專利名稱：電氣電子部件用銅合金板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及(1)高強(qiáng)度且為了處理封裝裂縫及剝離問題而提高了氧化膜密合性的Cu—Fe—P系銅合金板、(2)高強(qiáng)度且具備優(yōu)良的彎曲加工性的Cu—Fe—P系銅合金板、(3)高強(qiáng)度且在沖壓加工時的沖壓性優(yōu)良的Cu—Fe—P系銅合金板、以及(4)高強(qiáng)度且鍍敷性優(yōu)良的Cu—Fe—P系銅合金板。本發(fā)明的銅合金板，適合作為半導(dǎo)體裝置用引線架的原材料，除半導(dǎo)體裝置用引線架之外，還適合作為其它的半導(dǎo)體部件、印刷線路板等的電氣·電子部件材料、開關(guān)部件、母線、端子·連接器等機(jī)構(gòu)部件等各種電氣電子部件使用。但在以下的說明中，作為代表性的用途，是以在半導(dǎo)體部件即引線架所使用的情況為中心進(jìn)行說明的。

背景技術(shù)：
以往，作為半導(dǎo)體引線架用銅合金板，通常廣泛使用含有Fe和P的Cu—Fe—P系的銅合金板。作為這些Cu—Fe—P系的銅合金板，例如可例示含有Fe0.05～0.15％、P0.025～0.040％的銅合金(C19210合金)及含有Fe2.1～2.6％、P0.015～0.15％、Zn0.05～0.20％的銅合金(CDA194合金)。這些Cu—Fe—P系的銅合金，若在銅母相中析出Fe—P等的金屬間化合物，則即使在銅合金中，強(qiáng)度、導(dǎo)電性及熱傳導(dǎo)性優(yōu)良，因而作為國際標(biāo)準(zhǔn)合金而得到廣泛使用。
近年來，隨著電子設(shè)備所使用的半導(dǎo)體裝置的大容量化、小型化、高性能化，而推進(jìn)了半導(dǎo)體裝置所使用的引線架設(shè)為小剖面面積，要求更高的強(qiáng)度、導(dǎo)電性、熱傳導(dǎo)性。與此相伴隨，還要求這些半導(dǎo)體裝置所使用的引線架中使用的銅合金板，有更進(jìn)一步的高強(qiáng)度化、熱傳導(dǎo)性。
另一方面，由于用熱硬化性樹脂來密封半導(dǎo)體芯片的封裝其經(jīng)濟(jì)性和批量生產(chǎn)性優(yōu)良，因而半導(dǎo)體器件的塑料封裝已成為主流。這些封裝隨著最近的電子部件的小型化的要求而日益薄型化。
在這些封裝的安裝中，使用Ag膏將半導(dǎo)體芯片加熱粘結(jié)于引線架，或者通過Au、Ag等的鍍敷層進(jìn)行軟釬焊或進(jìn)行Ag硬釬焊。而且，然后進(jìn)行樹脂密封，在進(jìn)行了樹脂密封之后，通常在外引線上進(jìn)行鍍敷的外包裝。
與這些封裝的可靠性有關(guān)的最大的課題是在表面安裝時產(chǎn)生的封裝裂縫及剝離的問題。封裝的剝離是對半導(dǎo)體封裝進(jìn)行了組裝之后，在樹脂和焊盤(引線架的裝載半導(dǎo)體芯片的部分)的密合性降低的情況下因以后的加熱處理時的熱應(yīng)力而產(chǎn)生的。
與此相對，封裝裂縫在對半導(dǎo)體封裝進(jìn)行組裝之后，由于注塑樹脂從大氣中吸濕，因而若在以后的表面安裝的加熱中使水分氣化，在封裝內(nèi)部存在裂縫，則水蒸氣聚集在剝離面而作為內(nèi)壓起作用。因該內(nèi)壓或者在封裝上產(chǎn)生膨脹，或者使樹脂不耐內(nèi)壓而產(chǎn)生裂縫。由于若在表面安裝后的封裝內(nèi)產(chǎn)生裂縫則使水分及雜質(zhì)進(jìn)入而腐蝕芯片，因而危害作為半導(dǎo)體的功能。另外，因封裝膨脹而造成外觀不良失去商品價值。近年來，隨著上述封裝的薄型化的進(jìn)展，這樣的封裝裂縫及剝離的問題尤為明顯。
在此，封裝裂縫及剝離的問題是因樹脂和焊盤的密合性不良而引起的，但對樹脂和焊盤的密合性帶來的最大影響的，是引線架母材的氧化膜。引線架母材因板的制造及引線架制作而經(jīng)過各種加熱工序。因此，在鍍Ag前，在母材的表面形成有數(shù)十～數(shù)百納米厚的氧化膜。由于在焊盤的表面經(jīng)由該氧化膜使銅合金板和樹脂相接，因而，與該氧化膜的引線架母材的剝離當(dāng)然會造成樹脂和焊盤的剝離，使在因線板母材的樹脂的密合性明顯降低。
因此，封裝裂縫及剝離這一問題與和該氧化膜的引線架的密合性有關(guān)。因此，對于作為引線架母材的進(jìn)行了上述高強(qiáng)度化的Cu—Fe—P系的銅合金板，要求形成于表面的氧化膜的密合性經(jīng)過各種加熱工序仍舊很高。
而且，為了提高生產(chǎn)效率及高效化，在用于銅合金板及引線架的制作的各種上述加熱工序中的加熱溫度，正日益高溫化。例如，在引線架制作工序中，要求在更高溫度·短時間進(jìn)行在沖壓加工后等的加熱處理。隨著這樣的加熱溫度的高溫，存在生成于引線架母材的氧化膜因疏密化等問題，比起以往的用低溫加熱生成的氧化膜，更容易與引線架母材剝離這一新問題。
盡管數(shù)量少但以前還是有提案提出提高氧化膜密合性的問題。例如，專利文獻(xiàn)1中提出的是控制銅合金表層的結(jié)晶定向。即，專利文獻(xiàn)1提出，在用引線架母材銅合金的XRD的薄膜法進(jìn)行的外表層的結(jié)晶定向中，將相對于{111}峰值強(qiáng)度的{100}峰值強(qiáng)度比設(shè)為0.04以下，以提高氧化膜密合性。另外，在該專利文獻(xiàn)1中，雖然包含所謂的引線架母材銅合金，但實際例示的Cu—Fe—P系銅合金只是一種Fe的含量多達(dá)2.4％以上的Cu—Fe—P系銅合金。
