JP2006283059A - 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 Ni:2.5%(質量%、以下同じ)以上6.0%未満、及びSi:0.5%以上1.5%未満を、NiとSiの質量比Ni/Siが4〜5の範囲となるように含み、さらにSn:0.01%以上4%未満を含み、残部がCu及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が10μm以下、SEM−EBSP法による測定結果でCube方位{001}〈100〉の割合が50%以上である集合組織を有する銅合金板。連続焼鈍により溶体化再結晶組織を得た後、加工率20%以下の冷間圧延及び400〜600℃×1〜8時間の時効処理を行い、続いて加工率1〜20%の最終冷間圧延後、400〜550℃×30秒以下の短時間焼鈍を行って製造する。
【選択図】 なし
Description
しかし、特許文献4,5に開示されたリードフレーム用のCu−Fe−P系銅合金は、耐力が400〜500N/mm2レベルに過ぎず、耐力700N/mm2以上のBe銅合金の代替をめざすコルソン合金と比べて強度レベルが著しく低く、また、合金系が全く異なる。
従って、本発明は、上記先願の銅合金板及びその製造方法をさらに改良し、耐力が700N/mm2以上、導電率が35%IACS以上、かつ曲げ加工性にも優れたコルソン(Cu−Ni−Si系)銅合金板を得ることを目的とする。
上記銅合金は、さらにZn:0.01%以上3%未満又は/及びMg:0.001%以上1%未満を含有することが望ましい。また、必要に応じて、さらにMn:0.01%以上0.1%未満、Ag:0.001%以上1%未満、Cr:0.001%以上1%未満、、Zr:0.001%以上0.5%未満、Co:0.01%以上0.5%未満、P:0.01%以上0.1%未満の1種又は2種以上を含有することができる。
この銅合金板は、700N/mm2以上の耐力を有するにも関わらず、B.W.方向の90°W曲げ加工においてR/t=1(R:曲げ半径、t:板厚)でも割れが発生せず、かつ35%IACS以上の導電率を有し、さらには500N/mm2以上のばね限界値を有するなど、次世代の端子、コネクタ及び携帯電話、パソコン等に使用される高級ばね材料として、従来のBe銅合金板に代替し得る特性を有する。
先ず、各添加元素の添加理由及び組成限定理由について説明する。
(Ni)
Niは、Siと共添されることによって生じる析出物(Ni2Si)により強度を付与する元素であり、含有量が2.5%未満では、Siが0.5%以上1.5%未満含有されていても強度は向上せず、また6.0%以上含有されてもそれ以上の強度は得られずに導電率が低下するとともに不経済である。よってNi量は2.5%以上6.0%未満、より好ましくは4.01%以上5.0%未満とする。
SiはNiと同様に強度を向上させる元素であり、0.5重量%未満では強度の向上は認められず、また1.5%以上含有されると熱間加工性を悪化させ、同時に導電率を低下させる。従って、Si量は0.5%以上1.5%未満、より好ましくは0.8%以上1.25%未満とする。
Ni及びSiは共添されてNi2Siの析出物を形成し、強度及び導電率の向上に寄与する元素である。但し、導電率及び強度の両特性を向上させるためには、NiとSiのそれぞれの含有量の範囲内において、Ni2Siを形成するのに必要な当量ずつ含まれることが必要である。これを質量比Ni/Siで表すと4〜5の範囲となる。この範囲より外れ、Ni及びSiが各々過剰に含まれた場合は、過剰分のNi又はSiが銅マトリックスに固溶するため導電率が低下する。また、Siが過剰に含まれた場合は鋳造性や熱間加工性が劣化し、鋳造割れ又は圧延割れが生じる。一方、Siの含有量が少ない場合はNi2Si析出物が不足して強度を満足できない。
