JP4527198B1 - 電子機器用銅合金の製造方法 - Google Patents
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Abstract
５００℃での高温領域においても強度を低下させることのない耐熱性を備えた電子機器用銅合金を提供する。
Ｆｅ；１．５〜２．４質量％、Ｐ；０．００８〜０．０８質量％およびＺｎ；０．０１〜０．５質量％を含み、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】図３
Ｆｅ；１．５〜２．４質量％、Ｐ；０．００８〜０．０８質量％およびＺｎ；０．０１〜０．５質量％を含み、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】図３
Description
本発明は、半導体装置や電子部品などの電子機器に用いられる電子機器用銅合金及びリードフレーム材に関するものである。
従来、ＩＣやＬＳＩ等の半導体装置に用いられるリードフレーム、各種電子部品の端子およびコネクタは、銅合金の薄板に対してプレス加工等を施すことにより作製されている。
ここで、プレス加工により作製されたリードフレーム等には残留応力が発生する。この残留応力を除去するために、通常、プレス加工後のリードフレーム等には４００〜４５０℃での熱処理が施されているが、この熱処理の際に銅合金の結晶組織が再結晶化することにより銅合金の強度が低下することが知られている。そこで、リードフレーム等に使用される電子機器用銅合金には、前述の熱処理にて強度が低下することがないように耐熱性が要求される。
ここで、プレス加工により作製されたリードフレーム等には残留応力が発生する。この残留応力を除去するために、通常、プレス加工後のリードフレーム等には４００〜４５０℃での熱処理が施されているが、この熱処理の際に銅合金の結晶組織が再結晶化することにより銅合金の強度が低下することが知られている。そこで、リードフレーム等に使用される電子機器用銅合金には、前述の熱処理にて強度が低下することがないように耐熱性が要求される。
この様な電子機器用銅合金として、例えば特許文献１、２に開示されている様な、析出硬化型合金の一種であるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金（いわゆるＣ１９４系合金）が広く提供されている。このＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金は、銅の母相中にＦｅ−Ｐ系化合物を析出粒子として分散させることで、耐熱性、強度、導電率の向上を図ったものである。
一般に、前述の析出硬化型合金においては、銅の母相中に分散する析出物粒子のサイズがその特性に大きな影響を与えることが知られている。即ち、１μｍ以上の粗大粒子は再結晶時において主要な核サイトとなり、この粒子サイズが大きいほど再結晶核が形成し易いため耐熱性は低下するが、銅の母相中に数１０ｎｍ以下の微細粒子が密に分散すると、ピン止め効果によって粒界移動が拘束され、再結晶化が抑制されて耐熱性が向上するとされている。
特許文献１は、Ｆｅ： １．５〜 ２．６質量％、Ｐ：０．０１〜
０．１質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．２質量％を含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなるリードフレーム用Ｃｕ−Ｆｅ系合金材であり、その内部組織が、析出したＦｅ粒子のうち直径が４０ｎｍ以下のＦｅ粒子の合金中の体積分率が０．２％以上であり、ひずみ除去の加熱をしても強度の低下が比較的少ない耐熱性に優れたリードフレーム用Ｃｕ−Ｆｅ系合金材を開示する。
０．１質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．２質量％を含有し、残部Ｃｕ及び不可避不純物からなるリードフレーム用Ｃｕ−Ｆｅ系合金材であり、その内部組織が、析出したＦｅ粒子のうち直径が４０ｎｍ以下のＦｅ粒子の合金中の体積分率が０．２％以上であり、ひずみ除去の加熱をしても強度の低下が比較的少ない耐熱性に優れたリードフレーム用Ｃｕ−Ｆｅ系合金材を開示する。
特許文献２は、Ｆｅを含み、５００℃で１分間焼鈍した後のＣｕｂｅ方位の方位密度が５０％以下で、５００℃で１分間焼鈍した後の平均結晶粒径が３０μｍ以下である耐熱性に優れた銅合金を開示する。この様な銅合金は、Ｆｅを含む銅合金を熱間圧延したのち冷間圧延して冷延銅合金を製造する際に、熱間圧延と最終冷間圧延の間に冷間圧延と焼鈍を少なくとも２回ずつ実施すると共に、１回当りの冷間圧延を５０〜８０％
の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％ とすることによって製造され、歪み取り焼鈍などの熱処理を行った場合でも強度低下を殆ど起こすことのない耐熱性に優れた銅合金とその製法を記述している。
