KR20120041808A

KR20120041808A - 전기 전자 부품용 동 합금판

Info

Publication number: KR20120041808A
Application number: KR1020127008888A
Authority: KR
Inventors: 야스히로 아루가; 료오이찌 오자끼; 요스께 미와
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2006-10-02
Filing date: 2007-09-26
Publication date: 2012-05-02
Also published as: EP2388349B1; EP2388349A1; US8063471B2; EP2388347A1; US20120039741A1; KR20090050096A; EP2388347B1; EP2088214A4; US20120039743A1; EP2088214A1; KR101158113B1; ATE518968T1; WO2008041584A1; US20100072584A1; EP2088214B1; EP2388348B1; US20120039742A1; EP2388348A1

Abstract

고강도이고, 또한 패키지?크랙이나 박리의 문제에 대처하기 위해, 산화막 밀착성을 향상시킨 Cu-Fe-P계의 동 합금판을 제공하는 것. 본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판은 질량％로, Fe : 0.01 내지 0.50％, P : 0.01 내지 0.15％를 각각 함유하고, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동 합금판이다. 동 합금판의 JIS B0601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하이며, 또한 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0 이하인 것을 특징으로 한다.

Description

전기 전자 부품용 동 합금판{COPPER ALLOY PLATE FOR ELECTRICAL AND ELECTRONIC COMPONENTS}

본 발명은, (1) 고강도이고, 또한 패키지?크랙이나 박리의 문제에 대처하기 위해 산화막 밀착성을 향상시킨 Cu-Fe-P계의 동 합금판, (2) 고강도이고 우수한 굽힘 가공성을 구비한 Cu-Fe-P계의 동 합금판, (3) 고강도이고, 또한 스탬핑 가공 시의 프레스 펀칭성이 우수한 Cu-Fe-P계의 동 합금판 및, (4) 고강도이고, 또한 도금성이 우수한 Cu-Fe-P계의 동 합금판에 관한 것이다. 본 발명의 동 합금판은 반도체 장치용 리드 프레임의 소재로서 적합하며, 반도체 장치용 리드 프레임 이외에도 그 밖의 반도체 부품, 프린트 배선판 등의 전기?전자 부품 재료, 개폐기 부품, 부스바, 단자?커넥터 등의 기구 부품 등 여러가지 전기 전자 부품용으로서 적절하게 사용된다. 단, 이하의 설명에서는 대표적인 용도예로서 반도체 부품인 리드 프레임에 사용할 경우를 중심으로 설명을 진행시킨다.

반도체 리드 프레임용 동 합금으로서는, 종래부터 Fe와 P를 함유하는 Cu-Fe-P계의 동 합금이 일반적으로 사용되고 있다. 이들 Cu-Fe-P계의 동 합금으로서는, 예를 들어 Fe : 0.05 내지 0.15％, P : 0.025 내지 0.040％를 함유하는 동 합금(C19210 합금)이나, Fe : 2.1 내지 2.6％, P : 0.015 내지 0.15％, Zn : 0.05 내지 0.20％를 함유하는 동 합금(CDAl94 합금)이 예시된다. 이들 Cu-Fe-P계의 동 합금은, 동 모상 중에 Fe 또는 Fe-P 등의 금속간 화합물을 석출시키면, 동 합금 중에서도 강도, 도전성 및 열전도성이 우수하다는 점에서 국제 표준 합금으로서 범용되고 있다.

최근, 전자 기기에 사용되는 반도체 장치의 대용량화, 소형화, 고기능화에 수반하여, 반도체 장치에 사용되는 리드 프레임의 소단면적화가 진행되어, 가일층의 강도, 도전성, 열전도성이 요구되고 있다. 이에 수반하여, 이들 반도체 장치에 사용되는 리드 프레임에 사용되는 동 합금판에도 가일층의 고강도화, 열전도성이 요구되고 있다.

한편, 반도체 디바이스의 플라스틱 패키지는 열경화성 수지에 의해 반도체 칩을 밀봉하는 패키지가, 경제성과 양산성이 우수하다는 점에서 주류로 되어 있다. 이들 패키지는, 최근의 전자 부품의 소형화의 요구에 수반하여 점점 박육화되고 있다.

이들 패키지의 조립에 있어서, 리드 프레임에 반도체 칩을 Ag 페이스트 등을 사용하여 가열 접착하거나, 혹은 Au, Ag 등의 도금층을 개재하여 솔더링(soldering) 혹은 Ag 브레이징(brazing)한다. 그리고, 그 후 수지 밀봉을 행하고, 수지 밀봉을 행한 후, 아우터 리드에 전기 도금에 의한 외장을 행하는 것이 일반적이다.

이들 패키지의 신뢰성에 관한 최대의 과제는, 표면 실장 시에 발생하는 패키지?크랙이나 박리의 문제이다. 패키지의 박리는, 반도체 패키지를 조립한 후, 수지와 다이 패드(리드 프레임의 반도체 칩을 싣는 부분)의 밀착성이 낮은 경우, 후의 열처리 시의 열응력에 의해 발생한다.

이에 대해, 패키지?크랙은 반도체 패키지를 조립한 후, 몰드 수지가 대기로부터 흡습하기 때문에, 후의 표면 실장에서의 가열에 있어서 수분이 기화되어 패키지 내부에 크랙이 있으면 박리면에 수증기가 인가되어 내압으로서 작용한다. 이 내압에 의해 패키지에 팽창을 발생시키거나, 수지가 내압에 견딜 수 없어 크랙을 발생시키거나 한다. 표면 실장 후의 패키지에 크랙이 발생하면 수분이나 불순물이 침입하여 칩을 부식시키기 때문에 반도체로서의 기능을 해친다. 또한, 패키지가 팽창됨으로써 외관 불량이 되어 상품 가치를 잃게 된다. 이러한 패키지?크랙이나 박리의 문제는, 최근 상기 패키지의 박형의 진전에 수반하여 현저해지고 있다.

여기서, 패키지?크랙이나 박리의 문제는 수지와 다이 패드의 밀착성 불량에 기인하나, 수지와 다이 패드의 밀착성에 가장 큰 영향을 미치고 있는 것이 리드 프레임 모재의 산화막이다. 리드 프레임 모재는 판의 제조나 리드 프레임 제작을 위해 다양한 가열 공정을 거치고 있다. 이 때문에, Ag 등의 도금 전에 모재의 표면에는 수십 내지 수백㎚의 두께의 산화막이 형성되어 있다. 다이 패드 표면에서는, 이 산화막을 개재하여 동 합금과 수지가 접하고 있기 때문에, 이 산화막의 리드 프레임 모재와의 박리는 완전히 수지와 다이 패드의 박리로 이어져 리드 프레임 모재로의 수지의 밀착성을 현저하게 저하시킨다.

따라서, 패키지?크랙이나 박리의 문제는 이 산화막의 리드 프레임 모재와의 밀착성에 달려 있다. 이 때문에, 리드 프레임 모재로서의, 상기 고강도화된 Cu-Fe-P계의 동 합금판에는 다양한 가열 공정을 거쳐 표면에 형성된 산화막의 밀착성이 높은 것이 요구된다.

게다가, 동 합금판이나 리드 프레임의 제작을 위한 다양한 상기 가열 공정에 있어서의 가열 온도는 생산성 향상이나 효율화를 위해, 점점 고온화되고 있다. 예를 들어, 리드 프레임 제작 공정에 있어서 프레스 가공 후 등에 있어서의 가열 처리를 보다 고온?단시간으로 행하는 것이 요구되고 있다. 이러한 가열 온도가 고온으로 되는 것에 따라 리드 프레임 모재에 생성되어 있는 산화막은 소밀화 등의 문제에 의해, 저온의 가열로 생성되는 이전의 산화막보다도 리드 프레임 모재로부터 박리되기 쉽다고 하는, 새로운 문제를 갖고 있다.

산화막 밀착성을 향상시키는 것은 수는 적기는 하나, 이전부터도 제안되고 있다. 예를 들어, 특허 문헌1에서는, 동 합금 극표층의 결정 배향을 제어함으로써, 가 제안되어 있다. 즉, 특허 문헌1에서는 리드 프레임 모재 동 합금의 XRD의 박막법으로 평가되는 극표면의 결정 배향에 있어서, {111} 피크 강도에 대한 {100} 피크 강도비를 0.04 이하로 하여, 산화막 밀착성을 향상시키는 것이 제안되고 있다. 또한, 이 특허 문헌1에서는 모든 리드 프레임 모재 동 합금을 포함하나, 실질적으로 예시하고 있는 Cu-Fe-P계 동 합금은 Fe의 함유량이 2.4％ 이상으로 많은 Cu-Fe-P계 동 합금뿐이다.

또한, 특허 문헌2, 3에서는, Cu-Fe-P계 동 합금판의 표면 거칠기에 착안하여 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하로 함으로써, 산화막 밀착성을 향상시키는 것이 제안되어 있다. 더욱 구체적으로, 이 특허 문헌2, 3에서는 이들 표면 거칠기의 제어를 냉간 압연의 압연 롤의 종류(표면 거칠기)에 의해 제어하고 있다.

또 최근, Cu-Fe-P계의 동 합금의 용도 확대나, 전기, 전자 기기의 경량화, 박육화, 소형화 등에 수반하여, 이들 동 합금에도 한층 높은 강도나, 전도성, 우수한 굽힘 가공성이 요구되고 있다. 이러한 굽힘 가공성으로서는, 밀착 굽힘 혹은 노칭 후의 90° 굽힘 등의 엄격한 굽힘 가공을 할 수 있는 특성이 요구된다.

이에 대해, 종래부터 결정립을 미세화하거나, 정?석출물의 분산 상태를 제어함으로써, 굽힘 가공성을 어느 정도 향상시킬 수 있는 것은 알려져 있다(특허 문헌4, 5 참조).

또한, Cu-Fe-P계 합금에 있어서, 굽힘 가공성 등의 여러 특성을 향상시키기 위해, 집합 조직을 제어하는 것도 제안되어 있다. 더 구체적으로는, 동 합금판의, (200)면의 X선 회절 강도 I(200)와, (220)면의 X선 회절 강도 I(220)의 비, I(200)/I(220)가 0.5 이상 10 이하인 것이거나, 또는 Cube 방위의 방위 밀도 : D(Cube 방위)가 1 이상 50 이하인 것, 혹은 Cube 방위의 방위 밀도 : D(Cube 방위)와 S 방위의 방위 밀도 : D(S 방위)의 비 : D(Cube 방위)/D(S 방위)가 0.1 이상 5 이하인 것이 제안되어 있다(특허 문헌6 참조).

또한, 동 합금판의 (200)면의 X선 회절 강도 I(200)와 (311)면의 X선 회절 강도 I(311)의 합과, (220)면의 X선 회절 강도 I(220)의 비, 〔I(200)+I(311)〕/I(220)이 0.4 이상인 것이 제안되어 있다(특허 문헌7 참조).

한편, 이들 고강도화된 동 합금판에는 상기 소단면적화된 리드 프레임에의 가공성도 요구된다. 구체적으로는, 동 합금판은 리드 프레임으로 스탬핑 가공되기 때문에 동 합금판에는 우수한 프레스 펀칭성이 요구된다. 이 요구는, 리드 프레임 이외의 용도로나, 동 합금판이 프레스 펀칭되어 가공되는 용도로는 동일하다.

Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서, 프레스 펀칭성을 향상시키는 수단은 종래부터 Pb, Ca 등의 미량 첨가나, 파단의 기점이 되는 화합물을 분산시키거나 하는 화학 성분을 제어하는 수단이나, 결정 입경 등을 제어하는 수단이 범용되어 왔다.

그러나, 이들 수단은 제어 자체가 곤란하거나, 다른 특성을 열화시키거나, 또한 그로 인해 제조 비용의 상승으로 이어지거나 하는 문제를 갖고 있었다.

이에 대해, Cu-Fe-P계 동 합금판의 조직을 주목하여 프레스 펀칭성이나 굽힘 가공성을 향상시키는 것이 제안되고 있다. 예를 들어, 특허 문헌8에서는 Fe : 0.005 내지 0.5wt％, P : 0.005 내지 0.2wt％를 포함하고, 필요에 따라 Zn : 0.01 내지 10wt％, Sn : 0.01 내지 5Wt％ 중 어느 한 쪽 또는 양쪽을 더 포함하고, 잔량부 Cu와 불가피 불순물로 이루어지는 Cu-Fe-P계 동 합금판이 개시되어 있다. 그리고, 특허 문헌8에서는 이 동 합금판의 결정 방위의 집적도를 제어함으로써 프레스 펀칭성을 향상시키고 있다(특허 문헌8 참조).

더 구체적으로, 특허 문헌8에서는 이 집적도 제어를 동 합금판이 재결정되어, 조직의 결정 입경이 커짐에 따라 판 표면으로의 {200}, {311}면의 집적 비율이 늘어나, 압연하면 {220}면의 집적 비율이 늘어나는 것을 이용하여 행하고 있다. 그리고, 특징적으로는 {200}, {311}면에 대하여, 판 표면으로의 {220}면의 집적 비율을 늘려 프레스 펀칭성을 향상시키려고 하고 있다. 더 구체적으로는, 이 판 표면에 있어서의 {200}면으로부터의 X선 회절 강도를 I[200], {311}면으로부터의 X선 회절 강도를 I[311], {220}면으로부터의 X선 회절 강도를 I[220]로 했을 때, [I[200]+I[311]]/I[220]<0.4의 식을 만족하는 것으로 하고 있다.

또한, 상기의 특허 문헌6 및 7에 있어서도 프레스 펀칭성을 향상시킨 동 합금판이 기재되어 있다(특허 문헌6, 7 참조).

또한, 특허 문헌9에서는 Cu-Fe-P계 동 합금판의 굴곡성을 향상시키기 위해 I(200)/I(110)를 1.5 이하로 하는 것이 제안되어 있다(특허 문헌9 참조).

또한, 다른 동 합금계이기는 하나, Cu-Ni-Si계 동 합금(콜슨 합금)판의 굽힘 가공성을 향상시키기 위해 동 합금판의 인장 특성 중 균일 신장과 전체 신장의 비를 0.5 이상으로 하는 것은 공지이다(특허 문헌10 참조).

또한, 이들 고강도화된 동 합금판은, 프레스 펀칭 가공(스탬핑 가공), 굽힘 가공 등을 실시한 후에, Ag 등의 도금이 실시되어 반도체 리드 프레임으로 된다.

단, 이 Ag 등의 도금 표면에 부분적으로(국부적으로), 도 3(도면대용의 SEM 사진, 500배)에 화살표로 나타내는 점과 같은, 현미경에 의해 도금층의 돌기로서 관찰되는, 도금의 이상 석출 등이 일어나는 경우가 있다. 이 도금의 이상 석출이 일어나면, 본딩 불량을 초래하거나 하여 반도체 리드 프레임으로서 사용할 수 없게 된다.

이 도금의 이상 석출은, 도금 표면에 전면적으로 일어나는 것은 아니고, 제작되는 반도체 리드 프레임마다 다량으로 발생되는 것도 없다. 그러나, 반도체 리드 프레임의 고효율의 대량 생산 라인에 있어서, 제작되는 반도체 리드 프레임에 비록 발생 개수가 얼마 되지 않는 ppm오더이어도 도금의 이상 석출이 발생한 경우에는 라인의 생산 속도나 생산 효율에의 중대한 영향을 피하기 어렵다.

이 도금의 이상 석출은 현재에는 주조?용해 공정에서 생성된 조대한 개재물(산화물이나 정출물)의 최종 제품판 표면으로의 잔존이나, 수소에 기인하는 조대한 포어(pore) 등의 표면 결함이 원인이라고 추측된다. 도금이 이상 석출된 도금 부분 직하의 최종 제품판 표면에는 대부분의 경우에 조대한 개재물(산화물이나 정출물) 혹은 수소에 기인하는 조대한 포어 등의 표면 결함이 존재, 잔존하기 때문이다.

Cu-Fe-P계 동 합금에서는, 주조?용해 공정의 단계에서 수소나 산소 등을 어느 정도 함유하는 것을 피하기 어려워, 용해?주조 공정에서 생성된 조대한 개물(산화물이나 정출물)이 최종 제품판까지 잔존하고, 또한 수소에 기인하는 포어가 표면 결함으로서 나타나는 것을 피하기 어렵다.

