耐熱性に優れた銅合金およびその製法
【課題】歪み取り焼鈍などの熱処理を行った場合でも強度低下を殆ど起こすことのない耐熱性に優れた銅合金とその製法を提供する。
【解決手段】Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であり、且つ更に５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下である耐熱性に優れた銅合金である。この様な銅合金は、Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造する際に、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％とすることによって製造できる。
【解決手段】Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であり、且つ更に５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下である耐熱性に優れた銅合金である。この様な銅合金は、Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造する際に、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％とすることによって製造できる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、たとえば成形加工後に歪取り焼鈍などの熱処理を行った場合でも強度低下が少なく、耐熱性に優れた銅合金とその製法に関するもので、この銅合金は、優れた耐熱特性を活かし、電気・電子分野や機械分野を始めとして様々の分野で幅広く有効に活用できる。
【背景技術】
【０００２】
近年、電子機器等を始めとする各種機器の小型化・薄肉軽量化が進むにつれて、それらの機器を構成するリードフレームや端子、コネクタ等として用いられる銅合金部品の小型・軽量化も急速に進んできている。
【０００３】
例えば半導体リードフレーム用銅合金としては、少量のＦｅを含む銅合金が一般的に使用されており、特にＦｅ：２．１〜２．６％（質量％を意味する；化学成分の場合は以下同じ）とＰ：０．０１５〜０．１５％、およびＺｎ：０．０５〜０．２０％を含む銅合金（ＣＤＡ１９４合金）は、銅合金の中でも強度、導電性、熱伝導性などに優れていることから、国際標準銅合金として汎用されている。
【０００４】
ところで、リードフレーム等への加工を行う際には、上述した様な化学組成の銅合金板を使用し、スタンピングすることによって多ピン形状とするのが一般的である。しかし最近では、前述した如く電気・電子部品の小型化・薄肉軽量化に対応するため、原材料として用いる銅合金板の薄肉化や多ピン化が進んでおり、それに伴って、スタンピング後の加工品に歪み応力が残留し易くピンが不揃いになる傾向がある。そこで通常は、スタンピングして得られる多ピン形状の銅合金板に、熱処理（歪取り焼鈍）を施して歪を除去することが行われる。ところがこの様な熱処理を行うと材料が軟化し易く、熱処理前の機械的強度を維持することができない。また製造工程面からすると、生産性向上の観点から前記熱処理をより高温・短時間で行うことが求められており、高温での熱処理後も高強度を維持し得る耐熱性が強く求められている。
【０００５】
こうした課題に対し、これまでにもＦｅ，Ｐ，Ｚｎ等の合金元素や、その他Ｓｎ，Ｍｇ，Ｃａ等の微量添加元素を含有させ、或はそれらの添加量を調整する等の改善策が講じられてきた。しかし、この様な成分調整だけでは、銅合金部品の小型・軽量化や耐熱強度特性などに十分対応しきれないことから、最近では銅合金の集合組織などを制御する技術が検討されている。
【０００６】
例えば特許文献１では、最終圧延後のＸ線回折強度比と最終圧延前の結晶粒径を制御することによって、強度の向上を図っている。また特許文献２には、Ｘ線回折強度比に加えてＣｕｂｅ方位の方位密度を制御することで加工性を高める技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００３−９６５２６号公報
【特許文献２】特開２００２−３３９０２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記特許文献１に開示された方法は、無酸素銅に少量の銀を添加した銅合金を素材として使用し、熱間圧延の後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最終の冷間圧延における加工度と、最終冷間圧延前の再結晶焼鈍後の平均結晶粒径、および最終焼鈍前の冷間圧延加工度をコントロールすることによって、最終圧延後のＸ線回折強度比と最終圧延前の結晶粒径を制御し、高強度化を図っている。またこの文献によると、立方体集合組織が発達すると強度が低下し、且つエッチング性に異方性が現れることから、こうした観点からもＸ線回折強度は適切に制御されるべきであるとしている。更に、この銅合金は耐熱性においても優れたものであることが記載されている。ところが、この文献で推奨する圧延・焼鈍条件をそのまま適用しても、後述する本発明で意図する様な高レベルの耐熱性を得ることはできず、一層の改善が求められる。
【０００８】
また特許文献２によれば、(200)面と(220)面のＸ線回折強度比とＣｕｂｅ方位の方位密度を適正範囲に制御することで、加工性や成形性の改善された電子部品用銅合金が得られると記載されている。しかしこの技術でも、本発明で意図する高レベルの耐熱性を保障するまでには至らない。
【０００９】
