WO2008010378A1 - Copper alloy sheets for electrical/electronic part - Google Patents

Copper alloy sheets for electrical/electronic part Download PDF

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WO2008010378A1
WO2008010378A1 PCT/JP2007/062395 JP2007062395W WO2008010378A1 WO 2008010378 A1 WO2008010378 A1 WO 2008010378A1 JP 2007062395 W JP2007062395 W JP 2007062395W WO 2008010378 A1 WO2008010378 A1 WO 2008010378A1
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copper alloy
orientation
strength
alloy sheet
plate
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Yasuhiro Aruga
Ryoichi Ozaki
Yosuke Miwa
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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    • H05K2201/0335—Layered conductors or foils
    • H05K2201/0355—Metal foils

Definitions

  • the present invention relates to a Cu-Fe-P-based copper alloy sheet having high strength and excellent press punching performance when subjected to a stamping force.
  • the present invention also relates to a Cu-Fe-P-based copper alloy sheet that has high strength and low strength reduction when heat treatment such as strain relief annealing is performed, and has excellent heat resistance.
  • the present invention also relates to a Cu-Fe-P-based copper alloy sheet having high strength and improved adhesion of an oxide film in order to cope with problems of knocking cracks and peeling.
  • the copper alloy plate of the present invention is suitable as a material for a lead frame for a semiconductor device.
  • other semiconductor components, electrical and electronic component materials such as a printed wiring board, switch parts, It is suitably used for various electrical and electronic parts such as busbars and terminal / connector mechanical parts.
  • busbars and terminal / connector mechanical parts.
  • Cu—Fe—P based copper alloy containing Fe and P As a copper alloy for a semiconductor lead frame, a Cu—Fe—P based copper alloy containing Fe and P has been generally used.
  • These Cu-Fe-P-based copper alloys include, for example, copper alloys (C19210 alloy) containing Fe: 0.05 to 0.15%, P: 0.025 to 0.040%, Fe: 2.
  • An example is a copper alloy (CDA194 alloy) containing 1 to 2.6%, P: 0.015 to 0.15%, and Zn: 0.05 to 0.20%.
  • CDA194 alloy copper alloy
  • These Cu-Fe-P-based copper alloys are superior in strength, conductivity and thermal conductivity among copper alloys when an intermetallic compound such as Fe or Fe-P is precipitated in the copper matrix. Therefore, it is widely used as an international standard alloy.
  • Patent Document 1 includes Fe: 0.005 to 0.5 wt%, P: 0.005 to 0.2 wt%, and if necessary, Zn: 0.01 to: LOwt%, Sn: 0.
  • a Cu—Fe—P-based copper alloy sheet containing one or both of 01 to 5 wt% and comprising the balance Cu and inevitable impurities is disclosed.
  • press punchability is improved by controlling the degree of integration of crystal orientation of the copper alloy plate (see Patent Document 1).
  • this integration degree control is performed by ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes on the plate surface as the copper alloy plate recrystallizes and the crystal grain size of the structure increases. This is done by utilizing the fact that the accumulation ratio of ⁇ 220 ⁇ faces increases when rolling. Characteristically, with respect to the ⁇ 200 ⁇ and ⁇ 311 ⁇ planes, the press punchability is improved by increasing the accumulation ratio of ⁇ 220 ⁇ planes on the plate surface.
  • the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 200 ⁇ surface force on this plate surface is 1 [200]
  • the ⁇ 311 ⁇ surface X-ray diffraction intensity is 1 [311]
  • the X-rays from the ⁇ 220 ⁇ plane When the diffraction intensity is 1 [220], the equation [I [200] + I [311]] / 1 [220] ⁇ 0.4 is satisfied.
  • the X-ray diffraction intensity I (200) of the (200) plane of the copper alloy plate and the X-ray diffraction intensity I (220) of the (220) plane Ratio, I (200) / ⁇ (220) is 0.5 or more and 10 or less, or Cube orientation density: D (Cube orientation) is 1 or less Upper 50 or less, or Cube azimuth density: D (Cube azimuth) and S azimuth density: D (S azimuth) ratio: D (Cube azimuth) ZD (S azimuth) is 0. It has been proposed that it be 1 or more and 5 or less (see Patent Document 2).
  • Patent Document 3 in order to improve the bending strength of the Cu-Fe-P copper alloy sheet, the (200) plane X-ray diffraction intensity and the (311) plane X-ray diffraction intensity It is proposed that the ratio of the sum of x and the X-ray diffraction intensity of the (220) plane, [1 (200) +1 (311)] 1 (220) be 0.4 or more (patent (Ref. 3).
  • Patent Document 4 proposes that 1 (20 0) Zl (110) be 1.5 or less in order to improve the flexibility of the Cu-Fe-P-based copper alloy sheet. (See Patent Document 4).
  • a Cu-Fe-P-based copper alloy plate When a Cu-Fe-P-based copper alloy plate is processed into a lead frame or the like, it is generally formed into a multi-pin shape by stamping gucaroe (press punching force). .
  • stamping gucaroe press punching force
  • the copper alloy plate used as a raw material has become thinner and multi-piny in order to cope with the downsizing of electric and electronic parts and thin and light weight. Strain stress tends to remain in later processed products, and the pins tend to be uneven. Therefore, usually, a multi-pin copper alloy sheet obtained by stamping is subjected to heat treatment (strain relief annealing) to remove the strain.
  • Patent Document 5 although it is not a Cu-Fe-P-based copper alloy, a copper alloy obtained by adding a small amount of silver to oxygen-free copper is used as a material, and the X-ray diffraction intensity ratio after final rolling is used.
  • the strength is improved by controlling the crystal grain size before final rolling. That is, after hot rolling, cold rolling and recrystallization annealing are repeated, the degree of work in the final cold rolling, the average grain size after recrystallization annealing before the final cold rolling, and the cooling before final annealing. By controlling the degree of hot rolling, the X-ray diffraction intensity ratio after the final rolling and the crystal grain size before the final rolling are controlled to increase the strength.
  • Patent Document 6 high heat resistance is achieved by controlling the crystallization and precipitate morphology of a Cu-Fe-P-based copper alloy having a substantial Fe content of 0.7% or more. It has been proposed to get. That is, the ratio of the X-ray peak area ⁇ of the ⁇ -Fe precipitate contained in the structure to the X-ray peak area ⁇ of the a-Fe precipitate ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ is 0.05 or more, and high heat resistance is achieved. It has been proposed to obtain (see Patent Document 6).
  • Patent Document 7 in order to obtain high heat resistance by controlling the texture, the Cu-Fe-P-based copper alloy having a substantial Fe content of 0.5% or more is 500 ° C. It has been proposed to obtain high heat resistance by setting the orientation density of the Cube orientation after annealing for 1 minute to 50% or less and further setting the average crystal grain size to 30 m or less (see Patent Document 7).
  • the Cu-Fe-P-based copper alloy having a substantial Fe content of 2% or more is not intended to improve the heat resistance, but the workability of the plate and the lead frame It has been disclosed to improve the formability to a texture by controlling the texture.
  • This workability includes corrugation and meandering in cold rolling, non-uniformity of residual stress, meandering of slitted strips, bending and burring in stumping, and roughening and cracking of lead bending parts.
  • the texture is to control the X-ray diffraction intensity ratio between the (200) plane and the (220) plane and the orientation density in the Cube direction within an appropriate range.
  • plastic packages for semiconductor devices have become mainstream because they are excellent in package power economy and mass productivity for sealing semiconductor chips with thermosetting resin. These packages are becoming thinner with the recent demand for smaller electronic components.
  • the semiconductor chip is soldered or brazed to the lead frame via a heat bonding force using an Ag paste or the like, or a plated layer of Au, Ag, or the like. Then, after the resin sealing is performed, and the resin sealing is performed, the outer lead is generally covered with an electric fitting.
  • the package crack absorbs the mold resin from the atmosphere after the semiconductor package is assembled, the moisture is vaporized by the subsequent heating in the surface mounting, and the crack is generated inside the package. If it exists, water vapor
  • moisture and impurities enter and corrode the chip, which impairs the semiconductor function.
  • the expansion of the cage will result in poor appearance and loss of product value.
  • Such problems of package cracking and peeling have become prominent in recent years with the progress of thinning of the package.
  • the problem of cracking and cracking is caused by poor adhesion between the resin and the die pad, but it has the greatest influence on the adhesion between the resin and the die pad.
  • This is the acid film of the lead frame base material.
  • the lead frame base material is subjected to various heating processes for the manufacture of the plate and the production of the lead frame. For this reason, before plating with Ag or the like, an oxide film having a thickness of several tens to several hundreds of nanometers is formed on the surface of the base material.
  • the copper alloy and the resin are in contact with each other through the acid film, so that the peeling of the acid film from the lead frame base material leads to the separation of the resin and the die pad.
  • Patent Document 8 proposes to improve the adhesion of the oxide film by controlling the crystal orientation of the copper alloy electrode surface layer.
  • the ratio of the ⁇ 100 ⁇ peak intensity to the ⁇ 111 ⁇ peak intensity is set to 0.04 in the crystal orientation of the extreme surface evaluated by the XRD thin film method of the lead frame base copper alloy.
  • all lead frame base copper alloys are included, but Cu-Fe-P based copper alloys that are substantially exemplified have a high Fe content of 2.4% or more. -Fe-P copper alloy only.
  • Patent Document 1 Japanese Published Patent Publication 2000- -328158 (full text)
  • Patent Document 2 Japanese Published Patent Publication 2002--339028 (full text)
  • Patent Document 3 Japanese Published Patent Publication 2000--328157 (Claims)
  • Patent Document 4 Japanese Published Patent Publication 2006- -63431 (Claims)
  • Patent Document 5 Japanese Published Patent Publication No. 2003- -96526 (full text)
  • Patent Document 6 Japanese Published Patent Publication 2004- -91895 (full text)
  • Patent Document 7 Japanese Published Patent Publication 2005- -139501 (full text)
  • Patent Document 8 Japanese Published Patent Publication 2001- -244400 (full text)
  • the press punchability improving effect by controlling the accumulation ratio of the structure as described in Patent Documents 1 and 2 does not satisfy the required press punchability.
  • a lead is punched into a copper alloy plate, and the test condition of press punching property in which the height of the flash is measured by SEM observation is used to increase the strength of Cu.
  • the required press punchability of the -Fe-P copper alloy sheet cannot be accurately evaluated.
  • Patent Documents 6 and 7 aimed at improving the heat resistance of Cu-Fe-P-based copper alloys, or the technology of Patent Document 2 having a different purpose, are intended to achieve the high level intended by the present invention. It is not enough to guarantee the heat resistance of the.
  • the substantial Fe content of Cu-Fe-P-based copper alloys in these patent documents is at least more than 0.5%.
  • the techniques of these patent documents certainly cannot be effective in improving the heat resistance of Cu-Fe-P copper alloys with a high Fe content.
  • Patent Document 8 does not reach the high level of acid-oxide film adhesion intended in the present invention.
  • the substantial Fe content of the Cu-Fe-P-based copper alloy in Patent Document 8 is at least more than 2.4% by mass as described above.
  • the technique of Patent Document 8 has a high Fe content, and may be effective in improving the adhesion of the Cu-Fe-P copper alloy to the oxide film.
  • the adhesion of the Cu-Fe-P-based copper alloy of Example 1 with Fe content of 2.41% is 633K at the peeling limit temperature of the acid film. (360 ° C).
  • productivity such as forging, which is not limited only by material properties such as conductivity, is significantly reduced.
  • the tensile strength of the Cu—Fe—P based copper alloy of Example 1 is relatively high at 530 MPa, but the conductivity is as low as 63% IACS.
  • Patent Document 8 cannot combine the high strength required for a Cu—Fe—P-based copper alloy and the adhesion of an oxide film.
  • Patent Document 8 is applied as it is to a Cu-Fe-P-based copper alloy whose strength is increased by a composition in which the Fe content is substantially reduced to 0.5% or less.
  • the adhesion of the oxide film required for the above-described lead frame cannot be obtained.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and provides a Cu-Fe-P-based copper alloy sheet that achieves both high strength and excellent press punchability. is there.
  • the present invention was made to solve the above-described problems, and the purpose thereof is to increase the strength even by a composition in which the Fe content is substantially reduced to 0.5% or less. It is to provide a Cu-Fe-P copper alloy sheet that achieves both excellent heat resistance.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and the purpose thereof is to increase the strength even by a composition in which the Fe content is substantially reduced to 0.5% or less. It is to provide a Cu-Fe-P copper alloy sheet that achieves both excellent oxide film adhesion.
  • the summary of the copper alloy sheet for electrical and electronic parts of the present invention excellent in press punchability is mass%, Fe: 0.01 to 0.50%, P: 0.00.
  • a copper alloy plate containing each of 01 to 0.15%, and the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak from the ⁇ 311 ⁇ plane of the plate surface divided by the peak height is not less than 0.015. Suppose that there is.
  • the copper alloy sheet of the present invention further contains 0.005 to 5.0% Sn by mass%, or for improving the heat-resistant peelability of solder and Sn plating. Furthermore, 0.005 to 3.0% Zn in mass% may be contained.
  • the copper alloy sheet of the present invention has a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness of 150 MPa as a measure of high strength. It is preferable that it is Hv or more.
  • the electrical conductivity correlates with the strength of the plate, and the high electrical conductivity referred to in the present invention means that the electrical conductivity is relatively high for the high strength.
  • the copper alloy sheet of the present invention further includes one or more of Mn, Mg, and Ca in total by mass%. 0001 to 1.0% may be contained.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises, in mass%, one or more of Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, and Pt in a total of 0.001 to 1. You may contain 0%.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises, in mass%, one or more of Mn, Mg, and Ca in a total of 0.0001 to 1.0%, Zr, Ag, Cr, Cd, Contains one or more of Be, Ti, Co, Ni, Au, and Pt in a total of 0.001 to 1.0%, and the total content of these elements is 1.0% As below, you may contain.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al,
  • the content of V, Y, Mo, Pb, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, and misch metal is preferably 0.1% by mass or less in total of these elements. .
  • the summary of the copper alloy plate for electrical and electronic parts of the present invention for achieving the above-mentioned object is as follows: mass%, Fe: 0.01 to 0.50%, P: 0.01 to 0.15. % Of X-ray diffraction from the (200) plane of the plate surface I X-ray diffraction from the (200) and (220) planes
  • the ratio with I (220), I (200) / ⁇ (220) is 0.3 or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention further contains 0.005 to 5.0% Sn in mass%, or for improving the heat-resistant peelability of solder and Sn plating. Furthermore, 0.005 to 3.0% Zn in mass% may be contained.
  • the copper alloy sheet of the present invention has a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness of 15 as a standard for increasing the strength.
  • the electrical conductivity correlates with the strength of the plate, and the high electrical conductivity referred to in the present invention means that the electrical conductivity is relatively high for high strength.
  • the copper alloy sheet of the present invention further includes one or more of Mn, Mg, and Ca in total by mass%. 0001 to 1.0% may be contained.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises, in mass%, one or more of Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, and Pt in a total of 0.001 to 1. You may contain 0%.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises one or more of Mn, Mg, and Ca in total by mass%. 0.0001 to 1.0%, and one or more of Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, and Pt are 0.001 to 1.0% in total. Each of these elements may be contained, and the total content of these elements may be 1.0% or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al, V, Y, Mo, Pb, In, Ga, It is preferable that the content of Ge, As, Sb, Bi, Te, B and Misch metal is 0.1% by mass or less in total of these elements.
  • the summary of the copper alloy plate for electric and electronic parts of the present invention for achieving the above-mentioned object is as follows: mass: Fe: 0.01 to 0.50%, P: 0.01 to 0.15 Field Emission Scanning Electron Microscope FE-SEM is considered when copper alloy plates each containing 1% and the difference in orientation between adjacent crystals is within ⁇ 15 ° are considered to belong to the same crystal plane.
  • Backscattered electron diffraction image by EBSP As measured by the crystal orientation analysis method using EBSP, it has a texture whose orientation distribution density in the Brass orientation is 25% or more, and the average crystal grain size is 6. O / zm or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention further contains 0.005 to 5.0% Sn in mass%, or for improving the heat-resistant peelability of solder and Sn plating. Furthermore, 0.005 to 3.0% Zn in mass% may be contained.
  • the copper alloy sheet of the present invention preferably has a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness of 15 OHv or more as a measure for increasing the strength.
  • the electrical conductivity correlates with the strength of the plate, and the high electrical conductivity referred to in the present invention means that the electrical conductivity is relatively high for high strength.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises one or more of Mn, Mg, and Ca in total by mass%. 0001 to 1.0% may be contained.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises, in mass%, one or more of Zr, Ag, Cr, Cd, Be, Ti, Co, Ni, Au, and Pt in a total of 0.001 to 1. You may contain 0%.
  • the copper alloy sheet of the present invention further has a mass percentage of 0.0001 to 1.0% of one or more of Mn, Mg, and Ca in total, Zr, Ag, Cr, Cd, Contains one or more of Be, Ti, Co, Ni, Au, and Pt in a total of 0.001 to 1.0%, and the total content of these elements is 1.0% As below, you may contain.
  • the copper alloy sheet of the present invention further comprises Hf, Th, Li, Na, K, Sr, Pd, W, S, Si, C, Nb, Al,
  • the content of V, Y, Mo, Pb, In, Ga, Ge, As, Sb, Bi, Te, B, and misch metal is preferably 0.1% by mass or less in total of these elements. .
  • Patent Documents 1 and 2 like the above-mentioned Patent Documents 1 and 2, it seems that the texture is controlled by defining the X-ray diffraction intensity of the specific crystal orientation force on the plate surface.
  • Patent Documents 1 and 2 essentially specify the crystal orientation, and the height of the flash when punching a lead into a copper alloy plate is reduced (220). It is intended to increase the accumulation ratio of the surface.
  • the dislocation density of the Cu-Fe-P-based copper alloy sheet structure is controlled rather than the conventional accumulation ratio of specific orientation (crystal orientation).
  • the dislocation density of the Cu-Fe-P-based copper alloy sheet structure is increased to improve the press punchability.
  • this dislocation density can be controlled by the rolling condition of the Cu-Fe-P-based copper alloy sheet, and the press punching property by this dislocation density control can be controlled. The improvement effect is great.
  • this dislocation density introduced into the Cu-Fe-P copper alloy sheet structure is the half width of the X-ray diffraction intensity peak, which is also the half width. Correlates very well with the value divided by the X-ray diffraction intensity peak height. In this case, any X-ray diffraction intensity peak is equally correlated with this dislocation density.
  • the X-ray diffraction intensity peak from the ⁇ 311 ⁇ plane of the plate surface specified in the present invention should divide the half-value width compared to the X-ray diffraction intensity peak from other planes. Since the half-width that the peak is too large (high) is appropriate, The reliability of the value obtained by dividing the half width of the bending strength peak by the height is high. Therefore, in the present invention,
  • the dislocation density is defined and quantified in an accurate and reproducible manner, albeit indirectly, by the X-ray diffraction intensity peak from the ⁇ 311 ⁇ plane of the plate surface.
  • the dislocation density amount is defined by the half width of the X-ray diffraction intensity peak from the ⁇ 311 ⁇ plane of the plate surface, which correlates closely with the dislocation density amount, and press punching is performed.
  • the press punching performance required for Cu-Fe-P copper alloy sheets is improved.
  • the press punchability of a high-strength Cu-Fe-P-based copper alloy plate having a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness of 150 Hv or more is improved.
  • the X-ray diffraction intensity ratio, 1 (200) 1 (220), is 0.3 or less because it suppresses the development of the Cube orientation and a specific crystal orientation other than the Cube orientation This is because the development of the metal is strengthened and the anisotropy is strengthened to obtain excellent heat resistance. Furthermore, even with the composition of the Cu-Fe-P copper alloy sheet in which the Fe content is substantially reduced to 0.5% or less, it is intended to achieve both high strength and excellent heat resistance. It is.
  • Patent Document 2 which defines the same X-ray diffraction intensity ratio, describes 1 (200) Z 1 (220) as opposed to the present invention, 0.5 or more, 10 It is as follows. This is because, in Patent Document 2, in order to improve the workability described above, contrary to the present invention, the Cube orientation is developed and the development of a specific crystal orientation other than the Cube orientation is strengthened. This is because we are trying to suppress and suppress anisotropy. This makes it impossible to achieve both high strength and excellent heat resistance in the composition of a Cu—Fe—P based copper alloy sheet in which the Fe content is substantially reduced to 0.5% or less.
  • the B-direction, Cu-direction, and S-direction exist in a fiber texture ( ⁇ -fiber) that continuously changes between the directions.