另外，專利文獻(xiàn)2、3中著眼于Cu—Fe—P系銅合金板的表面粗糙度，提出通過將表面粗糙度測定中的中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下，最大高度Rmax設(shè)為1.5μm以下，以提高氧化膜密合性。具體而言，在該專利文獻(xiàn)2、3中，這些表面粗糙度的控制是通過冷軋的軋制輥的種類(表面粗糙度)來進(jìn)行控制的。
另外，近年來，隨著Cu—Fe—P系銅合金的用途擴(kuò)大及電氣、電子設(shè)備的輕量化、薄型化、小型化等，也要求這些銅合金有更高的強(qiáng)度及導(dǎo)電性、優(yōu)良的彎曲加工性。作為這樣的彎曲加工性，要求有可進(jìn)行成疊彎曲或者局部沖裁后的90°等嚴(yán)格的彎曲加工的特性。
與此相對，以往，公知通過使晶粒微細(xì)化或者對晶體·析出物的分散狀態(tài)進(jìn)行控制，可以在一定程度上提高彎曲加工性(參照專利文獻(xiàn)4、5)。
另外，在Cu—Fe—P系合金中，為了提高彎曲加工性等諸特性，還有提案提出對集合組織進(jìn)行控制。具體而言，提案提出或者銅合金板的(200)面的X射線衍射強(qiáng)度I(200)晶面和(220)晶面的X射線衍射強(qiáng)度I(220)之比即I(200)/I(220)為0.5以上10以下，或者Cube方位的方位密度D(Cube方位)為1以上50以下，或者Cube方位的方位密度D(Cube方位)和S方位的方位密度D(S方位)之比，即D(Cube方位)/D(S方位)為0.1以上5以下(參照專利文獻(xiàn)6)。
再者，還有提案提出，銅合金板的(200)晶面的X射線衍射強(qiáng)度I(200)和(311)面的X射線衍射強(qiáng)度I(311)之和與(220)晶面的X射線衍射強(qiáng)度I(220)之比，即[I(200)+I(311)]/I(220)為0.4以上(參照專利文獻(xiàn)7)。
另一方面，對這些進(jìn)行了高強(qiáng)度化的銅合金板還要求在進(jìn)行了上述小橫截面化的引線架的加工性。具體而言，為了對銅合金板的引線架進(jìn)行沖壓加工，要求銅合金板具有優(yōu)良的沖裁性。該要求不論是引線架之外的用途，還是對銅合金板進(jìn)行沖壓加工的用途都是一樣的。
在Cu—Fe—P系銅合金板中，以往，提高沖壓性的方法廣泛使用對Pb、Ca等的微量添加及使構(gòu)成斷裂的起點的化合物分散等的化學(xué)成分進(jìn)行控制的方法、對晶粒粒徑等進(jìn)行控制的方法。
但是，這些方法存在或者控制自身較為困難，或者引起其它特性的劣化，或者因此而使制造成本上升等問題。
與此相對，有提案著眼于Cu—Fe—P系銅合金板的組織，提高沖壓性及彎曲加工性的技術(shù)。例如，專利文獻(xiàn)8公開的技術(shù)是，含有Fe0.005～0.5wt％、P0.005～0.2wt％，根據(jù)需要還含有Zn0.01～10wt％、Sn0.01～5wt％中的一方或者雙方，余量為由Cu和不可避免的雜質(zhì)組成的Cu—Fe—P系銅合金板。而且，專利文獻(xiàn)8，通過控制該銅合金板的結(jié)晶方位的集成度來提高沖壓性(參照專利文獻(xiàn)8)。
更具體地說，專利文獻(xiàn)8中，該集成度控制利用的是，隨著使銅合金板進(jìn)行再結(jié)晶、增大組織的晶體粒徑，而增加對板表面的{200}、{311}面的集成比例，若進(jìn)行軋制則增加{220}面的集成比例。而且，其特征在于，相對于{200}、{311}面，增加的板表面的{220}面的集成比例來提高沖壓性。更具體地說，就是在設(shè)來自在該表面的{200}面的X射線衍射強(qiáng)度為I[200]、設(shè)來自{311}面的X射線衍射強(qiáng)度為I[311]、設(shè)來自{220}面的X射線衍射強(qiáng)度為I[220]時，做成滿足關(guān)系式[I[200]+I[311]]/I[220]<0.4。
另外，上述專利文獻(xiàn)6及專利文獻(xiàn)7中也公示了提高沖壓性的銅合金板)參照專利文獻(xiàn)6、7)。
再者，專利文獻(xiàn)9提出，為了提高Cu—Fe—P系銅合金板的彎曲性而將I(200)/I(110)設(shè)為1.5以下(參照專利文獻(xiàn)9)。
另外，公知還有其它的銅合金系，但為了提高Cu—Ni—Si系銅合金(鋼鎳硅合金)板的彎曲加工性，而將銅合金板的拉伸特性中的均勻伸長率和總伸長率之比做成0.5以上(參照專利文獻(xiàn)10)。
另外，這些進(jìn)行了高強(qiáng)度化的銅合金板，在實施了沖壓機(jī)沖裁加工(沖壓加工)、彎曲加工等之后，再實施Ag等的鍍敷做成半導(dǎo)體引線架。
但是，在該Ag等的鍍敷表面，有時部分(局部)發(fā)生在圖3(附圖代用的SEM照片，放大500倍)上用箭頭所示的點這樣的用顯微鏡觀察作為鍍敷層的突起的鍍敷異常析出。若發(fā)生該鍍敷的異常析出，則將招致焊接不良等而不能作為半導(dǎo)體引線架使用。