本発明は上記の様な公知技術に鑑みてなされたものであって、その目的は、高価な合金元素を配合せずとも、また、特に電気・電子部品用銅合金材の小型・軽量化にも適合すべく、熱処理（歪取り焼鈍など）を行った場合でも高強度を維持し得る耐熱性を備えた銅合金を提供すると共に、その様な銅合金をより確実に製造することのできる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決することのできた本発明に係る耐熱性に優れた銅合金とは、Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であり、好ましくは更に平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする。
【００１１】
本発明の銅合金は、上記の様に安価な合金元素として少量のＦｅを必須成分として含有するもので、その含有率は特に制限されないが、好ましいのは０．０１％以上、４％以下である。その他に含有されることのある元素としては０．０３％程度以下のリン（Ｐ）や０．１％程度の亜鉛などが挙げられるが、その他の元素については不可避不純物量に抑えることが望ましい。
【００１２】
また本発明に係る製法は、上記耐熱性に優れた銅合金をより確実に製造することのできる方法として位置付けられるもので、Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造するに際し、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％とするところに特徴を有している。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、５００℃×１分焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度を５０％以下に抑えることで、安定して優れた耐熱性を示す銅合金を得ることができ、従来材に指摘されていた歪取り焼鈍などを目的とする熱処理後の強度劣化を可及的に低減できる。その結果、例えばスタンピング処理などで歪応力が残留して寸法精度の低下が懸念される様な場合でも、歪取り焼鈍などにより強度低下を抑えつつ寸法精度の低下を防止することができ、安定した品質の銅合金を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明に係る耐熱性に優れた銅合金は、上記の様に少量のＦｅを含む銅合金からなるもので、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であるところに第１の特徴を有し、より好ましくは該方位密度に加えて、５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下であるところに第２の特徴を有している。
【００１５】
上記の様に５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位密度を５０％以下と定めたのは、下記の理由による。即ち本発明者らが種々の実験で確認したところによると、少量のＦｅを含む銅合金では、加熱焼鈍後のＣｕｂｅ方位の方位密度が大きいものほど、熱処理による強度低下の度合いが大きく、該方位密度が小さいものほど熱処理による強度低下が少なくて耐熱性に優れたものであること、そして該方位密度の定量的基準は、加熱焼鈍を「５００℃×１分間」に設定した時の焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度を基準にして評価することができ、その値が５０％を超えると、熱処理による強度低下の度合いが明らかに大きくなり、該方位密度が５０％以下、より好ましくは４０％以下であるものは、安定して優れた耐熱性を示すことが確認された。
【００１６】
また、Ｃｕｂｅ方位密度に加えて、上記５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径も耐熱性と高い相関性を有しており、該平均結晶粒径が３０μｍ以下であるものは、一段と優れた耐熱性を示すことが確認された。
【００１７】
尚Ｃｕｂｅ方位とは、結晶の＜００１＞方向が圧延方向、圧延面法線および幅方向と平行になる方位であり、圧延面には（１００）面が配向する。Ｃｕｂｅ方位が発達するにつれて該Ｃｕｂｅ方位を有する結晶粒の存在比率は大きくなり、Ｃｕｂｅ方位が過度に発達すると、当該銅合金の強度は低下してくる。そして、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を５０％以下に抑えれば、本発明で意図する高レベルの耐熱性を確保できるのである。
【００１８】
ここでＣｕｂｅ方位の方位密度は、ＥＢＳＰ（Electron Back-Scatter diffraction Pattern）法によって測定できる。即ちＥＢＳＰ法では、試料表面に電子線を入射させ、この時に発生する反射電子から例えば図１に示す様な菊池パターン（Ｃｕｂｅ方位マッピング）を得る。この菊池パターンを解析すれば、電子線入射位置の結晶方位を知ることができる。そして該電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定ピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。
【００１９】
但し、薄肉化やスタンピング等の加工によって与えられた歪場や滑り線、転位セル境界などの欠陥が材料中に多く存在する場合は、菊池パターンが得られ難くなる。本発明の銅合金は追って詳述する如く強圧下の冷間圧延で仕上げ加工されるので、最終冷延板のままではＥＢＳＰ法でＣｕｂｅ方位の方位密度を評価することができない。そこで本発明では、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位密度で規定している。