반도체 리드 프레임용 동 합금의, 고강도화나, 프레스 펀칭성, 굽힘 가공성 등의 고성형성화를 위한 제안은 종래부터 수많이 제안되고 있다. 그러나, 반도체 리드 프레임용 동 합금의 도금성, 특히 Cu-Fe-P계의 동 합금에 있어서의 도금성, 그것도 상기 도금의 이상 석출을 개선시키는 기술은 그다지 제안되어 있지 않다.

그러한 가운데, 동 합금판에 Fe : 1.5 내지 2.3중량％ 혹은 P : 0.015 내지 0.045중량％로 Fe, P를 비교적 다량으로 함유시켜 도금성을 향상시키는 것이 제안되어 있다(특허 문헌11). 또한, 특허 문헌11에서는, C를 10 내지 100ppm로, 이것도 비교적 다량으로 함유시켜 입계 균열을 방지하는 것도 제안되어 있다.

특허 문헌1 : 일본 특허 출원 공개2001-244400호 공보

특허 문헌2 : 일본 특허 출원 공개 평2-122035호 공보

특허 문헌3 : 일본 특허 출원 공개 평2-145734호 공보

특허 문헌4 : 일본 특허 출원 공개 평6-235035호 공보

특허 문헌5 : 일본 특허 출원 공개2001-279347호 공보

특허 문헌6 : 일본 특허 출원 공개2002-339028호 공보

특허 문헌7 : 일본 특허 출원 공개2000-328157호 공보

특허 문헌8 : 일본 특허 출원 공개2000-328158호 공보

특허 문헌9 : 일본 특허 출원 공개2006-63431호 공보

특허 문헌1O : 일본 특허 출원 공개2002-266042호 공보

특허 문헌11 : 일본 특허2962139호 공보

그러나, 이들 종래 기술에서는 본 발명에서 의도하는 고레벨의 산화막 밀착성을 보장하는 것까지는 이르지 않는다. 즉, 고온으로 되는 가열 온도 하에서 생성된 리드 프레임 모재 표면의 산화막의 리드 프레임 모재와 더 박리되기 쉽다고 하는 새로운 문제에 대해서는 대개 대응할 수 없다.

우선, 특허 문헌1에 있어서의 Cu-Fe-P계 동 합금의 실질적인 Fe의 함유량은, 상기한 바와 같이, 최저 2.4질량％를 초과하여 많다. 이 점에서, 특허 문헌1의 기술은 확실히 Fe의 함유량이 많은 Cu-Fe-P계 동 합금의 산화막 밀착성 향상에는 유효할지도 모른다. 실제로, 특허 문헌1에서는 Fe의 함유량이 2.41％인 제1 실시예의 Cu-Fe-P계 동 합금의 산화막 밀착성은 산화막의 박리 한계 온도로 633K(360℃)까지 향상하고 있다.

그러나, Fe의 함유량이 2.4질량％를 초과하여 많아지면 고온으로 되는 가열 온도 하에서 생성된 리드 프레임 모재 표면의 산화막이 리드 프레임 모재와 더 박리되기 쉬워진다. 또한, 도전율 등의 재료 특성뿐만 아니라, 주조성 등의 생산성이 현저하게 저하된다고 하는 다른 문제도 발생한다.

또한, 도전율을 억지로 증가시키기 위해, 예를 들어 상기 석출 입자의 석출량을 늘리려고 하면, 석출 입자의 성장?조대화를 초래하여 강도나 내열성이 저하되는 문제가 있다. 바꾸어 말하면, 특허 문헌1의 기술에서는 Cu-Fe-P계 동 합금에 요구되는 고강도와 산화막 밀착성을 겸비시킬 수 없다.

따라서, 이 특허 문헌1의 기술을 Fe의 함유량을 실질적으로 0.5％ 이하로 저감한 조성에 의해 고강도화된 Cu-Fe-P계 동 합금에 그대로 적용해도 상기한 리드 프레임 등에 요구되는 산화막 밀착성을 얻을 수는 없다.

또한, 특허 문헌2, 3과 같이, 상기 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하로 된 경우에는, 확실히 이보다도 표면 거칠기가 거친 Cu-Fe-P계 동 합금판에 비교하면 산화막 밀착성은 향상된다.

그러나, 본 발명자들이 경험한 바에 따르면, 상기한 본 발명에서 목적으로 하는 것보다 고온 하의 가열로 생성되는 산화막의 산화막 밀착성에 대해서는, 후술하는 바와 같이 동일하게(동등하게) 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛이하로 한 경우에도 의외로 산화막 밀착 성능에 큰 차가 발생했다.

이것은, 중심선 평균 거칠기(Ra)나 최대 높이(Rmax) 이외의 요소(요인)가 크게 관여되어 있는 것을 나타내고 있다. 그리고, 이것은 이 요소(요인)를 제어하지 않는 한, 본 발명에서 목적으로 하는 것 보다 고온 하의 가열로 생성되는 산화막의 산화막 밀착성이 향상되지 않는 것을 의미하고 있다.

또한, 지금까지의 동 합금 고강도화의 수단인, Sn이나 Mg의 고용 강화 원소의 첨가나, 냉간 압연의 가공율 증가에 의한 강(强) 가공에 의한 가공 경화량 증대로는, 필연적으로 굽힘 가공성의 열화를 수반하여 필요한 강도와 굽힘 가공성을 양립시키는 것은 곤란하다. 그러나, 최근의 전기, 전자 부품의 상기 경박단소화에 대응할 수 있는, 인장 강도 500MPa 이상의 고강도 Cu-Fe-P계 합금을 얻기 위해서는 이러한 냉간 압연의 강 가공에 의한 가공 경화량의 증대가 필수적이다.

이러한 고강도 Cu-Fe-P계 합금에 대해서는, 상기 특허 문헌4, 5 등의 결정립 미세화나, 정?석출물의 분산 상태 제어 등의 조직 제어 수단, 또한 상기 특허 문헌6, 7 등의 집합 조직의 제어 수단만으로는 상기 밀착 굽힘 혹은 노칭 후의 90°굽힘 등의 엄격한 굽힘 가공에 대하여, 굽힘 가공성을 충분히 향상시킬 수 없다.

또한, 상기한 특허 문헌6이나 8에서는 판 표면으로의 {220}면이나 {200}면의 집적 비율을 늘려 프레스 펀칭성을 향상시키고 있다. 이들 특정면의 집적 비율을 늘림으로써 확실히 Cu-Fe-P계 동 합금판의 프레스 펀칭성은 향상된다.

그러나, 상기 리드 프레임의 소단면적화는 더욱 진행되고, 리드 폭(0.5㎜→0.3㎜)이나 판 두께(0.25㎜→0.15㎜)도 더욱 작아져 고강도화된 Cu-Fe-P계 동 합금판으로의 스탬핑 가공 시의 프레스 펀칭성 향상의 요구는 보다 엄격해지고 있다. 이 때문에, 상기한 특허 문헌6이나 8과 같은 조직의 집적 비율 제어에 의한 프레스 펀칭성 향상 효과에서는 이 요구되는 프레스 펀칭성을 만족시키지 못하고 있다.

또한, 상기한 특허 문헌10과 같은 동 합금판의 굽힘 가공성의 향상 수단에서는 요구되는 프레스 펀칭성을 향상시킬 수 없다. 특허 문헌10에서 대상으로 하는 것은 0.2％ 내력이 800MPa 레벨, 도전율이 40％ IACS 레벨의 Cu-Ni-Si계 동 합금(콜슨 합금)이며, 본 발명의 Cu-Fe-P계 동 합금과는 합금계나 특성이 완전히 다르다. 또한, 굽힘 가공성과 프레스 펀칭성은 메카니즘이 전혀 다른 특성이며, 특허 문헌10과 같이 균일 신장과 전체 신장의 비를 0.5 이상으로 한 경우에는, 후술한 바와 같이 본 발명의 Cu-Fe-P계 동 합금의 프레스 펀칭성은 저하된다.

또한, 특허 문헌11과 같이 Fe, P를 비교적 다량으로 함유시킨 경우에는 주조?용해 공정에서 생성되는 조대한 개재물(산화물이나 정출물)의 양도 많아져 최종 제품판 표면에 이들이 다량으로 잔존하기 때문에 도리어 상기한 도금의 이상 석출을 유발하게 된다.

또한, 특허 문헌11에서는 상기한 도금의 이상 석출의 원인으로 되는, 수소에 기인하는 포어 등의 표면 결함을 문제시 하지 않아, 이것에 기인하는 도금의 이상 석출을 방지할 수 없다.

또한, 특허 문헌11에서는 동판의 제조 공정에서, 용탕류에 Fe-C 모재 합금을 첨가하여, C를 10 내지 100ppm 다량으로 함유시키려고 하고 있다. 그러나, C는 매우 비산되기 쉬워 용탕에 첨가한 순간 비산되기 때문에, 통상적으로는 용탕에 C를 10ppm 이상 함유시키는 것은 매우 곤란하다. 또한, 본 발명자들의 경험에 따르면, Cu-Fe-P계의 동 합금에서는 후술하는 바와 같이 C를 다량으로 함유시킨 경우에는 도리어 도금의 이상 석출을 촉진시킨다.

따라서, 상기한 도금의 이상 석출을 방지하는데 유효한 기술은, 지금까지 그다지 제안되어 있지 않다. 이 때문에, 상기한 도금의 이상 석출을 방지하기 위해서는, Cu-Fe-P계 동 합금을 포함시켜, 일반적으로는 주조?용해 공정 등에 있어서 도금의 이상 석출의 원인으로 되는, 수소나 산소 등의 함유량을 더 적극적으로 저감하도록 한다.

그러나, 동판의 제조 공정, 특히 주조?용해 공정 등에서 수소나 산소 등의 함유량을 더 적극적으로 극미량까지 저감하는 것은 동판의 제조 공정에 있어서도 제조 비용을 끌어 올리고, 생산 효율을 저하시키는 큰 원인이 된다. 이 때문에, Cu-Fe-P계 동 합금에서는 주조?용해 공정의 단계에서 수소나 산소 등을 어느 정도 함유하는 것을 피하기 어렵다.

따라서, Cu-Fe-P계 동 합금에서는 용해?주조 공정에서 생성된 조대한 개재물(산화물이나 정출물)이 최종 제품판까지 잔존하고, 또 수소에 기인하는 포어가 표면 결함으로서 나타나는 것도 피하기 어렵다.

이 때문에, 주조?용해 공정의 단계에서 수소나 산소 등을 어느 정도 함유하고 있어도 상기한 도금의 이상 석출을 방지할 수 있는 Cu-Fe-P계 동 합금판이 요구되고 있다.

본 발명은 이와 같은 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 그 목적은 고강도화와, 보다 고온 하의 가열로 생성되는 산화막이 우수한 산화막 밀착성을 양립시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명의 다른 목적은, 고강도 및 우수한 굽힘 가공성을 겸비한 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명의 다른 목적은 고강도화와 우수한 프레스 펀칭성을 양립시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명의 다른 목적은 고강도화와, 도금의 이상 석출을 방지하는 우수한 도금성을 양립시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판의 요지는, 질량％로, Fe : 0.01 내지 0.50％, P : 0.01 내지 0.15％를 각각 함유하고, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동 합금판으로서, 이 동 합금판의 JIS B0601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하이며, 또한 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0 이하인 것으로 한다.

본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판은, 상기 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상인 것이 바람직하다.

본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판은, 상기 동 합금판이 압연 방향에 대하여 직교하는 판폭 방향을 길이 방향으로 하여 채취한 시험편의 인장 시험에 의해 구해지는, 인장 탄성율이 120GPa를 초과하는 동시에, 균일 신장과 전체 신장의 비, 균일 신장/전체 신장이 0.50 미만인 것이 바람직하다.

본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판은, 상기 동 합금판이 3 내지 15ppm을 더 함유하고, O : 40ppm 이하, H : 1.0ppm 이하로 각각 규제하는 것이 바람직하다.

본 발명의 동 합금판은, 고강도를 달성하기 위해 질량％로 0.005 내지 5.0％의 Sn을, 혹은 땜납 및 Sn 도금의 내열 박리성 개선을 위해 질량％로 0.005 내지 3.0％의 Zn을 각각 더 함유해도 좋다.

본 발명의 동 합금판은, 또한 S : 20ppm 이하, Pb : 20ppm 이하로 각각 규제하는 것이 바람직하다.

본 발명의 동 합금판은, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 것이 바람직하다.

본 발명의 동 합금판은, 질량％로, Mn, Mg, Ca 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.0001 내지 1.0％ 더 함유해도 좋다.

본 발명의 동 합금판은, 질량％로, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.001 내지 1.0％ 더 함유해도 좋다.

본 발명의 동 합금판은, 질량％로, Mn, Mg, Ca 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.0001 내지 1.0％와, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.001 내지 1.0％를 각각 더 함유하는 동시에, 이들 함유하는 원소의 합계 함유량을 1.0％ 이하로 하여, 함유해도 좋다.

본 발명의 동 합금판은, 또한 Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al, V, Y, Mo, Pb, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량을 이들 원소 전체의 합계 0.1질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판의 요지는, 질량％로, Fe : 0.01 내지 0.50％, P : 0.01 내지 0.15％를 각각 함유하고, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동 합금판으로서, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상이며, 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상인 것으로 한다.

또한, 상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판의 요지는, 질량％로, Fe : 0.01 내지 0.50％, P : 0.01 내지 0.15％를 각각 함유하고, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 압연 방향에 대하여 직교하는 판폭 방향을 길이 방향으로 하여 채취한 시험편의 인장 시험에 의해 구해지는, 인장 탄성율이 120GPa를 초과하는 동시에, 균일 신장과 전체 신장의 비, 균일 신장/전체 신장이 0.50 미만인 것으로 한다.

또한, 상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 전기 전자 부품용 동 합금판의 요지는, 질량％로, Fe : 0.01 내지 0.50％, P : 0.01 내지 0.15％, C : 3 내지 15ppm을 각각 함유하고, O : 40ppm 이하, H : 1.0ppm 이하로 각각 규제한 것이다.

본 발명의 동 합금판은, 여러가지 전기 전자 부품용에 적용 가능하나, 특히 반도체 부품인 반도체 리드 프레임 용도에 사용되는 것이 바람직하다.

본 발명 동 합금판은, 고강도화의 목표로서, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상으로 한다. 또한, 동 합금판에 있어서의 도전율은 판의 강도에 상관하는 것이며, 본 발명에서도 고강도가 될수록 도전율은 필연적으로 낮아지기는 하나, 실용화에 지장은 없다. 따라서, 본 발명에서 말하는 고도전율이란, 고강도인 것에 비해 도전율이 비교적 높다는 정도의 의미이다.

본 발명에서는, 고강도이고, 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막을 갖는 Cu-Fe-P계 동 합금판의 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)를 제어하여 산화막 밀착성을 향상시킨다.

거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)는, 후술하는 수식으로 나타낸 바와 같이 표면 거칠기 측정의 JIS BO601로 정의된, 공지된 것이며, 표면 거칠기의 요철[구름원 굴곡 곡선Z(x)의 곡선]의 뾰족한 상태를 나타내고 있다.

예를 들어, 도 1의 (a)에 도시한 바와 같이, Rku가 5.0을 초과하여 클 경우에는 표면 거칠기의 요철 곡선[구름원 굴곡 곡선Z(x)의 곡선]이 뾰족하게 되어 있거나, 혹은 급격한 곡선으로 되어 있다. 이에 대해, 도 1의 (b)에 도시한 바와 같이 본 발명과 같이 Rku가 5.0 이하로 작은 경우에는 표면 거칠기의 요철 곡선[구름원 굴곡 곡선Z(x)의 곡선]이 비교적 둥글게 되어 있거나, 혹은 매끄러운 곡선으로 되어 있다.

본 발명자들의 발견에 따르면, 이와 같이 Rku를 5.0 이하로 하여, 표면 거칠기의 요철 곡선[구름원 굴곡 곡선Z(x)의 곡선]이 비교적 둥글게 되어 있거나, 혹은 매끄러운 곡선으로 되어 있는 쪽이 Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성을 향상시킬 수 있다.

여기에서는, 오히려 Rku가 5.0을 초과한 도 1의 (a)와 같은 표면 거칠기의 요철이 뾰족하게 되어 있거나, 혹은 급격한 곡선으로 되어 있는 경우쪽이 앵커 효과가 발휘되어 산화막 밀착성을 향상시키는 것으로도 생각된다. 이 점, 왜 도 1의 (b)에 도시한, 표면 거칠기의 요철이 비교적 둥글게 되어 있거나, 혹은 매끄러운 곡선으로 되어 있는 쪽이 Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성을 향상시킬 수 있는 것인지는, 현 시점에서는 불분명하다.