該鍍敷的異常析出當(dāng)然既不會在鍍敷表面的整個面上發(fā)生，也不會在每個制作的半導(dǎo)體引線架上大量產(chǎn)生。但是，通過半導(dǎo)體引線架的高效率的大批量生產(chǎn)線，在所制作的半導(dǎo)體引線架上，例如即使發(fā)生個數(shù)是僅有的ppm級，在發(fā)生鍍敷的異常析出的情況下，也難以避免對生產(chǎn)線的生產(chǎn)速度及生產(chǎn)效率的重大影響。
現(xiàn)在據(jù)推測，該鍍敷的異常析出是在鑄造·熔化工序生成的粗晶的夾雜物(氧化物及結(jié)晶物)在最終產(chǎn)品板表面的殘存及由氫引起的粗晶的通孔等表面缺陷的原因。在異常析出有鍍敷的鍍敷部分正下方的最終產(chǎn)品板表面上，大多數(shù)情況下，存在、殘存有由粗晶的夾雜物(氧化物及結(jié)晶物)或者氫引起的粗晶的通孔等表面缺陷。
在鑄造·熔化工序階段難以避免這種Cu—Fe—P系銅合金中含有一定程度的氫及氧等，在熔化·鑄造工序生成的粗晶的夾雜物(氧化物及結(jié)晶物)殘存至最終產(chǎn)品，就難以避免由氫引起的通孔作為表面缺陷出現(xiàn)。
用于半導(dǎo)體引線架用銅合金的高強(qiáng)度化及沖壓性、彎曲加工性等的高成形性化的提案以往已提出很多。但是，幾乎沒有提出對半導(dǎo)體引線架用銅合金的鍍敷性，特別是對Cu—Fe—P系銅合金中的鍍敷性，而且對上述鍍敷的異常析出進(jìn)行改良的技術(shù)。
其中，有提案提出在銅合金板中含有Fe1.5～2.3重量％或者P0.015～0.045重量％和比較多地含有Fe、P，以提高鍍敷性的技術(shù)(專利文獻(xiàn)11)。另外，專利文獻(xiàn)11還提出使C達(dá)到10～100ppm和比較多地含有之以防止晶界裂紋設(shè)為技術(shù)。
專利文獻(xiàn)1日本國特開2001—244400號公報 專利文獻(xiàn)2日本國特開平2—122035號公報 專利文獻(xiàn)3日本國特開平2—145734號公報 專利文獻(xiàn)4日本國特開平6—235035號公報 專利文獻(xiàn)5日本國特開2001—279347號公報 專利文獻(xiàn)6日本國特開2002—339028號公報 專利文獻(xiàn)7日本國特開2000—328157號公報 專利文獻(xiàn)8日本國特開2000—328158號公報 專利文獻(xiàn)9日本國特開2006—63431號公報 專利文獻(xiàn)10日本國特開2002—266042號公報 專利文獻(xiàn)11美國專利2962139號公報 但是，這些現(xiàn)有技術(shù)中，還達(dá)不到本發(fā)明提出的保障高水平的氧化膜密合性。即，不能綜合處理在高溫的加熱溫度下生成的引線架母材表面的氧化膜更容易與引線架母材產(chǎn)生剝離這一新的問題。
首先，專利文獻(xiàn)1中的Cu—Fe—P系銅合金實質(zhì)上的Fe的含量，如上所述，最低也多達(dá)超過2.4質(zhì)量％。在這一點上，專利文獻(xiàn)1的技術(shù)在Fe含量多的Cu—Fe—P系銅合金的氧化膜密合性提高方面也許的確有效。實際上，在專利文獻(xiàn)1中，已經(jīng)將Fe含量為2.41％的實施例1的Cu—Fe—P系銅合金的氧化膜密合性在氧化膜的剝離極限溫度下，提高至633K(360℃)。
但是，若Fe含量多達(dá)超過2.4質(zhì)量％，則在高溫的加熱溫度下生成的引線架母材表面的氧化膜變得更易于與引線架母材剝離。另外，還產(chǎn)生不僅使導(dǎo)電性的材料特性而且使鑄造性等生產(chǎn)性明顯降低的其它問題。
另外，由于過分提高導(dǎo)電率，還存在例如若增加上述析出粒子的析出量，則將招致析出粒子的生長·粗大化，降低強(qiáng)度及耐熱性的問題。換言之，專利文獻(xiàn)1的技術(shù)不能兼?zhèn)鋵u—Fe—P系銅合金所要求的高強(qiáng)度及氧化膜密合性。
因此，通過將Fe含量實質(zhì)上降低到0.5％以下的組成，即使將該專利文獻(xiàn)1的技術(shù)直接應(yīng)用于進(jìn)行了高強(qiáng)度化的Cu—Fe—P系銅合金，也不能得到對上述的引線架等所要求的氧化膜密合性。
另外，如專利文獻(xiàn)2、3所述，在將上述中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下，將最大高度Rmax設(shè)為1.5μm以下的情況下，與表面粗糙度比此大的Cu—Fe—P系銅合金板相比，的確提高了氧化膜密合性。
但是，根據(jù)本發(fā)明者們的發(fā)現(xiàn)，對于在上述的本發(fā)明作為目的的在更高溫下的加熱而生成的氧化膜的氧化膜密合性，如下所述，即使在將相同(相等)的中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下以及將最大高度Rmax設(shè)為1.5μm的情況下，還是會意外地在氧化膜密合性能上產(chǎn)生大的差異。
這表示中心線平均粗糙度Ra及最大高度Rmax之外的要素(要因)有很大的關(guān)系。而且，該情況意味著，只要不控制該要素(要因)，就不能提高在本發(fā)明中作為目的的在更高溫度下生成的氧化膜的氧化膜密合性。