【００２０】
また、Ｃｕｂｅ方位が発達するにつれて、同じ方向に配向している結晶粒の割合は多くなるため、結晶粒界における原子の乱れが小さくなって結晶粒は明らかに粗大化する傾向がみられ、該結晶粒径が３０μｍ以下、より好ましくは２５μｍ以下であるものは、５００℃で１分間焼鈍した後も高い強度を維持することが確認された。
【００２１】
本発明で用いる銅合金はＦｅを必須成分として含有するもので、該Ｆｅの含有率を含めて該銅合金の成分組成は特に制限されないが、本発明の効果をより有効に発揮させ、あるいは銅合金としての各種特性をより効果的に発現させるには、Ｆｅ含量が０．０１％以上、４．０％以下のものを使用することが望ましい。ちなみにＦｅ量が０．０１％未満では、銅合金マトリックス内におけるＦｅまたはＦｅ基金属間化合物の析出量が少ないため、リードフレームや端子、コネクタ等として要求される強度が不十分になる他、耐熱性も不十分となる。しかし、こうしたＦｅの作用は約４．０％で飽和し、それ以上の強度や耐熱性向上効果は得られず、むしろＦｅを含む粗大な晶・析出物が多量に生成し、鋳造性や熱間圧延時の加工性に悪影響を及ぼすようになるので、４．０％以下に抑えることが望ましい。強度や耐熱性と鋳造性や熱間加工性を両立させる上でより好ましいＦｅ含量は０．０３％以上、３．５％以下、更に好ましくは０．０５％以上、３．０％以下である。
【００２２】
なお本発明の銅合金には、上記Ｆｅの他、リン（Ｐ）や亜鉛が混入してくることがあるが、リンは粗大晶出物の生成による鋳造性の低下を抑えるため０．１％程度以下に抑えるのがよい。また亜鉛は、錫や半田の剥離を抑える上で有効な元素であるが、多過ぎるとその効果が飽和し却って溶融錫や半田の濡れ広がり性を劣化させるので、１．０％程度以下に抑えることが望ましい。その他の元素については敢えて積極的に含有させる必要はないが、本発明の前記作用効果を阻害しない範囲で、例えばＰｂ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｂｅ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｉｎ等が不可避不純物量混入していてもよいし、或は少量を積極的に添加することも可能であり、それらも本発明の技術的範囲に包含される。
【００２３】
次に、前掲のＣｕｂｅ方位密度や平均結晶粒径を満たす耐熱性に優れた銅合金を得るための製法について説明する。
【００２４】
本発明の銅合金を製造するに当っては、熱間圧延ののち最終冷間圧延を行うまでの過程で、冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ繰り返し、最後に冷間圧延で所定の厚さに仕上げる。従来法で一般的に採用されているのは、生産性およびコストの面から、熱延後の冷間圧延と焼鈍を必要最低限（例えば、熱延→冷延→焼鈍→最終冷延）に抑えて実施する方法である。ところが本発明者らが確認したところによると、１回当りの冷間圧延時の加工率を高め過ぎるとＣｕｂｅ方位の核が形成され、加工製品を焼鈍する際にＣｕｂｅ方位が発達し易くなり、逆に１回当りの冷間圧延時の加工率が低過ぎると、Ｂ方位（｛０１１｝＜２１１＞）やＳ方位（｛１２３｝＜６３４＞）などの圧延集合組織の発達が抑えられ、冷間圧延前（即ち、熱延終了時点）に残存していたＣｕｂｅ方位やその核が多数残されたままの状態になることが分かった。
【００２５】
ところが、熱間圧延と最終冷間圧延の間に、適正な加工率範囲で冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ繰り返すと、Ｃｕｂｅ方位の発達および核の形成が大幅に抑制される。ちなみに、１回当りの冷間圧延時の加工率が５０％を下回ったり８０％を超えたりすると、製品を焼鈍したときにＣｕｂｅ方位が著しく成長し易くなり、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位密度が上記好適範囲を超える。しかも、Ｃｕｂｅ方位の発達に伴って結晶粒が異常成長し、平均結晶粒径も３０μｍを超え、延いては耐熱性を劣化させる原因になる。そこで本発明では、冷間圧延１回当りの加工率を５０〜８０％とし、且つ該冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施することを必須とする。
【００２６】
なお、熱間圧延後に行われる上記冷間圧延と焼鈍の繰り返しによりＣｕｂｅ方位の発達と核形成を十分に抑制することで、寸法調整に主眼を置く最終冷間圧延時の許容加工率範囲は若干広がるが、最終冷間圧延工程でのＣｕｂｅ方位の発達と核形成も確実に抑えるには、最終冷間圧延時の加工率を３０％以上、８５％以下、より好ましくは３５％以上、８０％以下に抑えることが望ましい。
【００２７】
本発明は以上の様に構成されており、所定条件で加熱した後のＣｕｂｅ方位密度を５０％以下に特定することで、加熱焼鈍時の強度低下が少なくて耐熱性に優れた銅合金を得ることができ、且つ熱間圧延から最終冷間圧延の間に行われる所定加工率の冷間圧延と焼鈍の繰返しと、最終冷間圧延時における加工率の適切な制御によって、高耐熱性の銅合金を確実に製造できる。
【００２８】
かくして得られる本発明の銅合金は、上記の様に優れた耐熱性を有しており、歪取り焼鈍などの熱処理を加えても強度の低下が少ないので、例えばＩＣリードフレーム、端子、コネクターなどの如く、最終加工後に寸法調整などのため歪取り焼鈍などの熱処理が施される銅合金製品の素材として有効に活用できる。
【実施例】
【００２９】
以下、実施例および比較例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらも当然本発明の技術的範囲に包含される。
