TWI537401B - Strength and heat resistance and flexographic workability of the Fe-P copper alloy plate - Google Patents

Strength and heat resistance and flexographic workability of the Fe-P copper alloy plate Download PDF

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Description

強度暨耐熱性以及撓曲加工性優異之Fe-P系銅合金板
本發明是關於強度、耐熱性和撓曲加工性優異，適合作為半導體用引線框架、端子、連接器、匯流條等的電氣暨電子元件材料的Fe-P系銅合金板。
銅和銅基合金由於導電率暨熱傳導性非常高，所以能够適用於作為以引線框架為首的電氣暨電子元件用材料。 近年來，引線框架的薄型化、細引腳化、窄小間距化日益進展，一部分甚至達到厚度100μm以下的程度，這樣子就需要具有非常高的強度。
另外，在引線框架的製作中，會對於已將銅和銅基合金軋製成既定厚度的條材，實施衝壓加工、蝕刻處理之類的工序來予以加工成既定的形狀。在衝壓加工時，在用來消除衝壓所帶來的應變的應變消除工序中，以400℃以上的溫度進行加熱等，實施高溫加熱處理的情況也很多。此外，還會實施各種鍍敷處理、或者封裝加工中的晶片黏合和引線黏合、樹脂模塑等處理。
因此，對於引線框架材料來說，不僅要求導電率、強 度(主要特性)，還要求耐衝壓性、耐熱性(加熱至高溫時的強度降低的程度)，此外還要求具有蝕刻性、各種鍍敷性、焊料密合性、氧化膜密合性、樹脂密合性、引線黏合性等(次要特性)。
雖然沒有一種材料可以全部都充分地符合這些特性，但是，作為多引腳IC的引線框架材料，從特性、成本、容易取得的觀點考量，逐漸地集中在：以Cu-2.2質量%Fe-0.03質量%P-0.12質量%Zn為標準化學組成分的CDA合金194；以Cu-3.0質量%Ni-0.65質量%Si-0.15質量%Mg為標準化學組成分的CDA合金7025；以及以Cu-0.23質量%Cr-0.25質量%Sn-0.20質量%Zn為標準化學組成分的CDA合金18045。此處，所謂的CDA係指：美國銅開發協會。
在此，特別是在需要強度的多引腳IC的引線框架材料中，係使用強度最高的CDA合金7025(維氏硬度200Hv)。但是，該材料中因為大量含有會使氧化膜的密合性降低的Ni、Si，所以係有氧化膜的密合性變低的缺點。
半導體裝置利用熱硬化性樹脂將半導體晶片封裝成一個封裝體的作法，從經濟性考量已經成為主流，重要的是保持封裝體的可靠性。封裝體的可靠性則是仰賴於模塑樹脂與引線框架的密合性。若是受到半導體裝置的組裝工序中的加熱過程的影響，而在引線框架表面形成密合性低的氧化膜的話，則模塑樹脂與引線框架的密合性會降低，將 封裝體安裝到印刷電路板安裝時，受到當時的加熱的影響，將會導致封裝體發生龜裂或剝離，而降低了封裝體的可靠性。
因此，為了確保封裝體的可靠性，重要的條件是引線框架材料的氧化膜的密合性需要很高，但CDA合金7025的這種特性卻是很低。另外，CDA合金7025也有因蝕刻加工等而產生污物，而降低鍍敷層的密合性之類的問題，在價格上也偏高而難以採用的問題。
另一方面，Fe-P系的CDA合金194，即使是作為最高強度等級的ESH，其強度仍很低，抗拉強度為550N/mm2左右，維氏硬度為160Hv左右。另外耐熱性也比較低，例如若以450℃加熱5分鐘左右，則軟化至只有原本強度的80%以下。但是，CDA合金194在衝壓性等的次要特性上並沒有重大的缺陷，氧化膜的密合性也優異，廉價且容易取得，因此被廣泛使用中。
