特許 5988794 銅合金板材およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】5988794

(24)【登録日】2016年8月19日

(45)【発行日】2016年9月7日

(54)【発明の名称】銅合金板材およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 9/00 20060101AFI20160825BHJP

   C22F 1/08 20060101ALI20160825BHJP

   H01B 1/02 20060101ALI20160825BHJP

   H01B 13/00 20060101ALI20160825BHJP

   H01B 5/02 20060101ALI20160825BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20160825BHJP

【ＦＩ】

   C22C9/00

   C22F1/08 B

   C22F1/08 Q

   H01B1/02 A

   H01B13/00 501Z

   H01B5/02 Z

   !C22F1/00 602

   !C22F1/00 623

   !C22F1/00 630A

   !C22F1/00 630C

   !C22F1/00 650A

   !C22F1/00 661A

   !C22F1/00 661Z

   !C22F1/00 682

   !C22F1/00 683

   !C22F1/00 685Z

   !C22F1/00 686Z

   !C22F1/00 691B

   !C22F1/00 691C

   !C22F1/00 694A

   !C22F1/00 694B

   !C22F1/00 604

【請求項の数】5

【全頁数】19

(21)【出願番号】特願2012-202292(P2012-202292)

(22)【出願日】2012年9月14日

(65)【公開番号】特開2014-55341(P2014-55341A)

(43)【公開日】2014年3月27日

【審査請求日】2015年7月6日

(73)【特許権者】

【識別番号】506365131

【氏名又は名称】ＤＯＷＡメタルテック株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100107548

【弁理士】

【氏名又は名称】大川 浩一

(72)【発明者】

【氏名】宮原 良輔

(72)【発明者】

【氏名】木村 崇

(72)【発明者】

【氏名】菅原 章

【審査官】 静野 朋季

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１１−１７４１４２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−２２９４３８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２０１２／０２６６１０（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 国際公開第２０１１／０２１２４５（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２０１０−０９５７４９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１０−０５３８２５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０２−１１１８２９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１１−１７２３５０（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ９／００−９／１０

Ｃ２２Ｆ １／０８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

１．５〜３．０質量％のＦｅと、０．０１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、ビッカース硬さＨＶが１５０以上であり、５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶが１４０以上であることを特徴とする、銅合金板材。

【請求項2】

粒径１μｍ以上のＦｅ−Ｐ粒子の密度が３０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする、請求項１に記載の銅合金板材。

【請求項3】

磁化が１．０〜４．０ｅｍｕ／ｇであることを特徴とする、請求項１または２に記載の銅合金板材。

【請求項4】

前記銅合金板材が、０．２質量％以下のＳｎ、０．１５質量％以下のＭｇおよび０．３質量％以下のＺｎからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至３のいずれかに記載の銅合金板材。

【請求項5】

前記銅合金板材が、Ｎｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｓ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＢｉおよびＳｂからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計０．４質量％以下の範囲でさらに含む組成を有することを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の銅合金板材。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、銅合金板材およびその製造方法に関し、特に、リードフレームなどに使用するＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材およびその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

リードフレームなどの電気電子部品に使用される材料は、高強度で、導電性および耐熱性に優れていることが要求され、このような材料として、Ｃ１９４０合金などのＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金が使用されている。

【0003】

近年、リードフレームなどを使用する半導体装置の大容量化、小型化および高機能化に伴い、リードフレームなどに使用される材料には、さらに高い強度および導電率を有することが要求されている。また、リードフレームは、一般にスタンピング加工（プレス打ち抜き加工）によって多数のピンを有する形状に加工され、スタンピング加工時の歪を除去するために高温で加熱処理されるので、耐熱性に優れていることが要求されている。特に、リードフレームなどに使用される材料では、生産性を向上させるために、さらに高温で短時間加熱処理する場合が増加する傾向にあるため、５００℃以上の高温の加熱処理に対する耐熱性が要求されている。

【0004】

しかし、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材では、導電率と強度と耐熱性の間にはトレードオフの関係があるため、これらを同時に向上させるのは容易ではない。すなわち、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材では、導電率、強度および耐熱性は、Ｆｅ析出物（少量のＦｅ−Ｐ）の量や大きさに依存する。Ｆｅ析出物の大きさ（直径）は均一ではなく、一般に数ｎｍから数μｍの範囲内に分布している。また、Ｆｅ析出物は、大きさによって種類が異なり、数ｎｍのＦｅ析出物は主にγＦｅ粒子、数十〜数百ｎｍのＦｅ析出物は主にαＦｅ粒子、１μｍ以上のＦｅ析出物は主にＦｅ−Ｐ粒子である。また、導電率は、Ｆｅ析出物の大きさによらず、ほぼ析出物の量のみに依存し、Ｆｅ析出物の量が多いほど高くなる。一方、強度と耐熱性は、整合のγＦｅ粒子の量が多いほど高くなり、非整合のαＦｅ粒子とＦｅ−Ｐ粒子の影響は小さい。また、粗大なＦｅ−Ｐ粒子付近で再結晶の起点になり易く、耐熱性が著しく低下する可能性がある。