【００３０】
実施例
下記表１に示す化学成分の銅合金を各々コアレス炉で溶製し、半連続鋳造法で造塊して厚さ５０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を得た。得られた各鋳塊を加熱してから厚さ１２ｍｍにまで熱間圧延したのち面削し、更に冷間圧延と焼鈍を繰返し、最後に最終圧延を行って厚さ約０．２ｍｍの銅合金板を得た。
【００３１】
得られた銅合金板を、５００℃の塩浴炉で１分間焼鈍してから組織観察用の試験片を採取し、機械研磨およびバフ研磨を行った後、電解研磨して表面を調整した。得られた各試験片について、日本電子社製のＳＥＭ（型番「ＪＥＯＬ ＪＳＭ ５４１０」）と、ＴＳＬ社製のＥＢＳＰ測定・解析システムＯＩＭ（Orientation Imaging Macrograph）を用いて５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍの間隔で測定した。その後、同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて、Ｃｕｂｅ方位の方位密度（理想方位から１５°以内）と平均結晶粒径を求めた。
【００３２】
図１は、表１に示した符号１について上記「ＥＢＳＰ測定・解析システムＯＩＭ」を用いたＣｕｂｅ方位マッピングであり、黒色に現れる領域がＣｕｂｅ方位である。よって、この様なＣｕｂｅ方位マッピングを上記解析ソフトにより画像解析すれば、Ｃｕｂｅ方位密度を求めることができる。また図２は、同じく符号１について同解析ソフトで求めた結晶粒径のヒストグラムであり、この様な結晶粒径と各面積比率のヒストグラムから平均結晶粒径を求めることができる。
【００３３】
また各供試材の耐熱性は、焼鈍による硬さの低下度合いで評価した。硬さの測定は、最終圧延を終えた製品銅合金板と、これを５００℃で１分間焼鈍した後の板から、各々任意に試験片（厚さ０．２ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ）を採取し、松沢精機社製のマイクロビッカース硬度計（商品名「微小硬度計」）を用いて０．５ｋｇの荷重を加えて行った。
【００３４】
結果を表１に一括して示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
表１において、符号１〜７は本発明の規定要件を満たす実施例であり、何れも５００℃×１分間焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度が５０％以下で平均結晶粒径は３０μｍ以下であり、且つ焼鈍前後の硬さの低下量は全て４０Ｈｖ以下で優れた耐熱性を有していることがわかる。
【００３７】
これらに対し符号８〜１６は、下記の如く本発明で定める規定要件の何れかを欠く比較材であり、何れもＣｕｂｅ方位密度が５０％を超えると共に平均結晶粒径が３０μｍを超えており、焼鈍前後の強度低下量が大きく耐熱性が十分とはいえない。
【００３８】
符号８：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている。
【００３９】
符号９：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている他、最終圧延時の加工率も８５％を超えている。
【００４０】
符号１０：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている。
【００４１】
符号１１：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最低加工率が５０％未満である。
【００４２】
符号１２：最終圧延時の加工率が８５％を超えている。
【００４３】
符号１３：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている他、最終圧延時の加工率も８５％を超えている。
【００４４】
符号１４：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最低加工率が５０％未満であるばかりでなく、最終圧延時の加工率も３０％に達していない。
【００４５】
符号１５：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最低加工率が５０％未満である他、最終圧延時の加工率が８５％を超えている。
【００４６】
符号１６：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延と焼鈍の繰返し回数が１回だけである。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】実施例で得た銅合金板の「ＥＢＳＰ測定・解析システムＯＩＭ」を用いたＣｕｂｅ方位マッピングである。
【図２】同じく実施例で得た銅合金板のＳＥＭ写真から求めた結晶粒径のヒストグラムである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、たとえば成形加工後に歪取り焼鈍などの熱処理を行った場合でも強度低下が少なく、耐熱性に優れた銅合金とその製法に関するもので、この銅合金は、優れた耐熱特性を活かし、電気・電子分野や機械分野を始めとして様々の分野で幅広く有効に活用できる。
【背景技術】
【０００２】
近年、電子機器等を始めとする各種機器の小型化・薄肉軽量化が進むにつれて、それらの機器を構成するリードフレームや端子、コネクタ等として用いられる銅合金部品の小型・軽量化も急速に進んできている。
【０００３】
