JP3729733B2

JP3729733B2 - Copper alloy plate for lead frame

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Publication number: JP3729733B2
Application number: JP2000398089A
Authority: JP
Inventors: 浩史荒井; 理一津野; 浩坂本
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2000-12-27
Filing date: 2000-12-27
Publication date: 2005-12-21
Anticipated expiration: 2020-12-27
Also published as: JP2002194461A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はトランジスター、ＩＣ、ＬＳＩ等に用いられるリードフレーム用銅合金板に関し、さらに詳しくはスタンピング加工性やスティフネス特性に優れた民生、産業用電子部品に用いられるリードフレーム用銅合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
銅及び銅合金は、引張り強さ、伸び等の機械的性質、導電率、熱伝導率等の物理的性質、プレス加工性、エッチング性等の成形性、及びめっき性、ボンディング性、耐食性等の二次特性に優れることから、トランジスター、ＩＣ、ＬＳＩ用のリードフレーム材として多用されている。熱放散性や導電率を重視する用途には、Ｃ１０２（ＯＦＣ）、Ｃ１９２１０（Ｃｕ−０．１Ｆｅ−０．０３Ｐ）、Ｃ１５１（Ｃｕ−０．０２Ｚｒ）等が、強度と導電率の必要な用途にはＣ１９４（Ｃｕ−２．３Ｆｅ−０．０３Ｐ−０．１５Ｚｎ）、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系（Ｃｕ−３．２Ｎｉ−０．７Ｓｉ−０．２Ｚｎ等）等が、より高強度を要する用途にはＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｓｎ系（Ｃｕ−３．２Ｎｉ−０．７Ｓｉ−０．２Ｚｎ−１．２５Ｓｎ等）、Ｃ７２５（Ｃｕ−９．２Ｎｉ−２．３Ｓｎ）等が用いられている。
【０００３】
近年の各種電気電子機器の小型化や実装密度の向上要求に対応して、トランジスター、ＩＣ、ＬＳＩ等の電子部品に用いるリードフレームにおいても種々の形式のものが実用化され、リードピッチの縮小、薄肉化が進展し、要求される特性はより高度化している。例えば、リードフレームの肉厚は、従来主流であった０．２５ｍｍから０．１〜０．２ｍｍのものが多用されるようになっており、さらに０．０８ｍｍのものも一部で実用化されつつある。
【０００４】
リードフレームがこのように薄肉化すると、その組織や機械的性質によっては、半導体素子を載せるアイランド部及びワイヤボンディングの行われるリードの平坦性（coplanality）が悪化したり、ペコつきが発生しやすくなる。このようなリードフレームにおいては、Ｓｉチップのボンディング位置やワイヤボンディング位置の狂いが発生しやすく、電子部品の不良発生の原因となる。従って、薄肉・狭ピッチのリードフレームにおいては、従来並みの機械的性質、物理的性質、及び二次加工性を満足することが求められるだけでなく、アイランド部及びリード部の平坦性（coplanality）が良いこと、及びアイランドやリード部にペコつきが発生しないことが強く求められている。ペコ付きがあると、アイランドやリード部が斜めに傾いたりしてその平坦性が損なわれる。
【０００５】
このような要求を満足させるため、リードフレーム材の組成及び組織を適正化して、リードフレーム加工後のアイランド部及びリード部が十分な剛性（スティフネス）を持つこと、及びスタンピング加工後の「ばり」や「だれ」を少なくすることが検討されている。前記の既存合金においても加工熱処理条件の変更によりその改善が検討されている。
また、前記のリードフレームの薄肉化により、熱間圧延終了後の冷間加工率が大きくなるためリードフレーム材の製造コストが高くなり、その結果リードフレーム材の価格が上昇する傾向がある。一方、電子部品の価格に占めるリードフレームの価格の割合が大きいことから、スタンパーや半導体メーカーからのリードフレーム材の価格低減に対する要求が根強い。このような要求に対応するために、伸銅メーカーにおいては、リードフレーム材の製造コストを低減する努力が払われている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、強度、導電性、めっき性等の特性は従来材以上の値を確保しながら、打抜き加工により発生する「ばり」、「だれ」を小さくし、かつアイランド部及びリード部のペコ付きの発生を抑えて平坦性の向上した、スティフネスの高いリードフレーム用銅合金板を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るリードフレーム用銅合金板は、Ｎｉ：０．１％以上０．５％未満、Ｓｎ：１．０％を超え２．５％未満、Ｚｎ：１．０％を超え１５％以下、Ｆｅ：０．００１％以上０．１％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２％以下、Ｐ：０．０００５％以上０．０５％未満とＳｉ：０．０００５％以上０．０５％未満のいずれか一方又は双方を０．０００５％以上０．０５％未満、Ｓ：０．０００５％以上０．００３％以下、Ｃ含有量：０．０００５％以下を含み、さらにＯ：０．００５％以下、かつＨ：０．０００２％以下であり、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、耐力／引張強さの値が０．９以上であることを特徴とする。さらに必要に応じて、Ａｇ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、Ｇｅ、Ｓｂ：各０．００１〜０．１％の群より選択する１種又は２種以上を総量で０．００１％以上０．１％以下含むことができる。
【０００８】
また、上記リードフレーム用銅合金板の特性として、焼鈍して得られる導電率の最大値に対して９０％以下の導電率を有すること、板の圧延面において、板幅方向に測定した結晶粒径が５〜２０μｍであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した結晶粒径が５〜３００μｍであることが望ましい。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係るリードフレーム用銅合金板について詳細に説明する。まず、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Ｓｎとの共存において変調構造を形成し、又は固溶状態で強度、伸び、スティフネス特性を向上させる元素である。その含有量が０．１％未満では、Ｓｎが１．０％を超え２．５％未満含有されていても前記効果が得られない。また、０．５％以上含有されると電気伝導度及びはんだ耐候性の低下を招き、コスト的にも不利である。従って、Ｎｉの含有量は０．１％以上０．５％未満とした。
なお、本合金においてＰを含有する場合に、Ｎｉの燐化物が形成されるとかえって強度及びスティフネスが低下するため、Ｎｉの燐化物が形成されないような製造方法を選定することが望ましい。
【００１０】
（Ｓｎ）
本発明銅合金において、ＳｎはＮｉとの共存において変調構造を形成し、又は固溶状態で、強度、伸び及びスティフネスの向上に効果を有するが、１．０％以下ではＮｉが０．１％以上０．５％未満含有されていても前記効果が得られず、また２．５％以上含有されると導電率の低下を招く。従って、Ｓｎの添加量は１．０％を超え２．５％未満とした。
なお、前記Ｎｉ及びＳｎの含有量範囲において、Ｎｉの含有量をｘ、Ｓｎの含有量をｙとしたとき、ｘとｙは次の関係式を満足することが望ましい。この範囲内において、機械的性質、導電率、曲げ加工性等のバランスが特に優れたものとなる。
ｙ＝３．７５ｘ＋α
−０．８７５≦α≦１．１２５
【００１１】
（Ｚｎ）