단, 본 발명에서는 종래 기술과 같이 Fe의 함유량을 많게 하여 다른 문제를 발생시키지 않아도 Cu-Fc-P계 조성을 갖는 동 합금판의 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)를 제어한다고 하는 간편한 수단으로 Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성을 향상시킬 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서의 동 합금판의 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)는 중심선 평균 거칠기(Ra)나 최대 높이(Rmax)와는 독립된 기술적인 요소이다. 즉 상기한 종래의 특허 문헌2, 3과 같이 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛ 이하로 하여, 동 합금판 표면을 평활화한 경우에도 Rku가 5.0을 초과하는 경우도 있는가 하면 Rku가 5.0 이하로 되는 경우도 있다.

바꾸어 말하면, 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛ 이하로, 동 합금판 표면을 평활화한 경우에도 결코 필연적으로는 Rku는 5.0 이하가 되지 않고, 벗어나거나 내지 이보다 커질 가능성도 높다. 따라서, 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛ 이하로 한 경우에도 동 합금판 표면의 Rku가 5.0 이하로 되어 있는지의 여부는, 실제로 Rku를 측정해 보지 않으면 일절 불분명하다.

이 사실은, 후술하는 바와 같이 중심선 평균 거칠기(Ra)와 최대 높이(Rmax)가 동일해도 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)에 따라 Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성에 큰 차가 발생하는 사실에 의해 뒷받침된다. 또한, 후술하는 바와 같이, 상기한 종래의 특허 문헌2, 3과 같은 압연 롤의 표면 거칠기 제어와 같은 물리적인 처리 레벨에서는 Rku는 5.0 이하로 제어할 수 없어, 화학적 에칭을 수반하는 세정 처리를 행하여 비로소 제어 가능하다는 사실로부터도 뒷받침된다.

또한, 본 발명에 따르면, Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값을 상기 0.3 이상의 일정값 이상으로 하여, 인장 강도가 500MPa 이상인 고강도 동 합금판이어도 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있다.

여기서, 동 이외의, 강판이나 알루미늄 합금판의 분야에 있어서, r값을 향상시켜 고강도의 강판이나 알루미늄 합금판이어도 굽힘 가공성을 향상시키는 것은 공지이다. 그러나, 동 합금, 특히 Cu-Fe-P계 동 합금판에서는 r값에 착안하여 굽힘 가공성을 향상시키는 것은 반드시 공지인 것은 아니었다.

그 이유는, 상기한 종래 기술과 같이 Cu-Fe-P계 동 합금판 분야에서는 굽힘 가공성 향상을 위해 결정립 미세화나, 정?석출물의 분산 상태 제어, 그리고 집합 조직의 제어 등 동 합금판의 결정 방위 분포 밀도의 제어 등이 주류이었기 때문으로 추고된다. 또한, Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서는 굽힘 가공성 향상을 위해서는 r값 이외의 요소의 영향이 커서, r값은 굽힘 가공성 향상에 그다지 효과가 없다,라는 상식이 있었기 때문으로도 추고된다.

상기한 바와 같이, 다른 콜슨 합금 등과 달리, 고용 강화 원소의 함유량에 큰 한계가 있는 Cu-Fe-P계 동 합금판에서는 고강도화는, 필연적으로 냉간 압연의 가공율 증가에 따른 강 가공에 의한 가공 경화량 증대로 행할 수 밖에 없다.

이 냉간 압연의 강 가공에서는, 당연히 결정 입경이 압연 방향으로 크게(길게) 신장된 결정 방위가 큰 이방성을 갖게 된다. 이 때문에, 특히 압연 방향에 대하여 평행 방향의 굽힘 가공성이 현저하게 저하되는 것이 알려져 있다. 따라서, 이 굽힘 가공성을 향상시키기 위해, 당연히 굽힘 가공성 저하의 큰 원인으로 되어 있는 상기 결정 방위가 큰 이방성, 즉 동 합금판의 결정 방위 분포 밀도를 제어하는 것이 당업자 사이에서 큰 관심사가 된다.

그러나, 이와 같은 동 합금판의 결정 방위 분포 밀도 제어는 원하는 굽힘 가공성을 얻기 위해 각 결정 방위를 원하는 분포 밀도로 제어하는 것, 즉 실제로 제조하는 것이 매우 어렵다.

이에 대해, 본 발명에서는 Cu-Fe-P계 동 합금판의 r값을 향상시켜, 고강도 동 합금판이라도 굽힘 가공성을 향상시킨다. r값은 소성 왜곡비라고도 하며, Cu-Fe-P계 동 합금판 등의 재료의 인장 시험에 있어서의, 재료의 판 폭과 판 두께의 감소의 비율을 나타내고 있다. 재료의 판 폭의 감소에 대한 판 두께의 감소의 비율이 작으면 r값은 커진다. 이 점, 굽힘 가공성쪽도, 재료의 판 폭의 감소에 대한 판 두께의 감소의 비율이 작을수록 좋아지므로, Cu-Fe-P계 동 합금판 등의 재료로서는, r값이 클수록 파단되기 어려워 굽힘 가공성이 향상되게 된다.

이러한 굽힘 가공성과 r값의 상관 내지 귀결은, 다른 한편으로 r값이 공지와 같이 소성 이방성을 나타내는 지표로서, 상기 결정 방위 분포 밀도와 밀접한 관계를 갖는 점에서도 뒷받침된다.

단, 이와 같이 Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서, 굽힘 가공성과 r값의 상관이 비록 있었다고 해도 상기한 바와 같이 r값에 굽힘 가공성을 실제로 향상시킬 만큼의 효과가 있는지의 여부는 전혀 다른 문제가 된다. 또한, 이 r값을 굽힘 가공성을 향상시키는 만큼 향상시킬 수 있는지의 여부도, 전혀 다른 문제가 된다. 즉, Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서, r값을 향상시켜 굽힘 가공성을 향상시키는 것은 실제로 해 보지 않으면 모르는 과제이다.

이 점, 본 발명에서는, 후술하는 바와 같이, 냉간 압연 후의 저온 어닐링을 연속 어닐링으로 행하고, 이 때에 적절한 장력을 통판 중의 판에 가한다고 하는 특별한 방법(수단) 등에 의해, Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값을 상기 0.3 이상의 일정값 이상으로 한다. 그리고, 인장 강도가 500MPa 이상인 고강도 동 합금판이라도 굽힘 가공성을 향상시킨다.

또한, 본 발명에서는 인장 강도가 500MPa 이상으로 고강도화된 Cu-Fe-P계 동 합금판에서는, 특허 문헌6이나 8 등의 집합 조직 제어가 아니라, 인장 시험에 의해 구해지는, 인장 탄성율이나, 균일 신장과 전체 신장의 비 등의 인장 특성이 프레스 펀칭성에 크게 영향을 미치는 것을 경험했다.

인장 시험에 의해 구해지는, 인장 탄성율이 클수록 프레스 펀칭성이 향상된다. 또한, 균일 신장과 전체 신장의 비가 작을수록 프레스 펀칭성이 향상된다. 단, 본 발명에서 규정하는, 이들 인장 특성은, 현 시점에서는 Cu-Fe-P계 동 합금판의 조직, 즉 석출물의 상태(석출물량이나 석출물의 크기 등) 혹은 집합 조직 등과의 명료한 상관 관계가 불분명하다. 따라서, 본 발명에서는 프레스 펀칭성을 향상시키는 요건으로서, Cu-Fe-P계 동 합금판의 조직은 정성적으로도 정량적으로도 규정하기 어렵다.

또한, 본 발명에서 규정하는, 이들 인장 특성은 당연히 Cu-Fe-P계 동 합금판의 성분 조성에 의해 큰 영향을 받으나, 제조 방법이나 조건에 따라서도 크게 영향을 받아, 성분 조성만으로는 결정되지 않는다. 즉, 본 발명에서 규정하는, 이들 인장 특성은, 후술하는 바와 같이 Cu-Fe-P계 동 합금판의, 열연 전의 균질화 열처리 혹은 가열 처리, 열간 압연 후의 수냉 개시 온도, 중간 어닐링 온도, 최종 연속 어닐링 시의 통판 속도 등의 제조 방법이나 조건에 의해 크게 영향을 받는다.

게다가, 본 발명에서 규정하는, 이들 인장 특성은 뱃치식의 최종 어닐링으로는 얻어지기 어려워, 판(코일)을 연속적으로 노 내에 통판하면서 처리하는 연속 어닐링이 아니면 얻어지기 어렵다.

이 때문에, 본 발명에서는 Cu-Fe-P계 동 합금판의 양호한 프레스 펀칭성을 보증하기 위해 성분 조성과 함께, 상기와 같이 인장 탄성율이나 균일 신장과 전체 신장의 비 등의 인장 특성으로 Cu-Fe-P계 동 합금판을 규정한다.

본 발명은, Cu-Fe-P계 동 합금판에, 자연스럽게 혼입되는 양 이상의 함유량이나, 절대량으로서는 극미량의 탄소(C)를 함유시키는 것을, 최대의 특징으로 한다.

본 발명에서는, 이 함유 탄소의 작용에 의해, Cu-Fe-P계 동 합금판 중에 존재하는, 산소(O), 수소(H)의 응집을 억제하고, 개재물이나 포어의 기점을 증가시킨다. 그리고, 생성되는 개재물이나 포어의 사이즈를 미세화시켜서, 이들 개재물이나 포어가 상기한 도금의 이상 석출의 기점(원인)이 되는 것을 방지한다. 그 결과 Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서의, 고강도화와, 도금의 이상 석출을 방지하는 우수한 도금성을 양립시킨다.

단, 이 C의 작용 효과를 보증하기 위해, C의 함유량과 함께 Cu-Fe-P계 동 합금판의 O, H의 함유량의 상한을, 전제로서 규정한다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면 고강도화시킨 데다가, 산화막 밀착성도 우수하고, 이들 특성을 양립(겸비)시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공할 수 있다. 그 결과, 반도체 패키지의 조립 시의 수지와 다이 패드와의 밀착성이 높아, 패키지의 신뢰성이 높은 반도체 모재를 제공할 수 있다. 따라서, 소형화 및 경량화된 전기 전자 부품용으로서, 반도체 장치용 리드 프레임 이외에도 리드 프레임, 커넥터, 단자, 스위치, 릴레이 등의, 고강도화와, 산화막 밀착성=패키지의 신뢰성이 요구되는 용도에 적용할 수 있다.

또한, 본 발명에 따르면 고강도화시킨 데다가 굽힘 가공성도 우수하고, 이들 특성을 양립(겸비)시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공할 수 있다. 그 결과, 신뢰성이 높은 반도체 모재를 제공할 수 있다. 따라서, 소형화 및 경량화된 전기 전자 부품용으로서 반도체 장치용 리드 프레임 이외에도, 리드 프레임, 커넥터, 단자, 스위치, 릴레이 등의 고강도화와, 굽힘 가공성이 요구되는 용도에 적용할 수 있다.

또한, 본 발명에 따르면 고강도화시킨 데다가 프레스 펀칭성도 우수하고, 이들 특성을 양립(겸비)시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공할 수 있다. 그 결과, 소형화 및 경량화된 전기 전자 부품용으로서, 반도체 장치용 리드 프레임 이외에도 리드 프레임, 커넥터, 단자, 스위치, 릴레이 등의 고강도화와, 엄격한 굽힘 가공성이 요구되는 용도에 적용할 수 있다.

또한, 본 발명에 따르면, 고강도화시킨 데다가 도금성도 우수하고, 이들 특성을 양립(겸비)시킨 Cu-Fe-P계 동 합금판을 제공할 수 있다. 그 결과, 소형화 및 경량화된 전기 전자 부품용으로서 반도체 장치용 리드 프레임 이외에도 리드 프레임, 코넥터, 단자, 스위치, 릴레이 등의 고강도화와, 엄격한 굽힘 가공성이 요구되는 용도에 적용할 수 있다.

도 1은 본 발명에서 규정하는, 동 합금판 표면 거칠기에 있어서의, 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)를 도시하는 설명도이다.
도 2는 전체 단면율의 측정 방법을 도시하는 설명도이다.
도 3은 도금의 이상 석출을 도시하는 동 합금판 표면의 도면 대용 사진이다.

이하에, 반도체 리드 프레임용 등으로서, 필요한 특성을 만족시키기 위한, 본 발명의 Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서의 각 요건의 의의나 실시 형태를 구체적으로 설명한다.

<제1 실시 형태 : 고강도이고, 또한 패키지?크랙이나 박리의 문제에 대처하기 위해, 산화막 밀착성을 향상시킨 Cu-Fe-P계의 동 합금판>

(표면 거칠기)

본 발명에서는, Cu-Fe-P계 동 합금판의 표면 거칠기의 전제적인 요건으로서, JIS B0601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의, 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 및 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하인 것으로 한다. 바람직하게는, 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.1㎛ 이하, 및 최대 높이(Rmax)가 1.0㎛ 이하이다.

중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛를 초과하거나, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛를 초과하면, Cu-Fe-P계 동 합금판의 표면이 평활하지 않고 너무 거칠어, 리드 프레임에 요구되는 기본 특성을 저해시킨다. 즉, 리드 프레임 반도체 칩으로의 Ag 페이스트 등의 가열 접착 혹은 Au, Ag 등의 도금 처리나 솔더링 혹은 Ag 브레이징 등을 저해한다. 또한, 화학적 에칭을 수반하는 세정 처리에 의해서도 Cu-Fe-P계 동 합금판 표면의 Rku를 5.0 이하로 하는 제어가 곤란해진다.

(Rku)

본 발명에서는, 이상의 전제에 기초하여 Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성을 향상시키기 위해, JIS BO601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의, 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0 이하인 것으로 한다. Rku가 5.0을 초과한 경우, Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성을 향상시킬 수 없다. 바람직하게는, Rku는 4.5 이하이다.

거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)는, JIS BO1601에 있어서, 하기 수식에 나타낸 바와 같이, 측정 대상물 표면의 기준 길이(lr)에 있어서의, 구름원 굴곡 곡선Z(x)의 4승 평균을, 2승 평균 평방근(Rq)의 4승으로 나눈 것으로 정의된다.

이 Rku는, 도 1에 도시한 바와 같이 표면 거칠기의 요철 곡선[구름원 굴곡 곡선Z(x)]의 높이 방향의 특징의 평균 파라미터를 나타내고 있다.

이 높이 방향의 특징이 첨도이며, Rku가 5.0을 초과하여 클 경우에는 도 1의 (a)에 도시한 바와 같이 표면 거칠기의 요철 곡선[구름원 굴곡 곡선Z(x)의 곡선]이 뾰족하게 되어 있거나, 혹은 급격한 곡선으로 되어 있다. 이에 대해, 도 1의 (b)에 도시한 바와 같이, 본 발명과 같이 Rku가 5.0 이하의 작은 경우에는 표면 거칠기의 요철 곡선이 비교적 둥글게 되어 있거나, 혹은 매끄러운 곡선으로 되어 있다.

이에 대해, 표면 거칠기의 지표로서 범용되는, 상기 중심선 평균 거칠기(Ra)는, 도 1의 표면 거칠기의 요철 곡선으로 말하면 높이 방향의 진폭의 높이의 평균 파라미터, 상기 최대 높이(Rmax)는 높이 방향의 진폭의 최대 높이의 파라미터이다. 따라서, 본 발명의 Rku가 이들 중심선 평균 거칠기(Ra)나 최대 높이(Rmax)에 관계없는 독립된 값이며, 도 1의 (a), (b)에 도시된 바와 같이 비록 Ra나 Rmax가 동일해도, Rku가 크게 다른 것을 이해할 수 있다.

또한, JIS BO601에 있어서, 이 높이 방향의 특징의 평균 파라미터를 나타내는 것으로서는, Rku 이외에, Pku : 단면 곡선의 첨도(kurtosis), Wku : 굴곡 곡선의 첨도(kurtosis) 등이 있다. 그러나, 이들 Pku, Wku는, 본 발명의 Rku 만큼은 Cu-Fe-P계 동 합금판의 보다 고온 하의 가열로 생성된 산화막의 산화막 밀착성과의 상관성이 깊지 않다. 이 때문에, 본 발명에서는, 표면 거칠기(곡선)의 높이 방향의 특징의 평균 파라미터 중에서 Rku를 선택하여 규정한다.

본 발명에 있어서, Cu-Fe-P계 동 합금판 표면의 제어는, 우선 압연 롤의 표면 거칠기 제어와 같은 물리적인 처리 레벨에서, 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛ 이하로 제어한다. 그런 후에, Rku는, 후술하는 바와 같이 화학적 에칭을 수반하는 세정 처리에 의해 Rku를 5.0 이하로 한다.

