JPS6386838A - 半導体リ−ド用銅合金 - Google Patents
半導体リ−ド用銅合金Info
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Landscapes
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- Lead Frames For Integrated Circuits (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は優れた機械的強度、電気・熱伝#性及び精密加
工成型性と共に、半導体パッケージに特有のメッキ性、
半田付は性、ボンディング性及びエツチング性に優れた
半導体リード用銅合金に関するものである。
工成型性と共に、半導体パッケージに特有のメッキ性、
半田付は性、ボンディング性及びエツチング性に優れた
半導体リード用銅合金に関するものである。
〔従来の技術)
IC,LSI、VLSI等の半導体パッケージは、リー
ドフレームに素子を搭載してリード線によりワイヤーボ
ンディングした後、外部回路との配線を可能にして合成
樹脂等により封止したものである。リードフレームには
熱膨張率の点からFe−Ni合金ヤFe−Ni−Co合
金が用いられていたが、近年放熱性の面からCLJ合金
が検討され、ペーストの利用などにより、ダイボンドの
制約が緩和されるに従い、強度が優れたCU金合金求め
られるようになった。
ドフレームに素子を搭載してリード線によりワイヤーボ
ンディングした後、外部回路との配線を可能にして合成
樹脂等により封止したものである。リードフレームには
熱膨張率の点からFe−Ni合金ヤFe−Ni−Co合
金が用いられていたが、近年放熱性の面からCLJ合金
が検討され、ペーストの利用などにより、ダイボンドの
制約が緩和されるに従い、強度が優れたCU金合金求め
られるようになった。
リン青銅はFe系合金に近い強度を有し、加工性も優れ
ているが、多量のSnを用いるため高価でおり、Fe−
Nj系合金に比較して経済上のメリットは小ざい。更に
応力腐食割れ(SCC)の感受性を有するばかりか、半
田接合強度の経時劣化が起り易い等致命的な欠点がある
。
ているが、多量のSnを用いるため高価でおり、Fe−
Nj系合金に比較して経済上のメリットは小ざい。更に
応力腐食割れ(SCC)の感受性を有するばかりか、半
田接合強度の経時劣化が起り易い等致命的な欠点がある
。
即ち半導体はリード部をプリンl−基板筈に半田付けし
て使用するのが一般的で、接合部の信頼性は重大でめり
、スルホールを用いない面実装方式の導入発展により顕
箸化している。
て使用するのが一般的で、接合部の信頼性は重大でめり
、スルホールを用いない面実装方式の導入発展により顕
箸化している。
リン青銅より安価なCU−Fe系合金、例えばC195
(Cu−1,5wt%Fe−0,8wt%C。
(Cu−1,5wt%Fe−0,8wt%C。
−0,6wt%、5n−0.03wt%P合金)(以下
wt%を単に%と略記)が一部で利用されている。この
合金はFeとCOの化合物を析出分散した組織を示し、
導電率は50%lAC3以上であるカベ強度はリン青銅
より劣るばかりか、加工性に乏しく、精密微細な高集積
化され、かつ小型・高密度化された最近のリードフレー
ムには不適である。更にメッキ性が劣るため、ボンディ
ング等の信頼性も劣る。
wt%を単に%と略記)が一部で利用されている。この
合金はFeとCOの化合物を析出分散した組織を示し、
導電率は50%lAC3以上であるカベ強度はリン青銅
より劣るばかりか、加工性に乏しく、精密微細な高集積
化され、かつ小型・高密度化された最近のリードフレー
ムには不適である。更にメッキ性が劣るため、ボンディ
ング等の信頼性も劣る。
最近の高集積化と小型・高密度化にともない、これに必
要な下記特性を有するリード材が求められるようになっ
た。
要な下記特性を有するリード材が求められるようになっ
た。