在專利文獻1中記述了藉由在Fe-P系銅合金中添加Mg和Sn，來使Fe-P系銅合金高強度化的作法。另外，在專利文獻2中，記述了藉由使結晶組織整粒化，而改善了衝壓性(衝孔加工性和撓曲加工性)的Fe-P系銅合金板。在專利文獻3中記述了藉由採取對於Fe-P系銅合金進行熱軋和冷軋後，加熱至950~1050℃，接著進行急冷至300℃以下的固溶處理等特定的製造方法，從而改善了Fe-P系銅合金板的強度和耐熱性。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
專利文獻1：日本特開平4-41631號公報
專利文獻2：日本特開2000-104131號公報
專利文獻3：日本特開2012-57242號公報
但是，專利文獻1的Fe-P系銅合金板雖然具有高強度，但耐熱性卻不夠充分，另外對於衝壓性則尚未進行檢討。專利文獻2的Fe-P系銅合金板雖然衝壓性優異，但是耐熱性卻不夠充分。專利文獻3的Fe-P系銅合金板雖然強度和耐熱性都優異，但對於衝壓性則尚未進行檢討。
本發明是有鑑於Fe-P系銅合金板的這種現狀而進行開發完成的，其目的在於提供：一種具有高強度，耐熱性高，且衝壓性(特別是撓曲加工性)也優異的Fe-P系銅合金板。
本發明的Fe-P系銅合金板的特徵為：該Fe-P系銅合金板的組成分，以質量%計，係含有Fe：1.6~2.6質量%；P：0.01~0.15質量%；Zn：0.01~1.0質量%；Sn和Mg的其中一種以上，且是0.2~0.5質量%；C：0.003質量%以下；Co、Si和Cr合計為0.05質量%以下；其餘部分由Cu和不可避免的雜質構成，以電子背向散射繞射法 (EBSD)觀察與輥軋方向平行並且與板面垂直的截面的 結晶組織時，以面積對各晶粒的當量圓直徑進行加權的加權平均值在10μm以下，導電率為50%IACS以上，維氏硬度為180Hv以上，當量圓直徑為10~40nm的Fe或Fe-P化合物的析出粒子的存在密度為20個/μm2以上。還有，在本發明中，“銅合金板”的這個用語係以包含銅合金條的意思來使用。
根據本發明，能夠提供具有接近CDA合金7025的強度之強度暨耐熱性以及氧化膜的密合性優異的Fe-P系銅合金板。
第1圖(a)(b)(c)是實施例No.20、21、23的顯微鏡組織照片。
以下，對於本發明的Fe-P系銅合金板更具體地加以說明。
(Fe-P系銅合金的化學組成分)
Fe是有助於Fe-P系銅合金板的強度和耐熱性的提高，另外，具有抑制在熱軋中或再結晶熱處理中的結晶粒 生長的效果。Fe的含量低於1.6質量%的話，上述效果不充分。另一方面，若Fe的含量高於2.6質量%的話，則在熔化暨鑄造時，由於兩液相分離、結晶析出而生成粗大的Fe粒子(直徑數μm以上)，鍍敷性、蝕刻性會降低。因此，將Fe的含量設為1.6~2.6質量%，下限優選為1.7質量%，更優選為1.8質量%，上限優選為2.5質量%，更優選為2.4質量%。
P除了作為去氧劑有幫助以外，還形成Fe-P化合物的析出粒子，使Fe-P系銅合金板的強度和耐熱性提高。 另外，P具有抑制在熱軋中或再結晶熱處理中的結晶粒生長的效果。P的含量低於0.01質量%的話，上述效果不充分。另一方面，若P的含量高於0.15質量%的話，則導電率降低，並且氧化膜的密合性會降低。因此，將P的含量設為0.01~0.15質量%，下限優選為0.015質量%，更優選為0.02質量%，上限優選為0.13質量%，更優選為0.10質量%。
Zn使Fe-P系銅合金板的焊料耐熱剝離性、氧化膜的密合性提高。Zn的含量低於0.01質量%的話，其效果不充分，另一方面，若高於1.0質量%的話，則導電率降低。因此，將Zn的含量設為0.01~1.0質量%，下限優選為0.02質量%，更優選為0.05質量%，上限優選為0.8質量%，更優選為0.5質量%。
Sn和Mg在母材中固溶，具有使Fe-P系銅合金板的強度和耐熱性提高的效果，可添加Sn和Mg的其中一種 以上(Sn或Mg的一種或其二者)。Sn和Mg的其中一種以上的含量低於0.2質量%的話，上述效果不充分，無法達到維氏硬度180Hv以上。另一方面，若Sn和Mg的其中一種以上的含量高於0.5質量%的話，則導電率降低，並且氧化膜的密合性降低。因此，將Sn和Mg的其中一種以上的含量設為0.2~0.5質量%，下限優選為0.25質量%，更優選為0.3質量%，上限優選為0.45質量%，更優選為0.40質量%。
