專利名稱：：晶須得到抑制的Cu-Zn合金耐熱鍍Sn條的制作方法
技術領域：
：本發明涉及晶須的產生得到抑制的Cu-Zn合金耐熱鍍Sn條。
背景技術：
：Cu-Zn類合金由于與磷青銅、鈹銅、科森合金等相比，雖然彈性差但是廉價，被廣泛用作連接器、端子、繼電器、開關等的電接點材料。代表性的Cu-Zn類合金是黃銅，JISH3100中規定了C2600、C2680等合金。將Cu-Zn類合金用于電接點材料時，為了穩定得到低接觸電阻，多實施鍍Sn。Cu-Zn類合金的鍍Sn條利用Sn的優異的焊料潤濕性、耐腐燭性、電連接性，大量用于車輛電裝用配線的端子、印刷電路基板(PCB)的端子、民生用連接器接點等電氣、電子元件中。上迷Cu-Zn類合金的鍍Sn條通過下述步驟制造在脫脂和酸洗后，通過電鍍法形成底鍍層，接著通過電鍍法形成鍍Sn層，最后實施軟熔處理(！J7口—処理)使鍍Sn層熔融。Cu-Zn類合金的鍍Sn中，通常在鍍Sn之前鍍底鍍層。這是由于在不鍍底鍍層的情況下，進行軟熔處理時，母材中的Zn在Sn鍍層表面上形成Zn濃化層，焊料潤濕性降低。即，鍍底鍍層是為了得到抑制母材的Zn向Sn鍍層表面擴散的底層而進行的。要求鍍Sn的耐熱性時，作為Cu-Zn類合金的底鍍層，實施Cu/Ni兩層底鍍層。上述Cu/Ni兩層底鍍層指的是以Ni底鍍層、Cu底鍍層、Sn鍍層的順序進行電鍍后實施軟熔處理得到的鍍層，軟熔后的鍍膜層的結構從表面開始為Sn相、Cu-Sn相、Ni相、母材。該技術的具體說明在專利文獻1~3等中有公開。已知若將鍍Sn材放置于常溫下，則Sn的單晶從Sn鍍層表面生長。該Sn的單晶被稱為晶須，有可能引起電子元件的短路。晶須由于電沉積時產生的鍍Sn膜的內部應力而產生。因此，在軟熔處理中使Sn熔融，除去涂膜的內部應力作為抑制晶須的產生的方法是有效的。Cu-Zn合金的Cu/Ni兩層底鍍層耐熱鍍Sn由于在其制造步驟中進行軟熔，耐晶須性優異。[專利文獻1]日本特開平6-196349號公報[專利文獻2]日本特開2003-293187號公報[專利文獻3]日本特開2004-68026號公報
發明內容但是，在端子等電接點部中，由于局部施加極大的內部應力，即使是被認為耐晶須性優異的軟熔鍍Sn條，也有可能產生微小的晶須。近年，由于連接器的多極化等，端子間的間隔變窄，即使是以往不成為問題的微小晶須也產生引起電路短路的可能性。結果即使對于被認為耐晶須性優異的Cu-Zn合金的Cu/Ni兩層底鍍層耐熱鍍Sn也要求進一步改善耐晶須性。本發明的目的在于，提供晶須產生得到抑制的Cu-Zn合金的Cu/Ni兩層底鍍層軟熔鍍Sn條。本發明人深入研究了抑制Cu-Zn合金的Cu/Ni兩層底鍍層軟熔鍍Sn條產生晶須的方案，發現若使Zn在Sn鍍層表面濃化則晶須得到抑制。但是，如上所迷，若Zn在Sn鍍層表面濃化則焊料潤濕性降低。因此，本發明人研究了兼具抑制晶須和優異的焊料潤濕性的Zn濃化狀態，并成功發現了該Zn濃化狀態。同時，作為用于得到該適當的Zn濃化狀態的制造條件，明確了母材表面的性狀、Cu底鍍層厚度、Ni底鍍層厚度、Sn鍍層厚度、軟熔處理中的加熱條件。本發明是基于該發現提出的，如下所述。(1)晶須產生得到抑制的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，以含有平均濃度為15~40質量％的Zn的銅合金作為母材，從表面到母材由Sn相、Sn-Cu合金相、Ni相的各層構成鍍膜，該Sn相表面的Zn濃度為0.1~5.0質量％。(2)(l)的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，以含有15~40質量％的Zn、其余部分由Cu和不可避免的雜質構成的銅基合金作為母材。(3)(2)的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，母材進一步含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Ni、Mn、Si、Al和Ti中的至少一種元素總計0.00510質量％。