【0005】

したがって、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材では、導電率と強度と耐熱性を同時に向上させるために、多量のγＦｅ粒子を生成させることが必要である。しかし、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材では、より高強度（例えば、硬さＨＶ１６０以上）にするためには、析出物（γＦｅ粒子の量と大きさ）を制御するだけではなく、転位強化（すなわち、時効処理後の仕上げ圧延による加工硬化）を行うことが必要である。しかし、転位強化を行うと、仕上げ圧延中に一部のγＦｅ粒子が転位により切断され、再固溶することにより、導電率が著しく低下することが知られている。

【0006】

そのため、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金に、時効処理前に溶体化処理と中間の冷間圧延を行って、強度と耐熱性を向上させることが提案されている（例えば、特許文献１参照）。また、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金に、熱間加工後で冷間加工前に高温時効処理と低温時効処理の２段階時効処理を行って、高い強度を損なうことなく、導電性と耐熱性を向上させることが提案されている（例えば、特許文献２および３参照）。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【特許文献1】特開２００２−２４１８７３号公報（段落番号０００７）

【特許文献2】特開平１０−３２４９３５号公報（段落番号００１４）

【特許文献3】特開２０１１−１７４１４２号公報（段落番号００１５）

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

しかし、特許文献１の方法のように、時効処理前に溶体化処理を行うと、析出物をより微細に制御することができるが、時効処理後の仕上げ圧延による導電率の低下を防止することができなくなる。また、一定の仕上げ圧延率を確保するためには、溶体化処理後の板材を比較的厚くする必要があり、一般的な連続溶体化装置では対応できない（専用の厚板溶体化設備が必要である）ので、現在Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の製造では、一般に溶体化処理を行っていない。

【0009】

また、特許文献２や特許文献３の方法のように、熱間加工後で冷間加工前に高温時効処理と低温時効処理の２段階時効処理を行うと、一般に不均一に析出する（粒界や変形帯などで優先的に析出する）ため、γＦｅ粒子とαＦｅ粒子の密度の良好なバランスを得るのが困難になる。また、鋳造時に析出したＦｅ−Ｐ粒子が残っているため、十分な耐熱性を得ることができない。

【0010】

このように、従来のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の製造方法では、導電率と強度と耐熱性の間のトレードオフ関係を十分に解消できないため、現存のＣ１９４０合金などの銅合金は一部の用途で対応できなくなる場合もある。

【0011】

したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、高い強度で、導電性および耐熱性に優れたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材およびその製造方法を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0012】

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、１．５〜３．０質量％のＦｅと、０．０１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金の原料を溶融して鋳造した鋳塊を１０２０〜１０８０℃まで加熱して２時間以上保持した後、１０８０〜７５０℃の温度域で圧延率６０％以上、６００〜４５０℃の温度域で圧延率３０％以上になるように１０８０〜４５０℃で熱間圧延を行い、次いで、圧延率０〜８０％で冷間圧延を行い、次いで、５２０〜６００℃で３０分〜６時間の高温時効処理を行った後に４００〜５００℃で３〜２０時間の低温時効処理を行うことにより、高い強度で、導電性および耐熱性に優れたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材およびその製造方法を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。

【0013】

すなわち、本発明による銅合金板材は、１．５〜３．０質量％のＦｅと、０．０１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金の原料を溶融して鋳造した鋳塊を１０２０〜１０８０℃まで加熱して２時間以上保持した後、１０８０〜７５０℃の温度域で圧延率６０％以上、６００〜４５０℃の温度域で圧延率３０％以上になるように１０８０〜４５０℃で熱間圧延を行い、次いで、圧延率０〜８０％で冷間圧延を行い、次いで、５２０〜６００℃で３０分〜６時間の高温時効処理を行った後に４００〜５００℃で３〜２０時間の低温時効処理を行うことを特徴とする。

【0014】

この銅合金板材の製造方法において、低温時効処理を行った後に圧延率７０％以上で仕上げ冷間圧延を行うのが好ましく、この仕上げ冷間圧延を行った後に２５０〜６００℃で低温焼鈍を行うのが好ましい。また、銅合金の原料が、０．２質量％以下のＳｎ、０．１５質量％以下のＭｇおよび０．３質量％以下のＺｎからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有してもよい。さらに、銅合金の原料が、Ｎｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｓ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＢｉおよびＳｂからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計０．４質量％以下の範囲でさらに含む組成を有してもよい。

【0015】

また、本発明による銅合金板材は、１．５〜３．０質量％のＦｅと、０．０１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、ビッカース硬さＨＶが１５０以上であり、５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶが１４０以上であることを特徴とする。