の加工率で行い、最終冷間圧延時の加工率を３０〜８５％ とすることによって製造され、歪み取り焼鈍などの熱処理を行った場合でも強度低下を殆ど起こすことのない耐熱性に優れた銅合金とその製法を記述している。
ところで、最近、プレス加工技術の向上により、プレス加工によって作製されるリードフレームの多ピン化が進んでおり、これに伴い加工後の残留応力が大きくなる傾向にあり、残留応力の除去に５００℃前後の高温領域での熱処理も行われている。これらの熱処理に耐え強度の低下をきたすことのない、更に耐熱性に優れたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金が最近求められている。
本発明者らは、鋭意研究の結果、直径が１５ｎｍ未満の非常に微細な析出物粒子（Ｆｅ−Ｐ系化合物）は、５００℃といった高温領域においては、粒子の移動を拘束するピン止め効果が小さく再結晶化の抑制効果をあまり期待出来ず、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下である析出物粒子（Ｆｅ−Ｐ系化合物）は、５００℃前後の高温領域での再結晶化抑制に非常に効果的であり、更なる耐熱性の向上に大きく寄与することを見出した。
即ち、本発明に係る電子機器用銅合金の析出物粒子が上記のヒストグラムの限定範囲値内に直径のピーク値を有する分布状態であれば、５００℃前後の高温領域においても、ピン止め効果を最大限に発揮して再結晶化を抑制し、高温での強度低下を確実に防止することが出来る。析出物粒子の直径のピーク値が限定範囲値を外れれば、ピン止め効果は小さくなり再結晶化を抑制出来ず、高温での強度を維持することは困難となるのである。
本発明は、Ｆｅ；１．５〜２．４質量％、Ｐ；０．００８〜０．０８質量％およびＺｎ；０．０１〜０．５質量％を含む銅合金を溶解鋳造し、鋳塊を面削後、圧延率を６０％以上にて熱間圧延を施し、次に９００〜９５０℃にて２〜４時間の溶体化処理を行い、溶体化処理後の銅合金板に４５０〜５７５℃にて３〜１２時間の時効処理を行い、時効処理後の銅合金板に加工率６０〜８０％で第１冷間圧延を行い、第１冷間圧延後の銅合金板に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第１低温焼鈍を行い、第１低温焼鈍後の銅合金板に加工率３０〜６０％の第２冷間圧延を行い、第２冷間圧延後の銅合金板に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第２低温焼鈍を行うことにより、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ 2 あたりの析出物粒子の面積に等しい円相当直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下である電子機器用銅合金を製造することを特徴とする。
また、前記第２低温焼鈍の後に、加工率３０〜６０％の冷間圧延、及びこの冷間圧延後に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を繰り返し行うとよい。
また、前記銅合金は、Ｎｉ；０．００３〜０．５質量％及びＳｎ；０．００３〜０．５質量％を含有するものとすることが好ましい。
更には、前記銅合金は、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｃｒ及びＳｉのうちの少なくとも１種以上を含有し、その含有量を０．０００７〜０．５質量％に設定することが好ましい。
これらの元素は、電子機器用銅合金の特性を向上させる効果を有しており、用途にあわせて選択的に含有させることで特性を向上させることが可能となる。
また、前記第２低温焼鈍の後に、加工率３０〜６０％の冷間圧延、及びこの冷間圧延後に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を繰り返し行うとよい。
また、前記銅合金は、Ｎｉ；０．００３〜０．５質量％及びＳｎ；０．００３〜０．５質量％を含有するものとすることが好ましい。
更には、前記銅合金は、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｃｒ及びＳｉのうちの少なくとも１種以上を含有し、その含有量を０．０００７〜０．５質量％に設定することが好ましい。
これらの元素は、電子機器用銅合金の特性を向上させる効果を有しており、用途にあわせて選択的に含有させることで特性を向上させることが可能となる。
更には、本発明に係る電子機器用銅合金の製造方法は、引張り強度が５００ＭＰａ以上であり、かつ、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上となる様に設定することが好ましい。これにより、耐熱性を備えるとともに、高強度、高導電率の電子機器用銅合金を提供することができ、リードフレーム材の薄肉化をはかることが可能となる。
