JP4950584B2 - 高強度および耐熱性を備えた銅合金 - Google Patents

Description

本発明は、高強度および耐熱性を備えた銅合金に関し、例えば、半導体装置用リードフレームの素材として好適な銅合金に関する。本発明の銅合金は、半導体装置用リードフレーム以外にも、その他の半導体部品、プリント配線板等の電気・電子部品材料、開閉器部品、ブスバー、端子・コネクタ等の機構部品など様々な電気電子部品用として使用される。但し、以下の説明では、代表的な用途例として、半導体部品であるリードフレームに特に使用する場合を中心に説明を進める。

半導体リードフレーム用銅合金としては、従来よりＦｅとＰとを含有する、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金が一般に用いられている。これらＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金としては、例えば、Ｆｅ：０．０５〜０．１５％、Ｐ：０．０２５〜０．０４０％を含有する銅合金（Ｃ１９２１０合金）や、Ｆｅ：２．１〜２．６％、Ｐ：０．０１５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．２０％を含有する銅合金（ＣＤＡ１９４合金）が例示される。これらのＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金は、銅母相中にＦｅ又はＦｅ−Ｐ等の金属間化合物を析出させると、銅合金の中でも、強度、導電性および熱伝導性に優れていることから、国際標準合金として汎用されている。

近年、電子機器に用いられる半導体装置の大容量化、小型化、高機能化に伴い、半導体装置に使用されるリードフレームの小断面積化が進み、より一層の強度、導電性、熱伝導性が要求されている。これに伴い、これら半導体装置に使用されるリードフレームに用いられる銅合金板にも、より一層の高強度化、高導電率化、熱伝導性が求められている。

これに対して、従来から、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の内部組織や析出状態を制御する方法が種々提案されている。例えば、製造過程における焼鈍条件によって敏感に変化しやすいＦｅの析出挙動を制御して、特性のばらつきを抑制し、添加したＦｅ量に見合った強度や導電率を有するバランスの良い銅合金が提案されている（特許文献１参照）。

その一方で、これら高強度化、高導電率化したＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金板には、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ることが要求される。

Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金板を、リードフレーム等への加工を行う際には、スタンピング加工（プレス打ち抜き加工）することによって多ピン形状とするのが一般的である。最近では、前述した如く電気・電子部品の小型化・薄肉軽量化に対応するため、原材料として用いる銅合金板の薄肉化や多ピン化が進んでおり、それに伴って、上記スタンピング後の加工品に歪み応力が残留し易くピンが不揃いになる傾向がある。そこで通常は、スタンピングして得られる多ピン形状の銅合金板に、熱処理（歪取り焼鈍）を施して歪を除去することが行われる。

ところがこの様な熱処理を行うと材料が軟化し易く、熱処理前の機械的強度を維持することができない。また製造工程面からすると、生産性向上の観点から前記熱処理をより高温・短時間で行うことが求められており、高温での熱処理後も高強度を維持し得る耐熱性が強く求められている。

こうした耐熱性を向上させる課題に対し、これまでにもＦｅ、Ｐ、Ｚｎ等の合金元素や、その他Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａ等の添加元素を微量含有させ、或はそれらの添加量を調整する等の改善策が講じられてきた。また、銅合金の晶出物、析出物の制御も行なわれてきた。しかし、この様な成分調整や晶出物、析出物の制御だけでは、銅合金部品の小型・軽量化や耐熱強度特性などに十分対応しきれないことから、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の組織などを制御する技術も更に提案されている。

例えば、特許文献２では、実質的なＦｅの含有量が０．７％以上と多いＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の晶出物、析出物の形態自体を制御することによって、高耐熱性を得ることが提案されている。また、特許文献３、４では、集合組織の制御によって高耐熱性を得ることが提案されている。
特許第３７２５５０６号公報 特開２００４−９１８９５号公報 特開２００５−１３９５０１号公報 特開２００２−３３９０２８号公報