(4)(l)的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，以含有15~40質量％的Zn、820質量。/o的Ni、00.5質量。/。的Mn、其余部分由Cu和不可避免的雜質構成的銅基合金作為母材。(5)(4)的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，母材進一步含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Si、Al和Ti中的至少一種元素總計0.005~10質量％。(6)晶須產生得到抑制的鍍Sn條的制造方法，其特征在于，對于含有平均濃度為15~40質量％的Zn的銅合金依次進行以下的步驟a.通過表面研磨，將距離母材表面O.lnm的位置的Zn濃度調整為10~40質量°/。的步驟、b.鍍厚度0.1pm以上的Ni鍍層后，鍍厚度O.lnm以上的Cu鍍層的步驟(其中，Ni鍍層的厚度與Cu鍍層的厚度總計為0.3~l.Opm)、c.鍍厚度0.3~l.Onm的Sn鍍層的步驟以及d.在以下三式規定的加熱時間t(秒)和加熱溫度T('C)下實施軟熔處理的步驟，350《T《600以及50(K(T+14t)《670而且，Cu-Zn類合金鍍Sn有在對部件進行加壓加工前進行的情況(前鍍)和在進行加壓加工后進行的情況(后鍍)，在兩種情況下都可得到本發明的效果。發明效果根據本發明，可以提供晶須產生得到抑制的Cu-Zn合金的Cu/Ni兩層底鍍層軟熔鍍Sn條。為表示本發明的軟熔處理條件(溫度和時間)的圖。為表示發明例3和比較例30的母材表面的Zn濃度的圖。為表示發明例8和比較例33的Sn鍍層表面的Zn濃度的圖。具體實施方式以下具體說明本發明。(1)母材的成分本發明以含有15~40質量％的Zn的銅合金為對象，對于Zn在該范圍外的銅合金，未發現本發明的作用效果。作為含有15~40質量％的Zn的銅合金，有黃銅。JIS-H3100中，規定了C2600、C2680、C2720等黃銅。作為表現出本發明的作用效果的合金，可以舉出黃銅。作為含有1540質量o/Q的Zn的黃銅以外的銅合金，有鋅白銅。鋅白銅除了Zn以外還含有Ni、少量的Mn。JIS-H3110和JIS-H3130中，規定了C7521、C7541、C7701等鋅白銅。作為表現出本發明的作用效果的合金，還可以舉出鋅白銅。進一步地，為了改善合金的強度、耐熱性、耐應力松弛性等，本發明的不含有Ni和Mn的銅合金母材可以進一步含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Ni、Mn、Si、Al和Ti中的至少一種元素總計0.005~10質量％。此外，本發明的含有Ni和Mn的銅合金母材同樣地，可以含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Si、Al和Ti中的至少一種元素總計0.005-10質量％。若在上迷濃度范圍內則可得到本發明的效果。另一方面，小于0.005質量%時，未表現出添加元素的效果，若超過10質量％則產生導電率或制造性的降低。優選為0.05~5質量％。(2)鍍層的結構本發明的鍍Sn的基本結構與以往的Cu/Ni兩層底鍍層軟熔鍍Sn同樣，從表面到母材由Sn相、Sn-Cu合金相、Ni相各層構成。本發明的特征在于，使適當濃度的Zn在Sn相表面濃化。若Sn鍍層上負荷局部應力，則在鍍層表面產生晶須。若在Sn鍍層表面附近存在Zn，則該晶須得到抑制。推測這是由于通過Zn移動、凝聚在Sn鍍層的局部應力高的部位，緩和應力。Zn在Sn鍍層表面的濃化通過在軟熔處理中的加熱中，母材中含有的Zn擴散來產生。Cu/Ni兩層底鍍層的情況下，若Sn鍍層表面的Zn濃度為0.1質量％以上，則表現出抑制晶須產生的效果。本發明的"Sn相表面的Zn濃度"定義為在深度方向上距離Sn鍍層表面O.Olpm位置的Zn濃度。本發明的Sn鍍層表面的Zn濃度可以通過GDS(輝光放電發光分析)進行分析。上述臨界Zn濃度0.1質量％與含有20~40質量％的Zn的銅合金的Cu底鍍層中確認的臨界Zn濃度3質量％(日本特愿2004-358897號說明書)相比，相當4氐。Cu/Ni兩層底鍍層軟熔鍍Sn由于其優異的耐熱性，多在高溫環境下使用。