另外，在迄今為止的銅合金高強(qiáng)度化的方法即添加Sn及Mg的固溶強(qiáng)化元素及冷軋的加工效率增加的由強(qiáng)加工帶來的加工硬化量增大中，勢必會隨著彎曲加工性的劣化，難以使必要的強(qiáng)度和彎曲加工性并存。但是，為了得到可適應(yīng)近年的電氣、電子零件的上述輕薄短小化的諸如拉伸強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度Cu—Fe—P系合金，必須增大由這樣的冷軋的強(qiáng)加工帶來的加工硬化量。
對于這樣的高強(qiáng)度Cu—Fe—P系合金，只用上述專利文獻(xiàn)4、5等的晶粒細(xì)化及結(jié)晶·析出物的分散狀態(tài)控制等組織控制方法，還有上述專利文獻(xiàn)6、7等的集合組織的控制方法，相對于上述成疊彎曲或者局部沖裁后的90°彎曲等嚴(yán)格的彎曲加工，不能充分提高彎曲加工性。
另外，上述的專利文獻(xiàn)6及8中，增加對板表面的{220}面及{200}面的集成比例以提高沖壓性。通過增加這些特定面的集成比例，確實提高了Cu—Fe—P系銅合金板的沖壓性。
但是，上述引線架的小橫斷面化越來越先進(jìn)，引線寬(0.5mm→0.3mm)及板厚(0.25mm→0.15mm)也變得越來越小，對進(jìn)行了高強(qiáng)度化的Cu—Fe—P系銅合金板的沖壓加工時的沖壓加工性提高的要求變得更加嚴(yán)格。因此，如上述專利文獻(xiàn)6及8那樣的由組織的集成比例控制帶來的沖壓加工性提高效果，還不能滿足該要求的沖壓性。
另外，如上述的專利文獻(xiàn)10那樣的銅合金板的彎曲加工性的提高方法中，不能提高所要求的沖壓性。在專利文獻(xiàn)10作為對象的是0.2％屈服應(yīng)力為800MPa水平、導(dǎo)電率為40％IACS水平的Cu—Ni—Si系銅合金(銅鎳硅合金)，與本發(fā)明的Cu—Fe—P系銅合金，合金系及特性完全不同。另外，所謂彎曲加工性和沖壓性是機(jī)理完全不同的特性，如專利文獻(xiàn)10那樣，在設(shè)均勻伸長率和總伸長率之比為0.5以上的情況下，如后所述，將會降低本發(fā)明的Cu—Fe—P系銅合金的沖壓性。
另外，如專利文獻(xiàn)11，在含有Fe、P較多的情況下，由于在鑄造·熔化工序生成的粗晶的夾雜物(氧化物及結(jié)晶物)的量也比較多，而使它們大量殘留于最終成品板表面，因而反倒誘發(fā)上述的鍍敷的異常析出。
另外，在專利文獻(xiàn)11中，沒有將由作為上述的鍍敷的異常析出的原因的氫引起的通孔等表面缺陷作為問題，因而不可能能防止由此引起的鍍敷的異常析出。
再者，在專利文獻(xiàn)11中，在銅板的制造工序，在熔融金屬流體內(nèi)添加Fe—C母合金，做成含C多達(dá)10～100ppm。但是，C非常易于散逸，由于在添加到熔融金屬的瞬間就進(jìn)行散逸，因而通常很難使熔融金屬含有C為10ppm以上。另外，如下所述，根據(jù)本發(fā)明者們的發(fā)現(xiàn)，在Cu—Fe—P系銅合金中，在大量含有C的情況下，反倒促進(jìn)了鍍敷的異常析出。
因此，對于防止上述的鍍敷的異常析出有效的技術(shù)，迄今為止還幾乎沒有提出。因此，為了防止上述的鍍敷的異常析出，包括Cu—Fe—P系銅合金，一般在鑄造·熔化工序等，就要更積極地降低作為鍍敷的異常析出的原因的氫及氧等的含量。
但是，在銅板的制造工序特別是在鑄造·熔化工序等中，將氫及氧等的含量更積極地將至極微量，即使在銅板的制造工序也將成為提升制造成本、降低生產(chǎn)效率的主要原因。因此，Cu—Fe—P系銅合金，在鑄造·熔化工序階段，難以避免含有一定程度的氫及氧等。
因此，Cu—Fe—P系銅合金中，在熔化·鑄造工序生成的粗晶的夾雜物(氧化物及結(jié)晶物)將殘存至成品板，難以避免由氫引起的通孔作為表面缺陷出現(xiàn)。
因此，在鑄造·熔化工序階段，即使含有一定程度的氫及氧等，也要求可以防止上述的鍍敷的異常析出那樣的Cu—Fe—P系銅合金板。


發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是為了解決這樣的課題而設(shè)立的，其目的在于，提供一種Cu—Fe—P系銅合金板，使高強(qiáng)度化和因更高溫度下的加熱而生成的氧化膜優(yōu)良的氧化膜密合性并存。
另外，本發(fā)明的另一目的在于，提供一種兼?zhèn)涓邚?qiáng)度及優(yōu)良的彎曲加工性的Cu—Fe—P系銅合金板。
另外，本發(fā)明的另一目的在于，提供一種使高強(qiáng)度化和沖壓性并存的Cu—Fe—P系銅合金板。
本發(fā)明的另一目的在于，提供一種使高強(qiáng)度化和防止鍍敷的異常析出的有理鍍敷性并存的Cu—Fe—P系銅合金板。
為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板的要旨在于，以質(zhì)量％計分別含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，以JIS B0601法為基準(zhǔn)的對該銅合金板的表面粗糙度測定中的中心線平均粗糙度Ra為0.2μm以下，最大高度Rmax為1.5μm以下，且，粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku為5.0以下。