  • Patent Document 8 described above improves the adhesion of the oxide film by setting the ⁇ 100 ⁇ peak intensity ratio to the ⁇ 111 ⁇ peak intensity to be 0.04 or less in this texture.
  • the Fe content targeted by the present invention is reduced to 0.5% or less.
  • a copper alloy sheet having a Cu-Fe-P composition With a copper alloy sheet having a Cu-Fe-P composition, the strength cannot be increased and the adhesion of the oxide film cannot be improved. For this reason, a copper alloy sheet having a Cu-Fe-P composition with a low Fe content cannot achieve both high strength and excellent heat resistance.
  • the orientation distribution density of the Brass orientation (110 plane) is increased (increased) so that the texture is as uniform as possible. This makes it possible to achieve both high strength and excellent heat resistance in a copper alloy sheet having a Cu-Fe-P composition with a low Fe content.
  • the orientation distribution density of the Brass orientation (B orientation) is particularly high in the above texture. Greatly affects film adhesion. The larger the orientation distribution density in the B direction, the more the rolling texture develops. As the strength increases, the adhesion of the oxide film improves.
  • the copper alloy plate of the present invention can be applied to various electric and electronic parts, but is particularly preferably used for a semiconductor lead frame which is a semiconductor part.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the half width of an X-ray diffraction intensity peak.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram showing a method for measuring the shearing area ratio.
  • the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak of the ⁇ 311 ⁇ surface force on the surface of the Cu-Fe-P based copper alloy sheet It is assumed that the crystal has a dislocation density of a certain amount or more such that a value obtained by dividing by a peak height is 0.015 or more. In this way, more specifically, it is possible to improve the press punchability of a high-strength Cu-Fe-P-based copper alloy sheet having a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness force of S150HV or more.
  • this half width is, as schematically shown in Fig. 1, the vertical axis: X-ray diffraction intensity, the horizontal axis: X-ray diffraction intensity peak (high) represented by an angle (2 ⁇ ). Is defined as the width (j8) of the X-ray diffraction intensity peak at half the height (height HZ2).
  • This half-value width is usually used to identify and quantify the crystallinity and non-crystallinity of the metal surface, crystallite size, and lattice distortion.
  • the dislocation density that cannot be directly observed or quantitatively correlated with the dislocation density is very well correlated with the X-ray diffraction intensity from the ⁇ 31 1 ⁇ plane of the plate surface. It is defined by the peak half width j8 divided by its peak height H.
  • the X-ray diffraction intensity peak on the Cu-Fe-P copper alloy sheet surface is the half-value width (
  • the peak height of the X-ray diffraction intensity peak is large (high)
  • the peak height that divides the half-value width also increases, and the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak divided by the peak height does not decrease.
  • the error of the value itself increases and the reproducibility becomes poor.
  • the value obtained by dividing the half width of the X-ray diffraction intensity peak by the peak height is large (the peak height is not large and the half width is reasonably large).
  • the X-ray diffraction intensity peak was adopted.
  • the state of introduction of dislocation density into the plate is only a problem, and the X-ray diffraction intensity peak of a specific crystal plane on the plate surface as described in Patent Documents 1 and 2 described above. It does not control the accumulation ratio of the structure, the crystal grain size of the plate surface, or the rolling texture. In other words, in the X-ray diffraction intensity peak of a specific crystal plane on these plate surfaces, or by controlling the accumulation ratio of the structure, the crystal grain size of the plate surface, or the rolling texture, the dislocation density to the plate It is not possible to regulate or control the installation status of.
  • the amount of strain introduced in the final cold rolling is increased. That is, in the final cold rolling, the force to make the roll diameter smaller than 80mm ⁇ , the reduction rate per pass is 20% or more, or the roll length (roll width) is 500mm or more, Select a method such as the above or use it in combination.
  • the required press punchability is accurately measured under the press punchability test conditions in which the lead is punched into the copper alloy plate and the flash height is measured at that time as described in Patent Documents 1 and 2. Can no longer be evaluated.
  • the press punching that simulates the lead punching of the copper alloy plate is performed.
  • the press punchability is more accurately evaluated by the shear surface ratio (shear surface ratio) of the lead cross section provided. If this shearing area ratio is 75% or less, it can be evaluated that the press punchability is good. Needless to say, the measurement of the flash height may be taken into account, and the evaluation of the press punching ability by the shear surface ratio may be supported.
  • the press punching test was carried out using a punching press (clearance: 5%), as shown in Fig. 2, using a lead with a width of Imm x length of 10 mm using a lubricating oil of G-6316 made by Nippon Kogyo Oil. Punching is performed so that the vertical direction is perpendicular to the rolling direction of the copper alloy sheet 1.
  • the center of the punched hole 2 is cut along the length direction (the cut portion is indicated by a broken line 3), and the cut surface of the punched hole 2 is observed from the direction of the arrow 4, and the optical micro It was obtained by image analysis from the surface photograph of the cut surface using a scope.
  • the shear rate is the area ratio of the cross section of the cut surface (the area of the shear surface Z the area of the cut surface).
  • the area of the cut surface is the thickness of the copper alloy plate 0.15 mm X measured width 0.5 mm, The area was the area of the shear plane within the measurement width of 0.5 mm.
  • Three holes were punched out per sample, and three holes were measured in each hole (total of 9 points), and the average value was obtained.
  • the Fe content is in the range of 0.01 to 0.50%, and the P content is 0.01-0.15%.
  • the basic composition consists of the balance Cu and inevitable impurities.
  • one or two of Zn and Sn may be further contained within the following range.
  • other selectively added elements and impurity elements are allowed within the range that does not impair these characteristics.
  • the indication% of the content of alloy elements and impurity elements all means mass%.
  • P is a main element that forms a compound with Fe to increase the strength of the copper alloy. If the P content is less than 0.01%, the desired strength cannot be obtained because the compound is not sufficiently precipitated depending on the production conditions. On the other hand, if the P content exceeds 0.15%, the hot workability and press punching properties are reduced as well as the decrease in conductivity. Therefore, the P content should be in the range of 0.01 to 0.15%.
  • Zn improves the heat-resistant peelability of copper alloy solder and Sn plating required for lead frames. If the Zn content is less than 0.005%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.0%, not only the solder wettability but also the decrease in conductivity becomes large. Therefore, the Zn content in the case of selective inclusion depends on the balance between the electrical conductivity required for the application and the heat-resistant peelability of the solder and Sn plating (in consideration of the balance). 3. Select from the range of 0%.
  • Sn contributes to improving the strength of the copper alloy. If the Sn content is less than 0.001%, it will not contribute to increasing the strength. On the other hand, when the Sn content is increased, the effect is saturated, and conversely, the conductivity is lowered. Therefore, the Sn content in the case of selective inclusion is 0.001 to 5.0% depending on the balance of strength (hardness) and conductivity required for the application (in consideration of the balance). Range power Select to contain.
  • Mn, Mg, and Ca contribute to the improvement of hot workability of the copper alloy, they are selectively contained when these effects are required.
  • Total content of one or more of Mn, Mg, Ca If it is less than 0.0001%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystallized substances and oxides are formed, and the decrease in conductivity becomes severe as well as the decrease in strength and heat resistance. Therefore, the total content of these elements is selectively contained in the range of 0.001 to L 0%.
  • these components have an effect of improving the strength of the copper alloy, they are selectively contained when these effects are required. If the content of one or more of these components is less than 0.001% in total, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystals and acid oxides are formed, and the decrease in conductivity is severe as well as the decrease in strength and heat resistance. It is not preferable. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.001 to 1.0% in total. In addition, when these components are contained together with the above Mn, Mg, and Ca, the total content of these elements is 1.0% or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention does not require a significant change in the normal manufacturing process itself, except for preferable conditions such as final cold rolling conditions, etc., in order to obtain a structure defined by the present invention in which the dislocation density is introduced. It can be manufactured in the same process as a conventional method.
  • a molten copper alloy adjusted to the above preferred U, component composition is prepared. Then, after chamfering the ingot, it is heated or homogenized and then hot-rolled, and the hot-rolled plate is water-cooled
  • the first cold rolling which is said to be intermediate, is annealed, washed, and further finished (final).
  • Cold rolled, low-temperature annealed final annealing, final annealing
  • a copper alloy sheet with a product thickness And so on may be repeated.
  • the product plate thickness is about 0.1 to 0.4 mm.
  • a solution treatment of the copper alloy plate and a quenching treatment by water cooling may be performed before the primary cold rolling.
  • the solution treatment temperature is selected from a range of 750 to 1000 ° C., for example.
  • the amount of strain introduced in the final cold rolling is increased. That is, in the final cold rolling, the force to make the roll diameter smaller than 80mm ⁇ , the force to make the minimum reduction rate (cold rolling ratio, processing rate) per pass 20% or more Roll length (roll Select a means such as width) to be 500mm or more, and use it in combination.
  • the number of passes of the final cold rolling is preferably 3 to 4 times as usual, avoiding an excessive or excessive number of passes.
  • the rolling reduction per pass need not exceed 50%.
  • Each rolling reduction per pass is the original plate thickness, the final plate thickness after cold rolling, the number of passes, and the minimum per one pass. It is determined in consideration of the reduction ratio and this maximum reduction ratio.
  • the final annealing condition is preferably a low temperature condition of 0.2 to 300 minutes at 100 to 400 ° C. Since the strength of the copper alloy sheet manufacturing method used in ordinary lead frames is reduced, the final annealing is not performed after the final cold rolling except for annealing (350 ° C x 20 seconds). However, in the present invention, this strength reduction is suppressed by the cold rolling conditions and by the low temperature of the final annealing. By performing final annealing at a low temperature, press punchability is improved.
  • the annealing time is less than 0.2 minutes, or the condition where the annealing is not performed, the microstructure of the copper alloy sheet has the final cold It is likely that there will be almost no change. Conversely, if annealing is performed at temperatures exceeding 400 ° C or annealing times exceeding 300 minutes, recrystallization occurs, dislocation rearrangement and recovery occur excessively, and precipitates become coarse. Therefore, there is a high possibility that press punchability and strength will decrease.
  • copper alloys with the chemical composition shown in Table 1 are melted in a coreless furnace.
  • the ingot was formed by a semi-continuous forging method to obtain an ingot having a thickness of 70 mm, a width of 200 mm, and a length of 500 mm.
  • After chamfering the surface of each lump and heating it was hot rolled at a temperature of 950 ° C to form a 16 mm thick plate, and a temperature force of 750 ° C or higher was also rapidly cooled in water.
  • primary cold rolling intermediate rolling
  • the final cold rolling was performed with 4 passes of cold rolling with intermediate annealing.
  • final annealing was performed at 350 ° C under low temperature conditions of 20 seconds.
  • a copper alloy plate having a thickness of 0.15 mm corresponding to the thin plate was obtained.
  • Table 1 shows the final cold rolling roll diameter (mm) and the minimum rolling reduction per pass (%). In the final cold rolling, rolls with the same roll diameter were used for all four passes. Also, even if the roll diameter was changed, the length of each roll was kept constant at 500 mm.
  • the balance composition excluding the stated element amounts is Cu, and other impurity elements are 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, Misch methanole content includes the elements listed in Table 1. The total of these elements was 0.1% by mass or less.
  • the total amount is 0.0001 to 1.
  • the hardness of the copper alloy sheet sample was measured with a micro Vickers hardness tester at a load of 0.5 kg at three locations, and the hardness was averaged.
  • the electrical conductivity of the copper alloy sheet sample was calculated by the average cross-sectional area method by processing a strip-shaped test piece having a width of 10 mm and a length of 300 mm by milling, measuring the electrical resistance with a double bridge type resistance measuring device.
  • shear surface ratio shear surface ratio of the copper alloy sheet sample was measured under the test conditions described above. When analyzing images from a photograph of the cut surface using an optical microscope, the maximum flash height of the provided lead was also measured for reference.
  • Invention Examples 1 to 14 which are copper alloys within the composition of the present invention, have preferable manufacturing methods such as the roll diameter and the minimum reduction rate per pass in the final cold rolling. It is manufactured. Therefore, Invention Examples 1 to 14 have a dislocation density such that the value obtained by dividing the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak of the ⁇ 311 ⁇ surface force on the plate surface by the peak height is not less than 0.015. Have.
  • Invention Examples 1 to 14 have a relatively high conductivity and a shearing area ratio of 75% for a high strength with a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness of 150 Hv or more.
  • the press punching performance is excellent.
  • Comparative Examples 15 to 17 are copper alloys in the composition of the present invention, but the roll diameter in the final cold rolling is too small. Therefore, in Comparative Examples 15 to 17, the value obtained by dividing the half width of the X-ray diffraction intensity peak of the ⁇ 311 ⁇ surface force on the plate surface by the peak height is less than 0.015, and the dislocation density is too low. . As a result, although the strength level is low, the shear surface ratio is 78% or more, and the press punchability is remarkably inferior.
  • the copper alloy of Comparative Example 18 has an Fe content of 0.006%, which is slightly lower than the lower limit of 0.01%.
  • manufacturing methods such as the roll diameter and the minimum reduction rate per pass in final cold rolling are also manufactured within preferable conditions. Therefore, it has a dislocation density such that the value obtained by dividing the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak of the ⁇ 311 ⁇ surface force on the plate surface by the peak height is not less than 0.015.
  • the strength and hardness are low, the press punchability is high due to the high shear surface ratio, and the high strength cannot be achieved.
  • the copper alloy of Comparative Example 19 has an Fe content of 0.55%, which is outside the upper limit of 5.0%.
  • the copper alloy of Comparative Example 20 has a P content of 0.007%, which is slightly lower than the lower limit of 0.01%.
  • the manufacturing method such as final cold rolling is manufactured within preferable conditions. Yes.
  • the dislocation density is such that the value obtained by dividing the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak from the ⁇ 311 ⁇ surface of the plate by the peak height is 0.015 or more, the strength and hardness are low.
  • the press punchability is high due to the high shearing area ratio, and the high strength cannot be achieved.
  • the copper alloy of Comparative Example 21 had a P content of 0.16%, which was far from the upper limit of 0.15%, so that cracks occurred at the edge of the plate during hot rolling.
  • manufacturing methods such as final cold rolling are manufactured under favorable conditions. Therefore, although the dislocation density is such that the value obtained by dividing the half-value width of the X-ray diffraction intensity peak from the ⁇ 311 ⁇ plane of the plate surface by its peak height is not less than 0.015, the shear surface ratio
  • the press punchability is high and the electrical conductivity is remarkably low.
  • the evaluation of the burr height in the press punching test can be used for comparison and identification between those having extremely different press punching properties (Invention Examples 1 to 14 and Comparative Examples 18 to 21).
  • the invention examples 1 to 14 and the comparative examples 15 to 17 do not have a significant difference in the height of the flash, and the quality is not discriminated.
  • the strength of the Cu-Fe-P copper alloy sheet with high strength is insufficient to evaluate the press punchability during stamping.
  • the component composition of the copper alloy plate of the present invention the X-ray diffraction strength of the ⁇ 311 ⁇ surface force on the plate surface, in order to increase the strength and also improve the press punchability.
  • the critical significance of the value obtained by dividing the half width of the peak by the peak height, and the significance of the production conditions preferred for obtaining such a structure are supported.
  • the X-ray diffraction intensity ratio of the present invention is determined using the normal X-ray diffraction method in the X-ray diffraction intensity I (200) from the (200) plane that is the Cube orientation on the plate surface and in orientations other than the Cube orientation. Measure the X-ray diffraction intensity 1 (220) of a certain (2 20) surface force. And it can obtain
  • the texture of a normal copper alloy plate is composed of a considerable number of orientation factors.
  • the plastic anisotropy of the plate changes and the heat resistance changes.
  • the heat resistance is improved by controlling the orientation density of Cube orientation (also referred to as D (Cube)) and other specific crystal orientation densities within an appropriate range.
  • the ratio to the diffraction intensity I (220), 1 (200) ZI (220), is 0.3 or less, preferably 0.25 or less.
  • the present invention for semiconductor lead frames, etc., it achieves both high strength and excellent heat resistance, with a tensile strength of 500 MPa or more, a hardness force of Sl50Hv or more, and an electrical conductivity of 50% IACS or more. For this reason, as a Cu-Fe-P copper alloy plate, the Fe content is 0.
  • the basic composition is such that the balance is Cu and unavoidable impurity power, in the range of 01 to 0.50% and the P content in the range of 0.01 to 0.15%.
  • one or two of Zn and Sn may be further contained within the following range.
  • other selectively added elements and impurity elements are allowed within the range that does not impair these characteristics.
  • the indication% of the content of alloy elements and impurity elements all means mass%.
  • Fe is a main element that precipitates as Fe or Fe-based intermetallic compounds and improves the strength and heat resistance of the copper alloy. If the Fe content is less than 0.01%, depending on the production conditions, the amount of precipitate particles generated is small and the improvement in conductivity is satisfied, but the contribution to strength improvement is insufficient, and the strength and heat resistance are insufficient. To do. On the other hand, if the Fe content exceeds 0.50%, the electrical conductivity and Ag plating properties decrease as in the prior art described above. Therefore, if the amount of the precipitated particles is increased in order to forcibly increase the electrical conductivity, conversely, growth and coarsening of the precipitated particles are caused. For this reason, strength, heat resistance, press punchability and the like are lowered. Therefore, the Fe content is set to a relatively low range of 0.01-0.50%.
  • P is a main element that forms a compound with Fe to improve the strength and heat resistance of the copper alloy. If the P content is less than 0.01%, depending on the production conditions, precipitation of the compound is insufficient, so that the desired strength and heat resistance cannot be obtained. On the other hand, if the P content exceeds 0.15%, not only the conductivity decreases, but also the heat resistance, hot workability, press punching properties and the like also decrease. Therefore, the content of P should be in the range of 0.01-0.15%. [0142] (Zn)
  • Zn improves the heat-resistant peelability of copper alloy solder and Sn plating required for lead frames. If the Zn content is less than 0.005%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.0%, not only the solder wettability but also the decrease in conductivity becomes large. Therefore, the Zn content in the case of selective inclusion depends on the balance between the electrical conductivity required for the application and the heat-resistant peelability of the solder and Sn plating (in consideration of the balance). 3. Select from the range of 0%.
  • Sn contributes to improving the strength of the copper alloy. If the Sn content is less than 0.001%, it will not contribute to increasing the strength. On the other hand, when the Sn content is increased, the effect is saturated, and conversely, the conductivity is lowered. Therefore, the Sn content in the case of selective inclusion is 0.001 to 5.0% depending on the balance of strength (hardness) and conductivity required for the application (in consideration of the balance). Range power Select to contain.
  • Mn, Mg, and Ca contribute to the improvement of hot workability of the copper alloy, they are selectively contained when these effects are required. If the content of one or more of Mn, Mg, and Ca is less than 0.0001% in total, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystals and oxides are formed, and the decrease in conductivity is severe as well as the decrease in strength and heat resistance. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.0001-1.0.0% in total.
  • these components have an effect of improving the strength of the copper alloy, they are selectively contained when these effects are required. If the content of one or more of these components is less than 0.001% in total, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystals and acid oxides are formed, and the decrease in conductivity is severe as well as the decrease in strength and heat resistance. It is not preferable. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.001-1.0.0% in total. When these components are contained together with the above Mn, Mg, and Ca, the total content of these elements is 1.0% or less.
  • the content of one or more of these components is less than 0.001% in total, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystals and acid oxides are formed, and the decrease in conductivity is severe as well as the decrease in strength and heat resistance. It is not preferable. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.001-1.0.
  • These components are impurity elements, and when the total content of these elements exceeds 0.1%, coarse crystals and oxides are formed and the strength and heat resistance are lowered. Therefore, the total content of these elements is preferably 0.1% or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention does not require major changes in the normal manufacturing process itself, except for preferable conditions such as final cold rolling conditions, etc., in order to make the above-mentioned texture a controlled structure of the present invention. Can be manufactured in the same process as the method.
  • a molten copper alloy adjusted to the above preferred U, component composition is prepared. Then, after crushing the ingot, it is heated or homogenized and then hot-rolled, and the hot-rolled plate is water-cooled. This hot rolling may be performed under normal conditions.
  • the first cold rolling which is said to be intermediate, is annealed, washed, and further finished (final).
  • Cold rolled, low-temperature annealed final annealing, final annealing
  • a copper alloy sheet with a product thickness And so on may be repeated.
  • the product plate thickness is about 0.1 to 0.4 mm.
  • a solution treatment of the copper alloy plate and a quenching treatment by water cooling may be performed before the primary cold rolling.
