JP2008024995A - 耐熱性に優れた電気電子部品用銅合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】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を目的とする。
【解決手段】半導体装置用リードフレームの素材として好適なＦｅ含有量が比較的少ないＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の板表面の板表面の（２００）面からのＸ線回折強度Ｉ（２００）と（２２０）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下とする集合組織を有することによって、高強度で、かつ、耐熱性を向上させる。
【選択図】なし

Description

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い、耐熱性に優れた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。

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。

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。

その一方で、これら高強度化した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のない耐熱性に優れることが要求される。

Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金板を、リードフレーム等への加工を行う際には、スタンピング加工（プレス打ち抜き加工）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、前述した如く電気・電子部品の小型化・薄肉軽量化に対応するため、原材料として用いる銅合金板の薄肉化や多ピン化が進んでおり、それに伴って、上記スタンピ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、スタンピ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。

ところがこの様な熱処理を行うと材料が軟化し易く、熱処理前の機械的強度を維持することができない。また製造工程面からすると、生産性向上の観点から前記熱処理をより高温・短時間で行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。

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、或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、この様な成分調整や晶出物、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いことから、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。

例えば、特許文献１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い（特許文献１参照）。

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いる。例えば、特許文献２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Ｘγとα−Ｆｅ析出物のＸ線ピーク面積Ｘαとの比Ｘγ／Ｘαが０．０５以上として、高耐熱性を得ることが提案されている（特許文献２参照）。

また、特許文献３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℃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３０μｍ以下として、高耐熱性を得ることが提案されている（特許文献３参照）。

更に、特許文献４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、スリッターした条の蛇行、スタンピ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。
特開２００３−９６５２６号公報（全文） 特開２００４−９１８９５号公報（全文） 特開２００５−１３９５０１号公報（全文） 特開２００２−３３９０２８号公報（全文）

しかし、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２、３の技術や、あるいは目的が異なる特許文献４の技術でも、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。

即ち、先ず、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かもしれない。

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メッ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、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ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。

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

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、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。

こ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って、板表面の（２００）面からのＸ線回折強度Ｉ（２００）と（２２０）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下であることとする。

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。

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１５０Ｈｖ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、高強度な割りには導電率が比較的高いという意味である。

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％含有しても良い。

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。

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。

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しい。

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。

本発明で、上記Ｘ線回折強度比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）を０．３以下としているのは、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。

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４は、Ｉ（２００）／Ｉ（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４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。

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。

（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（２２０）から面のＸ線回折強度Ｉ（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）／Ｉ（２２０）から求めることができる。

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。

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）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下、好ましくは０．２５以下であることとする。

これによって、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。

これに対して、Ｉ（２００）／Ｉ（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４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。

(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、硬さが１５０Ｈｖ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、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。

（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く、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メッキ性が低下する。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。

（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く、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。

（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く、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％の範囲から選択する。

（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％の範囲から選択して含有させることとする。

（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く、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。

（Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、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、所望の効果か得られない。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く、導電率の低下も激しく、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。

（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。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。

(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。

即ち、先ず、上記好ましい成分組成に調整した銅合金溶湯を鋳造する。そして、鋳塊を面削後、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。

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。

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℃の範囲から選択される。

（最終冷間圧延）
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）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（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２００ｍ／ｍｉｎ以上に大きくするか、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。

これによって、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、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、上記Ｘ線回折強度比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）を０．３以下とでき、優れた耐熱性を得ることができる。

一方、最終冷間圧延における圧延速度は小さ過ぎる、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Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）を０．３以下とできなくなる。

また、前記スタンピング加工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８０ｍｍφ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か、組み合わせて使用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。また、１パス当たりの圧下率は５０％を超える必要は無く、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。

（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℃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℃×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、最終焼鈍の低温化によって、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。

焼鈍温度が１００℃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、最終冷延後の状態からほとんど変化しない可能性が高い。逆に、焼鈍温度が４００℃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、プレス打ち抜き性や強度が低下する可能性が高い。

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（シェア硬さ）を変えて、種々の板表面の上記Ｘ線回折強度比Ｉ（２００）／Ｉ（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℃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１に示す。

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、半連続鋳造法で造塊して、厚さ７０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を得た。各鋳塊を表面を面削して加熱後、９５０℃の温度で熱間圧延を行って厚さ１６ｍｍの板とし、７５０℃以上の温度から水中に急冷した。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い、次いで３５０℃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化に対応した厚さ０．１５ｍｍの銅合金板を得た。

最終冷間圧延の圧延速度、ロールの硬さ（シェア硬さ）を表１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。

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、Ｔｅ、Ｂ、ミッシュメタルの含有量は、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。

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％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。

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１に各々示す。

（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（２θ）30°〜115°の条件で、板表面の（２００）面からのＸ線回折強度Ｉ（２００）と（２２０）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）とを測定し、これらのＸ線回折強度比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）を求めた。測定は２箇所行い、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）はそれらの平均値とした。

（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。

（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×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。

（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℃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×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の荷重を加えて行った。

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、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）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下である。

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℃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。

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Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が上限０．３を大きく超えている。この結果、強度レベルが低く、５００℃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。

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Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下であるものの、この結果、強度レベルが低く、５００℃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。

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が、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）／Ｉ（２２０）が０．３以下であり、耐熱性と導電率が著しく低い。

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が、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）／Ｉ（２２０）が０．３以下であるものの、強度レベルが低く、５００℃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。

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Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下であり、耐熱性と導電率が著しく低い。

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Ｉ（２００）／Ｉ（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。

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、耐熱性にも優れ、これら特性を両立（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、小型化及び軽量化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、スイッチ、リレーなどの、高強度化と耐熱性とが要求される用途に適用することができる。

Claims (9)

1. 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（２００）面からのＸ線回折強度Ｉ（２００）と（２２０）から面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．３以下であることを特徴とする耐熱性に優れ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：０．００５〜５．０％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. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．００５〜３．０％を含有する請求項１または２に記載の電気電子部品用銅合金板。
4. 前記銅合金板の引張強度が５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金板。
5. 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４のいずれか１項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、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％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、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％以下とした請求項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. 前記銅合金板が半導体リードフレーム用である請求項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。