本発明によれば、５００℃前後の高温領域においても、強度の低下をきたすことない耐熱性に優れた高強度、高導電率の電子機器用銅合金及びリードフレーム材が得られる。
本発明の一実施形態である電子機器用銅合金について添付の図面を参照に詳細を説明する。
（銅合金の成分組成）
本発明では、半導体装置に用いられるリードフレーム材等として、耐熱性に優れ、引張り強度が５００ＭＰａ以上であり、かつ、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である基本特性を有する必要がある。このため、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｚｎ系銅合金として、Ｆｅ；１．５〜２．４質量％、Ｐ；０．００８〜０．０８質量％およびＺｎ；０．０１〜０．５質量％を含み、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる基本組成とする。この基本組成に対し、後述するＳｎ、Ｎｉ等の元素を更に選択的に含有させても良い。
（銅合金の成分組成）
本発明では、半導体装置に用いられるリードフレーム材等として、耐熱性に優れ、引張り強度が５００ＭＰａ以上であり、かつ、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である基本特性を有する必要がある。このため、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ−Ｚｎ系銅合金として、Ｆｅ；１．５〜２．４質量％、Ｐ；０．００８〜０．０８質量％およびＺｎ；０．０１〜０．５質量％を含み、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる基本組成とする。この基本組成に対し、後述するＳｎ、Ｎｉ等の元素を更に選択的に含有させても良い。
（Ｆｅ）
Ｆｅは銅の母相中に分散する析出物粒子を形成して強度及び耐熱性を向上させる効果があるが、その含有量が１．５質量％未満では析出物の個数が不足し、その効果を奏功せしめることができない。一方、２．４質量％を超えて含有すると、強度及び耐熱性の向上に寄与しない粗大な析出物粒子が存在してしまい、耐熱性に効果のあるサイズの析出物粒子が不足してしまうことになる。このため、Ｆｅの含有量は１．５〜２．４質量％の範囲内とすることが好ましい。
Ｆｅは銅の母相中に分散する析出物粒子を形成して強度及び耐熱性を向上させる効果があるが、その含有量が１．５質量％未満では析出物の個数が不足し、その効果を奏功せしめることができない。一方、２．４質量％を超えて含有すると、強度及び耐熱性の向上に寄与しない粗大な析出物粒子が存在してしまい、耐熱性に効果のあるサイズの析出物粒子が不足してしまうことになる。このため、Ｆｅの含有量は１．５〜２．４質量％の範囲内とすることが好ましい。
（Ｐ）
ＰはＦｅと共に銅の母相中に分散する析出物粒子を形成して強度及び耐熱性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００８質量％未満では析出物粒子の個数が不足し、その効果を奏功せしめることができない。一方、０．０８質量％を超えて含有すると、強度及び耐熱性の向上に寄与しない粗大な析出物粒子が存在してしまい、耐熱性に効果のあるサイズの析出物粒子が不足してしまうことになると共に導電率及び加工性が低下してしまう。このため、Ｐの含有量は０．００８〜０．０８質量％の範囲内とすることが好ましい。
ＰはＦｅと共に銅の母相中に分散する析出物粒子を形成して強度及び耐熱性を向上させる効果があるが、その含有量が０．００８質量％未満では析出物粒子の個数が不足し、その効果を奏功せしめることができない。一方、０．０８質量％を超えて含有すると、強度及び耐熱性の向上に寄与しない粗大な析出物粒子が存在してしまい、耐熱性に効果のあるサイズの析出物粒子が不足してしまうことになると共に導電率及び加工性が低下してしまう。このため、Ｐの含有量は０．００８〜０．０８質量％の範囲内とすることが好ましい。
（Ｚｎ）
Ｚｎは銅の母相中に固溶して半田耐熱剥離性を向上させる効果を有しており、０．０１質量％未満ではその効果を奏功せしめることができない。一方、０．５質量％を超えて含有しても、更なる効果を得ることが出来なくなると共に母相中への固溶量が多くなって導電率の低下をきたす。このため、Ｚｎの含有量は０．０１〜０．５質量％の範囲内とすることが好ましい。
Ｚｎは銅の母相中に固溶して半田耐熱剥離性を向上させる効果を有しており、０．０１質量％未満ではその効果を奏功せしめることができない。一方、０．５質量％を超えて含有しても、更なる効果を得ることが出来なくなると共に母相中への固溶量が多くなって導電率の低下をきたす。このため、Ｚｎの含有量は０．０１〜０．５質量％の範囲内とすることが好ましい。
