JPH10110228A

JPH10110228A - 電子機器用銅合金及びその製造方法

Info

Publication number: JPH10110228A
Application number: JP9129582A
Authority: JP
Inventors: Takao Hirai; 崇夫平井; Tatsuhiko Eguchi; 立彦江口
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Current assignee: Furukawa Electric Co Ltd
Priority date: 1996-08-14
Filing date: 1997-05-20
Publication date: 1998-04-28

Abstract

(57)【要約】【課題】多ピンリードフレーム等に好適な電子機器用
銅合金を提供する。【解決手段】 Niを 0.4〜4.0wt%、Siを 0.1〜1.0wt%を
含み、0.05〜1.5wt%のZn、0.01〜0.5wt%のMg、0.01〜0.
5wt%のMn、 0.001〜0.3wt%のAgの中から選ばれる１種又
は２種以上を総計で 0.001〜1.5wt%含み、更にPb、Bi、
In、Sb、Ca、Te、P 、Ba、希土類元素の中から選ばれる
１種以上を総計で 0.002〜0.2wt%含み、S、O₂の含有量
が0.005wt%未満であり、残部Cu及び不可避的不純物から
なる組成の銅合金であって、前記銅合金の晶出物又は析
出物の大きさが 3μｍ未満、結晶粒度が10μｍ未満であ
る電子機器用銅合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、電気電子機器用の
リード材、端子材、コネクター材、スイッチ材等に適し
た銅合金、特にIC等の半導体素子用のリード材に好適な
銅合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、半導体のリードフレーム材、端子
材としては、鉄系材料の他、電気伝導性及び熱伝導性に
優れた銅系材料も多く用いられている。近年は半導体機
器の高集積化や小型化が進み、これらに使用される銅合
金にも、電気伝導性、熱伝導性に優れる銅系材料が多く
用いられるようになってきた。リードフレーム材には、
電気伝導性や熱伝導性の他、貴金属(Ag,Pd等) めっきや
半田めっき等が施される場合は、めっき性や半田接合性
にも優れることが求められている。その他、リードフレ
ーム材は端子材等よりも高い表面平滑度が求められる
等、より高度の特性が要求されている。又リードフレー
ムは、通常、打抜加工やエッチング加工により成形され
るので、これらの加工性に優れることも必要である。こ
のような広範囲な諸特性を満足することの他、価格が実
用的なことも重要である。

