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技術 電子材料用銅合金

出願人 JX金属株式会社
発明者 中村祐太
出願日 2018年8月22日 (2年4ヶ月経過) 出願番号 2018-155640
公開日 2020年2月27日 (10ヶ月経過) 公開番号 2020-029593
状態 特許登録済
技術分野 非鉄金属または合金の熱処理
主要キーワード 材料表 ステレオ投影 スプリングバック角 完成部品 電子後方 ベクトル法 曲げ軸 シュミット因子
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課題

電子材料に用いて好適な0.2%耐力導電率及び曲げ加工性を有するとともに、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制した信頼性の高い電子材料用銅合金を提供する。

解決手段

この発明の電子材料用銅合金は、0.5〜3.0質量%のCoを含有し、かつSiを質量割合でCo/Siが3〜5となるように含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、EBSD(Electron Back Scatter Diffraction:電子後方散乱回折)測定から得られる圧延直角方向(TD)の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36としたとき、S=S33/(S1+S36)≧0.5の関係を満たす電子材料用銅合金。

概要

背景

コネクタ、スイッチ、リレーピン端子リードフレーム等の各種電子部品に使用される電子材料用銅合金には、基本特性として高強度及び高導電性熱伝導性)を両立させることが要求される。そして、近年は、電子部品高集積化及び小型化・薄肉化が急速に進み、これに伴って電子機器部品に使用される銅合金に対する要求はさらに高度化している。特にコネクタを大型化させないためには、550MPa以上の圧延行方向の0.2%耐力と55%IACS以上の導電率が望まれる。

高強度及び高導電性の観点から、電子材料用銅合金として従来のりん青銅黄銅等に代表される固溶強化型銅合金に代えて、析出硬化型銅合金の使用量が増加している。析出硬化型銅合金では、溶体化処理された過飽和固溶体時効処理することにより、微細析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると同時に、銅中の固溶元素量が減少し電気伝導性が向上する。このため、ばね性などの機械的性質に優れ、電気伝導性、熱伝導性が良好な材料が得られる。

析出硬化型銅合金のうち、コルソン系合金と一般に称されるCu−Ni−Si系合金は比較的高い導電性、強度、及び曲げ加工性を有する代表的な銅合金であり、当業界では現在活発に開発が行われている合金の一つである。この銅合金では、銅マトリックス中に微細なNi−Si系金属間化合物粒子析出させることにより、強度と導電率の向上を図ることができる。
このようなコルソン系合金では、更なる特性の改善を目的として、NiをCoに置き換えたCu−Co−Si系合金が提案されている。

Cu−Co−Si系合金は一般の曲げ加工性に関し、特許文献1及び2には、Cu−Co−Si系合金で結晶方位を制御する技術が記載されている。

具体的には、特許文献1では、EBSD(Electron Back−Scatter Diffraction:電子後方散乱回折)測定における結晶方位解析において、Brass方位{110}<112>の面積率が20%以下、Copper方位{121}<111>の面積率が20%以下、Cube方位{001}<100>の面積率が5〜60%であり、0.2%耐力が500MPa以上、導電率が30%IACS以上であることを特徴とする銅合金材料が記載されている。また、特許文献2には、EBSD測定における結晶方位解析において、cube方位{001}<100>の面積率が7〜47%であることを特徴とする銅合金板材、さらには、S方位{231}<346>の面積率が5〜40%である銅合金板材が記載されている。

概要

電子材料に用いて好適な0.2%耐力、導電率及び曲げ加工性を有するとともに、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制した信頼性の高い電子材料用銅合金を提供する。この発明の電子材料用銅合金は、0.5〜3.0質量%のCoを含有し、かつSiを質量割合でCo/Siが3〜5となるように含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、EBSD(Electron Back Scatter Diffraction:電子後方散乱回折)測定から得られる圧延直角方向(TD)の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36としたとき、S=S33/(S1+S36)≧0.5の関係を満たす電子材料用銅合金。

目的

この発明は、このような問題を解決することを課題とするものであり、その目的は、電子材料に用いて好適な0.2%耐力、導電率及び曲げ加工性を有するとともに、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制した信頼性の高い電子材料用銅合金を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