(1)強度がl’me−Ni系合金と同等以上、即ち6
0〜70Kg/!m又はこれ以上であること。
0〜70Kg/!m又はこれ以上であること。
(2)導電率がFe−Ni系合金の数倍以上、即ち2〜
30%lAC3又はこれ以上であること。
30%lAC3又はこれ以上であること。
(3)プレス成型性2曲げ加工性及びエツチング性が優
れていること。
れていること。
(4)メッキ性に富むこと。即ちA9メッキの加熱フク
レがなく、かつワイヤーボンディング性に冨むメッキが
可能であること。
レがなく、かつワイヤーボンディング性に冨むメッキが
可能であること。
(5)半田付は性が優れていること。特に半田濡れ性と
共に半田接合強度の経時的劣化がないこと。これはCu
−Sn固相反応に起因するものであり、アウターリード
などのSn。
共に半田接合強度の経時的劣化がないこと。これはCu
−Sn固相反応に起因するものであり、アウターリード
などのSn。
5n−Pb合金メッキの密着性についても同様である。
(6)耐熱性が優れていること。即ちダイボンド方式に
もよるが、400〜450℃までの加熱で軟化しないこ
と。
もよるが、400〜450℃までの加熱で軟化しないこ
と。
(7)応力腐食割れ(SCC)のないこと。
本発明はこれに鑑み種々研究の結果、上記諸性性を満足
する半導体リード用銅合金を開発したものである。
する半導体リード用銅合金を開発したものである。
即ち本発明鋼合金の一つは、Ni0.8〜4.0%、S
i0.1〜1.2%の範囲内でNiと81の比(Ni/
Si)が3〜6となるようにNiとSiを含み、S n
1.0〜4.0%を含み、かツα含有量を0.004
%以下、S含有量を0.001%以下に制限し、残部C
uと不可避的不純物からなることを特徴とするものであ
る。
i0.1〜1.2%の範囲内でNiと81の比(Ni/
Si)が3〜6となるようにNiとSiを含み、S n
1.0〜4.0%を含み、かツα含有量を0.004
%以下、S含有量を0.001%以下に制限し、残部C
uと不可避的不純物からなることを特徴とするものであ
る。
また本発明銅合金の他の一つは、Ni0.8〜4.0%
、Si0.1〜1.2%の範囲内でNiとSiの比(N
i/Si)が3〜6となるようにNiとSiを含み、S
n 1.0〜4.0%を含み、更にA1.2%以下、
[3e0.1%以以下間g0.2%以下、 Ca0.1
%以下、cd0.2%以下。
、Si0.1〜1.2%の範囲内でNiとSiの比(N
i/Si)が3〜6となるようにNiとSiを含み、S
n 1.0〜4.0%を含み、更にA1.2%以下、
[3e0.1%以以下間g0.2%以下、 Ca0.1
%以下、cd0.2%以下。
8011%以下、A10.5%以下、Y0.1%以下。
希土類元素(RE)0.2%以下、■n0.1%以下、
Ti0.1%以下、Pb0.05%以下、Ge0.i%
以下、Ti0.5%以下、Zr0.2%以下。
Ti0.1%以下、Pb0.05%以下、Ge0.i%
以下、Ti0.5%以下、Zr0.2%以下。
P0.1%以下、 V0.05%以下、Nb0.05%
以下。
以下。
Ta0.05%以下、3b0.5%以下、As0.1%
以下、Fe0.1%以下、fvln0.5%以下、Or
0.5%以下、Te1.0%以下、001%以下の範囲
内で何れか1種以上を合計5%以下含有し、■含有量を
0.004%以下、S含有量を0.001%以下に制限
し、残部Cuと不可避的不純物からなることを特徴とす
るものでおる。
以下、Fe0.1%以下、fvln0.5%以下、Or
0.5%以下、Te1.0%以下、001%以下の範囲
内で何れか1種以上を合計5%以下含有し、■含有量を
0.004%以下、S含有量を0.001%以下に制限
し、残部Cuと不可避的不純物からなることを特徴とす
るものでおる。
本発明銅合金は上記組成からなり、溶解鋳造した鋳塊を
熱間加工してから冷間加工により所望寸法に仕上げるこ
とができる。熱間加工は700〜950℃で行ない、熱
間加工後は可及的速やかに冷却する。冷間加工は少なく