(r값)

또한, 본 발명에 있어서는 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상인 것이 바람직하다. 이렇게 r값이 0.3 이상인 것에 의해, 상기 특성에 더하여, 더욱 굽힘 가공성이 우수한 동 합금판이 얻어진다. r값의 측정 방법 등에 대해서는 후술한다.

(인장 탄성율?균일 신장/전체 신장)

또한, 본 발명에 있어서는, 동 합금판이 압연 방향에 대하여 직교하는 판폭 방향을 길이 방향으로 하여 채취한 시험편의 인장 시험에 의해 구해지는, 인장 탄성율이 120GPa를 초과하는 동시에, 균일 신장과 전체 신장의 비, 균일 신장/전체 신장이 0.50 미만인 것이 바람직하다. 이러한 특징을 더 구비함으로써, 상기 특성에 더하여, 더욱 프레스 펀칭성이 우수한 동 합금판이 얻어진다. 인장 탄성율?균일 신장/전체 신장에 관한 상세 사항에 대해서는 후술한다.

(동 합금판의 성분 조성)

본 발명에서는, 반도체 리드 프레임용 등으로서, 인장 강도가 500MPa 이상인 고강도나, 경도가 150Hv 이상 등의 기본 특성을 갖는 것이 바람직하다. 그리고, 이들 기본 특성을 만족한 후에, 혹은 이들 기본 특성을 저하시키지 않는 것을 전제로, 도금의 이상 석출을 방지하는 우수한 도금성을 갖는다. 이 때문에, Cu-Fe-P계 동 합금판으로서, 질량％로, Fe의 함유량이 0.01 내지 0.50％의 범위, P의 함유량이 0.01 내지 0.15％의 범위로 한, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 기본 조성으로 한다.

이 기본 조성에 대하여, 후술하는 Zn, Sn 등의 원소를 선택적으로 더 함유시켜도 좋다. 또한, 기재하는 이외의 원소(불순물 원소)도, 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유를 허용한다. 또한, 이들 합금 원소나 불순물 원소의 함유량의 표시 ％는 모두 질량％의 의미이다.

(Fe)

Fe는, Fe 또는 Fe기 금속간 화합물로서 석출되어, 동 합금의 강도나 내열성을 향상시키는 주요 원소이다. Fe의 함유량이 너무 적으면 화합물의 석출이 불충분하기 때문에 강도 향상으로의 기여가 부족하여 도전율의 향상은 만족되기는 하나, 최종 냉간 압연을 강 가공측에서 행해도 강도가 부족하다. 한편, Fe의 함유량이 너무 많으면 도전율이 저하된다. 또한, 강도도 내열성도 도리어 저하된다. 따라서, Fe의 함유량은 0.01 내지 0.50％, 바람직하게는 0.15 내지 0.35％의 범위로 한다.

(P)

P는 탈산 작용이 있는 외에, Fe와 화합물을 형성하여 동 합금을 고강도화시키는 주요 원소이다. P 함유량이 너무 적으면, 화합물의 석출이 불충분하기 때문에 강도 향상으로의 기여가 부족하여 도전율의 향상은 만족되기는 하나, 최종 냉간 압연을 강 가공측에서 행해도 강도가 부족하다. 한편, P 함유량이 너무 많으면, 도전성이 저하될 뿐만 아니라, 열간 가공성이 저하되어 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, P의 함유량은 0.01 내지 0.15％, 바람직하게는 0.05 내지 0.12％의 범위로 한다.

(C, O, H)

또한, 본 발명에 있어서는, C : 3 내지 15ppm을 더 함유하고, O : 40ppm 이하, H : 1.0ppm 이하로 각각 규제하는 것이 바람직하다. C, O 및 H를 상기 범위로 함으로써, 상기 특성에 더하여 더욱 도금성이 우수한 동 합금판이 얻어진다. C, O 및 H양에 관한 상세 사항에 대해서는 후술한다.

(Zn)

Zn은 리드 프레임 등에 필요한, 동 합금의 땜납 및 Sr 도금의 내열 박리성을 개선하여 이들 효과가 필요할 경우의 선택적인 첨가 원소이다. Zn의 함유량이 0.005％ 미만인 경우에는 원하는 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 3.0％를 초과하면 땜납 젖음성이 저하될 뿐만 아니라, 도전율의 저하도 커진다. 따라서, 선택적으로 함유시킬 경우의 Zn의 함유량은, 용도에 요구되는 도전율과 땜납 및 Sn 도금의 내열 박리성의 밸런스에 따라(밸런스를 고려해서), 0.005 내지 3.0％의 범위로부터 선택적으로 함유시키는 것으로 한다.

(Sn)

Sn은 동 합금의 강도 향상에 기여하여, 이들 효과가 필요할 경우의 선택적인 첨가 원소이다. Sn의 함유량이 0.001％ 미만인 경우에는 고강도화에 기여하지 않는다. 한편, Sn의 함유량이 많아지면 그 효과가 포화되어, 반대로 도전율의 저하를 초래한다. 따라서, 선택적으로 함유시키는 경우의 Sn 함유량은 용도에 요구되는 강도(경도)와 도전율의 밸런스에 따라(밸런스를 고려해서), 0.001 내지 5.0％의 범위로부터 선택적으로 함유시키는 것으로 한다.

(S, Pb)

본 발명 동 합금판에서는, 또한 S : 20ppm 이하, Pb : 20ppm 이하로 각각 규제하는 것이 바람직하다. S, Pb는 반도체 리드 프레임용 등으로서의 강도, 경도, 도전율 등의 기본 특성을 저해하는 동시에, Ag 도금성 등도 저해한다.

(Mn, Mg, Ca양)

Mn, Mg, Ca는, 동 합금의 열간 가공성의 향상에 기여하므로, 이들 효과가 필요한 경우에 선택적으로 함유된다. Mn, Mg, Ca의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 합계 0.0001％ 미만인 경우 원하는 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 그 함유량이 합계 1.0％를 초과하면 조대한 정출물이나 산화물이 생성되어 강도나 내열성을 저하시킬 뿐만 아니라 도전율의 저하도 심해진다. 따라서 이들 원소의 함유량은 총량 0.0001 내지 1.0％의 범위에서 선택적으로 함유시킨다.

(Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt량)

이들 성분은 동 합금의 강도를 향상시키는 효과가 있으므로, 이들 효과가 필요한 경우에 선택적으로 함유된다. 이들 성분의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 합계 0.001％ 미만인 경우 원하는 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 그 함유량이 합계 1.0％를 초가하면 조대한 정출물이나 산화물이 생성되어 강도나 내열성을 저하시킬뿐만 아니라, 도전율의 저하도 심해져 바람직하지 못하다. 따라서, 이들 원소의 함유량은 합계 0.001 내지 1.0％의 범위에서 선택적으로 함유시킨다. 또한, 이들 성분을 상기 Mn, Mg, Ca와 함께 함유할 경우, 이들 함유하는 원소의 합계 함유량은 1.0％ 이하로 한다.

(Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, Si, Nb, Al, V, Y, Mo, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈).

이들 성분은 불순물 원소이며, 이들 원소의 함유량의 합계가 0.1％를 초과한 경우, 조대한 정출물이나 산화물이 생성되어 강도나 내열성을 저하시킨다. 따라서, 이들 원소의 함유량은 합계 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(제조 조건)

다음에, 동 합금판 조직을 상기 본 발명 규정의 조직으로 하기 위한 바람직한 제조 조건에 대하여 이하에 설명한다. 본 발명의 동 합금판은, 상기 표면의 Ra, Rmax, Rku를 제어하기 위한, 후술하는 바람직한 냉연이나 세정 조건을 제외하고 통상의 제조 공정 자체를 크게 바꾸는 것은 불필요하여 상법과 같은 공정으로 제조할 수 있다.

즉, 우선 상기 바람직한 성분 조성으로 조정한 동 합금 용탕을 주조한다. 그리고, 주괴를 면삭 후, 가열 또는 균질화 열처리한 후에 열간 압연하고, 열연 후의 판을 수냉한다. 이 열간 압연은 통상의 조건이면 된다.

그 후, 중간 압연이라고 하는 1차 냉간 압연하고, 어닐링, 세정 후, 또한 마무리(최종) 냉간 압연, 저온 어닐링(최종 어닐링, 마무리 어닐링)하여 제품 판 두께의 동 합금판 등으로 한다. 이들 어닐링과 냉간 압연을 반복하여 행해도 된다. 예를 들어, 리드 프레임 등의 반도체용 재료에 사용되는 동 합금판의 경우에는 제품 판 두께가 0.1 내지 0.4㎜ 정도이다.

또한, 1차 냉간 압연 전에 동 합금판의 용체화 처리 및 수냉에 의한 켄칭 처리를 행해도 좋다. 이때, 용체화 처리 온도는, 예를 들어 750 내지 1000℃의 범위로부터 선택된다.

(최종 냉간 압연)

최종 냉간 압연도 상법에 따른다. 고용 강화 원소의 함유량에 큰 한계가 있는 Cu-Fe-P계 동 합금판이며, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 고강도를 얻기 위해, 그때까지의 냉간 압연의 가공율과의 관계에 의해 최종 냉간 압연의 가공율을 강 가공측으로 결정한다.

또한, 최종 냉간 압연의 1패스당 최소 압하율(냉연율)을 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 최종 냉간 압연의 1패스당의 최소 압하율이 20％보다 낮으면 판 두께 왜곡이 커져 굽힘 가공성이 저하된다.

단, 이 최종 냉간 압연 시에는 Cu-Fe-P계 동 합금판 표면의 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛ 이하로 제어하기 위해 사용하는 압연 롤의 표면 거칠기를 제어한다.

구체적으로는, 압연 롤 표면 거칠기를 압연 후의 동 합금판 표면과 동일하게, 중심선 평균 거칠기(Ra) : 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax) : 1.5㎛ 이하로 미세하게 한 브라이트 롤(표면 연마 롤) 등을 사용한다.

(최종 어닐링)

최종 냉간 압연에 의해, 중심선 평균 거칠기(Ra)를 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax)를 1.5㎛ 이하로 표면이 제어된 Cu-Fe-P계 동 합금판은 저온에서의 최종 어닐링을 연속적인 열처리노에서 행하는 것이 바람직하다. 이 연속적인 열처리노에서의 최종 어닐링 조건은 100 내지 400℃에서 0.2분 이상 300분 이하의 저온 조건으로 하는 것이 바람직하다. 통상의 리드 프레임에 사용되는 동 합금판의 제조 방법으로는 강도가 저하되기 때문에 왜곡 제거를 위한 어닐링(350℃×20초 정도)을 제외하고, 최종 냉간 압연 후에 최종 어닐링은 하지 않는다. 그러나, 본 발명에서는 상기 냉간 압연 조건에 의해, 또한 최종 어닐링의 저온화에 의해 이 강도 저하가 억제된다. 그리고, 최종 어닐링을 저온에서 행함으로써 굽힘 가공성 등이 향상된다.

어닐링 온도가 100℃보다도 낮은 온도나, 어닐링 시간이 0.2분 미만의 시간 조건, 혹은 이 저온 어닐링을 하지 않는 조건에서는 동 합금판의 조직?특성은 최종 냉연 후의 상태로부터 대부분 변화되지 않을 가능성이 높다. 반대로, 어닐링 온도가 400℃를 초과하는 온도나, 어닐링 시간이 300분을 초과하는 시간으로 어닐링을 행하면, 재결정이 발생하여 전위의 재배열이나 회복 현상이 과도하게 발생되어 석출물도 조대화되기 때문에 프레스 펀칭성이나 강도가 저하될 가능성이 높다.

(세정 처리)

이 최종 어닐링 후에, Cu-Fe-P계 동 합금판은, 화학적 에칭을 수반하는 세정 처리에 의해, Rku를 5.0 이하로 표면 제어한다. 이 세정 처리는, Rku를 5.0 이하로 할 수 있는, 화학적 에칭을 수반하는 세정 처리이면 시판되는 세정제를 적절하게 사용할 수 있다.

단, 확실하게 Rku를 5.0 이하로 할 수 있는 수단으로서, 농도가 5 내지 50질량％의 황산 수용액(실온)에, 1 내지 60초간 동 합금판을 침지하는, 산에칭을 수반하는 세정 처리가 바람직하다. 황산 농도가 5질량％ 미만, 침지 시간이 1초 미만에서는 모상 표면의 세정 내지 에칭이 불충분해져 Rku를 5.0 이하로 할 수 없을 가능성이 높다. 한편, 황산 농도가 50질량％, 침지 시간이 60초를 초과해도, 모상 표면의 세정 내지 에칭이 불균일해져 역시 Rku를 5.0 이하로 할 수 없을 가능성이 높다.

<제2 실시 형태 : 고강도이고 우수한 굽힘 가공성을 구비한 Cu-Fe-P계의 동 합금판>

(r값)

본 발명에서는, 상기한 바와 같이 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 Cu-Fe-P계 동 합금판의 굽힘 가공성을 향상시키기 위해 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값을 0.3 이상으로 한다. r값은, 바람직하게는 0.35 이상 0.5 이하이다.

상기한 바와 같이, 냉간 압연의 가공율 증가에 따른 강 가공에 의한 가공 경화량 증대로 고강도화를 행하는 Cu-Fe-P계 동 합금판에서는 결정 입경이 압연 방향으로 크게(길게) 신장된 결정 방위가 큰 이방성을 갖는다.

그 결과, 냉간 압연 후의 Cu-Fe-P계 동 합금판에서는 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값보다도 압연 방향에 대하여 직각 방향의 r값쪽이 필연적으로 높아진다.

본 발명의 Cu-Fe-P계 동 합금판의 상기한 리드 프레임 등의 용도에서는 그 굽힘 가공은, 오로지 압연 방향에 대하여 평행 방향의 굽힘 가공, 즉 Good Way(굽힘축이 압연 방향에 직각) 굽힘이 행하여진다.

따라서, 본 발명에서는 주로 이 Good Way 굽힘을 향상시키기 위해, r값이 필연적으로 낮아지는, 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향측의 r값을 규정한다. 바꾸어 말하면, 상기 고강도화를 위한 냉간 압연에 의해, 필연적으로 낮아지는 측의 r값(동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향)을 높게 해주면, 동일하게 필연적으로 높아지는 측의 r값(압연 방향에 대하여 직각 방향)은 보다 높아진다.

예를 들어, 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값을 0.3 이상으로 해 주면 압연 방향에 대하여 직각 방향의 r값은 대강 0.4 이상으로 필연적으로 높아진다.

(r값 측정)

동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값은 압연 방향에 대하여 평행해지는 방향이 시험편의 길이 방향이 되도록 JIS 5호 시험편을 작성하여 인장 시험을 행한다. 인장 시험은, 재현성을 위해 JIS 5호 시험편을 인장 시험기에 고정하고나서, 신장계를 설치하여 인장 속도 10㎜/min 일정하게 행한다.

r값은 소성 왜곡비로서, 0점으로부터 0.5％ 왜곡 사이에 있어서의 재료의 판 폭과 판 두께의 감소의 비율로부터 구하기 때문에, 종방향 탄성 게이지값L(초기값 L₀)과, 횡방향 탄성 게이지값W(초기값 W₀) 등을 사용하여, 다음 식으로 산출한다.

r값=In(W/W₀)/[In(L/L₀)-In(W/W₀)]

(동 합금판의 성분 조성)

본 발명에서는, 반도체 리드 프레임용 등으로서, 인장 강도가 500MPa 이상인 고강도나, 경도가 150Hv 이상 등의 기본 특성을 가질 필요가 있다. 그리고, 이들 기본 특성을 만족한 후에, 혹은 이들 기본 특성을 저하시키지 않는 것을 전제로, 도금의 이상 석출을 방지하는 우수한 도금성을 갖는다. 이 때문에, Cu-Fe-P계 동 합금판으로서, 질량％로, Fe의 함유량이 0.01 내지 0.50％의 범위, P의 함유량이 0.01 내지 0.15％의 범위로 한, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 기본 조성으로 한다.

이 기본 조성에 대하여, 후술하는 Zn, Sn 등의 원소를, 선택적으로 더 함유시켜도 좋다. 또한, 기재하는 이외의 원소(불순물 원소)도 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유를 허용한다. 또한, 이들 합금 원소나 불순물 원소의 함유량의 표시 ％는 모두 질량％의 의미이다.

