JP2015134955A

JP2015134955A - 強度、耐熱性及び曲げ加工性に優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板

Info

Publication number: JP2015134955A
Application number: JP2014007334A
Authority: JP
Inventors: 良一尾崎; Ryoichi Ozaki
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-01-18
Filing date: 2014-01-18
Publication date: 2015-07-27
Anticipated expiration: 2034-01-18
Also published as: KR101688300B1; CN104789812B; CN104789812A; TW201529871A; KR20150086444A; TWI527914B; JP6210887B2

Abstract

【課題】強度、耐熱性及びスタンピング性（特に曲げ加工性）に優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板の提供。
【解決手段】Ｆｅ：１．６〜２．６質量％、Ｐ：０．０１〜０．０５質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．５質量％、Ｓｎ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃ：０．００３質量％以下、Ｃｏ、Ｓｉ及びＣｒが合計で０．０５質量％以下、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなるＦｅ−Ｐ系銅合金板。圧延方向に平行で板面に垂直な断面の結晶組織をＥＢＳＤで観察した場合に、各結晶粒の円相当直径を面積で重み付けした加重平均が１０μｍ以下であり、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、円相当直径が１０〜４０ｎｍのＦｅ又はＦｅ−Ｐ化合物の析出粒子の存在密度が２０個／μｍ^２以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、強度、耐熱性及び曲げ加工性に優れ、半導体用リードフレーム、端子、コネクター、バスバーなどの電気・電子部品材料として好適なＦｅ−Ｐ系銅合金板に関する。

銅及び銅基合金は導電率・熱伝導性が非常に高いことからリードフレームを始めとする電気・電子部品用材料として利用されてきた。近年ではリードフレームの薄肉、狭ピン、狭ピッチ化が益々進み、一部は厚さ１００μｍ以下にまでなっており、非常に高い強度が要求されるようになっている。

また、リードフレームの作製では、銅及び銅基合金を所定の厚さに圧延した条材に、スタンピング加工やエッチング処理を施して所定の形状に加工することが行われる。スタンピング加工の際には、スタンピングによる歪みを除去するための歪み除去工程で４００℃以上の温度での加熱をするなど、高温加熱処理される場合も多い。さらに、各種めっき処理や、パッケージング加工でのダイ・ボンディングやワイヤ・ボンディング、樹脂モールディングが実施される。

従って、リードフレーム材料には導電率や強度（１次特性）のみならず、スタンピング性、耐熱性（高温に加熱した際の強度低下の度合い）、更にはエッチング性、各種めっき性、半田密着性、酸化膜密着性、樹脂密着性、ワイヤ・ボンディング性など（２次特性）が要求される。

これらの特性を全て充分に満足する材料はないが、多ピンＩＣのリードフレーム材料としては、特性、コスト、入手性といった観点から、Ｃｕ−２．２質量％Ｆｅ−０．０３質量％Ｐ−０．１２質量％Ｚｎを標準化学組成とするＣＤＡＡｌｌｏｙ１９４、Ｃｕ−３．０質量％Ｎｉ−０．６５質量％Ｓｉ−０．１５質量％Ｍｇを標準化学組成とするＣＤＡＡｌｌｏｙ７０２５、及びＣｕ−０．２３ｍａｓｓ％Ｃｒ−０．２５ｍａｓｓ％Ｓｎ−０．２０ｍａｓｓ％Ｚｎを標準化学組成とするＣＤＡＡｌｌｏｙ１８０４５に集約されつつある。なお、ＣＤＡとは米国銅開発協会を意味する。

このうちＦｅ−Ｐ系のＣＤＡＡｌｌｏｙ１９４は、最高強度の質別であるＥＳＨとしても、引張強さ５５０Ｎ／ｍｍ^２程度、ビッカース硬さ１６０Ｈｖ程度であり、他の２種類の銅基合金よりも強度が低い。また耐熱性も比較的低く、例えば４５０℃で５分程度加熱すると、元の強さの８０％以下に軟化してしまう。しかし、ＣＤＡＡｌｌｏｙ１９４はスタンピング性等の２次特性に重大な欠陥が無く、入手性も良いため広く使用されている。