本発明銅合金において、Ｚｎは強度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１．０％以下では前記効果が小さく、Ｚｎ含有量が１５％を超えると導電率が低下し、また応力腐食割れを起こし易くなる。従って、Ｚｎ含有量は１．０を超え１５％以下とする。
（Ｆｅ）
本発明銅合金において、Ｆｅは固溶又はＰと化合物を形成し、微量でも強度、耐熱性及びスティフネス特性を向上させる効果を有する。ＦｅはＮｉより燐化物を形成しやすいため、Ｆｅが燐化物を形成することによりＮｉの燐化物形成を妨害する役割を果す。その含有量が０．００１％未満では効果がなく、０．１％を超えて含有されると導電率、はんだ耐候性等が劣るようになる。従って、Ｆｅの添加量は０．００１％以上０．１％以下とする。
【００１２】
（Ｍｇ）
溶解鋳造工程で原料、雰囲気などからＳが容易に侵入するが、本発明合金において、Ｍｇは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、耐熱性及びスティフネス特性を向上させる効果を有する。Ｍｇの含有量が０．０００１％未満であると前記効果が十分でない。また、その含有量が０．０２％を超えると、Ａｇめっきを行った場合Ａｇが突起状に異常析出し、ワイヤボンディングの信頼性を低下させる。従って、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上０．０２％以下とする。
【００１３】
（Ｐ）
本発明銅合金においてＰは溶湯の脱酸、流動性向上に寄与し、鋳塊の健全性を向上させる元素である。しかし、Ｐの含有量が０．０００５％未満では、前記効果が十分でない。一方、Ｐが０．０５％以上添加されると製造工程によっては容易にＮｉ−Ｐ金属間化合物が形成され、強度、スティフネス、めっき性を低下させる。また、Ｎｉ−Ｐ化合物を析出させない条件で熱処理が行われた場合でも、導電率の低下、はんだ及びＳｎめっきの剥離、応力腐食割れを発生させやすい。従って、Ｐ添加量は０．０００５％以上０．０５％未満とする。より望ましい範囲は０．００１％以上０．０３％未満である。なお、後述するようにＰとＳｉを共に含有させると、Ｐを単独で含有させた場合と同様な脱酸効果があるが、その場合Ｐ及びＳｉの合計含有量としては、０．０００５％以上０．０５％未満とする。望ましくは０．００１％以上０．０３％未満である。
【００１４】
（Ｓｉ）
本発明銅合金において、Ｓｉには銅溶湯の脱酸効果があり、かつ同量含有させてもＰと比べて導電率を低下させる効果が小さい。そのため、Ｓｉを含有させることによってＰ含有量をそれだけ低減させることが可能となる。従って、Ｐの代わりに又はＰと共に添加する。ただし、ＰとＳｉではＰの方が脱酸効果は大きい。しかし応力腐食割れを考慮する場合はＳｉが好ましい。さらに、Ｓｉには再結晶温度を上昇させる効果がある。これらの効果を得るためには、Ｓｉは０．０００５％以上含有させるのが望ましい。一方、Ｓｉを０．０５％以上含有させた場合、大部分は脱酸後の酸化物として溶湯中から除去されるが、母相中に固溶したＳｉは、はんだ及びＳｎめっきの白化あるいは剥離を引き起こし、さらに導電率も低下する。従ってＳｉを添加する場合はその含有量は０．０００５％以上０．０５％未満とする。望ましい範囲は０．００１％以上０．０３％未満である。なお、Ｐと共に含有させた場合はＰとＳｉの合計含有量として０．０００５％以上０．０５％未満とする。望ましくは０．０００１％以上０．０３％未満である。
【００１５】
（Ｓ）
本発明銅合金において、Ｓは単体、低融点の金属間化合物又は複合酸化物などの形態で結晶粒界に存在し、そのため打抜き加工性を向上させ（ばりの低減、せん断加工性向上）、金型摩耗を低減させる効果がある。Ｓの含有量が０．０００５％以下では前記効果がない。一方、Ｓの含有量が０．００３％を越えた場合は、熱間加工時に粒界に存在するＳ又は前記硫化物が溶融して粒界割れを起こし、鋳塊に割れが発生してしまう。このため、Ｓ含有量は０．００３％以下でなければならない。従って、Ｓの含有量は０．０００５％以上０．００３％以下とする。
（Ｃ）
本発明銅合金において、Ｃは溶湯の脱酸作用と、打抜き加工性、特に剪断加工性を向上させる効果があるため、含有させる。しかしながら、０．０００５％を超えて含有すると熱間加工性を劣化させる。従って、Ｃの含有量は０．０００５％以下（０％を含まず）とする。なお、溶解、鋳造において溶湯表面を被覆する木炭、Ｃ粒子等を溶湯と接触させることにより、溶湯にＣを含有させることが可能である。この方法により通常０．０００１〜０．０００４％程度のＣを含有させることができる。
【００１６】
（Ｏ、Ｈ）
本発明銅合金は、真空炉などを用いなくても、通常のコアレス炉、溝型炉などを用い、溶湯表面を木炭、Ｃ粒子、適当なフラックス等で被覆することにより、大気中で溶解鋳造することができる。ただし、大気中での溶解鋳造工程において、原料、溶湯表面の前記被覆材、炉材等に付着したあるいは含まれる水分、酸化物や、雰囲気中に存在する水蒸気、酸素、二酸化炭素、水素等が溶湯と反応して溶湯にＯやＨが含有されることが避けられない。特に、Ｈはいったん含有されると効果的に除去することが難しいため、所定量以上含有させないよう溶解鋳造雰囲気、使用原料、溶湯被覆材の乾燥等に注意が必要である。
本発明銅合金において、Ｈの含有量が０．０００２％を越えると、熱間圧延時の割れ、焼鈍時の膨れ、めっき膨れなどが発生して歩留りを低下させるため０．０００２％以下に規制しなければならない。望ましくは０．０００１％以下、さらに望ましくは０．００００７％以下である。
【００１７】
本発明銅合金において、Ｏの含有量が０．００５％を越えると、溶解鋳造工程、熱間圧延、及び焼鈍工程において酸化物が形成されやすく、この酸化物によって製品の延性が低下しやすい。また、前記酸化物及び固溶酸素によりＡｇ、Ｓｎ、はんだ等のめっき性が低下する。従って、Ｏ含有量は０．００５％以下に規制しなければならない。望ましくは０．００３％以下、さらに望ましくは０．００２％以下である。
なお、通常ＨとＯは共に含有されるが、Ｈ含有量をａｐｐｍ、Ｏ含有量をｂｐｐｍとすると、ａ×ｂの値が４０を越えると、熱間圧延、焼鈍などの加熱工程においてＨとＯが反応して水蒸気が形成されやすく、割れ、膨れ等の原因となるため、ａ×ｂ（Ｈ含有量（ｐｐｍ）×Ｏ含有量（ｐｐｍ））の値を４０以下とすることが望ましい。前記の値が３０以下であることがより望ましく、２０以下であることがさらに望ましい。
【００１８】
（その他の選択元素）
Ａｇ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、Ｇｅ、Ｓｂは、いずれも本発明銅合金の強度とスティフネスを向上させる効果を有するので、これらの群より選択される１種又は２種以上の元素が必要に応じて添加される。しかし、各元素とも０．００１％未満の含有量では前記の効果が十分でなく、一方、これらの元素の１種又は２種以上が総量で０．１％を超えて含有されていると溶解鋳造時、熱間圧延時あるいは加工熱処理中に粗大な酸化物を形成したり、粗大な晶出物が発生し、めっき性や導電率を低下させてしまう。従って、これらの選択元素の含有量は各０．００１％以上０．１％以下、かつ１種又は２種以上の総量で０．００１％以上０．１％以下とする。
【００１９】
次に、本発明銅合金板の特性及び組織について説明する。
（導電率）
本発明銅合金においては、Ｎｉ−Ｐ化合物が析出すると、強度及びスティフネスがかえって劣化し、前記化合物を析出させずに、スピノーダル分解又は固溶（スピノーダル型変調構造）させることが望ましい。Ｎｉ−Ｐ化合物の析出量と導電率の間には相関関係があることから、前記化合物の析出状態は導電率で推定することができる。
本発明銅合金板において目的とする強度とスティフネスを達成するには、当該銅合金を焼鈍して得られる導電率の最大値に対して９０％以下の導電率とすることが望ましい。本発明銅合金において最大導電率は約５００℃で得られ、この温度での加熱時間が長いほど導電率が向上するが、４時間の加熱で導電率は実際上ほぼ飽和する。これはこの焼鈍により析出物がほぼ最大量生成するためである。従って、本発明においては、最大導電率の得られる焼鈍条件を５００℃×４時間とする。
なお、安定化焼鈍後において上記の導電率とするには、冷間圧延途中の焼鈍後（安定化焼鈍前）に上記の導電率となっている必要がある。
【００２０】
（結晶粒径）