例えば半導体リードフレーム用銅合金としては、少量のＦｅを含む銅合金が一般的に使用されており、特にＦｅ：２．１〜２．６％（質量％を意味する；化学成分の場合は以下同じ）とＰ：０．０１５〜０．１５％、およびＺｎ：０．０５〜０．２０％を含む銅合金（ＣＤＡ１９４合金）は、銅合金の中でも強度、導電性、熱伝導性などに優れていることから、国際標準銅合金として汎用されている。
【０００４】
ところで、リードフレーム等への加工を行う際には、上述した様な化学組成の銅合金板を使用し、スタンピングすることによって多ピン形状とするのが一般的である。しかし最近では、前述した如く電気・電子部品の小型化・薄肉軽量化に対応するため、原材料として用いる銅合金板の薄肉化や多ピン化が進んでおり、それに伴って、スタンピング後の加工品に歪み応力が残留し易くピンが不揃いになる傾向がある。そこで通常は、スタンピングして得られる多ピン形状の銅合金板に、熱処理（歪取り焼鈍）を施して歪を除去することが行われる。ところがこの様な熱処理を行うと材料が軟化し易く、熱処理前の機械的強度を維持することができない。また製造工程面からすると、生産性向上の観点から前記熱処理をより高温・短時間で行うことが求められており、高温での熱処理後も高強度を維持し得る耐熱性が強く求められている。
【０００５】
こうした課題に対し、これまでにもＦｅ，Ｐ，Ｚｎ等の合金元素や、その他Ｓｎ，Ｍｇ，Ｃａ等の微量添加元素を含有させ、或はそれらの添加量を調整する等の改善策が講じられてきた。しかし、この様な成分調整だけでは、銅合金部品の小型・軽量化や耐熱強度特性などに十分対応しきれないことから、最近では銅合金の集合組織などを制御する技術が検討されている。
【０００６】
例えば特許文献１では、最終圧延後のＸ線回折強度比と最終圧延前の結晶粒径を制御することによって、強度の向上を図っている。また特許文献２には、Ｘ線回折強度比に加えてＣｕｂｅ方位の方位密度を制御することで加工性を高める技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００３−９６５２６号公報
【特許文献２】特開２００２−３３９０２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記特許文献１に開示された方法は、無酸素銅に少量の銀を添加した銅合金を素材として使用し、熱間圧延の後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最終の冷間圧延における加工度と、最終冷間圧延前の再結晶焼鈍後の平均結晶粒径、および最終焼鈍前の冷間圧延加工度をコントロールすることによって、最終圧延後のＸ線回折強度比と最終圧延前の結晶粒径を制御し、高強度化を図っている。またこの文献によると、立方体集合組織が発達すると強度が低下し、且つエッチング性に異方性が現れることから、こうした観点からもＸ線回折強度は適切に制御されるべきであるとしている。更に、この銅合金は耐熱性においても優れたものであることが記載されている。ところが、この文献で推奨する圧延・焼鈍条件をそのまま適用しても、後述する本発明で意図する様な高レベルの耐熱性を得ることはできず、一層の改善が求められる。
【０００８】
また特許文献２によれば、(200)面と(220)面のＸ線回折強度比とＣｕｂｅ方位の方位密度を適正範囲に制御することで、加工性や成形性の改善された電子部品用銅合金が得られると記載されている。しかしこの技術でも、本発明で意図する高レベルの耐熱性を保障するまでには至らない。
【０００９】
本発明は上記の様な公知技術に鑑みてなされたものであって、その目的は、高価な合金元素を配合せずとも、また、特に電気・電子部品用銅合金材の小型・軽量化にも適合すべく、熱処理（歪取り焼鈍など）を行った場合でも高強度を維持し得る耐熱性を備えた銅合金を提供すると共に、その様な銅合金をより確実に製造することのできる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決することのできた本発明に係る耐熱性に優れた銅合金とは、Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であり、好ましくは更に平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする。
【００１１】
本発明の銅合金は、上記の様に安価な合金元素として少量のＦｅを必須成分として含有するもので、その含有率は特に制限されないが、好ましいのは０．０１％以上、４％以下である。その他に含有されることのある元素としては０．０３％程度以下のリン（Ｐ）や０．１％程度の亜鉛などが挙げられるが、その他の元素については不可避不純物量に抑えることが望ましい。
【００１２】
また本発明に係る製法は、上記耐熱性に優れた銅合金をより確実に製造することのできる方法として位置付けられるもので、Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造するに際し、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％とするところに特徴を有している。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、５００℃×１分焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度を５０％以下に抑えることで、安定して優れた耐熱性を示す銅合金を得ることができ、従来材に指摘されていた歪取り焼鈍などを目的とする熱処理後の強度劣化を可及的に低減できる。その結果、例えばスタンピング処理などで歪応力が残留して寸法精度の低下が懸念される様な場合でも、歪取り焼鈍などにより強度低下を抑えつつ寸法精度の低下を防止することができ、安定した品質の銅合金を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明に係る耐熱性に優れた銅合金は、上記の様に少量のＦｅを含む銅合金からなるもので、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であるところに第１の特徴を有し、より好ましくは該方位密度に加えて、５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下であるところに第２の特徴を有している。