(Fe)

Fe는 Fe 또는 Fe기 금속간 화합물로서 석출되어 동 합금의 강도나 내열성을 향상시키는 주요 원소이다. Fe의 함유량이 너무 적으면 강도 향상으로의 기여가 부족하여 도전율의 향상은 만족되기는 하나, 최종 냉간 압연을 강 가공측에서 행해도 강도가 부족하다. 한편, Fe의 함유량이 너무 많으면 도전율이 저하된다. 또한, 정출물량이 증가되어 파단의 기점이 되기 때문에 강도나 내열성도 도리어 저하되어, 강도에 비해 굽힘 가공성이 낮아진다. 따라서, Fe의 함유량은 0.01 내지 0.50％, 바람직하게는 0.15 내지 0.35％의 범위로 한다.

(P)

P는 탈산 작용이 있는 외에 Fe와 화합물을 형성하여 동 합금을 고강도화시키는 주요 원소이다. P 함유량이 너무 적으면, 화합물의 석출이 불충분하기 때문에 강도 향상으로의 기여가 부족하여 도전율의 향상은 만족되기는 하나, 최종 냉간 압연을 강 가공측에서 행해도 강도가 부족하다. 한편, P 함유량이 너무 많으면 도전성이 저하될 뿐만 아니라, 열간 가공성이 저하되어 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, P의 함유량은 0.01 내지 0.15％, 바람직하게는 0.05 내지 0.12％의 범위로 한다.

(다른 원소)

Zn, Sn, Mn, Mg, Ca, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt, S, Pb, Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, Si, Nb, Al, V, Y, Mo, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량 등에 대해서는, 상기 제1 실시 형태와 마찬가지로 할 수 있다.

(제조 조건)

다음에, 동 합금판 조직을 상기 본 발명 규정의 조직으로 하기 위한, 바람직한 제조 조건에 대하여 이하에 설명한다. 본 발명의 동 합금판은, 상기 r값을 제어하기 위한, 후술하는 바람직한 최종 저온 연속 어닐링 조건을 제외하고, 통상의 제조 공정 자체를 크게 바꾸는 것은 불필요하여 상법과 동일한 공정으로 제조할 수 있다.

그 후, 중간 압연이라는 1차 냉간 압연하고, 어닐링, 세정 후, 또한 마무리(최종) 냉간 압연, 저온 어닐링(최종 어닐링, 마무리 어닐링)하여, 제품 판 두께의 동 합금판 등으로 한다. 이들 어닐링과 냉간 압연을 반복해 행해도 된다. 예를 들어, 리드 프레임 등의 반도체용 재료에 사용되는 동 합금판의 경우에는 제품 판 두께가 0.1 내지 0.4㎜ 정도이다.

또한, 1차 냉간 압연 전에 동 합금판의 용체화 처리 및 수냉에 의한 켄칭 처리를 행해도 좋다. 이때, 용체화 처리 온도는 예를 들어 750 내지 1000℃의 범위로부터 선택된다.

(최종 냉간 압연)

최종 냉간 압연도 상법에 따른다. 단, 상기한 바와 같이, 고용 강화 원소의 함유량에 큰 한계가 있는 Cu-Fe-P계 동 합금판이고, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 고강도를 얻기 위해, 그때까지의 냉간 압연의 가공율과의 관계에 의해 최종 냉간 압연의 가공율을 강 가공측으로 결정한다.

또한, 최종 냉간 압연의 1패스당 최소 압하율(냉연율)을 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 최종 냉간 압연의 1패스당 최소 압하율이 20％보다 낮으면, 판의 폭 방향에 발생하는 압축력이 작기 때문에, 판 두께 편차가 커져, r값이 증가되지 않는다.

(최종 어닐링)

최종 냉간 압연 후의 최종 저온 어닐링 조건은, Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값에 크게 영향을 미친다. 이 점, 본 발명에서는 Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값을 제어하여, 상기 0.3 이상으로 하기 위해 이 저온 어닐링을 연속 어닐링으로 행하고, 이때에 0.1 내지 8㎏f/㎟의 범위의 적절한 장력을 통판 중의 판에 가한다. 이에 의해, 판 두께 변화가 적은 인장 압축 변형이 주어진다. 그 소성 변형에 의해, 판의 r값이 증가된다.

이 장력이 너무 작아, 0.1㎏f/㎟ 미만에서는 설비 조건이나 판 두께에도 의하나, 판에 부하되는 장력이 부족하여 Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상으로 되지 않는다. 또한, 장력이 너무 커, 8㎏f/㎟을 초과한 경우에는 설비 조건이나 판 두께에도 의하나, 상기 0.1 내지 0.4㎜의 얇은 제품 판 두께 범위에서는 통판 중의 판이 파단되기 쉬워진다.

이 최종 저온 연속 어닐링 조건은 이 r값 외에, 신장 등의 기본 특성에도 크게 영향을 미친다. 이 점, 본 발명에서는 신장 등의 특성을 얻기 위해, 이 연속적인 열처리노에서의 최종 연속 어닐링 조건은 100 내지 400℃에서 0.2분 이상 300분 이하의 저온 조건으로 하는 것이 바람직하다. 통상의 리드 프레임에 사용되는 동 합금판의 제조 방법으로는 강도가 저하되기 때문에 왜곡 제거를 위한 어닐링(350℃×20초 정도)을 제외하고, 최종 냉간 압연 후에 최종 어닐링은 하지 않는다. 그러나, 본 발명에서는 최종 어닐링의 저온화에 의해 이 강도 저하가 억제된다. 그리고, 최종 어닐링을 저온에서 행함으로써 굽힘 가공성 등이 향상된다.

연속 어닐링 온도가 100℃보다도 낮은 온도나, 어닐링 시간이 0.2분 미만인 시간 조건, 혹은 이 저온 어닐링을 하지 않는 조건에서는 동 합금판의 조직?특성은 최종 냉연 후의 상태로부터 대부분 변화되지 않을 가능성이 높다. 반대로, 어닐링 온도가 400℃를 초과하는 온도나, 어닐링 시간이 300분을 초과하는 시간에서 어닐링을 행하면 재결정이 발생되어 전위의 재배열이나 회복 현상이 과도하게 발생하여 석출물도 조대화되기 때문에 프레스 펀칭성이나 강도가 저하될 가능성이 높다.

또한, 연속 어닐링에 있어서의 통판 속도를 10 내지 100m/min의 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 이 통판 속도가 너무 느리면, 재료의 회복?재결정이 너무 진행된다. 이 때문에, 강도, 신장이 저하된다. 단, 연속 어닐링로에 있어서의 설비적인 제약(능력 한계)이나, 판 절단의 가능성에서 이 통판 속도를 100m/min을 초과하여 빠르게 할 필요는 없다.

이에 대해, 뱃치식의 최종 어닐링에서는 어닐링 중에 장력을 판에 가하지 않아, Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 향상되지 않는다. 또한, 연속 어닐링에 있어서의 통판 속도가 너무 느린 것과 동일한 이유로 강도, 신장 등의 기본 특성이 얻어지지 않는다.

<제3 실시 형태: 고강도이고, 또한 스탬핑 가공 시의 프레스 펀칭성이 우수한 Cu-Fe-P계의 동 합금판>

이하에, 반도체 리드 프레임용 등으로서, 필요한 특성을 만족하기 위한, 본 발명의 Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서의 각 요건의 의의나 실시 형태를 구체적으로 설명한다.

(동 합금판의 성분 조성)

본 발명에서는, 반도체 리드 프레임용 등으로서, 인장 강도가 500MPa 이상인 고강도나, 경도가 150Hv 이상 등의 기본 특성을 갖는 것이 바람직하다. 그리고, 이들 기본 특성을 만족한 후에, 혹은 이들 기본 특성을 저하시키지 않는 것을 전제로, 양호한 프레스 펀칭성을 달성한다. 이 때문에, Cu-Fe-P계 동 합금판으로서, 질량％로, Fe의 함유량이 0.01 내지 0.50％의 범위, P의 함유량이 0.01 내지 0.15％의 범위로 한, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 기본 조성으로 한다.

본 발명에서는, 이 기본 조성에 대하여, 후술하는 Zn, Sn 등의 원소를, 선택적으로 더 함유시켜도 된다. 또한, 기재하는 이외의 원소(불순물 원소)도, 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유를 허용한다. 또한, 이들 합금 원소나 불순물 원소의 함유량의 표시 ％는 모두 질량％의 의미이다.

(Fe)

Fe는, Fe 또는 Fe기 금속간 화합물로서 석출되어 동 합금의 강도나 내열성을 향상시키는 주요 원소이다. Fe의 함유량이 너무 적으면, 제조 조건에 따라서는, 상기 석출 입자의 생성량이 적어 도전율의 향상은 만족되기는 하나, 강도 향상으로의 기여가 부족하여 강도가 부족하다. 한편, Fe의 함유량이 너무 많으면 도전율이나 Ag 도금성이 저하된다. 따라서, 도전율을 무리하게 증가시키기 위해 상기 석출 입자의 석출량을 늘리려고 하면, 석출 입자의 성장?조대화를 초래한다. 이 때문에, 강도와, 본 발명에서 규정하는 인장 특성을 만족하지 않게 되어 프레스 펀칭성이 저하된다. 따라서, Fe의 함유량은 0.01 내지 0.50％, 바람직하게는 0.15 내지 0.35％의 범위로 한다.

(P)

P는 탈산 작용이 있는 외에, Fe와 화합물을 형성하여 동 합금을 고강도화시키는 주요 원소이다. P 함유량이 너무 적으면, 제조 조건에 따라서는 화합물의 석출이 불충분하기 때문에 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 한편, P 함유량이 너무 많으면, 도전성이 저하될 뿐만 아니라, 본 발명에서 규정하는 인장 특성을 만족하지 않게 되어 열간 가공성이나 프레스 펀칭성이 저하된다. 따라서, P의 함유량은 0.01 내지 0.15％, 바람직하게는 0.05 내지 0.12％의 범위로 한다.

(기타의 원소)

(판의 인장 특성)

본 발명에서는, 이상과 같은 성분 조성을 전제로, Cu-Fe-P계 동 합금판의 압연 방향에 대하여 직교하는 판폭 방향(직각 방향)을 길이 방향으로 하여 채취한 시험편의 인장 시험에 의해 구해지는, 인장 탄성율이나, 균일 신장과 전체 신장의 비등의 인장 특성을 상기와 같이 규정하여 Cu-Fe-P계 동 합금판의 양호한 프레스 펀칭성을 보증하다.

(인장 탄성율)

우선, Cu-Fe-P계 동 합금판의, 인장 시험에 의해 구해지는 인장 탄성율(영률)을 120GPa를 초과하는 것으로 한다. 인장 탄성율(영률)은, 125GPa 이상인 것이 바람직하다. 인장 탄성율이 클수록 프레스 펀칭 시에 판에 부하되는 응력에 대한 축적 왜곡량이 작아진다. 이 때문에, 프레스 펀칭 시에 조기에 펀칭의 파단이 발생하여 전단면율이 작아져 프레스 펀칭성이 향상된다.

한편, 이 인장 탄성율이 120GPa 이하로 낮으면 프레스 펀칭 시에 판에 부하되는 응력에 대한 축적 왜곡량이 커져 펀칭의 파단이 발생하지 않아, 전단면율이 커져 프레스 펀칭성이 저하된다.

이 인장 탄성율이 120GPa 이하로 낮아지는 이유는, 그 밖에도 이유는 생각할 수는 있으나, 특히 Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서는, 후술하는 열연 전의 균질화 열처리 혹은 가열 처리 시에 판 조직의 균질화가 불충분(판 조직이 불균일)한 것이나, 열연 종료 후의 수냉 개시 온도가 너무 낮거나, 혹은 뱃치로 최종 어닐링을 하고 있는 내지 연속으로 최종 어닐링해도 통판 속도가 느릴 경우 등을 주로 들 수 있다.

(균일 신장/전체 신장)

다음에, Cu-Fe-P계 동 합금판의, 인장 시험에 의해 구해지는, 균일 신장과 전체 신장의 비, 균일 신장/전체 신장을 0.50 미만으로 한다. 균일 신장/전체 신장은 0.45 미만으로 하는 것이 바람직하다. 균일 신장/전체 신장이 0.50 이상으로 커질수록, 바꾸어 말하면 전체 신장에 대한 균일 신장의 비율이 클수록 프레스 펀칭 시에 판(재료)이 연성 변형된다. 이 때문에, 펀칭의 파단에 이르기까지의 판의 변형량이 커져 전단면율이 커져 프레스 펀칭성이 저하된다. 이에 대해, 균일 신장/전체 신장이 0.50 미만에서는 프레스 펀칭 시에 조기에 펀칭의 파단이 발생하여 전단면율이 작아져, 프레스 펀칭성이 향상된다.

이 균일 신장/전체 신장이 0.50 이상으로 커지는 이유는 Cu-Fe-P계 동 합금판에서는, 특히 열간 압연 후의 수냉 개시 온도가 너무 높아서 판 조직 중의 석출물량이 부족해지는, 중간 어닐링 온도가 너무 높아서 재료의 회복?재결정이 너무 진행되는, 중간 어닐링 시간이 너무 짧아서 판 조직 중의 석출물량이 부족해지는, 뱃치로 최종 어닐링을 하고 있는 내지 연속으로 최종 어닐링해도 통판 속도가 느린 것 등을 들 수 있다.

(인장 시험)

이들 규정되는 인장 탄성율이나 균일 신장과 전체 신장의 비를 구하는(측정하는) 인장 시험 조건은 재현성을 위해 이하의 시험 조건으로 행한다. 시험편은 JIS 5호 인장 시험편으로서 얻어진(제조된) Cu-Fe-P계 동 합금판으로부터 압연 방향에 대하여 직각의 방향을 그 길이 방향으로 한 인장 시험편을 채취한다. 이 시험편을 시험기에 고정하고나서 신장계를 설치하고, 인장 속도 10.0㎜/min(시험편이 파단될 때까지 일정한 속도)로 인장 시험을 행한다. 시험기는 5882형 인스트론사 제품 만능 시험기를 사용하는 것이 바람직하다.

인장 강도는, 시험기의 계측으로 얻어진 수치로부터 구하고, 전체 신장은 시험 후에 시험편을 맞대어 평점간 거리를 측정하여 구한다. 또한, 인장 탄성율과 균일 신장은 상기 신장계로 얻어진 수치로부터 구한다.

(제조 방법)

다음에, 동 합금판을 상기 본 발명 규정 범위 내로 하기 위한, 바람직한 제조 조건에 대하여 이하에 설명한다. 상기한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 인장 탄성율이나, 균일 신장과 전체 신장의 비는, 당연히 Cu-Fe-P계 동 합금판의 성분 조성에 의해 큰 영향을 받으나, 제조 방법이나 조건에 의해서도 크게 영향을 받아 성분 조성만으로는 결정되지 않는다. 이 점, 본 발명에서 상기와 같이 규정하는 인장 탄성율이나, 균일 신장과 전체 신장의 비 등의 인장 특성을 얻기 위해서는, Cu-Fe-P계 동 합금판의 균질화 열처리, 열간 압연 후의 수냉 개시 온도, 중간 어닐링 온도, 최종 연속 어닐링 시의 통판 속도 등의 제조 방법이나 조건을 이하에 기재하는 대로 제어한다.

즉, 우선 상기 본 발명의 성분 조성으로 조정한 동 합금 용탕을 주조한다. 용해?주조는 연속 주조, 반연속 주조 등의 통상의 방법에 의해 행하나, 상기한 S, Pb를 규제하기 위해 S, Pb 함유량이 적은 동 용해 원료를 사용하는 것이 바람직하다. 주괴의 균질화 열처리 혹은 가열 처리 전에 상법에 의해 면삭을 행한다.

(균질화 열처리 혹은 가열 처리)

열연 전의 주괴의 균질화 열처리 시 혹은 가열 처리 시에 조직의 균질화가 불충분(판 조직이 불균일)하면 최종적으로 얻어지는 Cu-Fe-P계 동 합금판 조직도 불균일해져 강도가 저하될 뿐만 아니라, 인장 탄성율이 120GPa 이하로 낮아진다. 이 때문에, 주괴의 균질화 열처리 혹은 가열 처리는 주괴의 두께나 크기에 따라, 적어도 900℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 행하는 것이 바람직하다.

(열간 압연)

열연은 900℃ 이상의 온도에서 개시하고, 열연 종료 후에 700 내지 800℃의 온도 범위로부터 열연판의 수냉을 개시한다. 이 열연 종료 후의 수냉 개시 온도가800℃보다도 높으면 수냉 개시 온도가 너무 높아 판 조직 중의 석출물이 생성되지 않아 석출물량이 부족하다. 이 때문에, 전체 신장에 대한 균일 신장의 비율이 커져 균일 신장과 전체 신장의 비가 0.50 미만으로 되지 않는다.