しかし、これら特許文献におけるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の実質的なＦｅの含有量は、最低でも０．５％を超えて比較的多い。この点、これら特許文献２、３、４は、確かにＦｅの含有量が多いＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金の耐熱性向上には有効かもしれないが、Ｆｅの含有量が比較的低い場合には、必ずしも有効ではない。

また、Ｆｅの含有量が多くなると、導電率やＡｇメッキ性が低下するという別の問題が生じるが、これに対して導電率を増加させるためには、例えば、析出粒子の析出量を増やす手段がある。ただ、析出粒子の析出量を増やそうとすると、同時に、析出粒子の成長・粗大化を招き、強度や耐熱性が低下するという問題につながる。

言い換えると、これら特許文献の技術では、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金に要求される高強度化、高導電率化と、耐熱性とを兼備させることができない。したがって、これらの特許文献の技術を、Ｆｅの含有量を低減した組成によって高強度化、高導電率化したＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金にそのまま適用しても、前記したリードフレーム等に要求される様な高レベルの耐熱性を得ることはできない。

また、一方で、Ｓｎ等の添加元素を比較的多量に含有させれば、銅合金の耐熱性が向上することは知られている。しかし、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金がＳｎ等の添加元素を多く含有した場合には、多量に含有するＳｎの粒界上への過剰な偏析（存在）による、鋳造時や熱延時の割れが発生しやすくなる。このため、効率良く、Ｓｎを含むＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金を製造することが難しい。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、高強度と耐熱性とを両方備えたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金を提供することである。

この目的を達成するために、本発明高強度および耐熱性を備えた銅合金の要旨は、Ｆｅ：０．１７〜４．０質量％、Ｐ：０．０１〜０．１５質量％、Ｓｎ：０．５質量％を超え、５．０質量％以下を各々含有し、更に、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．０２質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であって、下記抽出残渣法により目開きサイズ０．１μm のフィルター上に抽出分離された抽出残渣における下記Ｆｅ量が、前記銅合金中のＦｅ含有量に対する割合で８０％以下であり、引張強さが６６５ＭＰa以上であることとする。

ここで、上記抽出残渣法は、１０質量％の酢酸アンモニウム濃度のメタノール溶液３００ｍｌに、１０ｇの前記銅合金を浸漬し、この銅合金を陽極とする一方、白金を陰極として用いて、電流密度１０m Ａ／cm² で定電流電解を行い、この銅合金を溶解させた前記溶液を、目開きサイズ０．１μm のポリカーボネート製メンブレンフィルターによって吸引ろ過し、このフィルター上に未溶解物残渣を分離抽出するものとする。

また、上記抽出残渣中の上記Ｆｅ量は、前記フィルター上の未溶解物残渣を王水と水とを１対１の割合で混合した溶液によって溶解した後に、ＩＣＰ発光分光法によって分析して求めるものとする。

本発明では、特に、高強度および耐熱性を備えた銅合金のＦｅの含有量が低い領域の組成として、前記Ｆｅの含有量が０．０１〜０．５質量％の範囲であることが好ましい。

本発明では、特に、Ｃｕ−Ｆｅ−（Ｐ、Ｚｎ）系銅合金として、更に、Ｚｎ：０．００５〜３．０質量％を含有することが好ましい。

本発明では、これら銅合金が、銅合金板として半導体リードフレーム用途であることが好ましい。

本発明銅合金は、耐熱性を向上させるために、Ｓｎを比較的多量に含有することを特徴とする。これに対して、前記特許文献１では、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金がＳｎを多く含有し過ぎると、導電率の低下とともに、マクロ偏析により鋳造時に粗大な化合物が生成することが開示されている。

前記した特許文献１のＳｎを多く含有し過ぎた際のマクロ偏析による鋳造時の粗大な化合物生成による弊害は、冶金的に必ずしも正確な記述ではない。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金がＳｎを多く含有し過ぎた場合の真の弊害は、前記した通り、多量に含有するＳｎの粒界上への過剰な偏析（存在）による、鋳造時や熱延時の割れ発生である。