とも1回以上の加熱処理を含み、加熱処理は400〜6
50℃で10SeC以上行なう。加熱処理までの加工率
は少なくとも30%以上とし、加熱処理後に再び冷間加
工して所望寸法に仕上げるか、又は加熱処理と冷間加工
を繰返す。冷間加工における過剰な加工や過剰な加熱処
理は避けるほうが望ましく、低温焼鈍、テンションレベ
ラー、テンションアニーラ等により調質することは有益
でおる。
熱間加工してから冷間加工により所望寸法に仕上げるこ
とができる。熱間加工は700〜950℃で行ない、熱
間加工後は可及的速やかに冷却する。冷間加工は少なく
とも1回以上の加熱処理を含み、加熱処理は400〜6
50℃で10SeC以上行なう。加熱処理までの加工率
は少なくとも30%以上とし、加熱処理後に再び冷間加
工して所望寸法に仕上げるか、又は加熱処理と冷間加工
を繰返す。冷間加工における過剰な加工や過剰な加熱処
理は避けるほうが望ましく、低温焼鈍、テンションレベ
ラー、テンションアニーラ等により調質することは有益
でおる。
本発明銅合金はCuとSnの均−固)d71〜リックス
にNi S!系化合物(主にNizSi。
にNi S!系化合物(主にNizSi。
NiSi>を適度に析出分散せしめたもので、リン青銅
などのCLJ−Sn系合金に比へ大rlJな強度向上を
実現し、かつ導電率の低下を僅かにとどめると共に、良
好な加工性を保持けしめたものでおる。Cu、Ni及び
Siのみで本発明合金と同等の強度(60Kg/#Ii
以上)を(jようとすると、加工性が劣るばかりか、メ
ッキ性、半田付は性等の実用特性を損なう。また多量の
Ni−Si化合物を析出分散せしめたり、焼入れ時効に
より強度を高めることは可能であるか、上記特性を損な
う。更に多量のNiとSiを含有する銅合金を処理する
ことは、vI造、熱間加工等を困難にし、製造コストの
上昇を(8く。
などのCLJ−Sn系合金に比へ大rlJな強度向上を
実現し、かつ導電率の低下を僅かにとどめると共に、良
好な加工性を保持けしめたものでおる。Cu、Ni及び
Siのみで本発明合金と同等の強度(60Kg/#Ii
以上)を(jようとすると、加工性が劣るばかりか、メ
ッキ性、半田付は性等の実用特性を損なう。また多量の
Ni−Si化合物を析出分散せしめたり、焼入れ時効に
より強度を高めることは可能であるか、上記特性を損な
う。更に多量のNiとSiを含有する銅合金を処理する
ことは、vI造、熱間加工等を困難にし、製造コストの
上昇を(8く。
本発明はSn含有但を1.0〜4%とすることにより、
導電率の大巾な低下を避け、強度と加工性を改善したも
ので、特にSnと共にNiと81を併用することにより
、応力腐食割れ(SCC)を起し難くしたものである。
導電率の大巾な低下を避け、強度と加工性を改善したも
ので、特にSnと共にNiと81を併用することにより
、応力腐食割れ(SCC)を起し難くしたものである。
Sn含有量が本発明合金の範囲であるリン青銅ではSC
Cの感受性が最大であるが、Snと共にNiとSiを併
用することによりSCC感受性は顕著に低下する。しか
してSn含有但が下限未満では十分な強度が得られず、
上限を越えると導電率の低下が著しいためでおる。
Cの感受性が最大であるが、Snと共にNiとSiを併
用することによりSCC感受性は顕著に低下する。しか
してSn含有但が下限未満では十分な強度が得られず、
上限を越えると導電率の低下が著しいためでおる。
次にNi0.8〜4.0%、Si0.1〜1.2%、の
ぞましくはN i 1.2〜3%、Si0.2〜1.0
%の範囲内でNiとSiの比(Ni/Si)が3〜6と
なるようにNiとSiを含有せしめたのは、N i −
Si化合物の析出による強化作用を最も有効に発揮させ
るためで、何れも下限未満では十分な強度が得られず、
上限を越えると実用特性を損なうためである。高密・高
集積パッケージのリードフレームの多くは、エツチング
法で打復成型される場合が多く、過剰のNizSi化合
物はスラッジ状に残留してその後のメッキなどの工程で