本発明銅合金板において目的とする強度とスティフネスを達成するには、板の圧延面において、板幅方向に測定した平均結晶粒径が５〜２０μｍであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した平均結晶粒径が５〜３００μｍであることが望ましい。前者の結晶粒径が５μｍより小さく又は後者の結晶粒径が５μｍより小さい場合、及び前者の結晶粒径が２０μｍを越え又は後者の結晶粒径が３００μｍを越える場合はいずれも曲げ加工性が低下し、曲げ部に割れが形成されやすくなる。従って、圧延表面において板幅方向に測定した結晶粒径が５〜２０μｍであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した結晶粒径が５〜３００μｍであることが望ましい。
【００２１】
なお、前記の結晶粒径を達成するには、一度再結晶組織とした後最終の冷間圧延を行い、その後低温において安定化焼鈍を行うことが望ましい。安定化焼鈍においては、冷間圧延で導入された転位が再配列し、強度をほとんど低下させずに、スティフネス、伸びが少し向上する。また、機械的性質の異方性改善に対しても有効である。
前記の最終圧延前の再結晶組織においては、ＪＩＳＨ０５０１に規定されている切断法で測定して特定の方向性あるいは偏りを持たずに平均寸法５〜３０μｍの再結晶粒が形成されていることが望ましい。ここで再結晶時の結晶粒度下限の５μｍは工業的に実施可能な熱処理範囲内で比較的容易に実現可能な大きさであり、これ以下の結晶粒径も実現可能ではあるがきわめて短時間に熱処理を完了せねばならず、実用的でない。一方、再結晶時の結晶粒径が３０μｍを超えるようになると、連続竪型熱処理炉などの工程を通している際に自重による変形を受け、結晶粒内と粒界での歪の相違が生じ、製品表面に肌荒れが発生し、外観、曲げ加工性、製品特性の均一性が劣化する。
前記の再結晶組織においては強度が低下しているため、多量の転位を蓄積して強度を向上させるために加工率：１０〜９０％程度の最終冷間加工を施す。冷間加工によって再結晶組織は不可避的に圧延方向に引き伸ばされ、ラグビーボール形状となる。この場合、例えばＪＩＳＨ０５０１に規定されている切断法で測定すると、板の圧延面において、板幅方向に測定した平均結晶粒径がほぼ５〜２０μｍの範囲内となり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した平均結晶粒径がほぼ５〜３００μｍの範囲となる。
【００２２】
（耐力／引張強さ）
本発明銅合金板においては、耐力と引張り強さの比は、打抜き加工性（ばり量、だれ量など）に影響する打抜き断面比（せん断面／破断面）、及びスティフネスに影響を与える。打抜き断面比（せん断面／破断面）＝１に近いほど打抜き加工性は良好である。また、本発明銅合金条からリードフレームを加工した場合、スティフネスが大きいほどアイランドのペコつきが発生し難くなる。
耐力と引張り強さの比（耐力／引張り強さ）が０．９以上になると、打抜き断面比がほぼ１となり打抜き加工性が向上し、かつスティフネスが向上するため打抜いたリードフレームにおけるアイランドのペコつきが発生し難くなる。このような理由から、耐力／引張強さの比は０．９以上とする。
【００２３】
次に、製造工程について説明する。
（溶解鋳造）
本発明銅合金は大気中にて溶解鋳造が可能である。溶解炉としては、コアレス炉、溝型炉等を用いることができ、溶湯表面は木炭、黒鉛粒子、カバリングフラックス等で被覆し、なるべく大気との接触が少ない条件で行うことが望ましい。溶解手順は、例えば、先ず電気銅地金を溶解し、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｐ又は／及びＳｉを適当な中間合金あるいは純金属の形態で、この順に銅溶湯に添加すれば特に問題は発生しない。また、溶解原料として、製造工程において発生したスクラップ、打抜き加工後の屑なども使用可能である。
また、水素が溶湯に取込まれないようにするために、溶湯と接触する木炭、黒鉛粒子、フラックス、炉材、鋳型、樋、治具の類などは十分乾燥しておくことが望ましい。本発明銅合金はＺｎを１．０％を越えて含むため、溶解鋳造工程においては溶湯からＺｎの蒸気が発生し、溶湯の水素含有量を低減するためには有利である。鋳造は、縦形連続鋳造によりスラブを造塊してもよく、あるいは横形連続鋳造を行ってもよい。
【００２４】
（加工熱処理）
スラブの場合は、（１）熱間圧延、（２）冷間圧延、（３）焼鈍、（４）冷間圧延、（５）安定化焼鈍の工程（（２）、（３）は繰返し行ってもよい）、水平連鋳材の場合は、（１）均質化焼鈍、（２）冷間圧延、（３）焼鈍、（４）冷間圧延、（５）安定化焼鈍の工程とすることが望ましい。熱間圧延は、合金組成によって適宜適当な圧延温度を選択すればよいが、鋳塊が７５０〜９５０℃に加熱されてからさらに３０分〜２時間程度保持し、その後圧延を開始すればよい。熱間圧延終了後は水冷して、Ｎｉ−Ｐ化合物の析出を抑制しておくことが望ましい。
【００２５】
本発明銅合金板の特徴である強度及びスティフネスの向上を達成するには、一度再結晶組織とした後最終の冷間圧延を行い、その後低温において安定化焼鈍歪み取り焼鈍を行うことが望ましい。安定化焼鈍歪み取り焼鈍においては、冷間圧延で導入された転位が再配列し、強度をほとんど低下させずに、スティフネス、伸びが少し向上する。機械的性質の異方性改善に対しても有効である。
中間焼鈍、安定化焼鈍のいずれにおいても導電率を最大値に対して９０％以下としておくことが望ましい。そのため、前記（３）の中間焼鈍においては、平均結晶粒径が５〜３０μｍ程度の均一な再結晶組織を得るとともに、極力Ｎｉ−Ｐ化合物を析出させないために、３５０〜８５０℃、より好ましくは５５０〜６５０℃の温度で、５秒以上１分以下の条件（被加熱材が上記温度に達してからの当該温度と加熱時間）で焼鈍を行うことが望ましい。
【００２６】
また、前記▲４▼の最終圧延は焼鈍により軟化した合金の強度及びスティフネスを向上させるために必要で、その加工率は１０〜９０％の間から選択すればよい。その後、▲５▼の安定化焼鈍を行うが、その目的は最終圧延により導入された転位を再配列させ、強度とスティフネスを保った状態で延性を改善することであるので、２５０〜８５０℃、より好ましくは３００〜４５０℃の温度範囲で、５秒以上１分以下の条件で焼鈍（被加熱材が所定温度に達してからの当該温度と加熱時間）を行うことが望ましい。なお、本発明合金の焼鈍は再結晶や歪み取りが目的であるため、連続焼鈍炉により行うことが望ましい。
【００２７】
さらに、連続焼鈍炉に付属の酸洗研磨装置あるいは別ラインにて、酸洗又は／及び研磨を行うことによって、表面の酸化膜が２〜４ｎｍ程度のリードフレーム用の板材を製造することが可能である。歪みの少ないことを特に重視する用途に対しては、前記の最終焼鈍後、さらにテンションレベリング、あるいはテンションアニーリングの工程を追加してもよい。
なお、現状の高強度銅合金の多くは、銅母相中にＮｉ−Ｓｉ、Ｎｉ−Ｐ、Ｃｕ−Ｚｒ等の化合物、Ｃｒ等の金属原子が析出した析出強化型銅合金が大半を占めている（例えば特開２０００−１１９７７９号参照）。一方、銅母相中にこれらの析出物粒子を形成させるには、銅に固溶している析出物構成元素を拡散させ、化合物を形成させてやる必要がある。そして、この拡散には４００〜６００℃の温度でも１〜数時間が必要であるため、これらの析出型銅合金の焼鈍はコイルをベル型炉などに装入後昇温し、所定温度到達後所定時間保持し、さらに室温近傍の温度まで降温するバッチ式焼鈍が採用されている。バッチ式焼鈍においては、焼鈍開始から焼鈍完了まで２０〜３０時間程度を要するため、析出型銅合金の生産性を低下させ、コストを上昇させる一因となっている。本発明の銅合金においては、Ｎｉ−Ｐ化合物を析出させる必要がないため、連続焼鈍炉の適用が可能となり、このことが生産性の向上及び製造コストの低減に大きく寄与している。
【００２８】
【実施例】
以下に本発明に係る銅合金板の実施例を説明する。
（実施例１）
表１、表２に示す組成の銅合金を電気炉により大気中、木炭被覆下で溶解し、ブックモールドに鋳造して５０ｍｍ×７０ｍｍ×２００ｍｍの鋳塊を製作した。この鋳塊を７５０〜９００℃に加熱し、所定温度に到達してから１時間保持後熱間圧延した。板厚１５ｍｍまで圧延してから水に焼入れ、熱延上がり材とした。焼入れ時の温度はいずれも６００℃以上であった。熱延上がり材において、割れの有無を目視にて確認した。割れの発生した熱延材はその後の加工熱処理を行わなかった。
【００２９】
【表１】