  • the solution treatment temperature is selected from a range of 750 to 1000 ° C., for example.
  • the rolling speed in the final cold rolling is increased, or the roll hardness (shear hardness) in the final cold rolling is increased.
  • how to select and use a means to increase the rolling speed in the final cold rolling to 200 mZmin or higher, and to increase the roll hardness (shear hardness) in the final cold rolling to 60 Hs or higher. Use in combination.
  • the Cu-Fe-P copper alloy sheet having a low Fe content as in the present invention in particular, the Cube orientation
  • the growth of specific crystal orientations other than the Cube orientation is suppressed, and anisotropy is suppressed.
  • the X-ray diffraction intensity ratio 1 (200) ZI (220) cannot be set to 0.3 or less.
  • the amount of strain introduced in the final cold rolling is increased.
  • the roll diameter is a small diameter roll of less than 8 Omm ⁇
  • the minimum reduction rate (cold rolling ratio, processing rate) per pass is 20% or more
  • the roll length is preferable to use in combination with the power to use by selecting the means such as (width) over 500mm.
  • the number of passes of the final cold rolling is preferably 3 to 4 times as usual, avoiding an excessive or excessive number of passes.
  • the rolling reduction per pass does not need to exceed 50%.
  • Each rolling reduction per pass takes into account the original plate thickness, the final plate thickness after cold rolling, the number of passes, and this maximum rolling reduction. It is determined.
  • the final annealing condition is preferably a low temperature condition of 0.2 to 300 minutes at 100 to 400 ° C. Since the strength of the copper alloy sheet manufacturing method used for ordinary lead frames is reduced, the final annealing is not performed after the final cold rolling except for annealing (350 ° C x 20 seconds). However, in the present invention, this strength reduction is suppressed by the cold rolling conditions and by the low temperature of the final annealing. By performing final annealing at a low temperature, press punchability is improved.
  • the annealing time is less than 0.2 minutes, or the conditions where this low-temperature annealing is not performed, the microstructure 'characteristics of the copper alloy sheet It is likely that there will be almost no change. Conversely, the temperature at which the annealing temperature exceeds 400 ° C, If annealing is performed for a time exceeding 300 minutes, recrystallization occurs, dislocation rearrangement and recovery phenomenon occur excessively, and precipitates are also coarsened, which may reduce press punchability and strength. high.
  • Table 2 shows the rolling speed and roll hardness (shear hardness) of the final cold rolling.
  • the roll diameter used in the final cold rolling was 60 mm, and the minimum rolling reduction per pass was 25%.
  • the remaining composition excluding the stated element amounts is Cu, and other impurity elements are 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, Misch methanole content includes the elements listed in Table 2. The total of these elements was 0.1% by mass or less.
  • the total amount is 0.0001 to 1.
  • the hardness of the copper alloy sheet sample was measured with a micro Vickers hardness tester under a load of 0.5 kg at four locations, and the hardness was an average value thereof. [0167] (Conductivity measurement)
  • the electrical conductivity of the copper alloy sheet sample was calculated by the average cross-sectional area method by processing a strip-shaped test piece having a width of 10 mm and a length of 300 mm by milling, measuring the electrical resistance with a double bridge type resistance measuring device.
  • the heat resistance of each test material was evaluated by the degree of decrease in hardness due to annealing.
  • the hardness was measured by arbitrarily testing specimens (width 10 mm x length 10 mm) from the product copper alloy sheet that had been subjected to final cold rolling and final low-temperature annealing and the sheet that had been annealed at 500 ° C for 1 minute and then water-cooled. ), And a load of 0.5 kg was measured using a micro Vickers hardness meter (trade name “micro hardness meter”) manufactured by Matsuzawa Seiki Co., Ltd.
  • Invention Examples 1 to 14 which are copper alloys within the composition of the present invention are also preferably manufactured under conditions such as the rolling method of final cold rolling, the manufacturing method such as roll hardness, etc. And for this reason, Invention Examples 1 to 14 show the X-ray diffraction intensity I (200) from the (200) plane of the Cu-Fe-P copper alloy sheet surface and the X-ray diffraction intensity I (220) from the (220) plane. The ratio of I (200) / ⁇ (220) is less than 0.3.
  • Invention Examples 1 to 14 have a high strength with a tensile strength of 500 MPa or more and a hardness of 150 Hv or more, and the amount of decrease in hardness after annealing at 500 ° C for 1 minute is 30 Hv or less. Excellent heat resistance.
  • Comparative Examples 15 to 17 are copper alloys within the composition of the present invention, but the rolling speed in the final cold rolling is too low, or the hardness of the roll is too low. For this reason, in Comparative Examples 15 to 17, the X-ray diffraction intensity ratio 1 (200) ZI (220) greatly exceeds the upper limit of 0.3. As a result, the decrease in hardness after annealing for 1 minute at 500 ° C, where the strength level is low, also exceeds 50 Hv, which is extremely inferior in heat resistance.
  • the copper alloy of Comparative Example 18 had an Fe content of 0.005%, which is slightly lower than the lower limit of 0.01%.
  • manufacturing methods such as the rolling speed of the final cold rolling and the hardness of the roll are also manufactured within preferable conditions. For this reason, although the X-ray diffraction intensity ratio 1 (200) ZI (220) is 0.3 or less, as a result, the amount of decrease in hardness after annealing for 1 minute at 500 ° C where the intensity level is low is 40 Hv. Exceeds heat resistance.
  • the copper alloy of Comparative Example 19 has a Fe content of 0.55%, which is far from the upper limit of 5.0%.
  • the manufacturing method such as 1S final cold rolling is manufactured within preferable conditions. Yes. For this reason, the X-ray diffraction intensity ratio I (200) / ⁇ (220) is 0.3 or less, and the heat resistance and conductivity are remarkably low.
  • the copper alloy of Comparative Example 20 has a P content of 0.005%, which is less than the lower limit of 0.01%.
  • the manufacturing method such as final cold rolling is manufactured within preferable conditions. Yes. For this reason, although the X-ray diffraction intensity ratio 1 (200) ZI (220) is 0.3 or less, the strength level is low, and the amount of decrease in hardness after annealing at 500 ° C for 1 minute exceeds 40 Hv. It is extremely inferior in heat resistance.
  • the orientation distribution density of the Brass orientation (B orientation) of the Cu-Fe-P-based copper alloy plate is measured by a backscattered electron diffraction image by a field emission scanning electron microscope FESEM (Field Emission Scanning Electron Microscope). It is measured by the crystal orientation analysis method using EBSP (electron Backscatter Diffraction Pattern).
  • the measurement by the crystal orientation analysis method using the EBSP is defined in order to improve the adhesion of the oxide film. This is because the microstructure (texture structure) of a more micro area of the plate (plate surface) is affected. In the crystal orientation analysis method using EBSP, the texture of this microscopic area is quantitatively analyzed. It can be done.
  • X-ray diffraction (such as X-ray diffraction intensity) widely used for texture definition or measurement is relatively macro compared to the crystal orientation analysis method using EBSP.
  • the organization of the area (texture) is being measured. For this reason, it is not possible to accurately measure the microstructure (texture structure) of the above-mentioned micro area of the plate in order to improve the adhesion of the oxide film.
  • the present inventors measured and compared the results. According to the results of comparison, the orientation distribution density value of the B orientation measured by the crystal orientation analysis method using the EBSP and the B orientation measured by X-ray diffraction Are different from each other even if they are the same plate. For this reason, the group-wide tendency that the orientation distribution density of the B orientation is extremely large or extremely small compared to a plurality of plates having different orientation distribution densities in the B direction (rough tendency) However, although these two measurement methods are the same, the order of the orientation distribution density values of the measured B orientations of each plate is greatly different between the two measurement methods. Therefore, as a result, there is no compatibility relationship between the measurement methods.
  • this fact also indicates that the texture of the microscopic region of the plate affects the adhesion of the oxide film, and that the EBSP was used for the brass-oriented texture of this microscopic region.
  • the significance of the present invention defined by the measurement by the crystal orientation analysis method is divided.
  • This crystal orientation analysis method analyzes the crystal orientation based on the backscattered electron diffraction pattern (Kikuchi pattern) generated when an electron beam is obliquely applied to the sample surface.
  • This method is also known as a high resolution crystal orientation analysis method (FESEMZEBSP method) for crystal orientation analysis of diamond thin films and copper alloys. Examples of performing crystal orientation analysis of copper alloys by this method as in the present invention are also disclosed in Japanese Patent Publication No. 2005-29857, Japanese Patent Publication No. 2005-139501, and the like.
  • the analysis procedure by this crystal orientation analysis method is as follows. First, the measurement region of the material to be measured is usually divided into hexagonal regions, and the electron beam incident on the sample surface is divided into the divided regions. The Kikuchi pattern (B orientation mapping) is obtained from the reflected electrons. At this time, if the electron beam is scanned two-dimensionally on the sample surface and the crystal orientation is measured at every predetermined pitch, Azimuth distribution can be measured.
  • the obtained Kikuchi pattern is analyzed to find the crystal orientation at the electron beam incident position. That is, the obtained Kikuchi pattern is compared with data of a known crystal structure, and the crystal orientation at the measurement point is obtained. Similarly, the crystal orientation of the measurement point adjacent to the measurement point is obtained, and those whose crystal orientation difference is within ⁇ 15 ° (deviation within ⁇ 15 ° from the crystal plane) are placed on the same crystal plane. Shall belong. If the difference in orientation between both crystals exceeds ⁇ 15 °, the boundary (such as the side where both hexagons touch) is the grain boundary. In this way, the distribution of grain boundaries on the sample surface is obtained.
  • a specimen for observing the structure such as the produced copper alloy sheet, is collected, subjected to mechanical polishing and puff polishing, and then subjected to electrolytic polishing to adjust the surface.
  • JES FESEM and TSL EBSP measurement / analysis system OIM Orientation Imaging Macrograph
  • OIM Orientation Imaging Macrograph
  • This measurement visual field range is a minute (micro) region of about 500 m X 500 m, and is a very small region compared to the measurement range of X-ray diffraction. Therefore, as described above, the azimuth density measurement in the microstructure of the microscopic region of the plate that affects the adhesion of the oxide film is performed in more detail and with higher accuracy than the azimuth density measurement by X-ray diffraction. be able to.
  • the copper alloy plate used for semiconductor materials such as lead frames is a thin plate with a thickness of about 0.1 to 0.4 mm, so the value measured with the plate thickness can be evaluated.
  • the development of the rolling texture is specified in order to achieve both high strength of the Cu-Fe-P copper alloy sheet with low Fe content and excellent adhesion of the oxide film. Adjust the direction.
  • the orientation distribution density of the Brass orientation (B orientation) is increased (increased).
  • the texture should be 25% or more as measured by the crystal orientation analysis method using FESEMZEBSP described above.
  • those in which the orientation difference between these adjacent crystals is within ⁇ 15 ° (deviation within ⁇ 15 ° from the crystal plane) is regarded as belonging to the same crystal plane.
  • the orientation distribution density in the B direction greatly affects the adhesion of the oxide film. .
  • the higher the orientation distribution density in the B direction the more the rolling texture is developed, the higher the strength, and the better the adhesion of the oxide film.
  • the average crystal grain size in the copper alloy sheet structure is analyzed by the crystal orientation analysis using the above-mentioned FES EMZEBSP.
  • the measured value by the method shall be 6. O / zm or less.
  • This average crystal grain size can be measured in the orientation distribution density measurement of the B orientation by the crystal orientation analysis method using FESEMZEBSP as described above.
  • the present invention for semiconductor lead frames, etc., it achieves both high strength with tensile strength of 500 MPa or more, hardness force of Sl50 Hv or more, and electrical conductivity of 50% IACS or more, and excellent oxide film adhesion. . Therefore, as a Cu-Fe-P copper alloy sheet, the Fe content is in the range of 0.01 to 0.50% and the P content is 0.01 to 0.15% in mass%.
  • the basic composition consists of the balance Cu and inevitable impurities.
  • Fe is a main element that precipitates as Fe or Fe-based intermetallic compounds and improves the strength and heat resistance of the copper alloy. If the Fe content is less than 0.01%, depending on the production conditions, the amount of precipitate particles generated is small and the improvement in conductivity is satisfied, but the contribution to strength improvement is insufficient, and the strength and heat resistance are insufficient. To do. On the other hand, if the Fe content exceeds 0.50%, the conductivity and Ag plating properties are reduced as in the prior art described above. Therefore, if the amount of the precipitated particles is increased in order to forcibly increase the conductivity, conversely, the growth and coarsening of the precipitated particles are caused. For this reason, strength and heat resistance are reduced. Therefore, the Fe content is set to a relatively low range of 0.01 to 0.50%.
  • P is a main element that forms a compound with Fe to improve the strength and heat resistance of the copper alloy. If the P content is less than 0.01%, depending on the production conditions, precipitation of the compound is insufficient, so that the desired strength and heat resistance cannot be obtained. On the other hand, if the P content exceeds 0.15%, the heat resistance, hot workability, and press punching properties are deteriorated as well as the decrease in conductivity. Therefore, the P content is in the range of 0.01 to 0.15%.
  • Zn improves the heat-resistant peelability of copper alloy solder and Sn plating required for lead frames. If the Zn content is less than 0.005%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the solder wettability will decrease, but the heat resistance and conductivity will decrease significantly. Therefore, the Zn content in the case of selective inclusion depends on the balance between the electrical conductivity required for the application and the heat resistance peelability of the solder and Sn plating (in consideration of the balance). 3. Select 0% range force.
  • Sn contributes to improving the strength of the copper alloy. If the Sn content is less than 0.001%, it will not contribute to increasing the strength. On the other hand, when the Sn content increases, the effect is saturated, and conversely, It causes a decrease in electric power. Therefore, the Sn content in the case of selective inclusion is 0.001 to 5.0% depending on the balance of strength (hardness) and conductivity required for the application (in consideration of the balance). Range power Select to contain.
  • Mn, Mg, and Ca contribute to the improvement of hot workability of the copper alloy, they are selectively contained when these effects are required. If the content of one or more of Mn, Mg, and Ca is less than 0.0001% in total, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystals and oxides are formed, and the decrease in conductivity is severe as well as the decrease in strength and heat resistance. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.0001-1.0.0% in total.
  • these components have an effect of improving the strength of the copper alloy, they are selectively contained when these effects are required. If the content of one or more of these components is less than 0.001% in total, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the total content exceeds 1.0%, coarse crystals and acid oxides are formed, and the decrease in conductivity is severe as well as the decrease in strength and heat resistance. It is not preferable. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.001 to 1.0% in total. In addition, when these components are contained together with the above Mn, Mg, and Ca, the total content of these elements is 1.0% or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention does not require a significant change in the normal manufacturing process itself, except for preferable conditions such as the final low-temperature annealing conditions, in order to make the above-mentioned texture the controlled structure of the present invention.
  • the primary cold rolling which is said to be intermediate, is annealed, washed, and further finished (final).
  • Cold rolled, low-temperature annealed final annealing, final annealing
  • a copper alloy sheet with a product thickness And so on may be repeated.
  • the product plate thickness is about 0.1 to 0.4 mm.
  • a solution treatment of the copper alloy plate and a quenching treatment by water cooling may be performed before the primary cold rolling.
  • the solution treatment temperature is selected from a range of 750 to 1000 ° C., for example.
  • Final cold rolling is also according to conventional methods.
  • increase the rolling speed in the final cold rolling or the final cold rolling in order to improve the heat resistance with little decrease in strength due to heat treatment (strain relief annealing) after the stamping process on the lead frame.
  • increase the roll hardness (shear hardness) in rolling it is preferable to increase the roll hardness (shear hardness) in rolling. That is, select and use means such as a force to increase the rolling speed in the final cold rolling to 200 mZmin or higher and a roll hardness (shear hardness) in the final cold rolling to 60 Hs or higher. It is preferable to use in combination.
  • the amount of strain introduced in the final cold rolling is increased.
  • the roll diameter is a small diameter roll of less than 8 Omm ⁇
  • the minimum reduction rate (cold rolling ratio, processing rate) per pass is 20% or more
  • the roll length is preferable to use in combination with the power to use by selecting the means such as (width) over 500mm.
  • the number of passes of final cold rolling is preferably 3 to 4 times as usual, avoiding too few or too many passes.
  • the rolling reduction per pass does not need to exceed 50%.
  • Each rolling reduction per pass takes into account the original plate thickness, the final plate thickness after cold rolling, the number of passes, and this maximum rolling reduction. It is determined.
  • the final annealing at a low temperature is performed in a continuous heat treatment furnace. It is preferable to do so.
  • the final annealing condition in this continuous heat treatment furnace is preferably a low temperature condition of 0.2 to 300 minutes at 100 to 400 ° C.
  • the strength is lowered, so that the final annealing is not performed after the final cold rolling except for annealing for removing strain (about 350 ° CX for about 20 seconds).
  • this strength reduction is suppressed by the cold rolling conditions and by the low temperature of the final annealing. Further, by performing the final annealing at a low temperature, the press punching property is improved.
  • the annealing time is less than 0.2 minutes, or the condition where this annealing is not performed, the structure of the copper alloy sheet has the final cold properties. It is likely that there will be almost no change. Conversely, if annealing is performed at temperatures exceeding 400 ° C or annealing times exceeding 300 minutes, recrystallization occurs, dislocation rearrangement and recovery occur excessively, and precipitates become coarse. Therefore, there is a high possibility that press punchability and strength will decrease.
  • the texture and the average crystal grain size specified in the present invention can be obtained, and the adhesion of the acid-rich film having high strength is improved. be able to. That is, in a continuous heat treatment furnace, it is possible to control the tension applied to the plate and the plate speed during plate passing, thereby setting the direction distribution density of the Brass direction (B direction) to 25% or more. Rolling texture can be developed. In addition, the average crystal grain size can be reduced to 6.0 m or less. In a continuous heat treatment furnace, the tension applied to the plate during threading and the threading speed greatly affect the orientation distribution density and average grain size of the brass orientation (B orientation).
  • the tension should be adjusted in the range of 0.1 to 8 kgfZmm 2 during threading in the final annealing in a continuous heat treatment furnace.
  • the feeding speed is controlled within the range of 10 ⁇ : LOOmZmin. If either or both of the tension and speed of threading are out of this range, the texture and average crystal grain size specified in the present invention cannot be obtained, and the possibility is high.
  • the rolling speed of the final cold rolling was 300 mZmin, the roll hardness (shear hardness) was 90 Hs, the roll diameter used was 60 mm ⁇ , and the minimum rolling reduction per pass was 10%.
  • Table 3 shows each tension (kgfZmm 2 ) and each threading speed (mZmin) at the time of threading in the final annealing in the continuous heat treatment furnace.
  • the total amount is 0.0001 to 1.
  • a test piece for observing the structure was collected from the obtained copper alloy sheet, subjected to mechanical polishing and puff polishing, and then subjected to electrolytic polishing to adjust the surface.
  • the measurement by the above-mentioned method measured the orientation distribution density of the Brass azimuth
  • a 10 x 10 mm test piece was cut out from the copper alloy plate obtained as described above, and a load of 0.5 kg was applied using a micro Vickers hardness tester (trade name “micro hardness tester”) manufactured by Matsuzawa Seiki Co., Ltd. The hardness was measured at four locations, and the hardness was the average value.
  • micro Vickers hardness tester trade name “micro hardness tester” manufactured by Matsuzawa Seiki Co., Ltd. The hardness was measured at four locations, and the hardness was the average value.
  • the electrical conductivity of the copper alloy sheet sample was calculated by the average cross-sectional area method by processing a strip-shaped test piece having a width of 10 mm and a length of 300 mm by milling, measuring the electrical resistance with a double bridge type resistance measuring device.
  • the oxide film adhesion of each test material was evaluated by a tape peeling test at the limit temperature at which the oxide film peels off.
  • a test piece with a copper alloy sheet strength of 10 x 30 mm obtained as described above was cut out and heated at a predetermined temperature in the atmosphere for 5 minutes, and then on the surface of the test piece where the oxide film was formed.
  • the tape product name: Sumitomo 3M Mending Tape
  • Invention Examples 1 to 14 which are copper alloys within the composition of the present invention, are preferable conditions for the tension and the speed at which the plate is passed in the final annealing in the continuous heat treatment furnace. It is manufactured inside. Therefore, Invention Examples 1 to 14 have a texture in which the orientation distribution density of the Brass orientation is 25% or more, and the average crystal grain size can be refined to 6. O / zm or less according to the measurement method. Yes.
  • Invention Examples 1 to 14 have excellent oxide film adhesion with high tensile strength of 500 MPa or higher, hardness of 150 Hv or higher, and oxide film peeling temperature of 350 ° C or higher. Have. Therefore, Invention Examples 1 to 14 have high adhesiveness between the resin and the die pad as the semiconductor base material when assembling the semiconductor package, and the package has high reliability.