一方、特許文献１には、Ｆｅ−Ｐ系銅合金にＭｇ及びＳｎを添加することにより、Ｆｅ−Ｐ系銅合金を高強度化することが記載されている。また、特許文献２には、結晶組織を整粒化することにより、スタンピング性（打抜き加工性及び曲げ加工性）を改善したＦｅ−Ｐ系銅合金板が記載されている。特許文献３には、Ｆｅ−Ｐ系銅合金を熱間圧延及び冷間圧延後、９５０〜１０５０℃に加熱し、次いで３００℃以下に急冷する溶体化処理を行うなど、特定の製造方法をとることによりＦｅ−Ｐ系銅合金板の強度及び耐熱性を改善することが記載されている。

特開平４−４１６３１号公報特開２０００−１０４１３１号公報特開２０１２−５７２４２号公報

しかし、特許文献１のＦｅ−Ｐ系銅合金板は、高強度であるが耐熱性が十分とはいえなず、またスタンピング性については検討されていない。特許文献２のＦｅ−Ｐ系銅合金板は、スタンピング性が優れるが、耐熱性が十分とはいえない。特許文献３のＦｅ−Ｐ系銅合金板は、強度及び耐熱性が優れるが、スタンピング性については検討されていない。
本発明は、Ｆｅ−Ｐ系銅合金板のこのような現状に鑑みてなされたもので、高強度で、耐熱性が高く、かつスタンピング性（特に曲げ加工性）にも優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板を提供することを目的とする。

本発明に係るＦｅ−Ｐ系銅合金板は、Ｆｅ：１．６質量％以上、２．６質量％以下、Ｐ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｓｎ：０．０１質量％以上、０．２０質量％未満、Ｃ：０．００３質量％以下、Ｃｏ、Ｓｉ及びＣｒが合計で０．０５質量％以下、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、圧延方向に平行で板面に垂直な断面の結晶組織をＥＢＳＤで観察した場合に、各結晶粒の円相当直径を面積で重み付けした加重平均が１０μｍ以下であり、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、円相当直径が１０〜４０ｎｍのＦｅ又はＦｅ−Ｐ化合物の析出粒子の存在密度が２０個／μｍ^２以上であることを特徴とする。なお、本発明において、「銅合金板」という用語は銅合金条を含む意味で用いられている。

本発明によれば、強度、耐熱性及び曲げ加工性に優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板を提供することができる。

実施例のＮｏ．１４，２１，２２の顕微鏡組織写真である。

以下、本発明に係るＦｅ−Ｐ系銅合金板について、より具体的に説明する。
（Ｆｅ−Ｐ系銅合金の化学組成）
Ｆｅは、Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の強度及び耐熱性の向上に寄与し、また、熱間圧延中又は再結晶熱処理中の結晶粒の成長を抑制する効果を有する。Ｆｅの含有量が１．６質量％未満では、上記効果が不十分である。一方、Ｆｅの含有量が２．６質量％を超えると、溶解・鋳造時に２液相分離や晶出によって粗大なＦｅ粒子（直径数μｍ以上）が生成し、めっき性やエッチング性が低下する。従って、Ｆｅの含有量は１．６質量％以上、２．６質量％以下とし、下限は、好ましくは１．７質量％、さらに好ましくは１．８質量％、上限は、好ましくは２．５質量％、さらに好ましくは２．４質量％とする。