【００３０】
【表２】

【００３１】
表１、２において、本発明例のＮｏ．１〜８及び比較例のＮｏ．９〜１０、１５〜２７はいずれも熱間圧延時の割れは発生しなかった。一方、比較例のＮｏ．１１〜１４の合金は熱延時に割れが発生したので、その後の加工熱処理を行わなかった。
なお、Ｎｏ．１１はＰ及びＳｉが不足しているため脱酸不足により健全な鋳塊が得られず、Ｎｏ．１２はＨが過剰なため鋳塊に水素に起因すると思われるパイプ状の穴が多数形成されたため、いずれも熱間圧延を行わなかった。Ｎｏ．１３はＳが過剰なため熱間圧延時に割れが発生し、途中で熱延を中止した。Ｎｏ．１４はＣが過剰なため熱間上がり材に小さな割れが多く発生し、その後の加工熱処理を行わなかった。
【００３２】
続いて、Ｎｏ．１〜１０、１５〜２７について、熱延上がり材に下記の条件で加工熱処理を行い、厚さ０．１１ｍｍの板材を作製した。
熱延上がり材（１５ｍｍｔ）→０．２２ｍｍｔまで冷間圧延→５００〜７００℃×２０秒（塩浴炉）の焼鈍→０．１１ｍｍｔまで冷間圧延→３５０℃×２０秒の安定化焼鈍。
このようにして作製した厚さ０．１１ｍｍの薄板より試験片を加工し、下記の試験を行った。その結果を表３に示す。
【００３３】
（機械的性質）
試験片の長手方向を圧延方向に平行としたＪＩＳ５号試験片（ｎ＝２）を加工し、引張り試験を行って０．２％耐力、引張強さを測定した。ｎ＝２の測定値の平均値をそれぞれの試験材の値とした。なお、ずれの試験片においても１０％以上の伸びを確保することができた。
（電気伝導性）
電気伝導性は導電率を測定することにより評価した。導電率はＪＩＳＨ０５０５に基づいて測定した。
（はんだ耐候性）
ＭＩＬ−ＳＴＤ−２０２ＦＭＥＴＨＯＤ２０８Ｄに基づき、６０Ｓｎ−４０Ｐｂ共晶はんだを用いてはんだ付けを行なった後、ｎ＝３にて大気中１５０℃×１０００Ｈｒ経過後、曲げ直径１ｍｍで１８０°曲げ戻しを行い、曲げ部におけるはんだの剥離の有無を目視で確認した。
【００３４】
（スティフネス特性）
電子材料工業会規格：ＥＭＡＳ−１００３に基づくモーメント式の試験機を使用し、曲げ半径：３０ｍｍ、曲げモーメント：０．１２Ｎ／ｍで負荷時の変位角度（゜）を測定した（ｎ＝２）。試験片は、幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍで、試験片を保持した支点より３０ｍｍの位置に前記曲げモーメントを付加している。
（Ａｇめっき性）
厚さ５μｍのＡｇめっきを施した後、大気中で４５０℃×５分加熱後、表面を光学顕微鏡により倍率２００倍で検鏡し、膨れ及び突起の有無を観察した。
【００３５】
（耐応力腐食割れ性）
上記の試験片より１２．７ｍｍｗ×１５０ｍｍｌの試験片（ｎ＝４）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１に示すループ状にした後、１４質量％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。
（耐ウイスカー性）
短冊状の試験片を治具を用いてアーク状に曲げ、それによりアークの頂点内側に約４００Ｎ／ｍｍ^２の圧縮応力を作用させ、室温で３ヶ月保持した後、圧縮面（アーク頂上部内側）のウイスカーの発生状況を実体顕微鏡にて観察した。
【００３６】
【表３】

【００３７】
本発明例Ｎｏ．１〜８は、いずれも良好な機械的性質、導電率、スティフネス特性、はんだ耐候性、耐応力腐食割れ性、Ａｇめっき性、耐ウィスカー性を備えており、薄肉リードフレーム材として好適である。
一方、比較例のＮｏ．９、１０はＳｎの含有量が不足するためスティフネス特性に劣る。Ｎｏ．１５はＮｉが過剰に含有されているため導電率が低く、はんだの剥離が生じ、スティフネス特性に劣る。Ｎｏ．１６はＮｉの含有量が不足しているため耐力が低く、スティフネス特性にも劣る。Ｎｏ．１７はＳｎが過剰に含有されているため導電率が低い。Ｎｏ．１８はＳｎの含有量が不足しているため十分な耐力が得られず、スティフネス特性にも劣る。Ｎｏ．１９はＺｎが過剰に含有されているため導電率が低く、応力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２０はＺｎの含有量が不足しているためはんだの剥離が生じ、さらにウイスカーが発生している。Ｎｏ．２１はＰが過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだの剥離が生じ、さらに耐応力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２２はＳｉが過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだ剥離が生じている。Ｎｏ．２３はＦｅが過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだ剥離が生じている。Ｎｏ．２４はＭｇが過剰に含有されているため、Ａｇめっきを行うと突起が発生し、さらにはんだ剥離が生じている。Ｎｏ．２５はＭｎ等が過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだ剥離が生じている。Ｎｏ．２６はＰ及びＳｉの含有量が上限値を超えるため導電率が低下し、はんだ剥離が生じ、さらに耐応力腐食割れ性が劣る。
【００３８】
（実施例２）
表１のＮｏ．２の熱延上がり材（１５ｍｍｔ）に、冷間圧延―中間焼鈍―冷間圧延−最終焼鈍等の加工熱処理を施して厚さ０．１５ｍｍの板材を作製した。表４にその加工熱処理条件を示す。これらの板材の結晶粒径、機械的性質、導電率、スティフネスなどを調査した。その結果を表５に示す。
【００３９】
【表４】

【００４０】
【表５】

【００４１】
本発明例Ｎｏ．２−１〜２−３では耐力、導電率、密着曲げ加工性が良好、導電率がバッチ焼鈍材２−１０に比較して９０％以下であり、さらに耐力／引張強さの比が０．９以上、スティフネス特性も優れている。
一方、比較例Ｎｏ．２−４は中間焼鈍の加熱時間が短く、中間焼鈍時に再結晶せず、スティフネス特性に劣る。なお、表には記載しないが延び、曲げ加工性にも劣っている。Ｎｏ．２−５は中間焼鈍の加熱時間が長いため結晶粒が粗大化し、導電率がバッチ焼鈍材の９０％以上であり、強度が低下している。また、耐力／引張強さの比が０．９未満であり、スティフネス特性も劣る。比較例２−６は最終焼鈍を行っていないためスティフネス特性が劣る。なお、表には記載しないが延び、曲げ加工性にも劣っている。Ｎｏ．２−７は最終焼鈍の温度が低く、加熱時間も短いため転位の再配列が発生せず、スティフネス特性が劣る。なお、表には記載しないが延び、曲げ加工性にも劣っている。Ｎｏ．２−８は最終焼鈍の温度が高く加熱時間も長いため、結晶粒が粗大化し強度が低下している。耐力／引張強さの比も０．９未満であり、スティフネス特性も劣る。Ｎｏ．２−９は最終焼鈍時間が長く結晶粒が粗大化し、Ｎｉ−Ｐ化合物などの析出が起こったため導電率もバッチ焼鈍材の９０％以上となり、強度が低下している。耐力／引張強さの比も０．９未満であり、スティフネス特性にも劣る。Ｎｏ．２−１０は中間焼鈍をバッチ焼鈍で行いＮｉ−Ｐ化合物などの析出が起こったため、スティフネス特性に劣る。
【００４２】
（実施例３）
表６に示す組成の鋳塊を連続鋳造により２本造塊した。鋳塊の寸法は、厚さ１５０ｍｍ、幅５００ｍｍ、長さ５０００ｍｍである。この鋳塊を８５０℃に２時間保持後、厚さ１５ｍｍまで熱間圧延し、表面の酸化膜をスカルパーにより除去後、０．２５ｍｍまで冷間圧延し、ＤＸガス雰囲気にて連続焼鈍、酸洗−研磨した。その後、この薄板を０．１２５ｍｍまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍をＤＸガス雰囲気の連続焼鈍炉にて行い、焼鈍後酸洗−研磨し、表面の酸化膜を除去して供試材とした。
【００４３】
【表６】

【００４４】
上記供試材から、前記の方法により機械的性質、導電率、スティフネス特性等を測定し、さらに下記方法によりスタンピング加工し、打抜き加工性及び剪断加工性を評価した。その結果を表７に示す。
（打抜き加工性）
２５ｔプレス（BRUDERER BSTA-25）を用いてクリアランス５％、打抜き速度６００ｓｐｍにてＱＦＰタイプのリードフレームを１００万ショット打抜き、その後の材料のばり高さ及びだれ幅を測定した。
（剪断加工性）
【００４５】
【表７】