0.5〜3.0質量%のCoを含有し、かつSiを質量割合でCo/Siが3〜5となるように含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、EBSD(ElectronBackScatterDiffraction:電子後方散乱回折)測定から得られる圧延直角方向(TD)の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36としたとき、S=S33/(S1+S36)≧0.5の関係を満たす電子材料用銅合金

請求項2

JISH3130(2012)に準拠した90°BadwayW曲げ試験において、曲げ試験片における曲げ加工部(3箇所のうち中央部)の実際の曲げ変形角度をθ(°)とするとき、スプリングバック角度Δθを示すθ−90°の値が5°以下である請求項1に記載の電子材料用銅合金。

請求項3

JISH3130(2012)に準拠した90°BadwayW曲げ試験において、曲げ試験片における曲げ加工部(3箇所のうち中央部)の外周表面におけるJISB0601(2013)に準拠した表面平均粗さRaが1.0μm以下である請求項1又は2に記載の電子材料用銅合金。

請求項4

さらにCrを0.5質量%以下で含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の電子材料用銅合金。

請求項5

さらにZn及びSnをそれぞれ0〜0.5質量%、Niを0〜0.1質量%、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBをそれぞれ0〜0.2質量%含有し、それらのZn、Sn、Ni、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBから選択される少なくとも一種類以上の合計が1.0質量%以下である請求項1〜4のいずれか一項に記載の電子材料用銅合金。

請求項6

請求項1〜5のいずれか一項に記載の電子材料用銅合金を備えた電子部品

技術分野

0001

この発明は、各種電子部品に用いることに好適な析出硬化型銅合金であるCu−Co−Si系合金に関するものであり、特には、曲げ加工時の寸法精度を向上させることのできる技術を提案するものである。

背景技術

0002

コネクタ、スイッチ、リレーピン端子リードフレーム等の各種電子部品に使用される電子材料用銅合金には、基本特性として高強度及び高導電性熱伝導性)を両立させることが要求される。そして、近年は、電子部品高集積化及び小型化・薄肉化が急速に進み、これに伴って電子機器部品に使用される銅合金に対する要求はさらに高度化している。特にコネクタを大型化させないためには、550MPa以上の圧延行方向の0.2%耐力と55%IACS以上の導電率が望まれる。

0003

高強度及び高導電性の観点から、電子材料用銅合金として従来のりん青銅黄銅等に代表される固溶強化型銅合金に代えて、析出硬化型銅合金の使用量が増加している。析出硬化型銅合金では、溶体化処理された過飽和固溶体時効処理することにより、微細析出物が均一に分散して、合金の強度が高くなると同時に、銅中の固溶元素量が減少し電気伝導性が向上する。このため、ばね性などの機械的性質に優れ、電気伝導性、熱伝導性が良好な材料が得られる。

0004

析出硬化型銅合金のうち、コルソン系合金と一般に称されるCu−Ni−Si系合金は比較的高い導電性、強度、及び曲げ加工性を有する代表的な銅合金であり、当業界では現在活発に開発が行われている合金の一つである。この銅合金では、銅マトリックス中に微細なNi−Si系金属間化合物粒子析出させることにより、強度と導電率の向上を図ることができる。
このようなコルソン系合金では、更なる特性の改善を目的として、NiをCoに置き換えたCu−Co−Si系合金が提案されている。

0005

Cu−Co−Si系合金は一般の曲げ加工性に関し、特許文献1及び2には、Cu−Co−Si系合金で結晶方位を制御する技術が記載されている。

0006

具体的には、特許文献1では、EBSD(Electron Back−Scatter Diffraction:電子後方散乱回折)測定における結晶方位解析において、Brass方位{110}<112>の面積率が20%以下、Copper方位{121}<111>の面積率が20%以下、Cube方位{001}<100>の面積率が5〜60%であり、0.2%耐力が500MPa以上、導電率が30%IACS以上であることを特徴とする銅合金材料が記載されている。また、特許文献2には、EBSD測定における結晶方位解析において、cube方位{001}<100>の面積率が7〜47%であることを特徴とする銅合金板材、さらには、S方位{231}<346>の面積率が5〜40%である銅合金板材が記載されている。