  • Comparative Examples 15 to 17 are copper alloys within the composition of the present invention, either of the tension at the time of threading and the threading speed in the final annealing by a continuous heat treatment furnace, Or both are out of the preferred condition. For this reason, Comparative Examples 15 to 17 Therefore, the orientation distribution density of the Brass orientation is less than 25%, and the average grain size is also coarsened exceeding 6. ⁇ ⁇ m. As a result, the oxide film peeling temperature at which the strength level is low is 330 ° C or lower, and the oxide film adhesion is remarkably inferior.
  • the copper alloy of Comparative Example 18 had an Fe content of 0.007%, which is slightly lower than the lower limit of 0.01%.
  • the tension and threading speed during threading in the final annealing in a continuous heat treatment furnace are manufactured within preferable conditions. For this reason, it has a texture in which the orientation distribution density of the Brass orientation is 25% or more, and the average crystal grain size can be refined to 6.0 m or less. The level is low.
  • the Fe content was 0.58%, which was far from the upper limit of 5.0%.
  • the tension and threading speed during threading in the final annealing in a continuous heat treatment furnace are manufactured within preferable conditions. For this reason, it has a texture in which the orientation distribution density of the Brass orientation is 25% or more, and the average crystal grain size can be refined to 6.0 m or less. The rate is extremely low.
  • the copper alloy of Comparative Example 20 has a P content of 0.008%, which is slightly lower than the lower limit of 0.01%.
  • the tension and threading speed during threading in the final annealing in a continuous heat treatment furnace are manufactured within preferable conditions. For this reason, it has a texture in which the orientation distribution density of the Brass orientation is 25% or more, and the average crystal grain size can be refined to 6.0 m or less. The level is low.
  • the copper alloy of Comparative Example 21 had a P content of 0.16%, which was higher than the upper limit of 0.15%, so that cracks occurred at the end of the plate during hot rolling.
  • the tension and threading speed during threading in the final annealing in a continuous heat treatment furnace are manufactured within preferable conditions. For this reason, it has a texture with an orientation distribution density of Brass orientation of 25% or more, and the average crystal grain size can be refined to 6.0 m or less. Remarkably low.
  • the press punchability can be improved after increasing the strength.
  • Cu-Fe-P-based copper alloy sheets that are both excellent and excellent in both properties can be provided.
  • a Cu-Fe-P-based copper alloy sheet that has high strength, is excellent in oxide film adhesion, and is compatible (combined) with these characteristics. be able to. As a result, it is possible to provide a semiconductor base material with high reliability of the cage in which the adhesion between the resin and the die pad during assembly of the semiconductor package is high.

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Description

明 細 書
電気電子部品用銅合金板
技術分野
[0001] 本発明は、高強度で、かつ、スタンビング力卩ェの際のプレス打ち抜き性に優れた C U- Fe- P系の銅合金板に関する。
[0002] また、本発明は、高強度で、かつ、歪み取り焼鈍などの熱処理を行った場合の強度 低下が少な 、、耐熱性に優れた Cu-Fe-P系の銅合金板に関する。
[0003] また、本発明は、高強度で、かつ、ノ ッケージ'クラックや剥離の問題に対処するた めに酸ィ匕膜密着性を向上させた Cu-Fe-P系の銅合金板に関する。本発明の銅合 金板は、半導体装置用リードフレームの素材として好適で、半導体装置用リードフレ ーム以外にも、その他の半導体部品、プリント配線板等の電気'電子部品材料、開閉 器部品、ブスバー、端子'コネクタ等の機構部品など様々な電気電子部品用として好 適に使用される。ただ、以下の説明では、代表的な用途例として、半導体部品である リードフレームに使用する場合を中心に説明を進める。
背景技術
[0004] 半導体リードフレーム用銅合金としては、従来、 Feと Pとを含有する、 Cu-Fe-P系 の銅合金が一般に用いられている。これら Cu-Fe-P系の銅合金としては、例えば、 F e : 0. 05〜0. 15%、 P : 0. 025〜0. 040%を含有する銅合金（C19210合金）や、 Fe : 2. 1〜2. 6%、P : 0. 015〜0. 15%、Zn: 0. 05〜0. 20%を含有する銅合金（ CDA194合金）が例示される。これらの Cu-Fe-P系の銅合金は、銅母相中に Fe又 は Fe-P等の金属間化合物を析出させると、銅合金の中でも、強度、導電性および熱 伝導性に優れて ヽることから、国際標準合金として汎用されて ヽる。
[0005] 近年、電子機器に用いられる半導体装置の大容量化、小型化、高機能化に伴い、 半導体装置に使用されるリードフレームの小断面積化が進み、より一層の強度、導電 性、熱伝導性が要求されている。これに伴い、これら半導体装置に使用されるリード フレームに用いられる銅合金板にも、より一層の高強度化、熱伝導性が求められてい る。 [0006] その一方で、高強度化した銅合金板には、前記小断面積化したリードフレームへの 加工性も求められる。具体的には、銅合金板はリードフレームヘスタンピンダカ卩ェさ れるために、銅合金板には、優れたプレス打ち抜き性が求められる。この要求は、リ ードフレーム以外の用途でも、銅合金板がプレス打ち抜きされて加工される用途では 同じである。
[0007] Cu-Fe-P系銅合金板にぉ 、て、プレス打ち抜き性を向上させる手段は、従来、 Pb 、 Caなどの微量添加や、破断の起点となる化合物を分散させるなどの化学成分を制 御する手段や、結晶粒径などを制御する手段が汎用されてきた。
[0008] しかし、これらの手段は、制御自体が困難であったり、他の特性を劣化させたり、ま た、それゆえに製造コストの上昇につながるなどの問題を有していた。
[0009] これに対して、 Cu-Fe-P系銅合金板の組織に着目して、プレス打ち抜き性や曲げ 加工性を向上させることが提案されている。例えば、特許文献 1では、 Fe : 0. 005〜 0. 5wt%、P : 0. 005〜0. 2wt%を含み、必要に応じてさらに Zn: 0. 01〜： LOwt% 、 Sn: 0. 01〜5wt%のいずれか一方又は双方を含み、残部 Cuと不可避不純物から なる Cu-Fe-P系銅合金板が開示されている。そして、特許文献 1では、この銅合金 板の結晶方位の集積度を制御することにより、プレス打ち抜き性を向上させている（ 特許文献 1参照)。
[0010] より具体的に、特許文献 1では、この集積度制御を、銅合金板が再結晶し、組織の 結晶粒径が大きくなるにしたがって、板表面への {200}、 {311 }面の集積割合が増 し、圧延すると {220}面の集積割合が増してくることを利用して行なっている。そして 、特徴的には、 {200}、 {311 }面に対して、板表面への {220}面の集積割合を増し てプレス打ち抜き性を向上させようとしている。より具体的には、この板表面における { 200}面力もの X線回折強度を 1[200]、 {311 }面カもの 線回折強度を1[311]、 {22 0}面からの X線回折強度を 1[220]としたとき、 [I[200] +I[311]] /1[220] < 0. 4の 式を満たすこととしている。
[0011] 特許文献 2では、プレス打ち抜き性を向上させるために、銅合金板の（200)面の X 線回折強度 I (200)と、 (220)面の X線回折強度 I (220)との比、 I (200) /\ (220) が 0. 5以上 10以下であるか、または、 Cube方位の方位密度： D (Cube方位）が 1以 上 50以下であること、あるいは、 Cube方位の方位密度： D (Cube方位）と S方位の方 位密度： D (S方位）との比： D (Cube方位) ZD (S方位）が 0. 1以上 5以下であること が提案されて ヽる (特許文献 2参照)。
[0012] また、特許文献 3では、 Cu-Fe-P系銅合金板の曲げ力卩ェ性を向上させるために、 ( 200)面の X線回折強度と（311)面の X線回折強度との和と、 (220)面の X線回折強 度との比、〔1 (200) +1 (311)〕 1 (220)を0. 4以上とすることが提案されている（特 許文献 3参照)。
[0013] 更に、特許文献 4では、 Cu-Fe-P系銅合金板の屈曲性を向上させるために、 1 (20 0) Zl ( 110)を 1. 5以下とすることが提案されて 、る (特許文献 4参照)。
[0014] また、その一方で、高強度化した Cu-Fe-P系の銅合金板には、歪み取り焼鈍など の熱処理を行った場合でも強度低下を殆ど起こすことがな ヽように、耐熱性に優れる ことが要求される。
[0015] Cu-Fe-P系の銅合金板を、リードフレーム等への加工を行なう際には、スタンピン グカロェ (プレス打ち抜き力卩ェ)することによって多ピン形状とするのが一般的である。 最近では、前述したように電気 ·電子部品の小型化 ·薄肉軽量ィ匕に対応するため、原 材料として用いる銅合金板の薄肉化や多ピンィ匕が進んでおり、それに伴って、上記 スタンビング後の加工品に歪み応力が残留し易くピンが不揃いになる傾向がある。そ こで通常は、スタンビングして得られる多ピン形状の銅合金板に、熱処理 (歪取り焼 鈍）を施して歪を除去することが行われる。
[0016] ところがこの様な熱処理を行なうと材料が軟化し易ぐ熱処理前の機械的強度を維 持することができない。また製造工程面力 すると、生産性向上の観点力 前記熱処 理をより高温 ·短時間で行なうことが求められており、高温での熱処理後も高強度を 維持し得る耐熱性が強く求められている。
[0017] こうした課題に対し、これまでにも Fe、 P、 Zn等の合金元素や、その他 Sn、 Mg、 Ca 等の微量添加元素を含有させ、あるいはそれらの添加量を調整する等の改善策が 講じられてきた。また、銅合金の晶出物、析出物の制御も行なわれてきた。しかし、こ の様な成分調整ゃ晶出物、析出物の制御だけでは、銅合金部品の小型'軽量化や 耐熱強度特性などに十分対応しきれな ヽことから、銅合金の組織などを制御する技 術が更に提案されている。
[0018] 例えば、特許文献 5では、 Cu-Fe-P系の銅合金では無いが、無酸素銅に少量の 銀を添加した銅合金を素材として使用し、最終圧延後の X線回折強度比と最終圧延 前の結晶粒径を制御することによって、強度の向上を図っている。即ち、熱間圧延の 後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最終の冷間圧延における加工度と、最終冷 間圧延前の再結晶焼鈍後の平均結晶粒径、および最終焼鈍前の冷間圧延加工度 をコントロールすることによって、最終圧延後の X線回折強度比と最終圧延前の結晶 粒径を制御し、高強度化を図っている。ところが、この文献で推奨する圧延'焼鈍条 件を、そのまま、本発明が対象とする Cu-Fe-P系の銅合金に適用しても、前記したリ ードフレーム等に要求される様な高レベルの耐熱性を得ることはできな ヽ (特許文献 5参照)。
[0019] これに対して、 Cu-Fe-P系銅合金における耐熱性改善技術も種々提案されて!ヽる 。例えば、特許文献 6では、実質的な Feの含有量が 0. 7%以上と多い Cu-Fe-P系 銅合金の晶出物、析出物の形態自体を制御することによって、高耐熱性を得ることが 提案されている。即ち、組織中に含まれる γ -Fe析出物の X線ピーク面積 Χγと a -F e析出物の X線ピーク面積 Χ αとの比 Χ γ ΖΧ αが 0. 05以上として、高耐熱性を得る ことが提案されて ヽる (特許文献 6参照)。
[0020] また、特許文献 7では、集合組織の制御によって高耐熱性を得るために、実質的な Feの含有量が 0. 5%以上と多い Cu-Fe-P系銅合金の 500°Cで 1分間焼鈍した後 の Cube方位の方位密度を 50%以下とし、更に平均結晶粒径を 30 m以下として、 高耐熱性を得ることが提案されて ヽる (特許文献 7参照)。
[0021] 更に、特許文献 2では、実質的な Feの含有量が 2%以上と多い Cu-Fe-P系銅合 金について、耐熱性の向上目的では無いが、板の加工性やリードフレームへの成形 性を、集合組織の制御によって向上させることが開示されている。この加工性とは、 冷間圧延における板の波打ちや蛇行、残留応力の不均一、スリツターした条の蛇行 、スタンビング加工における曲がりやバリの発生、リード曲げ加工部の肌荒れや割れ などである。また、集合組織は、（200)面と（220)面の X線回折強度比と、 Cube方 位の方位密度を適正範囲に制御することである。 [0022] また、その一方で、半導体デバイスのプラスチックパッケージは、熱硬化性榭脂によ つて半導体チップを封止するパッケージ力 経済性と量産性に優れることから、主流 となっている。これらパッケージは、最近の電子部品の小型化の要求に伴って、益々 薄肉化されている。
[0023] これらのパッケージの組み立てにおいて、リードフレームに半導体チップを Agぺー ストなどを用いて加熱接着する力 あるいは Au, Agなどのめっき層を介してはんだ 付けもしくは Agろう付けする。そして、その後榭脂封止を行い、榭脂封止を行ったあ とに、アウターリードに電気めつきによる外装を行なうのが一般的である。
[0024] これらのパッケージの信頼性に関する最大の課題は、表面実装時に発生するパッ ケージ'クラックや剥離の問題である。ノ ッケージの剥離は、半導体パッケージを組み 立てた後、榭脂とダイパッド (リードフレームの半導体チップを載せる部分)との密着 性が低い場合、後の熱処理時の熱応力によって生じる。
[0025] これに対して、ノ ッケージ'クラックは、半導体パッケージを組み立てた後、モールド 榭脂が大気より吸湿するため、後の表面実装での加熱において水分が気化し、パッ ケージ内部にクラックがあると、剥離面に水蒸気が印加されて内圧として作用する。こ の内圧によりパッケージに膨れを生じたり、榭脂が内圧に耐えられずクラックを生じた りする。表面実装後のパッケージにクラックが発生すると水分や不純物が侵入しチッ プを腐食させるため、半導体としての機能を害する。また、ノ^ケージが膨れることで 外観不良となり商品価値が失われる。このようなパッケージ 'クラックや剥離の問題は 、近年、上記パッケージの薄型の進展に伴って顕著となっている。
[0026] ここで、ノ ッケージ'クラックや剥離の問題は、榭脂とダイパットとの密着性不良に起 因するが、榭脂とダイパットとの密着性に最も大きな影響を及ぼしているのが、リード フレーム母材の酸ィ匕膜である。リードフレーム母材は、板の製造やリードフレーム製 作のために、種々の加熱工程を経ている。このため、 Agなどのめっき前に、母材の 表面には、数十〜数百 nmの厚さの酸ィ匕膜が形成されている。ダイパット表面では、 この酸ィ匕膜を介して銅合金と榭脂とが接しているため、この酸ィ匕膜のリードフレーム 母材との剥離は、もろに榭脂とダイパットとの剥離へとつながり、リードフレーム母材へ の榭脂の密着性を著しく低下させる。 [0027] したがって、ノ ッケージ'クラックや剥離の問題は、この酸化膜のリードフレーム母材 との密着性に力かっている。このため、リードフレーム母材としての、前記高強度化し た Cu-Fe-P系の銅合金板には、種々の加熱工程を経て表面に形成された酸化膜 の密着性が高 、ことが要求される。
[0028] こうした課題に対し、これまで、あまり対策は提案されていないが、特許文献 8では、 銅合金極表層の結晶配向を制御することで、酸ィ匕膜密着性を向上させることが提案 されている。即ち、特許文献 8では、リードフレーム母材銅合金の XRDの薄膜法にて 評価される極表面の結晶配向にお 、て、 { 111 }ピーク強度に対する { 100}ピーク強 度比を 0. 04以下として、酸ィ匕膜密着性を向上させることが提案されている。なお、こ の特許文献 8では、あらゆるリードフレーム母材銅合金を含むが、実質的に例示して いる Cu- Fe- P系銅合金は、 Feの含有量が 2. 4%以上と多い Cu- Fe- P系銅合金の みである。
特許文献 1 :日本国公開特許公報 2000- -328158号 (全文）
特許文献 2 :日本国公開特許公報 2002- -339028号 (全文）
特許文献 3 :日本国公開特許公報 2000- -328157号 (特許請求の範囲)
特許文献 4:日本国公開特許公報 2006- -63431号 (特許請求の範囲）
特許文献 5 :日本国公開特許公報 2003- -96526号（全文）
特許文献 6 :日本国公開特許公報 2004- -91895号（全文）
特許文献 7 :日本国公開特許公報 2005- -139501号（全文）
特許文献 8 :日本国公開特許公報 2001- -244400号（全文）
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0029] 前記した特許文献 1や 2では、板表面への {220}面や {200}面の集積割合を増し て、プレス打ち抜き性を向上させている。これらの特定面の集積割合を増すことによ つて、確かに、 Cu-Fe-P系銅合金板のプレス打ち抜き性は向上する。
[0030] し力し、前記リードフレームの小断面積化は、益々進み、リード幅（0. 5mm→0. 3 mm)や板厚（0. 25mm→0. 15mm)も益々小さくなつて、高強度化した Cu- Fe- P 系銅合金板への、スタンビングカ卩ェ時のプレス打ち抜き性向上の要求はより厳しくな つている。