Ｐは脱酸剤として寄与するほか、Ｆｅ−Ｐ化合物の析出粒子を形成してＦｅ−Ｐ系銅合金板の強度及び耐熱性を向上させる。また、Ｐは熱間圧延中又は再結晶熱処理中の結晶粒の成長を抑制する効果を有する。Ｐの含有量が０．０１質量％未満では、上記効果が不十分である。一方、Ｐの含有量が０．０５質量％を超えると導電率が低下する。従って、Ｐの含有量は０．０１質量％以上、０．０５質量％以下とし、下限は、好ましくは０．０１５質量％、さらに好ましくは０．０２質量％、上限は、好ましくは０．０４５質量％、さらに好ましくは０．０４質量％とする。

Ｚｎは、Ｆｅ−Ｐ系銅合金板のはんだ耐熱剥離性や酸化膜の密着性を向上させる。Ｚｎの含有量が０．０１質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．５質量％を超えると導電率が低下する。従って、Ｚｎの含有量は０．０１質量％以上、０．５質量％以下とし、下限は、好ましくは０．０２質量％、さらに好ましくは０．０５質量％、上限は、好ましくは０．４質量％、さらに好ましくは０．３質量％とする。
Ｓｎは、母材に固溶してＦｅ−Ｐ系銅合金板の強度及び耐熱性を向上させ、熱間圧延中又は再結晶熱処理中の結晶粒の成長を抑制する効果を有する。また、Ｓｎは転移を固着する効果が強く、これによりＦｅの析出起点を増加させ、析出密度を増加させる効果を有する。Ｓｎの含有量が０．０１質量％未満では上記効果が十分でなく、一方、０．２０質量％以上になると導電率が低下する。従って、Ｓｎの含有量は０．０１質量％以上、０．２０質量％未満とし、下限は、好ましくは０．０２質量％、さらに好ましくは０．０５質量％、上限は、好ましくは０．１８質量％、さらに好ましくは０．１５質量％とする。

Ｆｅ−Ｐ系銅合金において、不可避不純物であるＣの含有量が０．００３質量％を超え、又は同じく不可避不純物であるＣｏ、Ｓｉ及びＣｒの含有量の合計が０．０５質量％を超えると、２液相分離や晶出による粗大なＦｅ粒子が生成しやすくなる。このため、Ｆｅ−Ｐ系銅合金の強度及び耐熱性が低下し、また、めっき性やエッチング性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．００３質量％以下とし、Ｃｏ、Ｓｉ及びＣｒの合計含有量は０．０５質量％以下とする。なお、Ｃは溶解、鋳造時に溶湯表面に酸化防止等の目的で散布する木炭や黒鉛粒、黒鉛モールド等より限度を超えて混入する場合がある。そのような場合はＣ含有量を低減するため、Ｃ含有量の少ないＦｅ原料を用いる、木炭や黒鉛粒の散布量を減らす、木炭や黒鉛粒のサイズを大きくして溶湯との接触面積を低減する、モールド変更を行う等の手段が利用できる。

（平均結晶粒径）
Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に平行で板面に垂直な断面の結晶組織をＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で観察（粒界条件：方位差５°以上）し、観察面の全結晶粒の円相当直径を求め、各結晶粒の円相当直径を面積で重み付けして加重平均を求め、本発明ではこれを平均結晶粒径とした。平均結晶粒径としてこの加重平均をとったのは、Ｆｅ−Ｐ系銅合金板のように粗大粒と微細粒が混在する場合、単に相加平均をとると、実態以上に結晶粒径が小さく出るためである。この平均結晶粒径が１０μｍを超えると、曲げ加工性や打抜き加工性が低下するとともに強度や耐熱性も低下する。従って、平均結晶粒径は１０μｍ以下、好ましくは８μｍ以下、さらに好ましくは６μｍ以下である。平均結晶粒径は小さいほどよく、下限値は特に定める必要がないが、後述する製造方法により３μｍ程度まで微細化できる。