ＳｎはＣｕに比して原子半径が大きく、また拡散も速いため、Ｃｕマトリックス内や粒内に存在しにくく、粒界上に存在しやすい。したがって、Ｓｎを多量に含有する場合には、このＳｎの粒界上への過剰な偏析が強まり、鋳造時や熱延時に割れが発生しやすくなるものと推考される。

これに対して、本発明では、Ｓｎを比較的多量に含有するＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金に対して、更に、微量のＮｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒを含有させることを次の特徴とする。これら微量含有させたＮｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは、粒界上にＳｎよりもあるいはＳｎと同程度に優先的に存在する。このため、結果的に、多量に含有するＳｎの、前記した粒界上への過剰な偏析（存在）を抑制する。一方で、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは、微量を含有させているために、例え粒界上に存在しても鋳造時や熱延時の割れを助長しない。

それよりも、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは、Ｓｎの前記した粒界上への過剰な偏析（存在）を抑制し、これによって鋳造時や熱延時の割れを抑制する効果が著しく大きい。

したがって、本発明銅合金は、鋳造時や熱延時の割れを抑制した上で、Ｓｎを比較的多量に含有でき、耐熱性を向上させることができる。しかも、この耐熱性向上効果は、前記した従来の耐熱性向上技術のように、Ｆｅの含有量に左右されず、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金のＦｅの含有量が０．５％以下の比較的低い領域でも発揮される。

(銅合金板の成分組成)
以下に、本発明銅合金における化学成分組成を説明する。本発明銅合金は、耐熱性とともに、半導体リードフレーム用などとしての基本必要特性である強度や導電率を満たすために、Ｆｅ：０．１７〜４．０質量％、Ｐ：０．０１〜０．１５質量％、Ｓｎ：０．５質量％を超え、５．０質量％以下を各々含有し、更に、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．０２質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金とする。

ここで、半導体リードフレーム用などとしての基本必要特性である強度や導電率を満たすとは、引張強さが６００ＭＰａ以上、導電率が２０％ＩＡＣＳ以上である。上記基本組成に対し、その他の選択的添加元素および不純物元素も、これら特性を阻害しない範囲での含有を許容する。なお、以下の含有量の表示は全て質量％である。

（Ｆｅ）
Ｆｅは、Ｆｅ又はＦｅ基金属間化合物として析出し、銅合金の強度や耐熱性を向上させる主要元素である。Ｆｅの含有量が０．０１％未満では、製造条件によっては、上記析出粒子の生成量が少なく、導電率の向上は満たされるものの、強度向上への寄与が不足し、強度が不足する。

ただ、Ｆｅの含有量が多くなると、導電率やＡｇメッキ性が低下するという別の問題が生じる。これに対して、導電率やＡｇメッキ性を向上させるために、本発明では、特に、高強度および耐熱性を備えた銅合金のＦｅの含有量が低い領域の組成としては、Ｆｅの含有量の上限は０．５質量％であることが好ましい。

また、Ｆｅの含有量が３．０％を超えると、導電率が低下しやすく、導電率を無理に増加させるために析出量を増やそうとすると、同時に、析出粒子の成長・粗大化を招き、強度と曲げ加工性が低下する。また、鋳塊から圧延加工する際に、熱間圧延前の加熱あるいは中間焼鈍においてＦｅの巨大析出物が生成し、圧延加工性が劣化する上に、その巨大析出物が最終製品にも残ることになり、耐熱性の低下をも招くようになる。

したがって、Ｆｅの含有量の上限は３．０％以下、好ましくは０．５％以下とし、Ｆｅを必須に含有させる量は０．０１〜３．０％の範囲、好ましくは０．０１〜０．５％の範囲とする。

（Ｓｎ）
Ｓｎは、銅合金の強度と耐熱性の向上に寄与する。Ｓｎの含有量が０．５％以下の場合は高強度化と高耐熱性化に寄与しない。一方、Ｓｎの含有量が５．０％を超えて多すぎると、微量のＮｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒを含有させても、Ｓｎが多量すぎて、含有するＳｎの粒界上への過剰な偏析（存在）を抑制できなくなる。したがって、Ｓｎを必須に含有させる量は０．５％を超え、５．０％以下の比較的高い範囲とする。

（Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ）
Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは、微量含有させると、粒界上にＳｎよりもあるいはＳｎと同程度に優先的に存在する。このため、結果的に、多量に含有するＳｎの、前記した粒界上への過剰な偏析（存在）を抑制し、鋳造時や熱延時の割れを抑制する。これら一連の元素は、微量を含有させているために、例え粒界上に存在しても鋳造時や熱延時の割れを助長しない。この効果は、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上が合計で０．００１％以上含有して発揮される。一方で、これら一連の元素を０．０２質量％を超えて含有させる必要は全くない。これ以上多く含有させると、これら一連の元素の化合物が粒界などに析出して、却って鋳造時や熱延時の割れを助長する。したがって、本発明では、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．０２質量％の範囲で必須に含有させる。

（Ｐ）
Ｐは銅合金溶湯の脱酸作用がある他、Ｆｅと化合物を形成して、銅合金の高強度化させるために、必須元素である。Ｐ含有量が０．０１％未満では、製造条件によっては、化合物の析出が不十分であるため、所望の強度が得られず、Ｐを含有させる効果が無い。一方、Ｐ含有量が０．３％を超えて多くなると、導電性が低下するだけでなく、熱間加工性が低下する。したがって、Ｐの含有量は０．０１〜０．３％の範囲とする。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、リードフレームなどに必要な、銅合金のはんだ及びＳｎめっきの耐熱剥離性を改善する。選択的に含有させる際の、Ｚｎの含有量が０．００５％未満の場合は所望の効果が得られない。一方、Ｚｎの含有量が３．０％を超えるとはんだ濡れ性が低下するだけでなく、導電率の低下も大きくなる。したがって、選択的に含有させる場合のＺｎの含有量は０．００５〜３．０％とする。

（その他元素）
上記以外のその他の金属元素は、本発明では基本的に不純物である。ただ、最近では、純銅地金だけでなく、電子材料のスクラップなどを溶解原料として使用する。この際に、場合によっては、銅合金成分として、メッキ成分として、複合された他の金属材料として、本発明銅合金（溶湯）中に、不可避的に混入される。このため、本発明では、上記以外に混入しやすい、その他の金属元素の含有量を、本発明効果を阻害しない許容量（上限値）として規定しておく。

Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｓ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂは、これらの元素の１種又は２種以上の合計で、１．０質量％までの含有を許容する。これらの元素には、銅合金の強度を向上させる効果もある。ただ、やはり、その含有量が多過ぎると、粗大な晶出物や酸化物が生成しやすく、導電率の低下も激しい。

（Ｆｅ系化合物）
本発明では、Ｆｅを含有することによって生成するＦｅ系の酸化物、晶出物および析出物などのＦｅ系化合物のサイズを制御する。即ち、銅合金の強度の向上に寄与しない、粗大な上記Ｆｅ系化合物（粗大生成物とも言う）の割合を極力少なくする一方、強度の向上に有効に寄与する微細な上記Ｆｅ系化合物（微細生成物とも言う）の割合を極力多くする。

因みに、前記酸化物、晶出物、析出物とは、銅合金中に存在する、Ｆｅを含有する酸化物、晶出あるいは析出した晶出物あるいは析出物、またはこれらの混合物をいい、それらの化学組成を問わない。例えば、Ｆｅを含む晶出物、析出物には、Ｆｅ単体、Ｆｅ−Ｐ系化合物（Ｆｅ3 Ｐ、Ｆｅ2 Ｐなど）が含まれる。

このＦｅ系化合物のサイズの境界を本発明では０．１μm とする。即ち、本発明では、下記抽出残渣法により目開きサイズ０．１μm のフィルターによって分離された、０．１μm 以上のサイズのＦｅ系化合物を、上記粗大なＦｅ系化合物と規定する。そして、この粗大なＦｅ系化合物である、０．１μm 以上のサイズのＦｅ系化合物の量を、上記目開きサイズ０．１μm のフィルター上に抽出分離された抽出残渣におけるＦｅ量と規定する。そして、この抽出残渣におけるＦｅ量の、銅合金中のＦｅ含有量に対する割合を求め、これを上記粗大なＦｅ系化合物（粗大生成物）の割合と規定する。