優(yōu)選的是，本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板中，相對于上述銅合金板的軋制方向為平行方向的r值為0.3以上。
優(yōu)選的是，本發(fā)明的電氣電子用銅合金板中，上述銅合金板的通過采用相對于軋制方向正交的板寬方向作為長度方向的試驗片的拉伸試驗求出的拉伸彈性模量超過120GPa，并且，均勻伸長率和總伸長率之比即均勻伸長率/總伸長率不足0.50。
優(yōu)選的是，本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板中，上述銅合金板還含有C3～15ppm，且分別限制為O40ppm以下、H1.0ppm以下。
本發(fā)明的銅合金板，為實現(xiàn)高強(qiáng)度，以質(zhì)量％計也可以還含有0.005～5.0％的Sn，或者為了軟釬料及鍍Sn的耐熱剝離性改善，以質(zhì)量％計也可以還含有0.005～3.0％的Zn。
優(yōu)選的是，本發(fā)明的銅合金板中，分別限制為S20ppm以下、Pb20ppm以下。
優(yōu)選的是，本發(fā)明的銅合金板中，拉伸強(qiáng)度為500MPa以上，硬度為150Hv以上。
本發(fā)明的銅合金板，以質(zhì)量％計也可以還含有Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上，合計為0.0001～1.0％。
本發(fā)明的銅合金板，以質(zhì)量％計還含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上，合計為0.001～1.0％。
本發(fā)明的銅合金板，以質(zhì)量％計也可以還含有合計為0.0001～1.0％的Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上，和合計為0.001～1.0％的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上，并且，將這些含有的元素的合計含量設(shè)為1.0％以下。
優(yōu)選的是，本發(fā)明銅合金板中，將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、混合稀土金屬的含量按這些元素總體的合計計設(shè)為0.1質(zhì)量％以下。
另外，為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板的要旨在于，以質(zhì)量％計分別含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，拉伸強(qiáng)度為500MPa以上，硬度為150Hv以上，相對于銅合金板的軋制方向為平行方向的r值為0.3以上。
另外，為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板的要旨在于，以質(zhì)量％計分別含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，通過采用相對于軋制方向正交的板寬方向作為長度方向的試驗片的拉伸試驗求出的拉伸彈性模量超過120GPa，并且，均勻伸長率和總伸長率之比即均勻伸長率/總伸長率不足0.50。
另外，為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板的要旨在于，以質(zhì)量％計分別含有Fe0.01～0.5％、P0.01～0.15％、C3～15ppm，且分別限制為O40ppm以下、H1.0ppm以下。
本發(fā)明銅合金板可適合各種各樣的電氣電子部件用，特別優(yōu)選使用于半導(dǎo)體部件即半導(dǎo)體引線架用途。
本發(fā)明銅合金板作為高強(qiáng)度化的目標(biāo)，將拉伸強(qiáng)度設(shè)為500MPa以上，將硬度設(shè)為150Hv以上。另外，銅合金板的導(dǎo)電率與板的強(qiáng)度相互關(guān)聯(lián)，在本發(fā)明中，雖然越是高強(qiáng)度導(dǎo)電率勢必越低，但不妨礙實用化。因此，在本發(fā)明中所說的高導(dǎo)電率，其含義是按照高強(qiáng)度的比例導(dǎo)電率為比較高的程度。
在本發(fā)明中，對高強(qiáng)度且具有在更高溫度下的加熱生成的氧化膜的Cu—Fe—P系銅合金板的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku進(jìn)行控制，以提高氧化膜密合性。
眾所周知，如后述的數(shù)學(xué)公式所示，粗糙度的突出度(峰度值)Rku是由表面粗糙度測定的JIS B0601定義的，表示表面粗糙度的凹凸(擺線發(fā)生圓彎曲曲線Z(x)的曲線)的突出度狀況。
例如圖1(a)所示，在Rku高達(dá)超過5.0的情況下，表面粗糙度的凹凸曲線(擺線發(fā)生圓彎曲曲線Z(x)的曲線)為尖的或者陡的曲線。與此相對，如圖1(b)所示，以本發(fā)明的方式在Rku小到5.0以下的情況下，表面粗糙度的凹凸曲線(擺線發(fā)生圓彎曲曲線Z(x)的曲線)為比較圓的或者平滑的曲線。