致命的欠陥となる。
ぞましくはN i 1.2〜3%、Si0.2〜1.0
%の範囲内でNiとSiの比(Ni/Si)が3〜6と
なるようにNiとSiを含有せしめたのは、N i −
Si化合物の析出による強化作用を最も有効に発揮させ
るためで、何れも下限未満では十分な強度が得られず、
上限を越えると実用特性を損なうためである。高密・高
集積パッケージのリードフレームの多くは、エツチング
法で打復成型される場合が多く、過剰のNizSi化合
物はスラッジ状に残留してその後のメッキなどの工程で
致命的欠陥となる。
またNiとSiの比(Ni/Si)を3〜6と限定した
のは、Ni−31化合物の化学〕論比よりも著しく偏る
とNi又はSiをi離して固溶し、導電率を低下するば
かりか、半田接合強度を損なうためで、経験的に定めた
ものである。
のは、Ni−31化合物の化学〕論比よりも著しく偏る
とNi又はSiをi離して固溶し、導電率を低下するば
かりか、半田接合強度を損なうためで、経験的に定めた
ものである。
本発明において、粒度5μ以上の析出物を103個/m
m2以下としたのは、N i −Si化合物の析出は微
細均一に分散していることが必要で、粒径5μ以上の粗
大析出物が103個/rrvAを越えると、ボンディン
グや精密加工に重大な障害となるためでおる。通常リー
ドフレームはリード先端にA3メッキを施し、素子のパ
ッドと直径15〜30μのALI線で超音波又は熱的或
いは両者併用のボンディングを行なっている。粗大析出
物はCLI合金マトリックスと著しく異なった機械的性
質、即ち硬さと表面物理化学的性質を保有するので、直
接的に又は/lメッギ膜を介()て間接的にボンディン
グを阻害する。
m2以下としたのは、N i −Si化合物の析出は微
細均一に分散していることが必要で、粒径5μ以上の粗
大析出物が103個/rrvAを越えると、ボンディン
グや精密加工に重大な障害となるためでおる。通常リー
ドフレームはリード先端にA3メッキを施し、素子のパ
ッドと直径15〜30μのALI線で超音波又は熱的或
いは両者併用のボンディングを行なっている。粗大析出
物はCLI合金マトリックスと著しく異なった機械的性
質、即ち硬さと表面物理化学的性質を保有するので、直
接的に又は/lメッギ膜を介()て間接的にボンディン
グを阻害する。
更に合金のα含有量を0.004%以下、S含有量を0
.001%以下に制限したのは、過剰なαやSは製造加
工上割れなどの欠陥発生の原因となるばかりか、合金の
成型加工性、メッキ性、半田付は性等の障害となるため
である。
.001%以下に制限したのは、過剰なαやSは製造加
工上割れなどの欠陥発生の原因となるばかりか、合金の
成型加工性、メッキ性、半田付は性等の障害となるため
である。
以上本発明合金はその組成条件により前記の要求特性(
1)〜(7)を実用上有利に達成することができるも、
更に下記付加的元素の少なくとも1種以上の添加により
、合金を強化し、かつ実用特性を一層向上することがで
きる。しかして1種以上の含有量は合計5%以下とする
必要があり、これを越えて含有せしめると導電率を低下
せしめるばかりか、実用特性に信影響を及ぼすようにな
る。
1)〜(7)を実用上有利に達成することができるも、
更に下記付加的元素の少なくとも1種以上の添加により
、合金を強化し、かつ実用特性を一層向上することがで
きる。しかして1種以上の含有量は合計5%以下とする
必要があり、これを越えて含有せしめると導電率を低下
せしめるばかりか、実用特性に信影響を及ぼすようにな
る。
A9≦0.2%、3e≦0.1%、M9≦0.2%。
Ca≦0.1%、Cd≦0.2%、B≦0.1%。
A1≦0.5%、Y≦0.1%、RE≦0.2%。
in≦0.1%、Tf≦0.1%、Pb≦0.1%。
Ge≦0.1%、TiS2.5%、ZrS2.2%。
P≦0.1%、■≦0.05%、Nb≦0.05%。
TaS2.05%、3b≦0.5%、AS≦0.1 %
。
。
TaS0.1 %9Mn≦0.5 %、Cr≦0.5
%。
%。