【００１５】
上記の様に５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位密度を５０％以下と定めたのは、下記の理由による。即ち本発明者らが種々の実験で確認したところによると、少量のＦｅを含む銅合金では、加熱焼鈍後のＣｕｂｅ方位の方位密度が大きいものほど、熱処理による強度低下の度合いが大きく、該方位密度が小さいものほど熱処理による強度低下が少なくて耐熱性に優れたものであること、そして該方位密度の定量的基準は、加熱焼鈍を「５００℃×１分間」に設定した時の焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度を基準にして評価することができ、その値が５０％を超えると、熱処理による強度低下の度合いが明らかに大きくなり、該方位密度が５０％以下、より好ましくは４０％以下であるものは、安定して優れた耐熱性を示すことが確認された。
【００１６】
また、Ｃｕｂｅ方位密度に加えて、上記５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径も耐熱性と高い相関性を有しており、該平均結晶粒径が３０μｍ以下であるものは、一段と優れた耐熱性を示すことが確認された。
【００１７】
尚Ｃｕｂｅ方位とは、結晶の＜００１＞方向が圧延方向、圧延面法線および幅方向と平行になる方位であり、圧延面には（１００）面が配向する。Ｃｕｂｅ方位が発達するにつれて該Ｃｕｂｅ方位を有する結晶粒の存在比率は大きくなり、Ｃｕｂｅ方位が過度に発達すると、当該銅合金の強度は低下してくる。そして、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を５０％以下に抑えれば、本発明で意図する高レベルの耐熱性を確保できるのである。
【００１８】
ここでＣｕｂｅ方位の方位密度は、ＥＢＳＰ（Electron Back-Scatter diffraction Pattern）法によって測定できる。即ちＥＢＳＰ法では、試料表面に電子線を入射させ、この時に発生する反射電子から例えば図１に示す様な菊池パターン（Ｃｕｂｅ方位マッピング）を得る。この菊池パターンを解析すれば、電子線入射位置の結晶方位を知ることができる。そして該電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定ピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。
【００１９】
但し、薄肉化やスタンピング等の加工によって与えられた歪場や滑り線、転位セル境界などの欠陥が材料中に多く存在する場合は、菊池パターンが得られ難くなる。本発明の銅合金は追って詳述する如く強圧下の冷間圧延で仕上げ加工されるので、最終冷延板のままではＥＢＳＰ法でＣｕｂｅ方位の方位密度を評価することができない。そこで本発明では、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位密度で規定している。
【００２０】
また、Ｃｕｂｅ方位が発達するにつれて、同じ方向に配向している結晶粒の割合は多くなるため、結晶粒界における原子の乱れが小さくなって結晶粒は明らかに粗大化する傾向がみられ、該結晶粒径が３０μｍ以下、より好ましくは２５μｍ以下であるものは、５００℃で１分間焼鈍した後も高い強度を維持することが確認された。
【００２１】
本発明で用いる銅合金はＦｅを必須成分として含有するもので、該Ｆｅの含有率を含めて該銅合金の成分組成は特に制限されないが、本発明の効果をより有効に発揮させ、あるいは銅合金としての各種特性をより効果的に発現させるには、Ｆｅ含量が０．０１％以上、４．０％以下のものを使用することが望ましい。ちなみにＦｅ量が０．０１％未満では、銅合金マトリックス内におけるＦｅまたはＦｅ基金属間化合物の析出量が少ないため、リードフレームや端子、コネクタ等として要求される強度が不十分になる他、耐熱性も不十分となる。しかし、こうしたＦｅの作用は約４．０％で飽和し、それ以上の強度や耐熱性向上効果は得られず、むしろＦｅを含む粗大な晶・析出物が多量に生成し、鋳造性や熱間圧延時の加工性に悪影響を及ぼすようになるので、４．０％以下に抑えることが望ましい。強度や耐熱性と鋳造性や熱間加工性を両立させる上でより好ましいＦｅ含量は０．０３％以上、３．５％以下、更に好ましくは０．０５％以上、３．０％以下である。
【００２２】
なお本発明の銅合金には、上記Ｆｅの他、リン（Ｐ）や亜鉛が混入してくることがあるが、リンは粗大晶出物の生成による鋳造性の低下を抑えるため０．１％程度以下に抑えるのがよい。また亜鉛は、錫や半田の剥離を抑える上で有効な元素であるが、多過ぎるとその効果が飽和し却って溶融錫や半田の濡れ広がり性を劣化させるので、１．０％程度以下に抑えることが望ましい。その他の元素については敢えて積極的に含有させる必要はないが、本発明の前記作用効果を阻害しない範囲で、例えばＰｂ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｂｅ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｉｎ等が不可避不純物量混入していてもよいし、或は少量を積極的に添加することも可能であり、それらも本発明の技術的範囲に包含される。