한편, 열연 종료 후의 수냉 개시 온도가 700℃보다도 낮아도 결정립이 너무 미세화되어 인장 탄성율이 저하될 뿐만 아니라, 전체 신장에 대한 균일 신장의 비율이 커져, 역시 균일 신장과 전체 신장의 비가 0.50 미만으로 되지 않는다. 또한, 조대한 석출물이 생성되기 때문에 강도가 저하된다.

열연 종료 후 수냉된 판을, 다시 중간 압연이라고 하는 1차 냉간 압연하고, 어닐링, 세정 후, 또한 마무리(최종) 냉간 압연, 최종 어닐링(저온 어닐링, 마무리 어닐링)하여 제품 판 두께의 동 합금판 등으로 한다. 이들 어닐링과 냉간 압연을 반복해 행해도 된다. 예를 들어, 리드 프레임 등의 반도체용 재료에 사용되는 동 합금판의 경우에는, 제품 판 두께가 0.1 내지 0.4㎜ 정도이다.

(중간 어닐링)

상기 공정에 있어서, 중간 어닐링 조건도 균일 신장/전체 신장에 크게 영향을 미친다. 균일 신장과 전체 신장의 비를 0.50 미만으로 하는 적합한 중간 어닐링 조건은, 430℃ 이하의 온도에서 5시간 이상 행한다. 이 중간 어닐링 온도가 너무 높으면 재료의 회복?재결정이 너무 진행되어 강도가 저하될 뿐만 아니라, 전체 신장에 대한 균일 신장의 비율이 커져 균일 신장과 전체 신장의 비가 0.50 미만으로 되지 않는다. 이 중간 어닐링 시간이 너무 짧으면, 판 조직 중의 석출물량이 부족하여 도전율이 저하된다.

(최종 어닐링)

상기 공정에 있어서, 최종 어닐링 조건도 인장 탄성율이나 균일 신장/전체 신장에 크게 영향을 미친다. Cu-Fe-P계 동 합금판의, 인장 탄성율이 120GPa를 초과하고, 균일 신장과 전체 신장의 비가 0.50 미만의 특성을 얻기 위해서는, 판(코일)을 연속적으로 노 내에 통판하면서 처리하는 연속 어닐링을 행할 필요가 있다.

게다가, 이 특성을 얻기 위해서는 연속 어닐링에 있어서의 통판 속도를 10 내지 100m/min의 범위로 제어할 필요가 있다. 이 통판 속도가 너무 느리면 재료의 회복?재결정이 너무 진행된다. 이 때문에, 강도가 저하될 뿐만 아니라, 전체 신장에 대한 균일 신장의 비율이 커져 균일 신장과 전체 신장의 비가 0.50 미만으로 되지 않는다. 또한, 인장 탄성율도 120GPa를 초과할 수 없다. 단, 연속 어닐링로에 있어서의 설비적인 제약(능력 한계)이나, 판 절단의 가능성으로부터 이 통판 속도를 100m/min을 초과하여 빠르게 할 필요는 없다.

이에 대해, 뱃치식의 최종 어닐링에서는 연속 어닐링에 있어서의 통판 속도가 너무 느린 것과 동일한 이유로, 본 발명에서 상기와 같이 규정하는 인장 시험에 있어서의 인장 탄성율이나, 균일 신장과 전체 신장의 비는 얻어지지 않는다.

<제4 실시 형태: 고강도이고, 또한 도금성이 우수한 Cu-Fe-P계의 동 합금판>

(동 합금판의 성분 조성)

본 발명에서는, 이 기본 조성에 대하여, C : 3 내지 15ppm을 함유하고, O : 40ppm 이하, H : 0.7ppm 이하로 각각 규제하는, 성분 조성을 특징으로 한다.

이러한 성분 조성에 대하여, 후술하는 Zn, Sn 등의 원소를, 선택적으로 더 함유시켜도 된다. 또한, 기재하는 이외의 원소(불순물 원소)도 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서의 함유를 허용한다. 또한, 이들 합금 원소나 불순물 원소의 함유량의 표시 ％는 모두 질량％의 의미이다.

(Fe)

Fe는 Fe 또는 Fe기 금속간 화합물로서 석출되어, 동 합금의 강도나 내열성을 향상시키는 주요 원소이다. Fe의 함유량이 너무 적으면 제조 조건에 따라서는, 상기 석출 입자의 생성량이 적어 도전율의 향상은 만족되기는 하나, 강도 향상으로의 기여가 부족하여 강도가 부족하다. 한편, Fe의 함유량이 너무 많으면, 도전율이 저하된다. 따라서, 도전율을 무리하게 증가시키기 위해 상기 석출 입자의 석출량을 늘리려고 하면, 석출 입자가 성장?조대화되어 Ag 도금성이 저하된다. 또한, 강도도 내열성도 저하된다. 따라서, Fe의 함유량은 0.01 내지 0.50％, 바람직하게는0.15 내지 0.35％의 범위로 한다.

(P)

P는, 탈산 작용이 있는 외에, Fe와 화합물을 형성하여 동 합금을 고강도화시키는 주요 원소이다. P 함유량이 너무 적으면, 제조 조건에 따라서는 화합물의 석출이 불충분하기 때문에, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 한편, P 함유량이 너무 많으면, 도전성이 저하될 뿐만 아니라, 열간 가공성이 저하된다. 따라서, P의 함유량은 0.01 내지 0.15％, 바람직하게는 0.05 내지 0.12％의 범위로 한다.

(C)

Cu-Fe-P계 동 합금판 중에 필연적으로 일정량 존재하는 O, H는 개재물이나 포어의 기점으로 된다. 이들 O, H는 응집되기 쉽고, 응집된 경우에는 생성되는 개재물이나 포어가 조대해져 상기 Ag 도금 등의 이상 석출의 기점(원인)이 된다. Cu-Fe-P계 동 합금판 표면에는 통상 시에도 개재물이나 포어가 존재하나, 이들은 특별히 조대화되지 않는 한, 통상의 사이즈 내지 미세화된 사이즈에서는 상기 Ag 도금 등의 이상 석출의 기점이 되지 않는다.

C는 Cu-Fe-P계 동 합금판 중에 필연적으로 일정량 존재하는 O, H의 응집을 억제하여 개재물이나 포어의 기점을 증가시켜, 생성되는 개재물이나 포어의 사이즈를 통상의 사이즈 내지 미세화된 사이즈로 한다. 이에 의해, 생성되는 개재물이나 포어가 특별히 조대화되는 것을 방지하여, 이들 개재물이나 포어가, 상기 Ag 도금 등의 이상 석출의 기점이 되는 것을 방지한다.

C의 상기 기능을 발휘시키기 위해서는, C를 3ppm 이상 함유시킨다. C 함유량이 3ppm 미만에서는 자연스럽게 혼입되는 C 함유량과 큰 차이가 없어져 C의 Ag 도금 등의 이상 석출을 방지하는 상기 기능이 발휘되지 않는다.

한편, C의 함유량이 15ppm, 보다 엄격하게는 10ppm을 초과한 경우에는 조대한 탄화물이 생성되기 때문에, 도리어 상기 Ag 도금 등의 이상 석출의 기점(원인)이 된다. 또한, 상기한 바와 같이, C는 비산되기 쉽기 때문에, 특허 문헌11과 같이 용탕류에 Fe-C 모재 합금을 첨가해도 C를 15ppm을 초과하여 함유시키는 것은 매우 곤란하다.

따라서, C의 함유량은 3 내지 15ppm의 범위, 바람직하게는 3 내지 10ppm의 범위로 한다. 또한, C의 함유량은 JIS Z 2615에 따라, 산소 분위기 중에서 가열하여 시료 중의 탄소를 추출하여 연소 적외선 흡수법으로 분석한다.

(O, H)

본 발명에서는, 상기한 C의 작용 효과를 보증하기 위해, 개재물이나 포어의 기점이 되는 O, H의 함유량을 규제한다. 구체적으로는, O : 40ppm 이하, 바람직하게는 20ppm 이하, H : 1.0ppm 이하, 바람직하게는 0.5ppm 이하로 각각 규제한다. O가 너무 많거나, 및/또는 H가 너무 많은 경우, C를 상기 범위에서 함유하고 있어도, C가 작용하지 않는 O, H의 양이 너무 많아서, 이들 O, H가 응집되어 생성되는 개재물이나 포어가 조대해져, 상기 Ag 도금 등의 이상 석출의 기점(원인)이 된다.

단, 본 발명에서 규정하는, 이 O, H의 함유량의 상한값은, 종래 기술에 비하여 특별히 낮은(적은) 수치가 아니고, 또한 특별히 높은(많은) 수치도 아니다. 말하자면, Cu-Fe-P계 동 합금에 있어서는, 통상의 농도 레벨이다. 즉, 이 O, H의 함유량의 상한값은, 본 발명의 주조?용해 공정의 단계에서 수소나 산소 등을 어느 정도 함유하고 있어도, 상기 도금의 이상 석출을 방지하는(방지할 수 있는) 목적에 합치한 규정이다.

또한, 0는 JIS Z 2613에 따라, 불활성 가스 융해법으로 시료 중의 산소를 추출하여 적외선 흡수법으로 분석을 행한다. 또한, H는 JIS Z 2614에 따라 불활성 가스 융해법으로 시료 중의 수소를 추출하여 열전도도법으로 분석을 행한다.

(기타의 원소)

(제조 방법)

다음에, 동 합금판을 상기 본 발명 규정 범위 내로 하기 위한, 바람직한 제조 조건에 대해 이하에 설명한다. 본 발명의 동 합금판은, 상기 C, H, O 함유량의 제어를 하기 위한 바람직한 조건을 제외하고, 통상의 제조 공정 자체를 크게 바꾸는 일은 불필요하여, 상법과 동일한 공정으로 제조할 수 있다.

우선, 상기 본 발명의 성분 조성으로 조정한 동 합금 용탕을 주조한다. 용해?주조는 연속 주조, 반연속 주조 등의 통상의 방법에 의해 행한다. 이때, 상기한 S, Pb는 동 용해 원료로부터 혼입되기 때문에, 이들 S, Pb를 규제하기 위해서는 S, Pb 함유량이 적은 동 용해 원료를 사용하는 것이 바람직하다.

(C 함유량 제어)

C의 용탕으로의 고용(용해)원은, 통상의 대기 용해로에서의 용해?주조 공정에서는, 노벽 내화물로부터나, 대기 용해로의 용탕 위에 재치하는 대기 차폐용의 탄재 등으로부터이다. 또한, 진공 용해로에서는 노벽 내화물로부터이다. 본 발명에서는, Fe-C 모재 합금 첨가 등의 의도적인 C 첨가 수단을 사용하지 않더라도, 동 합금 용탕 온도(용해 온도)를 제어하면 이들 C고용원으로부터의 용탕으로의 C의 고용량을 제어할 수 있다. 이 동 합금 용탕 온도 제어로서, 본 발명에서는 대기 용해로나 진공 용해로에서의 동 합금 용탕 온도(용해 온도)를, 통상의 용해 공정에서의 동 합금 용탕 온도가 1200℃정도 이하인 것에 비해, 1300℃ 이상의 비교적 고온으로 한다. 또한, 탄소제 도가니의 사용이나 Fe-C 모재 합금 첨가 등의 의도적인 C 첨가 수단을 상기 동 합금 용탕 온도 제어와 조합시켜 상기한 본 발명의 C 함유량범위 내로 해도 물론 좋다.

동 합금 용탕 온도를, 이러한 고온으로 함으로써, 상기한 C고용원으로부터의 용탕으로의 C 용해량(C 함유량)을 증가시켜, 상기한 본 발명의 C 함유량 범위 내로 한다. 동 합금 용탕 온도가 1300℃ 미만의 저온이 되면 상법과 마찬가지로, C의 용해량이 부족하여 최종 Cu-Fe-P계 동 합금판에 있어서의 C양이 3ppm 미만으로밖에 되지 않는다. 또한, 대기 용해로나 진공 용해로의 경우에는, 주조 개시부터 600℃까지의 평균 냉각 속도(응고 속도)가 느리면, 도중에 용탕 중의 C가 비산되어 C의 용해량이 부족하게 될 가능성이 있으므로, 이 평균 냉각 속도는 5.0℃/초 초과로 높게 하는 것이 바람직하다.

(O와 H의 함유량 제어)

O와 H의 함유량 증가를 억제하기 위해서는, 용해?주조 과정에서 동의 용탕과 대기의 접촉을 가능한 한 억제하는 것이 중요하다. 예를 들어, 진공로(C의 고용원은 노벽 내화물), 대기로의 경우에는 주조 개시부터 600℃까지의 평균 냉각 속도(응고 속도)를 5.0℃/초 초과로 한다. 이 평균 냉각 속도 제어는, 상기한 대로, C 함유량의 제어에도 유효하다. 또한, 하기의 공정에 있어서 어닐링로의 분위기를 제어하는 것도 O와 H양의 저하에는 유효하다.

그 후, 얻은 주괴를 면삭 후, 가열 또는 균질화 열처리한 후에 열간 압연하고, 열연 후의 판을 수냉한다. 또한, 중간 압연이라고 불리는 1차 냉간 압연하고, 어닐링, 세정 후, 또한 마무리(최종) 냉간 압연, 저온 어닐링(최종 어닐링, 마무리 어닐링)하여, 제품 판 두께의 동 합금판 등으로 한다. 이들 어닐링과 냉간 압연을 반복해 행해도 된다. 예를 들어, 리드 프레임 등의 반도체용 재료에 사용되는 동 합금판의 경우에는 제품 판 두께가 0.1 내지 0.4㎜ 정도이다.

또한, 1차 냉간 압연 전에 동 합금판의 용체화 처리 및 수냉에 의한 켄칭 처리를 행해도 된다. 이 때, 용체화 처리 온도는, 예를 들어 750 내지 1000℃의 범위로부터 선택된다.

최종 냉간 압연 후에, 냉간 압연채로 최종 제품판으로 해도 되나, 저온에서의 왜곡 제거를 위한 어닐링을 행해도 좋다.

실시예

[제1 실시예]

이하에 본 발명의 실시예를 설명한다. 표1에 나타내는 각 화학 성분 조성의 Cu-Fe-P계 동 합금 박판을, 표2에 나타내는 바와 같이, 최종 어닐링 후의 화학적 에칭을 수반하는 세정 처리 조건만을 다양하게 바꾸어 제조했다. 그리고, 이들 각 동 합금 박판의 산화 피막의 밀착성(산화 피막의 박리 온도)을 평가했다. 이들 결과를 표2에 나타낸다.

구체적으로는, 표1에 나타내는 각 화학 성분 조성의 동 합금을 각각 코어리스로에서 용제한 후, 반연속 주조법으로 조괴하여 두께 70㎜×폭 200㎜×길이 500㎜의 주괴를 얻었다. 각 주괴의 표면을 면삭하여 가열 후, 950℃의 온도에서 열간 압연을 행하여 두께 16㎜의 판으로 하고 750℃ 이상의 온도로부터 수중에 급랭했다. 다음에, 산화 스케일을 제거한 후, 1차 냉간 압연(중간 압연)을 행했다. 이 판을 면삭 후, 중간 어닐링을 넣으면서 냉간 압연을 4패스 행하는 최종 냉간 압연을 행하고, 계속해서 350℃에서 20초의 저온 조건으로 최종 연속 어닐링을 행하여 리드 프레임의 박판화에 대응한 두께 0.15㎜의 동 합금판을 얻었다.

이때에, 상기 최종 냉간 압연은 각 예 모두 공통적으로 1패스당의 최소 압하율을 30％로 하고 롤 표면을 중심선 평균 거칠기(Ra) : 0.2㎛ 이하 및 최대 높이(Rmax) : 1.5㎛ 이하로 미세하게 한 브라이트 롤(표면 연마 롤)을 사용했다.

또한, 상기 최종 연속 어닐링 후에 Cu-Fe-P계 동 합금판을, 표2에 나타내는 조건으로 황산 수용액(실온)에 침지하는, 산에칭을 수반하는 세정 처리를 행하여 Cu-Fe-P계 동 합금판 표면의 Rku를 제어했다.

또한, 표1에 나타내는 각 동 합금 모두 기재 원소량을 제외한 잔량부 조성은 Cu이며, 그 밖의 불순물 원소로서, Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al, V, Y, Mo, Pb, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량은 이들 원소 전체의 합계 0.1질량％ 이하였다.