【0016】

この銅合金板材において、粒径１μｍ以上のＦｅ−Ｐ粒子の密度が３０個／ｍｍ^２以下であるのが好ましく、磁化が１．０〜４．０ｅｍｕ／ｇであるのが好ましい。また、銅合金板材が、０．２質量％以下のＳｎ、０．１５質量％以下のＭｇおよび０．３質量％以下のＺｎからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有してもよい。さらに、銅合金板材が、Ｎｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｓ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＢｉおよびＳｂからなる群から選ばれる１種以上の元素を合計０．４質量％以下の範囲でさらに含む組成を有してもよい。

【発明の効果】

【0017】

本発明によれば、高い強度で、導電性および耐熱性に優れたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材を製造することができる。

【発明を実施するための形態】

【0018】

本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態では、１．５〜３．０質量％のＦｅと、０．０１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金の原料を溶融して鋳造した鋳塊を１０２０〜１０８０℃まで加熱して２時間以上保持した後、１０８０〜７５０℃の温度域で圧延率（加工度）６０％以上、６００〜４５０℃の温度域で圧延率（加工度）３０％以上になるように１０８０〜４５０℃で熱間圧延を行い、次いで、圧延率０〜８０％で冷間圧延を行い、次いで、５２０〜６００℃で３０分〜６時間の高温時効処理を行った後に（連続して）４００〜５００℃で３〜２０時間の低温時効処理を行う（高温時効処理と低温時効処理の２階段時効処理を行う）。

【0019】

Ｆｅは、銅合金板材の強度を向上させる作用を有するが、その含有量が１．５質量％未満では強度の向上が不十分であり、３．０質量％を超えると導電率が低下するので、Ｆｅ含有量は１．５〜３．０質量％であるのが好ましく、１．８〜２．５質量％であるのがさらに好ましい。

【0020】

Ｐは、溶湯の脱酸作用を有するとともに、Ｆｅと化合物を形成して析出することによって導電率および強度を向上させる作用を有するが、その含有量が０．０１質量％未満ではこれらの作用が不十分であり、０．２質量％を超えるとこれらの作用が飽和して、逆に析出物が粗大化し易いので、Ｐ含有量は０．０１〜０．２質量％であるのが好ましく、０．０１５〜０．１５質量％であるのがさらに好ましい。

【0021】

また、銅合金の原料が、０．２質量％以下のＳｎ、０．１５質量％以下のＭｇおよび０．３質量％以下のＺｎからなる群から選ばれる１種以上の元素をさらに含む組成を有してもよい。Ｓｎは、銅合金板材の耐熱性を向上させる作用を有するが、その含有量が０．２質量％を超えると導電率が低下するので、Ｓｎの含有量は０．２質量％以下であるのが好ましく、０．１質量％以下であるのがさらに好ましい。Ｍｇは、銅合金板材の耐熱性を向上させる作用を有し、また、その添加による導電率の低下が比較的小さいが、その含有量が０．１５質量％を超えると、生産性が低下するので、Ｍｇの含有量は０．１５質量％以下であるのが好ましく、０．１質量％以下であるのがさらに好ましい。Ｚｎは、Ｐと同様に溶湯の脱酸作用を有するが、その含有量が０．３質量％を超えると脱酸作用が飽和して導電率も低下するので、Ｚｎ含有量は０．３質量％以下であるのが好ましく、０．２質量％以下であるのがさらに好ましい。

【0022】

なお、銅合金板材の原料として、電子材料のスクラップなどを使用する場合には、スクラップ中に混入した元素が原料中に不可避的に混入する可能性がある。また、多数の種類の銅合金を製造する場合、それぞれの銅合金の原料を同一の溶解炉で溶解すると、僅かではあるが、前の銅合金の成分が原料中に混入する場合がある。このような不可避不純物として、例えば、Ｎｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｓ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂなどを、それぞれ０．１質量％以下、合計０．４質量％以下の範囲で含んでもよい。

【0023】

本発明による銅合金板材の製造方法の実施の形態によって、銅合金の原料を溶融して鋳造する鋳塊は、通常の銅合金の連続鋳造法または半連続鋳造法により製造することができる。

【0024】

この鋳塊の熱間圧延は、加熱炉によって１０２０〜１０８０℃程度まで加熱して２時間以上保持した後に行う。この熱間圧延の前の加熱は、鋳造中に生じる偏析や晶出物を低減させる効果に加えて、耐熱性の低下の要因となるＦｅ−Ｐ粒子を固溶させる効果がある。

