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WO2006019035A1 - 曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板 - Google Patents

曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板 Download PDF

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WO2006019035A1
WO2006019035A1 PCT/JP2005/014753 JP2005014753W WO2006019035A1 WO 2006019035 A1 WO2006019035 A1 WO 2006019035A1 JP 2005014753 W JP2005014753 W JP 2005014753W WO 2006019035 A1 WO2006019035 A1 WO 2006019035A1
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WO
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copper alloy
orientation
alloy plate
strength
conductivity
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/014753
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English (en)
French (fr)
Inventor
Yasuhiro Aruga
Katsura Kajihara
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Publication date
Application filed by Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho filed Critical Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Priority to US11/573,041 priority patent/US8715431B2/en
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    • H05K2201/0355—Metal foils

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy having high strength, high conductivity, and excellent bending workability, for example, a copper alloy suitable as a material for a lead frame for a semiconductor device.
  • the copper alloy of the present invention can be used for various other semiconductor parts, electrical and electronic parts materials such as printed wiring boards, switch parts, busbars, terminal parts, and other mechanical parts.
  • electrical and electronic parts materials such as printed wiring boards, switch parts, busbars, terminal parts, and other mechanical parts.
  • description will be made focusing on the case where it is used for a lead frame which is a semiconductor component as a typical application example.
  • 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, a copper alloy containing Fe: 0.05 to 0.15% and P: 0.025 to 0.040% (C19210 alloy), 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.
  • lead frames used in semiconductor devices have become smaller in cross-sectional area, resulting in greater strength, conductivity, Thermal conductivity is required.
  • copper alloy parts used in lead frames used in these semiconductor devices are required to have higher strength, higher conductivity, and thermal conductivity.
  • the strength of the copper alloy plate is required to be 150Hv or more in hardness and the conductivity should be 75% IACS or more. It is done.
  • These increases in strength and conductivity are not only for lead frames but also for copper components used in conductive parts such as connectors, terminals, switches and relays in other electrical and electronic parts. The same applies to money.
  • the Cu-Fe-P-based copper alloy is characterized by high electrical conductivity.
  • the content of Fe and P is increased, or Sn, Mg, Ca Or other third elements.
  • increasing the amount of these elements increases the strength, but inevitably decreases the conductivity.
  • the component composition in the copper alloy there is a good balance between the increase in conductivity and the increase in strength required as the above-mentioned semiconductor device has a larger capacity, a smaller size, and a higher function, or these It was difficult to realize a Cu-Fe-P-based copper alloy that achieved both properties.
  • the adhesion bending may occur depending on the structure control means such as crystal grain refinement and dispersion control of crystals and precipitates in Patent Documents 1, 2, and 3 Or, the bending strength cannot be improved sufficiently for severe bending forces such as 90 ° bending after notching.
  • Patent Document 4 (20 The ratio of the X-ray diffraction intensity I (200) of the (0) plane to the X-ray diffraction intensity I (220) of the (220) plane, I (200) / 1 (220) being 0.5 or more and 10 or less
  • Cube orientation density: D (Cube orientation) is 1 or more and 50 or less
  • Patent Document 5 the sum of the X-ray diffraction intensity 1 (200) of the (200) plane and the X-ray diffraction intensity 1 (311) of the (311) plane of the copper alloy plate and the X of the (220) plane It has been proposed that the ratio [1 (200) +1 (311)] / 1 (220) to the line diffraction intensity 1 (220) is 0.4 or more.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-178670 (Claims)
  • Patent Document 2 JP-A-6-235035 (Claims)
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-279347 (Claims)
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-339028 (Claims, paragraphs 0020 to 0030)
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-328157 (Claims, Examples)
  • the improved copper alloy plate of Patent Document 4 has the strength and conductivity of the copper alloy plate, the hardness of the copper alloy plate is about 150Hv at maximum and the conductivity is about 65% IACS at maximum. If the strength of the copper alloy plate is increased to 150 Hv or more, the conductivity, especially the bending force resistance, also decreases. In other words, there is a big limit in the texture control in Patent Document 4, especially the bending workability of Cu-Fe-P-based high-strength materials (copper alloy sheet hardness 150Hv or higher, conductivity 75% IACS or higher). For I can't make it up.
  • the conductivity of the example with the maximum tensile strength of 520 MPa is as low as about 35% IACS.
  • the maximum tensile strength is 480 MPa, which is a little over 15 OHv in the hardness of the copper alloy sheet. For this reason, either strength or electrical conductivity is sacrificed, and the texture control of Patent Document 5 cannot improve the bending workability of Cu-Fe-P-based high-strength materials.
  • the present invention has been made to solve these problems, and provides a Cu-Fe-P-based copper alloy sheet that achieves both high strength, high conductivity, and excellent bending workability. It is to be. Means for solving the problem
  • the gist of the copper alloy plate for electric and electronic parts having bending workability of the present invention is mass%, Fe: 0.01-3. 0%, P: 0 01-0.
  • a copper alloy sheet containing 3% each, and the texture of which is the orientation distribution density of Brass orientation is 20 or less, and the sum of orientation distribution densities of Brass orientation, S orientation and Copper orientation Is 10 or more and 50 or less.
  • the present invention is applied to improve the bending workability of a high strength, high conductivity copper alloy plate for electric and electronic parts having a strength of 150 Hv or more in hardness and a conductivity of 75% IACS or more. This is preferred.
  • the copper alloy sheet of the present invention further includes a mass.
  • %: Sn: 0.001 to 0.5% may be contained.
  • 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.
  • B orientation copper orientation
  • Cu orientation copper orientation
  • S orientation S orientation
  • any deviation within ⁇ 10 ° from these crystal planes belongs to the same crystal plane.
  • the B orientation, Cu orientation, and S orientation exist in a fiber texture (j8-fiber) that varies continuously between orientations.
  • the bending cacheability is improved by controlling the orientation density of the Cube orientation (hereinafter also referred to as D (Cube)) within an appropriate range in this texture. And trying to achieve stability. This is intended to be uniformly deformed during deformation during a bending stroke such as a stamping force in a semiconductor lead frame application.
  • D Cube orientation
  • the orientation distribution density of the Brass orientation (B orientation) is lowered.
  • the sum of the orientation distribution densities of the B, S, and Cu orientations is controlled within a specific range.
  • the orientation distribution density of the B orientation and further, the orientation of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation Distribution density greatly affects strength.
  • the orientation distribution density of the B orientation is reduced or the sum of the orientation distribution densities of the B, S, and Cu orientations is reduced, the crystal orientation is randomized and the strength is lowered, and the bending workability is reduced. improves.
  • the orientation distribution density in the B direction is reduced and B It is effective to control the sum of the orientation distribution density of the orientation, S orientation, and Cu orientation to a specific range.
  • the orientation distribution density of the B orientation and the sum of the orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation can be measured using a normal X-ray diffraction method.
  • the orientation density of each orientation is determined by measuring the complete pole figure (Pole Figure) of (100), (110), and (111), and then using the orientation distribution function (ODF). It is obtained by calculating the ratio of the intensity peak of each specific orientation (Cu orientation, B orientation, S orientation) to the sum of the intensity peak values of each orientation.