在Fe-P系銅合金中，若作為不可避免的雜質的C的含量高於0.003質量%的話，或者同樣作為不可避免的雜質的Co、Si和Cr的含量的合計高於0.05質量%的話，則因兩液相分離、結晶析出所造成的粗大的Fe粒子很容易生成。因此，Fe-P系銅合金的強度和耐熱性會降低，另外，鍍敷性、蝕刻性也會降低。因此，將C含量設為0.003質量%以下，將Co、Si和Cr的合計含量設為0.05質量%以下。此外，也有在進行熔化暨鑄造時，基於抗氧化等之目的而被散佈在金屬熔液表面的木炭、石墨粒和石墨鑄模等的原因，而有導致C含量超過限度被混入的情況。在這種情況下，為了減少C含量，係可採用下列的作法，例如：使用C含量少的Fe原料；減少木炭、石墨粒的散佈量；增大木炭、石墨粒的尺寸而減少與熔液的接觸面積；改變所使用的鑄模等。
(平均結晶粒直徑)
以電子背向散射繞射法(Electron Back Scatter Diffraction；EBSD)觀察Fe-P系銅合金板之與輥軋方向平行並且與板面垂直的截面的結晶組織(結晶粒界條件：方位差值5°以上)，求得觀察面的全部結晶粒的當量圓直徑，以面積對各結晶粒的當量圓直徑進行加權而求得加權平均值，在本發明中將其作為平均結晶粒直徑。作為平均結晶粒直徑之所以取其加權平均值，是因為像Fe-P系銅合金板這種的係有粗大粒與微細粒混合的情況下，若僅僅取相加平均值的話，則得出的晶粒直徑小得超出實際情況。若該平均結晶粒直徑高於10μm的話，則撓曲加工性、衝孔加工性會降低，並且強度、耐熱性也會降低。因此，將平均結晶粒直徑設為10μm以下，優選為8μm以下，更優選為6μm以下。平均結晶粒直徑越小越好，下限值不需要特別限制，但根據後述的製造方法能夠使之微細化至3μm左右。
(析出粒子的存在密度)
Fe或Fe-P化合物的析出粒子之中的當量圓直徑為10~40nm的析出粒子，會將結晶粒的重排予以釘軋固定下來而使Fe-P系銅合金板的強度和耐熱性提高。但若該析出粒子的存在密度低於20個/μm2的話，則能夠進行釘軋固定作用的析出粒子太少，強度和耐熱性的提高就不夠充分。因此，將當量圓直徑為10~40nm的Fe或Fe-P化合物的析出粒子的存在密度設為20個/μm2以上，優選為25 個/μm2以上，更優選為30個/μm2以上。其存在密度越大越好，上限值不需要特別限定，如果是在本發明的組成分範圍之內，則藉由後述的製造方法，能夠將密度提升至40個/μm2左右。
(Fe-P系銅合金板的製造方法)
本發明的製造方法如下。
首先，鑄塊是藉由使用通常的坩堝型熔爐等，來進行熔化原料，成分調整之後，再向一般的金屬鑄模、碳鑄模等之中澆注熔液而製造出來的。
其次，將鑄塊加熱至850~1050℃的溫度，以軋製加工率50%以上進行熱軋，熱軋的結束溫度為750℃以上。 熱軋後的冷卻，是利用水冷等，以10℃/秒以上的冷卻速度，對於從熱軋結束溫度(=冷卻開始溫度)至少到300℃的範圍進行急速冷卻。
熱軋的加熱溫度低於850℃的話，Fe、Fe-P化合物析出並粗大化，因此這部分Fe、P將會被消耗，經析出熱處理而析出的微細的Fe、Fe-P化合物將會減少，製品的強度、耐熱性會降低。另一方面，若高於1050℃的話，則接近熔點，因此會發生熱軋裂紋。另外，氧化會加劇，因實施熱軋而導致氧化物被捲入，變成缺陷殘留在製品銅合金板中。因此，將熱軋的加熱溫度設為850~1050℃，優選為870~1030℃，更優選為890~1010℃。
若熱軋的軋製加工率比50%小的話，則不引起再結 晶，有鑄造組織殘存的可能性。因此，將熱軋的軋製加工率設為50%以上，優選為60%以上，更優選為70%以上。
