜加工性が劣った。これは打抜加工性の改善にはある程度の強度が必要なためである。比較例のＮｏ．３１は時効処理温度が低いため、固溶元素が多くなり導電率が低下した。比較例のＮｏ．３２は時効処理温度が６３０℃と高かったため析出相Ｂが殆ど確認されず、そのため強度が低く、打抜加工性にも劣った。また固溶元素が多いため導電率も低めであった。この試験片では微細な析出相Ｂに代わって、やや成長した最大径が０．０４〜０．０７μｍの析出相が多数観察された。
【００３９】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明の銅合金は、Ｃｕ−Ｃｒ系合金のＣｕマトリックス中に、各々の最大径が０．１〜１０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａを１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２の個数密度で存在させて打抜加工性を改善し、また各々の最大径が０．００１〜０．０３０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ｂを析出相Ａの個数密度の１０倍以上の個数密度で存在させて強度特性を改善したもので、微細に打抜加工される多ピン・狭ピッチのリードフレームを始め、プレスにより打抜加工される端子・コネクター、スイッチ、リレー材など導電材料全般に適用して生産性の向上が図れる。また本発明の銅合金は熱間加工前に８８０℃以上９８０℃未満の温度で熱処理し、冷間加工前または後に３６０〜４７０℃の温度で時効処理することにより容易に製造できる。依って、工業上顕著な効果を奏する。

Claims

Ｃｒを０．２〜０．３５wt％、Ｓｎを０．１〜０．５wt％、Ｚｎを０．１〜０．５wt％、Ｓｉを０．００５〜０．１wt％含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金において、Ｃｕマトリックス中に、各々の最大径が０．１〜１０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａが１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２の個数密度で存在し、且つ各々の最大径が０．００１〜０．０３０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ｂが析出相Ａの個数密度の１０倍以上の個数密度で存在することを特徴とする打抜加工性に優れた銅合金。
Ｃｒを０．２〜０．３５wt％、Ｓｎを０．１〜０．５wt％、Ｚｎを０．１〜０．５wt％、Ｓｉを０．００５〜０．１wt％含み、さらにＰｂ０．００１〜０．０６wt％、Ｂｉ０．００１〜０．０６wt％、Ｃａ０．００５〜０．１wt％、Ｓｒ０．００５〜０．１wt％、Ｔｅ０．００５〜０．１wt％、Ｓｅ０．００５〜０．１wt％、希土類元素０．００５〜０．１wt％のうちの１種または２種以上を総量で０．００１〜０．１wt％含み、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる銅合金において、Ｃｕマトリックス中に、各々の最大径が０．１〜１０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ａが１×１０^３〜３×１０^５個／ｍｍ^２の個数密度で存在し、且つ各々の最大径が０．００１〜０．０３０μｍのＣｒまたはＣｒ化合物の析出相Ｂが析出相Ａの個数密度の１０倍以上の個数密度で存在することを特徴とする打抜加工性に優れた銅合金。
少なくとも熱間加工および冷間加工を施す、打抜加工性に優れた銅合金の製造方法であって、前記熱間加工前に８８０℃以上９８０℃未満の温度で熱処理を施し、前記冷間加工前または後に３６０〜４７０℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載の打抜加工性に優れた銅合金の製造方法。