【0025】

なお、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金は、熱間圧延中に析出するため、比較的（動的）再結晶が生じ難い。そのため、この熱間圧延中では、１０８０〜７５０℃の高温域で強圧延を行うことにより、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の析出を抑制して、動的再結晶を発生させることができる。この１０８０〜７５０℃の温度域の熱間圧延では、圧延率が６０％以上であるのが好ましく、６５％以上であるのがさらに好ましく、７０％以上であるのがさらに好ましい。続いて、６００〜４５０℃の温度域で圧延率３０％以上の熱間圧延を行うことによって、銅マトリックス中に微細なＦｅまたはＦｅ−Ｐ系化合物が析出すると考えられる。なお、６００〜４５０℃の低温域の熱間圧延では、金属間化合物が動的に析出することにより、析出物の生成と微細化が起こるという効果があり、その後の時効焼鈍処理によってγＦｅ粒子とαＦｅ粒子の密度のバランスを調整することができる。

【0026】

この熱間圧延後に行う冷間圧延では、圧延率０〜８０％とする。この段階の圧延率が８０％を超えると、最終の仕上げ圧延の圧延率を確保することができなくなる可能性がある。また、生産性を向上させるために、この段階における冷間圧延を省略してもよい。なお、この圧延率が０％である場合は、この冷間圧延を行わずに直接時効処理を行うことを意味する。

【0027】

冷間圧延後の時効処理は、固溶元素を析出させるために行う。通常の時効処理では、時効温度が比較的低い（例えば４５０℃）と、析出速度が遅く、所望の導電率を確保する析出量を得るために必要な時効処理時間が数十時間になり、また、析出物の粒径が小さく、その後の仕上げ圧延中に転位により切断して再固溶し易く、最終的な導電率が低下してしまう。一方、時効温度が比較的高い（例えば６００℃）と、析出速度が速く、析出物も粗大化し易いため、γＦｅ粒子とαＦｅ粒子の密度のバランスの調整が困難になる。また、時効処理温度が中間の温度（例えば５５０℃）でも、一般に不均一に析出する（粒界や変形帯などで優先的に析出する）ため、γＦｅ粒子とαＦｅ粒子の密度の良好なバランスを得るのが困難になる。

【0028】

時効処理は、５２０〜６００℃で３０分〜６時間の高温時効処理と４００〜５００℃で３〜２０時間の低温時効処理の２階段で行う。熱間圧延後の板材には、動的析出により、微細で均一な析出粒子があるが、５２０〜６００℃で３０分〜６時間の高温時効処理を行うことにより、動的析出した微細な析出物が比較的短時間でαＦｅ粒子に成長する。この高温時効処理の温度が低過ぎたり、時間が短過ぎると、αＦｅ粒子の密度が不十分であり、温度が高過ぎたり、時間が長過ぎると、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度が増加してしまう。その後の４００〜５００℃で３〜２０時間の低温時効処理では、γＦｅ粒子の密度が増加するが、高温時効処理で生じるαＦｅ粒子は過度に成長しない。この低温時効処理の温度が低過ぎたり、時間が短過ぎると、γＦｅ粒子の密度が不十分になり、温度が高過ぎたり、時間が長過ぎると、αＦｅ粒子が粗大化してしまう。

【0029】

この高温時効処理と低温時効処理の２段階の時効処理は、焼鈍炉の温度を調整することによって行うことができるが、設備的に温度の調整が難しい場合には、それぞれの温度の焼鈍炉で行ってもよい。

【0030】

この時効処理後の板材を所望の板厚にするために、仕上げ冷間圧延を行うのが好ましい。一般に、板材の圧延率（加工度）が高くなるにつれて、強度が高くなるが、導電率および耐熱性が低下すると考えられる。しかし、本実施の形態の銅合金板材の製造方法によって製造される銅合金板材は、仕上げ冷間圧延の圧延率（加工度）７０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上であっても、優れた耐熱性を有する。また、要求される強度および板厚によっては、仕上げ冷間圧延後に（好ましくは２５０〜６００℃、さらに好ましくは３５０〜５００℃で）低温焼鈍を行う必要がある。この低温焼鈍は、歪取り焼鈍であり、また、仕上げ冷間圧延によって低下した導電率を部分的に回復することができる。

【0031】

本発明による銅合金板材の実施の形態は、１．５〜３．０質量％のＦｅと、０．０１〜０．２質量％のＰを含み、残部がＣｕおよび不可避不純物である組成を有し、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、ビッカース硬さＨＶが１５０以上であり、５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶが１４０以上である。この銅合金板材において、粒径１μｍ以上のＦｅ−Ｐ粒子の密度が３０個／ｍｍ^２以下であるのが好ましく、磁化が１．０〜４．０ｅｍｕ／ｇであるのが好ましい。

【0032】

上述したように、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材中のＦｅ析出物は、大きさによって種類が異なり、数ｎｍのＦｅ析出物は主にγＦｅ粒子、数十〜数百ｎｍのＦｅ析出物は主にαＦｅ粒子、１μｍ以上のＦｅ析出物は主にＦｅ−Ｐ粒子である。