[0031] このため、前記した特許文献 1や 2のような組織の集積割合制御によるプレス打ち 抜き性向上効果では、この要求されるプレス打ち抜き性を満たさなくなつている。また 、前記した特許文献 1や 2で行なっている、銅合金板にリードを打ち抜き、その際のば り高さを SEM観察にて測定するプレス打ち抜き性の試験条件では、高強度化した C u-Fe-P系銅合金板の前記要求されるプレス打ち抜き性を正確に評価できなくなつ ている。
[0032] また、 Cu-Fe-P系銅合金の耐熱性の向上を目的としたこれら特許文献 6、 7の技術 や、あるいは目的が異なる特許文献 2の技術では、本発明で意図する高レベルの耐 熱性を保障するまでには至らない。
[0033] 即ち、これら特許文献における Cu- Fe- P系銅合金の実質的な Feの含有量は、最 低でも 0. 5%を超えて多い。この点で、これら特許文献の技術は、確かに Feの含有 量が多い Cu-Fe-P系銅合金の耐熱性向上には有効力もしれない。
[0034] しかし、 Feの含有量が 0. 5%を超えて多くなると、導電率や Agメツキ性が低下する という、別の問題が生じる。これに対して導電率を無理に増加させるために、例えば、 上記析出粒子の析出量を増やそうとすると、逆に、析出粒子の成長，粗大化を招き、 強度や耐熱性が低下する問題がある。言い換えると、これら特許文献の技術では、 C u-FeP系銅合金に要求される高強度化と、耐熱性とを兼備させることができない。
[0035] したがって、これらの特許文献の技術を、 Feの含有量を実質的に 0. 5%以下と低 減した組成によって、高強度化した Cu-Fe-P系銅合金にそのまま適用しても、前記 したリードフレーム等に要求される様な高レベルの耐熱性を得ることはできない。
[0036] また、特許文献 8の技術では、本発明で意図する高レベルの酸ィ匕膜密着性を保障 するまでには至らない。
[0037] 即ち、特許文献 8における Cu- Fe- P系銅合金の実質的な Feの含有量は、前記し た通り、最低でも 2. 4質量％を超えて多い。この点で、特許文献 8の技術は、確かに Feの含有量が多 、Cu-Fe-P系銅合金の酸ィ匕膜密着性向上には有効力もしれな ヽ 。実際に、特許文献 8では Feの含有量が 2. 41%である実施例 1の Cu-Fe-P系銅合 金の酸ィ匕膜密着性は、酸ィ匕膜の剥離限界温度で 633K(360°C)まで向上している。 [0038] しかし、 Feの含有量が 2. 4質量％を超えて多くなると、導電率などの材料特性だけ でなぐ铸造性などの生産性が著しく低下するという、別の問題が生じる。実際に、特 許文献 8では、上記実施例 1の Cu-Fe-P系銅合金の引張強度は 530MPaと比較的 高いが、導電率は 63%IACSと低い。
[0039] これに対して導電率を無理に増加させるために、例えば、上記析出粒子の析出量 を増やそうとすると、逆に、析出粒子の成長'粗大化を招き、強度や耐熱性が低下す る問題がある。言い換えると、特許文献 8の技術では、 Cu-Fe-P系銅合金に要求さ れる高強度化と酸ィ匕膜密着性とを兼備させることができない。
[0040] したがって、この特許文献 8の技術を、 Feの含有量を実質的に 0. 5%以下と低減し た組成によって、高強度化した Cu-Fe-P系銅合金にそのまま適用しても、前記したリ ードフレーム等に要求される酸ィ匕膜密着性を得ることはできない。
[0041] 本発明は前述の課題を解決するためになされたものであって、高強度化と、優れた プレス打ち抜き性とを両立させた Cu-Fe-P系銅合金板を提供することである。
[0042] また、本発明は前述の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、 Feの含有量を実質的に 0. 5%以下と低減した組成によっても、高強度化と優れた耐 熱性とを両立させた Cu-Fe-P系銅合金板を提供することである。
[0043] また、本発明は前述の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、 Feの含有量を実質的に 0. 5%以下と低減した組成によっても、高強度化と優れた酸 化膜密着性とを両立させた Cu-Fe-P系銅合金板を提供することである。
課題を解決するための手段
[0044] 前述の目的を達成するために、プレス打ち抜き性に優れた本発明電気電子部品用 銅合金板の要旨は、質量％で、 Fe : 0. 01〜0. 50%、P : 0. 01〜0. 15%を各々含 有する銅合金板であって、板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークの半価幅を そのピーク高さで割った値が 0. 015以上であることとする。
[0045] 本発明銅合金板は、高強度を達成するために、更に、質量％で 0. 005〜5. 0% の Snを、あるいは、はんだ及び Snめっきの耐熱剥離性改善のために、更に、質量％ で 0. 005〜3. 0%の Znを、各々含有しても良い。
[0046] 本発明銅合金板は、高強度の目安として、引張強度が 500MPa以上、硬さが 150 Hv以上であることが好ましい。なお、導電率は板の強度に相関するものであり、本発 明でいう高導電率とは、高強度な割には導電率が比較的高いという意味である。
[0047] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計 で。. 0001〜1. 0%含有しても良い。
[0048] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Pt のうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 001〜1. 0%含有しても良い。
[0049] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計 で 0. 0001〜1. 0%と、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2 種以上を合計で 0. 001〜1. 0%とを各々含有するとともに、これら含有する元素の 合計含有量を 1. 0%以下として、含有しても良い。
[0050] 本発明銅合金板は、更に、 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、ミッシュメタルの含有量を、これら の元素全体の合計で 0. 1質量％以下とすることが好ま 、。
[0051] また、前述の目的を達成するための本発明電気電子部品用銅合金板の要旨は、 質量％で、 Fe : 0. 01〜0. 50%、P : 0. 01〜0. 15%を各々含有する銅合金板であ つて、板表面の（200)面からの X線回折強度 I (200)と（220)面からの X線回折強度
I (220)との比、 I (200) /\ (220)が 0. 3以下であることとする。
[0052] 本発明銅合金板は、高強度を達成するために、更に、質量％で 0. 005〜5. 0% の Snを、あるいは、はんだ及び Snめっきの耐熱剥離性改善のために、更に、質量％ で 0. 005〜3. 0%の Znを、各々含有しても良い。
[0053] 本発明銅合金板は、高強度化の目安として、引張強度が 500MPa以上、硬さが 15
OHv以上であることが好ましい。なお、導電率は板の強度に相関するものであり、本 発明でいう高導電率とは、高強度な割には導電率が比較的高いという意味である。
[0054] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計 で。. 0001〜1. 0%含有しても良い。
[0055] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Pt のうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 001〜1. 0%含有しても良い。
[0056] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計 で 0. 0001〜1. 0%と、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2 種以上を合計で 0. 001〜1. 0%とを各々含有するとともに、これら含有する元素の 合計含有量を 1. 0%以下として、含有しても良い。
[0057] 本発明銅合金板は、更に、 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、ミッシュメタルの含有量を、これら の元素全体の合計で 0. 1質量％以下とすることが好ま 、。
[0058] また、前述の目的を達成するための本発明電気電子部品用銅合金板の要旨は、 質量％で、 Fe : 0. 01〜0. 50%、P : 0. 01〜0. 15%を各々含有する銅合金板であ つて、互いに隣接する結晶の方位差が ± 15° 以内のものは同一の結晶面に属する ものと見なした場合に、電界放射型走査電子顕微鏡 FE-SEMによる後方散乱電子 回折像 EBSPを用いた結晶方位解析方法により測定した、 Brass方位の方位分布密 度が 25%以上である集合組織を有するとともに、平均結晶粒径を 6. O /z m以下とす る。
[0059] 本発明銅合金板は、高強度を達成するために、更に、質量％で 0. 005〜5. 0% の Snを、あるいは、はんだ及び Snめっきの耐熱剥離性改善のために、更に、質量％ で 0. 005〜3. 0%の Znを、各々含有しても良い。
[0060] 本発明銅合金板は、高強度化の目安として、引張強度が 500MPa以上、硬さが 15 OHv以上であることが好ましい。なお、導電率は板の強度に相関するものであり、本 発明でいう高導電率とは、高強度な割には導電率が比較的高いという意味である。
[0061] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計 で。. 0001〜1. 0%含有しても良い。
[0062] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Pt のうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 001〜1. 0%含有しても良い。
[0063] 本発明銅合金板は、更に、質量％で、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計 で 0. 0001〜1. 0%と、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2 種以上を合計で 0. 001〜1. 0%とを各々含有するとともに、これら含有する元素の 合計含有量を 1. 0%以下として、含有しても良い。
[0064] 本発明銅合金板は、更に、 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、ミッシュメタルの含有量を、これら の元素全体の合計で 0. 1質量％以下とすることが好ま 、。
発明の効果
[0065] 本発明では、前記した特許文献 1や 2などと同様に、板表面の特定結晶方位力 の X線回折強度を規定して、集合組織を制御しているように見える。しかし、特許文献 1 や 2は、実質的には、結晶の配向性を規定するものであって、銅合金板にリードを打 ち抜く際のばり高さを小さ 低く）するために {220}面の集積割合を高めようとするも のである。
[0066] ただ、もともとランダムな方位を有して ヽる銅合金にお!ヽて、特定の方位の集積割 合だけを増加させるには大きな限界がある。これは、特許文献 1や 2などの {220}面 や、本発明で規定する {311 }面などの結晶方位を選択しようと同じである。これが、 前記した特許文献 1や 2のような組織の集積割合制御によるプレス打ち抜き性向上効 果では、 Cu-Fe-P系銅合金板に要求されるプレス打ち抜き性を満たさなくなって 、 る原因でちある。
[0067] これに対して、本発明では、従来のような特定の方位 (結晶方位)の集積割合では なぐ Cu- Fe- P系銅合金板組織の転位密度を制御する。即ち、 Cu- Fe- P系銅合金 板組織の転位密度を高くして、プレス打ち抜き性を向上させる。本発明者らの知見に よれば、この転位密度は、 Cu-Fe-P系銅合金板の圧延条件によって、その導入量を 制御することが可能で、かつ、この転位密度制御によるプレス打ち抜き性の向上効果 が大きい。
[0068] ただ、この転位密度は、非常にミクロな問題であるので、 Cu-Fe-P系銅合金板組織 に導入された転位密度を直接観察、あるいは定量ィ匕することは非常に困難である。し かし、本発明者らの知見によれば、 Cu-Fe-P系銅合金板組織に導入されたこの転 位密度は、 X線回折強度ピークの半価幅、それも、半価幅を X線回折強度ピーク高さ で割った値と非常に良く相関する。この場合、どの X線回折強度ピークでも、等しくこ の転位密度とは相関する。ただ、本発明で規定している板表面の {311 }面からの X 線回折強度ピークが、他の面からの X線回折強度ピークに比べて、半価幅を割るベ き X線回折強度ピークがあまり大きく（高く）なぐ半価幅もそれなりにあるため、 X線回 折強度ピークの半価幅を高さで割った値の信頼性が高い。したがって、本発明では
、板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークによって、この転位密度を、間接的に ではあるが、正確かつ再現性あるかたちで規定、定量化する。
[0069] このように、本発明では、転位密度量と密接に相関する、板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークの半価幅で、この転位密度量を規定し、プレス打ち抜き性を向 上させ、 Cu-Fe-P系銅合金板に要求されるプレス打ち抜き性を満足する。そして、 好ましくは、引張強度が 500MPa以上、硬さが 150Hv以上である、高強度な Cu-Fe -P系銅合金板のプレス打ち抜き性を向上させる。
[0070] 本発明で、上記 X線回折強度比、 1 (200) 1 (220)を0. 3以下としているのは、 Cu be方位の発達を抑制するとともに、 Cube方位以外の特定の結晶方位の発達を強く し、異方性を強くして、優れた耐熱性を得ようとするからである。更には、 Feの含有量 を実質的に 0. 5%以下と低減した Cu-Fe-P系銅合金板の組成によっても、高強度 化と、優れた耐熱性とを両立させようとするからである。
[0071] これに対して、同じ X線回折強度比で規定している、前記特許文献 2は、 1 (200) Z 1 (220)を、本発明とは逆に、 0. 5以上、 10以下としている。これは、前記特許文献 2 では、前記した加工性向上のために、本発明とは逆に、 Cube方位を発達させるとと もに、 Cube方位以外の特定の結晶方位の発達が強くなることを抑制し、異方性を抑 制しようとしているからである。これでは、 Feの含有量を実質的に 0. 5%以下と低減 した Cu-Fe-P系銅合金板の組成において、高強度化と、優れた耐熱性とを両立させ ることができない。
[0072] 通常の銅合金板の場合、主に、以下に示すような Cube方位、 Goss方位、 Brass方 位 (以下、 B方位ともいう）、 Copper方位 (以下、 Cu方位ともいう）、 S方位等と呼ばれ る集合組織を形成し、それらに応じた結晶面が存在する。
[0073] これらの集合組織の形成は同じ結晶系の場合でも加工、熱処理方法によって異な る。圧延による板材の集合組織の場合は、圧延面と圧延方向で表されており、圧延 面は {ABC}で表現され、圧延方向はく DEF>で表現される。力かる表現に基づき 、各方位は下記のように表現される。
[0074] Cube方位 {001 }く 100 > Goss方位 {011}く 100>
Rotated— Goss方位 {011}く Oil >
Brass方位（B方位） {011}<211>
Copper方位（Cu方位） {112}<111>
(若しくは D方位 {4411} < 11118 »
S方位 {123}く 634>
BZG方位 {011}<511>
B/S^fi{168}<211>
P方位 {011}く 111>
[0075] ここで、 B方位〜 Cu方位〜 S方位は各方位間で連続的に変化するファイバー集合 組織 ( β -fiber)で存在して!/、る。
[0076] 通常の銅合金板の集合組織は、上述のように、かなり多くの方位因子からなるが、 これらの構成比率が変化すると、板材の塑性異方性が変化し、加工性や成形性など の特性が変化する。
[0077] 前記した特許文献 8は、この集合組織の中で、特に、 {111}ピーク強度に対する {1 00}ピーク強度比を 0.04以下として、酸ィ匕膜密着性を向上させている。しかし、この ように、 Copper方位（Cu方位）に対して、 Cube方位や Goss方位の方位分布密度を 増しても、特に、本発明が対象とする Feの含有量を 0. 5%以下に少なくした Cu-Fe- P系組成を有する銅合金板では、高強度化できず、酸ィ匕膜の密着性も向上できない 。このため、この Feの含有量が少ない Cu-Fe-P系組成を有する銅合金板では、高 強度化と優れた耐熱性とを両立させることができない。
[0078] これに対して、本発明では、 Brass方位（110面）の方位分布密度を増して（高くし て）、できるだけ同一方位の集合組織とする。このことによって、この Feの含有量が少 な 、Cu-Fe-P系組成を有する銅合金板にぉ 、て、高強度化と優れた耐熱性とを両 立させる。
[0079] 即ち、この Feの含有量が少ない Cu-Fe-P系組成を有する銅合金板では、上記集 合組織の中では、特に、 Brass方位 (B方位)の方位分布密度が酸ィ匕膜の密着性に 大きく影響する。この B方位の方位分布密度が大きいほど、圧延集合組織が発達し ており、強度が高くなるとともに、酸ィ匕膜の密着性が向上する。
[0080] 本発明の銅合金板は、様々な電気電子部品用に適用可能であるが、特に、半導体 部品である半導体リードフレーム用途に使用されることが好ましい。
図面の簡単な説明
[0081] [図 1]X線回折強度ピークの半価幅を示す模式図である。
[図 2]せん断面率の測定方法を示す説明図である。
符号の説明
[0082] 1 :銅合金板
2:打ち抜き穴
3 :切断箇所
発明を実施するための最良の形態
[0083] (1)
以下に、半導体リードフレーム用などとして必要な特性を満たすための、本発明 Cu -Fe-P系銅合金板における各要件の意義や実施態様を具体的に説明する。
[0084] (半価幅）
本発明では、プレス打ち抜き性を向上させ、要求されるプレス打ち抜き性を満足す るために、 Cu-Fe-P系銅合金板表面の {311 }面力 の X線回折強度ピークの半価 幅をそのピーク高さで割った値が 0. 015以上であるような、一定量以上の転位密度 を有することとする。これによつて、より具体的には、引張強度が 500MPa以上、硬さ 力 S150HV以上である高強度の Cu-Fe-P系銅合金板のプレス打ち抜き性を向上させ ることがでさる。
[0085] この X線回折強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値が 0. 015未満では 、板に導入されている転位密度が少なくなる。これでは、従来の転位密度が少なく C u-Fe-P系銅合金板と大差がなくなり、プレス打ち抜き性が低下するか、向上しない。
[0086] この半価幅は、周知の通り、図 1に模式的に示すように、縦軸: X線回折強度、横軸 ：角度（2 Θ )で表される X線回折強度ピーク (高さ H)の、半分の位置 (高さ HZ2)に おける X線回折強度ピークの幅（j8 )として定義される。因みに、この半価幅は、通常 は、金属表面の結晶性や非結晶性、結晶子サイズ、格子歪みを判別、定量化するた めに用いられる。これに対して本発明では、前記した通り、直接観察あるいは定量ィ匕 することができない転位密度を、この転位密度と非常に良く相関する、板表面の {31 1 }面からの X線回折強度ピークの半価幅 j8をそのピーク高さ Hで割った値によって 規定する。なお、 Cu-Fe-P系銅合金板表面の X線回折強度ピークとしては、他の {2 20}面力もの X線回折強度ピークの半価幅（ |8 )やそのピーク高さ（H)が最も大きい。 しかし、 X線回折強度ピークの高さが大きい（高い）と、半価幅を割るそのピーク高さも 大きくなり、 X線回折強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値として小さくな り過ぎ、値自体の誤差が多くなり再現性に乏しくなる。このため、本発明では、 X線回 折強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値が大きい (ピーク高さが大きくなく 、半価幅がそれなりに大きい）、 {311 }面力もの X線回折強度ピークを採用した。
[0087] したがって、本発明では、あくまで板への転位密度の導入状態を問題にするのであ つて、前記した特許文献 1や 2のような、板表面の特定結晶面の X線回折強度ピーク で、組織の集積割合、板表面の結晶粒径、あるいは圧延集合組織を制御するもので はない。言い換えると、これらの板表面の特定結晶面の X線回折強度ピークでは、あ るいは、組織の集積割合、板表面の結晶粒径、あるいは圧延集合組織などの制御で は、板への転位密度の導入状態を規定も制御もできな 、。
[0088] (転位密度の導入）