（Ｎｉ）
Ｎｉは母相中に固溶して強度を向上させる効果を有しており、０．００３質量％未満ではその効果を奏功せしめることができない。一方、０．５質量％を超えて含有すると導電率の低下をきたす。このため、Ｎｉを含有する場合には、０．００３〜０．５質量％の範囲内とすることが好ましい。
Ｎｉは母相中に固溶して強度を向上させる効果を有しており、０．００３質量％未満ではその効果を奏功せしめることができない。一方、０．５質量％を超えて含有すると導電率の低下をきたす。このため、Ｎｉを含有する場合には、０．００３〜０．５質量％の範囲内とすることが好ましい。
（Ｓｎ）
Ｓｎは母相中に固溶して強度を向上させる効果を有しており、０．００３質量％未満ではその効果を奏功せしめることができない。一方、０．５質量％を超えて含有すると導電率の低下をきたす。このため、Ｓｎを含有する場合には、０．００３〜０．５質量％の範囲内とすることが好ましい。
Ｓｎは母相中に固溶して強度を向上させる効果を有しており、０．００３質量％未満ではその効果を奏功せしめることができない。一方、０．５質量％を超えて含有すると導電率の低下をきたす。このため、Ｓｎを含有する場合には、０．００３〜０．５質量％の範囲内とすることが好ましい。
なお、本発明の銅合金は、Ａｌ，Ｂｅ，Ｃａ，Ｃｒ，Ｍｇ及びＳｉのうちの少なくとも１種以上が０．０００７〜０．５質量％含有されていても良い。これらの元素は、銅合金の様々な特性を向上させる役割を有しており、用途に応じて選択的に添加することが好ましい。
（析出物粒子の直径とその個数）
本発明の電子機器用銅合金は、図３に示す様に、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下であることを特徴としている。
本発明の電子機器用銅合金は、図３に示す様に、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下であることを特徴としている。
即ち、析出物粒子の直径が上記のヒストグラムの限定範囲値内にピーク値を有する分布状態であれば、５００℃前後の高温領域においても、ピン止め効果を最大限に発揮して再結晶化を抑制し、高温での強度低下を確実に防止することが出来るのである。析出物粒子の直径のピーク値が限定範囲値を外れれば、ピン止め効果は小さくなって再結晶化を抑制出来ず、高温での強度を維持出来ず耐熱性の低下をきたすこととなる。
ここで、析出物粒子の直径は、その断面観察において、析出物粒子の面積に等しい面積を持つ円の直径（円相当直径）として算出した。この場合、析出物粒子の面積は、透過型電子顕微鏡観察画像から得られる画像鉛直方向への投影面積を観察倍率から実際の面積に換算した値となる。
また、透過型電子顕微鏡観察において、５ｎｍ以下の析出物粒子については、析出物粒子であるか或いは観察時に生じる影であるかの明確な識別が不可能であるため、観察された析出物粒子の全個数には含めないことにした。
更に、その観察においては、観察倍率によって分解能が変化し、観察される析出物粒子の直径や個数に変動が生じる。そこで、１５ｎｍ以上の析出物粒子を測定する際には観察倍率を５万倍とし、１５ｎｍ未満の析出物粒子を測定する際には観察倍率を１０万倍とした。
また、透過型電子顕微鏡観察において、５ｎｍ以下の析出物粒子については、析出物粒子であるか或いは観察時に生じる影であるかの明確な識別が不可能であるため、観察された析出物粒子の全個数には含めないことにした。
更に、その観察においては、観察倍率によって分解能が変化し、観察される析出物粒子の直径や個数に変動が生じる。そこで、１５ｎｍ以上の析出物粒子を測定する際には観察倍率を５万倍とし、１５ｎｍ未満の析出物粒子を測定する際には観察倍率を１０万倍とした。
電子機器用銅合金の薄板から、透過型電子顕微鏡観察用の薄膜を作製し、観察倍率５万倍及び１０万倍で組織観察を行い、析出物粒子の直径及び個数を測定する。図１に観察倍率５万倍での観察写真を、図２に観察倍率１０万倍での観察写真を示す。なお、図１、図２に示された写真の実際の倍率については、これらの写真の右下に記載されたスケールバーから換算することになる。
図１及び図２において、矢印で示す粒子が析出物である。矢印Ａで示される粒子が直径１５〜３５ｎｍのものであり、矢印Ｂで示される粒子が直径１５ｎｍ未満、矢印Ｃで示される粒子が直径３５ｎｍを超えるものである。また、透過型電子顕微鏡観察にはレプリカ法により作製した試料を用いても良い。
図１に示す写真（観察倍率５万倍）の視野面積は２．６μｍ２である。従って、この写真内でカウントされた析出物粒子の個数を２．６で除し１μｍ２あたりの析出物の個数が算出されることになる。
同様に、図２に示す写真（観察倍率１０万倍）の視野面積は０．６５μｍ２である。従って、この写真内でカウントされた析出物粒子の個数を０．６５で除し１μｍ２あたりの析出物の個数が算出されることになる。
なお、透過型電子顕微鏡観察は局所的な観察となるため、観察箇所を変えてこのような観察を複数回行うことが好ましい。