Snは引張強さ、耐力及びばね限界値等の向上に効果をもたらすが、0.01%以下では効果が得られず、反対に4%以上含有されると異方性が強くなり曲げ加工性の劣化を招き、導電率は低下し、さらに経済的でない。従って、Snの添加量0.01%以上4%未満とする。
(Zn)
本発明合金において、Znは耐マイグレーション性とはんだの耐候性向上及びSnめっき材のウイスカー発生の抑制に効果のある元素である。Zn含有量が0.01%未満では前記効果が小さく、Zn含有量が3%以上だと導電率が低下し、また応力腐食割れを起こし易くなる。従って、Zn含有量は0.01%以上3%未満とする。
MgはMnと同様にSを安定した化合物の形で母相中に固定し、熱間加工性を向上させる。さらに、Mgは微量でも、強度(特にばね限界値)及び耐熱性を向上させる効果を有する。Mgの含有量が0.01%未満であると前記効果が十分でない。また、その含有量が1%以上の場合、曲げ加工時にクラックの基点となり亀裂を伝播させて成形性を劣化させる。従って、Mg含有量は0.001%以上1%未満とする。
溶解鋳造工程で原料、雰囲気などからSやOが容易に侵入するが、本発明合金において、MnはSやOを安定した化合物の形で母相中に固定して、脱酸、脱硫を行い、熱間加工性を向上させる。さらに、Mnは耐熱性を向上させる効果を有する。Mnの含有量が0.01%未満であると前記効果が十分でない。また、その含有量が0.1%以上の場合、導電率、曲げ加工性およびはんだ耐候性が劣化する。従って、Mn含有量は0.01%以上0.1%未満とする。
Crは主に結晶粒を微細化させて銅合金板の強度や曲げ加工性を向上させる。Crの含有量が0.001%未満ではその効果は認められない。一方、1%以上では熱間加工時に割れが発生して加工性を低下させる。従って含有させる場合は、0.001%以上1%未満とする。
(Zr)
Zrは主に結晶粒を微細化させて銅合金板の強度や曲げ加工性を向上させる。Zrの含有量が0.001%未満ではその効果は認められない。一方、0.5%以上では化合物を形成して熱間加工時に割れが発生して加工性を低下させる。従って含有させる場合は、0.001%以上0.5%未満とする。
(Ag)
Agは主に導電率を向上させる。従って導電率を向上させたい場合は選択的に含有させるが、含有量が0.01%未満ではその効果は認められない。一方、1%以上含有させてもコストが大幅に上昇し添加量に見合う効果が得られない。従って含有させる場合は、0.001%以上1%未満とする。
Pは主として鋳塊の健全性向上(脱酸・湯流れ等)に寄与する元素である。従って鋳塊健全性を向上させたい場合は含有させるが、0.1%以上添加されると容易にNi−P金属間化合物を析出、凝集粗大化し、熱間加工時に割れが発生して加工性を低下させる。従って含有させる場合は、0.1重量%未満とする。
(その他の元素)
Ca,Be,Al,Fe,Ti,V,Nb,Mo,In,Hf,Ta,Bはいずれの元素も特性を劣化させる不純物であるが、総量で0.1%以下までは本発明の銅合金板の特性を損なわすことはない。従って、これら元素の1種又は2種以上の総量で0.1%以下の含有は許容される。
(平均結晶粒径)
本発明の銅合金において目標とする強度(特に耐力)を達成するには、板又は条の圧延表面において、JIS−H0501に規定されている切断法で測定して、板幅方向に測定した平均結晶粒径が10μm以下であることが望ましい。平均結晶粒径が10μmを超えて大きくなった場合は強度が低下する。従って平均結晶粒径は10μm以下とする。
本発明合金板は、特にB.W.方向の曲げ加工における割れを抑制するために、SEM−EBSP法による測定結果でCube方位{001}<100>の割合が50%以上と、Cube方位が主方位である集合組織を有するものとする。