【００４６】
本発明例は、機械的性質、導電率、スティフネス特性、はんだ耐候性、スティフネス特性、耐応力腐食割れ性、Ａｇめっき性、耐ウィスカー性、打抜き加工性及び剪断加工性を有することが分かる。また、打ち抜いたリードフレームのアイランド部にペコの発生はなく、アイランド部及びリード部の平坦性は共に極めて良好であった。
さらに、表面の酸化膜は２〜３ｎｍであり、Ａｇめっき、Ｓｎめっき性も極めて良好であった。めっき後のリードフレームにＳｉチップを実装し、ＬＳＩを製造したが、製造工程の加熱によっても強度不足、リードの反り、アイランドのペコなどの問題は発生することなく、歩留り及び生産性良くＬＳＩの生産が可能であった。
【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、打抜き加工性、スティフネス特性に優れ、さらに強度、はんだ耐候性、耐応力腐食割れ性、Ａｇめっき性及び耐ウイスカー性にも優れるリードフレーム用銅合金板を安価に供給することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐応力腐食割れ性試験に用いたループ状試験片を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a copper alloy for lead frames used in transistors, ICs, LSIs, etc. Board More specifically, copper alloys for lead frames used in consumer and industrial electronic components with excellent stamping workability and stiffness characteristics Board About.
[0002]
[Prior art]
Copper and copper alloys have mechanical properties such as tensile strength and elongation, physical properties such as electrical conductivity and thermal conductivity, press workability, moldability such as etching properties, and plating properties, bonding properties, and corrosion resistance. Because of its excellent secondary characteristics, it is frequently used as a lead frame material for transistors, ICs, and LSIs. C102 (OFC), C19210 (Cu-0.1Fe-0.03P), C151 (Cu-0.02Zr), and other applications that require strength and electrical conductivity Applications such as C194 (Cu-2.3Fe-0.03P-0.15Zn), Cu-Ni-Si (Cu-3.2Ni-0.7Si-0.2Zn, etc.) that require higher strength Cu-Ni-Si-Sn type (Cu-3.2Ni-0.7Si-0.2Zn-1.25Sn etc.), C725 (Cu-9.2Ni-2.3Sn) etc. are used for this.
[0003]
In response to the recent demands for miniaturization of various electrical and electronic equipment and improvement in mounting density, various types of lead frames used for electronic parts such as transistors, ICs, LSIs, etc. have been put into practical use, lead pitch reduction, Thinning has progressed and the required properties have become more sophisticated. For example, the lead frame thickness of 0.25 mm to 0.1-0.2 mm, which has been the mainstream, has been widely used, and a 0.08 mm thickness has also been put into practical use. It's getting on.
[0004]
When the lead frame is thinned in this way, depending on the structure and mechanical properties, the planarity (coplanality) of the island portion on which the semiconductor element is mounted and the lead to which wire bonding is performed is likely to be deteriorated, or it becomes easy to generate sag. . In such a lead frame, the bonding position of the Si chip and the wire bonding position are likely to be misaligned, which causes a defect in the electronic component. Therefore, the thin and narrow pitch lead frames are required not only to satisfy the conventional mechanical properties, physical properties, and secondary workability, but also to the flatness of the island portion and the lead portion (coplanality). There is a strong demand for good quality and that the islands and lead portions do not become peckered. If there is a peco, the island and the lead will be inclined and the flatness will be lost.
[0005]
In order to satisfy such requirements, the composition and structure of the lead frame material are optimized, the island and lead portions after lead frame processing have sufficient rigidity (stiffness), and “burr” after stamping processing It is being considered to reduce “who”. Improvement of the existing alloys is also being studied by changing the thermomechanical treatment conditions.
Further, the thinning of the lead frame increases the cold working rate after the hot rolling is finished, so that the manufacturing cost of the lead frame material increases, and as a result, the price of the lead frame material tends to increase. On the other hand, since the ratio of the price of the lead frame to the price of the electronic component is large, there is a strong demand for a reduction in the price of the lead frame material from a stamper or a semiconductor manufacturer. In order to meet such demands, efforts are being made to reduce the manufacturing cost of lead frame materials at copper maker.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The purpose of the present invention is to reduce the “burrs” and “sag” generated by the punching process while ensuring the values of strength, conductivity, plating properties, etc. that are higher than those of conventional materials, and the island and lead portions. Highly stiff copper alloy for leadframes with improved flatness by suppressing the occurrence of peking Board Is to provide.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
Copper alloy for lead frames according to the present invention Board Ni: 0.1% or more and less than 0.5%, Sn: more than 1.0% and less than 2.5%, Zn: more than 1.0% and 15% or less, Fe: 0.001% or more. 1% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.02% or less, P: 0.0005% or more and less than 0.05% and Si: 0.0005% or more and less than 0.05% or both of 0 .0005% or more and less than 0.05%, S: 0.0005% or more and 0.003% or less, C content: 0.0005% or less, O: 0.005% or less, and H: 0.0002 %, The balance is made of Cu and inevitable impurities, and the value of proof stress / tensile strength is 0.9 or more. Further, as required, Ag, Ti, Ca, Mn, Be, Al, V, Cr, Co, Zr, Nb, Mo, In, Pb, Hf, Ta, B, Ge, Sb: 0.001 to 0 each One or two or more selected from the 1% group can be included in a total amount of 0.001% to 0.1%.
[0008]
Also, the above lead frame copper alloy Board As a characteristic of having a conductivity of 90% or less with respect to the maximum value of the conductivity obtained by annealing, Board In the rolled surface, it is desirable that the crystal grain size measured in the plate width direction is 5 to 20 μm and the crystal grain size measured in a direction parallel to the rolling direction is 5 to 300 μm.
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the copper alloy for lead frames according to the present invention Board Will be described in detail. First, the reason for adding each additive element and the reason for limiting the composition will be described.
(Ni)
Ni is an element that forms a modulation structure in the coexistence with Sn or improves strength, elongation, and stiffness characteristics in a solid solution state. If the content is less than 0.1%, the above effect cannot be obtained even if Sn exceeds 1.0% and less than 2.5%. On the other hand, when the content is 0.5% or more, the electrical conductivity and the solder weather resistance are lowered, which is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Ni content is set to be 0.1% or more and less than 0.5%.
In addition, when P is contained in this alloy, when Ni phosphide is formed, strength and stiffness are lowered. Therefore, it is desirable to select a manufacturing method that does not form Ni phosphide.
[0010]
(Sn)
In the copper alloy of the present invention, Sn forms a modulation structure in the coexistence with Ni, or has an effect of improving strength, elongation and stiffness in a solid solution state. If the content is less than 0.5%, the above effect cannot be obtained. If the content is 2.5% or more, the conductivity is lowered. Therefore, the addition amount of Sn exceeds 1.0% and is less than 2.5%.
In the Ni and Sn content ranges, it is desirable that x and y satisfy the following relational expression where the Ni content is x and the Sn content is y. Within this range, the balance of mechanical properties, electrical conductivity, bending workability, etc. is particularly excellent.
y = 3.75x + α
-0.875 ≦ α ≦ 1.125
[0011]
(Zn)
In the copper alloy of the present invention, Zn is an element effective in improving the strength and the weather resistance of the solder and suppressing the occurrence of whiskers in the Sn plating material. When the Zn content is 1.0% or less, the effect is small, and when the Zn content exceeds 15%, the electrical conductivity is lowered and stress corrosion cracking is likely to occur. Accordingly, the Zn content is more than 1.0 and 15% or less.
(Fe)
In the copper alloy of the present invention, Fe forms a solid solution or a compound with P, and has an effect of improving strength, heat resistance and stiffness characteristics even in a small amount. Since Fe forms phosphides more easily than Ni, Fe plays a role of preventing Ni phosphide formation by forming phosphides. If the content is less than 0.001%, there is no effect, and if it exceeds 0.1%, the electrical conductivity, solder resistance, etc. become poor. Therefore, the addition amount of Fe is 0.001% or more and 0.1% or less.
[0012]
(Mg)
In the melting and casting process, S easily penetrates from the raw material, atmosphere, etc., but in the alloy of the present invention, Mg fixes S in the matrix in the form of a stable compound and improves hot workability. Furthermore, even if Mg is a trace amount, it has the effect of improving strength, heat resistance and stiffness characteristics. If the Mg content is less than 0.0001%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the content exceeds 0.02%, when Ag plating is performed, Ag is abnormally deposited in a protruding shape, and the reliability of wire bonding is lowered. Therefore, the Mg content is 0.0001% or more and 0.02% or less.
[0013]
(P)
In the copper alloy of the present invention, P is an element that contributes to the deoxidation and fluidity improvement of the molten metal and improves the soundness of the ingot. However, if the P content is less than 0.0005%, the effect is not sufficient. On the other hand, when 0.05% or more of P is added, a Ni-P intermetallic compound is easily formed depending on the manufacturing process, and strength, stiffness, and plating properties are lowered. In addition, even when heat treatment is performed under conditions that do not cause the Ni—P compound to precipitate, a decrease in electrical conductivity, peeling of solder and Sn plating, and stress corrosion cracking are likely to occur. Therefore, the P addition amount is set to 0.0005% or more and less than 0.05%. A more desirable range is 0.001% or more and less than 0.03%. As will be described later, when both P and Si are contained, there is a deoxidation effect similar to the case where P is contained alone. In this case, the total content of P and Si is 0.0005% or more. Less than 0.05%. Desirably, it is 0.001% or more and less than 0.03%.
[0014]
(Si)
In the copper alloy of the present invention, Si has a deoxidizing effect of the molten copper, and even if it is contained in the same amount, the effect of lowering the conductivity compared to P is small. Therefore, it becomes possible to reduce the P content by adding Si. Therefore, it is added instead of or together with P. However, P and Si have a larger deoxidizing effect. However, Si is preferred when considering stress corrosion cracking. Furthermore, Si has the effect of increasing the recrystallization temperature. In order to obtain these effects, it is desirable to contain Si by 0.0005% or more. On the other hand, when Si is contained in an amount of 0.05% or more, most is removed from the molten metal as an oxide after deoxidation, but Si dissolved in the matrix phase is whitened or peeled off of solder and Sn plating. In addition, the electrical conductivity is lowered. Therefore, when adding Si, the content is made 0.0005% or more and less than 0.05%. A desirable range is 0.001% or more and less than 0.03%. In addition, when it is contained together with P, the total content of P and Si is set to 0.0005% or more and less than 0.05%. Desirably, it is 0.0001% or more and less than 0.03%.
[0015]
(S)
In the copper alloy of the present invention, S is present at the grain boundary in the form of a simple substance, a low-melting intermetallic compound or a composite oxide, so that the punching processability is improved (reducing flash and improving the shear processability) It has the effect of reducing mold wear. If the S content is 0.0005% or less, the above effect is not obtained. On the other hand, when the content of S exceeds 0.003%, S present in the grain boundary during hot working or the sulfide is melted to cause grain boundary cracking, and the ingot is cracked. . For this reason, S content must be 0.003% or less. Therefore, the S content is set to be 0.0005% or more and 0.003% or less.
(C)
In the copper alloy of the present invention, C has the effect of improving the deoxidizing action of the molten metal and the punching workability, particularly the shear workability. For inclusion . However, if it exceeds 0.0005%, hot workability is deteriorated. Therefore, the content of C is 0.0005% or less (Excluding 0%) And In addition, it is possible to make the molten metal contain C by bringing charcoal, C particles, etc., covering the molten metal surface into contact with the molten metal during melting and casting. By this method, about 0.0001 to 0.0004% of C can be contained.
[0016]
(O, H)
The copper alloy of the present invention can be melted and cast in the atmosphere by using a normal coreless furnace, a grooved furnace, etc., without using a vacuum furnace, etc., and coating the molten metal surface with charcoal, C particles, appropriate flux, etc. can do. However, in the melting and casting process in the atmosphere, moisture, oxide, and water vapor, oxygen, carbon dioxide, hydrogen, etc. present in the atmosphere are attached to or contained in the coating material, furnace material, etc. on the surface of the molten metal. It is inevitable that the molten metal reacts with the molten metal to contain O or H. In particular, since it is difficult to effectively remove H once it is contained, care must be taken in the melting and casting atmosphere, the raw materials used, the molten metal coating material and the like so as not to contain more than a predetermined amount.
In the copper alloy of the present invention, if the H content exceeds 0.0002%, cracks during hot rolling, blistering during annealing, plating blistering, etc. occur and the yield is reduced, so the content is restricted to 0.0002% or less. Must. Desirably, it is 0.0001% or less, and more desirably 0.00007% or less.