Fe≦1%、Go≦1%
八gは強化作用と共に導電率を低下させることなく耐熱
性、即ち耐食性及び半田付は性を向上する。Beは強化
作用と共に結晶を微細化し、脱S作用を示し、かつ高温
加熱を多用する半コク体のパッケージングにおいて耐酸
化及びスケール密着性に有効である。Mgは3eと同様
に作用し、特に導電率をあまり低下せしめることなく、
耐熱性及び半田付は性を向上する。Caは強化作用と共
に脱S作用を示す。Cdは有毒元素であるが、強化作用
と共に導電率をあまり低下させることなく耐熱性及び半
田付は性を向上する。Bは強化作用と共に脱α作用を示
し、かつ過剰のNiと化合して導電率を回復する。
性、即ち耐食性及び半田付は性を向上する。Beは強化
作用と共に結晶を微細化し、脱S作用を示し、かつ高温
加熱を多用する半コク体のパッケージングにおいて耐酸
化及びスケール密着性に有効である。Mgは3eと同様
に作用し、特に導電率をあまり低下せしめることなく、
耐熱性及び半田付は性を向上する。Caは強化作用と共
に脱S作用を示す。Cdは有毒元素であるが、強化作用
と共に導電率をあまり低下させることなく耐熱性及び半
田付は性を向上する。Bは強化作用と共に脱α作用を示
し、かつ過剰のNiと化合して導電率を回復する。
A1は強化作用と共に脱α作用を示し、高温葭化防止に
有効であるが、過剰の添加は導電率の低下をまねく。Y
、RE、In、T1は何れも強化作用と共に脱Q、脱S
作用を示し、同時に組織を微細均一化するばかりか、耐
熱性及び耐酸化性を向上する。pbは強化作用と共に脱
S作用を示し、耐熱性を向上すると共に高速プレス性に
大きく貢献する。(3eは強化作用と共に組織を均質化
する。Ti、Zrは強化作用と共に脱S作用を有し、組
織を微細化する。特にzrはCLJ−Zr化合物を析出
し、導電率を低下することなく耐熱性を向上し、Tiは
Ti−Ni化合物やTi−Ni−8i化合物を析出する
など強化作用が大きい。Pは過剰のNiとNiχP化合
物を生成して強度を向上すると共に脱α作用を示し、同
時に0.0001%以上で湯沢れを向上するも、過剰の
添加は半田付は性、特に半田接合強度を劣化する。V、
Nb、Taは強化作用と共に結晶を微細化し、かつ脱S
作用を示し、製造90王時の欠陥発生を防止する。
有効であるが、過剰の添加は導電率の低下をまねく。Y
、RE、In、T1は何れも強化作用と共に脱Q、脱S
作用を示し、同時に組織を微細均一化するばかりか、耐
熱性及び耐酸化性を向上する。pbは強化作用と共に脱
S作用を示し、耐熱性を向上すると共に高速プレス性に
大きく貢献する。(3eは強化作用と共に組織を均質化
する。Ti、Zrは強化作用と共に脱S作用を有し、組
織を微細化する。特にzrはCLJ−Zr化合物を析出
し、導電率を低下することなく耐熱性を向上し、Tiは
Ti−Ni化合物やTi−Ni−8i化合物を析出する
など強化作用が大きい。Pは過剰のNiとNiχP化合
物を生成して強度を向上すると共に脱α作用を示し、同
時に0.0001%以上で湯沢れを向上するも、過剰の
添加は半田付は性、特に半田接合強度を劣化する。V、
Nb、Taは強化作用と共に結晶を微細化し、かつ脱S
作用を示し、製造90王時の欠陥発生を防止する。
sbは強化作用と共に半田付は性を向上する。
AS、l’−eは強化作用と共に結晶粒を微細化し、か
つ耐熱性及び高速プレス性を向上する。Mnは強化作用
と共に脱α、l見S作用を有し、かつ耐酸化性や半田付
は性を向上する。しかし過剰の添加は導電率を低下する
ので添加itよ0,01〜0.2%とすることが望まし
い。Crは結晶微細化と共に強度を向上する。これはC
「の一部がCr−Si化合物として析出するためであり
、過剰では粗大析出となり易いため含有量は0.05〜
0.4%とすることが望ましい。Fe、Qoも結晶を微
細化すると共に、一部S;と化合析出して合金を強化す
る。しかし過剰な添加は導電率、加工性、半田付は性、
メッキ性等を劣化するので含有量は0.05〜0,5%
とすることが望ましい。以上付加的元素の添加は単独で