先行技術

0007

特開2011−017072号公報
特許第4875768号公報

発明が解決しようとする課題

0008

しかしながら、特許文献1及び2に係る銅合金板材は、曲げ加工性が優れているものの、曲げ加工時におけるスプリングバックについてはなお不十分な点が存するものと考えられる。スプリングバックとは、曲げ加工において、材料から成形工具を離すと材料の変形が若干戻ってしまう現象のことである。スプリングバックは、完成部品の寸法精度に悪影響を及ぼす。

0009

特許文献1及び2に係る銅合金板材は、Cube方位{001}<100>を発達させて曲げ加工性を改善しているが、Cube方位{001}<100>を発達させた材料のヤング率が低下する傾向にある。一方、スプリングバックの量は、材料の降伏応力に比例し、ヤング率に反比例するため、Cube方位{001}<100>を発達させればスプリングバックが大きくなってしまう。

0010

このように、特許文献1及び2に係る銅合金板材は、曲げ加工時におけるスプリングバックにより、完成部品の寸法精度が十分ではなかった。
スプリングバック対策としては、合金に曲げ加工を施す前に曲げ部にVノッチを施す方法などがあるが、不可避的に曲げ部強度が低下し、割れが生じやすくなる。

0011

この発明は、このような問題を解決することを課題とするものであり、その目的は、電子材料に用いて好適な0.2%耐力、導電率及び曲げ加工性を有するとともに、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制した信頼性の高い電子材料用銅合金を提供することにある。

課題を解決するための手段

0012

発明者は鋭意検討の結果、Cu−Co−Si系合金において、圧延直角方向の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られた所定位置の結晶方位の集積度を制御することで、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制することができることを見出した。そして、このような結晶方位の集積度の制御は、均質化焼鈍熱間圧延及び溶体化処理など処理条件を調節することにより実現できるとの新たな知見を得た。

0013

上記の知見の下、本発明は、0.5〜3.0質量%のCoを含有し、かつSiを質量割合でCo/Siが3〜5となるように含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、EBSD測定から得られる圧延直角方向(TD)の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36としたとき、
S=S33/(S1+S36)≧0.5
の関係を満たす電子材料用銅合金である。

0014

本発明の電子材料用銅合金は、JIS H3130(2012)に準拠した90°BadwayW曲げ試験において、曲げ試験片における曲げ加工部(3箇所のうち中央部)の実際の曲げ変形角度をθ(°)とするとき、スプリングバック角度Δθを示すθ−90°の値が5°以下であることが好ましい。

0015

本発明の電子材料用銅合金は、JIS H3130(2012)に準拠した90°BadwayW曲げ試験において、曲げ試験片における曲げ加工部(3箇所のうち中央部)の外周表面におけるJIS B0601(2013)に準拠した表面平均粗さRaが1.0μm以下であることが好ましい。

0016

本発明の電子材料用銅合金は、さらにCrを0.5質量%以下で含有することが好ましい。

0017

本発明の電子材料用銅合金は、さらにZn及びSnをそれぞれ0〜0.5質量%、Niを0〜0.1質量%、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBをそれぞれ0〜0.2質量%含有し、それらのZn、Sn、Ni、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBから選択される少なくとも一種類以上の合計が1.0質量%以下であることが好ましい。

0018

さらに、本発明は、本発明の電子材料用銅合金を備えた電子部品も提供する。

発明の効果

0019

本発明によれば、好適な0.2%耐力、導電率及び曲げ加工性を有するとともに、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制した信頼性の高い電子材料用銅合金を提供することができる。

図面の簡単な説明

0020

図1は、結晶方位を表すWilliams法とベクトル法の回転角ステレオ投影図表示を示す。
図2は、等面積分割で36個に区分したステレオ三角を示す。

0021

以下に、この発明の実施の形態について詳細に説明する。
この発明の一の実施形態の電子材料用銅合金は、0.5〜3.0質量%のCoを含有し、かつSiを質量割合でCo/Siが3〜5となるように含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、EBSD測定から得られる圧延直角方向(TD)の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36としたとき、
S=S33/(S1+S36)≧0.5
の関係を満たす。

0022

(Coの添加量
Co及びSiは、適当な熱処理を施すことによりCo2Siとして母相中に析出し、導電率を劣化させずに高強度化が図れる。ただし、Co濃度が0.5質量%未満の場合は析出硬化が不十分となり、他方の成分を添加しても所望とする強度が得られない。また、Co濃度が3.0質量%を超える場合は十分な強度が得られるものの、導電性や曲げ加工性、熱間加工性が低下する。
好ましくは、1.0〜2.5質量%のCoとする。