（析出粒子の存在密度）
Ｆｅ又はＦｅ−Ｐ化合物の析出粒子のうち円相当直径１０〜４０ｎｍの析出粒子は、転位をピン止めしてＦｅ−Ｐ系銅合金板の強度及び耐熱性を向上させる。しかし、この析出粒子の存在密度が２０個／μｍ^２未満であると、ピン止めできる析出粒子が少なく強度及び耐熱性の向上が不十分となる。従って、円相当直径１０〜４０ｎｍのＦｅ又はＦｅ−Ｐ化合物の析出粒子の存在密度は、２０個／μｍ^２以上、好ましくは２５個／μｍ^２以上、さらに好ましくは３０個／μｍ^２以上である。この存在密度は大きいほどよく、上限値は特に定める必要がないが、本発明の組成であれば後述する製造方法により４０個／μｍ^２程度まで密度を上げることができる。

（Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の製造方法）
本発明の製造方法は以下の通りである。
まず、鋳塊は、通常のるつぼ型溶解炉などを用いて原料を溶解し、成分調整後、通常の金型やカーボン鋳型などに溶湯を流し込んで製造する。
次に、鋳塊を８５０〜１０５０℃の温度に加熱し、圧延加工率５０％以上で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了温度は７５０℃以上とする。熱間圧延後の冷却は、水冷などにより、熱間圧延終了温度（＝冷却開始温度）から少なくとも３００℃までの範囲を１０℃／秒以上の冷却速度で急速に冷却する。

熱間圧延の加熱温度が８５０℃未満では、ＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が析出し、粗大化するため、その分Ｆｅ，Ｐが消費されて析出熱処理で析出する微細なＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が減り、製品の強度や耐熱性が低下する。一方、１０５０℃を超えると融点に近くなるため、熱延割れが発生する。また、酸化が激しくなり、熱延により酸化物が巻き込まれ、製品板中に欠陥として残ることがある。従って、熱間圧延の加熱温度は８５０〜１０５０℃、好ましくは８７０〜１０３０℃、さらに好ましくは８９０〜１０１０℃とする。
熱間圧延の圧延加工率が５０％より小さいと、再結晶が起こらず、鋳造組織が残存する可能性がある。従って、熱間圧延の圧延加工率は５０％以上、好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上とする。

熱間圧延の終了温度が７５０℃未満になると、ＦｅやＦｅ−Ｐ化合物の析出量が増加し、粗大化するため、析出熱処理において析出する微細なＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が減少し、製品板の強度及び耐熱性が低下する。また、熱間圧延の終了温度が７５０℃未満になると、製品板の平均結晶粒径が大きくなる。これは、粗大化したＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が再結晶熱処理の際に再結晶の起点となり、再結晶を促進するためと考えられる。従って、熱間圧延の終了温度は７５０℃以上、好ましくは７７０℃以上、さらに好ましくは７９０℃以上とする。
熱間圧延後の冷却速度が、熱間圧延終了温度から３００℃までの範囲で１０℃／秒未満になると、冷却中にもＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が析出し、粗大化するため、析出熱処理において析出する微細なＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が減少し、製品板の強度及び耐熱性が低下する。よって、熱間圧延後の冷却速度は１０℃／秒以上、望ましくは２０℃／秒以上、さらに望ましくは３０℃／秒以上とする。熱間圧延材が冷却して３００℃に達した後は、急冷する必要はない。

この後、熱間圧延材の酸化スケールを除去し、冷間圧延を行う。冷間圧延の圧延加工率は、続いて行われる再結晶熱処理で均一な再結晶組織を得るため、５０％以上、望ましくは６０％以上、さらに望ましくは７０％以上とする。
再結晶熱処理は微細な再結晶粒を形成するための熱処理であり、加熱温度５５０〜９００℃程度で１秒〜１０分程度保持する。加熱温度が５５０℃未満では再結晶しにくく、９００℃を超えると再結晶粒が粗大化する。従って、加熱温度は５５０〜９００℃、望ましくは５７０〜８８０℃、さらに望ましくは５９０〜８６０℃程度とする。保持時間は加熱温度によって適宜選択してよいが、１秒〜１０分程度の短時間とする。保持時間が１秒未満では再結晶が生じにくい。保持時間が１０分を超えると、再結晶粒が粗大化して製品の平均結晶粒径が大きくなる。また、ＦｅやＦｅ−Ｐ化合物の析出量が増加し、粗大化するため、その後の析出熱処理において析出する微細なＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が減少する。従って、保持時間は１秒〜１０分、望ましくは２秒〜５分、さらに好ましくは５秒〜２分程度とする。