根據(jù)本發(fā)明者們的發(fā)現(xiàn)，這樣將Rku設(shè)為5.0以下，就會使表面粗糙度的凹凸曲線(擺線發(fā)生圓彎曲曲線Z(x)的曲線)成為比較圓的或者平滑的曲線，而另一方面，則可以提高Cu—Fe—P系銅合金板在更高溫度下的加熱生成的氧化膜的氧化膜密合性。
在此，也可以認(rèn)為倒是如Rku超過5.0的圖1(a)那樣的表面粗糙度的凹凸為尖的或者陡的曲線的情況發(fā)揮了粘固效應(yīng)，且提高了氧化膜密合性。在這一點上，為什么如圖1(b)所示的表面粗糙度的凹凸為比較圓的或者平滑的曲線的情況，能夠提高Cu—Fe—P系銅合金板在更高溫度下的因加熱而生成的氧化膜的氧化膜密合性，目前還不清楚。
但是，在本發(fā)明中，不會像現(xiàn)有技術(shù)那樣使Fe的含量變多而產(chǎn)生其它的問題，同時用對具有Cu—Fe—P系組成的銅合金板的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku進(jìn)行控制的簡便的方法，可以提高Cu—Fe—P系銅合金板在更高溫度下的因加熱而生成的氧化膜的氧化膜密合性。
另外，本發(fā)明中的銅合金板的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku是與中心線平均粗糙度Ra及最大高度Rmax相獨立的技術(shù)性要素。即，以上述的現(xiàn)有的專利文獻(xiàn)2、3的方式，即使在將中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下及將最大高度Rku設(shè)為1.5μm以下且對銅合金板表面進(jìn)行了平滑的情況下，也是既有Rku超過5.0的情況，也有Rku變成5.0以下的情況。
換言之，即使在將中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下以及將最大高度Rku設(shè)為1.5μm以下且對銅合金板表面進(jìn)行了平滑的情況下，也并不是必然會使Rku變成5.0以下，也有偏離乃至變得比此更大的可能性。因此，即使在將中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下以及將最大高度Rku設(shè)為1.5μm以下的情況下，銅合金板表面的Rku是否變成5.0以下，若不看實際測定Rku則一切都是未知的。
該事實如后所述，通過下述事實得到證實，即，即使中心線平均粗糙度Ra和最大高度Rku相同，通過粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku，也會對比Cu—Fe—P系銅合金板更高溫度下的加熱而產(chǎn)生的氧化膜的氧化膜密合性產(chǎn)生大的差異。另外，如后所述，從下述事實也證實，在上述的現(xiàn)有的專利文獻(xiàn)2、3那樣的軋制輥的表面粗糙度控制物理性的處理級別上，不可能將Rku控制在5.0以下，進(jìn)行伴隨有化學(xué)蝕刻的洗凈處理之后才可能將Rku控制在5.0以下。
另外，根據(jù)本發(fā)明，將與Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向相對為平行方向的r值設(shè)成上述0.3以上的恒定值以上，即使在拉伸強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度銅合金板，也可以提高彎曲加工性。
在此，眾所周知，在銅以外的鋼板及鋁合金板領(lǐng)域提高r值，即使是高強(qiáng)度的鋼板及鋁合金板，可提高了彎曲加工性。但是，銅合金特別是在Cu—Fe—P系銅合金板，著重于r值來提高彎曲加工性未必是公知的。
如上述的現(xiàn)有技術(shù)所述，該理由是由于推想到，在Cu—Fe—P系銅合金板領(lǐng)域為了提高彎曲加工性，晶粒微細(xì)化及結(jié)晶·析出物的分散狀態(tài)控制，而且結(jié)構(gòu)的控制等銅合金板的結(jié)晶方位分布密度的控制等為主流。另外還推想到，在Cu—Fe—P系銅合金板中，為了提高彎曲加工性，r值以外的要素的影響很大，r值在提高彎曲加工性上未必有效是常識。
如上所述，與其它的鋼鎳硅合金等不同，在固溶強(qiáng)化元素的含量有很大的限度的Cu—Fe—P系銅合金板中，高強(qiáng)度化必然是不得不通過冷軋的增加加工率的強(qiáng)加工的增加加工硬化量來實施。
在冷軋的強(qiáng)加工中，當(dāng)然使晶體粒徑具有在軋制方向大幅度(伸長)伸長的結(jié)晶方位的大的各向異性。因此，特別是已知將使相對于軋制方向為平行方向的彎曲加工性明顯降低。因此，為了提高該彎曲加工性，當(dāng)然控制作為彎曲加工性降低的原因的上述結(jié)晶方位的大的各向異性，即，控制銅合金板的結(jié)晶方位分布密度在從業(yè)者之間成為極為關(guān)心的事情。
但是，這樣的銅合金板的結(jié)晶方位控制，在為了得到所期望的彎曲加工性而將各結(jié)晶方位控制在所期望的分布密度，即實際進(jìn)行制造是非常困難的。