若熱軋的結束溫度低於750℃的話，則Fe、Fe-P化合物的析出量增加並粗大化，因此在析出熱處理中析出的微細的Fe、Fe-P化合物將會減少，製品銅合金板的強度和耐熱性會降低。另外，若熱軋的結束溫度低於750℃的話，則製品銅合金板的平均晶粒直徑會變大。這被認為是由於粗大化的Fe、Fe-P化合物在再結晶熱處理時成為再結晶的起點，促進再結晶。因此，將熱軋的結束溫度設為750℃以上，優選為770℃以上，更優選為790℃以上。
熱軋後的冷卻速度，若在從熱軋結束溫度至300℃的範圍內低於10℃/秒的話，則冷卻中也有Fe、Fe-P化合物析出並粗大化，因此在析出熱處理中析出的微細的Fe、Fe-P化合物將會減少，製品銅合金板的強度和耐熱性會降低。因此，將熱軋後的冷卻速度設為10℃/秒以上，優選為20℃/秒以上，更優選為30℃/秒以上。熱軋材冷卻達到300℃後，不需要急冷。
其後，除去熱軋材的氧化鏽皮，進行冷軋。為了在後續進行的再結晶熱處理中獲得均勻的再結晶組織，將冷軋的軋製加工率設為50%以上，優選為60%以上，更優選為70%以上。
再結晶熱處理是用以形成微細的再結晶晶粒的熱處理，以加熱溫度為550~900℃左右保持1秒~10分鐘的程度。加熱溫度低於550℃的話，難以發生再結晶，若高 於900℃的話，則再結晶晶粒粗大化。因此，將加熱溫度設為550~900℃，優選為570~880℃，更優選為590~860℃左右。保持時間可以根據加熱溫度來做適當的選擇為1秒~10分鐘程度的短時間。若保持時間低於1秒的話，則難以再結晶。若保持時間高於10分鐘的話，則再結晶晶粒粗大化，製品銅合金板的平均晶粒直徑會變大。 另外，Fe、Fe-P化合物的析出量增加並粗大化，因此在其後的析出熱處理中析出的微細的Fe、Fe-P化合物將會減少。因此，將保持時間設為1秒~10分鐘，優選為2秒~5分鐘，更優選為5秒~2分鐘左右。
另外，再結晶熱處理的加熱速度在300℃以上的範圍為1℃/秒以上。該加熱速度低於1℃/秒時，加熱中發生Fe、Fe-P化合物的析出，得不到微細的再結晶晶粒。這被認為是由於加熱中析出的Fe和Fe-P化合物伴隨溫度的上升而粗大化，其成為再結晶的起點，促進再結晶。另外，因為加熱中發生Fe、Fe-P化合物的析出並粗大化，所以在析出熱處理中析出的微細的Fe、Fe-P化合物減少。因此，再結晶熱處理的加熱速度為1℃/秒以上，優選為2℃/秒以上，更優選為5℃/秒以上。
此外，將再結晶熱處理後的冷卻速度，在從加熱溫度到300℃的範圍中係設為5℃/秒以上。該溫度範圍的冷卻速度低於5℃/秒的話，冷卻中將發生Fe、Fe-P化合物的析出並粗大化，因此在析出熱處理中析出的微細的Fe、Fe-P化合物將會減少。因此，將再結晶熱處理後的冷卻速 度設為5℃/秒以上，優選為10℃/秒以上，更優選為20℃/秒以上。
再結晶熱處理之後，進行或不進行冷軋，進行析出熱處理。析出熱處理是用以大量生成微細的(當量圓直徑為10~40nm的)Fe、Fe-P化合物的析出物的熱處理，雖然不進行冷軋也會生成析出物，但藉由進行冷軋，可以使析出物高效率地析出，進一步提高強度。
析出熱處理以加熱溫度300~600℃的程度保持0.5~30小時的程度。加熱溫度低於300℃的話，析出量少，若高於600℃的話，則析出物容易粗大化。因此，將加熱溫度設為300~600℃，優選為320~580℃，更優選為340~560℃。保持時間可以根據加熱溫度來做適當的選擇為0.5~30小時左右的時間。保持時間低於0.5小時的話，析出容易不充分，若高於30小時的話，則對降低生產性的影響將會變大。因此，將保持時間設為0.5~30小時，優選為1~25小時，更優選為1.5~20小時左右。
