JP7166476B1 - 帯状銅合金材及びその利用方法、帯状銅合金材を用いた半導体リードフレーム、半導体集積回路及び電子機器、並びにリードフレームを製造する方法及び帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法 - Google Patents
帯状銅合金材及びその利用方法、帯状銅合金材を用いた半導体リードフレーム、半導体集積回路及び電子機器、並びにリードフレームを製造する方法及び帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】強度が高くかつ切断時のバリの発生を抑制した帯状銅合金材を提供する。【解決手段】銅と、Ｓｉを０．１質量％超と、Ｎｉと、残部不可避不純物から成り、下記の方法で測定した０．２％耐力５５０ＭＰａ以上であり、かつ、下記の方法で測定した４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの破断伸びが１０％以下である帯状銅合金材である。【選択図】図２
Description
本発明は、電子材料などの電子部品の製造に好適に使用可能な帯状銅合金材及びその利用方法、帯状銅合金材を用いた半導体リードフレーム、半導体集積回路及び電子機器、並びにリードフレームを製造する方法及び帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法に関する。
半導体パッケージの製造方法として、従来は、個々のリードフレームの所定位置に半導体チップを配置し、リードフレームのリード部と半導体チップとを導線で接続して樹脂封止する手法が用いられてきた。一方、近年、生産効率の向上を目的として、ＭＡＰ（Ｍｏｌｄ Ａｌｌｅｙ Ｐｒｏｃｅｓｓ）方式が開発されている。
このＭＡＰ方式では、図１に示すように、製品形状のリードフレームのリード部２，４が、コネクティングバー６を介して縦横に複数個繋がったリードフレーム素形体１０ｘを用い、このリードフレーム素形体１０ｘの所定位置にそれぞれ複数の半導体チップ１０２、１０４・・・を配置して各リード部２，４と電気的に接続するとともに、全体を一括して樹脂封止する。そして、コネクティングバー６と各リード部２，４との間の切断方向Ｅ１，Ｅ２を回転刃５０によってダイシングして個片化し、個々の半導体パッケージ製品に切り分ける。
特に、ＭＡＰ方式は、ＱＦＮ（Ｑｕａｄ Ｆｌａｔ Ｎｏｎ ｌｅａｄ ｐａｃｋａｇｅ）型半導体パッケージと称される、リードがはみ出ないリードレス構造に好適に適用される。
このＭＡＰ方式では、図１に示すように、製品形状のリードフレームのリード部２，４が、コネクティングバー６を介して縦横に複数個繋がったリードフレーム素形体１０ｘを用い、このリードフレーム素形体１０ｘの所定位置にそれぞれ複数の半導体チップ１０２、１０４・・・を配置して各リード部２，４と電気的に接続するとともに、全体を一括して樹脂封止する。そして、コネクティングバー６と各リード部２，４との間の切断方向Ｅ１，Ｅ２を回転刃５０によってダイシングして個片化し、個々の半導体パッケージ製品に切り分ける。
特に、ＭＡＰ方式は、ＱＦＮ（Ｑｕａｄ Ｆｌａｔ Ｎｏｎ ｌｅａｄ ｐａｃｋａｇｅ）型半導体パッケージと称される、リードがはみ出ないリードレス構造に好適に適用される。
リードフレームにおいてはリードフレームの素材である銅合金の高強度化が要求され、銅合金の強度を向上させる技術が開発されている（特許文献１）。
ところで、図２に示すように、ダイシングは、樹脂３０で封止されたリード部２を樹脂３０とともに切り分けるため、切断方向Ｅ１に沿う切断面は樹脂３０にリード部２が含まれた形態である。そして、切断面のリード部２の切断方向Ｅ１下流側には、ダイシングバリ２ａと称される形状不良がしばしば観察される。リード部２の先端のバリ２ａがリード部２自身より大きく突出し、隣接するリード部に接触すると回路が短絡するおそれがある。
又、リード部２の幅Ｗ１は所定の設計幅Ｗ０からの許容差（例えば、許容差｜Ｗ１－Ｗ０｜が、Ｗ０の±１０%以下）の範囲内に管理されることが求められる。しかし、リード部２の先端のバリ２ａが大きくなると、その部位の幅Ｗ２が許容差を大きく超えてしまい、製品不良となる。
以上の点から、ダイシングバリを低減することが必要である。特に、電子部品の小型化にともない、リード部の幅および間隔は小さくなる傾向にあり、ダイシングバリを低減することがさらに要求される。
以上の点から、ダイシングバリを低減することが必要である。特に、電子部品の小型化にともない、リード部の幅および間隔は小さくなる傾向にあり、ダイシングバリを低減することがさらに要求される。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、高強度であり、かつ樹脂封止された状態における切断時のバリの発生を抑制できる帯状銅合金材及びその利用方法、帯状銅合金材を用いた半導体リードフレーム、半導体集積回路及び電子機器、並びにリードフレームを製造する方法及び帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法の提供を目的とする。
本発明者らは種々検討した結果、図２に示されるダイシングバリ２ａは、リード部２と垂直な切断方向Ｅ１に回転刃を当ててダイシングする際のせん断力により、切断面のリード部２がその延在方向Ｌに対して垂直な切断方向Ｅ１に伸びることで形成されることを発見した。
さらに、リード部と垂直な切断方向にダイシングした際のバリの幅Ｗ２の設計幅Ｗ０に対する比率が、加熱処理を受けたときの銅合金素材そのものの破断伸びとほぼ同一であることを見出した。これは、例えば上記したＱＦＮ（Ｑｕａｄ Ｆｌａｔ Ｎｏｎ ｌｅａｄ ｐａｃｋａｇｅ）型半導体パッケージのように、リード部が樹脂に拘束された状態で切断されるため、銅素材の引張試験と同じような機構が働くためと考えられる。
さらに、リード部と垂直な切断方向にダイシングした際のバリの幅Ｗ２の設計幅Ｗ０に対する比率が、加熱処理を受けたときの銅合金素材そのものの破断伸びとほぼ同一であることを見出した。これは、例えば上記したＱＦＮ（Ｑｕａｄ Ｆｌａｔ Ｎｏｎ ｌｅａｄ ｐａｃｋａｇｅ）型半導体パッケージのように、リード部が樹脂に拘束された状態で切断されるため、銅素材の引張試験と同じような機構が働くためと考えられる。
また、半導体パッケージ用に用いられるリードフレーム（以下、単に「半導体リードフレーム」とも記載する）として銅合金を用いる際、アイランドと半導体チップとを接合するダイアタッチの工程があり、ここでは、チップ表面にメッキ層を形成し、メッキ層とアイランドを重ねた状態で４００℃程度の温度で加熱処理し、熱拡散により接合する。また、ダイアタッチの別の方法としてアイランドと半導体チップとをはんだ付けする方法もあるが、この場合もはんだ付け温度は、３００℃以上である。従って、ダイシングバリの発生を抑制する観点から、銅合金に４００℃で３０分間の加熱を行った場合であっても、当該銅合金の破断伸びを低く制御することが必要であることが分かった。
すなわち、本発明の帯状銅合金材は、Ｓｉを０．１質量％超、１．８質量％以下と、Ｎｉを０．５質量％～４．５質量％と、残部銅及び不可避不純物から成り、下記の方法で測定した０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上であり、かつ導電率が３８．０％以上であり、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して室温まで低下させて下記の方法で測定したときの破断伸びが１０％以下である帯状銅合金材である。
０．２％耐力の測定方法：
引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）をそれぞれ測定する。引張方向が圧延方向と平行な方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の０．２％耐力とする。
４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの破断伸びの測定方法：
引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。当該試験片を表面の酸化を防止するため、厚みが３５μｍのタフピッチ銅箔で試料を包装し、外気から遮断された試料について、大気雰囲気で４００℃で３０分間の加熱を行う。その後、大気雰囲気中で試験片を静置し、銅合金の温度を室温（２５℃）まで低下させる。その後にＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）を引張試験機により測定する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を破断伸び（％）とする。
０．２％耐力の測定方法：
引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）をそれぞれ測定する。引張方向が圧延方向と平行な方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の０．２％耐力とする。
４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの破断伸びの測定方法：
引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。当該試験片を表面の酸化を防止するため、厚みが３５μｍのタフピッチ銅箔で試料を包装し、外気から遮断された試料について、大気雰囲気で４００℃で３０分間の加熱を行う。その後、大気雰囲気中で試験片を静置し、銅合金の温度を室温（２５℃）まで低下させる。その後にＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）を引張試験機により測定する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を破断伸び（％）とする。