因此，不僅在軟熔完成的狀態下表現出優異的焊料潤濕性，而且6要求即使在軟熔后長時間保持在高溫環境下、焊料潤濕性也不會變差(以下稱為耐熱焊料潤濕性)。若Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量。/。，則耐熱焊料潤濕性變差。因此，使Sn鍍層表面的Zn濃度為0.1~5.0質量％。更優選的Sn鍍層表面的Zn濃度為0.3~3.0質量％，可更穩定地得到晶須抑制效果和優異的耐熱焊料潤濕性。而且，本發明的效果由于若使Sn相表面的Zn濃化至上述范圍則可以發揮，對軟熔后的Sn相、Sn-Cu合金相、Ni相的厚度不特別限定。(3)制造方法上述鍍層結構通過將鍍層母材表面的Zn濃度、Ni底鍍層的厚度、Cu底鍍層的厚度、Sn鍍層的厚度和軟熔條件的5個方面調整到適當范圍來得到。a.鍍層母材表面的Zn濃度以Cu-Zn類合金為鍍層母材進行鍍Sn的材料中，通過加熱鍍層母材中的Zn向Sn鍍層擴散。在后述的軟熔條件下加熱的情況下，若鍍層母材表面的Zn濃度小于10質量％,則難以將Sn鍍層表面的Zn濃度調整為0.1質量％以上，若母材表面的Zn濃度超過40質量％，則難以將Sn鍍層表面的Zn濃度調整為5質量％以下。因此，將用作鍍層母材的Cu-Zn合金的表面的Zn濃度調整為10~40質量％、優選15~30質量％。本發明的"母材表面的Zn濃度"定義為距離母材表面O.lpm位置的Zn濃度。母材表面的Zn濃度可以通過GDS分析。作為鍍層母材的Cu-Zn類合金，在根椐需要對通過熔解、鑄造制造的錠進行熱壓延后，重復冷壓延和退火被加工成條。已知在Cu-Zn類合金的退火中產生脫Zn現象。脫Zn現象為在退火中將Cu-Zn類合金加熱至高溫時，Zn氧化而逃散到氣相中，Cu-Zn類合金表面的Zn濃度降低的現象。因此，為了將Cu-Zn類合金表面的Zn濃度調整在上迷范圍，有必要除去退火中產生的脫Zn層。作為該除去方法，有使用旋轉式研磨輪進行的機械研磨、使用腐蝕液進行的化學研磨等。本發明中，將即將供于鍍Sn之前的Cu-Zn類合金表面的Zn濃度調整在上述范圍是重要的，對用于實現其的方法或工序順序不特別限定。例如，連接器用Cu-Zn類合金大多在退火后實施了冷壓延的調質狀態下供于鍍Sn，此時脫Zn層除去的研磨可以在冷壓延前(剛退火后)進行，也可以在冷壓延后(將要鍍敷前)進行。b.Ni底鍍層厚度和Cu底鍍層厚度本發明的軟熔后的鍍層從表面側開始由Sn相、Sn-Cu合金相、Ni相各層構成。Ni相抑制母材成分(Cu、Zn和合金元素)向Sn-Cu合金相中擴散。Sn-Cu合金相抑制Ni向Sn相中擴散。通過作為該擴散屏障的Ni相和Sn-Cu合金相的作用，Cu/Ni兩層底鍍材與Cu底鍍材或Ni底鍍材相比表現出優異的耐熱性。為了得到所需的耐熱性，使電沉積時的Ni鍍層的厚度為O.lum以上。若Ni鍍層小于0.1pm則不能抑制母材成分向Cu-Sn合金相中的擴散。此外，使電沉積時的Cu鍍層的厚度為O.lnm以上。若Cu鍍層小于O.lum則不形成充分厚度的Sn-Cu合金相，不能抑制Ni向Sn中的擴散。電沉積時的Ni鍍層或Cu鍍層的厚度上限通過下迷電沉積時的Cu鍍層的厚度和電沉積時的Ni鍍層的厚度的總計規定。接著，為了將完成軟熔的Sn鍍層表面的Zn濃度調整為0.1~5.0質量％，將電沉積時的Cu鍍層的厚度和電沉積時的Ni鍍層的厚度的總計(以下稱為總計厚度)規定為0.3~1.0nm。若總計厚度小于0.3nm，則在后述的軟熔條件下加熱時，母材的Zn過度地向Sn相擴散，Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量。/。。若總計厚度超過l.(Vm，則在后述的軟熔條件下加熱時，母材中的Zn未充分擴散到Sn相中，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％。更優選的厚度為Cu鍍層厚度為0.2pm以上、Ni鍍層為0.2pm以上、總計厚度為0.4~0.7nm，若在該范圍內則可更穩定地得到所需的耐熱性和Sn鍍層表面的Zn濃度。