0023

(Siの添加量)
Siは質量割合でCo/Siが3〜5となるように調整する。上記割合とすれば、析出硬化後の強度と導電率を共に向上させることができる。上記割合が5を超えると、時効処理でのCo2Siの析出が不十分になり、強度が低下する。上記割合が3未満であると、Co2Siとして析出しないSiが母相中に固溶し、導電率が低下する。

0024

(Crの添加量)
Crは溶解鋳造時冷却過程において結晶粒界優先析出するため粒界を強化でき、熱間加工時の割れが発生しにくくなり、歩留低下を抑制できる。溶解鋳造時に粒界析出したCrは溶体化処理などで再固溶するが、続く時効析出時にCrを主成分としたbcc構造析出粒子又はSiとの化合物を生成する。通常のCu−Co−Si系合金では添加したSi量のうち、時効析出に寄与しなかったSiは母相に固溶したまま導電率の上昇を抑制するが、珪化物形成元素であるCrを添加して、珪化物をさらに析出させることにより、固溶Si量を低減でき、強度を損なわずに導電率を上昇できる。しかしながら、Cr濃度が0.5質量%を超えると粗大な第二相粒子を形成しやすくなるため、製品特性を損なう。従って、この発明では、Crを最大で0.5質量%添加することができる。但し、0.03質量%未満ではその効果が小さいので、好ましくは0.03〜0.5質量%、より好ましくは0.09〜0.3質量%添加するのがよい。

0025

(Sn及びZnの添加量)
Sn及びZnにおいても、微量の添加で、導電率を損なわずに強度、応力緩和特性、めっき性等の製品特性を改善する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮される。しかしながら、Sn及びZnの各濃度が0.5質量%を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。また製品において目的の方位が得られず、曲げ加工性が低下する。従って、この発明では、Sn及びZnはそれぞれ最大0.5質量%添加することができる。但し、Sn及びZnの合計が0.05質量%未満ではその効果が小さいので、Sn及びZnの合計は、好ましくは0.05〜1.0質量%、より好ましくは0.1〜0.5質量%とすることができる。

0026

(Niの添加量)
Niは適当な熱処理を施すことでNi2Siとして母相中に析出し、合金の強度を向上させる。ただしNiの濃度が0.1質量%を超えると導電率が損なわれるため、Niの添加量は好ましくは0.02〜0.1質量%とする。

0027

(Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBの添加量)
Mg、Mn、Fe、Ti、Alは、微量の添加で、導電率を損なわずに強度、応力緩和特性等の製品特性を改善する。Pは脱酸効果を有し、Bは鋳造組織の微細化効果を有し、熱間加工性を向上させる効果を有する。添加の効果は主に母相への固溶により発揮されるが、第二相粒子に含有されることで一層の効果を発揮させることもできる。しかしながら、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBの各濃度が0.2質量%を超えると特性改善効果が飽和するうえ、製造性を損なう。従って、この発明では、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBをそれぞれ最大0.2質量%添加することができる。但し、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBの合計が0.01質量%未満ではその効果が小さいので、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBの合計は、好ましくは0.01〜0.5質量%、より好ましくは0.04〜0.2質量%とすることができる。

0028

上述したZn、Sn、Ni、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBを含有する場合、それらのZn、Sn、Ni、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBから選択される少なくとも一種類以上の合計は1.0質量%以下とする。この合計を1.0質量%以下とすることで、導電率を良好に維持できる。

0029

(0.2%耐力)
コネクタ等の所定の電子材料で要求される特性を満たすため、圧延平行方向の0.2%耐力は好ましくは550MPa以上、より好ましくは580MPa以上とする。0.2%耐力の上限値は、特に規制されないが、55%IACS以上の導電率となるには、典型的には800MPa以下である。
0.2%耐力は、引張試験機を用いてJIS Z2241に準拠して測定する。

0030

(導電率)
導電率は55%IACS以上とする。これにより、電子材料として有効に用いることができる。導電率はJIS H0505に準拠して4端子法で測定することができる。導電率は、60%IACS以上であることが好ましい。