還有，為了進一步提高強度，是反覆進行多次析出熱處理為宜。進行多次的析出熱處理時，需要在析出熱處理之間進行冷軋。藉由這種冷軋而在銅合金板材中形成作為Fe、Fe-P化合物的析出點的部分，可在其後的析出熱處理中新形成析出物。若進行多次析出熱處理，則析出物的密度增加，能夠提高強度。進行多次析出熱處理時，需要以析出熱處理後的硬度在第2次比第1次高，第3次比第2次高，析出熱處理的次數越多越高的方式，適當選擇析出 熱處理條件(溫度、時間)和析出熱處理間的冷軋加工率。亦即，選定的條件是，藉由第2次以後的析出熱處理，除了在此之前就已經存在的析出物以外，還會新形成當量圓直徑為10~40nm的析出物的條件。具體來說，可以考慮例如：越重複析出熱處理的次數，越使析出熱處理的溫度降低的方式。析出熱處理後的硬度，在即使重複析出熱處理多次也不變高或反而變低時，則析出物粗大化，微細的析出物的密度並沒有增加。
接著進行最終的冷軋，精製成既定的強度和板厚。在最終冷軋之後，也可以進行低溫退火(也稱為消除應力退火)。隨著半導體裝置的小型化、高集成化而來的引線框架的微細配線化，對於銅合金板的平整度和減小內部應力的品質要求也日益提高，低溫退火對於提昇這些品質是有效的。
〔實施例〕
在高頻爐中熔煉銅合金原料之後進行成分調整，以碳鑄模鑄錠(冷卻方法為水冷)，得到厚度50mm、寬度180mm、長度100mm的鑄塊。將製得的Fe-P系銅合金的化學組成分顯示在表1中。還有，表1所示的Fe-P系銅合金除了表1所示的元素以外，還含有不可避免的雜質，其中Ti、Zr、Be、V、Nb、Mo、W、Mg總量為0.01質量%以下，B、Na、S、Ca、As、Se、Cd、In、Sb、Pb、Bi、MM(混合稀土合金)總量為0.005質量%以下。這些 元素極為少量，對本發明的Fe-P系銅合金板的特性不造成影響。
接著，將各鑄塊以950℃加熱1小時後，熱軋至厚度18mm，熱軋後每一個都進行水冷。熱軋的結束溫度(冷 卻開始溫度)，No.1~23、25~28係設為750℃以上，只有No.24是低於750℃。No.24因為延長了通過輥軋機之間的時間，所以熱軋的結束溫度變低。在熱軋後進行的水冷的冷卻速度全部為10℃/秒以上。
對於No.1~28的熱軋板的兩面，進行端面車削以除去氧化鏽皮，達到厚度16mm後，進行冷軋、再結晶熱處理、析出熱處理、最終冷軋和消除應力退火，製得厚度0.15mm的Fe-P系銅合金板。還有，析出熱處理的次數，No.1~10、13~25、28都進行一次。No.11、12、26、27則進行兩次析出熱處理，第一次析出熱處理後以60%的加工率進行冷軋。
熱軋結束溫度、再結晶熱處理、析出熱處理和最終冷軋的軋製率的工序條件顯示在表2中。
將製得的Fe-P系銅合金板作為試樣，按下述要點進行測定平均結晶粒直徑、析出物密度、抗拉強度、加熱前後的硬度、導電率、W撓曲性、焊料耐熱剝離性、氧化膜密合性。其結果顯示在表3中。另外，以光學顯微鏡(倍率：500倍)觀察所得到的Fe-P系銅合金板的表面，調查有無因兩液相分離、結晶析出而發生的粗大Fe粒子。關於觀察到粗大Fe粒子的No.20、21、23，其顯微鏡組織照片顯示在圖1中。稍深的灰色的粒子是粗大Fe粒子。
(平均晶粒直徑)
以電子背向散射繞射法(EBSD)觀察試樣之與輥軋方向平行並且與板面垂直的截面的結晶組織，對於以結晶粒界條件為方位差值5°以上的條件來進行過解析後的全部結晶粒，以當量圓直徑進行數值化，以面積對各結晶粒的當量圓直徑進行加權而求得加權平均值，以此作為試樣的平均結晶粒直徑。因此，平均結晶粒直徑由下式計算。
平均結晶粒直徑=(a1×d1+…+aN×dN)/A
其中，ai：各結晶粒的面積
di：各結晶粒的直徑
A：N個的晶粒的面積之總和。
(析出物密度)
使用15萬倍的透射型電子顯微鏡觀察試樣的組織，測定粒徑為10nm以上且40nm以下的析出粒子的個數，計算每單位面積中的個數(個/μm2)，將其作為析出物密度。
(抗拉強度)
由試樣製作出：將縱長方向設成與輥軋方向平行的日本工業規格JIS-5號測試片，依據日本工業規格JISZ2241的基準進行拉伸試驗，來進行測定。
(加熱前後的硬度)
使用微型維氏硬度計施加4.9N的載荷，測定從試樣 採取的測試片的加熱前的硬度和以550℃加熱1分鐘後的硬度。接著，計算加熱後/加熱前硬度比。加熱前的硬度在180Hv以上為良好，加熱後/加熱前硬度比在0.90以上評判為良好。