또한, Mn, Mg, Ca의 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 경우에는, 합계량을 0.0001 내지 1.0질량％의 범위로 하고, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 경우에는 합계량을 0.001 내지 1.0질량％의 범위로 하고, 또한 이들 원소 전체의 합계량도 1.0질량％ 이하로 하였다.

상기와 같이 하여 얻어진 각 동 합금판에 대하여, 각 예 모두 동 합금판으로부터 시료를 잘라 내어, 이들 각 동 합금 박판의 인장 강도, 경도, 도전율 등의 특성이나, JIS BO601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra), 최대 높이(Rmax), 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)를 측정했다. 이들 결과를 표2에 각각 나타낸다.

(표면 거칠기의 측정)

주식회사 도쿄 정밀 제품의 표면 거칠기 측정기(제품명:서프 컴 1400D)를 사용하여, 상기 얻어진 동 합금판의 시험편 표면의 중심선 평균 거칠기(Ra)(㎛), 최대 높이(Rmax)(㎛), 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)를, JIS B0601법에 준하여 측정했다. 측정은 시험편의 임의의 3점(3개소)에 대해서 4.0㎜ 길이씩 행하여, 그 결과를 평균화했다.

(경도 측정)

상기 얻어진 동 합금판으로부터 10×10㎜의 시험편을 잘라내어, 마츠자와 정밀기계사 제품의 마이크로 비커스 경도계(상품명 「미소 경도계」)를 사용하여 0.5㎏의 하중을 가하여 4개소 경도 측정을 행하여, 경도는 그들의 평균값으로 했다.

(도전율 측정)

동 합금판 시료의 도전율은, 밀링에 의해 폭 10㎜×길이 30㎜의 단책 형상의 시험편을 가공하고, 더블 브릿지식 저항 측정 장치에 의해 전기 저항을 측정하여 평균 단면적법에 의해 산출하였다.

(산화막 밀착성)

또 각 제공 시료의 산화막 밀착성 시험은, 테이프 필링 시험에 의해 산화막이 박리되는 한계 온도에서 평가했다. 테이프 필링 시험은 상기와 같이 하여 얻어진 동 합금판으로부터 10×30㎜의 시험편을 잘라내어 대기중 소정 온도에서 5분간 가열한 후, 산화막의 생성된 시험편 표면에 시판되는 테이프(상품명:스미토모스리엠 제품 멘딩 테이프)를 붙이고, 잡아당겨 뗐다. 이때, 가열 온도를 10℃ 간격으로 상승 변화시켰을 때에 산화막의 박리가 발생하는 가장 낮은 상기 소정 온도를 구하고, 이것을 산화막 박리 온도로 하였다.

이 산화막 박리 온도는 350℃ 이상이기 때문에, 동 합금판이나 리드 프레임의 제작을 위한 가열 공정에 있어서의 가열 온도의 고온화에서의 필요한(충분한) 산화막 밀착성이라고 할 수 있다.

또한, 본 발명의 상기 대기중에서의 5분간의 가열은 비교적 가열 시간이 길어, 특허 문헌2, 3과 같은 200 내지 500℃에서 3분간의 비교적 단시간의 가열을 행하는, 산화막 밀착성의 평가 시험 조건보다도 엄격하다고 할 수 있다. 바꾸어 말하면, 본 발명의 비교적 가열 시간이 긴 산화막 밀착성 시험은 동 합금판이나 리드 프레임의 제작을 위한 가열 공정에 있어서의 가열 온도의 고온화에서의 산화막 밀착성에 대응(상관)하고 있다.

이에 대해, 특허 문헌2, 3과 같은 상기 3분간의 비교적 단시간의 가열을 행하는 산화막 밀착성의 평가 시험 조건에서는 동 합금판이나 리드 프레임의 제작을 위한 가열 공정에 있어서의 가열 온도의 고온화에서의 산화막 밀착성에의 대응(상관)은 불충분하다고 할 수 있다. 즉, 특허 문헌2, 3의 산화막 밀착성의 평가 시험조건에서 결과가 좋아도 동 합금판이나 리드 프레임의 제작을 위한 가열 공정에 있어서의 가열 온도의 고온화에서의 산화막 밀착성이 좋다고는 할 수 없다.

표1, 2로부터 분명히 알 수 있듯이 본 발명의 조성 내의 동 합금인 제1 발명예 내지 제13 발명예는 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 고강도이다. 또한, 이 동 합금판의 JIS B0601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하이다.

게다가, 제1 발명예 내지 제13 발명예는 최종 연속 어닐링 후에 바람직한 조건으로 황산 수용액에 의한 세정 처리를 행하고 있기 때문에, 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0 이하이다. 그 결과, 산화막 박리 온도가 350℃ 이상인 우수한 산화막 밀착성을 갖는다. 따라서, 제1 발명예 내지 제13 발명예는 반도체 모재로서 반도체 패키지의 조립 시의 수지와 다이 패드와의 밀착성이 높아 패키지의 신뢰성이 높다.

이에 대해, 제14 비교예, 제15 비교예는 최종 연속 어닐링 후에 바람직한 조건으로 황산 수용액에 의한 세정 처리를 행하고 있지 않다. 제16 비교예는, 이 황산 수용액에 의한 세정 처리의 황산 농도가 너무 낮다. 제17 비교예는, 이 황산 수용액에 의한 세정 처리의 황산 농도가 너무 높다. 제18 비교예는, 이 황산 수용액에 의한 세정 처리의 침지 시간이 너무 길다. 이들 결과, 제14 비교예 내지 제18 비교예는 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0을 초과하고 있다.

한편, 제14 비교예 내지 제18 비교예는, 본 발명의 조성 내의 동 합금이며, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 고강도이며, 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하이다. 그럼에도 불구하고, 제14 비교예 내지 제18 비교예는 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0을 초과하고 있기 때문에, 산화막 박리 온도가 350℃ 미만이고 산화막 밀착성이 떨어진다. 따라서, 제14 비교예 내지 제18 비교예는 반도체 모재로서, 반도체 패키지의 조립 시의 수지와 다이 패드의 밀착성이 낮아 패키지의 신뢰성도 낮다.

제19 비교예 내지 제22 비교예는 최종 연속 어닐링 후에 바람직한 조건으로 황산 수용액에 의한 세정 처리를 행하고 있기 때문에, 거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)는 5.0 이하이며, 우수한 산화막 밀착성을 갖는다.

그럼에도 불구하고, 제19 비교예는 Fe의 함유량이 하한 0.01％를 낮게 벗어나, 강도 레벨이 낮아 반도체 모재로서 사용할 수 없다.

제20 비교예는 Fe의 함유량이 상한 5.0％를 높게 벗어나, 도전율이 현저하게 낮아, 반도체 모재로서 사용할 수 없다.

제21 비교예는 P의 함유량이 하한 0.01％를 낮게 벗어나, 강도 레벨이 낮아 반도체 모재로서 사용할 수 없다.

제22 비교예는 P의 함유량이 상한 0.15％를 높게 벗어나, 열간 압연 중에 균열을 발생시켰기 때문에, 그 시점에서 시작(試作)을 중단했다.

이상의 결과로부터 고강도화시킨 데다가, 우수한 산화막 밀착성을 갖기 위한, 본 발명의 동 합금판의 성분 조성, 표면 거칠기 규정의 임계적인 의의나, 이 표면 거칠기를 얻기 위한 바람직한 제조 조건의 의의가 뒷받침된다.

〔제2 실시예〕

이하에 본 발명의 실시예를 설명한다. 표3에 나타내는 각 화학 성분 조성의 Cu-Fe-P계 동 합금 박판을, 표4에 나타내는 바와 같이, 최종 저온 어닐링 시의 판의 장력 조건만을 다양하게 바꾸어 제조했다. 그리고, 이들 각 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값과 굽힘 가공성을 평가했다. 이들 결과를 표4에 나타낸다.

구체적으로는, 표3에 나타내는 각 화학 성분 조성의 동 합금을 각각 코어리스로에서 용제한 후, 반연속 주조법으로 조괴하여 두께 70㎜×폭 200㎜×길이 500㎜의 주괴를 얻었다. 각 주괴의 표면을 면삭하여 가열 후, 열간 압연을 행하여 두께 16㎜의 판으로 하여 650℃ 이상의 온도로부터 수중에 급랭했다. 다음에, 산화 스케일을 제거한 후, 1차 냉간 압연(중간 압연)을 행했다. 이 판을 면삭 후, 중간 어닐링을 넣으면서 냉간 압연을 행하고, 계속해서 400℃에서 최종 저온 어닐링을 행하여 리드 프레임의 박판화에 대응한 두께 0.15㎜의 동 합금판을 얻었다.

최종 냉간 압연에서의 1패스당 최소 압하율 및 최종 저온 어닐링 시의 판에 부하된 장력을 표4에 나타낸다. 이와 같이, 최종 냉간 압연에서의 1패스당의 최소 압하율 및 최종 저온 어닐링 시의 판의 장력 조건만을 다양하게 바꾸어, 각 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값을 제어했다.

또한, 표3에 나타내는 각 동 합금 모두 기재 원소량을 제외한 잔량부 조성은 Cu이며, 그 밖의 불순물 원소로서 Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al, V, Y, Mo, Pb, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량은, 이들 원소 전체의 합계 0.1질량％ 이하였다.

또한, Mn, Mg, Ca 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 경우에는, 합계량을 0.0001 내지 1.0질량％의 범위로 하고, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 경우에는, 합계량을 0.001 내지 1.0질량％의 범위로 하고, 또한 이들 원소 전체의 합계량도 1.0질량％ 이하로 했다.

또한, 각 예 모두 얻은 동 합금판으로부터 시료를 잘라내어, 인장 시험, 도전율 측정, 굽힘 시험을 행했다. 이들 결과도 표4에 나타낸다.

(인장 시험)

인장 시험은, 상기한 r값 측정의 조건으로 5882형 인스트론사 제품 만능 시험기에 의해 실온, 시험 속도 10.0㎜/min, GL=50㎜의 조건으로 인장 강도, 0.2％ 내력, r값을 측정했다.

(도전율 측정)

동 합금판 시료의 도전율은 밀링에 의해 폭 10㎜×길이 300㎜의 단책 형상의 시험편을 가공하여 더블 브릿지식 저항 측정 장치에 의해 전기 저항을 측정하여 평균 단면적법에 의해 산출했다.

(굽힘 가공성의 평가 시험)

동 합금판 시료의 굽힘 시험은 니혼신도 협회 기술 표준에 따라 행했다. 판재를 폭 10㎜×길이 30㎜로 잘라내어, Good Way(굽힘 축이 압연 방향에 직각)의 굽힘을 행하면서 굽힘부에 있어서의 균열의 유무를 50배의 광학 현미경으로 관찰했다. 그리고, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경(R)과, 동 합금판의 판 두께 (t)(0.15㎜)의 비(R/t)를 구했다. 이 R/t가 작은 쪽이 굽힘 가공성이 우수하다. 단, 강도가 높을수록 필연적으로 굽힘 가공성이 저하되기 때문에 리드 프레임 등의 반도체용 재료에 사용되는 동 합금판의 경우에는 경도가 150 내지 200Hv에서는 R/t가 1.5 미만, 200Hv 이상에서는 2.0 미만인 것이 요구된다. 이와 관련하여 150Hv 미만은, 본 발명의 대상 외의 저경도(저강도)이나, 150Hv 미만에서는 R/t가 0.5 미만인 것이 요구된다.

표3, 4로부터 분명히 알 수 있듯이 본 발명의 조성 내의 동 합금인 제31 발명예 내지 제43 발명예는 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 고강도이다. 게다가, 제31 발명예 내지 제43 발명예는 최종 연속 어닐링 시에 바람직한 장력을 판에 부하하고 있기 때문에 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상이다. 따라서, 제31 발명예 내지 제43 발명예는 반도체 모재로서의 굽힘 가공성이 우수하다.

이에 대해, 제44 비교예, 제45 비교예는 최종 연속 어닐링 시에 장력을 판에 부하하고 있지 않다. 그 결과, 제44 비교예, 제45 비교예는 본 발명의 조성 내의 동 합금이며, 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 고강도임에도 불구하고, 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 미만이다. 따라서, 제44 비교예, 제45 비교예는 반도체 모재로서의 굽힘 가공성이 떨어진다.

제46 비교예는 Fe의 함유량이 하한 0.01％를 낮게 벗어나, 강도 레벨이 낮아, 이 점에서 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상이기는 하나, 반도체 모재로서 사용할 수 없다.

제47 비교예는 Fe의 함유량이 상한 5.0％를 높게 벗어나, 강도에 비하여 굽힘 가공성이 떨어진다. 또한, 발명예의 동일한 강도 레벨예와 비교해도 강도에 비하여 도전율이 현저하게 낮은 것도 있어, 반도체 모재로서 사용할 수 없다.

제48 비교예는 P의 함유량이 하한 0.01％를 낮게 벗어나, 강도 레벨이 낮아, 이 점에서 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 이상이기는 하나, 반도체 모재로서 사용할 수 없다.

제49 비교예는 P의 함유량이 상한 0.15％를 높게 벗어나, 열간 압연 중에 균열을 발생시켰기 때문에 그 시점에서 시작을 중단했다.

제50 비교예는 최종 냉간 압연의 1패스당의 최소 압하율이 20％ 미만이다. 이 때문에, 본 발명의 조성 내의 동 합금임에도 불구하고, 동 합금 박판의 압연 방향에 대하여 평행 방향의 r값이 0.3 미만이며, 굽힘 가공성이 떨어진다.

이상의 결과로부터, 고강도시킨 데다가 굽힘 가공성도 우수하게 하기 위한, 본 발명의 동 합금판의 성분 조성, r값 규정의 임계적인 의의나, 또한 이 r값이나 고강도를 얻기 위한 바람직한 제조 조건의 의의가 뒷받침된다.

〔제3 실시예〕

이하에 본 발명의 실시예를 설명한다. 균질화 열처리, 열간 압연 후의 수냉 개시 온도, 중간 어닐링 온도, 최종 연속 어닐링 시의 통판 속도 등의 제조 조건을 다양하게 바꾸어 Cu-Fe-P계 동 합금 박판을 제조하였다. 그리고, 이들 각 동 합금 박판의 인장 탄성율이나 균일 신장과 전체 신장의 비 등의 인장 특성, 혹은 인장 강도, 경도, 도전율, 전단면율 등의 특성을 평가한 이들 결과를 표5에 나타낸다.

구체적으로는, 표5에 나타내는 각 화학 성분 조성의 동 합금 용탕을, 대기 용해로인 코어리스로를 사용하여 용제하여 반연속 주조법으로 두께 70㎜×폭 200㎜×길이 500㎜의 주괴를 얻었다.

이들 각 주괴를 표면을 면삭하여 표6에 나타내는 조건(온도×시간)으로 가열?균열 후, 950℃의 온도에서 열간 압연을 행하여 두께 16㎜의 판으로 하여 표6에 나타내는 개시 온도로부터 수중에 급랭하였다. 이어서, 산화 스케일을 제거한 후, 1차 냉간 압연(중간 압연)을 행했다. 이 판을 면삭 후, 표6에 나타내는 온도에서 10시간 처리하는 중간 어닐링을 넣으면서 냉간 압연을 4패스 행하는 최종 냉간 압연을 행하여, 리드 프레임의 박판화에 대응한 두께 0.15㎜의 동 합금판을 얻었다. 이 동 합금판을 350℃의 온도에서 표6에 나타내는 통판 속도로 연속 어닐링을 행하는 최종 어닐링을 행하여, 제품 동 합금판으로 했다.

또한, 표5에 나타내는 각 동 합금 모두 기재 원소량을 제외한 잔량부 조성은 Cu이며, 그 밖의 불순물 원소로서 Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, Si, Nb, Al, V, Y, Mo, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량은, 이들 원소 전체의 합계 0.1질량％ 이하였다.

또한, Mn, Mg, Ca 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 경우에는, 합계량을 0.0001 내지 1.0질량％의 범위로 하고, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상인 경우에는 합계량을 0.001 내지 1.0질량％의 범위로 하고, 또한 이들 원소 전체의 합계량도 1.0질량％ 이하로 했다.