0031

(結晶方位の集積度)
圧延直角方向(TD)の結晶方位を表したステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36としたとき、
S=S33/(S1+S36)≧0.5
の関係を満たせば、曲げ加工性が良好となり、また曲げ加工時におけるスプリングバックを有効に抑制することができる。
ここで、S1は<001>方向、S33は<221>方向、S36は<111>方向の集積度に相当する。
理由は必ずしも明らかではなくあくまでも推定であるが、結晶塑性変形のしやすさを表すシュミット(Schmid)因子が、S33:<221>では0.41であり、S36:<111>方向では0.27であることから、シュミット因子の小さいS36の集積度を減らし、Schmid因子の大きいS33の集積度を大きくすることで、曲げ加工性を向上させることができると考えられる。またS1:<001>はスプリングバックに悪影響をもたらすCube方位{001}<100>の集積に従って増加するため、S1の集積度を小さくすることでスプリングバックを低減させられると考えられる。この観点から、Sは、好ましくは 1.0以上、さらに好ましくは2.0以上とする。
結晶方位の集積度は、EBSD測定から得られる。図1は、銅合金の結晶方位を表すベクトル法(2軸極点図法)の回転角のステレオ投影図表示である。図1において、銅合金板表面の圧延直角方向(TD)を表す点TDは、それが載っているステレオ三角(T1)上の座標(ψ、λ)で示されている。このステレオ三角を、等面積分割(Ruerらによる)で36個に区分したものが図2である。この図2のステレオ三角における結晶方位のうち、番号1で示された領域にあるものが「ボックス番号1の結晶方位」である(古林、「再結晶材料組織」、第1版、内田老鶴圃、第88〜89頁参照)。また、「ボックス番号1の結晶方位の集積度」は、ボックス番号1に相当する方位で表される極点図上の区画平均強度を表す。ボックス番号33、36の結晶方位についても同様に規定する。

0032

(スプリングバック角度Δθ)
スプリングバック角度Δθが小さいことは、曲げ加工時におけるスプリングバックが有効に抑制されたことの現れである。この観点から、スプリングバック角度Δθは5°以下とし、好ましくは 4.0°以下、さらに好ましくは 3.5°以下とする。
スプリングバック角度Δθは、JIS H3130(2012)に準拠した90°BadwayW曲げ試験において、曲げ試験片における曲げ加工部(3箇所のうち中央部)の実際の曲げ変形角度をθ(°)とするとき、θ−90°の式にて測定することができる。

0033

(曲げ加工部外周表面粗さRa)
材料表面の微小凹凸が起点となって亀裂へと成長していく現象があるため、曲げ加工部外周表面粗さRaが小さければ、亀裂への成長がしにくく、曲げ加工しやすい。この観点から、曲げ加工部外周表面粗さRaは1.0μm以下とし、好ましくは0.8μm以下、さらに好ましくは0.6μm以下とする。
曲げ加工部外周表面粗さRaは、JIS H3130(2012)に準拠した90°BadwayW曲げ試験において、曲げ試験片における曲げ加工部(3箇所のうち中央部)の外周表面につき、JIS B0601(2013)に準拠して測定することができる。

0034

(製造方法)
上述したようなCu−Co−Si系合金は、インゴットを製造する工程、均質化焼鈍工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、溶体化処理工程、時効処理工程、最終冷間圧延工程を順次に行うことにより製造することができる。なお熱間圧延後、必要に応じて面削を行うことが可能である。

0035

具体的には、まず大気溶解炉等を用いて電気銅、Co、Si等の原料を溶解し、所望の組成溶湯を得る。そしてこの溶湯をインゴットに鋳造する。その後、熱間圧延を行い、溶体化処理、時効処理(450〜550℃で1〜24h)、最終冷間圧延(加工度10〜50%)を行う。最終冷間圧延後に歪取焼鈍を行ってもよい。歪取焼鈍は、通常Ar等の不活性雰囲気中で400〜600℃で0.5〜5minにわたって行うことができる。なお、溶体化処理後に冷間圧延、時効処理の順に行ってもよい。