(導電率)
將試樣藉由銑削加工製作成：寬10mm×長300mm的狹條狀的測試片，利用雙電橋式電阻測定裝置測定其電阻，利用平均截面積法進行計算。在本發明中，將導電率50%IACS以上評判為良好。
(W撓曲性)
對於從試樣採取的寬10mm的L.D.和T.D.測試片，依據JCBA-T307的規定，進行W撓曲(R/t=1)，觀察撓曲部的外觀而進行評判。在L.D.和T.D.測試片任何一片中，有發生裂紋的評判為×(不良)，發生表面粗糙的評判為△(不良)，裂紋或表面粗糙均未發生的評判為○(良好)。還有，所謂的L.D.(Londitudinal to Rolling Direction)測試片，係指：其長度方向是與輥軋方向平行，而撓曲線係與輥軋方向垂直的測試片，所謂的T.D.(Transverse to Rolling Direction)測試片，係指：其長度方向是與輥軋方向垂直，而撓曲線係與輥軋方向平行的測試片。
(焊料耐熱剝離性)
在從試樣採取的狹條狀的測試片上塗布弱活性助焊劑，在保持於245℃的焊浴(Sn-3%Ag-0.5%Cu)中浸漬5秒鐘後，以150℃的烤爐加熱1000小時之後，對於該測試片施加180°撓曲和撓曲回復加工，在撓曲回復加工部貼上透明的修補膠帶後再予以撕下，根據有無焊料附著在修補膠帶上，來觀察加工部的焊料是否剝離。在修補膠帶上附著有剝離片，表示係發生了剝離，所以評判為×(不良)，沒有附著剝離片的，表示係未發生剝離，所以評判為○(良好)。
(氧化膜密合性)
氧化膜密合性係以氧化膜密合保持溫度來進行評判。對於試樣進行鹼性陰極電解清洗後，再進行水洗→酸洗(10%硫酸)→水洗→乾燥之後，在大氣中以各種溫度加熱5分鐘，使用加熱後的試樣，利用膠帶來進行剝離試驗。加熱溫度係以每相隔10℃做增量變化，將未發生氧化膜的剝離的最高溫度作為氧化膜密合保持溫度。將氧化膜密合保持溫度在300℃以上者，視為良好。鹼性陰極電解清洗以液溫為60℃，陰極電流密度為5A/dm2，時間為30秒鐘的條件來進行。清洗液是以氫氧化鈉為主成分(40%)，另外含有磷酸鹽、矽酸鹽、碳酸鹽、表面活性劑，以50g/L的濃度溶解了具有代表性之市售的鹼性陰極電解清洗用藥劑的水溶液。利用膠帶來進行的剝離試驗， 係以黏貼上市售的膠帶(住友3M公司製造的修補膠帶)之後，予以撕下的方法來進行的。
發明例No.1~13，銅合金的組成分落在本發明的規定範圍內，熱軋的結束溫度高達750℃以上，再結晶熱處 理的加熱、冷卻速度大，並且是高溫短時間的保持條件。 因此，平均結晶粒直徑小，析出物密度高，具有高強度(包括維氏硬度)和耐熱性、良好的撓曲性、焊料耐熱剝離性以及氧化膜密合性。
其中No.11、12，進行兩次析出熱處理，將析出熱處理之間的冷軋加工率設為60%，與化學組成分大致相同的發明例No.1相比，平均結晶粒直徑更小，析出物密度更高，強度更高。
另一方面，No.14因為P的含量多，落在本發明的規定範圍外，所以導電率低，氧化膜密合性差。
No.15因為P的含量少，落在本發明的規定範圍外，所以結晶粒直徑大，析出物密度低，強度(特別是維氏硬度)和耐熱性低，撓曲性差。
No.16平均結晶粒直徑小，析出物密度高，具有高強度、耐熱性、撓曲性。但是，因為Zn的含量少，落在本發明的規定範圍外，所以焊料耐熱剝離性差。
No.17平均結晶粒直徑小，析出物密度高，具有高強度、耐熱性、撓曲性。但是，Zn的含量多，落在本發明的規定範圍外，因此導電率低。
No.18因為Sn與Mg的合計含量少，落在本發明的規定範圍外，所以雖然平均結晶粒直徑小，析出物密度也高，但強度和耐熱性低。
No.19因為Sn和Mg的合計含量多，落在本發明的規定範圍外，所以導電率低，氧化膜密合性差。