  • ODF orientation distribution function
  • the orientation density of each of these orientations is determined by electron beam diffraction using TEM, SEM (Scanning Electron Microscopy)-ECP (Electron Channeling Pattern), or SEM-EBSP (Electron Back Scattering (Scattered) It can also be obtained by obtaining the orientation density using the crystal orientation distribution function based on the data measured using Pattern or EBSD (Diflfraction).
  • the development of the rolling texture is determined in a specific direction. adjust.
  • the orientation distribution density of the B orientation is 20 or less, and the sum of orientation distribution densities of the B orientation, S orientation, and Cu orientation is specified to be 10 or more and 50 or less.
  • the orientation distribution density of the B orientation exceeds 20, or when the sum of orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation exceeds 50, the embodiment described later As described above, the bending workability cannot be improved at the high strength. Accordingly, in the present invention, the orientation distribution density of the B orientation is set to 20 or less, and the sum of orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation is set to 50 or less. This makes it possible to improve the bending workability while maintaining the high strength as in the examples described later.
  • the Fe content is 0.01 to 3% by mass.
  • a basic composition consisting of the balance Cu and unavoidable impurities, in the range of 0% and the P content in the range of 0.01-0.3%.
  • Zn and Sn may be further contained within the following range.
  • other selectively added elements and impurity elements are allowed to be contained within a range not impairing these characteristics.
  • the display of the following content is all the 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, although the improvement in conductivity is satisfied with a small amount of precipitate particles, the contribution to strength is insufficient and the strength is insufficient. On the other hand, if the Fe content exceeds 3.0%, the conductivity will decrease, and if the amount of precipitation is increased to increase the conductivity forcibly, conversely, the growth and coarsening of the precipitated particles will occur. Strength and bending workability are reduced. Therefore, the Fe content should be in the range of 0.01 to 3.0%.
  • P has a deoxidizing effect and forms a compound with Fe to increase the strength of the copper alloy. It is prime. 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 0.3%, the hot workability decreases as well as the decrease in conductivity. Therefore, the P content should be in the range of 0.01 to 0.3%.
  • 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 when selectively contained is 0.005 to 3.0%.
  • 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 and the bending workability is also deteriorated.
  • Sn is selectively contained in the range of 0.001 to 0.5% in order to make the strength of the copper alloy sheet 150Hv or more in hardness and 75% IACS or more in conductivity. Also, in order to increase the strength of the copper alloy sheet to 190Hv or higher with a hardness of 50% IACS or higher, select Sn in the range of more than 0.5% and less than 5.0%. To be included. As described above, the Sn content is selected as a whole in the range of 0.001 to 5.0% depending on the balance of strength (hardness) and conductivity required for the application. .
  • 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 crystallized materials and acid oxides are generated, and the decrease in conductivity is severe as well as the bending workability is lowered. Accordingly, the total content of these elements is selectively contained in the range of 0.0001 to 1.0%.
  • these components have the effect of improving the strength of the copper alloy, these effects are necessary.
  • Optionally contained 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 content exceeds 1.0% in total, it is not preferable because coarse crystallized materials and acid oxides are generated and the bending workability is lowered and the electrical conductivity is severely lowered. Therefore, the content of these elements is selectively contained in the range of 0.001 to 1.0% 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.
  • These components are impurity elements, and when the total content of these elements exceeds 0.1%, coarse crystallized substances and oxides are formed and bending workability is lowered. Therefore, the total content of these elements is preferably 0.1% or less.
  • the copper alloy sheet of the present invention greatly increases the normal manufacturing process itself, except for preferred conditions such as the processing rate (cold rolling ratio) in the final cold rolling (low rolling ratio) and low-temperature annealing in order to obtain the above-described structure of the present invention. There is no need to change it, and it can be manufactured in the same process as a conventional method.
  • a molten copper alloy adjusted to the preferred 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 then finished (final).
  • Cold rolled, low-temperature annealed final annealing, final annealing
  • a copper alloy sheet with a product thickness And so on.
  • the product plate thickness is about 0.1 to 0.3 mm.
  • a solution treatment of the copper alloy plate and a quenching treatment by water cooling may be performed prior to the primary cold rolling.
  • the solution treatment temperature is selected from a range of 750 to 1000 ° C., for example.
  • the orientation distribution density of the B orientation is 20 or less and the sum of the orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation is 10 or more and 50 or less, 1 Pa It is effective to perform the above-mentioned final cold rolling at a cold rolling rate of 10 to 50% per second, and then to perform the above final annealing at a low temperature of 0.2 to 300 minutes at 100 to 400 ° C. .
  • the present invention also increases the amount of work hardening due to the strong work of the final cold rolling (high deposition of introduced dislocations by the Orowan mechanism) To do.
  • the cold rolling rate per pass of the final cold rolling is 10 to 50% so that the rolling texture does not develop too much.
  • the number of final cold rolling passes is preferably 3 to 4 times as usual, avoiding too few or too many passes.
  • the annealing temperature is lower than 100 ° C!
  • the temperature and the annealing time are less than 0.2 minutes, and under the conditions where the low temperature annealing is not performed, the structure 'property of the copper alloy sheet is It is likely that the state force after the final cold rolling will hardly change. For this reason, the orientation distribution density in the B direction exceeds 20 There is a high possibility that each orientation density will not be controlled within the above range. For example, the sum of orientation distribution density of B orientation, S orientation and Cu orientation will increase to more than 50. 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 the strength will decrease.
  • the total amount is in the range of 0.001 to 1.0% by mass, and the total amount of these elements is also 1.0% by mass. It was as follows.
  • Tables 1 and 2 show the cold rolling rate (%) per pass of the final cold rolling and the temperature and time (° C x min) in the final annealing, respectively.
  • the above press formability test is intended to confirm whether the press formability, which is one of the characteristics required for the lead frame material, is reduced due to the improvement of the bending strength. is there
  • the normal pole figure of (100), (110), and (111) was obtained by the usual X-ray diffraction method using Cu as the target, tube voltage 50KV, tube current 200mA. was measured. From this measurement result, using the crystal orientation distribution function (Orientation Distribution Function: ODF), the ratio of the intensity peak in each specific direction to the sum of the intensity peak values in each direction is calculated. The sum of the orientation distribution density of the B, S, and Cu orientations was obtained.
  • ODF Crystal orientation distribution function
  • the hardness of the copper alloy plate sample was measured with a micro Vickers hardness tester at a load of 0.5 kg at four locations, and the hardness was the average value of them.
  • 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 of width 10 mm x length 300 mm by milling, measuring the electrical resistance with a double bridge type resistance measuring device. .
  • the bending test of the copper alloy sheet sample was performed according to the Japan Copper and Brass Association technical standard. A specimen of width 10mm and length 30mm was taken from each sample, bent Bad Way (BW: bending axis is parallel to the rolling direction), and the ratio of the minimum bending radius R and the sample thickness t where no cracks occurred. Evaluated with RZt.