このように、本発明では、下記抽出残渣法により目開きサイズ０．１μm のフィルター上に抽出分離された抽出残渣におけるＦｅ量が、前記銅合金中のＦｅ含有量に対する割合（百分率）で８０％以下と規定する。これによって、粗大な上記Ｆｅ系化合物を抑制して、強度の向上に有効に寄与する微細な上記Ｆｅ系化合物の割合を多くでき、Ｆｅの含有量に応じた大きな強度向上効果を得る。この結果、一方では、Ｆｅの含有量を少なくでき、導電率の低下を抑制できる。

導電率のレベルは、銅純度、言い換えると銅合金中の添加合金元素量によってほぼ決まるが、同一成分であっても合金元素の固溶量、冷間圧延で導入される加工ひずみ量によって大きな影響を受ける。晶出量、析出量の合計量を多くするほど、銅マトリックス中の合金元素の固溶量は減少するので、導電率は向上する。しかし、抽出残渣量（０．１μm 以上の粗大生成物量）が多いと、微細生成物量が減少するので、強度が低下する。従って、前記抽出残渣比を小さくし、微細生成物量を（１−抽出残渣比）の割合で増加させることによって、強度と導電性とのバランスが優れた銅合金を得ることができる。

通常の製造工程においては、鋳造、均熱、熱間圧延（熱延）、そして冷間圧延（冷延）と焼鈍の繰り返しにより最終（製品）板が得られ、強度レベル等の機械的性質の制御は主に冷延条件、焼鈍条件により、０．１μm 以下の微細析出物の析出を制御することによってなされる。その際、ほどよく分散した金属間化合物へのＦｅ等の合金元素の拡散がＦｅ等の固溶量および微細析出物の析出量を安定化させる。

しかし、熱延以降の冷延条件、焼鈍条件により、前記微細析出物を多く析出させても、高導電率と高強度をバランスさせることは困難である。その理由は、添加されたＦｅ量の大部分が、溶解鋳造時に生じた酸化物、晶出物、および鋳塊の均熱から熱延終了までに生じた粗大析出物に取られてしまい、添加したＦｅ量に応じて生成すべき微細生成物の生成量が意外に少なくなってしまうからである。さらに、粗大な晶出物が多い場合、冷延、焼鈍工程で析出した微細析出物は粗大な晶析出物にトラップされてしまい、マトリックス中に独立して存在する微細析出物は益々少なくなる。このため、Ｆｅ添加量の割には、十分な強度、導電率をバランス良く得ることができないのである。

（抽出残渣法）
ここで、上記抽出残渣法は、測定に再現性を持たせるための基本的な条件を規定しておく。即ち、１０質量％の酢酸アンモニウム濃度のメタノール溶液３００ｍｌに、１０ｇの測定対象銅合金を浸漬し、この銅合金を陽極とする。この一方で、白金を陰極として用いて、電流密度１０m Ａ／cm² で定電流電解を行い、この銅合金を前記溶液に溶解させる。この溶解溶液を、目開きサイズ０．１μm のポリカーボネート製メンブレンフィルターによって吸引ろ過し、このフィルター上に未溶解物残渣を分離抽出、回収する。

測定対象銅合金中の銅および固溶元素（マトリックス）のみを溶解し、銅合金中の晶出物、析出物、酸化物を溶失させることなく抽出分離するには、銅合金のマトリックスである銅が酸素共存下のアンモニアに溶解するという性質を利用する。即ち、酢酸アンモニウム、硝酸アンモニウムなどの溶液を用いることによって実現可能であるが、上記の通り、溶媒としてメチルアルコールを用いた、酢酸アンモニウム−メチルアルコール溶液を用いることで、アンモニウム塩による銅合金の溶解反応を促進させる。