同様に、図２に示す写真（観察倍率１０万倍）の視野面積は０．６５μｍ２である。従って、この写真内でカウントされた析出物粒子の個数を０．６５で除し１μｍ２あたりの析出物の個数が算出されることになる。
なお、透過型電子顕微鏡観察は局所的な観察となるため、観察箇所を変えてこのような観察を複数回行うことが好ましい。
（耐熱性試験）
本発明の電子機器用銅合金の耐熱性試験は次の方法で行い、保持率にて評価することが好ましい。
本発明の銅合金薄板試料を作製して加熱保持炉内にて５００℃にて１、３、５、１０分間各々保持した後のビッカース強度を測定し、各々の熱処理前のビッカース強度と比較し保持率にて耐熱性を評価する。
保持率は（熱処理後ビッカース強度）／（熱処理前ビッカース強度）にて算出する。各々の加熱保持時間での保持率の変化の代表例を図５に示す。
本発明の電子機器用銅合金は析出物粒子のピン止め効果が充分に発揮された優れた耐熱性を有し、５００℃にて１０分間加熱保持後の保持率は８８％以上となる。
本発明の電子機器用銅合金の耐熱性試験は次の方法で行い、保持率にて評価することが好ましい。
本発明の銅合金薄板試料を作製して加熱保持炉内にて５００℃にて１、３、５、１０分間各々保持した後のビッカース強度を測定し、各々の熱処理前のビッカース強度と比較し保持率にて耐熱性を評価する。
保持率は（熱処理後ビッカース強度）／（熱処理前ビッカース強度）にて算出する。各々の加熱保持時間での保持率の変化の代表例を図５に示す。
本発明の電子機器用銅合金は析出物粒子のピン止め効果が充分に発揮された優れた耐熱性を有し、５００℃にて１０分間加熱保持後の保持率は８８％以上となる。
（製造条件）
次に、本発明の析出物粒子（Ｆｅ−Ｐ系化合物）を有するＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の製造条件について以下に説明する。後述する好ましい時効処理、冷間圧延、低温焼鈍の各条件を除き、通常の製造工程自体を大きく変えることは不要である。
また、本製造工程における、冷間圧延、低温焼鈍での銅合金の１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムの変化を図４に示す。横軸は析出物粒子の粒径であり縦軸は度数である。
先ず、上記の好ましい成分範囲に調整された銅合金を溶解鋳造し、鋳塊を面削後、圧延率を６０％以上にて熱間圧延を施し、次に、９００〜９５０℃にて２〜４時間の溶体化処理を行う。
次に、本発明の析出物粒子（Ｆｅ−Ｐ系化合物）を有するＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の製造条件について以下に説明する。後述する好ましい時効処理、冷間圧延、低温焼鈍の各条件を除き、通常の製造工程自体を大きく変えることは不要である。
また、本製造工程における、冷間圧延、低温焼鈍での銅合金の１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムの変化を図４に示す。横軸は析出物粒子の粒径であり縦軸は度数である。
先ず、上記の好ましい成分範囲に調整された銅合金を溶解鋳造し、鋳塊を面削後、圧延率を６０％以上にて熱間圧延を施し、次に、９００〜９５０℃にて２〜４時間の溶体化処理を行う。
（時効処理）
溶体化処理後の銅合金板を４５０〜５７５℃にて３〜１２時間の時効処理を行い、広範な粒度分布を有する析出物粒子を析出させ、最終の目的とする構成の析出物粒子を得るための素地をつくる。４５０℃以下或いは３時間以下では析出物粒子が充分に析出せず、５７５℃以上或いは１２時間以上では銅合金組織が軟化する。
溶体化処理後の銅合金板を４５０〜５７５℃にて３〜１２時間の時効処理を行い、広範な粒度分布を有する析出物粒子を析出させ、最終の目的とする構成の析出物粒子を得るための素地をつくる。４５０℃以下或いは３時間以下では析出物粒子が充分に析出せず、５７５℃以上或いは１２時間以上では銅合金組織が軟化する。
（第１冷間圧延）
時効処理後の銅合金板を加工率６０〜８０％で冷間圧延し、析出物の粒径を小さくすると共に更なる析出物粒子の析出を促進させる。析出相の優先核形成サイトが核生成の駆動力的に有利な転位セル境界となるため、核生成頻度が促進される。加工率が６０％以下では析出物粒子の粒径を小さくするには不十分であり、８０％以上では核生成頻度の促進効果に支障を来たす。図４に示す様に、この段階では析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値は形成されていないと推察される。
時効処理後の銅合金板を加工率６０〜８０％で冷間圧延し、析出物の粒径を小さくすると共に更なる析出物粒子の析出を促進させる。析出相の優先核形成サイトが核生成の駆動力的に有利な転位セル境界となるため、核生成頻度が促進される。加工率が６０％以下では析出物粒子の粒径を小さくするには不十分であり、８０％以上では核生成頻度の促進効果に支障を来たす。図４に示す様に、この段階では析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値は形成されていないと推察される。