[0017]
In the copper alloy of the present invention, if the O content exceeds 0.005%, oxides are likely to be formed in the melt casting process, hot rolling, and annealing process, and the ductility of the product is likely to be lowered by the oxides. Further, the plating properties of Ag, Sn, solder, etc. are lowered by the oxide and the solid solution oxygen. Therefore, the O content must be regulated to 0.005% or less. Desirably, it is 0.003% or less, and more desirably 0.002% or less.
Normally, both H and O are contained. However, if the H content is appm and the O content is bppm, if the value of a × b exceeds 40, H and H in the heating process such as hot rolling and annealing are performed. Since O reacts easily to form water vapor and causes cracking, swelling, etc., it is desirable that the value of a × b (H content (ppm) × O content (ppm)) be 40 or less. The value is more preferably 30 or less, and further preferably 20 or less.
[0018]
(Other selected elements)
Ag, Ti, Ca, Mn, Be, Al, V, Cr, Co, Zr, Nb, Mo, In, Pb, Hf, Ta, B, Ge, and Sb all have the strength and stiffness of the copper alloy of the present invention. Since it has the effect of improving, 1 type, or 2 or more types of elements selected from these groups are added as needed. However, if the content of each element is less than 0.001%, the above-mentioned effect is not sufficient. On the other hand, if one or more of these elements are contained in a total amount exceeding 0.1%, dissolution occurs. Coarse oxides are formed during casting, hot rolling or during thermomechanical treatment, and coarse crystallized substances are generated, resulting in a decrease in plating properties and electrical conductivity. Therefore, the content of these selective elements is 0.001% or more and 0.1% or less, and the total amount of one or more elements is 0.001% or more and 0.1% or less.
[0019]
Next, the copper alloy of the present invention Board The characteristics and organization of this will be described.
(conductivity)
In the copper alloy of the present invention, when the Ni—P compound is precipitated, the strength and the stiffness are deteriorated, and it is desirable to cause spinodal decomposition or solid solution (spinodal modulation structure) without precipitating the compound. Since there is a correlation between the precipitation amount of the Ni—P compound and the conductivity, the precipitation state of the compound can be estimated by the conductivity.
The copper alloy of the present invention Board In order to achieve the intended strength and stiffness, it is desirable that the conductivity be 90% or less with respect to the maximum value of the conductivity obtained by annealing the copper alloy. In the copper alloy of the present invention, the maximum conductivity is obtained at about 500 ° C., and the longer the heating time at this temperature, the higher the conductivity. However, the heating is practically saturated after 4 hours of heating. This is because this annealing produces almost the maximum amount of precipitates. Accordingly, in the present invention, the annealing condition for obtaining the maximum conductivity is set to 500 ° C. × 4 hours.
In addition, in order to set it as said electroconductivity after stabilization annealing, it is necessary to become said electroconductivity after annealing in the middle of cold rolling (before stabilization annealing).
[0020]
(Crystal grain size)
The copper alloy of the present invention Board To achieve the desired strength and stiffness in Board The average crystal grain size measured in the sheet width direction is preferably 5 to 20 μm and the average crystal grain size measured in the direction parallel to the rolling direction is preferably 5 to 300 μm. When the former crystal grain size is smaller than 5 μm or the latter crystal grain size is smaller than 5 μm, and when the former crystal grain size exceeds 20 μm or the latter crystal grain size exceeds 300 μm, bending workability is lowered. In addition, cracks are easily formed in the bent portion. Therefore, it is desirable that the crystal grain size measured in the plate width direction on the rolling surface is 5 to 20 μm and the crystal grain size measured in a direction parallel to the rolling direction is 5 to 300 μm.
[0021]
In order to achieve the crystal grain size described above, it is desirable to perform a final cold rolling after a recrystallized structure once, and then perform a stabilization annealing at a low temperature. In the stabilization annealing, the dislocations introduced in the cold rolling are rearranged, and the stiffness and elongation are slightly improved without substantially reducing the strength. It is also effective for improving the anisotropy of mechanical properties.
In the recrystallized structure before the final rolling, recrystallized grains having an average size of 5 to 30 μm are formed without having a specific directionality or deviation as measured by a cutting method defined in JISH0501. desirable. The crystal grain size lower limit of 5 μm at the time of recrystallization is a size that can be realized relatively easily within the industrially feasible heat treatment range, and a crystal grain size smaller than this can be realized, but in a very short time. The heat treatment must be completed and is not practical. On the other hand, when the crystal grain size at the time of recrystallization exceeds 30 μm, it undergoes deformation due to its own weight during the process such as continuous vertical heat treatment furnace, resulting in a difference in strain between the crystal grain and the grain boundary. The surface becomes rough and the appearance, bending workability, and uniformity of product characteristics deteriorate.
Since the strength of the recrystallized structure is lowered, a final cold working of a processing rate of about 10 to 90% is performed in order to accumulate a large amount of dislocations and improve the strength. Due to cold working, the recrystallized structure is inevitably stretched in the rolling direction to form a rugby ball. In this case, for example, when measured by the cutting method specified in JISH0501, Board In the rolled surface, the average crystal grain size measured in the sheet width direction is in the range of about 5 to 20 μm, and the average crystal grain size measured in the direction parallel to the rolling direction is in the range of about 5 to 300 μm.
[0022]
(Yield strength / Tensile strength)
The copper alloy of the present invention Board , The ratio of proof stress to tensile strength affects the punching cross-sectional ratio (shear surface / fracture surface) and the stiffness, which affect the punching workability (burr amount, droop amount, etc.). The closer the punching section ratio (shear surface / fracture surface) = 1, the better the punching workability. In addition, when a lead frame is processed from the copper alloy strip of the present invention, the island becomes less likely to stick as the stiffness increases.
When the ratio of proof stress to tensile strength (proof strength / tensile strength) is 0.9 or more, the punching section ratio is almost 1, improving the punching workability and improving the stiffness. It becomes difficult for peking to occur. For these reasons, the ratio of proof stress / tensile strength is set to 0.9 or more.
[0023]
next, Manufacturing process Will be described.
(Melting casting)
The copper alloy of the present invention can be melt cast in the atmosphere. As the melting furnace, a coreless furnace, a grooved furnace, or the like can be used, and it is desirable that the surface of the molten metal be covered with charcoal, graphite particles, covering flux, etc., and performed under conditions where contact with the atmosphere is as small as possible. For example, first, electrolytic copper metal is melted, and if Sn, Zn, Fe, P or / and Si are added in the form of a suitable intermediate alloy or pure metal to the copper melt in this order, there will be a particular problem. do not do. Moreover, scrap generated in the manufacturing process, scraps after punching, and the like can be used as the melting raw material.
In order to prevent hydrogen from being taken into the molten metal, it is desirable that charcoal, graphite particles, flux, furnace material, mold, firewood, jigs, and the like that are in contact with the molten metal be sufficiently dried. Since the copper alloy of the present invention contains Zn in excess of 1.0%, Zn vapor is generated from the molten metal in the melt casting process, which is advantageous for reducing the hydrogen content of the molten metal. For casting, the slab may be formed by vertical continuous casting, or horizontal continuous casting may be performed.
[0024]
(Process heat treatment)
For slabs, (1) Hot rolling, (2) Cold rolling, (3) Annealing, (4 ) Cold rolling, (5) Stabilization annealing process ( (2), (3) Can be repeated), in the case of horizontal continuous casting, (1) Homogenized annealing, (2) Cold rolling, (3) Annealing, (4) Cold rolling, (5) It is desirable to set it as the process of stabilization annealing. In hot rolling, an appropriate rolling temperature may be selected as appropriate depending on the alloy composition, but after the ingot is heated to 750 to 950 ° C., it is held for about 30 minutes to 2 hours, and then rolling may be started. After the hot rolling is finished, it is desirable to cool with water to suppress the precipitation of the Ni-P compound.
[0025]
The copper alloy of the present invention Board In order to achieve the improvement in strength and stiffness, which is a feature of the above, it is desirable to carry out final cold rolling after making a recrystallized structure once, and then perform stabilization annealing strain relief annealing at a low temperature. In the stabilization annealing and strain relief annealing, the dislocations introduced in the cold rolling are rearranged, and the stiffness and elongation are slightly improved without substantially reducing the strength. It is also effective for improving the anisotropy of mechanical properties.
In both the intermediate annealing and the stabilization annealing, it is desirable that the conductivity be 90% or less with respect to the maximum value. Therefore, in the intermediate annealing of (3), 350 to 850 ° C., more preferably, in order to obtain a uniform recrystallized structure having an average crystal grain size of about 5 to 30 μm and to prevent precipitation of Ni—P compounds as much as possible. It is desirable to perform annealing at a temperature of 550 to 650 ° C. for 5 seconds or more and 1 minute or less (the temperature and the heating time after the material to be heated reaches the above temperature).
[0026]
The final rolling (4) is necessary for improving the strength and stiffness of the alloy softened by annealing, and the processing rate may be selected from 10 to 90%. Thereafter, stabilization annealing of (5) is performed, the purpose of which is to rearrange the dislocations introduced by the final rolling and to improve the ductility while maintaining the strength and stiffness. More preferably, it is desirable to perform annealing (the temperature and the heating time after the material to be heated reaches a predetermined temperature) in the temperature range of 300 to 450 ° C. for 5 seconds to 1 minute. In addition, since annealing of the alloy of the present invention is aimed at recrystallization and distortion removal, it is desirable to carry out with a continuous annealing furnace.
[0027]
Furthermore, by pickling or / and polishing with a pickling and polishing apparatus attached to the continuous annealing furnace or another line, the surface oxide film is used for lead frames of about 2 to 4 nm. Board It is possible to produce a material. For applications that place particular importance on low distortion, a tension leveling or tension annealing step may be added after the final annealing.
Most of the current high-strength copper alloys are mainly composed of compounds such as Ni—Si, Ni—P, Cu—Zr, and precipitation strengthened copper alloys in which metal atoms such as Cr are precipitated in the copper matrix. (For example, refer to Japanese Patent Laid-Open No. 2000-119779). On the other hand, in order to form these precipitate particles in the copper matrix, it is necessary to form a compound by diffusing precipitate constituent elements dissolved in copper. Since this diffusion requires one to several hours even at a temperature of 400 to 600 ° C., annealing of these precipitation-type copper alloys is performed after the coil is charged into a bell-type furnace or the like, and after reaching a predetermined temperature. Batch type annealing is employed in which the temperature is maintained for a predetermined time and further lowered to a temperature near room temperature. In batch-type annealing, it takes about 20 to 30 hours from the start of annealing to the completion of annealing, which contributes to a decrease in productivity of the precipitation-type copper alloy and an increase in cost. In the copper alloy of the present invention, since it is not necessary to precipitate the Ni—P compound, it is possible to apply a continuous annealing furnace, which greatly contributes to improvement of productivity and reduction of manufacturing cost.
[0028]
【Example】
The copper alloy according to the present invention below Board Examples will be described.
(Example 1)
Copper alloys having the compositions shown in Tables 1 and 2 were melted in the atmosphere and under a charcoal coating in an electric furnace, and cast into a book mold to produce a 50 mm × 70 mm × 200 mm ingot. The ingot was heated to 750 to 900 ° C., held for 1 hour after reaching a predetermined temperature, and hot rolled. After rolling to a plate thickness of 15 mm, it was quenched in water to obtain a hot rolled material. The temperature during quenching was 600 ° C. or higher. The hot-rolled material was visually checked for cracks. The hot-rolled material with cracks was not subjected to subsequent heat treatment.
[0029]
[Table 1]