Cu-Fe-P系銅合金板表面の {311 }面力 の X線回折強度ピークの半価幅をその ピーク高さで割った値が 0. 015以上であるような転位密度を導入するためには、後 述する通り、最終冷間圧延での導入歪み量を大きくする。即ち、最終冷間圧延にお ける、ロール径を 80mm φ未満の小径ロールとする力、 1パス当たりの圧下率を 20% 以上とするか、ロール長さ（ロール幅）を 500mm以上とする、などの手段を選択して 使用するか、組み合わせて使用する。
[0089] (せん断面率）
前記した通り、特許文献 1や 2で行なっている、銅合金板にリードを打ち抜き、その 際のばり高さを測定するプレス打ち抜き性の試験条件では、この要求されるプレス打 ち抜き性を正確に評価できなくなつている。
[0090] このため、本発明では、銅合金板のリード打ち抜きを模擬したプレス打ち抜きによつ て設けたリード断面のせん断面率 (せん断面比率）によって、プレス打ち抜き性をより 正確に評価する。このせん断面率が 75%以下であれば、プレス打ち抜き性が良いと 評価できる。勿論、これに、前記ばり高さの測定をカ卩味して、このせん断面率によるプ レス打ち抜き性評価を裏付けても良い。
[0091] この際、プレス打ち抜き試験におけるせん断面率測定に再現性を持たせるために、 再現性を保証できるだけの試験条件を具体的に規定する。即ち、プレス打ち抜き試 験は、打ち抜きプレス（クリアランス： 5%)により、図 2に示すように、幅 ImmX長さ 10 mmのリードを、日本工作油製 G-6316の潤滑油を用いて、長さ方向が銅合金板 1の 圧延方向に対し垂直に向くように打ち抜く。
[0092] これによつて、打ち抜き穴 2の中心を長さ方向に沿って切断し (切断箇所を破線 3で 示す）、打ち抜き穴 2の切断面を矢印 4の方向から観察し、光学式マイクロスコープを 用いた切断面の表面写真から画像解析で求めた。せん断率は切断面におけるせん 断面の面積比率 (せん断面の面積 Z切断面の面積)であり、切断面の面積は銅合金 板の板厚 0. 15mm X測定幅 0. 5mmとし、せん断面の面積は測定幅 0. 5mmの範 囲内のせん断面の面積とした。 1試料につき穴を 3箇所打ち抜き、各穴で 3箇所ずつ 測定し (合計 9箇所)、その平均値を求めた。
[0093] (銅合金板の成分組成）
本発明では、半導体リードフレーム用などとして、引張強度が 500MPa以上、硬さ 力 Sl50Hv以上である高強度と、前記したプレス打ち抜き性とを併せて達成する。この ために、 Cu- Fe-P系銅合金板として、質量％で、 Feの含有量が 0. 01〜0. 50%の 範囲、前記 Pの含有量が 0. 01-0. 15%の範囲とした、残部 Cuおよび不可避的不 純物からなる基本組成とする。
[0094] この基本組成に対し、 Zn、 Snの一種または二種を、更に下記範囲で含有する態様 でも良い。また、その他の選択的添加元素および不純物元素も、これら特性を阻害し ない範囲での含有を許容する。なお、合金元素や不純物元素の含有量の表示％は 全て質量％の意味である。
[0095] (Fe)
Feは、 Fe又は Fe基金属間化合物として析出し、銅合金の強度や耐熱性を向上さ せる主要元素である。 Feの含有量が 0. 01%未満では、製造条件によっては、上記 析出粒子の生成量が少なぐ導電率の向上は満たされるものの、強度向上への寄与 が不足し、強度が不足する。一方、 Feの含有量が 0. 50%を超えると、導電率や Ag めっき性が低下する。導電率を無理に増加させるために、上記析出粒子の析出量を 増やそうとすると、逆に、析出粒子の成長 ·粗大化を招く。このため強度とプレス打ち 抜き性が低下する。したがって、 Feの含有量は 0. 01-0. 50%の範囲とする。
[0096] (P)
Pは、脱酸作用がある他、 Feと化合物を形成して、銅合金を高強度化させる主要元 素である。 P含有量が 0. 01%未満では、製造条件によっては、化合物の析出が不 十分であるため、所望の強度が得られない。一方、 P含有量が 0. 15%を超えると、 導電性が低下するだけでなぐ熱間加工性やプレス打ち抜き性が低下する。したがつ て、 Pの含有量は 0. 01〜0. 15%の範囲とする。
[0097] (Zn)
Znは、リードフレームなどに必要な、銅合金のはんだ及び Snめっきの耐熱剥離性 を改善する。 Znの含有量が 0. 005%未満の場合は所望の効果が得られない。一方 、 3. 0%を超えるとはんだ濡れ性が低下するだけでなぐ導電率の低下も大きくなる。 したがって、選択的に含有させる場合の Znの含有量は、用途に要求される導電率と はんだ及び Snめっきの耐熱剥離性とのバランスに応じて (バランスを考慮して）、 0. 0 05〜3. 0%の範囲から選択する。
[0098] (Sn)
Snは、銅合金の強度向上に寄与する。 Snの含有量が 0. 001%未満の場合は高 強度化に寄与しない。一方、 Snの含有量が多くなると、その効果が飽和し、逆に、導 電率の低下を招く。したがって、選択的に含有させる場合の Sn含有量は、用途に要 求される強度 (硬さ）と導電率のバランスに応じて (バランスを考慮して）、 0. 001〜5 . 0%の範囲力 選択して含有させることとする。
[0099] (Mn、 Mgゝ Ca量）
Mn、 Mg、 Caは、銅合金の熱間加工性の向上に寄与するので、これらの効果が必 要な場合に選択的に含有される。 Mn、 Mg、 Caの 1種又は 2種以上の含有量が合計 で 0. 0001%未満の場合、所望の効果が得られない。一方、その含有量が合計で 1 . 0%を越えると、粗大な晶出物や酸化物が生成して強度や耐熱性を低下させるだ けでなぐ導電率の低下も激しくなる。従って、これらの元素の含有量は総量で 0. 00 01〜： L 0%の範囲で選択的に含有させる。
[0100] (Zr、 Agゝ Crゝ Cdゝ Beゝ Ti、 Co、 Niゝ Au、 Pt量）
これらの成分は銅合金の強度を向上させる効果があるので、これらの効果が必要な 場合に選択的に含有される。これらの成分の 1種又は 2種以上の含有量が合計で 0. 001%未満の場合、所望の効果力得られない。一方、その含有量が合計で 1. 0%を 越えると、粗大な晶出物や酸ィ匕物が生成して、強度や耐熱性を低下させるだけでな ぐ導電率の低下も激しぐ好ましくない。従って、これらの元素の含有量は合計で 0. 001〜1. 0%の範囲で選択的に含有させる。なお、これらの成分を、上記 Mn、 Mg、 Caと共に含有する場合、これら含有する元素の合計含有量は 1. 0%以下とする。
[0101] (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、ミッシュメタル量）これらの成分は不純物元素であり、これら の元素の含有量の合計が 0. 1%を越えた場合、粗大な晶出物や酸化物が生成して 強度や耐熱性を低下させる。従って、これらの元素の含有量は合計で 0. 1%以下と することが好ましい。
[0102] (製造条件）
次に、銅合金板組織を上記本発明規定の組織とするための、好ましい製造条件に ついて以下に説明する。本発明銅合金板は、上記転位密度を導入した本発明規定 の組織とするための、最終冷間圧延条件などの好ましい条件を除き、通常の製造ェ 程自体を大きく変えることは不要であり、常法と同じ工程で製造できる。
[0103] 即ち、まず、上記好ま U、成分組成に調整した銅合金溶湯を铸造する。そして、铸 塊を面削後、加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延し、熱延後の板を水冷する
[0104] その後、中延べと言われる一次冷間圧延して、焼鈍、洗浄後、更に仕上げ (最終） 冷間圧延、低温焼鈍 (最終焼鈍、仕上げ焼鈍)して、製品板厚の銅合金板などとする 。これら焼鈍と冷間圧延を繰返し行ってもよい。例えば、リードフレーム等の半導体用 材料に用いられる銅合金板の場合は、製品板厚が 0. 1〜0. 4mm程度である。
[0105] なお、一次冷間圧延の前に銅合金板の溶体化処理および水冷による焼き入れ処 理を行なっても良い。この際、溶体化処理温度は、例えば 750〜1000°Cの範囲から 選択される。
[0106] (最終冷間圧延）
Cu-Fe-P系銅合金板表面の {311 }面力 の X線回折強度ピークの半価幅をその ピーク高さで割った値が 0. 015以上であるような転位密度を導入するためには、後 述する通り、最終冷間圧延での導入歪み量を大きくする。即ち、最終冷間圧延にお ける、ロール径を 80mm φ未満の小径ロールとする力、 1パス当たりの最小圧下率（ 冷延率、加工率）を 20%以上とする力 ロール長さ（ロール幅）を 500mm以上とする 、などの手段を選択して使用する力、組み合わせて使用する。
[0107] 最終冷間圧延におけるロール径カ 、さ過ぎる、 1パス当たりの最小圧下率が小さ過 ぎる、ロール長さが短過ぎると、 Cu-Fe-P系銅合金板に導入される転位密度が不足 する可能性が高い。このため、板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークの半価 幅をそのピーク高さで割った値が 0. 015未満となり、従来の転位密度が少なく Cu-F e-P系銅合金板と大差がなくなり、プレス打ち抜き性が低下するか、向上しない。
[0108] 最終冷間圧延のパス数は、過少や過多のパス数を避けて、通常の 3〜4回のパス 数で行なうことが好ましい。また、 1パス当たりの圧下率は 50%を超える必要は無ぐ 1パス当たりの各圧下率は、元の板厚、冷延後の最終板厚、パス数、前記 1パス当た りの最小圧下率およびこの最大圧下率を考慮して決定される。
[0109] (最終焼鈍）
本発明では、最終冷間圧延後に、低温での最終焼鈍を行なうことが好ましい。この 最終焼鈍条件は、 100〜400°Cで 0. 2分以上 300分以下の低温条件とすることが好 ましい。通常のリードフレームに用いられる銅合金板の製造方法では、強度が低下す るため、歪み取りのための焼鈍（350°C X 20秒程度）を除き、最終冷間圧延後に最 終焼鈍はしない。しかし、本発明では、前記冷間圧延条件によって、また、最終焼鈍 の低温ィ匕によって、この強度低下が抑制される。そして、最終焼鈍を低温で行なうこ とにより、プレス打ち抜き性が向上する。 [0110] 焼鈍温度が 100°Cよりも低い温度や、焼鈍時間が 0. 2分未満の時間条件、あるい は、この低温焼鈍をしない条件では、銅合金板の組織'特性は、最終冷延後の状態 力 ほとんど変化しない可能性が高い。逆に、焼鈍温度が 400°Cを超える温度や、 焼鈍時間が 300分を超える時間で焼鈍を行なうと、再結晶が生じ、転位の再配列や 回復現象が過度に生じ、析出物も粗大化するため、プレス打ち抜き性や強度が低下 する可能性が高い。
[0111] (実施例 1)
以下に本発明の実施例を説明する。最終冷間圧延におけるロール径と 1パス当たり の最小圧下率を変えて、種々の板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークの半価 幅 (転位密度)を有する銅合金薄板を製造した。そして、これら各銅合金薄板の引張 強さ、硬さ、導電率、せん断面率などの特性を評価した。これらの結果を表 1に示す。
[0112] [表 1]
Figure imgf000023_0001
具体的には、表 1に示す各化学成分組成の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製 した後、半連続铸造法で造塊して、厚さ 70mm X幅 200mm X長さ 500mmの铸塊 を得た。各铸塊を表面を面削して加熱後、 950°Cの温度で熱間圧延を行って厚さ 16 mmの板とし、 750°C以上の温度力も水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去し た後、一次冷間圧延（中延べ)を行った。この板を面削後、中間焼鈍を入れながら冷 間圧延を 4パス行なう最終冷間圧延を行 、、次 、で 350°Cで 20秒の低温条件で最 終焼鈍を行って、リードフレームの薄板ィ匕に対応した厚さ 0. 15mmの銅合金板を得 た。
[0114] 最終冷間圧延のロール径 (mm)と 1パス当たりの最小圧下率（％)を表 1に各々示 す。なお、最終冷間圧延では 4パスとも同じロール径のロールを使用した。また、ロー ル径を変えても各ロール長さは 500mmと一定にした。
[0115] なお、表 1に示す各銅合金とも、記載元素量を除いた残部組成は Cuであり、その 他の不純物元素として、 Hf、 Th、 Li、 Na、 K、 Sr、 Pd、 W、 S、 Si、 C、 Nb、 Al、 V、 Y 、 Mo、 Pb、 In、 Ga、 Ge、 As, Sb、 Biゝ Te、 B、ミッシュメタノレの含有量は、表 1に記載 の元素を含めて、これらの元素全体の合計で 0. 1質量％以下であった。
[0116] また、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を含む場合は、合計量を 0. 0001〜1.
0質量0 /0の範囲とし、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2種 以上を場合は、合計量を 0. 001〜1. 0質量％の範囲とし、更に、これらの元素全体 の合計量も 1. 0質量％以下とした。
[0117] このようにして得た銅合金板に対して、各例とも、銅合金板から試料を切り出し、各 試料の転位密度 (集合組織)、引張強さ、硬さ、導電率、せん断面率などの特性を評 価した。これらの結果を表 1に各々示す。
[0118] (半価幅の測定）
銅合金板試料について、通常の X線回折法により、ターゲットに Coを用い、管電圧 50kV、管電流 200mA、走査速度 2° /min、サンプリング幅 0. 02° 、測定範囲（2 Θ ) 30° 〜115° の条件で、リガク製 X線回折装置を用いて X線回折パターンを取得し た。ここから、板表面の {311 }面力 の X線回折強度ピークの半価幅を前記した方法 により求めた。
測定は 2箇所行い、半価幅はそれらの平均値とした。 [0119] (硬さ測定）
銅合金板試料の硬さ測定は、マイクロビッカース硬度計にて、 0. 5kgの荷重を加え て 3箇所行い、硬さはそれらの平均値とした。
[0120] (導電率測定）
銅合金板試料の導電率は、ミーリングにより、幅 10mm X長さ 300mmの短冊状の 試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により電気抵抗を測定して、平均断 面積法により算出した。
[0121] (せん断面率測定）
前記した試験条件により銅合金板試料のせん断面率 (せん断面比率)を測定した。 光学式マイクロスコープを用いた切断面の表面写真からの画像解析の際に、設けた リードの最大のばり高さも参考までに測定した。
[0122] 表 1から明らかな通り、本発明組成内の銅合金である発明例 1〜14は、最終冷間 圧延におけるロール径と 1パス当たりの最小圧下率などの製造方法も好ましい条件 内で製造されている。このため、発明例 1〜14は、板表面の {311 }面力もの X線回折 強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値が 0. 015以上となるような転位密 度を有する。
[0123] この結果、発明例 1〜14は、引張強さが 500MPa以上、硬さが 150Hv以上の高強 度な割には、比較的高導電率であって、また、せん断面率が 75%以下であり、プレ ス打ち抜き性にも優れて 、る。
[0124] これに対して、比較例 15〜17は、本発明組成内の銅合金であるものの、最終冷間 圧延におけるロール径ゃ 1パス当たりの最小圧下率が小さ過ぎる。このため、比較例 15〜17は、板表面の {311 }面力もの X線回折強度ピークの半価幅をそのピーク高さ で割った値が 0. 015未満であり、転位密度が低過ぎる。この結果、強度レベルが低 い割には、せん断面率が 78%以上で、プレス打ち抜き性が著しく劣る。
[0125] 比較例 18の銅合金は Feの含有量が 0. 006%と、下限 0. 01%を低めに外れてい る。一方、最終冷間圧延におけるロール径と 1パス当たりの最小圧下率などの製造方 法も好ましい条件内で製造されている。このため、板表面の {311 }面力もの X線回折 強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値が 0. 015以上となる転位密度を有 するものの、強度や硬さが低い割には、せん断面率が高ぐプレス打ち抜き性が劣り 、また高強度化も達成できていない。
[0126] 比較例 19の銅合金は、 Feの含有量が 0. 55%と、上限 5. 0%を高めに外れている
1S 最終冷間圧延などの製造方法は好ましい条件内で製造されている。このため、 板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値 が 0. 015以上となる転位密度を有するものの、せん断面率が高ぐプレス打ち抜き性 が劣り、導電率が著しく低い。
[0127] 比較例 20の銅合金は、 Pの含有量が 0. 007%と、下限 0. 01%を低めに外れてい る力 最終冷間圧延などの製造方法は好ましい条件内で製造されている。このため、 板表面の {311 }面からの X線回折強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値 が 0. 015以上となる転位密度を有するものの、強度や硬さが低い割には、せん断面 率が高ぐプレス打ち抜き性が劣り、また高強度化も達成できていない。
[0128] 比較例 21の銅合金は、 Pの含有量が 0. 16%と、上限 0. 15%を高めに外れている ため、熱延中に板端部に割れが生じた。ただし、最終冷間圧延などの製造方法は好 ましい条件内で製造されている。このため、板表面の {311 }面からの X線回折強度ピ ークの半価幅をそのピーク高さで割った値が 0. 015以上となる転位密度を有するも のの、せん断面率が高ぐプレス打ち抜き性が劣り、また導電率が著しく低い。
[0129] (ばり高さ）
前記発明例 1〜14は、上記プレス打ち抜き試験において観察されたばり高さ（最大 )は、いずれも 5 m以下であった。また、前記比較例 15〜17も、プレス打ち抜き試 験におけるばり高さは、いずれも 5 m以下であり、発明例と遜色は無力つた。一方、 前記比較例 18〜21は、プレス打ち抜き試験におけるばり高さは、いずれも を 超えており、上記発明例よりも劣っていた。
[0130] したがって、プレス打ち抜き試験におけるばり高さの評価は、極端にプレス打ち抜き 性が異なるもの同士 (発明例 1〜14と比較例 18〜21)の比較、識別には使用できる 。しかし、発明例 1〜14と比較例 15〜17では、ばり高さにはあまり有意差がつかず、 良否の識別ができていないことが分かる。即ち、本発明で問題とするようなレベル、即 ち、前記したリードフレームの小断面積ィ匕に伴い、小さくなつたリード幅や板厚に対応 して高強度化された Cu-Fe-P系銅合金板のスタンビングカ卩ェ時のプレス打ち抜き性 評価には不十分であることが分かる。
[0131] 以上の結果から、高強度化させた上で、プレス打ち抜き性にも優れさせるための、 本発明銅合金板の成分組成、板表面の {311 }面力ゝらの X線回折強度ピークの半価 幅をそのピーク高さで割った値の臨界的な意義および、このような組織を得るための 好ま 、製造条件の意義が裏付けられる。
[0132] (2)
以下に、半導体リードフレーム用などとして、必要な特性を満たすための、本発明 C u-Fe-P系銅合金板における各要件の意義や実施態様を具体的に説明する。
[0133] (X線回折強度比）
本発明の X線回折強度比は、通常の X線回折法を用いて、板表面における、 Cube 方位である（200)面からの X線回折強度 I (200)と、 Cube方位以外の方位である（2 20)面力もの X線回折強度 1 (220)とを測定する。そして、これらの X線回折強度比（ X線回折ピーク比）、 I (200) /\ (220)から求めることができる。
[0134] 通常の銅合金板の集合組織は、上述のように、かなり多くの方位因子からなるが、 これらの構成比率が変化すると板材の塑性異方性が変化し、耐熱性が変化する。そ して、その中でも、特に Cube方位の方位密度〔D (Cube)ともいう〕と、それ以外の特 定の結晶方位密度とを適正範囲に制御することにより、耐熱性が向上する。
[0135] このため、本発明では、板表面における、 Cube方位である（200)面からの X線回 折強度 I (200)と、 Cube方位以外の方位である（220)面からの X線回折強度 I (220 )との比、 1(200) ZI (220)が 0. 3以下、好ましくは 0. 25以下であることとする。
[0136] これによつて、前記した通り、 Cube方位の発達を抑制するとともに、 Cube方位以外 の特定の結晶方位の発達を強くし、異方性を強くして、優れた耐熱性を得ることがで きる。そして、 Feの含有量を実質的に 0. 5%以下と低減した Cu-Fe-P系銅合金板 の組成によっても、高強度化と優れた耐熱性とを両立させることができる。
[0137] これに対して、 1 (200) Zl (220)が 0. 3、より厳しくは 0. 25を越えた場合、前記し た通り、特許文献 2などと同じとなり、 Cube方位が発達し、 Cube方位以外の特定の 結晶方位の発達が抑制され、異方性が抑制される。このため、 Feの含有量を実質的 に 0. 5%以下と低減した Cu-Fe-P系銅合金板の組成では、高強度化と優れた耐熱 性とを両立させることができなくなる。
[0138] (銅合金板の成分組成）
本発明では、半導体リードフレーム用などとして、引張強度が 500MPa以上、硬さ 力 Sl50Hv以上、導電率が 50%IACS以上である高強度化と優れた耐熱性とを併せ て達成する。このために、 Cu-Fe-P系銅合金板として、質量％で、 Feの含有量が 0.