  • RZt value force ⁇ it means that 180 ° tight bending with the minimum bending radius R force ⁇ is possible. It can be said that the smaller the RZt value, the better the bendability, and an RZt of 1.0 or less has a bendability that can cope with close-contact bending or 90 ° bending after notching in an actual lead frame.
  • a 0.3 mm wide lead was punched out of a copper alloy sheet sample by a mechanical press, the flash height of the punched lead was measured, and the pressability was evaluated.
  • the burr height was measured by a method of observing the burr surfaces of 10 leads with a scanning electron microscope, and was taken as the average value of each maximum burr height. If the burr height is 3 m or less, the press formability is excellent. Yes, the burr height is 3 to 6 ⁇ m, ⁇ , and the burr height is over 6 ⁇ m. And X, respectively.
  • Invention Examples 1 to 7 which are copper alloys within the composition of the present invention, have a cold rolling ratio (%) per: L pass of the final cold rolling, and the temperature in the final annealing. Manufacturing methods such as time (° CX minutes) are also manufactured within preferable conditions. Therefore, in the textures of Invention Examples 1 to 7, the orientation distribution density in the B direction is 20 or less, and the sum of the orientation distribution densities of the B, S, and Cu orientations is 10 or more and 50 or less.
  • Invention Examples 1 to 7 have a high strength and a high conductivity of 150 Hv or more in hardness, 75% IACS or more in conductivity, and excellent bending resistance. This also reduces the press moldability, which is another important characteristic.
  • the copper alloy of Comparative Example 8 has an Fe content of 0.006%, which is outside the lower limit of 0.01%. Since the manufacturing methods such as final cold rolling and final annealing are manufactured within preferable conditions, the texture is within the scope of the invention and the bending workability is excellent. However, high strength and high electrical conductivity are not achieved with low hardness and low electrical conductivity.
  • the copper alloy of Comparative Example 9 has an Fe content of 4.5%, which is out of the upper limit of 3.0%.
  • the copper alloy of Comparative Example 10 has a P content of 0.007%, which is slightly lower than the lower limit of 0.01%. Since the manufacturing methods such as final cold rolling and final annealing are manufactured within preferable conditions, the texture is within the scope of the invention and the bending workability is excellent. However, high strength and high conductivity with low hardness and low conductivity have not been achieved.
  • the copper alloy of Comparative Example 11 has a P content of 0.35%, which is far from the upper limit of 0.3%.
  • the texture is within the scope of the invention, and the hardness is high, but the bendability is extremely low and the conductivity is inferior.
  • the copper alloy of Comparative Example 12 is a copper alloy within the composition of the present invention, and although the final cold rolling is also performed under preferable conditions, it is not finally annealed. For this reason, in the texture, the orientation distribution density of the B orientation is too high, and the sum of the orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation is too high. As a result, although the strength level is low, bending workability and electrical conductivity are remarkably inferior.
  • This Comparative Example 12 corresponds to Invention Example 3 of Patent Document 4 in that the rolling conditions such as final cold rolling are slightly different, but the copper alloy composition and the final annealing are not performed.
  • the copper alloy of Comparative Example 13 is a copper alloy within the composition of the present invention.
  • the temperature in the final annealing is too low and the time is too long. For this reason, although the hardness is high, the conductivity is remarkably low.
  • the texture also has an orientation distribution density in the B direction that is too high, and the sum of orientation distribution densities in the B, S, and Cu orientations is too high. As a result, bending workability is remarkably inferior.
  • Comparative Example 14 is a copper alloy within the composition of the present invention, and although the final cold rolling is manufactured under preferable conditions, the temperature in the final annealing is too high. For this reason, the hardness is extremely low at 120 Hv. The texture also has good bendability because the sum of the orientation distribution density of the B, S, and Cu orientations is too low and the hardness is extremely low.
  • Comparative Example 15 is a copper alloy having the composition of the present invention, and the final cold rolling is also performed under preferable conditions, but the final annealing is not performed. For this reason, in the texture, the orientation distribution density in the B direction is too high, and the sum of the orientation distribution densities in the B, S, and Cu orientations is too high. As a result, bending workability and electrical conductivity are remarkably inferior.
  • the comparative example 15 and the comparative example 12 were In addition, an example in which the final annealing is not performed in this way can be said to be a representative example of a manufacturing method in which a normal (ordinary) final annealing is not performed. Therefore, the significance of texture control by low temperature annealing in the present invention can be understood.
  • Comparative Example 16 is a copper alloy within the composition of the present invention, but the cold rolling rate per pass of the final cold rolling is too low. For this reason, the hardness is remarkably low at 138 Hv.
  • the texture also has good bending properties because the sum of orientation distribution density of B, S and Cu orientations is too low and the hardness is extremely low.
  • Comparative Example 17 is a copper alloy within the composition of the present invention, but the cold rolling rate per pass of the final cold rolling is too high.
  • the orientation distribution density of the B orientation is too high, and the sum of the orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation is within the range, but the bending cacheability is extremely poor.
  • This comparative example 17 can be said to be a typical example of this type of conventional high-strength copper alloy plate that obtains high strength by so-called cold-rolling strong working.
  • Invention Examples 18 to 20 which contain a selective additive element and are a copper alloy within the composition of the present invention, also had a cold rolling rate (%) per pass of final cold rolling. And manufacturing methods such as temperature and time (° CX min) in the final annealing are also preferred, and are manufactured within the conditions! Therefore, in the textures of Invention Examples 18 to 20, the orientation distribution density in the B direction is 20 or less, and the sum of the orientation distribution densities of the B, S, and Cu orientations is 10 or more and 50 or less.
  • the inventive examples 18 to 20 also have high strength and high conductivity of 150 Hv or more in hardness, 75% IACS or more in conductivity, and excellent bending cacheability.
  • the pressing force is another important characteristic that can reduce the press formability.
  • Inventive examples 21 to 24 in Table 2 are copper alloys within the composition of the present invention, but show a case where the Sn content is relatively high.
  • Invention Examples 21 to 24 are preferably manufactured within the conditions, and the manufacturing methods such as the cold rolling rate (%) per pass of the final cold rolling and the temperature and time (° CX minutes) in the final annealing are also preferred. .
  • the orientation distribution density in the B direction is 20 or less, and the sum of the orientation distribution densities in the B, S, and Cu orientations is 10 or more and 50 or less.
  • Invention Examples Invention Examples 21 to 24 have a high strength of 190Hv or higher, an electrical conductivity of 50% IACS or higher, and excellent bending resistance. This also reduces the press formability, which is another important characteristic.
  • the copper alloy of Comparative Example 25 has a P content that is outside the upper limit of 0.3%. Since the manufacturing methods such as final cold rolling and final annealing are manufactured within preferable conditions, the texture is within the scope of the invention, but the electrical conductivity is remarkably low for the hardness but the bending caloe property is also inferior. .
  • the Fe content is outside the upper limit of 3.0%. Since the manufacturing methods such as final cold rolling and final annealing are manufactured within preferable conditions, the texture is within the scope of the invention, but the electrical conductivity is remarkably low for the hardness but the bending calorie is also inferior. .