【０００３】このような広範囲な要求に応える銅系材料
として、従来から Cu-Sn系、 Cu-Fe系等の材料が広く用
いられてきた。しかし、上述の広範囲な要求は、近年の
半導体機器の高集積化や小型化、或いは高密度実装に応
じてより厳しくなり、前記従来材では十分な対応ができ
なくなってきている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】このようなことから、
近年は析出硬化型のCu-Ni-Si系合金や Cu-Cr系合金等が
用いられるようになった。これらの析出硬化型銅合金
は、Cuマトリックス中にNiとSiの化合物、又はCrを析出
させたものであり、強度と導電性のバランスの良い合金
である。しかし、近年、半導体機器の小型化、高密度化
が一層進展し、又リードフレームの多ピン化も進み、強
度や導電性の他、より優れた打抜加工性又はエッチング
性が要求されるようになった。具体的には、打抜き端面
又はエッチング端面に晶出物や析出物が露出している
と、Ag等のめっき層の密着性が低下し、又打抜加工時に
バリが生じてめっき性が劣化し、又短絡の原因にもな
る。又高度成長を続ける半導体需要に対応するには、リ
−ドフレ−ムはより早く、より安く製造する必要があ
る。リ−ドフレ−ムを安く製造するにはスタンピングに
よる打抜加工が有力である。そしてこの打抜加工では、
如何に長時間連続操業が行えるか、如何に打抜き不良を
低減できるかが大きな課題となっている。打抜き不良の
原因には、バリの発生と打抜き粉の発生とがある。中で
も、バリの発生はリードフレーム間の短絡の原因にな
り、リードフレームの寸法精度を悪化させ、金型寿命を
低下させる等の弊害を招く。これらの弊害は、特に多ピ
ンリードフレームにおいて著しい。このようにリ−ドフ
レ−ム材料の打抜加工性に対する要求レベルは以前とは
比べものにならない程高くなっており、前記析出硬化型
銅合金でも充分には対応できない状況にある。本発明者
らは、リードフレーム材料の研究を進める中で、前記Cu
-Ni-Si系合金の合金元素の含有量や不純物量を子細に規
定し、更に晶出物又は析出物の大きさを規定すること
で、打抜加工性等の諸特性を大幅に向上し得ることを見
いだし、更に研究を進めて本発明を完成させるに至っ
た。本発明の目的は、多ピンリードフレーム等に好適な
電子機器用銅合金を提供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Niを 0.4〜4.0wt%、Siを 0.1〜1.0wt%含み、0.05〜1.5w
t%のZn、0.01〜0.5wt%のMg、0.01〜0.5wt%のMn、 0.001
〜0.3wt%のAgの中から選ばれる１種又は２種以上を総計
で 0.001〜1.5wt%含み、更にPb、Bi、In、Sb、Ca、Te、
P 、Ba、希土類元素の中から選ばれる１種以上を総計で
0.002〜0.2wt%含み、S 、O₂の含有量が各々0.005wt%未
満であり、残部Cu及び不可避的不純物からなる組成の銅
合金であって、前記銅合金の晶出物又は析出物の大きさ
が 3μｍ未満、結晶粒度が10μｍ未満であることを特徴
とする電子機器用銅合金である。

【０００６】請求項２記載の発明は、請求項１記載の組
成の銅合金を 5℃/sec以上の冷却速度で鋳造し、得られ
た鋳塊を 800〜950 ℃に加熱して熱間加工した後、10℃
/sec以上の速度で急冷し、次いで冷間加工と 350〜550
℃で10分〜24時間の熱処理を少なくとも１回以上施すこ
とを特徴とする電子機器用銅合金の製造方法である。

【０００７】請求項３記載の発明は、請求項１記載の組
成の銅合金を 5℃/sec以上の冷却速度で鋳造し、得られ
た鋳塊を 800〜950 ℃に加熱して熱間加工し、次いで冷
間加工を行い、この冷間加工材に 750〜900 ℃で30〜30
0sec保持後、20℃/sec以上の冷却速度で急冷する中間溶
体化処理を施し、次いで冷間加工と 350〜550 ℃で10分
〜24時間の熱処理を少なくとも１回以上施すことを特徴
とする電子機器用銅合金の製造方法である。

【０００８】

【発明の実施の形態】本発明の電子機器用銅合金は特に
リードフレームに好適な合金であるが、端子やコネクタ
ー等にも広く適用可能である。本発明の銅合金は、Cuマ
トリックス中にNiとSiを添加し、これを化合物として析
出させて所望の強度と導電性を得、又特定元素を添加
し、更に結晶粒度10μｍ未満に規定して打抜加工性を改
善する等したものである。

【０００９】以下に、本発明の電子機器用銅合金の成分
について説明する。NiとSiは、Cuマトリックス中に析出
して、導電率の低下を抑えて強度を大幅に向上させる。
前記Niの添加量を 0.4〜4.0wt%に規定した理由は、0.4w
t%未満では析出量が少なく充分な強度が得られず、4.0w
t%を超えると鋳造又は熱間加工時に強度向上に寄与しな
い析出物が生成し、添加量に見合う強度が得られないば
かりか、熱間加工性や曲げ加工性に悪影響を及ぼし、又
晶出物や析出物が粗大化してリードフレーム端面から突
出して貴金属めっきの密着性を悪化させる為である。Si
はNiと反応して Ni₂Si組成の化合物を生成する。従って
Niの添加量が決まると最適なSi添加量が決まる。Siの添
加量を 0.1〜1.0wt%に規定した理由は、0.1wt%未満で
は、Niの場合と同様に充分な強度が得られず、1.0wt%を
超えるとNiの場合と同様の種々の問題が生じる為であ
る。