また、再結晶熱処理の加熱速度は、３００℃以上の範囲で１℃／秒以上とする。この加熱速度が１℃／秒未満では、加熱中にＦｅやＦｅ−Ｐ化合物の析出が生じ、微細な再結晶粒が得られない。これは、加熱中に析出したＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が、温度の上昇に伴って粗大化し、それが再結晶の起点となり、再結晶を促進するためと考えられる。また、加熱中にＦｅやＦｅ−Ｐ化合物の析出が生じ、粗大化するため、析出熱処理において析出する微細なＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が減少する。よって、再結晶熱処理の加熱速度は１℃／秒以上、望ましくは２℃／秒以上、さらに望ましくは５℃／秒以上とする。
さらに、再結晶熱処理後の冷却速度は、加熱温度から３００℃までの範囲で５℃／秒以上とする。この温度範囲の冷却速度が５℃／秒未満では、冷却中にＦｅやＦｅ−Ｐ化合物の析出が生じ、粗大化するため、析出熱処理において析出する微細なＦｅやＦｅ−Ｐ化合物が減少する。従って、再結晶熱処理後の冷却速度は５℃／秒以上、望ましくは１０℃／秒以上、さらに望ましくは２０℃／秒以上とする。

再結晶熱処理の後、冷間圧延を行い又は行うことなく、析出熱処理を行う。析出熱処理は、微細な（円相当直径が１０〜４０ｎｍの）ＦｅやＦｅ−Ｐ化合物の析出物を数多く生成するための熱処理であり、冷間圧延を行わなくても析出物は生成するが、冷間圧延を行うことにより析出物が効率的に析出し、より強度を高めることが可能である。
析出熱処理は、加熱温度３００〜６００℃程度で０．５〜３０時間程度保持する。加熱温度が３００℃未満では析出量が少なく、６００℃を超えると析出物が粗大化しやすい。従って、加熱温度は３００〜６００℃、望ましくは３２０〜５８０℃、より望ましくは３４０〜５６０℃とする。保持時間は加熱温度によって適宜選択してよいが、０．５〜３０時間程度の時間とする。保持時間が０．５時間未満では析出が不十分となりやすく、３０時間を超えると生産性低下への影響が大きくなる。従って、保持時間は０．５〜３０時間、望ましくは１〜２５時間、さらに望ましくは１．５〜２０時間程度とする。

続いて最終の冷間圧延を行い、所定の強度及び板厚に仕上げる。最終冷間圧延の後に、低温焼鈍（歪取り焼鈍ともいう）を行ってもよい。半導体装置の小型化・高集積化によるリードフレームの微細配線化に伴い、板のフラットネスと内部応力低減に関する品質要求は益々高くなっており、低温焼鈍はこれらの品質向上に有効である。

銅合金原料を高周波炉において溶製した後成分調整を行い、カーボン鋳型で造塊し（冷却方法は水冷）、厚さが５０ｍｍ、幅が１８０ｍｍ、長さが１００ｍｍの鋳塊を得た。得られたＦｅ−Ｐ系銅合金の化学組成を表１に示す。なお、表１に示すＦｅ−Ｐ系銅合金は、表１に示した元素の他に不可避的不純物を含むが、そのうちＴｉ、Ｚｒ、Ｂｅ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｇが総量で０．０１質量％以下、Ｂ、Ｎａ、Ｓ、Ｃａ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＭＭ（ミッシュメタル）が総量で０．００５質量％以下であった。これらの元素は少量であり、本発明に係るＦｅ−Ｐ系銅合金板の特性に影響を及ぼさない。