【0033】

γＦｅ粒子は、転位と粒界の移動のピンニング効果があり、その密度が多いほど、板材の強度と耐熱性が優れている。αＦｅ粒子は、板材の強度と耐熱性を向上させる効果がある（但し、γＦｅ粒子より効果が小さい）。特に、時効処理後に生じるγＦｅ粒子は、その後に板材の強度を向上させるための仕上げ圧延中に、転位により切断されて再固溶し、板材の導電率が低下し易くなる。そのため、一定の転位により切断され難いαＦｅ粒子が必要である。αＦｅ粒子の密度が低過ぎると、板材の導電率の低下を抑制する効果が不十分であり、αＦｅ粒子の密度が高過ぎると、必然的にγＦｅ粒子の密度が低下してしまう。

【0034】

γＦｅ粒子とαＦｅ粒子の粒子径は非常に小さく、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察する必要があるが、ＴＥＭによる観察は局所的であり、板材全体を評価するのは困難である。また、粒子径のみでγＦｅ粒子とαＦｅ粒子を区別することは困難であるため、ＴＥＭによる観察に代わる測定方法が必要になる。

【0035】

本発明者らは、αＦｅ粒子が強磁性であることに着目し、板材の磁化と導電率を測定することにより、γＦｅ粒子とαＦｅ粒子の割合を求めたが、磁化が好ましくは１．０〜４．０ｅｍｕ／ｇ、さらに好ましくは１．５〜３．５ｅｍｕ／ｇになるγＦｅ粒子とαＦｅ粒子の割合にすれば、高い強度で、導電性および耐熱性に優れたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板材を製造することができることがわかった。

【0036】

また、粒径が１μｍ以上の粗大なＦｅ−Ｐ粒子は、強度と耐熱性を向上させる効果がほとんどなく、その密度が低いほど、相対的にγＦｅ粒子やαＦｅ粒子の密度が増大する。したがって、粒径が１μｍ以上の粗大なＦｅ−Ｐ粒子の密度が３０個／ｍｍ^２以下であるのが好ましく、２０個／ｍｍ^２以下であるのがさらに好ましい。

【実施例】

【0037】

以下、本発明による銅合金板材およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。

【0038】

［実施例１］
表１に示す化学成分の銅合金（２．３３質量％のＦｅと、０．０２２質量％のＰと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金）を高周波溶解炉で溶解し、厚さ３０ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの鋳塊を作製した。

【0039】

【表1】

【0040】

この鋳塊を加熱炉で１０５０℃まで加熱して３時間保持した後、７５０℃以上の温度域において圧延率６７％で熱間圧延を６パス行って板厚１０ｍｍの圧延材を得た。なお、この熱間圧延のパス間で温度が低下するのを防止するために、９５０℃の加熱炉に２分間保持した。続いて、６００℃の加熱炉に２分間保持した後、６００〜４５０℃の温度域において圧延率４０％で熱間圧延を２パス行って板厚６ｍｍの圧延材を得た。

【0041】

次に、得られた熱間圧延材に、焼鈍炉によって高温時効焼鈍を６００℃で６時間行った後に低温時効焼鈍を４５０℃で４時間行った。

【0042】

次に、これらの高温および低温の２段階の時効焼鈍後の圧延材の表面と裏面を研磨し、板厚が０．１２７ｍｍになるまで仕上げ冷間圧延（圧延率９８％）を行った後、４２５℃の焼鈍炉内に１分間保持する低温焼鈍を行って板厚０．１２７ｍｍの銅合金板材を作製した。

【0043】

これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0044】

【表2】

【0045】

【表3】

【0046】

得られた銅合金板材について、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。

【0047】

Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）として日立ハイテクフィールディング株式会社製のＳ−３０００、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）として株式会社堀場製作所製のＥＭＡＸ−７０００を使用した装置）を用いて、加速電圧２０ｋＶ、倍率５００倍（観察視野１８０μｍ×２６０μｍ）として銅合金板材上の任意の２０箇所を観察し、粒径１μｍ以上の析出物の個数を数えて、析出物の密度（単位面積当たりの個数）を求めた。なお、析出物がＦｅ−Ｐ粒子であることは、ＥＤＸを用いて分析することによって確認した。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は１４個／ｍｍ^２であった。

【0048】

磁化は、銅合金板材を８ｍｍ角に切断し、試料振動型磁力計（ＶＳＭ）を用いて、印加磁界５ｋＯｅ、振動周波数８０Ｈｚの条件で、銅合金板材の圧延方向に磁場がかかるように測定した。その結果、磁化は３．３ｅｍｕ／ｇであった。

【0049】

導電率は、ＪＩＳ Ｈ０５０５の導電率測定方法に従って測定した。その結果、導電率は６４．２％ＩＡＣＳであった。

【0050】

硬さは、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠して、試験荷重５００ｇｆとしてビッカース硬さＨＶを測定した。その結果、ビッカース硬さＨＶは１５４であった。