No.20因為C的含量多，落在本發明的規定範圍外，所以如第1圖(a)所示，粗大Fe粒子大量生成，進行Ag等的鍍敷時容易生成突起和未鍍敷部等，可推測其鍍敷性低。另外，No.20平均結晶粒直徑大，析出物密度低，與組成分類似的No.2相比，強度和耐熱性低，撓曲性差。
No.21因為Co、Si、Cr的合計含量多，落在本發明的規定範圍外，所以如第1圖(b)所示，粗大Fe粒子大量生成，可推測其鍍敷性低。另外，No.21平均結晶粒直徑大，析出物密度低，與組成分類似的No.2相比，強度和耐熱性低，撓曲性差。
No.22因為Fe的含量少，落在本發明的規定範圍外，所以平均結晶粒直徑大，析出物密度低，強度和耐熱性低，撓曲性差。
No.23平均結晶粒直徑小，析出物密度高，具有高強度、耐熱性、撓曲性。但是，Fe的含量多，落在本發明的規定範圍外，因此如第1圖(c)所示，粗大Fe粒子大量生成，可推測其鍍敷性低。
No.24因為熱軋的結束溫度低，為低於750℃，因此，平均晶粒直徑大，析出物密度低，強度和耐熱性低，撓曲性差。
No.25因為再結晶熱處理的加熱暨冷卻速度小，並且是在較低溫下長時間的保持條件，所以平均結晶粒直徑大，析出物密度低，強度和耐熱性低，撓曲性差。
No.26因為第二次析出熱處理的溫度與第一次相同，所以與相同組成分下除了析出熱處理以外的工序條件類似的No.12相比，析出物密度和強度(含維氏硬度)降低。
No.27因為第二次析出熱處理的溫度更高，所以與相同組成分下除了析出熱處理以外的工序條件類似的No.12相比，析出物密度、強度(含維氏硬度)和耐熱性降低。另外，平均結晶粒直徑大，撓曲性差。
No.28因為再結晶熱處理的保持溫度高，所以平均結晶粒直徑大，強度(特別是維氏硬度)低，撓曲性差。

Claims (1)

  1. 一種強度暨耐熱性以及撓曲加工性優異之Fe-P系銅合金板，其特徵為：該Fe-P系銅合金板的組成分，以質量%計，係含有Fe：1.6~2.6質量%；P：0.01~0.15質量%；Zn：0.01~1.0質量%；Sn和Mg的其中一種以上，且是0.2~0.5質量%；C：0.003質量%以下；Co、Si和Cr合計為0.05質量%以下；其餘部分由Cu和不可避免的雜質構成，以電子背向散射繞射法(EBSD)觀察與輥軋方向平行並且與板面垂直的截面的結晶組織時，以面積對各晶粒的當量圓直徑進行加權的加權平均值在10μm以下，導電率為50%IACS以上，維氏硬度為180Hv以上，當量圓直徑為10~40nm的Fe或Fe-P化合物的析出粒子的存在密度為20個/μm2以上。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101977508B1 (ko) * 2017-12-24 2019-05-10 주식회사 포스코 고 전기전도도 고강도 동합금 및 그 제조방법
JP7242996B2 (ja) * 2018-03-28 2023-03-22 三菱マテリアル株式会社 銅合金
JP7234501B2 (ja) * 2018-03-28 2023-03-08 三菱マテリアル株式会社 銅合金
CN115821107A (zh) * 2022-12-15 2023-03-21 安徽鑫科铜业有限公司 一种蚀刻引线框架铜铸坯及其生产方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2673967B2 (ja) 1990-06-04 1997-11-05 三菱伸銅 株式会社 高強度を有する半導体装置のＣｕ合金製リードフレーム材
JP3772319B2 (ja) * 1997-03-24 2006-05-10 同和鉱業株式会社 リードフレーム用銅合金およびその製造方法
JPH1180862A (ja) * 1997-09-09 1999-03-26 Kobe Steel Ltd 耐熱性に優れたリードフレーム用Ｃｕ−Ｆｅ系合金材
JP3729662B2 (ja) 1998-09-28 2005-12-21 株式会社神戸製鋼所 高強度・高導電性銅合金板