銅合金板の場合、主に以下に示すCube方位、Goss方位、Brass方位等と呼ばれる集合組織を有する。これらの集合組織の形成は同じ結晶系の場合でも加工率や熱処理条件によって異なる。圧延による板材の集合組織の場合は面と方向で表され、面は{ABC}、方向は<DEF>で表現される。
Goss方位 {011}<100>
Rotated−Goss方位{011}<011>
Brass方位(B方位) {011}<211>
Copper方位(Cu方位){112}<111>
S方位 {123}<634>
B/G方位 {011}<511>
B/S方位 {168}<211>
P方位 {011}<111>
従って、本発明合金板の集合組織は曲げ加工性の劣化を防止するために、SEM−EBSP法による測定結果でCube方位{001}<100>の割合が50%以上と、Cube方位が主方位である集合組織を有するものとする。なお、本発明においてCube方位{001}<100>の割合が50%以上であれば、他のGoss方位{011}<100>、Rotated−Goss方位{011}<011>、Brass方位{011}<211>、Copper方位{112}<111>、S方位{123}<634>等が副方位として存在することを許容する。
このSEM−EBSP法は、Scanning Electron Microscopy−Electron Back Scattering diffraction Pattern法の略称であり、SEM画面上に現れる個々の結晶粒に電子ビームを照射し、その回折電子から個々の結晶方位を同定するものである。なお、本発明においては基本的にこれらの結晶面から±10°以内のずれのものは同一の結晶面に属するものとする。SEM−EBSP法により同定された結晶方位は、結晶方位分布関数(ODF)を用いた方位解析において、Cube方位{001}<100>や、{123}(<634>)面、{110}(<112>)面などの各方位の占める面積を各々求め、各方位の占める面積の合計である総面積に対する、Cube方位{001}<100>の占める割合を、Cube方位{001}<100>の割合(%)とする。
製造工程の概略は次のとおりである。鋳造→熱間圧延→冷間圧延1→溶体化→冷間圧延2→時効処理→冷間圧延3→短時間焼鈍。必要に応じて冷間圧延1及び溶体化の工程を繰り返す(ダブル溶体化処理)ことができる。
このうち、鋳造〜溶体化の工程は従来の一般的な方法と変わらず、熱間圧延後は定法どおり急冷する。横型連鋳により板状の鋳塊を得た場合は、熱間圧延は省略できる。以下、熱間圧延以降の各工程について具体的に説明する。
溶体化は、冷間圧延1によって形成された組織を溶体化、再結晶組織とするための熱処理であり、連続焼鈍炉で行うことが望ましい。条件としては、実体温度800〜950℃で30秒以下保持し、保持後は冷却速度10℃/秒以上での冷却が望ましい。
冷間圧延2は加工率20%以下で行う。20%を超える場合は曲げ加工性が低下する。従来の多くの高強度材の場合、強度向上を目的に溶体化後の冷間圧延(冷間圧延2)の加工率をできるかぎり高くするが、ここで加工率を高くすると、集合組織がCube方位{001}<100>以外のS方位{123}<634>やB方位{011}<211>が主体となり、Cube方位の割合は必然的に50%未満となり、曲げ加工性が劣化する。
本発明ではCube方位の割合を50%以上とするために、従来とは逆に溶体化後の冷間圧延(冷間圧延2)の加工率を低くして続く時効処理により強度を向上させる。具体的には溶体化(溶体化を2回以上行う場合は最終の溶体化)前の冷間圧延1の加工率を95%以上とし、溶体化(溶体化を2回以上行う場合は最終の溶体化)後の冷間圧延2の加工率を20%以下とすることが望ましい。冷間圧延1の加工率が95%未満ではCube方位割合を50%以上確保できない可能性が高く、また冷間圧延2の加工率が20%を超えてもCube方位を50%以上確保できない可能性が高い。