  • the copper alloy of Comparative Example 27 is a copper alloy within the composition of the present invention. Similar to Comparative Example 13, the temperature in the final annealing is too low and the time is too long. For this reason, the conductivity is extremely low for the hardness.
  • the texture also has an orientation distribution density in the B orientation that is too high, and the sum of orientation distribution densities in the B, S, and Cu orientations is too high. As a result, bending workability is remarkably inferior.
  • Comparative Example 28 is a copper alloy having the composition of the present invention, and the final cold rolling is also performed under preferable conditions. However, as in Comparative Examples 12 and 15, the final annealing is not performed. For this reason, in the aggregate structure, the orientation distribution density of the B orientation is too high, and the sum of the orientation distribution densities of the B orientation, the S orientation, and the Cu orientation is too high. As a result, the hardness is low and the bending workability is poor.
  • the component composition of the copper alloy sheet of the present invention the critical significance of the texture, and the texture in order to increase the strength and conductivity and to improve the bending workability.
  • the significance of preferable production conditions for obtaining the above is supported.
  • a Cu-Fe-P-based copper alloy that achieves both high strength and high electrical conductivity and excellent bending workability without reducing other properties such as press formability.
  • Board can be provided.
  • lead frames for electrical and electronic parts that have been reduced in size and weight, in addition to lead frames for semiconductor devices, lead frames, connectors, terminals, switches, relays, etc. have high strength and high electrical conductivity, and strict bending is required. It can be applied to applications that require high performance.

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Abstract

　高強度高導電率化と優れた曲げ加工性を両立させたＣｕ－Ｆｅ－Ｐ系銅合金板を提供する。質量％で、Ｆｅ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０１～０．３％を各々含有する銅合金板であって、その集合組織が、Ｂｒａｓｓ方位の方位分布密度が２０以下であり、且つＢｒａｓｓ方位とＳ方位とＣｏｐｐｅｒ方位の方位分布密度の和が１０以上５０以下であることとする。

Description

曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板
技術分野
[0001] 本発明は、高強度かつ高導電率で、かつ曲げ加工性が優れた銅合金に関し、例え ば、半導体装置用リードフレームの素材として好適な銅合金に関する。
尚、本発明の銅合金は、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使用されるものであるが、以下では 、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
[0002] 半導体リードフレーム用銅合金としては、従来より 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、 Fe : 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いることから、国際標準合金として汎用されている。
[0003] 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部品にも、より一層の高強度化、高導電率化、熱伝導 性が求められている。
[0004] 例えば、リードフレームに用いられる銅合金板の、この高強度化、高導電率化の目 安として、銅合金板の強度が硬さで 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上が求め られる。これら高強度化、高導電率化は、リードフレームのみならず、他の電気'電子 部品における、コネクタ、端子、スィッチ、リレーなどの導電性部品に用いられる銅合 金にも当てはまる。
[0005] 前記 Cu—Fe— P系銅合金は高導電率が特徴であるが、従来から、高強度化のた めには、 Feと Pとの含有量を増したり、 Sn、 Mg、 Ca等の第 3元素を添カ卩したりしてい た。しかし、これらの元素量を増カロさせると、強度は増加するが、必然的に導電率が 低下する。このため、銅合金における成分組成の制御のみで、前記した半導体装置 の大容量化、小型化及び高機能化に伴い要求される、高導電率化と高強度化との バランスの良い、あるいはこれらの特性を両立した Cu—Fe— P系銅合金を実現する のは困難であった。
[0006] そこで従来から、 Cu— Fe— P系銅合金の組織や晶*析出物粒子の析出状態を制 御することが種々提案されており、例えば 0. 2 m以下の Fe— P系化合物を均一に 分散させることで、高強度高導電性の銅合金が提案されて ヽる (特許文献 1参照)。
[0007] ところで、リードフレーム、端子、コネクタ、スィッチ、リレーなどに用いられる銅合金 板は、高強度、高導電率はもちろんのこと、密着曲げあるいはノッチング後の 90° 曲 げなど、厳 ヽ曲げカ卩ェに耐える優れた曲げカ卩ェ性が要求されてきて ヽる。
[0008] し力しながら、上記 Snや Mgの固溶強化元素の添加や、冷間圧延の加工率増加に よる高強度化では、必然的に曲げ加工性の劣化を伴い、必要な強度と曲げ加工性を 両立させることはできない。
[0009] 一方で、結晶粒を微細化したり、晶*析出物の分散状態を制御することによって、曲 げ加工性をある程度向上できることは知られている（特許文献 2、 3参照)。但し、近 年の電子部品の軽薄短小化に対応できるような Cu— Fe— P系の高強度材料（銅合 金板の硬さ 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上）を得るためには、冷間圧延の 強力卩ェによる加工硬化量の増大が必須となってきている。
[0010] このため、このような高強度化材料では、特許文献 1、 2、 3などの結晶粒微細化や 、晶，析出物の分散状態制御などの組織制御手段によっては、前記密着曲げあるい はノッチング後の 90° 曲げなどの厳しい曲げ力卩ェに対し、曲げ力卩ェ性を十分に向上 させることができない。
[0011] これに対して、 Cu— Fe— P系銅合金において、集合組織を制御することが提案さ れている（特許文献 4、 5参照)。より具体的には、特許文献 4では、銅合金板の、 (20 0)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) / 1 (220)が 0. 5以上 10以下であることか、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) /Ό (S方位）が 0. 1以上 5以 下であることが提案されて 、る。
また、特許文献 5では、銅合金板の、（200)面の X線回折強度 1 (200)と（311)面 の X線回折強度 1 (311)との和と、（220)面の X線回折強度 1 (220)との比、〔1 (200) +1 (311) ] /1 (220)が 0. 4以上であることが提案されて 、る。