本発明の帯状銅合金材において、さらにＳｉと化合物を形成する一種以上の元素を含むことができ、前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ及びＦｅからなる群から選択される一種以上の元素であることが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素を合計で０．５質量％以上含有することが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素を合計で０．５～７．０質量％含有することが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素を合計で０．５質量％以上含有することが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素を合計で０．５～７．０質量％含有することが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、Ｓｎ、及び／又はＺｎを含有することが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、Ｎｉ：２．２～４．２質量％、Ｓｉ：０．２５～１．２質量％、Ｐｂ：０．１質量％未満、Ｚｎ：１．０質量％未満、Ｆｅ：０．２０質量％未満、Ｍｎ：０．１０質量％未満、Ｍｇ：０．０５～０．３０質量％を含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなるＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金であることが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、Ｎｉ：２．２～４．２質量％、Ｓｉ：０．２５～１．２質量％、Ｐｂ：０．１質量％未満、Ｚｎ：１．０質量％未満、Ｆｅ：０．２０質量％未満、Ｍｎ：０．１０質量％未満、Ｍｇ：０．０５～０．３０質量％を含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなるＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金であることが好ましい。
本発明の帯状銅合金材は、以下の方法で測定した引張強さが８００ＭＰａ以上であることが好ましい。
引張強さの測定方法：
引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における引張強さ（ＴＳ）を測定する。その際、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝2（2個の試験片）で試験を行い、2つのデータの平均値を得られた試料の引張強さ（ＴＳ）とする。
引張強さの測定方法：
引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における引張強さ（ＴＳ）を測定する。その際、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝2（2個の試験片）で試験を行い、2つのデータの平均値を得られた試料の引張強さ（ＴＳ）とする。
本発明の帯状銅合金材の利用方法はＭＡＰ方式で製造される半導体パッケージに用いられる。本発明の半導体リードフレームは前記帯状銅合金材からなる。本発明の半導体集積回路は、前記半導体リードフレームを備えてなる。
本発明の電子機器は、前記半導体集積回路を用いてなる。
本発明の電子機器は、前記半導体集積回路を用いてなる。
本発明のリードフレームを製造する方法は、Ｓｉを０．１質量％超、１．８質量％以下と、Ｎｉを０．５質量％～４．５質量％と、残部銅及び不可避不純物から成り、０．２％耐力５５０ＭＰａ以上、かつ導電率が３８．０％以上、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの伸びが１０％以下である帯状銅合金材を用いてリードフレームを製造する方法である。
本発明の帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法は、Ｓｉを０．１質量％超、１．８質量％以下と、Ｎｉを０．５質量％～４．５質量％と、残部銅及び不可避不純物から成り、０．２％耐力５５０ＭＰａ以上、かつ導電率が３８．０％以上、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの伸びが１０％以下である帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法である。
本発明によれば、高強度であり、かつ樹脂封止された状態における切断時のバリの発生を抑制した帯状銅合金材が得られる。
本発明の実施形態における銅合金として銅を主として含む合金を用いることができる。また、本発明の実施形態における銅合金としては、コルソン合金を用いることができる。
コルソン合金は典型的にはＳｉと、Ｓｉと化合物を形成する元素（例えば、Ｎｉ、Ｃｏ及びＣｒの何れか一種以上）とを含む銅合金をいう。コルソン合金に対して溶体化処理ならびに時効処理を行った場合、Ｓｉと、Ｓｉと化合物を形成する元素とは化合物を形成し、当該化合物は母相中に第二相粒子として析出する。なお、「Ｓｉと化合物を形成する元素」とは、Ｓｉと当該元素とに関する状態図（二元系状態図であってもよく、三元系状態図など、多元系の状態図であってもよい）などにおいて、Ｓｉと当該元素との間に化合物が存在することが確認できる元素のことをいう。「Ｓｉと化合物を形成する元素」は、銅との状態図が存在する元素であることが好ましい。銅合金中に当該元素を多く含ませることができる可能性があるためである。「Ｓｉと化合物を形成する元素」は、例えばＮｉ,Ｃｏ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｍｇ,Ｆｅなどである。
また、「Ｓｉと化合物を形成する元素」は、銅に固溶する元素であることが好ましい。銅合金中に当該元素を多く含ませることができる可能性があるためである。銅に固溶する元素としては例えばＮｉ, Ｃｏ, Ｃｒ,Ｍｎ,Ｍｇ,Ｆｅなどが挙げられる。また、「Ｓｉと化合物を形成する元素」は金属元素であってもよい。本発明の実施形態における銅合金はＳｉを０．１質量％超含有することが好ましい。
本発明の実施形態における銅合金はＳｉを１．８質量％以下含有することができる。
本発明の実施形態における銅合金はＳｉと化合物を形成する元素の一種以上を合計で０．５質量％以上含有することが好ましい。
本発明の実施形態における銅合金はＳｉと化合物を形成する元素の一種以上を合計で７．０質量％以下含有することができる。
本発明の実施形態における銅合金はＳｉと化合物を形成する元素の一種以上を合計で０．５質量％以上含有することが好ましい。
本発明の実施形態における銅合金はＳｉと化合物を形成する元素の一種以上を合計で７．０質量％以下含有することができる。
本発明の実施形態における銅合金はＣｏ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｍｇ及びＦｅからなる群から選択される一種以上の元素を合計で０．５質量％以上含むことができる。
本発明の実施形態における銅合金はＣｏ,Ｃｒ，Ｍｎ,Ｍｇ及びＦｅからなる群から選択される一種以上の元素を合計で７．０質量％以下含むことができる。
本発明の実施形態における銅合金はＣｏ,Ｃｒ，Ｍｎ,Ｍｇ及びＦｅからなる群から選択される一種以上の元素を合計で７．０質量％以下含むことができる。
一例としてコルソン合金は、銅とＳｉと、Ｎｉ、Ｃｏ及びＣｒからなる群から選択される一種以上の元素を含む合金である。別の一例として、コルソン合金はＮｉを０．５～４．５質量％、Ｓｉを０．１質量％超～１．４質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物から構成される組成を有する。別の一例として、コルソン合金はＮｉを０．５～４．５質量％、Ｓｉを０．１質量％超～１．４質量％、Ｃｒを０．０３～０．５質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物から構成される組成を有する。
更に別の一例として、コルソン合金はＮｉを０．５～４．５質量％、Ｓｉを０．１質量％超～１．４質量％、Ｃｏを０．５～２．５質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物から構成される組成を有する。
更に別の一例として、コルソン合金はＮｉを０．５～４．５質量％、Ｓｉを０．１質量％超～１．３質量％、Ｃｏを０．５～２．５質量％、Ｃｒを０．０３～０．５質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物から構成される組成を有する。
更に別の一例として、コルソン合金は後述するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金の組成を有する。
更に別の一例として、コルソン合金はＮｉを０．５～４．５質量％、Ｓｉを０．１質量％超～１．３質量％、Ｃｏを０．５～２．５質量％、Ｃｒを０．０３～０．５質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物から構成される組成を有する。
更に別の一例として、コルソン合金は後述するＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金の組成を有する。
コルソン合金には随意にその他の元素（例えばＳｎ、Ｚｎなど）が添加されてもよい。これらその他の元素は総計で５．０質量％程度まで添加するのが一般的である。例えば、更に別の一例として、コルソン合金はＮｉを０．５～４．５質量％、Ｓｉを０．１～１．４質量％、Ｓｎを０．０１～２．０質量％、Ｚｎを０．０１～２．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物から構成される組成を有する。
以下、本発明の実施形態の１つであるＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系帯状銅合金材について説明する。なお、本発明の合金組成における％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
まず、帯状銅合金材の組成について説明する。本発明の実施形態に係るＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系帯状銅合金材は、Ｎｉ：２．２～４．２質量％、Ｓｉ：０．２５～１．２質量％、Ｐｂ：０．１質量％未満、Ｚｎ：１．０質量％未満、Ｆｅ：０．２０質量％未満、Ｍｎ：０．１０質量％未満、Ｍｇ：０．０５～０．３０質量％を含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる。