【００１０】Zn、Mg、Mnは、そのメカニズムは定かでな
いが、半田付性及び半田めっき性を改善する。又半田め
っき層の耐熱剥離性を改善する。Znの添加量を0.05〜1.
5wt%に規定した理由は、 0.05wt%未満ではその効果が充
分に得られず、1.5wt%を超えると半田付性が低下する為
である。Mgの添加量を0.01〜0.5wt%に規定した理由は、
0.01wt%未満では半田めっき層の耐熱剥離性が改善され
ず、0.5wt%を超えると大幅な導電率の低下を招くばかり
でなく、半田濡れ性など表面特性が悪化する為である。
適量のMgは、熱間加工性及び耐熱性を改善し、又Cu中の
Siの酸化を抑えることで半田濡れ性を改善する。Mnの添
加量を0.01〜0.5wt%に規定した理由は、 0.01wt%未満で
は半田めっき耐熱剥離性が改善されず、0.5wt%を超える
とその効果が飽和する上、導電率が大幅に低下する為で
ある。

【００１１】Cu-Ni-Si系合金の強度を上昇させる為に様
々な第三元素の添加が試みられ、幾多の合金が提案され
ているが、その多くは導電率や曲げ成形性等の電子機器
用材料として必須の特性を低下させるものであった。本
発明者らは、種々検討の結果、強度を向上させ、且つ他
の特性を害さない元素として、Agが有効なことを見出し
た。本発明において、Agは、強度の他、耐熱性を向上さ
せ、結晶粒の粗大化を阻止し、更に後述のPb等の添加元
素と相まって打抜加工性をも向上させる。Agの添加量を
0.001〜0.3wt%に規定した理由は、0.001wt%未満ではそ
の効果が充分に得られず、0.3wt%を超えるとその効果が
飽和する上、コスト高になる為である。前記Zn、Mg、M
n、Agの元素の中から２種以上を同時に添加する場合の
総量は、耐熱性、半田付性、半田めっき耐熱剥離性、導
電性などの観点から 0.001〜1.5wt%に規定した。

【００１２】近年、リードフレームのピン間は狭くなる
傾向にあり、又ピン数が非常に多い多ピンリードフレー
ムの需要が増えている。従って、更なる打抜加工性の向
上、特に端面の精密さの向上が望まれている。本発明で
は、もともと打抜加工性に優れるCu-Ni-Si系合金に、P
b、Bi、In、Sb、Ca、Te、P 、Ba、希土類元素の１種又
は２種以上を適量添加して、打抜き端面の精密化、バリ
発生の抑制、打抜き後の寸法や形状の安定化、金型の寿
命延長等の一層の向上を図っている。前記Pb、Bi、In、
Sb、Ca、Te、P 、Ba、希土類元素の内少なくとも何れか
１種又は２種以上の総量を 0.002〜0.2wt%に規定した理
由は、0.002wt%未満ではその効果が十分に得られず、0.
2wt%を超えると製造時に割れ等の欠陥が発生し易くなる
為である。前記元素の中には、打抜加工性以外の特性も
向上させるものがある。例えば、Inは強度を、P は強度
と導電率を、Caは半田濡れ性をそれぞれ向上させる。前
記希土類元素は、La、Ce、Sc、Y などの周期表のIIIａ
族の17元素のいずれでもほぼ同等の効果が得られる。前
記希土類元素の単元素は高価なため、希土類元素の数元
素が混合した安価なミッシュメタルを用いるのが経済的
である。