（抽出残渣中のＦｅ量分析）
また、上記抽出残渣中の上記Ｆｅ量分析も、測定に再現性を持たせるための基本的な条件を規定しておく。即ち、前記フィルター上の未溶解物残渣（抽出残渣）を王水と水とを１対１の割合で混合した溶液によって溶解した後に、ＩＣＰ発光分光法によって、抽出残渣中のＦｅ量を分析して求めるものとする。

(製造条件)
次に、本発明銅合金を得るための好ましい製造条件について以下に説明する。本発明銅合金は、例えば板として、上記成分の銅合金を溶製し、鋳造し、鋳塊を熱間圧延し、さらに熱延板を焼鈍し、冷間圧延よって目的の板厚に加工される。前記焼鈍と冷間圧延は、最終（製品）板厚に応じて繰り返される場合がある。即ち、通常の製造工程自体を大きく変えることは不要で、常法と同じ工程で製造できる。

先ず、上記成分組成に調整した銅合金溶湯を鋳造する。鋳造は、連続鋳造、半連続鋳造などの通常の方法によって行われるが、鋳造開始から６００℃までの平均冷却速度（凝固速度）は５．０℃／秒超とすることが望ましい。これにより、粗大な化合物の生成を抑制し、これらを微細化することができる。

通常の鋳造法による鋳造では、冷却・凝固速度は、一般的に、鋳造開始から６００℃までの平均冷却速度（凝固速度）が５．０℃／秒超となることはない。５．０℃／秒未満の小さい冷却速度では、凝固過程において、酸化物が粒界に生成して粗大化し、また晶出物も粗大化するため、好ましくない。酸化物の生成抑制の観点からは、真空溶解・鋳造、または酸素分圧の低い雰囲気下での溶解・鋳造を行うことがより好ましい。

鋳塊を加熱炉にて加熱後、炉から取り出された鋳塊は、面削後、加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延し、熱延後の板を水冷する。熱間圧延については、常法に従えばよく、熱間圧延の入り側温度は１０００〜６００℃程度、終了温度は６００〜８５０℃程度とされる。

その後、中延べと言われる一次冷間圧延して、焼鈍、洗浄後、更に仕上げ（最終）冷間圧延、低温焼鈍（最終焼鈍、仕上げ焼鈍）して、製品板厚の銅合金板などとする。例えば、リードフレーム等の半導体用材料に用いられる銅合金板の場合は、製品板厚が０．１〜０．４ｍｍ程度である。

なお、一次冷間圧延の前に銅合金板の溶体化処理および水冷による焼き入れ処理を行なっても良い。この際、溶体化処理温度は、例えば７５０〜１０００℃の範囲から選択される。

以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。

以下に本発明の実施例を説明する。Ｓｎ含有量を高くした種々のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金薄板を製造し、機械的特性や導電率、耐熱性などの特性を評価した。これらの測定結果を表１に示す。

具体的には、表１に示す各化学成分組成の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製した後、半連続鋳造法で造塊して、厚さ７０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を得た。各鋳塊を表面を面削して加熱後、９５０℃の温度で熱間圧延を行って厚さ１６ｍｍの熱延板とし、７５０℃以上の温度から水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去した後、一次冷間圧延（中延べ）を行った。この板を面削後、中間焼鈍を入れながら冷間圧延を３パス行なう最終冷間圧延を行って、厚さ０．１５ｍｍの銅合金板を得た。

なお、表１、２に示す各銅合金とも、記載元素量を除いた残部組成はＣｕと不純物元素であり、この不純物元素として測定した、Ｍｎ、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｓ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂは、これらの元素の合計で０．００３質量％であった。

得られたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板より、試験片を採取し、前記した抽出残渣法および抽出残渣中の測定方法により、抽出残渣に含まれるＦｅ量の銅合金中に含まれるＦｅ含有量に対する割合（百分率：％）を求めた。

得られたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板より、試験片を採取し、引張試験、硬さ測定、導電率測定を行った。引張試験は、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用いて、５８８２型インストロン社製万能試験機により、室温、試験速度１０．０mm／min 、ＧＬ＝５０mmの条件で測定した。

（硬さ測定）
銅合金板試料の硬さ測定は、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」）にて、0.5kg の荷重を加えて３箇所行い、硬さはそれらの平均値とした。