＜Ｎｉ及びＳｉ＞
Ｎｉ及びＳｉは、時効処理を行うことによりＮｉとＳｉが微細なＮｉ２Ｓｉを主とした金属間化合物の析出粒子を形成し、合金の強度を著しく増加させる。また、時効処理でのＮｉ２Ｓｉの析出に伴い、導電性が向上する。
Ｎｉ濃度が２．２％以上の場合、またはＳｉ濃度が０．２５％以上の場合は、所望とする強度が得られやすくなる。また、Ｎｉ濃度が４．２％以下の場合、またはＳｉ濃度が１．２％以下の場合は、導電性が良好となりやすい。よって、Ｎｉの含有量を２．２～４．２％とし、Ｓｉの含有量を０．２５～１．２％とする。好ましくは、Ｎｉの含有量を２．２～３．２％とし、Ｓｉの含有量を０．４～０．６％とする。
Ｎｉ（質量％）／Ｓｉ（質量％）の比が３～５であることが好ましい。
Ｎｉ及びＳｉは、時効処理を行うことによりＮｉとＳｉが微細なＮｉ２Ｓｉを主とした金属間化合物の析出粒子を形成し、合金の強度を著しく増加させる。また、時効処理でのＮｉ２Ｓｉの析出に伴い、導電性が向上する。
Ｎｉ濃度が２．２％以上の場合、またはＳｉ濃度が０．２５％以上の場合は、所望とする強度が得られやすくなる。また、Ｎｉ濃度が４．２％以下の場合、またはＳｉ濃度が１．２％以下の場合は、導電性が良好となりやすい。よって、Ｎｉの含有量を２．２～４．２％とし、Ｓｉの含有量を０．２５～１．２％とする。好ましくは、Ｎｉの含有量を２．２～３．２％とし、Ｓｉの含有量を０．４～０．６％とする。
Ｎｉ（質量％）／Ｓｉ（質量％）の比が３～５であることが好ましい。
＜その他の元素＞
Ｐｂは、熱間加工性向上の観点から０．１質量％未満とすることが好ましい。
Ｚｎは、はんだ耐熱剥離特性を改善する元素であり、１．０質量％未満とすることで、導電性も良好となりやすい。
Ｆｅは、強度に寄与する元素であり、０．２０質量％未満とすることで、導電性も良好となりやすい。
Ｍｎは、熱間加工性を改善する元素であり、０．１０質量％未満とすることで、導電性も良好となりやすい。
Ｍｇは、強度に寄与する元素であり、０．３０質量％以下とすることで、導電性も良好となりやすい。また、０．０５質量％以上とすることでより強度を向上させることができる。
Ｐｂは、熱間加工性向上の観点から０．１質量％未満とすることが好ましい。
Ｚｎは、はんだ耐熱剥離特性を改善する元素であり、１．０質量％未満とすることで、導電性も良好となりやすい。
Ｆｅは、強度に寄与する元素であり、０．２０質量％未満とすることで、導電性も良好となりやすい。
Ｍｎは、熱間加工性を改善する元素であり、０．１０質量％未満とすることで、導電性も良好となりやすい。
Ｍｇは、強度に寄与する元素であり、０．３０質量％以下とすることで、導電性も良好となりやすい。また、０．０５質量％以上とすることでより強度を向上させることができる。
＜組成の測定＞
帯状銅合金材の組成は蛍光Ｘ線分析により測定できる。具体的には、蛍光Ｘ線分析はリガク社製Ｓｉｍｕｌｔｉｘ１４を使用し測定する。
分析面は表面最大粗さＲｚ（ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２０１３）が６．３μｍ以下となるように切削もしくは機械研磨したものを用いればよい。溶解鋳造中の溶湯から分析サンプルを採取する場合は３０～４０ｍｍΦ、厚み５０～８０ｍｍ程度の形状に鋳込んだのち、厚み１０～２０ｍｍ程度に切断したのち切断面を分析面とする。
分析面は表面最大粗さＲｚ（ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２０１３））が６．３μｍ以下になるまで切削もしくは機械研磨を繰り返す。
帯状銅合金材の組成は蛍光Ｘ線分析により測定できる。具体的には、蛍光Ｘ線分析はリガク社製Ｓｉｍｕｌｔｉｘ１４を使用し測定する。
分析面は表面最大粗さＲｚ（ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２０１３）が６．３μｍ以下となるように切削もしくは機械研磨したものを用いればよい。溶解鋳造中の溶湯から分析サンプルを採取する場合は３０～４０ｍｍΦ、厚み５０～８０ｍｍ程度の形状に鋳込んだのち、厚み１０～２０ｍｍ程度に切断したのち切断面を分析面とする。
分析面は表面最大粗さＲｚ（ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２０１３））が６．３μｍ以下になるまで切削もしくは機械研磨を繰り返す。
なお、帯状銅合金材の組成は蛍光Ｘ線による測定の他に湿式分析を用いても良い。Ｎｉは銅分離ジメチルグリオキシム重量法（ＪＩＳ－Ｈ１０５６（２００３））を用いてよく、Ｓｉは二酸化けい素重量法（ＪＩＳ－Ｈ１０６１（２００６））を用いてよい。その他添加元素および不純物元素はＩＣＰ発光分光分析法を用いてもよい。
具体的には、日立ハイテクサイエンス社製ＩＣＰ発光分光分析装置（ＩＣＰ-ＯＥＳ）ＳＰＳ３１００を用いて測定を行う。ＩＣＰ発光分光分析法の場合はサンプルを塩酸と硝酸による混酸（塩酸２，硝酸１，水２）にて溶解したものを希釈して用いる。ＩＣＰ発光分光分析法における各元素の一般的な測定方法としては後述のＪＩＳ規格を参考にしても良い。具体的には、ＦｅはＪＩＳ－Ｈ１０５４（２００２）、ＰｂはＪＩＳ－Ｈ１０５３（２００９）、ＳｎはＪＩＳ－Ｈ１０５２（２０１０）、ＰはＪＩＳ－Ｈ１０５８（２０１３）、ＺｎはＪＩＳ－Ｈ１０６２（２００６）、ＣｏはＪＩＳ－Ｈ１０６０（２００２）、ＭｎはＪＩＳ－Ｈ１０５５（２００３）に従ってＩＣＰ発光分光分析を実施すればよい。
具体的には、日立ハイテクサイエンス社製ＩＣＰ発光分光分析装置（ＩＣＰ-ＯＥＳ）ＳＰＳ３１００を用いて測定を行う。ＩＣＰ発光分光分析法の場合はサンプルを塩酸と硝酸による混酸（塩酸２，硝酸１，水２）にて溶解したものを希釈して用いる。ＩＣＰ発光分光分析法における各元素の一般的な測定方法としては後述のＪＩＳ規格を参考にしても良い。具体的には、ＦｅはＪＩＳ－Ｈ１０５４（２００２）、ＰｂはＪＩＳ－Ｈ１０５３（２００９）、ＳｎはＪＩＳ－Ｈ１０５２（２０１０）、ＰはＪＩＳ－Ｈ１０５８（２０１３）、ＺｎはＪＩＳ－Ｈ１０６２（２００６）、ＣｏはＪＩＳ－Ｈ１０６０（２００２）、ＭｎはＪＩＳ－Ｈ１０５５（２００３）に従ってＩＣＰ発光分光分析を実施すればよい。
＜０．２％耐力＞
本発明の銅合金は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定する０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上である。０．２％耐力が５５０ＭＰａ未満であると、リードフレームを製造する際、エッチング時のスプレー圧によりリード部分が変形する場合がある。また、半導体パッケージに加工する際、ワイヤーボンディング部からの圧力や樹脂を金型に埋め込む際に圧力がかかり、リード部が変形する場合がある。
リード部分の変形をより抑制する観点からは０．２％耐力は６３０ＭＰａ以上が好ましく、７５０ＭＰａ以上がさらに好ましい。
なお、引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、ＪＩＳ－１３Ｂ号試験片につき、引張速度（ゲージ長さ５０ｍｍ、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ）で、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）を繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均とする。
本発明の銅合金は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定する０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上である。０．２％耐力が５５０ＭＰａ未満であると、リードフレームを製造する際、エッチング時のスプレー圧によりリード部分が変形する場合がある。また、半導体パッケージに加工する際、ワイヤーボンディング部からの圧力や樹脂を金型に埋め込む際に圧力がかかり、リード部が変形する場合がある。
リード部分の変形をより抑制する観点からは０．２％耐力は６３０ＭＰａ以上が好ましく、７５０ＭＰａ以上がさらに好ましい。
なお、引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、ＪＩＳ－１３Ｂ号試験片につき、引張速度（ゲージ長さ５０ｍｍ、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ）で、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）を繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均とする。
＜破断伸び＞
本発明の実施形態に係る銅合金は、表面の酸化を防止する雰囲気（アルゴン、窒素等の非酸化性ガス；又は、アルゴン若しくは窒素等のガスに水素等のガスを混合した還元性ガス）中、もしくは酸化防止のため３５μｍの銅箔にて包装し、外気から遮断されたものを大気雰囲気中で４００℃で３０分加熱後、静置して、銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で０．２％耐力を測定する際の引張試験を実施し、破断したときの伸びが１０％以下である。ここで、伸びとはＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）のことを意味する。なお、ＪＩＳの付属書Ｇ及びＨは適用していない。
破断伸びが１０％以下であると、本発明の実施形態に係るＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金から製造した半導体リードフレームにおいて、樹脂によって封止されたリード部をその延在方向に対して垂直な方向に切断したときのバリ（ダイシングバリ）の発生を抑制することができる。
ここで、４００℃で３０分加熱後の伸びとする理由は、上述のようにリード部と半導体チップとを電気的に接続する方法として、最も高温となる熱拡散法の温度（４００℃程度）を想定したものである。