時効処理は、再結晶及び時効硬化により強度、伸び特性、導電率、曲げ加工性等を向上させるための熱処理である。バッチ炉を用いて、実体温度400〜600℃で1〜8時間保持し、保持後は冷却速度10℃/秒未満で炉冷することが望ましい。この条件より保持温度が低く又は短時間の場合、再結晶に至らずCube方位の割合が低下して曲げ加工性が向上せず、保持温度が高く又は長時間の場合、結晶粒が粗大化して耐力が低下する。
なお、冷間圧延2の圧延率が低いため、この時効条件では耐力値が低く目標値(700N/mm2以上)を達成できない(前記特願2004−346766)。従って、冷間圧延3及び短時間焼鈍の工程を追加し、耐力及び曲げ加工性を改善する。
冷間圧延3は耐力向上のための圧延であり、加工率は1〜20%が望ましい。1%未満では効果が小さく、20%を超えると、続く短時間焼鈍を行っても高強度(耐力)と優れた曲げ加工性を両立させることができない。
(短時間焼鈍)
この短時間焼鈍は、冷間圧延3で組織に導入された転位を再配列させて耐力を維持するとともに、伸びを回復させて曲げ加工性を向上させることが目的である。再結晶させずに連続焼鈍炉で行うことが望ましい。実体温度400〜550℃で30秒以下保持し、保持後は冷却速度10℃/秒以上での冷却が望ましい。この条件より保持温度が低い場合、伸びが回復せず曲げ加工性が劣り、保持温度が高く又は長時間の場合、再結晶して耐力、ばね性が劣るようになる。
なお、この短時間焼鈍において本発明者らは、耐力の維持と曲げ加工性の向上が導電率と密接な関係があることを知見した。すなわち、短時間焼鈍前の導電率に対して短時間焼鈍後の導電率が0.5〜3%IACSの範囲で低下する状態において、高い耐力と優れた曲げ加工性が確保される。導電率:0.5%IACS未満の低下では良好な曲げ加工性が確保できず、3%IACS以上低下すると耐力が目標の700N/mm2を下回る。従って、短時間焼鈍は、導電率の低下範囲が0.5〜3%IACSとなるように行うのが望ましく、これは前記保持温度及び保持時間の範囲内で実現される。
表1,2に示す組成の銅合金を、電気炉により大気中にて木炭被覆下で溶解し、鋳造可否を判断した。溶製した鋳塊を熱間圧延し、厚さ15mmに仕上げ、ここで熱間圧延時に割れが発生していないか目視にて判定した。
その結果、本発明に規定する組成範囲内のNo.1〜6は、いずれも鋳造可能で、かつ熱間圧延時の割れも発生しなかった。
本発明に規定する組成範囲外のNo.7〜22のうち、No.10、19,20,21,22は、それぞれSi含有量、Cr含有量、Zr含有量、Co含有量、P含有量が規定を上回るため、熱間圧延時に割れが発生し、熱間圧延を中止するとともに、以後の工程を取りやめた。また、No.11は、Ni/Si比が規定を下回り、過剰Siが固溶したため、鋳造時に割れが発生し、以後の工程を取りやめた。
耐力、引張強さ及び伸びは、試験片の長手方向を圧延方向に平行としたJIS5号試験片にて測定した。
(ばね限界値)
アカシ製ばね限界値試験機(MODEL:APT)を用いてモーメント式試験により求めた。材料の試験方向は圧延方向に平行(L.D.)とした。
(はんだ耐候性)
MIL−STD−202F METHOD 208Dに基づいてはんだ付けを行なった後、大気中で150℃×1000Hr経過後、1mmφで180°曲げ戻しを行い、はんだの剥離の有無を目視で確認した。
(導電率)
導電率JISH0505に基づいて測定した。
上記板材から、幅3.0mm、長さ80mmの試験片を採取した。この試験片を2枚1組として供試した。
図1及び図2は、上記試験片を使用した漏洩電流測定用の試験装置である。図1及び図2において2a、2bは試験片、3は厚さ1mmのABS樹脂、4はこのABS樹脂3の押え板である。5は押え板4を押圧固定するため表面に絶縁塗料を塗布したクリップ、6はバッテリ−、7は電線である。試験片2a、2bは端部に電線7が接続されている。