も有効であり、また複数を利用して各々作用を併用する
こともできる。
つ耐熱性及び高速プレス性を向上する。Mnは強化作用
と共に脱α、l見S作用を有し、かつ耐酸化性や半田付
は性を向上する。しかし過剰の添加は導電率を低下する
ので添加itよ0,01〜0.2%とすることが望まし
い。Crは結晶微細化と共に強度を向上する。これはC
「の一部がCr−Si化合物として析出するためであり
、過剰では粗大析出となり易いため含有量は0.05〜
0.4%とすることが望ましい。Fe、Qoも結晶を微
細化すると共に、一部S;と化合析出して合金を強化す
る。しかし過剰な添加は導電率、加工性、半田付は性、
メッキ性等を劣化するので含有量は0.05〜0,5%
とすることが望ましい。以上付加的元素の添加は単独で
も有効であり、また複数を利用して各々作用を併用する
こともできる。
(実施例〕
実施例(1)
第1表に示す組成の合金鋳塊〈巾40馴、厚さ40醋、
長さ300厩)を外削してから、850°Cで15分間
加熱して熱間圧延により厚さ10馴とした。
長さ300厩)を外削してから、850°Cで15分間
加熱して熱間圧延により厚さ10馴とした。
圧延時間は約3分でおり、上り温度は670〜700℃
であった。これを直ちに水冷して100’C以下とした
後、酸洗してから厚さ1.2mまで冷間圧延し、次に4
50’Cで25分間加熱処理した。
であった。これを直ちに水冷して100’C以下とした
後、酸洗してから厚さ1.2mまで冷間圧延し、次に4
50’Cで25分間加熱処理した。
これを厚さ0.40mまで冷間圧延し、再び420’C
で30分間加熱処理してから厚さ0.20mまで冷間圧
延し、更に300°Cで5分間加熱処理して仕上げた。
で30分間加熱処理してから厚さ0.20mまで冷間圧
延し、更に300°Cで5分間加熱処理して仕上げた。
これについて、引張強さ、伸び及び導電率を測定すると
共に、■曲げ試験及び応力腐食割れ試験を行ない、更に
半田付は性とA3メッキ性を調べた。これ等の結果を従
来合金であるC195及びリン青銅と比較して第2表に
示す。
共に、■曲げ試験及び応力腐食割れ試験を行ない、更に
半田付は性とA3メッキ性を調べた。これ等の結果を従
来合金であるC195及びリン青銅と比較して第2表に
示す。
■曲げ試験は各種先端半径(R)の90°角曲げを行な
い、曲げ部の割れ状態を検鏡により調ぺ、マイクロクラ
ックのない最小先端半径(R)と板厚(1)の比(R/
l)を求めた。応力腐食割れハJIs C8306に準
じ、3 vo1%NH3蒸気中の定荷重法により割れ発
生の時間を求めた。
い、曲げ部の割れ状態を検鏡により調ぺ、マイクロクラ
ックのない最小先端半径(R)と板厚(1)の比(R/
l)を求めた。応力腐食割れハJIs C8306に準
じ、3 vo1%NH3蒸気中の定荷重法により割れ発
生の時間を求めた。
荷重は引張強ざの50%とした。半田付は性は直径9#
の部分にリード線を共晶半田により半田付けしてから、
150℃で300hrエージングを行なってプル試験に
より接合強度を求めた。またメッキ性はアルカリ電解脱
脂して力目ら各々Hz S Oaによるエツチング(○
μ)とト1z S 04+H2O2浴によるエツチング
(約10μ)を行い、下記条件で厚さ5μのAJメッキ
を施し、これを475℃のホットプレート上で3分間加
熱し、フクレの発生を調へた。
の部分にリード線を共晶半田により半田付けしてから、
150℃で300hrエージングを行なってプル試験に
より接合強度を求めた。またメッキ性はアルカリ電解脱
脂して力目ら各々Hz S Oaによるエツチング(○
μ)とト1z S 04+H2O2浴によるエツチング
(約10μ)を行い、下記条件で厚さ5μのAJメッキ
を施し、これを475℃のホットプレート上で3分間加
熱し、フクレの発生を調へた。
A9ストライクメッキ
/IcN l/j!
KCN 30g#2
電流密度 5A/dTd
時間 5 sec
へgメッキ
A’jCN 30’J/I
KCN 55g/!