特許文献 1：特開平 2000— 178670号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 2：特開平 6— 235035号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 3：特開 2001— 279347号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 4 :特開 2002— 339028号公報 (特許請求の範囲、段落 0020〜0030) 特許文献 5：特開 2000— 328157号公報 (特許請求の範囲、実施例）
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0012] 確かに、特許文献 4のように、銅合金板の、 (200)面の X線回折強度 I (200)と（22 0)面の X線回折強度 I (220)との比 I (200) /\ (220)または、 Cube方位の方位密度 ： D (Cube方位）、ある!/、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)を規定すれば、曲げ加工性を 向上させることができる。
また、特許文献 5のように、銅合金板の、（200)面の X線回折強度 1 (200)と（311) 面の X線回折強度 1 (311)との和と、（220)面の X線回折強度 1 (220)との比、〔1 (20 0) +1 (311)〕 1 (220)が0. 4以上としても、曲げ力卩ェ性を向上させることができる。
[0013] しかし、特許文献 4の改良された銅合金板にぉ 、ても、銅合金板の硬さは最大で 1 50Hv程度、導電率も最大で 65%IACS程度の強度と導電率であり、銅合金板の強 度を 150Hv以上に高くすると、やはり導電性や、特に曲げ力卩ェ性は低下する。即ち 、特許文献 4の集合組織制御では大きな限界が有り、特に、 Cu— Fe— P系の高強度 材料（銅合金板の硬さ 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上）の曲げ加工性を向 上させることができない。
また、特許文献 5の改良された銅合金板においても、その実施例において、引張強 さが最大の 520MPaの例の導電率は 35%IACS程度と著しく低い。一方、導電率が 75%IACS以上の例では、引張強さが最大でも 480MPaと、銅合金板の硬度で 15 OHvを僅かに超える程度である。このため、やはり、強度と導電率のいずれかが犠牲 になっており、特許文献 5の集合組織制御では Cu— Fe— P系の高強度材料の曲げ 加工性を向上させることができない。
[0014] 本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、高強度高導電率 ィ匕と優れた曲げ加工性を両立させた 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
[0015] この目的を達成するために、本発明の曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合 金板の要旨は、質量％で、 Fe : 0. 01-3. 0%、 P : 0. 01-0. 3%を各々含有する 銅合金板であって、その集合組織が、 Brass方位の方位分布密度が 20以下であり、 且つ Brass方位と S方位と Copper方位の方位分布密度の和が 10以上 50以下であ ることとする。
[0016] 本発明は、強度が硬さで 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上である高強度、高 導電率の電気電子部品用銅合金板の曲げ加工性を向上させるために適用されるこ とが好ましい。
[0017] また、上記高強度、高導電率を達成するために、本発明銅合金板は、更に、質量
%で、 Sn: 0. 001〜0. 5%を含有しても良い。
[0018] 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。
発明の効果
[0019] 通常の銅合金板の場合、主に、以下に示す如き 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。
[0020] 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 、各方位は下記の如く表現される。
[0021] Cube方位 {001}く 100 >
Goss方位 {011}<100>
Rotated- Goss方位 {011}く 011>
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}<634>
BZG方位 {011}く 511 >
BZS方位 { 168}く 211 >
P方位 {011}<111>
[0022] 本発明においては、基本的に、これらの結晶面から ±10° 以内のずれのものは同 一の結晶面に属するものとする。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（ j8—fiber)で存在している。
[0023] 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、曲げなどの加工性が変 化する。
[0024] 前記した特許文献 4は、この集合組織の中で、特に、 Cube方位の方位密度〔以下、 D(Cube)ともいう〕を適正範囲に制御することにより、曲げカ卩ェ性の向上と安定ィ匕とを 達成しょうとしている。これは、半導体リードフレーム用途におけるスタンビング力卩ェ等 の曲げカ卩ェの際に、変形中に均一変形させることを狙!、として 、る。
[0025] 即ち、 Cube方位が強く発達し過ぎ、 D(Cube)が適正範囲よりも高くなると、板面内の 塑性異方性が強くなり、部分的に変形し易い個所と変形し難い個所が発生し、前述 の如きスタンビング加ェでの曲がりやバリの発生等の問題が発生し易くなるとして 、る 。一方、 Cube方位が少なくても、 D(Cube)が適正範囲よりも低くても、他の結晶方位の 発達が強くなり、別の面内異方性により、上記と同様の問題が発生するとしている。
[0026] しかし、本発明者らの知見によれば、このような Cube方位の制御では、特に、銅合 金板の硬さ 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上の Cu— Fe— P系の高強度材料 の曲げカ卩ェ性を向上させることができな 、。
[0027] 即ち、先ず、上記高強度を維持したまま曲げ力卩ェ性を向上させるためには、 Brass 方位 (B方位)の方位分布密度を低くする。その上で、更に、上記高強度と曲げ加工 性とをバランスよく兼備するために、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和を 特定範囲に制御する。
[0028] 硬さ 150Hv以上の Cu— Fe— P系の銅合金板では、上記集合組織の中では、特に 、 B方位の方位分布密度と、更に、 B方位と S方位の方位と Cu方位の分布密度が強 度に大きく影響する。 B方位、 S方位、 Cu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。
[0029] しかし、一方で、 B方位の方位分布密度が大き ヽ、あるいは B方位と S方位と Cu方 位の方位分布密度の和が大きいほど、逆に、曲げ力卩ェ性は低下する。これに対して 、 B方位の方位分布密度を小さぐあるいは B方位と S方位と Cu方位の方位分布密 度の和を小さくするほど、結晶方位がランダム化して強度が低下し、曲げ加工性が向 上する。
[0030] 即ち、硬さ 150Hv以上の Cu—Fe— P系の銅合金板において、高強度を維持した まま曲げ加工性を向上させるためには、 B方位の方位分布密度を小さくするとともに、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和を特定範囲に制御することが有効であ る。
発明を実施するための最良の形態
[0031] (方位分布密度の測定）
本発明における B方位の方位分布密度、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度 の和の測定は、通常の X線回折法を用いて行うことができる。
[0032] これら各方位の方位密度は、（100)、（110)、（111)の完全極点図（Pole Figure) を測定し、それから、結晶方位分布関数（Orientation Distribution Function： ODF ) を用いて、各方位の強度ピーク値の合計に対する、特定各方位 (Cu方位、 B方位、 S 方位)の強度ピークの割合を計算することによって求められる。これらの測定方法は、 例えば、長島晋ー編著「集合組織」、丸善株式会社刊、 1984、 P8〜44や、金属学会 セミナー「集合組織」、日本金属学会編， 1981、 P3〜7等に開示されている。
[0033] また、これら各方位の方位密度は、 TEMによる電子線回折法、又は、 SEM(Scannin g Electron Microscopy)— ECP(Electron Chaneling Pattern)法、或いは、 SEM— EBSP〔 Electron Back Scattering(Scattered) Pattern、若しくは EBSD(Diflfraction)ともいう〕を 用いて測定したデータを基に、結晶方位分布関数を用いて方位密度を求めることに よっても得られる。