【0051】

耐熱性は、銅合金板材を５００℃に加熱された（大気）炉内で３０分間保持し、炉から取り出して室温まで空冷した後、ビッカース硬さＨＶを測定することによって評価した。その結果、５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは１４６であった。

【0052】

これらの結果を表４に示す。

【0053】

【表4】

【0054】

［実施例２〜７］
表１に示す化学成分の銅合金（実施例２では、２．０５質量％のＦｅと、０．０３４質量％のＰと、０．０４質量％のＳｎと、０．０６７質量％のＺｎと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例３では、１．６８質量％のＦｅと、０．０７１質量％のＰと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例４では、２．４８質量％のＦｅと、０．０１８質量％のＰと、０．０５質量％のＭｇと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例５では、２．４１質量％のＦｅと、０．０２８質量％のＰと、０．２５４質量％のＺｎと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例６では、１．９３質量％のＦｅと、０．０４８質量％のＰと、０．０７３質量％のＳｎと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例７では、２．３２質量％のＦｅと、０．０３２質量％のＰと、０．０９７質量％のＮｉと、０．００５質量％のＭｎと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金）から鋳塊を作製し、高温時効焼鈍を６００℃で４時間、低温時効焼鈍を４５０℃で８時間（実施例２）、高温時効焼鈍を６００℃で１時間、低温時効焼鈍を４５０℃で１２時間（実施例３）、高温時効焼鈍を５５０℃で６時間、低温時効焼鈍を４２０℃で４時間（実施例４）、高温時効焼鈍を５５０℃で４時間、低温時効焼鈍を４２０℃で８時間（実施例５）、高温時効焼鈍を５５０℃で１時間、低温時効焼鈍を４５０℃で１２時間（実施例６）、高温時効焼鈍を６００℃で６時間、低温時効焼鈍を４５０℃で４時間（実施例７）行った以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0055】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、それぞれ８個／ｍｍ^２（実施例２）、１８個／ｍｍ^２（実施例３）、１３個／ｍｍ^２（実施例４）、９個／ｍｍ^２（実施例５）、１６個／ｍｍ^２（実施例６）、１０個／ｍｍ^２（実施例７）であった。また、磁化は、それぞれ２．９ｅｍｕ／ｇ（実施例２）、３．４ｅｍｕ／ｇ（実施例３）、２．２ｅｍｕ／ｇ（実施例４）、２．７ｅｍｕ／ｇ（実施例５）、２．１ｅｍｕ／ｇ（実施例６）、３．１ｅｍｕ／ｇ（実施例７）であった。また、導電率は、それぞれ６２．１％ＩＡＣＳ（実施例２）、６７．９％ＩＡＣＳ（実施例３）、６５．１％ＩＡＣＳ（実施例４）、６２．８％ＩＡＣＳ（実施例５）、６６．１％ＩＡＣＳ（実施例６）、６３．２％ＩＡＣＳ（実施例７）であった。また、ビッカース硬さＨＶは、それぞれ１６４（実施例２）、１５１（実施例３）、１６２（実施例４）、１５０（実施例５）、１５４（実施例６）、１７２（実施例７）であった。さらに、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは、それぞれ１５７（実施例２）、１４２（実施例３）、１５８（実施例４）、１４５（実施例５）、１５０（実施例６）、１６５（実施例７）であった。これらの結果を表４に示す。

【0056】

［実施例８〜１０］
表１に示す化学成分の銅合金（実施例８では、２．１５質量％のＦｅと、０．０２６質量％のＰと、０．０５４質量％のＣｏと、０．０３０質量％のＳｉと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例９では、２．２４質量％のＦｅと、０．０２４質量％のＰと、０．０４５質量％のＴｉと、０．００９質量％のＡｌと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例１０では、２．０６質量％のＦｅと、０．０１６質量％のＰと、０．００６質量％のＣｒと、０．００５質量％のＺｒと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金）から鋳塊を作製し、熱間圧延と時効焼鈍の間に圧延率７５％で冷間圧延を行い、仕上げ冷間圧延の圧延率９２％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0057】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、それぞれ１５個／ｍｍ^２（実施例８）、１０個／ｍｍ^２（実施例９）、１９個／ｍｍ^２（実施例１０）であった。また、磁化は、それぞれ３．５ｅｍｕ／ｇ（実施例８）、２．５ｅｍｕ／ｇ（実施例９）、１．７ｅｍｕ／ｇ（実施例１０）であった。また、導電率は、それぞれ６６．９％ＩＡＣＳ（実施例８）、６４．２％ＩＡＣＳ（実施例９）、６３．８％ＩＡＣＳ（実施例１０）であった。また、ビッカース硬さＨＶは、それぞれ１７４（実施例８）、１６８（実施例９）、１７１（実施例１０）であった。さらに、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは、それぞれ１６２（実施例８）、１６３（実施例９）、１６７（実施例１０）であった。これらの結果を表４に示す。