続いて、各鋳塊を９５０℃で１ｈｒ加熱後、Ｎｏ．１〜２３，２６については厚さが１８ｍｍになるまで熱間圧延し、Ｎｏ．２４，２５については厚さが１２ｍｍになるまで熱間圧延し、熱間圧延後いずれも水冷した。熱間圧延の終了温度（冷却開始温度）は、Ｎｏ．１〜８，１１，１３〜２３，２６では７５０℃以上であり、Ｎｏ．９，１０，１２，２４，２５では７５０℃未満であった。Ｎｏ．２４，２５は厚さ１２ｍｍまで圧延したため、熱間圧延の終了温度が低くなり、Ｎｏ．９，１０，１２はパス間時間を長くしたため、熱間圧延の終了温度がＮｏ．２４，２５よりさらに低くなった。熱間圧延後に行った水冷の冷却速度は全て１０℃／秒以上であった。
Ｎｏ．１〜２６の熱間圧延板の両面を面削して酸化スケールを除去し、Ｎｏ．１〜２３，２６は厚さ１６ｍｍとし、Ｎｏ．２４，２５は厚さ１０ｍｍとした後、冷間圧延、再結晶熱処理、析出熱処理、最終冷間圧延及び歪み取り焼鈍を行って、厚さが０．１５ｍｍのＦｅ−Ｐ系銅合金板を得た。
なお、熱間圧延終了温度、再結晶熱処理、及び最終冷間圧延の圧延率の工程条件を表２に示す。

得られたＦｅ−Ｐ系銅合金板を供試材とし、平均結晶粒径、析出物密度、引張強さ、加熱前後の硬さ、導電率、Ｗ曲げ性、はんだ耐熱剥離性の測定を下記要領で行った。これらの結果を表３に示す。また、得られたＦｅ−Ｐ系銅合金板の表面を光学顕微鏡（倍率：５００倍）で観察し、２液相分離や晶出で発生する粗大Ｆｅ粒子の有無を調べた。粗大Ｆｅ粒子が観察されたＮｏ．１４，２１，２２について、その顕微鏡組織写真を図１に示す。

（平均結晶粒径）
供試材の圧延方向に平行で板面に垂直な断面の結晶組織をＥＢＳＤで観察し、粒界条件：方位差５°以上で解析した全結晶粒を円相当直径で数値化し、各結晶粒の円相当直径を面積で重み付けして加重平均を求め、これを供試材の平均結晶粒径とした。Ｎｏ．１〜２１の各供試材について各３視野観察し、各視野ごとに平均結晶粒径を求め、その平均値を各供試材の平均結晶粒径とした。１視野においてＮ個の結晶粒が観察されたとき、その視野における平均結晶粒径は、以下の式で算出される。
平均結晶粒径＝（ａ１×ｄ１＋・・・＋ａＮ×ｄＮ）／Ａ
ただし、ａｉ：各結晶粒の面積
ｄｉ：各結晶粒の直径
Ａ：Ｎ個の結晶粒の面積の和である。

（析出物密度）
供試材の組織を１５万倍の透過型電子顕微鏡で観察し、粒径が１０ｎｍ以上で４０ｎｍ以下の析出粒子の個数を測定し、単位面積当たりの個数（個／μｍ^２）を算出し、これを析出物密度とした。
（引張強さ）
供試材から長手方向を圧延方向に平行としたＪＩＳ−５号試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準じて引張試験を行い、測定した。