[0034] 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 0.1〜0.3mmw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。
[0035] (方位分布密度の意義）
本発明では、前記した通り、 Cu— Fe— P系銅合金板の高強度高導電率化と優れ た曲げ加工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。このために、 B方位の方位分布密度が 20以下であり、且つ B方位と S 方位と Cu方位の方位分布密度の和が 10以上 50以下であることと規定する。
[0036] 前記した、電子部品の軽薄短小化に対応できる、冷間圧延の強加工による加工硬 化量を増大させた、通常の Cu— Fe— P系の高強度銅合金板（硬さ 150Hv以上)で は、必然的に、圧延集合組織が発達しすぎる。このため、 B方位の方位分布密度が 必然的に 20を超え、また、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和は必然的 に 50を超えて大きくなる。これは前記特許文献 4の銅合金板を強加工した場合でも 同様である。
[0037] この圧延集合組織の発達は、前記した Cube方位など他の方位密度にも影響を及 ぼす。しかし、特に、硬さ 150Hv以上の高強度な銅合金板の領域では、前記した Cu be方位など他の方位に比して、 Cu方位、 B方位と S方位の発達の曲げカ卩ェ性への影 響が格段に大きい。
[0038] このように、 B方位の方位分布密度が 20を超えた場合、あるいは、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和が 50を超えた場合には、後述する実施例の通り、上記 高強度において、曲げ加工性を向上させることができなくなる。 [0039] したがって、本発明では、 B方位の方位分布密度が 20以下とするとともに、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和を 50以下とする。これによつて、後述する実施 例の通り、上記高強度を維持したまま曲げ加工性を向上させることができる。
[0040] 一方、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和を 10未満とするためには、冷 間圧延による加工硬化量を小さくせざるを得ない。このため、 B方位と S方位と Cu方 位の方位分布密度の和が 10未満では、後述する実施例の通り、曲げ加工性を向上 させることができるものの、上記高強度を維持できず、硬さが 150Hv未満となる。この ため、半導体リードフレーム用銅合金として、必要強度が不足する。
[0041] (銅合金板の成分組成）
以下に、半導体リードフレーム用などとして、必要強度や導電率を満たすための、 本発明 Cu—Fe— P系銅合金板における化学成分組成を説明する。
[0042] 本発明では、強度が硬さで 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上である高強度、 高導電率を達成するために、質量％で、 Feの含有量が 0. 01〜3. 0%の範囲、前記 Pの含有量が 0. 01-0. 3%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。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、以下の含有量の表示は全て 質量％である。
[0043] (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 3. 0%を超えると、導電率が低下 しゃすぐ導電率を無理に増加させるために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、強度と曲げ加工性が低下する。したがって、 Feの含有 量は 0. 01〜3. 0%の範囲とする。
[0044] (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. 3%を超えると、導 電性が低下するだけでなぐ熱間加工性が低下する。したがって、 Pの含有量は 0. 0 1〜0. 3%の範囲とする。
[0045] (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 0. 005-3. 0%とする。
[0046] (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 電率の低下を招くばかりか、曲げ加工性も劣化する。
この点、銅合金板の強度を硬さで 150Hv以上、導電率を 75%IACS以上とするた めには、 Snを 0. 001-0. 5%の範囲で選択的に含有させる。 また、銅合金板の強 度をより高ぐ硬さで 190Hv以上とし、導電率を 50%IACS以上とするためには、 Sn を 0. 5%を越え、 5. 0%以下の範囲で選択的に含有させる。このように、 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、全体としては 0. 001 〜5. 0%の範囲力 選択して含有させることとする。
[0047] (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、粗大な晶出物や酸ィ匕物が生成して曲げ加工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. 0001 〜1. 0%の範囲で選択的に含有させる。
[0048] (Zrゝ Ag、 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曲げ加工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. 00 1〜1. 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。
[0049] (Hf、 Th、 Li、 Na、 K：、 Sr、 Pd、 W、 S、 Si、 C、 Nb、 Al、 V、 Y、 Mo、 Pb、 In、 Ga、 G e、 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曲げ加工性を低下させる。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。
[0050] (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、上記本発明規定の組織とするための、 最終冷間圧延での加工率 (冷延率)や低温の焼鈍などの好ま 、条件を除き、通常 の製造工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。
[0051] 即ち、先ず、上記好ま ヽ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
[0052] 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 。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. 3mm程度である。
[0053] 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。
[0054] ここにおいて、上記した、 B方位の方位分布密度が 20以下であり、且つ B方位と S 方位と Cu方位の方位分布密度の和が 10以上 50以下となるよう制御するには、 1パ スあたり 10〜50%の冷延率で、上記最終冷延を行い、その後に 100〜400°Cで 0. 2分以上 300分以下の低温条件で、上記最終焼鈍を行うことが有効である。
[0055] (最終冷間圧延）
Cu— Fe— P系の高強度銅合金板の硬さ 150Hv以上を得るために、本発明でも、 最終冷間圧延の強加工による加工硬化量の増大（ォロワン機構による導入転位の高 堆積化）を行なう。但し、これによつて、圧延集合組織が発達しすぎないように、最終 冷間圧延の 1パスあたりの冷延率を 10〜50%とすることが好ましい。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。
[0056] この通常のパス数の際、最終冷間圧延の 1パスあたりの冷延率が 50%を超えると、 銅合金の成分組成、それまでの製造履歴や製造条件にもよるが、 B方位の方位分布 密度が 20を超えるか、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和が 50を超えて 大きくなる可能性が高い。
[0057] 一方、最終冷間圧延の 1パスあたりの冷延率が 10%未満では、 B方位と S方位と C u方位の方位分布密度の和が 10未満となりやすぐ冷間圧延による加工硬化量も不 足する可能性が高い。このため、曲げ加工性を向上させることができるものの、上記 高強度を維持できず、硬さが 150Hv未満となる可能性が高い。
[0058] (最終焼鈍）
本発明では、最終冷間圧延後に、敢えて低温での最終焼鈍を行なって、集合組織 の制御を行なうことが好ましい。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、前記特許文献 5の実施例で施している歪み取りの ための焼鈍（350°C X 20秒)を除き、前記特許文献 4のように、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、各方位密度が上記範囲内に制御され、強度と曲げ加工性が向上する。