0036

ここで、この製造方法では、インゴット製造の後に、所定の条件の均質化焼鈍、熱間圧延及び溶体化処理を行うことが肝要である。従来技術では、これらの工程の条件が最適化されていなかったため、この発明のような特性を得ることができず、特にスプリングバックを有意に抑制し得なかった。
以下に、これらの均質化焼鈍、熱間圧延及び溶体化処理の各工程を中心に詳細に述べる。なおその他の工程は、Cu−Co−Si系合金の製造工程において通常採用される条件とすることが可能である。

0037

<インゴット製造>
溶解鋳造は一般的には大気溶解炉で行うが、真空中又は不活性ガス雰囲気中で行うことも可能である。電気銅を溶解した後に、Co、Si等各試料の組成に応じて原料を添加し、撹拌後一定時間保持して、所望の組成の溶湯を得る。そして、この溶湯を1250℃以上に調整した後、インゴットに鋳造する。Co、Si以外、Crを0.5質量%以下、Zn、Sn、Ni、Mg、Mn、Fe、Ti、Al、P及びBから選択される少なくとも一種類以上を合計1.0質量%以下になるように添加することもできる。

0038

<均質化焼鈍>
均質化焼鈍を適切な温度・時間で行うことで、鋳造時に生じた粗大なCo−Si粒子を母相に固溶させ、積層欠陥エネルギーを低い状態にすることができる。積層欠陥エネルギーが低い材料では交差すべりが困難なために、動的回復が起こりにくく、転位蓄積されやすい。続く熱間圧延において、この蓄積された転位を駆動力として動的再結晶が起こり、結晶粒が微細化される。製品において目的の結晶方位の集積度(S33/(S1+S36)≧0.5)を得るためには、この熱間圧延終了時結晶粒径が小さい方が好ましい。均質化焼鈍の温度が高すぎる場合、材料が溶解する可能性があるほか、動的再結晶が進行しすぎて熱間圧延終了時の結晶粒が粗大になり、製品において目的の結晶方位の集積度が得られない。均質化焼鈍の温度が低すぎる場合、粗大なCo−Si粒子を母相に固溶させることができず、製品において目的の方位が得られない。具体的には均質化温度は950〜1025℃が好ましく、時間は1〜24hが好ましい。

0039

<熱間圧延>
均質化焼鈍終了後のインゴットを炉から抽出して熱間圧延を行う。熱間圧延の最終パスにおける圧延ひずみ速度ε(sec-1)を大きくすることによって、より大きなエネルギーで強加工することができ、動的再結晶により熱間圧延終了時の結晶粒径を小さくすることができる。ここで圧延ひずみ速度εは次式で表される。

式中、n:ロール回転速度(rpm)、r:圧下率、R:ロール半径(mm)、H0:入側板厚(mm)である。ひずみ速度εが小さすぎる場合、熱間圧延終了時の結晶粒の微細化が不十分となり、製品において目的の結晶方位の集積度が得られない。ひずみ速度εが大きすぎる場合は、圧延機負荷荷重が過大となり現実的ではない。具体的にはひずみ速度は30〜60sec-1、好ましくは40〜60sec-1とする。
また熱間圧延終了後から400℃までの冷却速度は7〜15℃/secが望ましい。これを満たさない場合、製品の曲げ加工性が低下し、スプリングバックが大きくなる。冷却速度はより好ましくは10〜15℃/secとする。

0040

<溶体化処理>
溶体化処理の目的は、熱間圧延時に析出したCo−Si粒子を固溶させ、溶体化処理以降の時効硬化能を高めることである。溶体化処理の温度が低すぎると、これらの析出物を十分に固溶させることができず、所定の強度が得られない。またボックス番号33に相当する方位の集積度が十分に発達せず、曲げ加工性が低下する。溶体化処理の温度が高すぎると、析出物による粒界のピン止め効果がなくなり、結晶粒が粗大化して強度が低下する。またボックス番号1に相当する方位の集積度が大きくなり、曲げ加工時のスプリングバックが大きくなる。溶体化処理の温度としては、溶体化処理前の銅合金素材が、第二相粒子組成固溶限付近の温度になるまで加熱することが好ましい。具体的には、850〜1000℃で0.5〜10min加熱する。また、第二相粒子の析出や再結晶粒の粗大化を防止する観点から、溶体化処理後の冷却速度はできるだけ高い方が好ましい。具体的には、材料温度溶体化処理温度から400℃まで低下するときの平均冷却速度を15℃/sec以上とするのが好ましく、50℃/sec以上とするのがより好ましい。