に2 C0310g/ 1
浴温 25℃
電流密度 3A/d尻
第1表及び第2表から明らかなように、本発明台金Nα
1〜12は何れも従来合金であるC195(NH25>
及びリン青銅(NH26)と比較し全ての特性において
優れていることが判る。尚Ni含有瓜が3%を越える本
発明合金N(11,4,12で、10μのエツチング後
のメッキにフクレの発生が見られたが、これはエツチン
グ部に多口の析出物が露出し、メッキ密着性を低下させ
たためである。通常のメッキでは0.1μ前後のエツチ
ングであり、本例はエツチング後型したエツチング部の
特性を示すものである。
1〜12は何れも従来合金であるC195(NH25>
及びリン青銅(NH26)と比較し全ての特性において
優れていることが判る。尚Ni含有瓜が3%を越える本
発明合金N(11,4,12で、10μのエツチング後
のメッキにフクレの発生が見られたが、これはエツチン
グ部に多口の析出物が露出し、メッキ密着性を低下させ
たためである。通常のメッキでは0.1μ前後のエツチ
ングであり、本例はエツチング後型したエツチング部の
特性を示すものである。
これに対し本発明で規定する合金組成より外れる比較合
金+i0.13〜24では、所望特性の何れか一つ以上
が劣ることが判る。即ちSnを含有しないか又は含有す
るもその1が少ない比較合金Nα13〜15では成型加
工性が劣るばかりか、伸びが欠ける。Sn含有量が過剰
な比較合金N016では導電率の低下が著しい。Niと
Siの比(Ni/Si)が3〜6より外れる比較合金N
017、18では強度及び半田付は性が劣る。Ni含有
■とSi含有量が不足する比較合金N019では強度が
劣るばかりか、応力腐食割れを起し易い。
金+i0.13〜24では、所望特性の何れか一つ以上
が劣ることが判る。即ちSnを含有しないか又は含有す
るもその1が少ない比較合金Nα13〜15では成型加
工性が劣るばかりか、伸びが欠ける。Sn含有量が過剰
な比較合金N016では導電率の低下が著しい。Niと
Siの比(Ni/Si)が3〜6より外れる比較合金N
017、18では強度及び半田付は性が劣る。Ni含有
■とSi含有量が不足する比較合金N019では強度が
劣るばかりか、応力腐食割れを起し易い。
またO2含有量か多い比較合金Nα20では成型加工性
とメッキ性が劣り、半田付は性も劣化の傾向にあり、S
含有量の多い比較合金Nα21も同様で、これ等は製造
中、特に熱間加工中に割れ欠陥を発生し、歩留りを低下
した。同様の割れは程度の大小はあるが、比較合金Nα
14.23.24にも見られた。更にZn含有母が過剰
な比較合金Nα22は導電率を低下すると共に応力腐食
割れを起し易い。OrヤFeの含有量が多い比較合金N
(123゜24では成型加工性、メッキ性及び半田付は
性が劣る。
とメッキ性が劣り、半田付は性も劣化の傾向にあり、S
含有量の多い比較合金Nα21も同様で、これ等は製造
中、特に熱間加工中に割れ欠陥を発生し、歩留りを低下
した。同様の割れは程度の大小はあるが、比較合金Nα
14.23.24にも見られた。更にZn含有母が過剰
な比較合金Nα22は導電率を低下すると共に応力腐食
割れを起し易い。OrヤFeの含有量が多い比較合金N
(123゜24では成型加工性、メッキ性及び半田付は
性が劣る。
実施例(2)
第1表中、本発明合金Nα1〜12.比較合金NQ20
、23及び従来合金であるC195 (Nα25)に
つき、板面をNH40H−HzOz浴で軽くエツチング
してから、電子顕微鏡により1000倍で表面を観察し
、直径5μ以上の析出物の分布を調べた。
、23及び従来合金であるC195 (Nα25)に
つき、板面をNH40H−HzOz浴で軽くエツチング
してから、電子顕微鏡により1000倍で表面を観察し
、直径5μ以上の析出物の分布を調べた。
また実施例(1)にあける△3メッキのフクレテスト後
、H2S 04によるエツチング(Oμ)材について、
自動式超音波併用熱圧着式ボングーにより、直径23μ
のAu線をボールボンドとステッチボンドして長さ2#
のループを1000個形成し、これについてループをプ
ルテストしてボンディング収率を求めた。これ等の結果
を第3表に示す。
、H2S 04によるエツチング(Oμ)材について、
自動式超音波併用熱圧着式ボングーにより、直径23μ
のAu線をボールボンドとステッチボンドして長さ2#
のループを1000個形成し、これについてループをプ
ルテストしてボンディング収率を求めた。これ等の結果
を第3表に示す。
尚ボンディング条件は温度250°C1荷重503゜U
Sパワー0.1 W、U3時間50μsecとし、Au
線の切断を正常とし、その他(ステッチボンド側の剥離
)を不良とした。
Sパワー0.1 W、U3時間50μsecとし、Au
線の切断を正常とし、その他(ステッチボンド側の剥離
)を不良とした。
第3表
第3表から明らかなように本発明合金NQ1〜12は何
れも粗大析出物の数が少なく、高いボンディング収率を
示した。これに対し比較合金Nα20、23及びC19
5(Nα25)は何れも粗大析出物の析出が多く、ボン
ディング収率が低いことが判る。