本発明の実施形態に係る銅合金は、表面の酸化を防止する雰囲気（アルゴン、窒素等の非酸化性ガス；又は、アルゴン若しくは窒素等のガスに水素等のガスを混合した還元性ガス）中、もしくは酸化防止のため３５μｍの銅箔にて包装し、外気から遮断されたものを大気雰囲気中で４００℃で３０分加熱後、静置して、銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で０．２％耐力を測定する際の引張試験を実施し、破断したときの伸びが１０％以下である。ここで、伸びとはＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）のことを意味する。なお、ＪＩＳの付属書Ｇ及びＨは適用していない。
破断伸びが１０％以下であると、本発明の実施形態に係るＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金から製造した半導体リードフレームにおいて、樹脂によって封止されたリード部をその延在方向に対して垂直な方向に切断したときのバリ（ダイシングバリ）の発生を抑制することができる。
ここで、４００℃で３０分加熱後の伸びとする理由は、上述のようにリード部と半導体チップとを電気的に接続する方法として、最も高温となる熱拡散法の温度（４００℃程度）を想定したものである。
又、破断伸びの上限を１０％とする理由は、既に述べたように、リード部のダイシングバリの切断方向への突出量の設計幅に対する比率が、リード部を想定して熱処理（４００℃で３０分）を受けた帯状銅合金材の伸びとほぼ同一と考えられるからである。
つまり、帯状銅合金材の伸びの上限を１０％とすれば、帯状銅合金材から製造した半導体リードフレームにおけるリード部のダイシングバリの幅Ｗ２（図２）を、リード部の設計幅Ｗ０からの許容差（±１０％）以下とすることができる。
破断伸びの測定は、繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）引張試験にて、破断したときの伸び（ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規格される破断伸び（％））の２つのデータの平均とする。
つまり、帯状銅合金材の伸びの上限を１０％とすれば、帯状銅合金材から製造した半導体リードフレームにおけるリード部のダイシングバリの幅Ｗ２（図２）を、リード部の設計幅Ｗ０からの許容差（±１０％）以下とすることができる。
破断伸びの測定は、繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）引張試験にて、破断したときの伸び（ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規格される破断伸び（％））の２つのデータの平均とする。
＜引張強さＴＳと導電率＞
本発明の実施形態に係る帯状銅合金材は、引張強さＴＳが８００ＭＰａ以上であることが好ましい。引張強さＴＳを８００ＭＰａ以上とすると強度がより向上し、リードフレームの変形等を防止できる。
半導体素子の高機能化に伴う処理能力の増大等により、リードフレーム等の回路の通電発熱が増大するので、帯状銅合金材の導電率を３０％ＩＡＣＳ以上とすることが好ましく、４０％ＩＡＣＳ以上とすることがより好ましい。また、４００℃で３０分加熱後の破断伸びを抑制するため、導電率を５１％ＩＡＣＳ以下とすることが好ましく、４７％ＩＡＣＳ以下とすることがより好ましく、４３％ＩＡＣＳ以下とすることがさらに好ましい。
例えば、導電率の好適範囲としては、３０～５１％ＩＡＣＳ、３０～４７％ＩＡＣＳ、３０～４３％ＩＡＣＳ、４０～５１％ＩＡＣＳ、４０～４７％ＩＡＣＳが挙げられる。
本発明の実施形態に係る帯状銅合金材は、引張強さＴＳが８００ＭＰａ以上であることが好ましい。引張強さＴＳを８００ＭＰａ以上とすると強度がより向上し、リードフレームの変形等を防止できる。
半導体素子の高機能化に伴う処理能力の増大等により、リードフレーム等の回路の通電発熱が増大するので、帯状銅合金材の導電率を３０％ＩＡＣＳ以上とすることが好ましく、４０％ＩＡＣＳ以上とすることがより好ましい。また、４００℃で３０分加熱後の破断伸びを抑制するため、導電率を５１％ＩＡＣＳ以下とすることが好ましく、４７％ＩＡＣＳ以下とすることがより好ましく、４３％ＩＡＣＳ以下とすることがさらに好ましい。
例えば、導電率の好適範囲としては、３０～５１％ＩＡＣＳ、３０～４７％ＩＡＣＳ、３０～４３％ＩＡＣＳ、４０～５１％ＩＡＣＳ、４０～４７％ＩＡＣＳが挙げられる。
本発明の実施形態の帯状銅合金材は、条、板、箔などの形態で用いることができる。ここで、「帯状」とは幅があって細長い形、矩形、長方形、正方形および四辺形等を含む概念である。
＜帯状銅合金材の製造＞
帯状銅合金材は、通常、インゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って製造することができる。溶体化処理前の冷間圧延は必須ではなく、必要に応じて実施してもよい。また、溶体化処理後で時効処理前に冷間圧延を必要に応じて実施してもよいし、溶体化処理と時効処理をそれぞれ２回以上行ってもよい。上記各工程の間に、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト、酸洗、脱脂等を適宜行うことができる。
帯状銅合金材は、通常、インゴットを熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、仕上冷間圧延、歪取焼鈍の順で行って製造することができる。溶体化処理前の冷間圧延は必須ではなく、必要に応じて実施してもよい。また、溶体化処理後で時効処理前に冷間圧延を必要に応じて実施してもよいし、溶体化処理と時効処理をそれぞれ２回以上行ってもよい。上記各工程の間に、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト、酸洗、脱脂等を適宜行うことができる。
溶体化処理は、Ｎｉ－Ｓｉ系化合物、Ｃｏ－Ｓｉ系化合物、Ｃｒ－Ｓｉ系化合物などのシリサイド（珪化物）をＣｕ母地中に固溶させ、同時にＣｕ母地を再結晶させる熱処理である。溶体化処理を、熱間圧延で兼ねることもできる。
時効処理は、溶体化処理で固溶させたシリサイドを、Ｎｉ２Ｓｉ、Ｃｏ２Ｓｉ、Ｃｒ２Ｓｉなどを主とした金属間化合物の微細粒子として析出させる。この時効処理で強度と導電率が上昇する。時効処理は、例えば３７５～６２５℃、１～５０時間の条件で行うことができ、これにより強度を向上させことができる。
時効処理の温度や時間が上記範囲未満であると、Ｎｉ２Ｓｉ、Ｃｏ２Ｓｉ、Ｃｒ２Ｓｉなどのシリサイドの析出量が少なく十分な強度（引張強さや０．２％耐力など）が得られないことがある。時効処理の温度や時間が上記範囲を超えると、析出粒子の粗大化や再固溶が起こり、強度や導電率が十分に向上しないことがある。なお、時効処理の温度や時間が上記範囲を超える場合においては時効時間が短いと、引張強さは高いが導電率は低い傾向にあり、時効温度が高いと、再固溶により引張強度、導電率ともに低い傾向にある。
時効処理は、溶体化処理で固溶させたシリサイドを、Ｎｉ２Ｓｉ、Ｃｏ２Ｓｉ、Ｃｒ２Ｓｉなどを主とした金属間化合物の微細粒子として析出させる。この時効処理で強度と導電率が上昇する。時効処理は、例えば３７５～６２５℃、１～５０時間の条件で行うことができ、これにより強度を向上させことができる。
時効処理の温度や時間が上記範囲未満であると、Ｎｉ２Ｓｉ、Ｃｏ２Ｓｉ、Ｃｒ２Ｓｉなどのシリサイドの析出量が少なく十分な強度（引張強さや０．２％耐力など）が得られないことがある。時効処理の温度や時間が上記範囲を超えると、析出粒子の粗大化や再固溶が起こり、強度や導電率が十分に向上しないことがある。なお、時効処理の温度や時間が上記範囲を超える場合においては時効時間が短いと、引張強さは高いが導電率は低い傾向にあり、時効温度が高いと、再固溶により引張強度、導電率ともに低い傾向にある。
＜仕上冷間圧延＞
次に、時効処理の後に冷間圧延（仕上冷間圧延）を加工度４０％以上で行うとよい。仕上冷間圧延によって材料に加工歪を与え、強度を向上させることができる。
仕上冷間圧延の加工度が４０％未満であると、強度を十分に向上させることが困難な場合がある。仕上冷間圧延の加工度は４０～９０％が好ましい。加工度が９０％を超えると、強加工の加工歪により強度が向上しても導電率が低下する場合がある。
仕上冷間圧延の加工度は、仕上冷間圧延の直前の材料厚みに対する、仕上冷間圧延による厚みの変化率である。
本発明のＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系帯状銅合金材の厚みは特に限定されないが、例えば０．０３～０．６ｍｍとすることができる。
次に、時効処理の後に冷間圧延（仕上冷間圧延）を加工度４０％以上で行うとよい。仕上冷間圧延によって材料に加工歪を与え、強度を向上させることができる。
仕上冷間圧延の加工度が４０％未満であると、強度を十分に向上させることが困難な場合がある。仕上冷間圧延の加工度は４０～９０％が好ましい。加工度が９０％を超えると、強加工の加工歪により強度が向上しても導電率が低下する場合がある。
仕上冷間圧延の加工度は、仕上冷間圧延の直前の材料厚みに対する、仕上冷間圧延による厚みの変化率である。
本発明のＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系帯状銅合金材の厚みは特に限定されないが、例えば０．０３～０．６ｍｍとすることができる。
＜歪取焼鈍＞
仕上冷間圧延の後に歪取焼鈍を行う。歪取焼鈍は一般的な条件で行えばよく、例えば３００℃～５５０℃、保持時間を５秒～３００秒で行うことができる。但し、歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した伸びが１０％未満、好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下となる条件とする。仕上冷間圧延の後に歪取焼鈍において温度をより低くする、または、時間をより短くすることにより歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びをより小さくすることができる。上述のように、歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びを制御することにより、銅合金の４００℃で３０分間加熱後に、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びを１０％以下に制御しやすくなる。