[0059] 焼鈍温度が 100°Cよりも低!、温度や、焼鈍時間が 0. 2分未満の時間条件、ある 、 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 力もほとんど変化しない可能性が高い。このため、 B方位の方位分布密度が 20を超 えるカゝ、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和が 50を超えて大きくなるなど、 各方位密度が上記範囲内に制御できなくなる可能性が高い。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、強度が低下す る可能性が高い。
実施例
[0060] 以下に本発明の実施例を説明する。最終冷間圧延の 1パス当たりの冷延率と、最 終焼鈍における温度と時間とを変えて、種々の集合組織を有する銅合金薄板を製造 し、硬さ、導電率、曲げ性などの特性を評価した。
[0061] 具体的には、表 1、 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 16mmの板とし、 750°C以上の温度力 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 3パス行なう最終冷間圧延を行い、次いで最終焼鈍を行って、厚さ約 0 . 15mmの銅合金板を得た。
[0062] なお、表 1、 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、ミッシュメタルの含有量は、表 1、 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。 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。
[0063] 最終冷間圧延の 1パス当たりの冷延率（％)と、最終焼鈍における温度と時間（°C X 分)を表 1、 2に各々示す。
[0064] 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、集 合組織を測定し、硬さ測定、導電率測定、曲げ試験、プレス成形性試験を行った。こ れらの結果を表 1、 2に各々示す。
[0065] 上記プレス成形性試験は、曲げ力卩ェ性改善によって、逆に、リードフレーム材など に必要な特性の一つであるプレス成形性が低下して 、な 、かを確認するためである
[0066] (集合組織の測定）
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 Cuを用い、管電圧 50KV、管電流 200mAの条件で、（100)、 （110)、 （111)の完全極点図（Pole Figure )を測定した。この測定結果から、結晶方位分布関数（Orientation Distribution Funct ion： ODF )を用いて、各方位の強度ピーク値の合計に対する、特定各方位の強度 ピークの割合を計算し、 B方位の方位分布密度、 B方位と S方位と Cu方位の方位分 布密度の和を求めた。 X線回折強度については、リガク製 X線回折装置を用いて、 (2 00)面〔 = (100)面〕、（220)面〔 = (110)面〕の回折強度を測定し、それより、 (200)面 /(220)面の X線回折強度比を求めた。
[0067] (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。
[0068] (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。
[0069] (曲げ加工性の評価試験）
銅合金板試料の曲げ試験は、日本伸銅協会技術標準に従って行った。各試料か ら幅 10mm、長さ 30mmの試験片を採取し、 Bad Way (B. W.：曲げ軸が圧延方向に平 行）曲げを行い、割れの発生しない最小曲げ半径 Rと試料板厚 tの比 RZtにて評価 した。 RZtの値力^の場合は最小曲げ半径 R力^である 180° 密着曲げが可能であ ることを意味する。 RZtの値が小さい方が曲げ性に優れ、 RZtが 1. 0以下が実際の リードフレームにおける密着曲げあるいはノッチング後の 90° 曲げにも対応できる曲 げ性を有していると言える。 [0070] なお、この曲げカ卩ェ性の評価は、前記した特許文献 4のような曲げ試験 (0.25mmR で 90° 曲げを行い、曲げ部の外面側を光学顕微鏡で観察して肌荒れの有無及びク ラックの有無で評価する）よりも、実際のリードフレームにおける密着曲げあるいはノッ チング後の 90° 曲げに対応した、より厳しい曲げ試験条件となる。前記した特許文 献 4は試験片の採取方向が記載されていないが、通常の曲げ性評価は、 G. W (曲げ 軸が圧延方向に直角）とされる。したがって、この点でも、本発明の曲げ試験条件は 厳しいと言える。
[0071] (プレス成形性の評価試験）
銅合金板試料について機械式プレスにより 0.3mm幅のリードを打ち抜き、打ち抜い たリードのばり高さを測定し、プレス性を評価した。このとき、ばり高さは、 10個のリード のばり面を走査型電子顕微鏡で観察する方法により測定し、各最大ばり高さの平均 値とした。そして、ばり高さが 3 m以下のものをプレス成形性が優れるとして〇、ばり 高さが 3〜6 μ mのものを△、ばり高さが 6 μ mを超えるものをプレス成形性が劣るとし て X、と各々評価した。
[0072] 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 1〜7は、最終冷間圧 延の :Lパス当たりの冷延率 (％)と、最終焼鈍における温度と時間 (°C X分)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 1〜7の集合組織は、 B方位の方位分布密度が 20以下であり、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位分布 密度の和が 10以上 50以下である。
[0073] この結果、発明例 1〜7は、硬さが 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上の高強 度、高導電率であって、曲げカ卩ェ性に優れている。し力も、他の重要な特性であるプ レス成形性を低下させて 、な 、。
[0074] これに対して、比較例 8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。最終冷間圧延、最終焼鈍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、集合組織は発明範囲内となり、曲げ加工性に優れている。しかし 、硬さが低ぐ導電率も低ぐ高強度、高導電率ィ匕が達成できていない。
[0075] 比較例 9の銅合金は、 Feの含有量が 4. 5%と、上限 3. 0%を高めに外れている。
最終冷間圧延、最終焼鈍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、 集合組織は発明範囲内となり、硬度も高いものの、導電率が著しく低ぐ曲げ加工性 も劣っている。
[0076] 比較例 10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。最終冷間圧延、最終焼鈍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、集合組織は発明範囲内となり、曲げ加工性に優れている。しかし、硬さが低ぐ導 電率も低ぐ高強度、高導電率ィ匕が達成できていない。
[0077] 比較例 11の銅合金は、 Pの含有量が 0. 35%と、上限 0. 3%を高めに外れている。
最終冷間圧延、最終焼鈍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、 集合組織は発明範囲内となり、硬度も高いものの、導電率が著しく低ぐ曲げ加工性 も劣っている。
[0078] 比較例 12の銅合金は本発明組成内の銅合金であり、最終冷間圧延も好ましい条 件内で製造されているものの、最終焼鈍していない。このため、集合組織は、 B方位 の方位分布密度が高過ぎ、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和も高 過ぎる。この結果、強度レベルが低い割には、曲げ加工性や導電率が著しく劣る。な お、この比較例 12は、最終冷間圧延など圧延条件が若干異なるが、銅合金組成や 最終焼鈍していないなどの点で、特許文献 4の発明例 3に相当する。
[0079] 比較例 13の銅合金は本発明組成内の銅合金である力 最終焼鈍における温度が 低過ぎ、かつ時間が長過ぎる。このため、硬度は高いものの、導電率が著しく低い。 また、集合組織は、 B方位の方位分布密度が高過ぎ、且つ B方位と S方位と Cu方位 の方位分布密度の和も高過ぎる。この結果、曲げ加工性が著しく劣る。
[0080] 比較例 14は、本発明組成内の銅合金であり、最終冷間圧延も好ましい条件内で製 造されているものの、最終焼鈍における温度が高過ぎる。このため、硬度が 120Hvと 著しく低い。集合組織も、 B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和が低過ぎ、ま た、硬度が著しく低いために、曲げ性は良好な結果となっている。
[0081] 比較例 15は、本発明組成内の銅合金で、最終冷間圧延も好ましい条件内で製造 されているものの、最終焼鈍していない。このため、集合組織は、 B方位の方位分布 密度が高過ぎ、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和も高過ぎる。この 結果、曲げ加工性や導電率が著しく劣る。なお、この比較例 15と前記比較例 12とを 含めて、このように最終焼鈍していない例は、通常の（普通の）最終焼鈍しない製造 方法による代表例とも言える。したがって、本発明における低温焼鈍による集合組織 制御の意義が分かる。