（第１低温焼鈍）
第１冷間圧延後の銅合金板を２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を行い、析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値、頻度、半値幅を一定の範囲値内にシフトさせる。２００℃以下或いは０．５分以下では効果がなく、４００℃或いは３時間以上では析出物粒子の粗大化に繋がりピン止め効果の発揮に支障をきたす。図４に示す様に、この段階では析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値は１５ｎｍ以下になっていると推察されピン止め効果は充分に発揮されない。この１回の低温焼鈍のみでは、析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値、頻度、半値幅を最適範囲値内に入れるのは無理であり、更なる冷間圧延及び低温焼鈍が必要となる。
第１冷間圧延後の銅合金板を２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を行い、析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値、頻度、半値幅を一定の範囲値内にシフトさせる。２００℃以下或いは０．５分以下では効果がなく、４００℃或いは３時間以上では析出物粒子の粗大化に繋がりピン止め効果の発揮に支障をきたす。図４に示す様に、この段階では析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値は１５ｎｍ以下になっていると推察されピン止め効果は充分に発揮されない。この１回の低温焼鈍のみでは、析出物粒子の直径のヒストグラムのピーク値、頻度、半値幅を最適範囲値内に入れるのは無理であり、更なる冷間圧延及び低温焼鈍が必要となる。
（第２冷間圧延）
第１低温焼鈍後の銅合金板を加工率３０〜６０％で冷間圧延し、析出物粒子を目的とする直径のヒストグラムのピーク値、頻度、半値幅の範囲内にシフトさせる素地を作成する。加工率６０％以上では全体としての圧延率が高くなり、再結晶化を促すことに繋がり、また、強度、導電率、ビッカース硬度にも悪影響を及ぼす。加工率３０％以下では殆んど効果はない。図４に示す様に、この段階でも析出物粒子の直径のヒストグラムピーク値は１５ｎｍ以下になっているが、更なる析出物粒子の析出を促進させ、ヒストグラムを最適化する素地が出来上がっていると推察される。
第１低温焼鈍後の銅合金板を加工率３０〜６０％で冷間圧延し、析出物粒子を目的とする直径のヒストグラムのピーク値、頻度、半値幅の範囲内にシフトさせる素地を作成する。加工率６０％以上では全体としての圧延率が高くなり、再結晶化を促すことに繋がり、また、強度、導電率、ビッカース硬度にも悪影響を及ぼす。加工率３０％以下では殆んど効果はない。図４に示す様に、この段階でも析出物粒子の直径のヒストグラムピーク値は１５ｎｍ以下になっているが、更なる析出物粒子の析出を促進させ、ヒストグラムを最適化する素地が出来上がっていると推察される。
（第２低温焼鈍）
第２冷間圧延後の銅合金板を２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を行い、図４に示す様に、析出物粒子の１μｍ２あたりの直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内であり、かつ、総度数の５０％以上の頻度とし、その半値幅を２５ｎｍ以下として、ピン止め効果を最大限に発揮させる。この析出物粒子の１μｍ２あたりの直径のヒストグラムの詳細を図３に示す。
第２冷間圧延後の銅合金板を２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を行い、図４に示す様に、析出物粒子の１μｍ２あたりの直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内であり、かつ、総度数の５０％以上の頻度とし、その半値幅を２５ｎｍ以下として、ピン止め効果を最大限に発揮させる。この析出物粒子の１μｍ２あたりの直径のヒストグラムの詳細を図３に示す。
この第２低温焼鈍にて、１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムが、目的とするピーク値、頻度、半値幅内にシフトしなければ、更に冷間圧延及び低温焼鈍を上記の加工率、熱処理条件にて繰返すことが必要となる。この場合、冷間圧延或いは低温焼鈍を単独で繰り返しても意味はなく、冷間圧延の後に低温焼鈍を行うことが重要である。