c.Sn鍍層厚度Sn鍍層厚度小于0.3nm時，在后迷軟熔條件下加熱的情況下，Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量W。若Sn鍍層厚度超過1.0pm，則在后述的軟熔條件下加熱的情況下，Sn鍍層表面的Zn濃度小于O.l質量%。因此，Sn鍍層的厚度為0.3~l.Onm。更優選的Sn鍍層厚度為0.6~0.8拜。d.軟熔條件使Sn鍍層表面的Zn濃度在本發明的范圍的軟熔條件如下所示。加熱時間小于5秒時，Zn向Sn鍍層的擴散不充分，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％。若加熱時間超過23秒則由于Zn擴散顯著，Sn鍍層表面的Zn濃度超過5,0質量yo。因此，軟熔處理中的加熱時間為5~23秒(5《t《23，其中t表示加熱時間，單位為秒)。優選加熱時間為5~15秒。此外，加熱溫度小于350'C時，Zn從母材向Sn鍍層的擴散不充分，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％。若加熱溫度超過600'C則由于Zn擴散顯著，不僅Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量。/。，而且鍍層母材重結晶而軟化，所以作為連接器等用途得不到必要的機械強度。因此，軟熔處理中的加熱溫度為350~600'C。(350《T<600,其中，T表示加熱溫度，單位為。C)。優選加熱溫度為400~550'C。進一步地，Zn向Sn鍍層的擴散通過溫度和時間兩因素的關系決定。其中，用下式規定該關系。50(K(T+14t)<670若(T+14t)小于500則Sn鍍層表面的Zn濃度小于0,1質量％，產生晶須。另一方面若超過670，則Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量0/0,耐熱焊料潤濕性變差。(T+14t)優選為550~650。在表示本發明的軟熔處理條件(溫度和時間)的圖1中，軟熔處理條件用斜線的范圍表示。其中，T表示加熱溫度(。C)、t表示加熱時間(秒)。作為母材表面的GDS分析數據的一例，圖2為后迷的發明例3和比較例30中使用的母材表面的GDS圖評價點為距離表面0.1nm的深度。分析條件如下所迷。-樣品的前處理在丙酮中超聲波脫脂。-裝置JOBINYBON公司制JY5000RF-PSS型-所用程序(CurrentMethodProgram):CNBinted-12aa-0。-才莫式恒壓功率(constantElectricPower)=40W。-氬氣壓力(Ar-Pressure):775Pa。-電流值40mA(700V)。-沖洗時間(FlushTime):20sec。-預方欠電時間(PreburnTime):2sec。-測定時間分析時間-30sec、采樣時間-0,020sec/point。使用表1所示的Cu-Zn類合金(厚度0.2mm)作為樣品。表1中作為母材的組成，示出了母材的平均Zn濃度。此外，作為母材表面的Zn濃度，示出了用GDS(輝光放電發光分光分析裝置)分析的在深度方向上距離表面O.lnm的位置的Zn濃度(質量％)。表面Zn濃度通過退火條件和研磨條件調整。表2表示表1的比較例30、發明例1、2、3、23和比較例31的制造條件。對于厚度0.25mm的Cu-Zn合金母材在各種條件下進行重結晶退火后，使用20質量%H2S04-1質量％11202水溶液對表面進行化學研磨，然后冷壓延至0.2mm。表2中的"平均(a)"表示母材的Zn平均濃度、"表面(b)"表示距離母材的表面O.lpm的位置的Zn濃度。由表2可知(1)在燃燒氣體中(弱氧化性氛圍氣)中退火時，若提高CO濃度、降低02濃度，則表面Zn濃度增大。此外，若增加研磨量則表面Zn濃度增大。(2)低溫長時間退火得到的表面Zn濃度比高溫短時間退火得到的表面Zn濃度高。(3)若在調整為低露點的氫氣中(強還原性氛圍氣)中退火則由于不產生Zn的氧化(向氣相中逃散)，表面Zn濃度增大。對表1的各樣品按下迷步驟進行鍍敷。(步驟1)在堿水溶液中以樣品為陰極在下述條件下進行電解脫脂。電流密度3A/dn^。