仕上冷間圧延の後に歪取焼鈍を行う。歪取焼鈍は一般的な条件で行えばよく、例えば３００℃～５５０℃、保持時間を５秒～３００秒で行うことができる。但し、歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した伸びが１０％未満、好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下となる条件とする。仕上冷間圧延の後に歪取焼鈍において温度をより低くする、または、時間をより短くすることにより歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びをより小さくすることができる。上述のように、歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びを制御することにより、銅合金の４００℃で３０分間加熱後に、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びを１０％以下に制御しやすくなる。
また、歪取焼鈍の条件は、温度または時間の範囲を満たすだけでなく、以下に留意し温度と時間の組み合わせを選定することが好ましい。
一般的な歪取焼鈍は、応力緩和特性、曲げ性、伸び、熱伸縮特性の向上又は残留応力の低減を目的として行われるが、最適な条件は、目的ごとに異なる。本発明の実施形態では、一般的な応力緩和特性、曲げ性、伸び、熱伸縮特性を改善、向上又は残留応力の低減する点からは不利な条件であっても、歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが１０％未満、好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下となるような条件とする。
一般的な歪取焼鈍は、応力緩和特性、曲げ性、伸び、熱伸縮特性の向上又は残留応力の低減を目的として行われるが、最適な条件は、目的ごとに異なる。本発明の実施形態では、一般的な応力緩和特性、曲げ性、伸び、熱伸縮特性を改善、向上又は残留応力の低減する点からは不利な条件であっても、歪取焼鈍後、大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが１０％未満、好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下となるような条件とする。
また、歪取焼鈍において、焼鈍温度を低くし、および／または、時間を短くすることで、析出物の粗大化を抑制することが重要である。そのため、析出物の成長の程度を評価・制御する指標として、歪取焼鈍前と歪取焼鈍後との破断伸びの差ΔＥＬ（＝歪取焼鈍後の破断伸び（％）－歪取焼鈍前の破断伸び（％））を用いる。なお、歪取焼鈍前の破断伸びについても銅合金の温度が室温（２５℃）の状態で室温にて測定を行った。
ΔＥＬを３．０％以下とすることで、歪取焼鈍における析出物の粗大化を低減することができる。それによって、４００℃３０分加熱したときの析出物の粗大化を低減し、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定したときの破断伸びを１０％以下に制御することができる。
ΔＥＬを３．０％以下とすることで、歪取焼鈍における析出物の粗大化を低減することができる。それによって、４００℃３０分加熱したときの析出物の粗大化を低減し、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定したときの破断伸びを１０％以下に制御することができる。
以下の内容を指針として、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが１０％以下である銅合金を製造することができる。
後述する表１、図３から、（引張強さ/導電率）すなわち、引張強さ（ＭＰａ）を導電率（％ＩＡＣＳ）で割った値と、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びとの間に相関がみられた。引張強さは、強度の向上や加熱による軟化防止に寄与する微細な析出物や銅に固溶している元素がどの程度銅合金中に存在するかの指標となる。
すなわち、引張強さが高いと強度の向上や加熱による軟化防止に寄与する微細な析出物や、銅に固溶している元素が多いと推定できる。また、引張強さが低いと強度の向上や加熱による軟化防止に寄与する微細な析出物や、銅に固溶している元素が少ないと推定できる。
よって、引張強さが高い場合には、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが小さくなる傾向にある。また、引張強さが低い場合には、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが大きくなる傾向にある。
後述する表１、図３から、（引張強さ/導電率）すなわち、引張強さ（ＭＰａ）を導電率（％ＩＡＣＳ）で割った値と、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びとの間に相関がみられた。引張強さは、強度の向上や加熱による軟化防止に寄与する微細な析出物や銅に固溶している元素がどの程度銅合金中に存在するかの指標となる。
すなわち、引張強さが高いと強度の向上や加熱による軟化防止に寄与する微細な析出物や、銅に固溶している元素が多いと推定できる。また、引張強さが低いと強度の向上や加熱による軟化防止に寄与する微細な析出物や、銅に固溶している元素が少ないと推定できる。
よって、引張強さが高い場合には、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが小さくなる傾向にある。また、引張強さが低い場合には、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びが大きくなる傾向にある。
また、導電率は銅合金の母相の銅中にどの程度銅以外の元素が固溶しているかの指標となる。導電率が低いと、銅以外の元素が多く固溶していると推定できる。
また、導電率が高いと、銅以外の元素が少なく固溶していると推定できる。そして、銅以外の元素が多く固溶していると、格子歪が大きくなり、延性が低下し、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値が小さくなる傾向にある。銅以外の元素が少なく固溶していると、格子歪は小さくなり、延性が向上し、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値は大きくなる傾向にある。
また、導電率が高いと、銅以外の元素が少なく固溶していると推定できる。そして、銅以外の元素が多く固溶していると、格子歪が大きくなり、延性が低下し、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値が小さくなる傾向にある。銅以外の元素が少なく固溶していると、格子歪は小さくなり、延性が向上し、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値は大きくなる傾向にある。
以上より、引張強さ／導電率の値が大きいほど、軟化防止に寄与する微細な析出物が多く、また、銅合金中に固溶している銅以外の元素の量が多いことを意味するため、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びの値は小さくなる傾向にある。
また、引張強さ／導電率の値が小さいほど、軟化防止に寄与する微細な析出物が少なく、また、銅合金中に固溶している銅以外の元素の量が少ないことを意味するため、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びの値は大きくなる傾向にある。
また、引張強さ／導電率の値が小さいほど、軟化防止に寄与する微細な析出物が少なく、また、銅合金中に固溶している銅以外の元素の量が少ないことを意味するため、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びの値は大きくなる傾向にある。
そのため、引張強さ／導電率の値を、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びを制御するための指標として使用することができる。ただし、引張強さ／導電率をどの値以上とすれば、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びの値が１０％以下となるかは、合金の組成や、溶体化処理後の各工程の順番や回数（すなわち、溶体化処理後の時効処理、歪取焼鈍などの順番や回数）によって異なる。
そのため、まず、合金の組成や、溶体化処理後の各工程の順番や回数を固定して１度銅合金の製造を行い、引張強さ／導電率の値と、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値を測定する必要がある。その後、所望の４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びを得るために、引張強さ／導電率の値を大きくするのか、小さくするのかの方針を決定する。
そして、当該方針に従って、引張強さ／導電率の値を調整するために、後述の内容を参考にして、仕上冷間圧延または時効処理の条件を調整して、引張強さ／導電率の値を大きく、または、小さくする。そして、引張強さ／導電率の値を大きく、または、小さくすることにより、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値を所望の値に制御することができる。
そのため、まず、合金の組成や、溶体化処理後の各工程の順番や回数を固定して１度銅合金の製造を行い、引張強さ／導電率の値と、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値を測定する必要がある。その後、所望の４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びを得るために、引張強さ／導電率の値を大きくするのか、小さくするのかの方針を決定する。