図1及び2図に示す2枚の試験片2a、2bにバッテリ−6から直流電流14Vを印加して、水道水中に5分間浸漬した後、続いて10分間乾燥する乾燥試験を50回行い、その間の最大漏洩電流を高感度レコ−ダ−(図示せず)で測定した。最大漏洩電流が1A以下であれば実用上問題ない。
上記板材から、0.25mmt×12.7mmw×150mmlの試験片を切り出し、応力腐食割れ試験をトンプソンの方法(Materials Research & Standards(1961)1081)に準じて行った。すなわち、試験片を図3に示すようにループ状にした後、14wt%のアンモニア水を入れ、40℃の温度で飽和蒸気を充満させたデシケータ中に暴露し、試験片が破断するまでの時間を測定した。破損までの寿命が40時間以上であれば問題ない。
CESM0002金属材料W曲げ試験に規定されているB型曲げ治具で、曲げ線を圧延方向に平行(B.W.)に設定し、幅10mm、長さ35mmに加工した供試材をはさみ、島津製作所製万能試験機RH−30を使用して1tの荷重でR/t=1(R:曲げ半径、t:板厚)にて90°W曲げ加工を行った後、曲げ部の割れの有無を評価した。評価レベルは、曲げ部に割れがなく、微少窪みやしわのないものを○、割れは無いが、割れの起点となる微小窪みやしわが生成しているものを△、明確に割れが発生し、曲げ加工が不可なるものを×とした。
硝石炉を使用して、各温度で5分間加熱した後の硬さを測定し、硬さが加熱前の硬さの80%に低下する温度を求めた。この温度が550℃以上を耐熱性が良好とし、550℃未満を耐熱性不良とした。
(耐ウイスカー性)
短冊状の試験片を曲げて、約400N/mm2の圧縮応力を負荷し、室温で3ヶ月保持した後、圧縮面のウイスカーの発生状況を実体顕微鏡にて観察した。
No.9はSi含有量が規定を下回るため、耐力及びばね限界値が劣る。
No.12はNi/Si含有比率が規定を上回るため導電率が低く、伸び特性に劣り、曲げ加工では割れが発生した。
No.13はSn含有量が規定を下回るため、十分な耐力及びばね限界値が得られていない。No.14はSn含有量が規定を上回るため、導電率が低く、伸び特性に劣り、曲げ加工では割れが発生した。
No.15は耐力、導電率及び曲げ加工性は良好だが、Zn含有量が規定を下回るため耐マイグレーション性に劣り、はんだ耐候性でははんだ剥離を生じている。さらにウイスカー発生が認められる。No.16はZn含有量が規定を上回るため、導電率が低下し、応力腐食割れ性では短時間で破損している。
No.17は耐力、導電率及び曲げ加工性は良好だが、Mg含有量が規定を下回るため十分なばね限界値が得られず、耐熱性にも劣る。No.18はMg含有量が規定を上回るため、伸び特性に劣り、曲げ試験では割れが生じている。
表1のNo.1の組成の熱間圧延材(15mm厚)について、表4に示す条件の冷間圧延及び熱処理を施し、厚さ0.25mmの銅合金薄板を製造した。なお、表4において、溶体化焼鈍の時間、時効処理の時間、及び短時間焼鈍の時間は特に記載したもの以外は同一とした。No.1−1〜1−9については、本発明に規定する条件の冷間圧延及び熱処理を施し、No.1−10〜1−23については、いずれかの工程が本発明の規定又は望ましい条件と異なる。
この銅合金板について各種材料特性を前記要領で評価した。その結果を表5に示す。
なお、No.1−1,1−8,1−9の短時間焼鈍前の導電率は42.8%IACS(No.1−17参照)であり、短時間焼鈍後の導電率は、それぞれ0.7%IACS、0.6%IACS、2.9%IACS低下している。
No.1−11は冷間圧延2の加工率が規定を超える条件で行われたため、Cube方位の割合が低下して曲げ加工性が劣る。