【００１３】工業用銅系材料には、不純物として S、O₂
等が微量含まれ、Cu-Ni-Si系銅合金ではその影響が特に
大きい。その為、本発明では、優れた特性の実現を図る
為、これら不純物元素の量も厳密に規定する。S は熱間
加工性を悪化させるので、その量は0.005wt%未満に規定
する。特には0.002wt%未満が望ましい。O₂は合金元素の
Siを酸化させてその析出硬化作用を阻害する上、半田濡
れ性、貴金属めっきの密着性などの表面特性を低下させ
るので、その量は0.005wt%未満に規定する。特には0.00
2wt%未満が望ましい。本発明では、このように不純物量
の上限を規定することでリードフレーム等に好適な特性
を実現させ得たのである。

【００１４】本発明において、晶出物又は析出物の大き
さは 3μｍ未満に規定する。その理由は、 3μｍ以上で
は、貴金属めっきの密着性やめっき層の耐加熱膨れ性が
低下する為である。又結晶粒度は10μｍ未満に規定す
る。その理由は、10μｍ以上では、Agの添加や、Pb、B
i、In、Sb、Ca、Te、P 、Ba、希土類元素の１種又は２
種以上の添加による打抜加工性の改善効果が充分に得ら
れない為である。結晶粒度が10μｍ未満だと、エッチン
グ加工を採用した場合、エッチング加工後の端面が平滑
になりめっき性が向上するという効果も得られる。

【００１５】以下に、本発明合金の製造方法について説
明する。前述の組成からなる本発明の銅合金は、例え
ば、請求項２の発明のように、 5℃/sec以上の冷却速度
で鋳造し、得られた鋳塊を 800〜950 ℃に加熱して熱間
加工した後、10℃/sec以上の速度で冷却し、次いで冷間
加工と 350〜550 ℃で10分〜24時間の熱処理を少なくと
も１回以上施すことにより製造される。

【００１６】前記製造方法において、鋳造時の冷却速度
を 5℃/sec以上とする理由は、この冷却速度未満では生
成する晶出物が 3μｍを超える為である。次の熱間加工
を 800〜950 ℃の温度で行う理由は、 800℃未満では N
i-Si化合物が 3μｍを超える為である。又 950℃を超え
ると、酸化被膜が厚く成長して材料歩留まりが低下し、
又エネルギーコストが嵩む為である。前記熱間加工後10
℃/sec以上で急冷するのは、 Ni-Siの化合物を 3μｍ未
満に抑える為である。次いで冷間加工と熱処理を施し
て、銅合金中に固溶したNiとSiを微細に析出させる。前
記熱処理を 350〜550 ℃で10分〜24時間の条件で行う理
由は、 350℃未満又は10分未満では、析出が不十分とな
りリードフレーム材等としてバランスのとれた特性が得
られず、熱処理温度が 550℃を超えると結晶粒度が大き
くなり打抜加工性が低下し、又24時間を超えて熱処理し
ても、その効果が飽和し、生産性が悪化する為である。

【００１７】前記冷間加工と熱処理を少なくとも１回以
上繰返した後、更に冷間加工と、やや低温の熱処理(200
〜400 ℃) を施すと良い。これによって曲げ加工性や異
方性が改善され、内部応力も除去される。この熱処理
は、還元性雰囲気か不活性雰囲気で行うことが望まし
く、その熱処理方法はバッチ処理でもテンションアニー
リング等の走間処理でも良い。又必要に応じて熱処理前
若しくは後にテンションレベラーやローラーレベラー等
の矯正を行っても良い。

【００１８】前記請求項２の発明における熱間加工後急
冷して行う溶体化処理は、請求項３の発明のように、熱
間加工材を冷間加工し、これを 750〜900 ℃で30〜300s
ec保持した後、20℃/sec以上の冷却速度で急冷して行う
こともできる。前記保持温度を 750〜900 ℃に規定した
理由は、 750℃未満では 3μｍを超える粗大な析出物が
生成し、 900℃を超えると二次再結晶が急速に進行して
結晶粒度を10μｍ未満に抑えるのが困難になる為であ
る。前記保持時間も前記保持温度の場合と同様の理由で
30〜300secに規定する。又前記冷却速度を20℃/sec以上
とするのは、冷却速度が20℃/sec未満では冷却途中に 3
μｍを超える析出物が生成する為である。この方法で
は、熱間加工後の冷却はいたずらに速くする必要はな
い。