（導電率測定）
銅合金板試料の導電率は、ミーリングにより、幅10mm×長さ300mm 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て、平均断面積法により算出した。

（耐熱性）
また各供試材の耐熱性は、焼鈍による硬さの低下度合いで評価した。硬さの測定は、最終冷間圧延と最終低温焼鈍を終えた製品銅合金板と、これを５００℃で１分間焼鈍後に水冷した板から、各々任意に試験片（幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ）を採取し、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の荷重を加えて行った。

表１から明らかな通り、Ｓｎ含有量が比較的高い本発明成分組成内で、前記抽出残渣におけるＦｅ量が銅合金中のＦｅ含有量に対する割合で８０％以下である発明例１〜８は、高強度、高導電率であって、耐熱性に優れている。これらの結果から、Ｆｅの含有量が比較的低い領域の組成においても、高強度化、高導電率化と、優れた耐熱性とを両立させたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金を提供できることが分かる。但し、この表１の発明例４はＦｅ含有量と強度とが外れる参考例である。

これに対して、比較例９〜１１の銅合金は、前提となるＦｅ、Ｓｎ、Ｐ、Ｚｎの成分組成が本発明範囲内であるものの、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を含んでいない。このため、上記銅合金の製造工程の内、鋳造時や熱延時に多数の割れが発生した。これは、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上の量が下限を外れて少な過ぎる比較例１４〜１６の銅合金も同様である。

また、Ｆｅの含有量が０．００３％と、下限０．０１％を低めに外れている比較例１２は強度が低過ぎる。また、Ｓｎの含有量が０．４４％と、下限０．５％を低めに外れている比較例１３は耐熱性が劣る。

以上の結果から、鋳造時や熱延時の割れを抑制した上で、Ｓｎを比較的多量に含有でき、また、Ｆｅの含有量にも左右されずに、高強度化させた上で耐熱性に優れさせるための、本発明銅合金の成分組成、組織の臨界的な意義およびこれら組織を得るための好ましい製造条件の意義が裏付けられる。

以上説明したように、本発明によれば、高強度化と優れた耐熱性とを両立させたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金を提供することができる。この結果、小型化及び軽量化した電気電子部品用として、半導体装置用リードフレーム以外にも、リードフレーム、コネクタ、端子、スイッチ、リレーなどの、高強度高導電率化と耐熱性とが要求される用途に適用することができる。

Claims (4)

1. Ｆｅ：０．１７〜４．０質量％、Ｐ：０．０１〜０．１５質量％、Ｓｎ：０．５質量％を超え、５．０質量％以下を各々含有し、更に、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．０２質量％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であって、下記抽出残渣法により目開きサイズ０．１μm のフィルター上に抽出分離された抽出残渣における下記Ｆｅ量が、前記銅合金中のＦｅ含有量に対する割合で８０％以下であり、引張強さが６６５ＭＰa以上である、高強度および耐熱性を備えた銅合金。
   ここで、上記抽出残渣法は、１０質量％の酢酸アンモニウム濃度のメタノール溶液３００ｍｌに、１０ｇの前記銅合金を浸漬し、この銅合金を陽極とする一方、白金を陰極として用いて、電流密度１０m Ａ／cm² で定電流電解を行い、この銅合金を溶解させた前記溶液を、目開きサイズ０．１μm のポリカーボネート製メンブレンフィルターによって吸引ろ過し、このフィルター上に未溶解物残渣を分離抽出するものとする。
   また、上記抽出残渣中の上記Ｆｅ量は、前記フィルター上の未溶解物残渣を王水と水とを１対１の割合で混合した溶液によって溶解した後に、ＩＣＰ発光分光法によって分析して求めるものとする。
2. 前記Ｆｅの含有量が０．１７〜０．５質量％の範囲である請求項１に記載の銅合金。
3. 前記銅合金が、更に、Ｚｎ：０．００５〜３．０質量％を含有する請求項１または２に記載の銅合金。
4. 前記銅合金が、銅合金板として半導体リードフレーム用途である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の銅合金。