與此相對，在本發(fā)明中，提高Cu—Fe—P系銅合金板的r值，即使是高強(qiáng)度銅合金板也提高了彎曲加工性。r值又被稱為塑性變形比，表示在Cu—Fe—P系銅合金板等材料的拉伸試驗中的材料的板寬和厚度的減少的比例。若與材料的板寬的減少相對的板厚的減少的比例越小則r值越大。由于這一點，與材料的板寬的減少相對的板厚的減少的比例越小彎曲加工性也越好，因而作為Cu—Fe—P系銅合金板等的材料，就成為r值越大越難以斷裂，從而提高了彎曲加工性。
這樣的彎曲加工性和r值的相互關(guān)系乃至結(jié)論，從另一個方面來看，r值如公知的那樣是表示塑性各向異性的指標(biāo)，已經(jīng)證實與上述晶體方位分布密度由密切的關(guān)系。
但是，即使這樣在Cu—Fe—P系銅合金板中例示了彎曲加工性和r至值的關(guān)系，但如上所述，r值實際上是否只是具有提高彎曲加工性的效果則完全是另一個問題。另外，該r值是否只是提高彎曲加工性、是否可以提高也是另一個問題。即，對Cu—Fe—P系銅合金板，提高r值以提高彎曲加工性實際上是未弄清楚的問題。
這一點在本發(fā)明中如后所述，用連續(xù)退火進(jìn)行冷軋后的低溫退火，此時通過對穿引中的板施加合適的張力這一特別的方法(手段)等，將相對于Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向為平行方向的r值設(shè)為0.3以上的恒定值。而且，即使是拉伸強(qiáng)度500MPa以上的高強(qiáng)度銅合金板，也提高了彎曲加工性。
另外，在本發(fā)明中發(fā)現(xiàn)，在將拉伸強(qiáng)度高強(qiáng)度化到500MPa以上的Cu—Fe—P系銅合金板中，不僅專利文獻(xiàn)6及8等的集合組織控制，而且由拉伸試驗求出的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比等拉伸特性對沖壓性也有很大的影響。
通過拉伸試驗求出的拉伸彈性模量越大沖壓性越高。另外，均勻伸長率和總伸長率之比越小，則沖壓性越高。但是，現(xiàn)在還不清楚，在本發(fā)明中所規(guī)定的這些拉伸特性，與Cu—Fe—P系銅合金板的組織即析出物的狀態(tài)(析出物的量及析出物的大小等)或者結(jié)構(gòu)等的明確的相互關(guān)系。因此，在本發(fā)明中，作為提高沖壓性的必要條件，無論定性還是定量都難以對Cu—Fe—P系銅合金板的組織進(jìn)行規(guī)定。
另外，在本發(fā)明中所規(guī)定的這些拉伸特性當(dāng)然受到Cu—Fe—P系銅合金板的成分組成很大的影響，但也受制造方法及條件很大的影響，并非僅取決于成分組成。即，如下所述，在本發(fā)明中所規(guī)定的這些拉伸特性，受到Cu—Fe—P系銅合金板的熱軋前的均質(zhì)化加熱處理或者加熱處理、熱軋后的水冷卻起始溫度、中間退火溫度、最終連續(xù)退火時的穿引速度等制造方法及條件很大影響。
而且，在本發(fā)明中所規(guī)定的這些拉伸特性難以在間歇式最終退火中得到，難以只是用如將板(卷材)一邊連續(xù)地在爐內(nèi)穿引一邊進(jìn)行處理這樣的連續(xù)退火而得到。
因此，在本發(fā)明中，為了保證Cu—Fe—P系銅合金板良好的沖壓性，與成分組成一起，如上所述，通過拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比等拉伸特性，來對Cu—Fe—P系銅合金板進(jìn)行規(guī)定。
本發(fā)明最大的特征在于，在Cu—Fe—P系銅合金板中含有碳(C)，雖然是自然混入的量以上的含量，但作為絕對量是極微量的。
在本發(fā)明中，通過該含有碳的作用，來抑制存在于Cu—Fe—P系銅合金板中的氧(O)、氫(H)的凝集，以增加夾雜物及通孔的起點。而且，使所生成的夾雜物及通孔的尺寸微細(xì)化，防止這些夾雜物及通孔成為上述的鍍敷異常析出的起點(原因)。其結(jié)果是，使Cu—Fe—P系銅合金板中高強(qiáng)度化和防止鍍敷異常析出的優(yōu)良的鍍敷性并存。
但是，為了保證該C的作用效果，與C的含量一起，以Cu—Fe—P系銅合金板的O、H含量的上限為前提進(jìn)行規(guī)定。



圖1是表示在由本發(fā)明所規(guī)定的銅合金板表面粗糙度中的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku的說明圖； 圖2是表示剪切面率的測定方法的說明圖； 圖3是表示鍍敷異常析出的銅合金板表面的附圖代用照片。
符號說明 1銅合金板 2沖壓孔 3切斷部位
具體實施例方式 下面，具體說明作為半導(dǎo)體引線架用等用于滿足必要的特性的本發(fā)明Cu—Fe—P系銅合金板中的各必要條件的意義及實施方式。
<第一實施方式高強(qiáng)度且為了應(yīng)對封裝裂縫及剝離問題而提高了氧化膜密合性的Cu—Fe—P系銅合金板> (表面粗糙度) 在本發(fā)明中，作為Cu—Fe—P系銅合金板的表面粗糙度的前提的必要條件，是在以JIS B0 601法為基準(zhǔn)的表面粗糙度測定中，將中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.2μm以下，以及將最大高度Rmax設(shè)為1.5μm以下。優(yōu)選將中心線平均粗糙度Ra設(shè)為0.1μm以下，以及將最大高度Rmax設(shè)為1.0μm以下。