[0082] 比較例 16は、本発明組成内の銅合金だが、最終冷間圧延の 1パス当たりの冷延率 が低過ぎる。このため、硬度が 138Hvと著しく低い。集合組織も、 B方位と S方位と C u方位の方位分布密度の和が低過ぎ、また、硬度が著しく低いために、曲げ性は良 好な結果となっている。
[0083] 比較例 17は、本発明組成内の銅合金だが、最終冷間圧延の 1パス当たりの冷延率 が高過ぎる。 B方位の方位分布密度が高過ぎ、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位 分布密度の和は範囲内であるものの、曲げカ卩ェ性が著しく劣る。この比較例 17が、 謂わば、冷延強加工によって高強度を得る、従来のこの種高強度銅合金板の典型と も言える。
[0084] また、表 2から明らかな通り、選択的添加元素を含み、本発明組成内の銅合金であ る発明例 18〜20も、最終冷間圧延の 1パス当たりの冷延率（％)と、最終焼鈍におけ る温度と時間 (°C X分)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 18〜20の集合組織は、 B方位の方位分布密度が 20以下であり、且つ B 方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和が 10以上 50以下である。
[0085] この結果、発明例 18〜20も、硬さが 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上の高 強度、高導電率であって、曲げカ卩ェ性に優れている。し力も、他の重要な特性である プレス成形性を低下させて ヽな 、。
[0086] 更に、表 2の発明例 21〜24は、本発明組成内の銅合金であるが、 Snの含有量が 比較的高めの場合を示している。発明例 21〜24は、最終冷間圧延の 1パス当たりの 冷延率 (％)と、最終焼鈍における温度と時間 (°C X分)などの製造方法も好ま 、条 件内で製造されている。このため、集合組織は、 B方位の方位分布密度が 20以下で あり、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和が 10以上 50以下である。
[0087] この結果、発明例発明例 21〜24は、硬さが 190Hv以上の高強度であって、導電 率も 50%IACS以上あり、曲げカ卩ェ性に優れている。し力も、他の重要な 特性であ るプレス成形性を低下させて 、な 、。 [0088] 比較例 25の銅合金は、比較例 11と同様に、 Pの含有量が上限 0. 3%を高めに外 れている。最終冷間圧延、最終焼鈍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、集合組織は発明範囲内となるものの、硬度の割に導電率が著しく低ぐ曲 げカロェ性も劣っている。
[0089] 比較例 26の銅合金は、比較例 9と同様に、 Feの含有量が上限 3. 0%を高めに外 れている。最終冷間圧延、最終焼鈍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、集合組織は発明範囲内となるものの、硬度の割に導電率が著しく低ぐ曲 げカロェ性も劣っている。
[0090] 比較例 27の銅合金は本発明組成内の銅合金である力 比較例 13と同様に、最終 焼鈍における温度が低過ぎ、かつ時間が長過ぎる。このため、硬度の割りには導電 率が著しく低い。また、集合組織は、 B方位の方位分布密度が高過ぎ、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位分布密度の和も高過ぎる。この結果、曲げ加工性が著しく劣 る。
[0091] 比較例 28は、本発明組成内の銅合金で、最終冷間圧延も好ましい条件内で製造 されているものの、比較例 12、 15と同様に、最終焼鈍していない。このため、集合組 織は、 B方位の方位分布密度が高過ぎ、且つ B方位と S方位と Cu方位の方位分布密 度の和も高過ぎる。この結果、硬度が低く曲げ加工性が劣る。
[0092] 以上の結果から、高強度、高導電率化させた上で、曲げ加工性にも優れさせるた めの、本発明銅合金板の成分組成、集合組織の臨界的な意義および集合組織を得 るための好ましい製造条件の意義が裏付けられる。
[0093] [表 1]
区 齡金板 匕学成分繊 最終? ¾® 最終讓 齢金纏合繊 金板特生 金 贿 £uおよ 純物）
分 冷延 B方お L 硬さ 導電率 曲げ性 プレス 号 t e p Zn S n その他 パス (°cx分) 方位密度 き） (MACS) (R/t) 成形性
1 0, 12 0.04 _ ― 一 15 200 X 40 14 154 86 0.5 〇 発 2 0.18 0.07 ― ― 25 350 X 0.5 15 35 161 82 0.5 〇
3 0, 43 0. IS ― ― ― 20 120 X 200 9 26 167 76 1.0 〇 明 4 0, 08 0.03 0.1 ― 35 250 X 5 16 38 150 87 0.5 o
5 0.36 0.13 0.03 一 15 370 X 0.5 7 20 158 83 0.5 〇 m 6 0.15 0.05 0.01 1 ― 20 150 X 120 10 28 169 75 1.0 o
0, 17 0.06 0,2 0.03 〇
7 —— 40 280 X 1 19 46 165 77 1.0
8 0.006 0.02 _ ― 一 30 300 X 1 15 37 139 78 0.5 Δ
9 4.5 0.25 ― ― 45 200 X 50 IS 48 172 54 2.0 O 比 10 0.03 0.007 ― ― 20 350 X 0.3 13 32 136 80 0.5 Δ
11 0, 95 0.35 ― ― 30 150 X 100 16 43 168 58 2.0 〇 較 12 2.2 0.04 0.15 0.04 ― 40 なし 35 63 145 65 2.0 O
13 0.12 0.04 - 0'4 30 50 X 280 28 54 170 60 3,0 〇 例 14 0.10 0.03 0.01 0,0.1 20 450 X 3 3 6 123 87 0.5 X
15 0.15 0.05 0.05 0.02 ― 30 なし 32 60 152 72 2.0 リ
16 0, 30 0.10 ― ― ― 5 320 X 1 3 8 138 85 0.5 厶
17 0, 40 0.15 一 ― ― 60 350 X 0.5 25 45 160 71 2.0 O
*各元素の含有量の表示にぉレ、て、 一は検出險界以下であることを示す。
[z o]
61
£SLn0/S00Zd£/∑Jd SC06T0/900Z OAV
Figure imgf000021_0001
*各元素の含有量の表示にお 、て、 一は検出限界以下であることを示す。
産業上の利用可能性
以上説明したように、本発明によれば、プレス成形性などの他の特性を低下させず に、高強度高導電率化と優れた曲げ加工性を両立させた Cu— Fe— P系銅合金板を 提供することができる。この結果、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、高強度高導電率化と、厳しい曲げ加工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] 質量％で、 Fe : 0. 01-3. 0%、 P : 0. 01-0. 3%を各々含有する銅合金板であ つて、その集合組織が、 Brass方位の方位分布密度が 20以下であり、且つ Brass方 位と S方位と Copper方位の方位分布密度の和が 10以上 50以下であることを特徴と する曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板。
[2] 前記銅合金板が、更に、質量％で、 Sn: 0. 001〜0. 5%を含有する請求項 1に記 載の電気電子部品用銅合金板。
[3] 前記銅合金板の強度が硬さで 150Hv以上、導電率が 75%IACS以上である請求 項 1または 2に記載の電気電子部品用銅合金板。
[4] 前記銅合金板が、更に、質量％で、 Sn: 0. 5%を越え、 5. 0%以下を含有する請 求項 1に記載の電気電子部品用銅合金板。
[5] 前記銅合金板の強度が硬さで 190Hv以上、導電率が 50%IACS以上である請求 項 4に記載の電気電子部品用銅合金板。
[6] 前記銅合金板が、更に、質量％で、 Zn: 0. 005〜3. 0%を含有する請求項 1乃至
5のいずれか 1項に記載の電気電子部品用銅合金板。
[7] 前記銅合金板が、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%含有する請求項 1乃至 6のいずれか 1項に記載の電気電子部品 用銅合金板。
[8] 前記銅合金板が、更に、質量0 /0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%含有する請求項 1乃至 7のいずれか 1項に記載の電気電子部品用銅合金板。
[9] 前記銅合金板が、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%以下とした請求項 1乃至 8のいずれか 1項に記載の電気電子部品 用銅合金板。
[10] 前記銅合金板力 Hf、 Th、 Li、 Na、 K：、 Sr、 Pd、 W、 S、 Si、 C、 Nb、 Al、 V、 Y、 M o、 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％以下とした請求項 1乃至 9のいずれか 1項に記載の電気電 子部品用銅合金板。
前記銅合金板が半導体リードフレーム用である請求項 1乃至 10のいずれ力 1項に 記載の電気電子部品用銅合金板。
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