[0030]
[Table 2]

[0031]
In Tables 1 and 2, Nos. 1-8 and Comparative Example No. In any of Nos. 9 to 10, 15 to 27, cracks during hot rolling did not occur. On the other hand, no. Since the alloys 11 to 14 were cracked during hot rolling, no subsequent heat treatment was performed.
In addition, No. No. 11 has a lack of P and Si, so a sound ingot cannot be obtained due to insufficient deoxidation. In No. 12, since H was excessive, a number of pipe-like holes believed to be caused by hydrogen were formed in the ingot, and none of them was hot-rolled. No. No. 13 had an excess of S, so cracking occurred during hot rolling, and hot rolling was stopped halfway. No. In No. 14, since C was excessive, many hot cracks were generated in the hot-rolled material, and no subsequent heat treatment was performed.
[0032]
Subsequently, no. About 1-10, 15-27, the hot-rolled material was subjected to a thermomechanical treatment under the following conditions to produce a plate material having a thickness of 0.11 mm.
Hot rolled material (15 mmt) → cold rolling to 0.22 mmt → annealing at 500 to 700 ° C. × 20 seconds (salt bath furnace) → cold rolling to 0.11 mmt → stabilizing annealing at 350 ° C. × 20 seconds.
A test piece was processed from the thin plate having a thickness of 0.11 mm produced as described above, and the following test was performed. The results are shown in Table 3.
[0033]
(mechanical nature)
A JIS No. 5 test piece (n = 2) in which the longitudinal direction of the test piece was parallel to the rolling direction was processed, and a tensile test was performed to measure 0.2% proof stress and tensile strength. The average value of the measured values of n = 2 was taken as the value of each test material. It should be noted that an elongation of 10% or more could be ensured even in the misaligned test piece.
(Electrical conductivity)
Electrical conductivity was evaluated by measuring conductivity. The conductivity was measured based on JISH0505.
(Solder weather resistance)
After soldering with 60Sn-40Pb eutectic solder based on MIL-STD-202F METHOD 208D, after 150 ° C x 1000Hr in air at n = 3, bend back 180 ° with a bending diameter of 1mm The presence or absence of peeling of the solder in the bent part was visually confirmed.
[0034]
(Stiffness characteristics)
Electronic Material Industry Association Standard: Using a moment type testing machine based on EMAS-1003, the displacement angle (°) under load was measured at a bending radius of 30 mm and a bending moment of 0.12 N / m (n = 2). . The test piece has a width of 10 mm and a length of 60 mm, and the bending moment is applied to a position 30 mm from the fulcrum holding the test piece.
(Ag plating property)
After applying Ag plating with a thickness of 5 μm, after heating at 450 ° C. for 5 minutes in the air, the surface was examined with an optical microscope at a magnification of 200 times to observe the presence of swelling and protrusions.
[0035]
(Stress corrosion cracking resistance)
A 12.7 mmw × 150 ml test piece (n = 4) was cut out from the above test piece, and a stress corrosion cracking test was performed according to the Thompson method (Materials Research & Standards (1961) 1081). That is, after making the test piece into the loop shape shown in FIG. 1, 14% by mass of ammonia water was added and exposed to a desiccator filled with saturated vapor at a temperature of 40 ° C., and the time until the test piece broke was determined. It was measured.
(Whisker resistance)
A strip-shaped test piece is bent into an arc shape using a jig, and thereby approximately 400 N / mm inside the top of the arc. ² Then, after maintaining for 3 months at room temperature, the occurrence of whiskers on the compression surface (inside the top of the arc) was observed with a stereomicroscope.
[0036]
[Table 3]