前述の様な構成とされた本実施形態の電子機器用銅合金は、５００℃前後の高温領域においても、ピン止め効果を最大限に発揮して、強度の低下をきたさず、耐熱性に優れた高強度、高導電率の電子機器用銅合金及びリードフレーム材となる。
以下、本発明の実施例について比較例を含めて詳細に説明する。
下記表１に示す組成の銅合金（添加元素以外の成分はＣｕ及び不可避不純物）を、電気炉により還元性雰囲気下で溶解し、厚さが３０ｍｍ、幅が１００ｍｍ、長さが２５０ｍｍの鋳塊を作製した。この鋳塊を７３０℃にて１時間加熱した後、圧延率６０％にて熱間圧延を行って厚さ１１ｍｍに仕上げ、その表面をフライスで板厚９ｍｍになるまで面削した後、９２０℃にて３時間の溶体化処理を行った後、板厚２ｍｍまで冷間圧延を行った。次に、４５０〜５７５℃にて３〜１２時間の時効処理を行った後、加工率６０〜８０％にて第１冷間圧延を行い、２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第１低温焼鈍を行った。次に、第１低温焼鈍後の銅合金薄板に、加工率３０〜６０％にて第２冷間圧延を行った後、２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第２低温焼鈍を行い、表１の実施例１〜１６に示す０．３ｍｍの銅合金薄板を得た。なお、比較例１〜１６は、成分組成、冷間圧延条件、低温焼鈍条件を変えて作製した。
下記表１に示す組成の銅合金（添加元素以外の成分はＣｕ及び不可避不純物）を、電気炉により還元性雰囲気下で溶解し、厚さが３０ｍｍ、幅が１００ｍｍ、長さが２５０ｍｍの鋳塊を作製した。この鋳塊を７３０℃にて１時間加熱した後、圧延率６０％にて熱間圧延を行って厚さ１１ｍｍに仕上げ、その表面をフライスで板厚９ｍｍになるまで面削した後、９２０℃にて３時間の溶体化処理を行った後、板厚２ｍｍまで冷間圧延を行った。次に、４５０〜５７５℃にて３〜１２時間の時効処理を行った後、加工率６０〜８０％にて第１冷間圧延を行い、２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第１低温焼鈍を行った。次に、第１低温焼鈍後の銅合金薄板に、加工率３０〜６０％にて第２冷間圧延を行った後、２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第２低温焼鈍を行い、表１の実施例１〜１６に示す０．３ｍｍの銅合金薄板を得た。なお、比較例１〜１６は、成分組成、冷間圧延条件、低温焼鈍条件を変えて作製した。
得られた銅合金薄板から透過型電子顕微鏡観察用の薄膜を作製し、任意の１０箇所にて観察倍率５万倍及び１０万倍で組織観察を行い、析出物粒子の直径及び個数を測定しその平均値を測定値とした。
析出物粒子の直径は、析出物粒子の面積に等しい面積を持つ円の直径（円相当直径）として算出した。この場合、析出物粒子の面積は、透過型電子顕微鏡観察画像から得られる画像鉛直方向への投影面積を観察倍率から実際の面積に換算した値となる。
５ｎｍ以下の析出物粒子については析出物粒子であるか或いは観察時に生じる影であるかの明確な識別が不可能であり、観察された析出物粒子の全個数には含めないこととし、１５ｎｍ以上の析出物粒子を測定する際には観察倍率を５万倍とし、１５ｎｍ未満の析出物粒子を測定する際には観察倍率を１０万倍とした。
これらの銅合金薄板の透過型電子顕微鏡に基づき求められた析出物粒子の直径のピーク値、総度数、半価幅、粒径別の測定個数詳細を表２に示す。
表２より本実施例の銅合金薄板は、何れも１μｍ２あたりの析出物粒子の直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内であり、この１５〜３５ｎｍの範囲内の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、半値幅が２５ｎｍ以下であることがわかる。
また、これらの銅合金薄板の引張り強度、ビッカース硬度、導電率の測定結果を表３に示す。
引張り強度は、試験片を長手方向に圧延方向に平行としたＪＩＳ５号片を作製して測定した。
ビッカース硬度は、１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製し、松沢精機社製のマイクロビッカース硬度計（商品名「微小硬度計」）を用いて０．５ｋｇの荷重を加えて４箇所硬度測定を行い、硬さはそれらの平均値とした。
導電率は、ミーリングにより１０ｍｍ×３０ｍｍの短冊状の試験片を加工し、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、平均断面法により算出した。
引張り強度は、試験片を長手方向に圧延方向に平行としたＪＩＳ５号片を作製して測定した。
ビッカース硬度は、１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製し、松沢精機社製のマイクロビッカース硬度計（商品名「微小硬度計」）を用いて０．５ｋｇの荷重を加えて４箇所硬度測定を行い、硬さはそれらの平均値とした。