01〜0. 50%の範囲、前記 Pの含有量が 0. 01〜0. 15%の範囲とした、残部 Cuお よび不可避的不純物力もなる基本組成とする。
[0139] この基本組成に対し、 Zn、 Snの一種または二種を、更に下記範囲で含有する態様 でも良い。また、その他の選択的添加元素および不純物元素も、これら特性を阻害し ない範囲での含有を許容する。なお、合金元素や不純物元素の含有量の表示％は 全て質量％の意味である。
[0140] (Fe)
Feは、 Fe又は Fe基金属間化合物として析出し、銅合金の強度や耐熱性を向上さ せる主要元素である。 Feの含有量が 0. 01%未満では、製造条件によっては、上記 析出粒子の生成量が少なぐ導電率の向上は満たされるものの、強度向上への寄与 が不足し、強度や耐熱性が不足する。一方、 Feの含有量が 0. 50%を超えると、前 記した従来技術のように、導電率や Agメツキ性が低下する。そこで、導電率を無理に 増加させるために、上記析出粒子の析出量を増やそうとすると、逆に、析出粒子の成 長 ·粗大化を招く。このため、強度や耐熱性、プレス打ち抜き性などが低下する。した がって、 Feの含有量は 0. 01-0. 50%の比較的低めの範囲とする。
[0141] (P)
Pは、脱酸作用がある他、 Feと化合物を形成して、銅合金の強度や耐熱性を向上さ せる主要元素である。 P含有量が 0. 01%未満では、製造条件によっては、化合物の 析出が不十分であるため、所望の強度や耐熱性が得られない。一方、 P含有量が 0. 15%を超えると、導電性が低下するだけでなぐ却って耐熱性や、熱間加工性、プレ ス打ち抜き性なども低下する。したがって、 Pの含有量は 0. 01-0. 15%の範囲とす る。 [0142] (Zn)
Znは、リードフレームなどに必要な、銅合金のはんだ及び Snめっきの耐熱剥離性 を改善する。 Znの含有量が 0. 005%未満の場合は所望の効果が得られない。一方 、 3. 0%を超えるとはんだ濡れ性が低下するだけでなぐ導電率の低下も大きくなる。 したがって、選択的に含有させる場合の Znの含有量は、用途に要求される導電率と はんだ及び Snめっきの耐熱剥離性とのバランスに応じて (バランスを考慮して）、 0. 0 05〜3. 0%の範囲から選択する。
[0143] (Sn)
Snは、銅合金の強度向上に寄与する。 Snの含有量が 0. 001%未満の場合は高 強度化に寄与しない。一方、 Snの含有量が多くなると、その効果が飽和し、逆に、導 電率の低下を招く。したがって、選択的に含有させる場合の Sn含有量は、用途に要 求される強度 (硬さ）と導電率のバランスに応じて (バランスを考慮して）、 0. 001〜5 . 0%の範囲力 選択して含有させることとする。
[0144] (Mn、 Mgゝ Ca量）
Mn、 Mg、 Caは、銅合金の熱間加工性の向上に寄与するので、これらの効果が必 要な場合に選択的に含有される。 Mn、 Mg、 Caの 1種又は 2種以上の含有量が合計 で 0. 0001%未満の場合、所望の効果が得られない。一方、その含有量が合計で 1 . 0%を越えると、粗大な晶出物や酸化物が生成して、強度や耐熱性を低下させるだ けでなぐ導電率の低下も激しくなる。したがって、これらの元素の含有量は総量で 0 . 0001-1. 0%の範囲で選択的に含有させる。
[0145] (Zr、 Agゝ Crゝ Cdゝ Beゝ Ti、 Co、 Niゝ Au、 Pt量）
これらの成分は銅合金の強度を向上させる効果があるので、これらの効果が必要な 場合に選択的に含有される。これらの成分の 1種又は 2種以上の含有量が合計で 0. 001%未満の場合、所望の効果力得られない。一方、その含有量が合計で 1. 0%を 越えると、粗大な晶出物や酸ィ匕物が生成して、強度や耐熱性を低下させるだけでな ぐ導電率の低下も激しぐ好ましくない。したがって、これらの元素の含有量は合計 で 0. 001-1. 0%の範囲で選択的に含有させる。なお、これらの成分を、上記 Mn、 Mg、 Caと共に含有する場合、これら含有する元素の合計含有量は 1. 0%以下とす る。
[0146] (Hf、 Th、 Li、 Na、 K：、 Sr、 Pd、 W、 S、 Si、 C、 Nb、 Al、 V、 Y、 Mo、 Pb、 In、 Ga、 Ge、 As、 Sb、 Biゝ Te、 B、ミッシュメタル量）
これらの成分は不純物元素であり、これらの元素の含有量の合計が 0. 1%を越え た場合、粗大な晶出物や酸ィ匕物が生成して強度や耐熱性を低下させる。したがって 、これらの元素の含有量は合計で 0. 1%以下とすることが好ましい。
[0147] (製造条件）
次に、銅合金板組織を上記本発明規定の組織とするための、好ましい製造条件に ついて以下に説明する。本発明銅合金板は、上記集合組織を制御した本発明規定 の組織とするための、最終冷間圧延条件などの好ましい条件を除き、通常の製造ェ 程自体を大きく変えることは不要で、常法と同じ工程で製造できる。
[0148] 即ち、まず、上記好ま U、成分組成に調整した銅合金溶湯を铸造する。そして、铸 塊を面削後、加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延し、熱延後の板を水冷する 。この熱間圧延は通常の条件で良い。
[0149] その後、中延べと言われる一次冷間圧延して、焼鈍、洗浄後、更に仕上げ (最終） 冷間圧延、低温焼鈍 (最終焼鈍、仕上げ焼鈍)して、製品板厚の銅合金板などとする 。これら焼鈍と冷間圧延を繰返し行ってもよい。例えば、リードフレーム等の半導体用 材料に用いられる銅合金板の場合は、製品板厚が 0. 1〜0. 4mm程度である。
[0150] なお、一次冷間圧延の前に銅合金板の溶体化処理および水冷による焼き入れ処 理を行なっても良い。この際、溶体化処理温度は、例えば 750〜1000°Cの範囲から 選択される。
[0151] (最終冷間圧延）
Cu-Fe-P系銅合金板表面の（200)面力 の X線回折強度 I (200)と（220)面から の X線回折強度 1 (220)との比、 1 (200) ZI (220)を 0. 3以下とするためには、最終 冷間圧延での圧延速度を大きくするか、最終冷間圧延におけるロールの硬さ（シェア 硬さ）を高くする。即ち、最終冷間圧延での圧延速度を 200mZmin以上に大きくす る力、最終冷間圧延におけるロールの硬さ（シェア硬さ）を 60Hs以上に高くする、な どの手段を選択して使用するか、組み合わせて使用する。 [0152] これによつて、本発明のような Fe含有量が少ない Cu-Fe-P系銅合金板でも、 Cub e方位の発達を抑制するとともに、 Cube方位以外の特定の結晶方位の発達を強くし 、異方性を強くして、上記 X線回折強度比、 1 (200) 1 (220)を0. 3以下とでき、優 れた耐熱性を得ることができる。
[0153] 一方、最終冷間圧延における圧延速度が小さ過ぎる、ロールの硬さが低過ぎると、 本発明のような Fe含有量が少ない Cu-Fe-P系銅合金板では、特に、 Cube方位が 発達し、 Cube方位以外の特定の結晶方位の発達が抑制され、異方性が抑制される 。このため、上記 X線回折強度比 1 (200) ZI (220)を 0. 3以下とできなくなる。
[0154] また、前記スタンビングカ卩ェにおけるプレス打ち抜き性を向上させるためには、最終 冷間圧延での導入歪み量を大きくする。即ち、最終冷間圧延における、ロール径を 8 Omm φ未満の小径ロールとするか、 1パス当たりの最小圧下率 (冷延率、加工率)を 20%以上とするか、ロール長さ（ロール幅）を 500mm以上とする、などの手段を選択 して使用する力、組み合わせて使用することが好まし 、。
[0155] 最終冷間圧延のパス数は、過少や過多のパス数を避けて、通常の 3〜4回のパス 数で行なうことが好ましい。また、 1パス当たりの圧下率は 50%を超える必要は無ぐ 1パス当たりの各圧下率は、元の板厚、冷延後の最終板厚、パス数、この最大圧下率 を考慮して決定される。
[0156] (最終焼鈍）
本発明では、最終冷間圧延後に、低温での最終焼鈍を行なうことが好ましい。この 最終焼鈍条件は、 100〜400°Cで 0. 2分以上 300分以下の低温条件とすることが好 ましい。通常のリードフレームに用いられる銅合金板の製造方法では、強度が低下す るため、歪み取りのための焼鈍（350°C X 20秒程度）を除き、最終冷間圧延後に最 終焼鈍はしない。しかし、本発明では、前記冷間圧延条件によって、また、最終焼鈍 の低温ィ匕によって、この強度低下が抑制される。そして、最終焼鈍を低温で行なうこ とにより、プレス打ち抜き性が向上する。
[0157] 焼鈍温度が 100°Cよりも低い温度や、焼鈍時間が 0. 2分未満の時間条件、あるい は、この低温焼鈍をしない条件では、銅合金板の組織'特性は、最終冷延後の状態 力 ほとんど変化しない可能性が高い。逆に、焼鈍温度が 400°Cを超える温度や、 焼鈍時間が 300分を超える時間で焼鈍を行なうと、再結晶が生じ、転位の再配列や 回復現象が過度に生じ、析出物も粗大化するため、プレス打ち抜き性や強度が低下 する可能性が高い。
[0158] (実施例 2)
以下に本発明の実施例を説明する。最終冷間圧延における圧延速度か、ロールの 硬さ（シ ア硬さ）を変えて、種々の板表面の上記 X線回折強度比 I (200) /\ (220) を有する銅合金薄板を製造した。そして、これら各銅合金薄板の引張強さ、硬さ、導 電率などの特性や、 500°Cで 1分間焼鈍した後の硬度低下量で耐熱性を評価した。 これらの結果を表 2に示す。
[0159] [表 2]
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^ S ^ 具体的には、表 2に示す各化学成分組成の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製 した後、半連続铸造法で造塊して、厚さ 70mm X幅 200mm X長さ 500mmの铸塊 を得た。各铸塊を表面を面削して加熱後、 950°Cの温度で熱間圧延を行って厚さ 16 mmの板とし、 750°C以上の温度力も水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去し た後、一次冷間圧延（中延べ)を行った。この板を面削後、中間焼鈍を入れながら冷 間圧延を 4パス行なう最終冷間圧延を行 、、次 、で 350°Cで 20秒の低温条件で最 終焼鈍を行って、リードフレームの薄板ィ匕に対応した厚さ 0. 15mmの銅合金板を得 た。
[0161] 最終冷間圧延の圧延速度、ロールの硬さ（シ ア硬さ）を表 2に各々示す。なお、最 終冷間圧延での使用ロール径は 60mm、 1パス当たりの最小圧下率は 25%とした。
[0162] なお、表 2に示す各銅合金とも、記載元素量を除いた残部組成は Cuであり、その 他の不純物元素として、 Hf、 Th、 Li、 Na、 K、 Sr、 Pd、 W、 S、 Si、 C、 Nb、 Al、 V、 Y 、 Mo、 Pb、 In、 Ga、 Ge、 As, Sb、 Biゝ Te、 B、ミッシュメタノレの含有量は、表 2に記載 の元素を含めて、これらの元素全体の合計で 0. 1質量％以下であった。
[0163] また、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を含む場合は、合計量を 0. 0001〜1.
0質量0 /0の範囲とし、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2種 以上を場合は、合計量を 0. 001〜1. 0質量％の範囲とし、更に、これらの元素全体 の合計量も 1. 0質量％以下とした。
[0164] このようにして得た銅合金板に対して、各例とも、銅合金板から試料を切り出し、各 試料の集合組織、引張強さ、硬さ、導電率、耐熱性などの特性を評価した。これらの 結果を表 2に各々示す。
[0165] (集合組織の測定）
銅合金板試料について、リガク製 X線回折装置を用いて、ターゲットに Coを用い、 管電圧 50kV、管電流 200mA、走査速度 2° /min、サンプリング幅 0. 02° 、測定範 囲（2 0 ) 30° 〜115° の条件で、板表面の（200)面からの X線回折強度 1 (200)と（ 220)面力もの X線回折強度 1 (220)とを測定し、これらの X線回折強度比、 1 (200) Λ (220)を求めた。測定は 2箇所行 、、 I (200) /\ (220)はそれらの平均値とした。
[0166] (硬さ測定）
銅合金板試料の硬さ測定は、マイクロビッカース硬度計にて、 0. 5kgの荷重を加え て 4箇所行い、硬さはそれらの平均値とした。 [0167] (導電率測定）
銅合金板試料の導電率は、ミーリングにより、幅 10mm X長さ 300mmの短冊状の 試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により電気抵抗を測定して、平均断 面積法により算出した。
[0168] (耐熱性）
また各供試材の耐熱性は、焼鈍による硬さの低下度合いで評価した。硬さの測定 は、最終冷間圧延と最終低温焼鈍を終えた製品銅合金板と、これを 500°Cで 1分間 焼鈍後に水冷した板から、各々任意に試験片（幅 10mm X長さ 10mm)を採取し、 松沢精機社製のマイクロビッカース硬度計 (商品名「微小硬度計」 )を用いて 0. 5kg の荷重をカ卩えて行った。
[0169] 表 2から明らかな通り、本発明組成内の銅合金である発明例 1〜14は、最終冷間 圧延の圧延速度、ロールの硬さなどの製造方法も好ま 、条件内で製造されて 、る 。このため、発明例 1〜14は、 Cu-Fe-P系銅合金板表面の（200)面からの X線回折 強度 I (200)と（220)面からの X線回折強度 I (220)との比、 I (200) /\ (220)が 0. 3以下である。
[0170] この結果、発明例 1〜14は、引張強さが 500MPa以上、硬さが 150Hv以上の高強 度であって、 500°Cで 1分間焼鈍した後の硬度低下量が 30Hv以下である優れた耐 熱性を有する。
[0171] これに対して、比較例 15〜17は、本発明組成内の銅合金であるものの、最終冷間 圧延における圧延速度が小さ過ぎるか、ロールの硬さが低過ぎる。このため、このた め、比較例 15〜17は、上記 X線回折強度比 1 (200) ZI (220)が上限 0. 3を大きく 超えている。この結果、強度レベルが低ぐ 500°Cで 1分間焼鈍した後の硬度低下量 も 50Hvを超えており、耐熱性に著しく劣る。
[0172] 比較例 18の銅合金は Feの含有量が 0. 005%と、下限 0. 01%を低めに外れてい る。一方、最終冷間圧延の圧延速度、ロールの硬さなどの製造方法も好ましい条件 内で製造されている。このため、上記 X線回折強度比 1 (200) ZI (220)が 0. 3以下 であるものの、この結果、強度レベルが低ぐ 500°Cで 1分間焼鈍した後の硬度低下 量も 40Hvを超えており、耐熱性に著しく劣る。 [0173] 比較例 19の銅合金は、 Feの含有量が 0. 55%と、上限 5. 0%を高めに外れている 1S 最終冷間圧延などの製造方法は好ましい条件内で製造されている。このため、 上記 X線回折強度比 I (200) /\ (220)が 0. 3以下であり、耐熱性と導電率が著しく 低い。
[0174] 比較例 20の銅合金は、 Pの含有量が 0. 005%と、下限 0. 01%を低めに外れてい る力 最終冷間圧延などの製造方法は好ましい条件内で製造されている。このため、 上記 X線回折強度比 1 (200) ZI (220)が 0. 3以下であるものの、強度レベルが低く 、 500°Cで 1分間焼鈍した後の硬度低下量も 40Hvを超えており、耐熱性に著しく劣 る。
[0175] 比較例 21の銅合金は、 Pの含有量が 0. 17%と、上限 0. 15%を高めに外れている ため、熱延中に板端部に割れが生じた。但し、最終冷間圧延などの製造方法は好ま しい条件内で製造されているため、上記 X線回折強度比 1 (200) ZI (220)が 0. 3以 下であり、耐熱性と導電率が著しく低い。
[0176] 以上の結果から、高強度化させた上で、耐熱性にも優れさせるための、本発明銅合 金板の成分組成、上記 X線回折強度比 1 (200) ZI (220)の臨界的な意義および、こ のような組織を得るための好ましい製造条件の意義が裏付けられる。
[0177] (3)
以下に、半導体リードフレーム用などとして、必要な特性を満たすための、本発明 C u-Fe-P系銅合金板における各要件の意義や実施態様を具体的に説明する。
[0178] (B方位の方位分布密度の測定）
本発明における Cu- Fe- P系銅合金板の Brass方位 (B方位)の方位分布密度の測 定は、電界放射型走査電子顕微鏡 FESEM (Field Emission Scanning Electron Micr oscope )による、後方散乱電子回折像 EBSP (electronBackscatter Diffraction Patter n)を用いた結晶方位解析方法により測定する。
[0179] 本発明で板の Brass方位の集合組織を規定するに際して、上記 EBSPを用いた結 晶方位解析方法による測定にて規定しているのは、酸ィ匕膜の密着性向上のために は、板 (板表面）のよりミクロな領域の組織 (集合組織）が影響して 、るためである。上 記 EBSPを用いた結晶方位解析方法では、このミクロな領域の集合組織を定量ィ匕す ることがでさる。
[0180] これに対して、集合組織規定または測定のために汎用される X線回折 (X線回折強 度など)では、上記 EBSPを用いた結晶方位解析方法に比して、比較的マクロな領 域の組織 (集合組織)を測定していることとなる。このため、酸ィ匕膜の密着性向上のた めの、板の上記よりミクロな領域の組織 (集合組織)を正確に測定することができな ヽ
[0181] 実際に、本発明者らが測定し、比較したところによれば、上記 EBSPを用いた結晶 方位解析方法により測定した B方位の方位分布密度値と、 X線回折により測定した B 方位の方位分布密度値とは、同じ板であっても互いに大きく異なる。このため、 B方 位の方位分布密度が異なる複数の板同士での比較にぉ ヽて、 B方位の方位分布密 度が極端に大きい、あるいは極端に小さいという群全体の傾向（大まかな傾向）では 、これら両測定方法は一致するものの、測定した各板の B方位の方位分布密度値の 順位は、両測定方法では大きく異なる。したがって、結果として、互いの測定方法に は互換性湘関性)は無い。
[0182] 言い換えると、この事実からも、酸化膜の密着性に板のよりミクロな領域の集合組織 が影響していること、そして、このミクロな領域の Brass方位集合組織を上記 EBSPを 用いた結晶方位解析方法による測定にて規定している、本発明の意義が分力る。
[0183] (B方位の方位分布密度測定方法）
この結晶方位解析方法は、試料表面に斜めに電子線を当てたときに生じる後方散 乱電子回折パターン (菊地パターン）に基づき、結晶方位を解析する。そして、この方 法は、高分解能結晶方位解析法 (FESEMZEBSP法)として、ダイヤモンド薄膜や 銅合金などの結晶方位解析でも公知である。本発明と同じく銅合金の結晶方位解析 をこの方法で行なっている例は、日本国公開特許公報： 2005-29857号、日本国公 開特許公報： 2005-139501号などにも開示されている。
[0184] この結晶方位解析方法による解析手順は、まず、測定される材料の測定領域を通 常、六角形等の領域に区切り、区切られた各領域について、試料表面に入射させた 電子線の反射電子から、菊地パターン (B方位マッピング)を得る。この際、電子線を 試料表面に 2次元で走査させ、所定ピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の 方位分布を測定できる。
[0185] 次に、得られた上記菊池パターンを解析して、電子線入射位置の結晶方位を知る 。即ち、得られた菊地パターンを既知の結晶構造のデータと比較し、その測定点での 結晶方位を求める。同様にして、その測定点に隣接する測定点の結晶方位を求め、 これら互いに隣接する結晶の方位差が ± 15° 以内（結晶面から ± 15° 以内のずれ )のものは同一の結晶面に属するものとする（見なす)。また、両方の結晶の方位差が ± 15° を超える場合には、その間（両方の六角形が接している辺など）を粒界とする 。このようにして、試料表面の結晶粒界の分布を求める。
[0186] より具体的には、製造した銅合金板カゝら組織観察用の試験片を採取し、機械研磨 およびパフ研磨を行った後、電解研磨して表面を調整する。このように得られた試験 片について、例えば日本電子社製の FESEMと、 TSL社製の EBSP測定 ·解析シス テム OIM (Orientation Imaging Macrograph)を用い、同システムの解析ソフトと（ソフト 名「OIMAnalysis」）を用いて、各結晶粒力 対象とする Brass方位の方位密度 (理 想方位から 15° 以内）か否かを判定し、測定視野における Brass方位密度を求める
[0187] この測定視野範囲は、 500 m X 500 m程度の微小（ミクロな）領域であり、 X線 回折の測定範囲に比較しても、著しく微小な領域である。したがって、酸化膜の密着 性に影響する、板のよりミクロな領域の組織における方位密度測定を、 X線回折によ る方位密度測定に比して、前記した通り、より詳細且つ高精度に行なうことができる。
[0188] なお、これらの方位分布は板厚方向に変化して ヽるため、板厚方向に何点カゝ任意 にとつて平均をとることによって求める方が好ましい。但し、リードフレーム等の半導体 用材料に用いられる銅合金板の場合、板厚が 0. 1〜0. 4mm程度の薄板であるた め、そのままの板厚で測定した値でも評価できる。
[0189] (方位分布密度の意義）
本発明では、前記した通り、 Fe含有量が少ない Cu-Fe-P系銅合金板の高強度化 と優れた酸化膜の密着性とを両立させるために、その圧延集合組織の発達を、特定 方位について調整する。
[0190] このために、本発明では、 Brass方位 (B方位)の方位分布密度を増して（高くして） 、上記した FESEMZEBSPを用いた結晶方位解析方法による測定で 25%以上とし た集合組織とする。但し、前提として、本発明においては、これらの互いに隣接する 結晶の方位差が ± 15° 以内（結晶面から ± 15° 以内のずれ)のものは同一の結晶 面に属するものと見なす。
[0191] Fe含有量が少な 、 (0. 5%以下の） Cu-Fe-P系組成を有する銅合金板では、 B方 位の方位分布密度が酸ィ匕膜の密着性に大きく影響する。 B方位の方位分布密度が 大きいほど、圧延集合組織が発達しており、強度が高くなるとともに、酸化膜の密着 性が向上する。
[0192] これに対して、 Brass方位 (B方位)の上記方位分布密度が 25%未満では、 Fe含有 量が少な!/ヽ Cu-Fe-P系銅合金板の圧延集合組織が発達せず、強度が低くなるとと もに、酸化膜の密着性が向上しない。
[0193] (平均結晶粒径）