そして、当該方針に従って、引張強さ／導電率の値を調整するために、後述の内容を参考にして、仕上冷間圧延または時効処理の条件を調整して、引張強さ／導電率の値を大きく、または、小さくする。そして、引張強さ／導電率の値を大きく、または、小さくすることにより、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びの値を所望の値に制御することができる。
引張強さおよび０．２％耐力は仕上冷間圧延および溶体化処理後の時効処理によって調整される。仕上冷間圧延の加工度が低いと、引張強さおよび０．２％耐力が低くなる。時効処理が弱い（より低温、より短時間）と、引張強さおよび０．２％耐力が高くなる場合がある。
又、導電率は時効処理によって調整され、時効処理が弱い（より低温、より短時間）と、導電率が低くなる場合がある。
又、導電率は時効処理によって調整され、時効処理が弱い（より低温、より短時間）と、導電率が低くなる場合がある。
なお、図３は実施例１と比較例１の試料の、（引張強さ／導電率）の比と、４００℃３０分加熱後に、大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した場合の破断伸びとの関係を示す図である。これらはＮｉが２．３質量％、Ｓｉが０．５質量％、Ｐｂが０．００１質量％、Ｚｎが０．０２質量％未満、Ｆｅが０．０２質量％、Ｍｎ：０．００５質量％未満、Ｍｇが０．１質量％、残部がＣｕおよび不可避的不純物から成る組成の銅合金で共通しており、実施例１及び比較例１は溶体化処理後、時効処理、仕上冷間圧延、歪取焼鈍、をこの順に行った。すなわち、実施例１と比較例１は溶体化処理後の工程の順番、回数において共通する。なお、各試料の配合は上述する蛍光Ｘ線分析にて測定した。
それぞれの銅合金についての、（引張強さ／導電率）の値と、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に室温で測定した破断伸びとの関係を示す図３より、当該組成の銅合金を溶体化処理後に時効処理、仕上冷間圧延、歪取焼鈍の工程で製造する場合には、（引張強さ／導電率）の値を概ね１５以上に調整することにより、４００℃３０分加熱後大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温（２５℃）まで低下した後に測定した破断伸びを１０％以下にすることができることがわかる。
一方で、組成が異なる場合や、溶体化処理後の各工程の順番や回数が異なる場合には、（引張強さ／導電率）を横軸、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定した破断伸びの値を縦軸としてプロットした場合のグラフの傾きは、図３の傾きとは異なることが想定される。また、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に25℃で測定した破断伸びを１０％以下に制御することができる（引張強さ／導電率）の値も異なると想定される。
そのため、銅合金の組成や、溶体化処理後の各工程の順番や回数が異なる場合には、別途、図３と同様な図を作成する必要がある。
そのため、銅合金の組成や、溶体化処理後の各工程の順番や回数が異なる場合には、別途、図３と同様な図を作成する必要がある。
ここで、溶体化処理後の各工程の順番や回数が異なる場合に別途図を作成する必要がある、すなわち溶体化処理後の各工程の順番や回数が同じであれば別途図を作成する必要がない、とするのは、溶体化処理により銅合金中に析出している化合物が固溶するためである。溶体化処理によって、一旦、化合物や元素の固溶状態が所定の状態、すなわち、銅合金の大部分がα相（Ｃｕに添加元素が固溶している相）に戻るためである。溶体化処理の後に、時効処理や、圧延加工をすることによって、所定の微細な析出物の析出状態や、所定元素が銅合金中に固溶している元素の状態となり所定の特性が得られる。
実施例１及び比較例１の試料を上述の組成及び工程にて作製し、厚み０．１５ｍｍの銅合金板を製造した。
実施例１と比較例１の各工程における製造条件の違いは以下のとおりである。
実施例１と比較例１の各工程における製造条件の違いは以下のとおりである。
実施例１は、溶体化処理後の時効処理にて導電率を４０％ＩＡＣＳ以上になるように温度及び時間を上述の条件内で調整した。ここで、実施例１は、引張強さが高く、導電率が低くなるよう、比較例１に比べ時効温度を低く設定した。
実施例１は、仕上冷間圧延にて、０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上になる加工度を設定した。ここで、比較例１は、引張強さが低く、導電率が高くなる時効温度であったため、比較例１の仕上冷間圧延では、実施例１に比べ加工度を高く設定した。
又、仕上冷間圧延後の歪取焼鈍は、表１に記載のΔＥＬの条件で行った。
実施例１は、仕上冷間圧延にて、０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上になる加工度を設定した。ここで、比較例１は、引張強さが低く、導電率が高くなる時効温度であったため、比較例１の仕上冷間圧延では、実施例１に比べ加工度を高く設定した。
又、仕上冷間圧延後の歪取焼鈍は、表１に記載のΔＥＬの条件で行った。
＜導電率（％ＩＡＣＳ）＞
得られた試料につき、ＪＩＳ－Ｈ０５０５（１９７５）に基づいて４端子法により、２５℃の導電率(％ＩＡＣＳ)を測定した。
得られた試料につき、ＪＩＳ－Ｈ０５０５（１９７５）に基づいて４端子法により、２５℃の導電率(％ＩＡＣＳ)を測定した。
＜引張強さ（ＴＳ）＞
得られた試料につき、引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における引張強さ（ＴＳ）をそれぞれ測定した。まず、各試料から、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の引張強さ（ＴＳ）とした。
得られた試料につき、引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における引張強さ（ＴＳ）をそれぞれ測定した。まず、各試料から、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の引張強さ（ＴＳ）とした。
＜０．２％耐力（ＹＳ）＞
得られた試料につき、引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）をそれぞれ測定した。
まず、各試料から、引張方向が圧延方向と平行な方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の０．２％耐力とした。
得られた試料につき、引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）をそれぞれ測定した。
まず、各試料から、引張方向が圧延方向と平行な方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の０．２％耐力とした。
＜破断伸び＞
まず、各試料から、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。当該試験片の表面の酸化を防止するため、厚みが３５μｍのタフピッチ銅箔で試料を包装し、外気から遮断された試料について、大気雰囲気で４００℃で３０分間の加熱を行った。
その後、大気雰囲気中で試験片を静置し、十分に銅合金の温度を室温（２５℃）まで低下させた。その後にＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）を引張試験機により測定した。
引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の４００℃で３０分間加熱後に室温まで冷却して測定した場合の破断伸び（％）とした。なお、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）の付属書ＧおよびＨは適用しなかった。
まず、各試料から、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。当該試験片の表面の酸化を防止するため、厚みが３５μｍのタフピッチ銅箔で試料を包装し、外気から遮断された試料について、大気雰囲気で４００℃で３０分間の加熱を行った。
その後、大気雰囲気中で試験片を静置し、十分に銅合金の温度を室温（２５℃）まで低下させた。その後にＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）を引張試験機により測定した。
引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の４００℃で３０分間加熱後に室温まで冷却して測定した場合の破断伸び（％）とした。なお、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）の付属書ＧおよびＨは適用しなかった。
＜ダイシングバリの有無＞
得られた試料につき、所定寸法のリード部を作成して樹脂に埋設し、所定の丸刃を用いてリード部の延びる方向に垂直にダイシングした。バリの寸法が顧客基準を満たしている場合には良好、顧客基準を満たしていない場合には不良とする。なお、リードフレームにおいて要求される寸法精度等を考慮すると、バリ寸法がリード部の幅の１０％以下であればダイシングバリは良好に抑制されているといえる。そのため顧客基準も、バリ寸法がリード部の幅の１０％以下である場合には良好と判断し、バリ寸法がリード部の幅の１０％超である場合には不良と判断するものであると思われる。
得られた試料につき、所定寸法のリード部を作成して樹脂に埋設し、所定の丸刃を用いてリード部の延びる方向に垂直にダイシングした。バリの寸法が顧客基準を満たしている場合には良好、顧客基準を満たしていない場合には不良とする。なお、リードフレームにおいて要求される寸法精度等を考慮すると、バリ寸法がリード部の幅の１０％以下であればダイシングバリは良好に抑制されているといえる。そのため顧客基準も、バリ寸法がリード部の幅の１０％以下である場合には良好と判断し、バリ寸法がリード部の幅の１０％超である場合には不良と判断するものであると思われる。
得られた結果を表１、図３に示す。
表１から明らかなように、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定した破断伸びが１０％以下である実施例１の場合、ダイシングバリの評価は良好となった。