【００１９】

【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、２に示す組成の合金を高周波溶解炉
にて溶解し、冷却速度 6℃/secで鋳造し厚さ30mm、幅10
0mm 、長さ150mm の鋳塊を得た。次にこれら鋳塊を 900
℃で厚さ12mmまで熱間圧延し、圧延後、速やかに30℃/s
ecの冷却速度で急冷した。次いで厚さ 9mmまで面削して
酸化被膜を除去した。次に厚さ0.30mmに冷間圧延し、こ
れに不活性雰囲気中で 440℃、２時間の熱処理を施し、
次いで厚さ 0.2mmに最終冷間圧延し、更に 380℃で２時
間の最終熱処理を施した。

【００２０】得られた各々の板材について、結晶粒の
大きさ、晶出物又は析出物の大きさ、強度、導電
率、めっき性、半田付性、打抜加工性を調査し
た。結晶粒の大きさは光学顕微鏡(200倍) により測定し
た。晶出物又は析出物の大きさは走査型電子顕微鏡 (5000
倍) により測定した。引張強度はJISZ2241に準じて測定した。導電率はJISH0505に準じて測定した。めっき性は試験片を電解脱脂後10%H₂SO₄溶液で酸洗
し、乾燥させた後Agめっきを施し、大気中で 450℃で10
分間加熱後、光学顕微鏡（20倍）により膨れの有無を観
察して評価した。半田付性は (イ)半田濡れ性と (ロ)半田耐熱剥離性を調
べて評価した。 (イ)半田濡れ性は、10×50mmの試験片をロジン系（ＲＭ
Ａ）のフラックスに 5秒間浸漬した後、 230℃の共晶半
田(Pb-63wt%Sn)浴中に 5秒間浸漬し、半田の濡れ具合を
目視観察して評価した。濡れ面積が 90%以上を良、 90%
未満を不良とした。 (ロ)半田耐熱剥離性は上記と同様に半田を付着させた試
験片を大気中で 150℃で1000時間加熱し、次いで 180度
の密着曲げを行い、この曲げを戻して曲げ部分の半田剥
離を目視観察して評価した。打抜加工性は SKD11製の金型で 1×5mm の角孔を開け
る打抜き試験を行い、打抜回数が5001回目から10000 回
目の打抜き材を20個無作為に抽出し、この打抜き材のバ
リの高さを測定し、その平均値で評価した。又打抜き面
を観察して破断部（刃が触れずに破断した部分）の厚さ
を測定し、試験片の厚さに対する破断部の厚さの割合を
求めて評価した。前記破断部の厚さの割合は大きい程良
い。結果を表３、４に示す。

【００２１】

【表１】

【００２２】

【表２】

【００２３】

【表３】

【００２４】

【表４】

【００２５】表３、４より明らかなように、本発明例品
(No.1〜24) は、何れも優れた特性を示した。これに対
し、比較例品のNo.25 は Ni,Si量が多い為、晶出物（析
出物）が粗大であり、めっき性試験で膨れが生じた。N
o.26はSi量が少なく Ni-Si系化合物の析出量が少ない
為、強度が低く、又余剰Niがマトリックス中に固溶し導
電率も低下した。No.27はZn、Mg、Mn、Agがいずれも添
加されていない為、No.28 はZnの量が少ない為、いずれ
も半田耐熱剥離性に劣った。No.29,30はZn、Mg、又はMn
の添加量が多い為、半田濡れ性が低下した。No.31,32,3
3 は、Pb、Bi、In、Sb、Ca、Te、P 、又はBaが添加され
ていないか、その量が少ない為、バリが大きくなり、又
打抜き面での破断部分の割合が小さくなる等打抜加工性
が悪かった。No.34,37 は、Pbが多い為半田耐熱剥離性
が悪化するという問題があった。No.39 はO₂量が多い
為、Siが酸化して十分に析出硬化せず強度が低下し、又
めっき性試験で膨れが生じ、又半田濡れ性が低下した。
なお No.35はCa量が多い為、 No.36は Pが多い為、 No.
38は S量が多い為いずれも熱間加工時に割れが生じた。
従って特性評価は行わなかった。