（加熱前後の硬さ）
供試材から採取した試験片の加熱前の硬さと、５５０℃で１分加熱後の硬さを、マイクロビッカース硬度計にて、４．９Ｎの荷重を加えて測定した。次いで、加熱後／加熱前硬さ比を算出した。
（導電率）
供試材をミーリングにより幅１０ｍｍ×長さ３００ｍｍの短冊状の試験片に加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により電気抵抗を測定して平均断面積法により算出した。本発明では導電率６０％ＩＡＣＳ以上を良好と評価した。

（Ｗ曲げ性）
供試材から採取した幅１０ｍｍのＬ．Ｄ．及びＴ．Ｄ．試験片に、ＪＣＢＡ−Ｔ３０７に準じてＷ曲げ（Ｒ／ｔ＝１）を行い、曲げ部の外観を観察して評価した。Ｌ．Ｄ．及びＴ．Ｄ．試験片のどちらかに割れが発生したものを×（不良）、肌荒れが発生したものを△（不良）、どちらにも割れ又は肌荒れが発生しなかったものを○（良）と評価した。なお、Ｌ．Ｄ．（ＬｏｎｄｉｔｕｄｉｎａｌｔｏＲｏｌｌｉｎｇＤｉｒｅｃｔｉｏｎ）試験片とは、長さ方向が圧延平行方向で曲げ線が圧延垂直方向となる試験片、Ｔ．Ｄ．（ＴｒａｎｓｖｅｒｓｅｔｏＲｏｌｌｉｎｇＤｉｒｅｃｔｉｏｎ）試験片とは、長さ方向が圧延垂直方向で曲げ線が圧延平行方向となる試験片を意味する。
（はんだ耐熱剥離性）
供試材から採取した短冊状の試験片に弱活性フラックスを塗布し、２６５℃に保持したはんだ浴（Ｓｎ−３％Ａｇ−０．５％Ｃｕ）に５秒間浸漬後、１５０℃のオーブンで１０００ｈｒ加熱した後、この試験片に１８０°曲げ及び曲げ戻し加工を加え、曲げ戻し加工部に透明なメンディングテープを貼付けた後引き剥がし、メンディングテープに付着するはんだの有無により、加工部のはんだが剥離するか否かを観察した。メンディングテープに剥離片が付着したものを剥離が生じたとして×（不良）、剥離片が付着しなかったものを剥離が生じなかったとして○（良）と評価した。

表１〜３に示すように、Ｎｏ．１〜８は、銅合金の組成が本発明の規定範囲内で、熱間圧延の終了温度が７５０℃以上と高く、再結晶熱処理の加熱・冷却速度が大きく、かつ高温短時間の保持条件である。このため、平均結晶粒径が小さく、析出物密度が高く、高い強度及び耐熱性（加熱後／加熱前硬さ比が９０％以上）、良好な曲げ性を有している。

一方、Ｎｏ．９，１０は、熱間圧延の終了温度が７５０℃未満と低く、再結晶熱処理の加熱・冷却速度が小さく、かつ低温長時間の保持条件である。このため、結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、化学組成がほぼ同じで最終冷間圧延率が同じＮｏ．１，２に比べて、それぞれ強度、耐熱性、曲げ性ともに低い。
Ｎｏ．１１は、再結晶熱処理の加熱・冷却速度が小さく、かつ低温長時間の保持条件であるため、Ｎｏ．１０ほどではないが平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、化学組成がほぼ同じで最終冷間圧延率が同じＮｏ．２に比べて、強度、耐熱性、曲げ性ともに低い。

Ｎｏ．１２は、熱間圧延の終了温度が７５０℃未満と低いため、Ｎｏ．１０ほどではないが平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、化学組成がほぼ同じで最終冷間圧延率が同じＮｏ．２に比べて、強度、耐熱性、曲げ性ともに低い。
Ｎｏ．１３は、Ｆｅの含有量が本発明の規定範囲外で少ないため、平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、同じ工程条件で製造したＮｏ．２〜８に比べて、強度、耐熱性、曲げ性ともに低い。