0041

<時効処理>
溶体化処理に引き続いて、適切な大きさの析出物が均一に分布するように時効処理を行うことで、所望の強度及び導電率が得られる。時効処理の温度は、450℃より低いと導電率が低くなり、550℃より高いと強度が低下するので、450〜550℃とすることが好ましい。また時効処理の時間は1〜24hが好ましい。時効処理は、酸化被膜の発生を抑制するためにAr、N2、H2等の不活性雰囲気で行うことが好ましい。

0042

<最終冷間圧延>
時効処理後に引き続いて最終の冷間圧延を行うことで、転位を導入し強度上昇をはかる。圧延加工度が高いほど高強度の材料が得られるが、圧延加工度が高すぎるとせん断帯の存在する結晶粒の割合が多くなり曲げ加工性が悪化する。そこで、強度と曲げ加工性の良好なバランスを得るために、最終冷間圧延加工度を10〜50%、好ましくは20〜40%とする。

0043

<歪取焼鈍>
最終の冷間圧延に引き続いて、歪取焼鈍を行うことによって、加工中に材料に生じた残留応力を取り除くことができ、ばね性が向上する。歪取焼鈍の保持温度が高すぎると、また保持時間が長すぎると粗大なCo−Si粒子が析出して強度低下を招く。保持温度は400〜600℃、好ましくは450〜550℃とする。また保持時間は0.5〜5min、好ましくは1〜3minとする。

0044

なお、上記各工程の合間に適宜、表面の酸化スケール除去のための研削研磨ショットブラスト酸洗等の工程を行うことができる。

0045

この発明のCu−Co−Si系合金は種々の伸銅品、例えば板、条、管、棒及び線に加工することができ、更に、このCu−Co−Si系合金は、リードフレーム、コネクタ、ピン、端子、リレー、スイッチ、二次電池用箔材等の電子部品等に使用することができる。特に、コネクタを製造する際のプレス時において高い寸法精度を得ることができる。

0046

次に、この発明の電子材料用銅合金を試作し、その性能を確認したので以下に説明する。但し、ここでの説明は単なる例示を目的とするものであり、それに限定されることを意図するものではない。

0047

表1に示す成分組成の銅合金を、高周波溶解炉を用いて1300℃で溶製し、厚さ30mmのインゴットに鋳造した。次いで、このインゴットを表1に示す条件で均質化した後、表1に記載の圧延ひずみ速度で板厚10mmまで熱間圧延し、熱間圧延終了温度を900℃とした。熱間圧延終了後は材料温度が400℃となるまで表1に示す平均冷却速度で水冷却し、その後は空気中に放置して冷却した。そして、表面のスケール除去のため厚さ9mmまで面削を施した後、冷間圧延を行い、表1に示す条件で溶体化処理を実施した後、500℃で12hの時効処理を行い、10〜50%の加工度で最終冷間圧延を施すことにより厚さ0.1mmの板とした。最後に、500℃で1minの歪取焼鈍を行った。
このようにして得られた各試験片に対し、以下の特性評価を行った。その結果を表2に示す。