導電率は、ミーリングにより１０ｍｍ×３０ｍｍの短冊状の試験片を加工し、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、平均断面法により算出した。
下記の表３より、本実施例の銅合金薄板は、引張り強度にて５１７〜５７０ＭＰａであり、導電率にて６１〜７２％ＩＡＣＳであることがわかる。
また、これらの銅合金薄板の耐熱性試験を行った。試験方法は、１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製し、加熱保持炉に試験片を入れ５００℃にて１、３、５、１０分間それぞれ保持した後にビッカース強度を測定し、各々の熱処理前のビッカース強度と比較して耐熱性を保持率にて評価した。
保持率は（熱処理後ビッカース強度）／（熱処理前ビッカース強度）にて算出した。
耐熱性試験の結果を表３に併せて示す。
保持率は（熱処理後ビッカース強度）／（熱処理前ビッカース強度）にて算出した。
耐熱性試験の結果を表３に併せて示す。
表３より、本実施例の銅合金薄板は、析出物粒子のピン止め効果が最大限に発揮され、５００℃で１０分間熱処理後の保持率が８８〜９３％であり優れた耐熱性を有していることがわかる。
代表的な実施例１、３、６、８と比較例１、３、６、９の保持率の経時変化を示すグラフを図５に示す。これからも、本実施例の銅合金薄板は優れた耐熱性を有していることがわかる。
代表的な実施例１、３、６、８と比較例１、３、６、９の保持率の経時変化を示すグラフを図５に示す。これからも、本実施例の銅合金薄板は優れた耐熱性を有していることがわかる。
これらの結果から、本発明の電子機器用Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金は、引張り強度が５００ＭＰａ以上であり、かつ、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であり、析出物粒子のピン止め効果が最大限に発揮され５００℃前後の高温領域においても強度の低下を殆どきたすことのない優れた耐熱性を備えおり、リードフレーム材としての使用に適していることがわかる。
Claims (5)
- Ｆｅ；１．５〜２．４質量％、Ｐ；０．００８〜０．０８質量％およびＺｎ；０．０１〜０．５質量％を含む銅合金を溶解鋳造し、鋳塊を面削後、圧延率を６０％以上にて熱間圧延を施し、次に９００〜９５０℃にて２〜４時間の溶体化処理を行い、溶体化処理後の銅合金板に４５０〜５７５℃にて３〜１２時間の時効処理を行い、時効処理後の銅合金板に加工率６０〜８０％で第１冷間圧延を行い、第１冷間圧延後の銅合金板に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第１低温焼鈍を行い、第１低温焼鈍後の銅合金板に加工率３０〜６０％の第２冷間圧延を行い、第２冷間圧延後の銅合金板に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の第２低温焼鈍を行うことにより、透過型電子顕微鏡観察において、１μｍ2あたりの析出物粒子の面積に等しい円相当直径のヒストグラムにおけるピーク値が直径１５〜３５ｎｍの範囲内でありかつ当該範囲内の直径の析出物粒子が総度数の５０％以上の頻度で存在し、その半値幅が２５ｎｍ以下である電子機器用銅合金を製造することを特徴とする電子機器用銅合金の製造方法。
- 前記第２低温焼鈍の後に、加工率３０〜６０％の冷間圧延、及びこの冷間圧延後に２００〜４００℃にて０．５分〜３時間の低温焼鈍を繰り返し行うことを特徴とする請求項１記載の電子機器用銅合金の製造方法。
- 前記銅合金は、Ｎｉ；０．００３〜０．５質量％及びＳｎ；０．００３〜０．５質量％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の電子機器用銅合金の製造方法。
- 前記銅合金は、Ａｌ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｃｒ及びＳｉのうちの少なくとも１種以上を含有し、その含有量が０．０００７〜０．５質量％に設定されていることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載の電子機器用銅合金の製造方法。
- 引張り強度が５００ＭＰａ以上であり、かつ、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上の電子機器用銅合金であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の電子機器用銅合金の製造方法。
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