Ｎｏ．１４は、平均結晶粒径が小さく、析出物密度が高く、高い強度、耐熱性、曲げ性を有する。しかし、Ｆｅの含有量が本発明の規定範囲外で多いため、図１（ａ）に示すように、粗大Ｆｅ粒子が多く生成した。このため、Ａｇなどのめっきを行った場合に突起や未めっき部が生成しやすいなど、めっき性が低いことが推測される。
Ｎｏ．１５は、Ｐの含有量が本発明の規定範囲外で少ないため、平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、同じ工程条件で製造したＮｏ．２〜８と比べて、強度、耐熱性、曲げ性ともに低い。

Ｎｏ．１６，１８，２０は、平均結晶粒径が小さく、析出物密度が高く、高い強度、耐熱性、曲げ性を有する。しかし、それぞれＰ，Ｚｎ，Ｓｎの含有量が本発明の規定範囲外で多いため、いずれも導電率が低い。
Ｎｏ．１７は、平均結晶粒径が小さく、析出物密度が高く、高い強度、耐熱性、曲げ性を有する。しかし、Ｚｎの含有量が本発明の規定範囲外で少ないため、はんだの耐熱剥離性が低い。
Ｎｏ．１９は、Ｓｎの含有量が本発明の規定範囲外で少ないため、平均結晶粒径が大きく、析出物密度も低く、同じ工程条件で製造したＮｏ．２と比べて、耐熱性が低く、強度もやや低い。

Ｎｏ．２１は、Ｃの含有量が本発明の規定範囲外で多いため、図１（ｂ）に示すように、粗大Ｆｅ粒子が多く生成した。このため、Ｎｏ．２１はめっき性が低いことが推測される。また、Ｎｏ．２１は平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、同じ工程条件で製造したＮｏ．２と比べて、強度及び耐熱性が低い。
Ｎｏ．２２は、Ｃｏ，Ｓｉ，Ｃｒの合計含有量が本発明の規定範囲外で多いため、図１（ｃ）に示すように、粗大Ｆｅ粒子が多く生成した。このため、Ｎｏ．２２はめっき性が低いことが推測される。また、Ｎｏ．２２は平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、同じ工程条件で製造したＮｏ．２と比べて、強度及び耐熱性が低い。
Ｎｏ．２３は、Ｆｅ，Ｐ，Ｚｎ，Ｓｎの含有量が本発明の規定範囲外で少ないため、平均結晶粒径が大きく、析出物密度が低く、同じ工程条件で製造したＮｏ．２〜８に比べて、強度、耐熱性、曲げ性とも低く、はんだ耐熱剥離性も低い。

Ｎｏ．２４，２５は、熱間圧延の終了温度が７５０℃未満と低いため、平均結晶粒径が大きく、析出物密度も低く、化学組成がほぼ同じＮｏ．１，２に比べて、それぞれ強度、耐熱性、曲げ性ともに低い。なお、Ｎｏ．２４，２５の工程条件は特許文献２の製造方法の工程条件に相当する。
Ｎｏ．２６は、再結晶熱処理の保持温度が高く、平均結晶粒径が１０μｍを超えたため、曲げ性が低い。

Claims

Ｆｅ：１．６質量％以上、２．６質量％以下、Ｐ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｓｎ：０．０１質量％以上、０．２０質量％未満、Ｃ：０．００３質量％以下、Ｃｏ、Ｓｉ及びＣｒが合計で０．０５質量％以下、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなり、圧延方向に平行で板面に垂直な断面の結晶組織をＥＢＳＤで観察した場合に、各結晶粒の円相当直径を面積で重み付けした加重平均が１０μｍ以下であり、導電率が６０％ＩＡＣＳ以上、円相当直径が１０〜４０ｎｍのＦｅ又はＦｅ−Ｐ化合物の析出粒子の存在密度が２０個／μｍ^２以上であることを特徴とする強度、耐熱性及び曲げ加工性に優れたＦｅ−Ｐ系銅合金板。