脫脂劑-少7工業(林)制商標"^夕大P105"。脫脂劑濃度40g/L。溫度50'C。時間30秒。電流密度3A/dm2。(步驟2)使用10質量％硫酸水溶液進行酸洗。(步驟3)在下述條件下實施Ni底鍍層。鍍浴組成硫酸鎳250g/L、氯化鎳45g/L、硼酸30g/L。鍍浴溫度50'C。電流密度5A/dm2。Ni鍍層厚度通過電沉積時間調整。，(步驟4)在下述條件下實施Cu底鍍層。鍍浴組成疏酸銅200g/L、疏酸60g/L。鍍浴溫度25'C。電流密度5A/dm2。Cu鍍層厚度通過電沉積時間調整。(步驟5)在下述條件下實施鍍Sn。10鍍浴組成氧化亞錫41g/L、苯酚磺酸268g/L、表面活性劑5g/L。鍍浴溫度50°C。電流密度9A/dm2。Sn鍍層厚度通過電沉積時間調整。(步驟6)作為軟熔處理，在將氛圍氣調整成氮氣(氧氣lvol。/。以下)的加熱爐中插入樣品并進行加熱，加熱后水冷。加熱爐的溫度(軟熔溫度)和在加熱爐中的插入時間(軟熔時間)如表1所示。對于軟熔后的各樣品，使用GDS在上迷條件下對Sn鍍層表面的Zn濃度進行分析。作為Sn鍍層表面的GDS分析數據的一例，圖3所示為發明例8和比較例33的圖。以距離鍍層表面深度為0.01nm作為評價點，由圖讀取該位置的Zn濃度并記于表1中。對于各樣品，用下述方法對晶須的長度和焊料潤濕性進行評價。(1)晶須長度在將直徑為0.7mm的球狀壓頭(不銹鋼制)以150g的負荷載于樣品表面上的狀態下在室溫下放置7天，在鍍層表面的壓頭接點部產生晶須。用電子顯微鏡觀察產生的晶須，各樣品中，生長得最長的晶須的長度為10pm以下時評價為O,超過lOpm時評價為x。(2)耐熱焊料潤濕性對于在高溫下保持后的樣品，評價與無鉛焊料的潤濕性。具體地說，將樣品用丙酮脫脂后，在大氣中于145'C下加熱500小時。在加熱后的樣品上涂布25質量％松香-75質量％乙醇作為焊劑后，在260'C的Sn-3.0質量。/oAg-0.5質量。/。Cu焊料浴中浸漬10秒。浸漬部的表面積為10mmx10mm,從焊料浴拉起后，測定附著焊料的部分的面積率。焊料的附著面積率為80%以上時評價為0,附著面積率小于80°/。時評價為x。發明例和比較例的評價結果如表1所示。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>燃燒氣體組成以vol。/。表示.本發明例1~29由于Sn鍍層表面的Zn濃度都在本發明的范圍內，晶須的長度為10pm以下，此外對于無鉛焊料表現出優異的耐熱焊料潤濕性。比較例30由于母材表面的Zn濃度小于10質量％,相對于母材組成和制造條件相同的發明例1~3，Sn鍍層表面的Zn濃度低，小于0,1質量％,產生超過10pm的晶須。此外，比較例31由于母材表面的Zn濃度超過40質量％，相對于母材組成和制造條件相同的發明例23，Sn鍍層表面的Zn濃度增大，超過5.0質量％，耐熱焊料潤濕性變差。發明例4~9和比較例32~35中，對于同樣組成的母材，改變Ni和Cu底鍍層的厚度，其它制造條件相同。若Ni鍍層和Cu鍍層的總計厚度增大，發現Sn鍍層表面的Zn濃度有降低的趨勢。在Ni鍍層和Cu鍍層的總計厚度小于0.3nm的比較例32中，Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量％，耐熱焊料潤濕性變差。此外，在總計厚度超過l.Onm的比較例33中，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％，產生超過l(Him的晶須。比較例34和35由于Ni和Cu分別小于0.1pm，失去Cu/Ni兩層底鍍層軟熔鍍Sn的特征的優異的耐熱性，耐熱焊料潤濕性變差。即，比較例34由于Ni鍍層厚度為0.05nm，實質上未形成構成本申請發明的鍍Sn條的、具有抑制母材成分向Sn-Cu合金相中擴散的效果的Ni相的層。此外，比較例35由于Cu鍍層厚度為0,05nm，實質上未形成構成本申請發明的鍍Sn條的，具有抑制Ni向Sn中擴散的效果的Sn-Cu合金相的層。發明例10~16和比較例36~37中，對于同樣組成的母材，改變Sn鍍層的厚度，其它制造條件相同。若Sn鍍層厚度增大，發現Sn鍍層表面的Zn濃度有降低的趨勢。