0048

<強度(0.2%耐力)>
各試験片に対し、JIS Z2241に基づいて圧延平行方向の引張試験を行って、0.2%耐力(YS:MPa)を測定した。
<導電率>
導電率(EC:%IACS)については、JIS H0505に準拠し、ダブルブリッジによる体積抵抗率測定により求めた。
<結晶方位の集積度>
結晶方位の集積度はEBSD測定を用いて評価した。まず試験片を20mm四方切り出し、圧延面表面をリン酸67%+硫酸10%溶液中において電圧15Vで60sec電解研磨して、組織現出させた。測定には日本電子株式会社製JXA8500Fを用い、試験片の圧延面法線方向(ND)を入射電子線に対して70°傾け、圧延直角方向(TD)を試料ホルダーの傾斜方向に合わせて設置し、その傾斜面にフォーカスした電子線を照射した。加速電圧:15.0kV、照射電流量:5×10-8A、ワーキングディスタンス:15mmとし、観察視野500μm×500μm(ステップ幅1μm)でn=5で測定を行い、その平均値を算出して測定値とした。測定プログラムはTSL OIMdata collection、解析プログラムはTSL OIM Analysisを用いた。圧延直角方向(TD)から逆極点図撮影した場合に得られるステレオ三角に対し、ベクトル法による表示で用いられる等面積分割を行って得られたボックス番号1、33、36の結晶方位の集積度をそれぞれS1、S33、S36とし、S=S33/(S1+S36)の値を評価した。
<曲げ加工性(曲げ加工後の表面平均粗さRa)>
JIS H3130(2012)に従いW曲げ試験をBadway(曲げ軸が圧延方向と平行)、R/t=1.0(t=0.1mm)で実施し、この試験片の曲げ部の外周表面を観察した。観察方法レーザーテック社製コンフォーカル顕微鏡HD100を用いて曲げ部の外周表面を撮影し、付属ソフトウェアを用いて平均粗さRa(JIS B0601(2013)に準拠)を測定し、比較した。なお、曲げ加工前の試料表面をコンフォーカル顕微鏡を用いて観察したところ、平均粗さRaはいずれも0.2μm以下であった。
曲げ加工後の表面平均粗さRaが1.0μm以下の場合を○、Raが1.0μmを超える場合を×と評価した。
<スプリングバック角度Δθ>
JIS H3130(2012)に準拠してBadway方向に90°W曲げ加工を行った試験片について、KEYENCE社製マイクロスコープVW−6000を用いて曲げ断面を観察し曲げ角度θ(deg)を測定した。この曲げ角度と、金型負荷した時の曲げ角度(=90°)の差θ−90°をスプリングバック角度Δθ(deg)とした。

0049

0050

0051

表1、2に示すように、発明例1〜20はいずれも、所定の条件の均質化焼鈍、熱間圧延及び溶体化処理等を行ったことにより、S=S33/(S1+S36)≧0.5となった。その結果、良好なBW方向の曲げ加工性を有し、かつスプリングバックの小さい材料を得ることができた。

0052

比較例1は、熱間圧延のひずみ速度が小さすぎるため、S=S33/(S1+S36)が小さくなり、曲げ加工部外周表面粗さRa及びスプリングバック角度Δθが悪化した。
比較例2は、熱間圧延のひずみ速度が大きすぎるため、熱間板に割れが生じてしまい、製品を得ることができなかった。
比較例3は、均質化処理における温度が低すぎたことにより、粗大なCo−Si粒子を母相に固溶させることができず、S=S33/(S1+S36)が小さくなり0.2%耐力、曲げ加工部外周表面粗さRa及びスプリングバック角度Δθが悪化した。
比較例4は、均質化処理における温度が高すぎたことにより、熱間圧延後の結晶粒が粗大になり、S=S33/(S1+S36)が小さくなり、曲げ加工部外周表面粗さRa及びスプリングバック角度Δθが悪化した。
比較例5、6は、熱間圧延後の冷却速度が適切でなかったため、S=S33/(S1+S36)が小さくなって、0.2%耐力、曲げ加工部外周表面粗さRa及びスプリングバック角度Δθが悪化した。
比較例7は、溶体化処理における温度が高すぎたため、0.2%耐力が悪化し、またS=S33/(S1+S36)が小さくなり、スプリングバック角度Δθが悪化した。
比較例8は、溶体化処理における温度が低すぎたため、0.2%耐力が悪化し、またS=S33/(S1+S36)が小さくなり、曲げ加工部外周表面粗さRaが悪化した。
比較例9、10は、Co量が所定の範囲から外れたことにより、0.2%耐力、導電率又は曲げ加工部外周表面粗さRaが悪化した。
比較例11、12は、質量割合でCo/Siが所定の範囲から外れたことにより0.2%耐力又は導電率が低くなった。
比較例13は、Co、Si以外の添加元素の質量が大きすぎたことにより導電率が悪化した。またS=S33/(S1+S36)が小さくなって、曲げ加工部外周表面粗さRaが悪化した。

実施例

0053

上より、この発明によれば、電子材料に用いて好適な0.2%耐力、導電率及び曲げ加工性を有するとともに、曲げ加工時におけるスプリングバックを抑制した信頼性の高い電子材料用銅合金が得られることが分かった。

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