No.1−12は時効処理の温度が規定を下回るため再結晶せず(平均結晶粒径は測定不可)、Cube方位の割合が低下し、曲げ加工性が劣り、導電率も劣化している。No.1−13は時効処理の温度が規定を超えたため、結晶粒が粗大化し、耐力が低下している。No.1−14は時効処理の保持時間が規定を下回るため再結晶せず(平均結晶粒径は測定不可)、Cube方位の割合が低下し、曲げ加工性が劣り、導電率も劣化している。
No.1−15は冷間圧延3が実施されていないため耐力が劣る。No.1−16は冷間圧延3の加工率が規定を超えたため、耐力は向上しているが曲げ加工性に劣る。
No.1−17は最終の短時間焼鈍が実施されていないため、曲げ加工性に劣り、ばね限界値の向上も認められない。No.1−18は短時間焼鈍の温度が規定を下回るため、ばね限界値が十分に回復せず、曲げ加工性も向上せずしわが発生した。No.1−19は短時間焼鈍の温度が規定を超える条件であったため、導電率は焼鈍前(No.1−17)に比べて約20%低下し、結晶粒が粗大化して耐力も低下している。No.1−20は短時間焼鈍の保持時間が規定より長時間であったため、導電率は焼鈍前(No.1−17)に比べて約20%低下し、結晶粒が粗大化して耐力も低下している。No.1−21は冷間圧延3及び短時間焼鈍を実施しなかったため、耐力が向上せず、曲げ加工性も向上せずしわが発生した。No.22は冷間圧延2の加工率が規定を超える条件で行われ、かつ短時間焼鈍が実施されていないため、Cube方位の割合が低下して曲げ加工性が劣る。No.23は冷間圧延2の加工率が規定を超える条件で行われ、かつ短時間焼鈍の温度が規定を超える条件であったため、Cube方位の割合が低く、導電率が低下し、結晶粒が粗大化して耐力が低下している。
3 ABS樹脂
4 押さえ板
5 クリップ
Claims (5)
- Ni:2.5%(質量%、以下同じ)以上6.0%未満、及びSi:0.5%以上1.5%未満を、NiとSiの質量比Ni/Siが4〜5の範囲となるように含み、さらにSn:0.01%以上4%未満を含み、残部がCu及び不可避的不純物からなる組成を有し、耐力が700N/mm2以上、導電率が35%IACS以上、平均結晶粒径が10μm以下、かつSEM−EBSP法による測定結果でCube方位{001}〈100〉の割合が50%以上である集合組織を有することを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度銅合金板。
- さらに、Zn:0.01%以上3%未満を含有することを特徴とする請求項1に記載された曲げ加工性に優れた高強度銅合金板。
- さらに、Mg:0.001%以上1%未満を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載された曲げ加工性に優れた高強度銅合金板。
- さらに、Mn:0.01%以上0.1%未満、Ag:0.001%以上1%未満、Cr:0.001%以上1%未満、Zr:0.001%以上0.5%未満、Co:0.01%以上0.5%未満、P:0.01%以上0.1%未満の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載された曲げ加工性に優れた高強度銅合金板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載された組成からなる銅合金鋳塊に対し、必要に応じて熱間圧延し急冷した後、冷間圧延を行い、連続焼鈍を行って溶体化再結晶組織を得た後、加工率20%以下の冷間圧延及び400〜600℃×1〜8時間の時効処理を行い、続いて加工率1〜20%の最終冷間圧延後、400〜550℃×30秒以下の短時間焼鈍を行うことを特徴とする請求項1〜4のいずれかに記載された曲げ加工性に優れた高強度銅合金板の製造方法。
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