在Sn鍍層厚度小于0.3nm的比較例36中，Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量％,耐熱焊料潤濕性變差。此外，在Sn鍍層厚度超過l.Onm的比較例37中，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％，產生超過l(Vm的晶須。發明例17~22和比較例38~43中，對于同樣組成的母材，改變軟熔條件，其它的制造條件相同。在(T+14t)超過670的比較例38~40中，Sn鍍層表面的Zn濃度超過5.0質量。/。，耐熱焊料潤濕性變差。在(T+14t)小于500的比較例41中，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％,產生超過l(Hun的晶須。在時間短于5秒的比較例42和溫度低于3WC的比較例43中，Sn鍍層表面的Zn濃度小于0.1質量％,產生超過l(Hun的晶須。權利要求1.晶須產生得到抑制的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，以含有平均濃度為15～40質量％的Zn的銅合金作為母材，從表面到母材由Sn相、Sn-Cu合金相、Ni相各層構成鍍膜，該Sn相表面的Zn濃度為0.1～5.0質量％。2.如權利要求1所述的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，以含有15~40質量％的Zn、其余部分由Cu和不可避免的雜質構成的銅基合金作為母材。3.如權利要求2所迷的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，母材進一步含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Ni、Mn、Si、Al和Ti中的至少一種元素總計0.005~10質量％。4.如權利要求1所迷的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，以含有1540質量。/。的Zn、820質量Q/。的Ni、00.5質量。/。的Mn,其余部分由Cu和不可避免的雜質構成的銅基合金作為母材。5.如權利要求4所述的Cu-Zn合金鍍Sn條，其特征在于，母材進一步含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Si、Al和Ti中的至少一種元素總計0.005~10質量％。6.晶須產生得到抑制的鍍Sn條的制造方法，其特征在于，對于含有平均濃度為15~40質量％的Zn的銅合金依次進行以下的步驟a.通過表面研磨，將距離母材表面O.lnm的位置的Zn濃度調整為10~40質量°/。的步驟，b.鍍厚度O.lnm以上的Ni鍍層后，鍍厚度0.1nm以上的Cu鍍層的步驟(其中，Ni鍍層的厚度與Cu鍍層的厚度的總計為0.3~l.Onm),c.鍍厚度0.31.0pm的Sn鍍層的步驟以及d.在以下三式規定的加熱時間t(秒)和加熱溫度T(x:)下實施軟熔處理的步驟，5《t《23、35(KT"00以及500《(T+14t)<670。全文摘要本發明在以含有平均濃度15～40質量％的Zn的銅合金作為母材，從表面到母材，由Sn相、Sn-Cu合金相、Ni相各層構成鍍膜的Sn鍍條中，將該Sn相表面的Zn濃度調整為0.1～5.0質量％。母材可以進一步含有選自Sn、Ag、Pb、Fe、Ni、Mn、Si、Al和Ti中的任意成分總計0.005～3.0質量％。此外，母材可以為含有15～40質量％的Zn、8～20質量％的Ni、0～0.5質量％的Mn，其余部分由Cu和不可避免的雜質構成的銅基合金，可以進一步含有上述任意成分總計0.005～10質量％。從而提供晶須產生得到抑制的Cu-Zn合金的Cu/Ni兩層底鍍層軟熔Sn鍍條。文檔編號C22C9/06GK101426961SQ20078001452公開日2009年5月6日申請日期2007年4月26日優先權日2006年4月26日發明者波多野隆紹申請人:日礦金屬株式會社