[0037]
Invention Example No. Each of Nos. 1 to 8 has good mechanical properties, electrical conductivity, stiffness characteristics, solder weather resistance, stress corrosion cracking resistance, Ag plating property, and whisker resistance, and is suitable as a thin lead frame material.
On the other hand, no. Nos. 9 and 10 are inferior in stiffness characteristics due to insufficient Sn content. No. Since No. 15 contains Ni excessively, the electrical conductivity is low, the solder is peeled off, and the stiffness characteristics are inferior. No. No. 16 has a low yield strength due to a lack of Ni content and inferior stiffness properties. No. Since No. 17 contains Sn excessively, its conductivity is low. No. No. 18 has insufficient Sn content, so that sufficient proof stress cannot be obtained, and the stiffness characteristics are inferior. No. Since No. 19 contains Zn excessively, electrical conductivity is low and stress corrosion cracking property is inferior. No. In No. 20, since the Zn content is insufficient, the solder is peeled off, and whiskers are generated. No. No. 21 contains P excessively, so that the electrical conductivity is lowered, the solder is peeled off, and the stress corrosion cracking resistance is inferior. No. No. 22 contains Si excessively, so that the electrical conductivity is lowered and the solder is peeled off. No. In No. 23, Fe is excessively contained, so that the electrical conductivity is lowered and the solder is peeled off. No. Since No. 24 contains excessive Mg, when Ag plating is performed, protrusions are generated and further solder peeling occurs. No. No. 25 contains Mn and the like excessively, so that the electrical conductivity is lowered and the solder is peeled off. No. In No. 26, since the P and Si contents exceed the upper limit, the electrical conductivity is lowered, solder peeling occurs, and the stress corrosion cracking resistance is inferior.
[0038]
(Example 2)
No. in Table 1 No. 2 hot rolled material (15 mmt) was subjected to processing heat treatment such as cold rolling-intermediate annealing-cold rolling-final annealing to produce a plate material having a thickness of 0.15 mm. Table 4 shows the conditions for the thermomechanical treatment. The crystal grain size, mechanical properties, conductivity, stiffness, etc. of these plate materials were investigated. The results are shown in Table 5.
[0039]
[Table 4]

[0040]
[Table 5]

[0041]
Invention Example No. In 2-1 to 2-3, the proof stress, electrical conductivity and adhesion bending workability are good, the electrical conductivity is 90% or less as compared with the batch annealed material 2-10, and the ratio of proof stress / tensile strength is 0. 9 or more, the stiffness characteristic is also excellent.
On the other hand, Comparative Example No. 2-4 Short heating time for intermediate annealing It does not recrystallize during intermediate annealing and is inferior in stiffness characteristics. Although not shown in the table, it extends and is inferior in bending workability. No. In 2-5, since the heating time of the intermediate annealing is long, the crystal grains are coarsened, the conductivity is 90% or more of the batch annealing material, and the strength is reduced. Moreover, the ratio of proof stress / tensile strength is less than 0.9, and the stiffness characteristics are also inferior. Since Comparative Example 2-6 was not subjected to final annealing, the stiffness characteristics were inferior. Although not shown in the table, it extends and is inferior in bending workability. No. In No. 2-7, the final annealing temperature is low and the heating time is short, so rearrangement of dislocation does not occur and the stiffness characteristics are inferior. Although not shown in the table, it extends and is inferior in bending workability. No. In No. 2-8, since the final annealing temperature is high and the heating time is long, the crystal grains are coarsened and the strength is reduced. The ratio of proof stress / tensile strength is also less than 0.9, and the stiffness characteristics are inferior. No. In No. 2-9, the final annealing time is long and the crystal grains become coarse, and precipitation of Ni—P compounds and the like occurs. Therefore, the conductivity is 90% or more of the batch annealing material, and the strength is reduced. The ratio of proof stress / tensile strength is also less than 0.9, and the stiffness characteristics are inferior. No. In No. 2-10, intermediate annealing is performed by batch annealing, and precipitation of Ni—P compound or the like occurs, so that the stiffness characteristics are inferior.
[0042]
(Example 3)
Two ingots having the composition shown in Table 6 were formed by continuous casting. The dimensions of the ingot are a thickness of 150 mm, a width of 500 mm, and a length of 5000 mm. The ingot is kept at 850 ° C. for 2 hours, hot rolled to a thickness of 15 mm, the oxide film on the surface is removed by a scalper, cold rolled to 0.25 mm, continuously annealed in a DX gas atmosphere, pickled -Polished. Then, this thin plate was cold-rolled to 0.125 mm, and finish annealing was performed in a continuous annealing furnace in a DX gas atmosphere. After annealing, pickling and polishing were performed, and the oxide film on the surface was removed to obtain a test material.
[0043]
[Table 6]

[0044]
From the above specimens, mechanical properties, electrical conductivity, stiffness characteristics and the like were measured by the above-mentioned methods, and further stamped by the following methods to evaluate punching workability and shear workability. The results are shown in Table 7.
(Punching workability)
Using a 25-ton press (BRUDERER BSTA-25), a QFP type lead frame was punched 1 million shots with a clearance of 5% and a punching speed of 600 spm, and then the flash height and the droop width of the material were measured.
(Shearability)
[0045]
[Table 7]

[0046]
Example of the present invention Is found to have mechanical properties, electrical conductivity, stiffness properties, solder weatherability, stiffness properties, stress corrosion cracking resistance, Ag plating properties, whisker resistance, punching workability and shearing workability. Further, there was no occurrence of peco in the island part of the punched lead frame, and the flatness of both the island part and the lead part was very good.
Furthermore, the oxide film on the surface was 2 to 3 nm, and Ag plating and Sn plating properties were extremely good. An LSI was manufactured by mounting a Si chip on the lead frame after plating, but there was no problem of insufficient strength, lead warpage, island pecoing, etc. due to heating in the manufacturing process. Production was possible.
[0047]
【The invention's effect】
According to the present invention, the copper alloy for lead frames is excellent in punching workability and stiffness characteristics, and also excellent in strength, solder weather resistance, stress corrosion cracking resistance, Ag plating property and whisker resistance. Board Can be supplied at low cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing a loop-shaped test piece used in a stress corrosion cracking resistance test.

Claims

Ni: 0.1% (mass%, hereinafter the same) or more and less than 0.5%, Sn: more than 1.0% and less than 2.5%, Zn: more than 1.0% and less than 15%, Fe: 0.0. 001% or more and 0.1% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.02% or less, P: 0.0005% or more and less than 0.05% and Si: 0.0005% or more and less than 0.05% One or both include 0.0005% or more and less than 0.05%, S: 0.0005% or more and 0.003% or less, C: 0.0005% or less, O: 0.005% or less, and H: A copper alloy plate for a lead frame, characterized in that it is 0.0002% or less, the balance is made of Cu and inevitable impurities, and the value of proof stress / tensile strength is 0.9 or more.

Furthermore, Ag, Ti, Ca, Mn, Be, Al, V, Cr, Co, Zr, Nb, Mo, In, Pb, Hf, Ta, B, Ge, Sb: each group of 0.001 to 0.1% The lead alloy copper alloy sheet according to claim 1, further comprising one or more selected from a total amount of 0.001% to 0.1%.

The copper alloy plate for a lead frame according to claim 1 or 2, wherein the copper alloy plate has a conductivity of 90% or less with respect to a maximum value of the conductivity obtained by annealing.

The average crystal grain size measured in the plate width direction on the rolled surface of the plate is 5 to 20 µm, and the average crystal grain size measured in a direction parallel to the rolling direction is 5 to 300 µm. The copper alloy plate for lead frames described in any one of 1-3.