【００２３】
次に、前掲のＣｕｂｅ方位密度や平均結晶粒径を満たす耐熱性に優れた銅合金を得るための製法について説明する。
【００２４】
本発明の銅合金を製造するに当っては、熱間圧延ののち最終冷間圧延を行うまでの過程で、冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ繰り返し、最後に冷間圧延で所定の厚さに仕上げる。従来法で一般的に採用されているのは、生産性およびコストの面から、熱延後の冷間圧延と焼鈍を必要最低限（例えば、熱延→冷延→焼鈍→最終冷延）に抑えて実施する方法である。ところが本発明者らが確認したところによると、１回当りの冷間圧延時の加工率を高め過ぎるとＣｕｂｅ方位の核が形成され、加工製品を焼鈍する際にＣｕｂｅ方位が発達し易くなり、逆に１回当りの冷間圧延時の加工率が低過ぎると、Ｂ方位（｛０１１｝＜２１１＞）やＳ方位（｛１２３｝＜６３４＞）などの圧延集合組織の発達が抑えられ、冷間圧延前（即ち、熱延終了時点）に残存していたＣｕｂｅ方位やその核が多数残されたままの状態になることが分かった。
【００２５】
ところが、熱間圧延と最終冷間圧延の間に、適正な加工率範囲で冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ繰り返すと、Ｃｕｂｅ方位の発達および核の形成が大幅に抑制される。ちなみに、１回当りの冷間圧延時の加工率が５０％を下回ったり８０％を超えたりすると、製品を焼鈍したときにＣｕｂｅ方位が著しく成長し易くなり、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位密度が上記好適範囲を超える。しかも、Ｃｕｂｅ方位の発達に伴って結晶粒が異常成長し、平均結晶粒径も３０μｍを超え、延いては耐熱性を劣化させる原因になる。そこで本発明では、冷間圧延１回当りの加工率を５０〜８０％とし、且つ該冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施することを必須とする。
【００２６】
なお、熱間圧延後に行われる上記冷間圧延と焼鈍の繰り返しによりＣｕｂｅ方位の発達と核形成を十分に抑制することで、寸法調整に主眼を置く最終冷間圧延時の許容加工率範囲は若干広がるが、最終冷間圧延工程でのＣｕｂｅ方位の発達と核形成も確実に抑えるには、最終冷間圧延時の加工率を３０％以上、８５％以下、より好ましくは３５％以上、８０％以下に抑えることが望ましい。
【００２７】
本発明は以上の様に構成されており、所定条件で加熱した後のＣｕｂｅ方位密度を５０％以下に特定することで、加熱焼鈍時の強度低下が少なくて耐熱性に優れた銅合金を得ることができ、且つ熱間圧延から最終冷間圧延の間に行われる所定加工率の冷間圧延と焼鈍の繰返しと、最終冷間圧延時における加工率の適切な制御によって、高耐熱性の銅合金を確実に製造できる。
【００２８】
かくして得られる本発明の銅合金は、上記の様に優れた耐熱性を有しており、歪取り焼鈍などの熱処理を加えても強度の低下が少ないので、例えばＩＣリードフレーム、端子、コネクターなどの如く、最終加工後に寸法調整などのため歪取り焼鈍などの熱処理が施される銅合金製品の素材として有効に活用できる。
【実施例】
【００２９】
以下、実施例および比較例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらも当然本発明の技術的範囲に包含される。
【００３０】
実施例
下記表１に示す化学成分の銅合金を各々コアレス炉で溶製し、半連続鋳造法で造塊して厚さ５０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を得た。得られた各鋳塊を加熱してから厚さ１２ｍｍにまで熱間圧延したのち面削し、更に冷間圧延と焼鈍を繰返し、最後に最終圧延を行って厚さ約０．２ｍｍの銅合金板を得た。
【００３１】
得られた銅合金板を、５００℃の塩浴炉で１分間焼鈍してから組織観察用の試験片を採取し、機械研磨およびバフ研磨を行った後、電解研磨して表面を調整した。得られた各試験片について、日本電子社製のＳＥＭ（型番「ＪＥＯＬ ＪＳＭ ５４１０」）と、ＴＳＬ社製のＥＢＳＰ測定・解析システムＯＩＭ（Orientation Imaging Macrograph）を用いて５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍの間隔で測定した。その後、同システムの解析ソフト（ソフト名「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて、Ｃｕｂｅ方位の方位密度（理想方位から１５°以内）と平均結晶粒径を求めた。
【００３２】
図１は、表１に示した符号１について上記「ＥＢＳＰ測定・解析システムＯＩＭ」を用いたＣｕｂｅ方位マッピングであり、黒色に現れる領域がＣｕｂｅ方位である。よって、この様なＣｕｂｅ方位マッピングを上記解析ソフトにより画像解析すれば、Ｃｕｂｅ方位密度を求めることができる。また図２は、同じく符号１について同解析ソフトで求めた結晶粒径のヒストグラムであり、この様な結晶粒径と各面積比率のヒストグラムから平均結晶粒径を求めることができる。
【００３３】
また各供試材の耐熱性は、焼鈍による硬さの低下度合いで評価した。硬さの測定は、最終圧延を終えた製品銅合金板と、これを５００℃で１分間焼鈍した後の板から、各々任意に試験片（厚さ０．２ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ）を採取し、松沢精機社製のマイクロビッカース硬度計（商品名「微小硬度計」）を用いて０．５ｋｇの荷重を加えて行った。