JP3980808B2 (ja) * 2000-03-30 2007-09-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性および耐熱性に優れた高強度銅合金およびその製造方法
JP3896793B2 (ja) * 2001-02-16 2007-03-22 日立電線株式会社 高強度・高導電性銅合金材の製造方法
JP4159757B2 (ja) * 2001-03-27 2008-10-01 株式会社神戸製鋼所 強度安定性および耐熱性に優れた銅合金
JP4567906B2 (ja) * 2001-03-30 2010-10-27 株式会社神戸製鋼所 電子・電気部品用銅合金板または条およびその製造方法
JP3725506B2 (ja) * 2002-09-10 2005-12-14 株式会社神戸製鋼所 高強度および高導電率を備えた銅合金及びその製造方法
WO2006019035A1 (ja) * 2004-08-17 2006-02-23 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板
JP3838521B1 (ja) * 2005-12-27 2006-10-25 株式会社神戸製鋼所 高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金およびその製造方法
KR100997560B1 (ko) * 2005-07-07 2010-11-30 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 및 우수한 굽힘 가공성을 갖춘 구리 합금 및 구리 합금판의 제조 방법
JP4684787B2 (ja) * 2005-07-28 2011-05-18 株式会社神戸製鋼所 高強度銅合金
JP4407953B2 (ja) * 2005-08-22 2010-02-03 株式会社神戸製鋼所 高強度・高導電性銅合金板
EP2045344B1 (en) * 2006-07-21 2012-05-23 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Process for producing copper alloy sheets for electrical/electronic part
JP4168077B2 (ja) * 2006-07-21 2008-10-22 株式会社神戸製鋼所 酸化膜密着性に優れた電気電子部品用銅合金板
JP4950584B2 (ja) * 2006-07-28 2012-06-13 株式会社神戸製鋼所 高強度および耐熱性を備えた銅合金
CN100469923C (zh) * 2006-09-27 2009-03-18 苏州有色金属加工研究院 耐高温软化引线框架用铜合金及其制造方法
JP5570109B2 (ja) * 2008-10-15 2014-08-13 三菱伸銅株式会社 電子機器用銅合金およびリードフレーム材
WO2011021245A1 (ja) * 2009-08-20 2011-02-24 三菱伸銅株式会社 電子機器用銅合金及びリードフレーム材
JP5610789B2 (ja) * 2010-02-25 2014-10-22 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金板材および銅合金板材の製造方法
JP2012057242A (ja) 2010-09-13 2012-03-22 Hitachi Cable Ltd 高強度高導電率高耐熱性銅基合金の製造方法及び高強度高導電率高耐熱性銅基合金

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