【００２６】（実施例２）表１に示したNo.1,18,24の本
発明合金を用い、表３に示す条件にて板材を製造し、結
晶粒の大きさ、晶出物又は析出物の大きさ、強度、導電
率、めっき性、打抜加工性の調査を実施例１の場合と同
じ方法により行った。結果を表４に示す。尚、板材の製
造は実施例１の工程（請求項２の発明）を踏襲して行っ
たが、一部は中間溶体化処理を含む製造方法（請求項３
の発明）により製造した。即ち、厚さ0.30mmに冷間圧延
後、不活性ガス中の熱処理と急速冷却により中間溶体化
処理を施し、その後不活性ガス中で時効熱処理し、次い
で厚さ 0.2mmの板材に冷間圧延し、これに 380℃で２時
間の最終熱処理を施して製造した。表４にはNo.1,18,24
の実施例１の結果を再掲しておいた。

【００２７】

【表５】

【００２８】

【表６】

【００２９】表６より明らかなように、本発明例品(No.
1,18,24,51〜61) は何れも優れた特性を示している。こ
れに対し、比較例品のNo.62 は鋳造時の冷却速度が遅い
為、No.63,76は熱間加工温度が低い為、No.64,73は熱間
加工後の冷却速度が遅い為、いずれも晶出物が大きくな
り、めっき性試験で膨れが生じた。No.65,77は冷間加工
の途中で施す焼鈍（時効熱処理）温度が高い為、結晶粒
度が大きくなり、強度が不足し、打抜加工性が低下し
た。No.67,74は熱処理温度が低い為、強度と導電率が低
下した。No.66 は熱間加工を1050℃で行っているが、特
性は 950℃で熱間加工した本発明例品のNo.1と殆ど同じ
である。従って 950℃を超える高温で熱間加工しても、
材料の酸化ロスと、加熱費を増大させるだけで、無駄な
ことがわかる。

【００３０】以下に説明するものは中間溶体化処理を含
む工程で製造したものである。No.68,75は溶体化温度が
低い為析出物が 3μｍを超え、めっき性試験で膨れが生
じた。No.69 は溶体化温度が高い為、No.70 は保持時間
が300secを超えた為、いずれも結晶粒度が10μｍを超
え、打抜加工性が劣った。No.71,78は中間溶体化処理で
の冷却速度が遅く、冷却途中で析出が生じ、めっき性試
験で膨れが生じた。No.72 は時効処理温度が高い為、結
晶粒が粗大化し、打抜加工性が劣った。

【００３１】（実施例３）表７に示す組成の合金を高周
波溶解炉にて溶解し、冷却速度 6℃/secで鋳造し厚さ30
mm、幅100mm 、長さ150mm の鋳塊を得た。次にこれら鋳
塊を 950℃で厚さ12mmまで熱間圧延し、圧延後、速やか
に30℃/secの冷却速度で急冷した。次いで厚さ 9mmまで
面削して酸化被膜を除去した。次に厚さ0.30mmに冷間圧
延し、これに不活性雰囲気中で 440℃、２時間の熱処理
を施し、次いで厚さ 0.2mmに最終冷間圧延し、更に 380
℃で２時間の最終熱処理を施した。なお、希土類元素に
は、安価なミッシュメタルを用いた。得られた各々の板
材について、結晶粒の大きさ、晶出物又は析出物の大き
さ、強度、導電率、めっき性、半田付性、打抜加工性を
実施例１の場合と同じ方法により調査した。結果を表８
に示す。