本発明では、上記集合組織への制御や、上記集合組織自体の効果を発揮させる ための前提的な条件として、銅合金板組織における平均結晶粒径を、上記した FES EMZEBSPを用いた結晶方位解析方法による測定値で 6. O /z m以下とする。この 平均結晶粒径を 6. 0 m以下に微細化させることによって、酸化膜の密着性も向上 し、また、上記集合組織への制御や、上記集合組織自体の酸ィ匕膜の密着性向上効 果発揮が容易となる。一方、この平均結晶粒径が 6. O /z mを超えて粗大化した場合 、上記集合組織への制御や、上記集合組織自体の効果の発揮が難しくなる。
[0194] この平均結晶粒径は、上記した通り、 FESEMZEBSPを用いた結晶方位解析方 法による B方位の方位分布密度測定の中で測定できる。
[0195] (銅合金板の成分組成）
本発明では、半導体リードフレーム用などとして、引張強度が 500MPa以上、硬さ 力 Sl50Hv以上、導電率が 50%IACS以上である高強度化と優れた酸ィ匕膜密着性と を併せて達成する。このために、 Cu-Fe-P系銅合金板として、質量％で、 Feの含有 量が 0. 01〜0. 50%の範囲、前記 Pの含有量が 0. 01〜0. 15%の範囲とした、残 部 Cuおよび不可避的不純物からなる基本組成とする。
[0196] この基本組成に対し、 Zn、 Snの一種または二種を、更に下記範囲で含有する態様 でも良い。また、その他の選択的添加元素および不純物元素も、これら特性を阻害し ない範囲での含有を許容する。なお、合金元素や不純物元素の含有量の表示％は 全て質量％の意味である。
[0197] (Fe)
Feは、 Fe又は Fe基金属間化合物として析出し、銅合金の強度や耐熱性を向上さ せる主要元素である。 Feの含有量が 0. 01%未満では、製造条件によっては、上記 析出粒子の生成量が少なぐ導電率の向上は満たされるものの、強度向上への寄与 が不足し、強度や耐熱性が不足する。一方、 Feの含有量が 0. 50%を超えると、前 記した従来技術のように、導電率や Agめっき性が低下する。そこで、導電率を無理 に増加させるために、上記析出粒子の析出量を増やそうとすると、逆に、析出粒子の 成長 ·粗大化を招く。このため、強度や耐熱性が低下する。したがって、 Feの含有量 は 0. 01〜0. 50%の比較的低めの範囲とする。
[0198] (P)
Pは、脱酸作用がある他、 Feと化合物を形成して、銅合金の強度や耐熱性を向上さ せる主要元素である。 P含有量が 0. 01%未満では、製造条件によっては、化合物の 析出が不十分であるため、所望の強度や耐熱性が得られない。一方、 P含有量が 0. 15%を超えると、導電性が低下するだけでなぐ却って耐熱性や、熱間加工性、プレ ス打ち抜き性が低下する。したがって、 Pの含有量は 0. 01〜0. 15%の範囲とする。
[0199] (Zn)
Znは、リードフレームなどに必要な、銅合金のはんだ及び Snめっきの耐熱剥離性 を改善する。 Znの含有量が 0. 005%未満の場合は所望の効果が得られない。一方 、 3. 0%を超えるとはんだ濡れ性が低下するだけでなぐ却って耐熱性や導電率の 低下も大きくなる。したがって、選択的に含有させる場合の Znの含有量は、用途に要 求される導電率とはんだ及び Snめっきの耐熱剥離性とのバランスに応じて (バランス を考慮して）、 0. 005-3. 0%の範囲力 選択する。
[0200] (Sn)
Snは、銅合金の強度向上に寄与する。 Snの含有量が 0. 001%未満の場合は高 強度化に寄与しない。一方、 Snの含有量が多くなると、その効果が飽和し、逆に、導 電率の低下を招く。したがって、選択的に含有させる場合の Sn含有量は、用途に要 求される強度 (硬さ）と導電率のバランスに応じて (バランスを考慮して）、 0. 001〜5 . 0%の範囲力 選択して含有させることとする。
[0201] (Mn、 Mg、 Ca量）
Mn、 Mg、 Caは、銅合金の熱間加工性の向上に寄与するので、これらの効果が必 要な場合に選択的に含有される。 Mn、 Mg、 Caの 1種又は 2種以上の含有量が合計 で 0. 0001%未満の場合、所望の効果が得られない。一方、その含有量が合計で 1 . 0%を越えると、粗大な晶出物や酸化物が生成して、強度や耐熱性を低下させるだ けでなぐ導電率の低下も激しくなる。したがって、これらの元素の含有量は総量で 0 . 0001-1. 0%の範囲で選択的に含有させる。
[0202] (Zr、 Agゝ Crゝ Cdゝ Beゝ Ti、 Co、 Niゝ Au、 Pt量）
これらの成分は銅合金の強度を向上させる効果があるので、これらの効果が必要な 場合に選択的に含有される。これらの成分の 1種又は 2種以上の含有量が合計で 0. 001%未満の場合、所望の効果力得られない。一方、その含有量が合計で 1. 0%を 越えると、粗大な晶出物や酸ィ匕物が生成して、強度や耐熱性を低下させるだけでな ぐ導電率の低下も激しぐ好ましくない。従って、これらの元素の含有量は合計で 0. 001〜1. 0%の範囲で選択的に含有させる。なお、これらの成分を、上記 Mn、 Mg、 Caと共に含有する場合、これら含有する元素の合計含有量は 1. 0%以下とする。
[0203] (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、ミッシュメタル量）これらの成分は不純物元素であり、これら の元素の含有量の合計が 0. 1%を越えた場合、粗大な晶出物や酸化物が生成して 、強度や耐熱性を低下させる。従って、これらの元素の含有量は合計で 0. 1%以下 とすることが好ましい。
[0204] (製造条件）
次に、銅合金板組織を上記本発明規定の組織とするための、好ましい製造条件に ついて以下に説明する。本発明銅合金板は、上記集合組織を制御した本発明規定 の組織とするための、最終低温焼鈍条件などの好ましい条件を除き、通常の製造ェ 程自体を大きく変えることは不要で、常法と同じ工程で製造できる。 [0205] 即ち、まず、上記好ま U、成分組成に調整した銅合金溶湯を铸造する。そして、铸 塊を面削後、加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延し、熱延後の板を水冷する 。この熱間圧延は通常の条件で良い。
[0206] その後、中延べと言われる一次冷間圧延して、焼鈍、洗浄後、更に仕上げ (最終） 冷間圧延、低温焼鈍 (最終焼鈍、仕上げ焼鈍)して、製品板厚の銅合金板などとする 。これら焼鈍と冷間圧延を繰返し行ってもよい。例えば、リードフレーム等の半導体用 材料に用いられる銅合金板の場合は、製品板厚が 0. 1〜0. 4mm程度である。
[0207] なお、一次冷間圧延の前に銅合金板の溶体化処理および水冷による焼き入れ処 理を行なっても良い。この際、溶体化処理温度は、例えば 750〜1000°Cの範囲から 選択される。
[0208] (最終冷間圧延）
最終冷間圧延も常法による。ただ、リードフレームにスタンビング加工後の熱処理（ 歪取り焼鈍)などでの強度低下が少な 、耐熱性を向上させるためには、最終冷間圧 延での圧延速度を大きくするか、最終冷間圧延におけるロールの硬さ（シェア硬さ）を 高くすることが好ましい。即ち、最終冷間圧延での圧延速度を 200mZmin以上に大 きくする力、最終冷間圧延におけるロールの硬さ（シ ア硬さ）を 60Hs以上に高くす る、などの手段を選択して使用する力 組み合わせて使用することが好ましい。
[0209] また、上記スタンビングカ卩ェにおけるプレス打ち抜き性を向上させるためには、最終 冷間圧延での導入歪み量を大きくする。即ち、最終冷間圧延における、ロール径を 8 Omm φ未満の小径ロールとするか、 1パス当たりの最小圧下率 (冷延率、加工率)を 20%以上とするか、ロール長さ（ロール幅）を 500mm以上とする、などの手段を選択 して使用する力、組み合わせて使用することが好まし 、。
[0210] 最終冷間圧延のパス数は、過少や過多のパス数を避けて、通常の 3〜4回のパス 数で行なうことが好ましい。また、 1パス当たりの圧下率は 50%を超える必要は無ぐ 1パス当たりの各圧下率は、元の板厚、冷延後の最終板厚、パス数、この最大圧下率 を考慮して決定される。
[0211] (最終焼鈍）
本発明では、最終冷間圧延後に、低温での最終焼鈍を連続的な熱処理炉にて行 なうことが好ましい。この連続的な熱処理炉での最終焼鈍条件は、 100〜400°Cで 0 . 2分以上 300分以下の低温条件とすることが好ましい。通常のリードフレームに用い られる銅合金板の製造方法では、強度が低下するため、歪み取りのための焼鈍（35 0°C X 20秒程度)を除き、最終冷間圧延後に最終焼鈍はしない。しかし、本発明では 、前記冷間圧延条件によって、また、最終焼鈍の低温ィ匕によって、この強度低下が 抑制される。そして、最終焼鈍を低温で行なうことにより、プレス打ち抜き性が向上す る。
[0212] 焼鈍温度が 100°Cよりも低い温度や、焼鈍時間が 0. 2分未満の時間条件、あるい は、この低温焼鈍をしない条件では、銅合金板の組織'特性は、最終冷延後の状態 力 ほとんど変化しない可能性が高い。逆に、焼鈍温度が 400°Cを超える温度や、 焼鈍時間が 300分を超える時間で焼鈍を行なうと、再結晶が生じ、転位の再配列や 回復現象が過度に生じ、析出物も粗大化するため、プレス打ち抜き性や強度が低下 する可能性が高い。
[0213] (最終焼鈍での集合組織、平均結晶粒径制御）
その上で、この最終焼鈍を連続的な熱処理炉にて行なうことで、上記本発明で規 定する集合組織、平均結晶粒径とでき、強度を高ぐ酸ィヒ膜の密着性を向上させるこ とができる。即ち、連続的な熱処理炉では、通板の際の板に負荷する張力と通板速 度とを制御でき、これによつて、 Brass方位 (B方位)の方位分布密度を 25%以上とし た圧延集合組織を発達させることができる。また、平均結晶粒径を 6. 0 m以下に微 細化できる。連続的な熱処理炉における、通板の際の板に負荷する張力と通板速度 とは、 Brass方位 (B方位)の方位分布密度や平均結晶粒径に大きく影響する。
[0214] この本発明で規定する集合組織と平均結晶粒径にするためには、連続的な熱処理 炉による最終焼鈍における通板の際に、 0. l〜8kgfZmm2の範囲で張力をカロえ、 かつ通板速度を 10〜： LOOmZminの範囲に制御する。通板の際の張力と通板速度 とのいずれか、あるいは両方がこの範囲を外れた場合には、本発明で規定する集合 組織や平均結晶粒径とできな 、可能性が高!、。
[0215] (実施例 3)
以下に本発明の実施例を説明する。連続的な熱処理炉による最終焼鈍における通 板の際の張力と通板速度とを変えて、種々の Brass方位の方位分布密度、平均結晶 粒径を有する銅合金薄板を製造した。そして、これら各銅合金薄板の引張強さ、硬さ 、導電率などの特性や、酸化皮膜の密着性 (酸化皮膜の剥離温度)を評価した。これ らの結果を表 3に示す。
[表 3]
Figure imgf000045_0001
*各元素の含有量の表示において、 一は検出限界以下であることを示す。
[0217] 具体的には、表 3に示す各化学成分組成の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製 した後、半連続铸造法で造塊して、厚さ 70mm X幅 200mm X長さ 500mmの铸塊 を得た。各铸塊を表面を面削して加熱後、 950°Cの温度で熱間圧延を行って厚さ 16 mmの板とし、 750°C以上の温度力も水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去し た後、一次冷間圧延（中延べ)を行った。この板を面削後、中間焼鈍を入れながら冷 間圧延を 4パス行なう最終冷間圧延を行 、、次 、で炉の雰囲気温度 450°Cで最終焼 鈍を行って、リードフレームの薄板ィ匕に対応した厚さ 0. 15mmの銅合金板を得た。
[0218] 最終冷間圧延の圧延速度は 300mZmin、ロールの硬さ（シ ア硬さ）は 90Hs、使 用ロール径は 60mm φ、 1パス当たりの最小圧下率は 10%とした。
[0219] 連続的な熱処理炉による最終焼鈍における、通板の際の各張力（kgfZmm2)と各 通板速度（mZmin)とは表 3に示す。
[0220] なお、表 3に示す各銅合金とも、記載元素量を除!、た残部組成は Cuであり、その 他の不純物元素として、 Hf、 Th、 Li、 Na、 K、 Sr、 Pd、 W、 S、 Si、 C、 Nb、 Al、 V、 Y 、 Mo、 Pb、 In、 Ga、 Ge、 As, Sb、 Biゝ Te、 B、ミッシュメタノレの含有量は、表 3に記載 の元素を含めて、これらの元素全体の合計で 0. 1質量％以下であった。
[0221] また、 Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を含む場合は、合計量を 0. 0001〜1.
0質量0 /0の範囲とし、 Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2種 以上を場合は、合計量を 0. 001〜1. 0質量％の範囲とし、更に、これらの元素全体 の合計量も 1. 0質量％以下とした。
[0222] 上記のようにして得られた銅合金板に対して、各例とも、銅合金板から試料を切り出 し、各試料の集合組織、引張強さ、硬さ、導電率、酸化皮膜の密着性などの特性を 評価した。これらの結果を表 3に各々示す。
[0223] (集合組織の測定）
上記得られた銅合金板カゝら組織観察用の試験片を採取し、機械研磨およびパフ研 磨を行った後、電解研磨して表面を調整した。得られた各試験片について、前記し た方法での測定を、 500 m X 500 /z mの領域を、 1 μ mの間隔で、 Brass方位（B 方位)の方位分布密度を測定した。
[0224] 測定および解析は、前記した通り、日本電子株式会社製の FESEMと TSL社製の EBSP測定'解析システムと同システムの解析ソフトとを用いて行なった。
[0225] (硬さ測定）
上記のようにして得られた銅合金板から 10 X 10mmの試験片を切出し、松沢精機 社製のマイクロビッカース硬度計 (商品名「微小硬度計」 )を用いて 0. 5kgの荷重を 加えて 4箇所硬さ測定を行 、、硬さはそれらの平均値とした。
[0226] (導電率測定）
銅合金板試料の導電率は、ミーリングにより、幅 10mm X長さ 300mmの短冊状の 試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により電気抵抗を測定して、平均断 面積法により算出した。
[0227] (酸化膜密着性）
また各供試材の酸化膜密着性は、テープピーリング試験により、酸化膜が剥離する 限界温度で評価した。テープピーリング試験は、上記のようにして得られた銅合金板 力も 10 X 30mmの試験片を切出し、大気中所定温度で 5分間加熱した後、酸ィ匕膜 の生成した試験片表面に、市販のテープ（商品名：住友スリーェム製メンデイングテ ープ)を張り付け、引き剥がした。この時、加熱温度を 10°C刻みで上昇変化させた時 に、酸ィ匕膜の剥離の生じる最も低い温度を求め、これを酸化膜剥離温度とした。
[0228] 表 3から明らかな通り、本発明組成内の銅合金である発明例 1〜14は、連続的な熱 処理炉による最終焼鈍における通板の際の張力と通板速度とが好ましい条件内で製 造されている。このため、発明例 1〜14は、前記測定法による、 Brass方位の方位分 布密度を 25%以上とした集合組織を有し、平均結晶粒径を 6. O /z m以下に微細化 できている。
[0229] この結果、発明例 1〜14は、引張強さが 500MPa以上、硬さが 150Hv以上の高強 度であって、酸化膜剥離温度が 350°C以上である優れた酸化膜密着性を有する。し たがって、発明例 1〜14は、半導体母材として、半導体パッケージの組み立てに際し ての樹脂とダイパッドとの密着性が高く、パッケージの信頼性が高い。
[0230] これに対して、比較例 15〜17は、本発明組成内の銅合金であるものの、連続的な 熱処理炉による最終焼鈍における通板の際の張力と通板速度の、いずれか、または 両方が、好ましい条件力も外れている。このため、比較例 15〜17は、前記測定法に よる、 Brass方位の方位分布密度を 25%未満であるとともに、平均結晶粒径も 6. Ο μ mを超えて粗大化している。この結果、強度レベルが低ぐ酸ィ匕膜剥離温度が 330°C 以下であり、酸化膜密着性が著しく劣る。
[0231] 比較例 18の銅合金は Feの含有量が 0. 007%と、下限 0. 01 %を低めに外れてい る。一方、連続的な熱処理炉による最終焼鈍における通板の際の張力と通板速度は 好ましい条件内で製造されている。このため、 Brass方位の方位分布密度を 25%以 上とした集合組織を有し、平均結晶粒径を 6. 0 m以下に微細化できており、酸ィ匕 膜密着性に優れるものの、強度レベルが低い。
[0232] 比較例 19の銅合金は、 Feの含有量が 0. 58%と、上限 5. 0%を高めに外れている 。一方、連続的な熱処理炉による最終焼鈍における通板の際の張力と通板速度は 好ましい条件内で製造されている。このため、 Brass方位の方位分布密度を 25%以 上とした集合組織を有し、平均結晶粒径を 6. 0 m以下に微細化できており、酸ィ匕 膜密着性に優れるものの、導電率が著しく低い。
[0233] 比較例 20の銅合金は、 Pの含有量が 0. 008%と、下限 0. 01 %を低めに外れてい る。一方、連続的な熱処理炉による最終焼鈍における通板の際の張力と通板速度は 好ましい条件内で製造されている。このため、 Brass方位の方位分布密度を 25%以 上とした集合組織を有し、平均結晶粒径を 6. 0 m以下に微細化できており、酸ィ匕 膜密着性に優れるものの、強度レベルが低い。
[0234] 比較例 21の銅合金は、 Pの含有量が 0. 16%と、上限 0. 15%を高めに外れている ため、熱延中に板端部に割れが生じた。一方、連続的な熱処理炉による最終焼鈍に おける通板の際の張力と通板速度は好ましい条件内で製造されている。このため、 B rass方位の方位分布密度を 25%以上とした集合組織を有し、平均結晶粒径を 6. 0 m以下に微細化できており、酸化膜密着性に優れるものの、導電率が著しく低い。
[0235] 以上の結果から、高強度化させた上で、耐熱性にも優れさせるための、本発明銅合 金板の成分組成、集合組織規定の臨界的な意義および、このような組織を得るため の好ま 、製造条件の意義が裏付けられる。
産業上の利用可能性
[0236] 以上説明したように、本発明によれば、高強度化させた上で、プレス打ち抜き性に も優れ、これらの特性を両立 (兼備)させた Cu-Fe-P系銅合金板を提供することがで きる。
[0237] また、本発明によれば、高強度化させた上で、耐熱性にも優れ、これらの特性を両 立 (兼備)させた Cu-Fe-P系銅合金板を提供することができる。
[0238] また、本発明によれば、高強度化させた上で、酸化膜密着性にも優れ、これらの特 性を両立 (兼備)させた Cu-Fe-P系銅合金板を提供することができる。この結果、半 導体パッケージの組み立てに際しての榭脂とダイパッドとの密着性が高ぐノ¾ケー ジの信頼性が高 、半導体母材を提供できる。
これらの結果、小型化及び軽量ィ匕した電気電子部品用として、半導体装置用リード フレーム以外にも、リードフレーム、コネクタ、端子、スィッチ、リレーなどの、高強度化 が要求され、かつ、厳しい曲げ加工性が要求される用途や、耐熱性が要求される用 途、または、酸ィ匕膜密着性 =パッケージの信頼性が要求される用途に適用すること ができる。

Claims

請求の範囲
[1] Fe : 0. 01〜0. 50% (質量％の意味、以下同じ）、 P : 0. 01〜0. 15%を各々含有す る銅合金板の組織にっ 、て、 X線回折法または EBSP法による解析値を適正範囲に 制御することにより、プレス打ち抜き性、耐熱性及び酸化膜密着性のいずれかの特 性を優れたものとしたことを特徴とする電気電子部品用銅合金版。
[2] Fe : 0. 01-0. 50%、 P : 0. 01-0. 15%を各々含有する銅合金版であって、板表 面の { 311 }面からの X線回折強度ピークの半価幅をそのピーク高さで割った値を 0. 015以上の組織とすることにより、プレス打ち抜き性を高めたことを特徴とする電気電 子部品用銅合金板。
[3] 前記銅合金板が、更に、 Sn: 0. 005〜5. 0%を含有するか、及び Z又は、 Zn: 0. 0 05〜3. 0%を含有する請求項 2に記載の電気電子部品用銅合金板。
[4] Fe : 0. 01〜0. 50%、 P : 0. 01〜0. 15%を各々含有する銅合金板であって、板表 面の（200)面からの X線回折強度 I (200)と（220)面からの X線回折強度 I (220)と の比、 1(200) ZI (220)を 0. 3以下の組織とすることにより、耐熱性を高めたことを特 徴とする電気電子部品用銅合金板。
[5] 前記銅合金板が、更に、 Sn: 0. 005〜5. 0%を含有するか、及び Z又は、 Zn: 0. 0 05〜3. 0%を含有する請求項 4に記載の電気電子部品用銅合金板。
[6] Fe : 0. 01〜0. 50%、 P : 0. 01〜0. 15%を各々含有する銅合金板であって、互い に隣接する結晶の方位差が ± 15° 以内のものは同一の結晶面に属するものと見な した場合に、電界放射型走査電子顕微鏡 FE— SEMによる後方散乱電子回折像 E BSPを用いた結晶方位解析方法により測定した、 Brass方位の方位分布密度が 25 %以上である集合組織とすることにより、酸ィ匕膜密着性を高めたことを特徴とする電 気電子部品用銅合金板。
[7] 前記銅合金の平均結晶粒径が 6. 0 μ m以下である請求項 6に記載の電気電子部品 用銅合金。
[8] 前記銅合金板が、更に、 Sn: 0. 005〜5. 0%を含有するか、及び Z又は、 Zn: 0. 0
05〜3. 0%を含有する請求項 7に記載の電気電子部品用銅合金板。
[9] 前記銅合金板の引張強度が 500MPa以上、硬さが 150Hv以上である請求項 1〜8 のいずれか 1項に記載の電気電子部品用銅合金板。
前記銅合金板が、更に、下記 A群〜 D群からえらばれる 1種以上の群力 なる元素を 含有する請求項 1〜8のいずれ力 1項に記載の電気電子部品用銅合金板。
A群：
Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 0001〜1. 0%、
B群：
Zr、 Ag、 Cr、 Cd、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 001 〜1. 0%、
C群：
Mn、 Mg、 Caのうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 0001〜1. 0%と、 Zr、 Ag、 Cr、 C d、 Be、 Ti、 Co、 Ni、 Au、 Ptのうち 1種又は 2種以上を合計で 0. 001〜1. 0%と、を 各々含有するとともに、これら含有する元素の合計含有量が 1. 0%以下、
D群：
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、ミッシュメタルの含有量力 これらの元素全体の合計で 0. 1% 以下。
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