【００３４】
結果を表１に一括して示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
表１において、符号１〜７は本発明の規定要件を満たす実施例であり、何れも５００℃×１分間焼鈍後のＣｕｂｅ方位密度が５０％以下で平均結晶粒径は３０μｍ以下であり、且つ焼鈍前後の硬さの低下量は全て４０Ｈｖ以下で優れた耐熱性を有していることがわかる。
【００３７】
これらに対し符号８〜１６は、下記の如く本発明で定める規定要件の何れかを欠く比較材であり、何れもＣｕｂｅ方位密度が５０％を超えると共に平均結晶粒径が３０μｍを超えており、焼鈍前後の強度低下量が大きく耐熱性が十分とはいえない。
【００３８】
符号８：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている。
【００３９】
符号９：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている他、最終圧延時の加工率も８５％を超えている。
【００４０】
符号１０：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている。
【００４１】
符号１１：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最低加工率が５０％未満である。
【００４２】
符号１２：最終圧延時の加工率が８５％を超えている。
【００４３】
符号１３：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最高加工率が８０％を超えている他、最終圧延時の加工率も８５％を超えている。
【００４４】
符号１４：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最低加工率が５０％未満であるばかりでなく、最終圧延時の加工率も３０％に達していない。
【００４５】
符号１５：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延の最低加工率が５０％未満である他、最終圧延時の加工率が８５％を超えている。
【００４６】
符号１６：熱間圧延後の最終圧延の間に行われる冷間圧延と焼鈍の繰返し回数が１回だけである。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】実施例で得た銅合金板の「ＥＢＳＰ測定・解析システムＯＩＭ」を用いたＣｕｂｅ方位マッピングである。
【図２】同じく実施例で得た銅合金板のＳＥＭ写真から求めた結晶粒径のヒストグラムである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金。
【請求項２】
Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であり、且つ更に５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金。
【請求項３】
Ｆｅ含量が０．０１〜４質量％である請求項１または２に記載の銅合金。
【請求項４】
Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造するに当り、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％とすることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金の製法。
【請求項１】
Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金。
【請求項２】
Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下であり、且つ更に５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金。
【請求項３】
Ｆｅ含量が０．０１〜４質量％である請求項１または２に記載の銅合金。
【請求項４】
Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造するに当り、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％とすることを特徴とする耐熱性に優れた銅合金の製法。
【図２】
【図１】
【図１】
【公開番号】特開２００７−１１３１２１（Ｐ２００７−１１３１２１Ａ）
【公開日】平成１９年５月１０日（２００７．５．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−４６８０（Ｐ２００７−４６８０）
【出願日】平成１９年１月１２日（２００７．１．１２）
【分割の表示】特願２００３−３７６１２２（Ｐ２００３−３７６１２２）の分割
【原出願日】平成１５年１１月５日（２００３．１１．５）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【公開日】平成１９年５月１０日（２００７．５．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年１月１２日（２００７．１．１２）
【分割の表示】特願２００３−３７６１２２（Ｐ２００３−３７６１２２）の分割
【原出願日】平成１５年１１月５日（２００３．１１．５）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
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