【００３２】

【表７】

【００３３】

【表８】

【００３４】表８より明らかなように、本発明例品 (N
o.101〜103)はいずれも優れた特性を示した。

【００３５】（実施例４）表７に示したNo.102の本発明
合金を用いて表９に示す条件にて板材を製造し、得られ
た板材について、結晶粒の大きさ、晶出物又は析出物の
大きさ、強度、導電率、めっき性、打抜加工性を実施例
１の場合と同じ方法により調査した。結果を表10に示
す。なお、板材の製造は実施例１の工程（請求項２の発
明）を踏襲して行ったが、一部は中間溶体化処理を含む
製造方法（請求項３の発明）により製造した。即ち、厚
さ0.30mmに冷間圧延後、不活性ガス中の熱処理と急速冷
却により中間溶体化処理を施し、その後不活性ガス中で
時効処理し、次いで厚さ 0.2mmの板材に冷間圧延し、こ
れに 380℃で２時間の最終熱処理を施して製造した。な
お、表10には本発明例のNo.102の結果を再掲しておく。

【００３６】

【表９】

【００３７】

【表10】

【００３８】表10より明らかなように、本発明例のNo.1
02,104,105はいずれも優れた特性を示している。これに
対し、比較例のNo.106は熱間加工前の加熱温度が低いた
め、また中間溶体化処理を含む工程で製造したNo.107は
中間溶体化処理温度が低いため、いずれも析出物の大き
さが３μｍ以上となり、めっき性試験で膨れが生じた。

【００３９】

【発明の効果】以上に述べたように、本発明の電子機器
用銅合金は、強度と導電性に優れ、又貴金属めっき性、
半田付性、打抜加工性にも優れる。従ってリードフレー
ムを始め、端子、コネクター、電極等の導電材料全般に
好適に使用でき、電子機器の高密度化、高集積化、リー
ドフレームの多ピン化等に充分対応できるものである。
依って工業上顕著な効果を奏する。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２２Ｆ 1/00 ６８１Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８１６８３６８３６８４６８４Ａ６８５６８５Ｚ６８６６８６Ｚ６９１６９１Ｂ６９１Ｃ６９２６９２Ａ６９４６９４Ｂ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 Niを 0.4〜4.0wt%、Siを 0.1〜1.0wt%含
み、0.05〜1.5wt%のZn、0.01〜0.5wt%のMg、0.01〜0.5w
t%のMn、 0.001〜0.3wt%のAgの中から選ばれる１種又は
２種以上を総計で 0.001〜1.5wt%含み、更にPb、Bi、I
n、Sb、Ca、Te、P 、Ba、希土類元素の中から選ばれる
１種以上を総計で 0.002〜0.2wt%含み、S 、O₂の含有量
が各々0.005wt%未満であり、残部Cu及び不可避的不純物
からなる組成の銅合金であって、前記銅合金の晶出物又
は析出物の大きさが 3μｍ未満、結晶粒度が10μｍ未満
であることを特徴とする電子機器用銅合金。
【請求項２】請求項１記載の組成の銅合金を 5℃/sec
以上の冷却速度で鋳造し、得られた鋳塊を 800〜950 ℃
に加熱して熱間加工した後、10℃/sec以上の速度で急冷
し、次いで冷間加工と 350〜550 ℃で10分〜24時間の熱
処理を少なくとも１回以上施すことを特徴とする電子機
器用銅合金の製造方法。
【請求項３】請求項１記載の組成の銅合金を 5℃/sec
以上の冷却速度で鋳造し、得られた鋳塊を 800〜950 ℃
に加熱して熱間加工し、次いで冷間加工を行い、この冷
間加工材に 750〜900 ℃で30〜300sec保持後、20℃/sec
以上の冷却速度で急冷する中間溶体化処理を施し、次い
で冷間加工と 350〜550 ℃で10分〜24時間の熱処理を少
なくとも１回以上施すことを特徴とする電子機器用銅合
金の製造方法。