一方、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定した破断伸びが１０％を超えた比較例１の場合、ダイシングバリが生じた。
一方、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定した破断伸びが１０％を超えた比較例１の場合、ダイシングバリが生じた。
ここで、実施例１は、ΔＥＬの値が小さい条件での歪取焼鈍を行ったため歪取焼鈍前と歪取焼鈍後とで、破断伸びはほぼ同レベルで、歪取焼鈍による破断伸びの増加はほとんど認められなかったと共に、破断伸びの値も５％未満と低かった。
一方、比較例１は、ΔＥＬの値が大きい条件での歪取焼鈍を行ったため歪取焼鈍前の伸びが１０％未満であったが、歪取焼鈍後の時点で破断伸びが大幅に高くなり、ほぼ１０％のレベルに達した。これより、比較例１は、加熱により破断伸びが高くなりやすい性質を顕著に有することが明らかになった。原因として、比較例は、（引張強さ／導電率）の比が実施例１より小さいために、歪取焼鈍および４００℃で３０分加熱といった加熱により塑性変形能が高くなりやすい特性を持つと考えられる。
一方、比較例１は、ΔＥＬの値が大きい条件での歪取焼鈍を行ったため歪取焼鈍前の伸びが１０％未満であったが、歪取焼鈍後の時点で破断伸びが大幅に高くなり、ほぼ１０％のレベルに達した。これより、比較例１は、加熱により破断伸びが高くなりやすい性質を顕著に有することが明らかになった。原因として、比較例は、（引張強さ／導電率）の比が実施例１より小さいために、歪取焼鈍および４００℃で３０分加熱といった加熱により塑性変形能が高くなりやすい特性を持つと考えられる。
なお、比較例１の４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で０．２％耐力を測定する際の引張試験で測定した破断伸びが大きくなりやすいのは、時効処理を実施例に比べ高温で行った結果、加熱における軟化を防止するのに有効な析出粒子が粗大化し、加熱により軟化し易くなったためと考えられる。
また、仕上げ冷間の加工度を高くしたことにより、その後の加熱処理で軟化しやすくなったと考えられる。
また、仕上げ冷間の加工度を高くしたことにより、その後の加熱処理で軟化しやすくなったと考えられる。
なお、図３より、Ｎｉが２．３質量％、Ｓｉが０．５質量％、Ｐｂが０．００１質量％、Ｚｎが０．０２質量％未満、Ｆｅが０．０２質量％、Ｍｎ：０．００５質量％未満、Ｍｇが０．１質量％、残部がＣｕおよび不可避的不純物から成る組成の銅合金を、溶体化処理後、時効処理、仕上冷間圧延、歪取焼鈍、をこの順に行って製造した銅合金については（引張強さ／導電率）の比を概ね１５以上に調整することにより、４００℃３０分後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを１０％以下にすることができる。
次に、実施例１および比較例１のデータに基づき、種々の製造条件および銅合金組成における特性を推定し、実施例２～５として表１に示す。時効処理の温度を実施例１よりも高く、比較例１よりも低くした場合の実施例として実施例２が得られる。但し、この比は、銅合金の組成、製造工程の順番や回数等により異なるので、銅合金の組成や、溶体化処理後の製造工程の順番や回数が異なる場合には、それぞれに実験を行ってこの比を求める必要がある。
次に、実施例１および比較例１のデータに基づき、種々の製造条件および銅合金組成における特性を推定し、実施例２～５として表１に示す。時効処理の温度を実施例１よりも高く、比較例１よりも低くした場合の実施例として実施例２が得られる。但し、この比は、銅合金の組成、製造工程の順番や回数等により異なるので、銅合金の組成や、溶体化処理後の製造工程の順番や回数が異なる場合には、それぞれに実験を行ってこの比を求める必要がある。
実施例２につき、時効処理の温度を実施例１よりも高く、比較例１よりも低くした場合、実施例１よりも、ＮｉとＳｉとの化合物である析出粒子が一部粗大化するため、強度に寄与しなくなるため、引張強さ、０．２％耐力は実施例１よりも低い値となる。
一方で、比較例１ほどはＮｉとＳｉとの化合物である析出粒子が粗大化しないため、比較例１よりは引張強さ、０．２％耐力は高い値となる。また、母相中に固溶していたＮｉとＳｉとが実施例１よりも多く析出し、比較例１よりはその析出量が少ないため、導電率は実施例１よりも高く、比較例１よりも低い値となる。
また、時効処理の温度を実施例１よりも高く、比較例１よりも低くした場合、実施例１よりも、ＮｉとＳｉとの化合物である析出粒子が一部粗大化して、実施例１よりも軟化するため、４００℃で３０分間加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、実施例１よりも大きい値となる。
一方で、比較例１ほどはＮｉとＳｉとの化合物である析出粒子が粗大化しないため、比較例１よりは引張強さ、０．２％耐力は高い値となる。また、母相中に固溶していたＮｉとＳｉとが実施例１よりも多く析出し、比較例１よりはその析出量が少ないため、導電率は実施例１よりも高く、比較例１よりも低い値となる。
また、時効処理の温度を実施例１よりも高く、比較例１よりも低くした場合、実施例１よりも、ＮｉとＳｉとの化合物である析出粒子が一部粗大化して、実施例１よりも軟化するため、４００℃で３０分間加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、実施例１よりも大きい値となる。
一方で、比較例１ほどはＮｉとＳｉとの化合物である析出粒子が粗大化しないため、比較例１よりは軟化しない。そのため、４００℃で３０分間加熱後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、比較例１よりも小さい値となる。以上より、実施例１、比較例１の結果に基づいて得られる実施例２においては、上述のように時効処理の温度を調整して（引張強さ／導電率）の値を１５に制御しているため、実施例２は４００℃３０分加熱した後に、大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びの値は９．５％となる。そして、実施例２は、４００℃３０分加熱した後に、室温までその温度を低下した後に室温（２５℃）で０．２％耐力を測定する際の引張試験で測定する場合の破断伸びが９．５％であるので、ダイシングバリの発生メカニズムに基づくと、ダイシングバリは良好に抑制されていると推定される。
ここで、ＮｉとＳｉとは金属間化合物を形成して銅合金中に析出する。そして、ＮｉとＳｉの濃度が高いほどＮｉとＳｉとの金属間化合物が当該析出する量は増加する。ＮｉとＳｉとの金属間化合物の析出量が増加すると、転位がＮｉとＳｉとの金属間化合物によって拘束されるため、延性は低下すると考えられる。
そうすると、実施例１よりもＮｉとＳｉとの濃度が高い銅合金については、実施例１と同様に製造した場合、実施例１よりも延性が低下するため、４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを測定すると、実施例１の伸び４．９％よりも小さい値となると考えられる。
また、Ｍｇについては、銅合金中に固溶することで、格子歪が大きくなった結果、延性は低下すると考えられる。
そうすると、実施例１よりもＮｉとＳｉとの濃度が高い銅合金については、実施例１と同様に製造した場合、実施例１よりも延性が低下するため、４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを測定すると、実施例１の伸び４．９％よりも小さい値となると考えられる。
また、Ｍｇについては、銅合金中に固溶することで、格子歪が大きくなった結果、延性は低下すると考えられる。
そのため、実施例１の結果に基づいて得られるＮｉ、Ｓｉ及びＭｇの濃度が高い銅合金であって、Ｎｉが４．２質量％、Ｓｉが１．０質量％、Ｐｂが０．０５質量％、Ｚｎが０．１質量％、Ｆｅが０．０３質量％、Ｍｇが０．３０質量％、残部がＣｕおよび不可避的不純物から成る組成の銅合金を用いて、実施例1と同様に銅合金を製造した例として実施例３が得られる。実施例３は４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、実施例１の破断伸び４．９％よりも小さい値となり、ダイシングバリの発生メカニズムに基づくと、ダイシングバリは良好に抑制できると推定される。
Ｎｉ以外のＳｉと化合物を形成する元素もＳｉと金属間化合物を形成して銅合金中に析出する。そして、Ｓｉと化合物を形成する元素の合計濃度とＳｉの濃度が高いほど、Ｓｉと化合物を形成する元素とＳｉとの金属間化合物が析出する量は増加する。Ｓｉと化合物を形成する元素とＳｉとの金属間化合物の析出量が増加すると、転位がＳｉと化合物を形成する元素とＳｉとの金属間化合物によって拘束されるため、延性は低下すると考えられる。
そうすると、実施例１のＮｉの一部をＮｉ以外のＳｉと化合物を形成する元素に置き換えて、且つ、Ｓｉと化合物を形成する元素の合計濃度が実施例１のＮｉ濃度より高く、Ｓｉ濃度が実施例１より高い銅合金については、実施例１と同様に製造した場合、実施例１よりも延性が低下するため、４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、実施例１の伸び４．９％よりも小さい値となると考えられる。
そのため、実施例１の結果に基づいて得られるＳｉと化合物を形成する元素であるＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒの合計濃度と及びＳｉの濃度が高い銅合金であって、Ｎｉが１．８質量％、Ｃｏが１．０質量％、Ｃｒが０．１５質量％、Ｓｉが０．６質量％、残部がＣｕおよび不可避的不純物から成る組成の銅合金を用いて実施例1と同様に銅合金を製造した例として実施例４が得られる。
実施例４は４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、実施例４の破断伸び４．９％よりも小さい値となり、ダイシングバリの発生メカニズムに基づくと、ダイシングバリは良好に抑制できると推定される。
実施例４は４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは、実施例４の破断伸び４．９％よりも小さい値となり、ダイシングバリの発生メカニズムに基づくと、ダイシングバリは良好に抑制できると推定される。