이와 같이 하여 얻은 동 합금판에 대하여, 각 예 모두 동 합금판으로부터 압연 방향에 대하여 직교하는 판폭 방향을 길이 방향으로 하여 시험편(시료)을 잘라내어, 각 시료의 인장 탄성율이나 균일 신장과 전체 신장의 비, 혹은 인장 강도, 경도, 도전율, 전단면율 등의 특성을 평가하였다. 이들 결과를 표6에 각각 나타낸다.

(전단면율 측정)

동 합금판의 리드 펀칭을 모의한 프레스 펀칭에 의해 형성한 리드 단면의 전단면율(전단면 비율)에 의해, 프레스 펀칭성을 평가한다. 이 전단면율이 75％ 이하이면, 프레스 펀칭성이 좋다고 평가할 수 있다. 이 전단면율에 의한 평가는, 동 합금판에 리드를 펀칭하여 그 때의 버어 높이를 측정하는 프레스 펀칭성의 평가 시험보다도, 요구되는 프레스 펀칭성을 정확하게 평가할 수 있다.

프레스 펀칭 시험은, 펀칭 프레스(클리어런스:5％)에 의해, 도 2에 도시한 바와 같이 폭 1㎜×길이 10㎜의 리드를 일본공작유 제품 G-6316의 윤활유를 사용하여, 동 합금판(시험편)(1)을 화살표로 나타내는 압연 방향에 대하여 직교하는 판폭 방향을 길이 방향으로 한 펀치 구멍(2)으로 하여 순차적으로 펀칭한다.

이에 의해, 펀치 구멍(2)의 중심을 길이 방향을 따라 절단하여[절단 개소를 파선(3)으로 나타낸다], 펀치 구멍(2)의 절단면을 화살표(4)의 방향으로부터 관찰하여 광학식 마이크로스코프를 사용한 절단면의 표면 사진으로부터 화상 해석으로 구했다. 전단율은 절단면에 있어서의 전단면의 면적 비율(전단면의 면적/절단면의 면적)이며, 절단면의 면적은 동 합금판의 판 두께 0.15㎜×측정 폭 0.5㎜로 하고, 전단면의 면적은 측정 폭 0.5㎜의 범위 내의 전단면의 면적으로 하였다. 1시료당 구멍을 3개소 펀칭하여, 각 구멍에서 3개소씩 측정하여(합계 9개소), 그 평균값을 구했다.

(경도 측정)

동 합금판 시료의 경도 측정은 마이크로비커 경도계로 0.5㎏의 하중을 가하여, 시료의 임의의 3개소에 대하여 행하고, 경도는 그들 평균값으로 하여 산출했다.

(도전율 측정)

동 합금판 시료의 도전율은 밀링에 의해 폭 10㎜×길이 300㎜의 단책 형상의 시험편을 가공하여 더블 브릿지식 저항 측정 장치에 의해 전기 저항을 측정하여 평균 단면적법에 의해 산출하였다.

표5, 6으로부터 분명히 알 수 있듯이 본 발명의 조성 내의 동 합금인 제51 발명예 내지 제61 발명예는 그 성분 조성이 본 발명의 범위 내이며, 또한 균질화 열처리, 열간 압연 후의 수냉 개시 온도, 최종 연속 어닐링 시의 통판 속도 등의 제조 조건이 바람직한 범위 내에서 제조되고 있다. 이 때문에, 제51 발명예 내지 제61 발명예는 인장 탄성율이 120GPa를 초과하는 동시에 균일 신장/전체 신장이 0.50 미만인 인장 특성을 갖는다.

그 결과, 제51 발명예 내지 제61 발명예는 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 높은 강도에 비하여 비교적 고도전율이며, 또한 전단면율이 75％ 이하이며, 프레스 펀칭성도 우수하다.

단, Fe의 함유량이 하한 가까운 제53 발명예나, P의 함유량이 하한 가까운 제55 발명예는 다른 제51 발명예, 제52 발명예 등에 비하여 강도가 비교적 낮다. 또한, Fe의 함유량이 상한 가까운 제54 발명예나, P의 함유량이 상한 가까운 제56 발명예는, 다른 제51 발명예, 제52 발명예 등에 비하여 전단면율이 비교적 높아, 도전율도 비교적 낮다.

이에 대해, 제62 비교예 내지 제67 비교예는, 제1 발명예와 동일한 본 발명의 조성 내의 동 합금이기는 하나, 균질화 열처리, 열간 압연 후의 수냉 개시 온도, 최종 연속 어닐링 시의 통판 속도등의 제조 조건이 바람직한 범위를 벗어난다. 이 때문에, 제62 비교예 내지 제67 비교예는 인장 탄성율이 120GPa 이하로 너무 낮거나, 균일 신장/전체 신장이 0.50 이상으로 너무 높다. 그 결과, 제62 비교예 내지 제67 비교예는 전단면율이 75％를 초과하여 프레스 펀칭성이 현저하게 떨어진다.

제62 비교예는 균질화 열처리 시의 시간이 너무 짧다. 제63 비교예는 균질화 열처리 시의 온도가 너무 낮다. 제64 비교예는 열간 압연 후의 수냉 개시 온도가 너무 높다. 제65 비교예는 열간 압연 후의 수냉 개시 온도가 너무 낮다. 제66 비교예는 중간 어닐링 온도가 너무 높다. 제67 비교예는 최종 연속 어닐링 시의 통판 속도가 너무 느리다.

제68 비교예 내지 제71 비교예의 동 합금은 제조 방법은 바람직한 조건 내에서 제조되고 있기는 하나, 그 성분 조성이 본 발명의 범위로부터 벗어난다. 그 때문에, 제68 비교예 내지 제71 비교예는 인장 탄성율이 120GPa 이하로 너무 낮거나, 균일 신장/전체 신장이 0.50 이상으로 너무 높다. 그 결과, 제68 비교예 내지 제71 비교예는 전단면율이 75％를 초과하여 프레스 펀칭성이 현저하게 떨어진다.

제68 비교예는 Fe의 함유량이 하한 0.01％를 낮게 벗어나 있다. 이 때문에, 전단면율이 높아, 프레스 펀칭성이 떨어지고, 고강도화도 달성할 수 없다.

제69 비교예는 Fe의 함유량이 상한 5.0％를 높게 벗어나 있다. 이 때문에, 전단면율이 높아 프레스 펀칭성이 떨어지고, 고강도화도 달성할 수 없다.

제70 비교예의 동 합금은 P의 함유량이 하한 0.01％를 낮게 벗어나 있다. 이 때문에, 전단면율이 높아, 프레스 펀칭성이 떨어지고, 또한 고강도화도 달성할 수 없다.

제71 비교예의 동 합금은 P의 함유량이 상한 0.15％를 높게 벗어나 있다. 이 때문에, 열간 압연 중에 균열이 발생하였다.

이상의 결과로부터, 고강도화시킨 데다가 프레스 펀칭성도 우수하게 하기 위한 본 발명의 동 합금판의 성분 조성, 인장 탄성율, 균일 신장/전체 신장 등의 인장 특성의 임계적인 의의 및 이러한 인장 특성을 얻기 위한 바람직한 제조 조건의 의의가 뒷받침된다.

〔제4 실시예〕

이하에 본 발명의 실시예를 설명한다. 특히, 대기 용해로에서의 용해 온도와 주조 개시부터 600℃까지의 평균 냉각 속도(응고 속도:℃/초)를 바꾸어 다양한 C, O, H의 함유량을 갖는 동 합금 박판을 제조했다. 그리고, 이들 각 동 합금 박판의 인장 강도, 경도, 도전율, 도금성 등의 특성을 평가했다. 이들 결과를 표8에 나타낸다.

구체적으로는, 표7에 나타내는 각 화학 성분 조성의 동 합금을, 표8에 나타낸 바와 같이 각각의 용해 온도와, 주조 개시부터 600℃까지의 평균 냉각 속도를 바꾸어 조괴하였다. 용해는 대기 용해로인 코어리스로를 사용하여 반연속 주조법으로 두께 70㎜×폭 200㎜×길이 500㎜의 주괴를 얻었다.

이들 각 주괴를 표면을 면삭하여 가열 후, 950℃의 온도에서 열간 압연을 행하여 두께 16㎜의 판으로 하여 750℃ 이상의 온도로부터 수중에 급랭했다. 다음에, 산화 스케일을 제거한 후, 1차 냉간 압연(중간 압연)을 행했다. 이 판을 면삭 후, 중간 어닐링을 넣으면서 냉간 압연을 4패스 행하는 최종 냉간 압연을 행하고, 계속해서 350℃에서 20초의 저온 조건으로 최종 어닐링을 행하여 리드 프레임의 박판화에 대응한 두께 0.15㎜의 동 합금판을 얻었다.

또한, 표7에 나타내는 각 동 합금 모두 기재 원소량을 제외한 잔량부 조성은 Cu이며, 그 밖의 불순물 원소로서 Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, Si, Nb, Al, V, Y, Mo, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량은, 이들 원소 전체의 합계 0.1질량％ 이하였다.

산소(O)의 함유량은, 호리바제작소 제품 EMGA-650A형 장치를 사용하여, JIS Z 2613에 따라 불활성 가스 융해법으로 시료 중의 산소를 추출하여 적외선 흡수법으로 분석을 행했다. 수소(H)의 함유량은, LECO사 제품 RH-402형 장치를 사용하여, JIS Z 2614에 따라 불활성 가스 융해법으로 시료 중의 수소를 추출하여, 열전도도법으로 분석을 행했다. 탄소(C)의 함유량은, 호리바제작소 제품 EMIA610형 장치를 사용하여 JIS Z 2615에 따라, 산소 분위기 중에서 가열하여 시료 중의 산소를 추출하여 연소 적외선 흡수법으로 분석을 행했다.

이와 같이 하여 얻은 동 합금판에 대하여, 각 예 모두 동 합금판으로부터 시료를 잘라내어, 각 시료의 인장 강도, 경도, 도전율, 도금성 등의 특성을 평가하였다. 이들 결과를 표8에 각각 나타낸다.

(도금성의 평가)

동 합금판 시료에 대해서, 상기 얻어진 동 합금판으로부터 25㎜×60㎜의 시료를 잘라낸 후, 실제의 리드 프레임에 있어서의 도금 공정을 모의한 Ag 도금을 실시하여, 도금면의 표리면을 모두 시료 중앙부 부근의 10㎠의 범위에서 실체 현미경(×40)으로 관찰했다. 그리고, 이 측정 부위에 있어서의, 도 3에 도시한 바와 같은 도금층의 돌기로서 관찰되는, 도금의 이상 석출(돌기) 발생수를 측정했다. 발생 개수가 2개/㎠ 미만인 경우에는 ○, 2개/㎠ 이상인 경우에는 본딩 불량을 초래하거나 하여 반도체 리드 프레임으로서 사용할 수 없게 되어, ×로 평가했다. 상기 Ag 도금은 전해 탈지, 산세, 수세 등의 전처리를 실시한 시료의 표리면에 시판되는 Cu 도금액욕에서 Cu 기초 전기 도금을 실시한 후에 시판되는 Ag 도금액욕에서 순Ag 전기 도금을 실시하여 행했다. Cu 기초 도금은 온도 60 내지 65℃, 전류 밀도 5A/dm², 처리 시간 10초의 조건으로 행하고, 순 Ag 전기 도금은 온도 60 내지 65℃, 전류 밀도 7A/dm², 처리 시간 60초의 조건으로 각각 행했다.

(경도 측정)

동 합금판 시료의 경도 측정은 마이크로비커스 경도계로 0.5㎏의 하중을 가해서 3개소 행하여, 경도는 그들의 평균값으로 했다.

(도전율 측정)

동 합금판 시료의 도전율은 밀링에 의해 폭 10㎜×길이 300㎜의 단책 형상의 시험편을 가공하고 더블 브릿지식 저항 측정 장치에 의해 전기 저항을 측정하여 평균 단면적법에 의해 산출했다.

표7, 8로부터 분명히 알 수 있듯이 본 발명의 조성 내의 동 합금인 제81 발명예 내지 제95 발명예는 대기 용해로에서의 용탕의 용해 온도와, 주조 개시부터 600℃까지의 평균 냉각 속도가 적절하게 제조되어 있다. 이 때문에 제81 발명예 내지 제95 발명예는 Fe, P와 함께, C 함유량이 본 발명의 범위 내이다.

그 결과, 제81 발명예 내지 제95 발명예는 O, H가 어느 정도 존재해도 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인 높은 강도에 비해, 비교적 고도전율이며, 또한 도금성도 우수하다.

이에 대해, 제96 비교예, 제97 비교예는 대기 용해로에서의 용해 온도가 너무 낮거나, 주조 개시부터 600℃까지의 평균 냉각 속도가 너무 작아, C 함유량이 너무 적다. 그 결과, O, H 함유량은, O, H 함유량은 본 발명의 범위 내이기는 하나, 발명예에 비하여 도금성이 떨어져 있다.

제98 비교예, 제99 비교예는 O, H 함유량이 너무 높다. 그 결과, C 함유량이 많음에도 불구하고, 마찬가지로 O, H 함유량이 높으나, 상한 레벨인 제84 발명예, 제85 발명예에 비하여 강도나 도금성이 현저하게 떨어져 있다.

제100 비교예는 Fe의 함유량이 너무 적다. 이 때문에, C 함유량이 본 발명의 범위 내이며, 도금성은 우수하기는 하나, 강도나 경도가 낮다.

제101 비교예의 동 합금은, Fe의 함유량이 너무 많다. 이 때문에, C 함유량이 본 발명의 범위 내이기는 하나, 강도나 경도, 도전율이 낮다.

제102 비교예의 동 합금은 P의 함유량이 너무 적다. 이 때문에, C 함유량이 본 발명의 범위 내이며 도금성은 우수하기는 하나, 강도나 경도, 도전율이 낮다.

제103 비교예의 동 합금은 P의 함유량이 너무 많다. 이 때문에, 열연 중에 판 단부에 균열이 발생하였다.

제104 비교예는 대기 용해로에서의 용해 온도가 높아 함유량이 너무 많다. 그 결과, O, H 함유량은 본 발명의 범위 내이기는 하나, 발명예에 비하여 도금성이 떨어져 있다.

이상의 결과로부터, 고강도화와, 도금의 이상 석출을 방지하는 우수한 도금성을 양립시키기 위한 C 함유량등의 임계적인 의의 및 이러한 조직을 얻기 위한 바람직한 제조 조건의 의의가 뒷받침된다.

본 발명을 상세하게 또 특정한 실시 형태를 참조하여 설명했으나, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하는 일 없이 다양하게 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다. 본 출원은, 2006년 10월 2일 출원의 일본 특허 출원(특허 출원2006-270918), 2006년10월 5일 출원의 일본 특허 출원(특허 출원:2006-274309), 2006년 11월 17일 출원의 일본 특허 출원(특허 출원2006-311899) 및 2006년 11월 17일 출원의 일본 특허 출원(특허 출원2006-311900)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 원용된다.

1 : 동 합금판
2 : 펀칭 구멍
3 : 절단 개소

Claims

질량％로, Fe : 0.01 내지 0.50％, P : 0.01 내지 0.15％를 각각 함유하고, 잔량부 Cu 및 불가피적 불순물로 이루어지는 동 합금판이며,
이 동 합금판의 JIS B0601법에 준한 표면 거칠기 측정에 있어서의 중심선 평균 거칠기(Ra)가 0.2㎛ 이하, 최대 높이(Rmax)가 1.5㎛ 이하이며, 또한
거칠기 곡선의 첨도(kurtosis)(Rku)가 5.0 이하인 것을 특징으로 하는, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 질량％로, Sn : 0.005 내지 5.0％를 더 함유하는, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 질량％로, Zn : 0.005 내지 3.0％를 더 함유하는, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 또한 S : 20ppm 이하, Pb : 20ppm 이하로 각각 규제한, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판의 인장 강도가 500MPa 이상, 경도가 150Hv 이상인, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 질량％로, Mn, Mg, Ca 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.0001 내지 1.0％ 더 함유하는, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 질량％로, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.001 내지 1.0％ 더 함유하는, 전기 전자 부품용 동 합금판
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이, 질량％로, Mn, Mg, Ca 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.0001 내지 1.0％와, Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, Pt 중 1종 또는 2종 이상을 합계 0.001 내지 1.0％를 각각 더 함유하는 동시에, 이들 함유하는 원소의 합계 함유량을 1.0％ 이하로 한, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al, V, Y, Mo, Pb, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, 밋슈메탈의 함유량을, 이들 원소 전체의 합계 0.1질량％ 이하로 한, 전기 전자 부품용 동 합금판.
제1항에 있어서, 상기 동 합금판이 반도체 리드 프레임용인, 전기 전자 부품용 합금판.