JP2006083465A - 曲げ加工性を備えた電気電子部品用銅合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】 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を目的とする。
【解決手段】 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以下とし、高強度高導電率化と曲げ加工性とを両立させる。
【選択図】 なし

Description

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。

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。

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、スイッチ、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。

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元素を添加したりしていた。しかし、これらの元素量を増加させると、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。

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０．２μｍ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いる（特許文献１参照）。

ところで、リードフレーム、端子、コネクタ、スイッチ、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、厳しい曲げ加工に耐える優れた曲げ加工性が要求されてきている。

しかしながら、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。

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、冷間圧延の強加工による加工硬化量の増大が必須となってきている。

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加工に対し、曲げ加工性を十分に向上させることができない。

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、（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）／Ｉ（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）／Ｄ（Ｓ方位）が０．１以上５以下であることが提案されている。
また、特許文献５では、銅合金板の、（２００）面のＸ線回折強度Ｉ（２００）と（３１１）面のＸ線回折強度Ｉ（３１１）との和と、（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、〔Ｉ（２００）＋Ｉ（３１１）〕／Ｉ（２２０）が０．４以上であることが提案されている。
特開平２０００−１７８６７０号公報 (特許請求の範囲) 特開平６−２３５０３５号公報 (特許請求の範囲) 特開２００１−２７９３４７号公報 (特許請求の範囲) 特開２００２−３３９０２８号公報 (特許請求の範囲、段落0020〜0030) 特開２０００−３２８１５７号公報 (特許請求の範囲、実施例)

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（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）または、Ｃｕｂｅ方位の方位密度：Ｄ（Ｃｕｂｅ方位）、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）／Ｄ（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Ｉ（２００）と（３１１）面のＸ線回折強度Ｉ（３１１）との和と、（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、〔Ｉ（２００）＋Ｉ（３１１）〕／Ｉ（２２０）が０．４以上としても、曲げ加工性を向上させることができる。

しかし、特許文献４の改良された銅合金板においても、銅合金板の硬さは最大で１５０Ｈｖ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、特に曲げ加工性は低下する。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１５０Ｈｖ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。

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である。

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。

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。

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。

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。

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。

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＜ＤＥＦ＞で表現される。かかる表現に基づき、各方位は下記の如く表現される。

Cube方位 ｛００１｝＜１００＞
Goss方位 ｛０１１｝＜１００＞
Rotated-Goss方位 ｛０１１｝＜０１１＞
Brass 方位（Ｂ方位） ｛０１１｝＜２１１＞
Copper方位（Cu方位） ｛１１２｝＜１１１＞
（若しくはＤ方位｛4 4 11｝＜11 11 8 ＞
Ｓ方位 ｛１２３｝＜６３４＞
Ｂ／Ｇ方位 ｛０１１｝＜５１１＞
Ｂ／Ｓ方位 ｛１６８｝＜２１１＞
Ｐ方位 ｛０１１｝＜１１１＞

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（β−ｆｉｂｅｒ）で存在している。

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、曲げなどの加工性が変化する。

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、曲げ加工性の向上と安定化とを達成しようとしている。これは、半導体リードフレーム用途におけるスタンピング加工等の曲げ加工の際に、変形中に均一変形させることを狙いとしている。

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、前述の如きスタンピング加工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いる。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。

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加工性を向上させることができない。

即ち、先ず、上記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、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。

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。

しかし、一方で、Ｂ方位の方位分布密度が大きい、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、曲げ加工性は低下する。これに対して、Ｂ方位の方位分布密度を小さく、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。

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。

（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。

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、長島晋一編著「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。

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(Scanning Electron Microscopy)-ECP(Electron Chaneling Pattern) 法、或いは、SEM-EBSP〔Electron Back Scattering(Scattered) Pattern 、若しくはEBSD(Diffraction) 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。

なお、これらの方位分布は板厚方向に変化しているため、板厚方向に何点か任意にとっ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。

（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。

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。

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Cube方位など他の方位に比して、Ｃｕ方位、Ｂ方位とＳ方位の発達の曲げ加工性への影響が格段に大きい。

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。

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。これによって、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。

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。

(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。

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。

（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、導電率が低下しやすく、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。

（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く、熱間加工性が低下する。したがって、Ｐの含有量は０．０１〜０．３％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０．００５〜３．０％とする。

（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く、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曲げ加工性を低下させるだけでなく、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。

（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曲げ加工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。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。

（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。

(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。

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。

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。

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℃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。

（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 (オロワン機構による導入転位の高堆積化) を行なう。但し、これによって、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。

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。

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Ｃｕ方位の方位分布密度の和が１０未満となりやすく、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。

（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℃×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、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。

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。このため、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℃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。

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。

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。

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、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。

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（℃×分）を表１、２に各々示す。

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。

上記プレス成形性試験は、曲げ加工性改善によって、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いないかを確認するためである。

（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 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、(200) 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。

（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。

（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Ｒ／ｔにて評価した。Ｒ／ｔの値が０の場合は最小曲げ半径Ｒが０である１８０°密着曲げが可能であることを意味する。Ｒ／ｔの値が小さい方が曲げ性に優れ、Ｒ／ｔ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。

なお、この曲げ加工性の評価は、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。

（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３μｍ以下のものをプレス成形性が優れるとして○、ばり高さが３〜６μｍのものを△、ばり高さが６μｍを超えるものをプレス成形性が劣るとして×、と各々評価した。

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１〜７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（℃×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。

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、曲げ加工性に優れている。しかも、他の重要な特性であるプレス成形性を低下させていない。

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、硬さが低く、導電率も低く、高強度、高導電率化が達成できていない。

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、導電率が著しく低く、曲げ加工性も劣っている。

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、硬さが低く、導電率も低く、高強度、高導電率化が達成できていない。

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、導電率が著しく低く、曲げ加工性も劣っている。

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。

比較例１３の銅合金は本発明組成内の銅合金であるが、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。

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。

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。

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。

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、曲げ加工性が著しく劣る。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。

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（℃×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。

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、曲げ加工性に優れている。しかも、他の重要な特性であるプレス成形性を低下させていない。

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（℃×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、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。

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、曲げ加工性に優れている。しかも、他の重要な特性であるプレス成形性を低下させていない。

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く、曲げ加工性も劣っている。

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く、曲げ加工性も劣っている。

比較例２７の銅合金は本発明組成内の銅合金であるが、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。

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。

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。

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 (11)

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％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９のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金板。
11. 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のいずれか１項に記載の電気電子部品用銅合金板。