れも粗大析出物の数が少なく、高いボンディング収率を
示した。これに対し比較合金Nα20、23及びC19
5(Nα25)は何れも粗大析出物の析出が多く、ボン
ディング収率が低いことが判る。
このように本発明銅合金は、従来のFe−Ni系やFe
−Ni−Co系よりも安価で、導電性及び放熱性に優れ
、特に半導体リードフレームとして優れた特性を有し、
近年要求の強い高集積化、高密度化を可能にする等顕著
な効果を奏するものである。
−Ni−Co系よりも安価で、導電性及び放熱性に優れ
、特に半導体リードフレームとして優れた特性を有し、
近年要求の強い高集積化、高密度化を可能にする等顕著
な効果を奏するものである。
Claims (4)
- (1)Ni0.8〜4.0wt%、Si0.1〜1.2
wt%の範囲内でNiとSiの比(Ni/Si)が3〜
6となるようにNiとSiを含み、Sn1.0〜4.0
wt%を含み、かつO_2含有量を0.004wt%以
下、S含有量を0.001wt%以下に制限し、残部C
uと不可避的不純物からなる半導体リード用銅合金。 - (2)粒径が5μを越える析出物を10^3個/mm^
2以下に制限する特許請求の範囲第1項記載の半導体リ
ード用銅合金。 - (3)Ni0.8〜4.0wt%、Si0.1〜1.2
wt%の範囲内でNiとSiの比(Ni/Si)が3〜
6となるようにNiとSiを含み、Sn1.0〜4.0
wt%を含み、更にAg0.2wt%以下、Be0.1
wt%以下、Mg0.2wt%以下、Ca0.1wt%
以下、Cd0.2wt%以下、B0.1wt%以下、A
l0.5wt%以下、Y0.1wt%以下、希土類元素
(RE)0.2wt%以下、In0.1wt%以下、T
l0.1wt%以下、Pb0.05wt%以下、Ge0
.1wt%以下、Ti0.5wt%以下、Zr0.2w
t%以下、P0.1wt%以下、V0.05wt%以下
、Nb0.05wt%以下、Ta0.05wt%以下、
Sb0.5wt%以下、As0.1wt%以下、Te0
.1wt%以下、Mn0.5wt%以下、Cr0.5w
t%以下、Fe1.0wt%以下、Co1wt%以下の
範囲内で何れか1種以上を合計5wt%以下含有し、O
_2含有量を0.004wt%以下、S含有量を0.0
01wt%以下に制限し、残部Cuと不可避的不純物か
らなる半導体リード用銅合金。 - (4)粒径5μを越える析出物を10^3個/mm^2
以下に制限する特許請求の範囲第3項記載の半導体リー
ド用銅合金。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61232956A JP2542370B2 (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 半導体リ−ド用銅合金 |
KR1019870008521A KR950004935B1 (ko) | 1986-09-30 | 1987-08-04 | 전자 기기용 구리 합금 |
DE3725830A DE3725830C2 (de) | 1986-09-30 | 1987-08-04 | Kupfer-Zinn-Legierung für elektronische Instrumente |
US07/307,488 US5021105A (en) | 1986-09-30 | 1989-02-08 | Copper alloy for electronic instruments |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61232956A JP2542370B2 (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 半導体リ−ド用銅合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6386838A true JPS6386838A (ja) | 1988-04-18 |
JP2542370B2 JP2542370B2 (ja) | 1996-10-09 |
Family
ID=16947498
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61232956A Expired - Fee Related JP2542370B2 (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 半導体リ−ド用銅合金 |
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---|---|
JP (1) | JP2542370B2 (ja) |
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- 1986-09-30 JP JP61232956A patent/JP2542370B2/ja not_active Expired - Fee Related
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