【0058】

［実施例１１〜１２］
表１に示す化学成分の銅合金（実施例１１では、２．３４質量％のＦｅと、０．０１９質量％のＰと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、実施例１２では、２．４０質量％のＦｅと、０．０３０質量％のＰと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金）から鋳塊を作製し、実施例１１では熱間圧延の際の加熱温度を１０５０℃に代えて１０８０℃、７５０℃以上の温度域の圧延率を６０％、６００〜４５０℃の温度域の圧延率を５０％とし、実施例１２では熱間圧延の際の加熱温度を１０５０℃に代えて１０２０℃、７５０℃以上の温度域の圧延率を７０％、６００〜４５０℃の温度域の圧延率を３３％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0059】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、それぞれ７個／ｍｍ^２（実施例１１）、１６個／ｍｍ^２（実施例１２）であった。また、磁化は、それぞれ２．８ｅｍｕ／ｇ（実施例１１）、１．９ｅｍｕ／ｇ（実施例１２）であった。また、導電率は、それぞれ６５．４％ＩＡＣＳ（実施例１１）、６３．３％ＩＡＣＳ（実施例１２）であった。また、ビッカース硬さＨＶは、それぞれ１６５（実施例１１）、１６９（実施例１２）であった。さらに、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは、それぞれ１６０（実施例１１）、１６５（実施例１２）であった。これらの結果を表４に示す。

【0060】

［比較例１］
熱間圧延の際の加熱温度を１０５０℃に代えて９５０℃とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0061】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は６３個／ｍｍ^２、磁化は３．３ｅｍｕ／ｇ、導電率は６３．８％ＩＡＣＳ、ビッカース硬さＨＶは１５２、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは１０８であった。これらの結果を表４に示す。

【0062】

［比較例２］
熱間圧延の際の加熱温度を１０５０℃に代えて９５０℃とし、（実施例４と同様に）高温時効焼鈍を５５０℃で６時間、低温時効焼鈍を４２０℃で４時間行った以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0063】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は９１個／ｍｍ^２、磁化は３．０ｅｍｕ／ｇ、導電率は６５．１％ＩＡＣＳ、ビッカース硬さＨＶは１５７、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは９１であった。これらの結果を表４に示す。

【0064】

［比較例３〜５］
高温時効焼鈍と低温時効焼鈍の２段階の時効処理に代えて、それぞれ６００℃で１０時間（比較例３）、４５０℃で２４時間（比較例４）、５５０℃で１４時間（比較例５）の等温時効を行った以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0065】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、それぞれ２０個／ｍｍ^２（比較例３）、１４個／ｍｍ^２（比較例４）、１０個／ｍｍ^２（比較例５）であった。また、磁化は、それぞれ４．７ｅｍｕ／ｇ（比較例３）、０．９ｅｍｕ／ｇ（比較例４）、４．１ｅｍｕ／ｇ（比較例５）であった。また、導電率は、それぞれ６４．７％ＩＡＣＳ（比較例３）、４５．４％ＩＡＣＳ（比較例４）、６３．１％ＩＡＣＳ（比較例５）であった。また、ビッカース硬さＨＶは、それぞれ１１９（比較例３）、１５９（比較例４）、１５８（比較例５）であった。さらに、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは、それぞれ９８（比較例３）、１４６（比較例４）、１３４（比較例５）であった。これらの結果を表４に示す。

【0066】

［比較例６〜７］
比較例６では、７５０℃以上の温度域の圧延率を４０％、６００〜４５０℃の温度域の圧延率を４４％、仕上げ冷間圧延の圧延率を９９％とし、比較例７では、６００〜４５０℃の温度域の熱間圧延を行わず、仕上げ冷間圧延の圧延率を９９％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0067】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、それぞれ１８個／ｍｍ^２（比較例６）、１２個／ｍｍ^２（比較例７）であった。また、磁化は、それぞれ４．２ｅｍｕ／ｇ（比較例６）、１．２ｅｍｕ／ｇ（比較例７）であった。また、導電率は、それぞれ６５．６％ＩＡＣＳ（比較例６）、４８．６％ＩＡＣＳ（比較例７）であった。また、ビッカース硬さＨＶは、それぞれ１４２（比較例６）、１７７（比較例７）であった。さらに、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは、それぞれ１１３（比較例６）、１４６（比較例７）であった。これらの結果を表４に示す。