さらに、実施例１の結果及び金属間化合物の析出粒子の形成メカニズムに基づくと、Ｎｉが１．６質量％、Ｓｉが０．３５質量％、残部がＣｕおよび不可避的不純物から成る組成の銅合金を用いて実施例1と同様に銅合金を製造した例として実施例５が得られる。実施例1よりもＮｉ,Ｓｉの添加量が少ないので実施例１よりも４００℃３０分加熱前の破断伸びは増加する傾向にある。一方でＮｉ以外のＳｉとの化合物を形成する元素が入っていないので析出粒子が著しく粗大化する可能性は低い。そのため４００℃３０分加熱した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びはそれほど大きくはならないと推定され、破断伸びは１０．０％未満となり、ダイシングバリの発生メカニズムに基づくと、ダイシングバリは良好に抑制できると推定される。
なお、加熱処理後の銅合金の破断伸びに対する時効処理、仕上げ冷間圧延の関係については下記のことが本発明者らの研究により推察される。
時効処理の温度を上述の時効処理条件の範囲内において高くすると加熱における軟化を防止するのに有効な析出粒子が粗大化し、加熱により軟化し易くなり、４００℃で３０分間の加熱処理を行った後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは大きくなると推察される。
時効処理の温度を上述の時効処理条件の範囲内において高くすると加熱における軟化を防止するのに有効な析出粒子が粗大化し、加熱により軟化し易くなり、４００℃で３０分間の加熱処理を行った後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは大きくなると推察される。
すなわち、他の条件を同じにして時効処理の温度を低くした場合、４００℃で３０分間の加熱処理した後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを低減することができると推察される。
したがって、本実施例１と他の条件を同じにして時効処理の温度を低くした場合、本実施例１より強度が向上したとしても４００℃で３０分間の加熱処理後後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは１０％以下とすることができると推察される。
したがって、本実施例１と他の条件を同じにして時効処理の温度を低くした場合、本実施例１より強度が向上したとしても４００℃で３０分間の加熱処理後後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは１０％以下とすることができると推察される。
また、時効処理の時間を上述の時効処理条件の範囲内において長くすると加熱における軟化を防止するのに有効な析出粒子が粗大化し、加熱により軟化し易くなり、４００℃で３０分間の加熱処理を行った後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは大きくなると推察される。すなわち、他の条件を同じにして時効処理を短時間にした場合、４００℃で３０分間の加熱処理後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを低減することができると推察される。
したがって、本実施例１と他の条件を同じにして時効処理を短時間にした場合、本実施例１より強度が向上したとしても４００℃で３０分間の加熱処理後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは１０％以下とすることができると推察される。
仕上げ冷間圧延の加工度については、仕上げ冷間圧延の加工度を高くすると歪が蓄積し、加熱処理で軟化しやすくなると考えられる。
すなわち、他の条件を同じにして仕上げ冷間圧延の加工度を低くした場合、４００℃で３０分間の加熱処理後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを低減することができると推察される。
したがって、本実施例１と他の条件を同じにして仕上げ冷間圧延の加工度を低くした場合、本実施例より強度は落ちたとしても４００℃で３０分間の加熱処理後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは１０％以下とすることができると推察される。
以上のことから、所望する強度かつ加熱処理したときの銅合金の破断伸びを１０％以下に維持できる銅合金を得ることができる。
すなわち、他の条件を同じにして仕上げ冷間圧延の加工度を低くした場合、４００℃で３０分間の加熱処理後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びを低減することができると推察される。
したがって、本実施例１と他の条件を同じにして仕上げ冷間圧延の加工度を低くした場合、本実施例より強度は落ちたとしても４００℃で３０分間の加熱処理後に大気雰囲気中で静置して十分に銅合金の温度が室温まで低下した後に室温（２５℃）で測定する場合の破断伸びは１０％以下とすることができると推察される。
以上のことから、所望する強度かつ加熱処理したときの銅合金の破断伸びを１０％以下に維持できる銅合金を得ることができる。
Claims (14)
- Ｓｉを０．１質量％超、１．８質量％以下と、
Ｎｉを０．５質量％～４．５質量％と、
残部銅及び不可避不純物から成り、
下記の方法で測定した０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上であり、かつ導電率が３８．０％以上であり、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して室温まで低下させて下記の方法で測定したときの破断伸びが１０％以下である帯状銅合金材。
０．２％耐力の測定方法：
引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における０．２％耐力（ＹＳ）をそれぞれ測定する。引張方向が圧延方向と平行な方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の０．２％耐力とする。
破断伸びの測定方法：
引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。当該試験片を表面の酸化を防止するため、厚みが３５μｍのタフピッチ銅箔で試料を包装し、外気から遮断された試料について、大気雰囲気で４００℃で３０分間の加熱を行う。その後、大気雰囲気中で試験片を静置し、銅合金の温度を室温（２５℃）まで低下させる。その後にＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に規定される破断伸び（％）を引張試験機により測定する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとした。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を破断伸び（％）とする。 - さらにＳｉと化合物を形成する一種以上の元素を含む請求項１に記載の帯状銅合金材。
- 前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ及びＦｅからなる群から選択される一種以上の元素である請求項２に記載の帯状銅合金材。
- 前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素を合計で０．５質量％以上含有する請求項２又は３に記載の帯状銅合金材。
- 前記Ｓｉと化合物を形成する一種以上の元素を合計で０．５～７．０質量％含有する請求項２～４のいずれか１項に記載の帯状銅合金材。
- Ｓｎ及び／又はＺｎを含有する請求項１～５のいずれか１項に記載の帯状銅合金材。
- Ｎｉ：２．２～４．２質量％、Ｓｉ：０．２５～１．２質量％、Ｐｂ：０．１質量％未満、Ｚｎ：１．０質量％未満、Ｆｅ：０．２０質量％未満、Ｍｎ：０．１０質量％未満、Ｍｇ：０．０５～０．３０質量％を含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなるＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系銅合金である請求項６に記載の帯状銅合金材。
- 以下の方法で測定した引張強さが８００ＭＰａ以上である請求項１～７のいずれか１項に記載の帯状銅合金材。
引張強さの測定方法：
引張試験機により、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と平行な方向における引張強さ（ＴＳ）を測定する。その際、引張方向が圧延方向になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製する。引張試験の条件は、試験片幅１２．５ｍｍ、室温（２５℃）、引張速度５ｍｍ/ｍｉｎ、ゲージ長さ５０ｍｍとする。繰り返し回数Ｎ＝２（２個の試験片）で試験を行い、２つのデータの平均値を得られた試料の引張強さ（ＴＳ）とする。 - ＭＡＰ方式で製造される半導体パッケージに用いられる請求項１～８のいずれか１項に記載の帯状銅合金材の利用方法。
- 請求項１～８のいずれか１項に記載の帯状銅合金材からなる半導体リードフレーム。
- 請求項１０に記載の半導体リードフレームを備えてなる半導体集積回路。
- 請求項１１に記載の半導体集積回路を用いてなる電子機器。
- Ｓｉを０．１質量％超、１．８質量％以下と、Ｎｉを０．５質量％～４．５質量％と、残部銅及び不可避不純物から成り、０．２％耐力５５０ＭＰａ以上、かつ導電率が３８．０％以上、４００℃で３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの伸びが１０％以下である帯状銅合金材を用いてリードフレームを製造する方法。
- Ｓｉを０．１質量％超、１．８質量％以下と、Ｎｉを０．５質量％～４．５質量％と、残部銅及び不可避不純物から成り、０．２％耐力５５０ＭＰａ以上、かつ導電率が３８．０％以上、４００℃３０分加熱後に大気雰囲気中で静置して銅合金の温度が室温まで低下したときの伸びが１０％以下である帯状銅合金材をリードフレームとして使用する方法。
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