【0068】

［比較例８〜９］
表１に示す化学成分の銅合金（比較例８では、３．４８質量％のＦｅと、０．０５１質量％のＰと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金、比較例９では、１．２１質量％のＦｅと、０．０４４質量％のＰと、残部がＣｕおよび不可避不純物からなる銅合金）から鋳塊を作製した以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0069】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は、それぞれ１２８個／ｍｍ^２（比較例８）、１６個／ｍｍ^２（比較例９）であった。また、磁化は、それぞれ２．６ｅｍｕ／ｇ（比較例８）、３．５ｅｍｕ／ｇ（比較例９）であった。また、導電率は、それぞれ４６．９％ＩＡＣＳ（比較例８）、６１．９％ＩＡＣＳ（比較例９）であった。また、ビッカース硬さＨＶは、それぞれ１５７（比較例８）、１３６（比較例９）であった。さらに、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは、それぞれ１２４（比較例８）、１０４（比較例９）であった。これらの結果を表４に示す。

【0070】

［比較例１０］
熱間圧延の際の加熱温度を１０５０℃に代えて９５０℃とし、熱間圧延と時効焼鈍の間に、圧延率７５％で冷間圧延を行った後に９００℃で３分間溶体化処理を行って３００℃以下になるまで５０℃／分以上の冷却速度で水冷し、高温時効焼鈍を６００℃で２時間、低温時効焼鈍を４５０℃で２時間行い、仕上げ冷間圧延の圧延率９２％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0071】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は７９個／ｍｍ^２、磁化は３．０ｅｍｕ／ｇ、導電率は４７．２％ＩＡＣＳ、ビッカース硬さＨＶは１７２、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは１５１であった。これらの結果を表４に示す。

【0072】

［比較例１１］
熱間圧延の際の加熱温度を１０５０℃に代えて９５０℃とし、熱間圧延と時効焼鈍の間に圧延率８０％で冷間圧延を行い、高温時効焼鈍を６００℃で２３時間、低温時効焼鈍を５００℃で２３時間行い、仕上げ冷間圧延の圧延率８９％とした以外は、実施例１と同様の方法により、銅合金板材を作製した。これらの製造条件を表２および表３に示す。

【0073】

得られた銅合金板材について、実施例１と同様の方法により、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度、磁化、導電率および硬さを求めるとともに、耐熱性の評価を行った。その結果、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度は１０６個／ｍｍ^２、磁化は４．６ｅｍｕ／ｇ、導電率は６９．０％ＩＡＣＳ、ビッカース硬さＨＶは１６７、銅合金板材を５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶは１０１であった。これらの結果を表４に示す。

【0074】

表４に示すように、実施例１〜１０の銅合金板材はいずれも、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、ビッカース硬さＨＶが１５０以上、５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶが１４０以上であった。

【0075】

一方、比較例１および２の銅合金板材では、熱間圧延時の加熱温度が低過ぎて、Ｆｅ−Ｐ粒子が固溶できず、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度が高過ぎるため、５００℃で３０分間保持した後のビッカース硬さＨＶが低くなり、耐熱性が低下していた。

【0076】

比較例３の銅合金板材では、６００℃と高い温度で長時間等温時効を行ったため、磁化が大きくなり（γＦｅ粒子の密度が低くなって、αＦｅ粒子とＦｅ−Ｐ粒子の密度が高くなり）、導電率は高かったが、強度が低下し、耐熱性が低下していた。比較例４の銅合金板材では、４５０℃と低い温度で長時間等温時効を行ったため、磁化が小さくなり（時効後にγＦｅ粒子の密度は高くなるものの、仕上げ圧延後に再固溶し）、導電率が低下していた。比較例５の銅合金板材では、５５０℃と中間の温度で長時間等温時効を行ったため、磁化が僅かに大きくなり（γＦｅ粒子とαＦｅ粒子のバランスが良好でなく）、耐熱性が低下していた。

【0077】

比較例６の銅合金板材では、１０８０〜７５０℃の温度域の熱間圧延率が４０％と低過ぎたため、十分に再結晶することなく、Ｆｅ−Ｐ粒子が析出して、硬さと耐熱性のいずれも低かった。比較例７の銅合金板材では、６００℃〜４５０℃の温度域で熱間圧延を行わなかったため、磁化が小さくなり（高温時効中のαＦｅ粒子の生成量が少なくなり）、強度と耐熱性は良好であったが、導電率が低下していた。

【0078】

比較例８の銅合金板材では、Ｆｅ含有量が多過ぎたため、固溶量が高く、熱間圧延中に一部のＦｅが固溶できず、Ｆｅ−Ｐ粒子のままで最後まで残っており、導電率と耐熱性のいずれも低下していた。一方、比較例９の銅合金板材では、Ｆｅ量が少な過ぎて、硬さと耐熱性が低下していた。

【0079】

比較例１０の銅合金板材では、熱間圧延と時効焼鈍の間で溶体化処理を行ったため、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度が高過ぎて、導電率が低下していた。比較例１１の銅合金板材では、時効処理時間が長過ぎたため、Ｆｅ−Ｐ粒子の密度が高く、磁化が大きくなり、耐熱性が低下していた。