若中心線平均粗糙度Ra超過0.2μm，或者最大高度Rmax超過1.5μm，則Cu—Fe—P系銅合金板的表面將不是平滑的而是變得粗糙，妨礙引線架所要求的基本特性。即，將妨礙Ag膏等對引線架半導(dǎo)體芯片的的加熱焊接或者鍍Au、Ag等鍍敷及軟釬料或者Ag釬焊等。另外，通過伴隨化學(xué)蝕刻的洗凈處理，將Cu—Fe—P系銅合金板表面的Rku設(shè)為5.0以下的控制也是很困難的。
(Rku) 在本發(fā)明中，根據(jù)上述的前提，為了提高Cu—Fe—P系銅合金板的在更高溫度下的加熱下生成的氧化膜的氧化膜密合性，而作成在以JIS B0601法為基準(zhǔn)的表面粗糙度測定中的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku為5.0以下。Rku超過5.0時，不能提高Cu—Fe—P系銅合金板的在更高溫度下的加熱下生成的氧化膜的氧化膜密合性。優(yōu)選Rku為4.5以下。
在JIS B0601中，粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku以下述數(shù)學(xué)公式的方式被定義為，用二次方均方根Rq的四次方除在測定對象物表面的基準(zhǔn)長度為1r的母圓彎曲曲線Z(x)的四次方平均。
數(shù)學(xué)式1 如圖1所示，該Rku表示表面粗糙度的凹凸曲線(母圓彎曲曲線Z(x))的高度方向的特征的平均參數(shù)。
該高度方向的特征為峰度值，在Rku超過5.0的情況下，如圖1(a)所示，表面粗糙度的凹凸曲線(母圓彎曲曲線Z(x))為尖的或者陡的曲線。與此相對，如圖1(b)所示，如本發(fā)明所示，在Rku小到5.0以下的情況下，表面粗糙度的凹凸曲線為比較園的或者平滑的曲線。
與此相對，作為表面粗糙度的指標(biāo)廣泛使用的上述中心線平均粗糙度Ra用圖1的表面粗糙度的凹凸曲線來說，高度方向的振幅的高度的平均參數(shù)、上述最大高度Rmax是高度方向的振幅的最大高度的參數(shù)。因此，可以理解為，本發(fā)明的Rku是與這些中心線平均粗糙度Ra及最大高度Rmax無關(guān)的獨立的值，如圖(a)、(b)所示，例如即使Ra及Rmax相同，Rku也大不相同。
另外，在JIS B06010中，作為表示該高度方向的特征的平均參數(shù)的參數(shù)，除Rku之外，還有Pku截面曲線的突出度(峰度值)、Wku彎曲曲線的突出度(峰度值)等。但是，這些Pku、Wku如同本發(fā)明的Rku，與比Cu—Fe—P系銅合金板的更高溫度下的加熱而生成的氧化膜的氧化膜密合度的關(guān)聯(lián)性并不密切。因此，在本發(fā)明中，從表面粗糙度(曲線)的高度方向的特征的平均參數(shù)之內(nèi)選擇Rku進(jìn)行規(guī)定。
在本發(fā)明中，對于Cu—Fe—P系銅合金板表面的控制，首先通過如軋制輥的表面粗糙度控制那樣的物理處理級別，將中心線平均粗糙度Ra控制在0.2μm以下以及將最大高度Rmax控制在1.5μm以下。此外，Rku如后述的那樣，通過伴隨化學(xué)蝕刻的洗凈處理將Rku做成5.0以下。
(r值) 另外，在本發(fā)明中，優(yōu)選相對于銅合金板的軋制方向為平行方向的r值為0.3以上。這樣，由于r值為0.3以上，從而除上述特性之外，還得到了彎曲加工性優(yōu)良的銅合金板。r值的測定方法等后述。
(拉伸彈性模量·均勻伸長率/總伸長率) 另外，在本發(fā)明中，優(yōu)選使通過采用相對于銅合金板的軋制方向為垂直的板寬方向為長度方向的試驗片的拉伸試驗求出的拉伸彈性模量超過120GPa，并且，均勻伸長率和總伸長率之比、均勻伸長率/總伸長率為不足0.50。由于還具備這樣的特征，從而除上述特性之外，還得到了沖壓性優(yōu)良的銅合金板。關(guān)于與拉伸彈性模量·均勻伸長率/總伸長率有關(guān)的詳細(xì)事項后述。
(銅合金板的成分組成) 在本發(fā)明中，作為半導(dǎo)體引線架用等，優(yōu)選具有拉伸強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度及硬度為150Hv以上等的基本特性。而且，在滿足這些基本特性的基礎(chǔ)上，或者以不降低這些基本特性為前提，具有防止鍍敷的異常析出的優(yōu)良鍍敷性。因此，作為Cu—Fe—P系銅合金板，做成了下述的基本組成，即，以質(zhì)量％計，將Fe的含量做成0.01～0.50％的范圍，將P的含量做成0.01～0.15％的范圍，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)組成。
與該基本組成相對，也可以有選擇地還含有下述的Zn、Sn等元素。另外，還允許在不妨礙本發(fā)明的特性的范圍內(nèi)含有上述之外的元素(雜質(zhì)元素)。另外，這些合金元素及雜質(zhì)元素的含量的顯示％均是質(zhì)量％的意思。
(Fe) Fe是作為Fe或者Fe基金屬間化合物析出且提高銅合金的強(qiáng)度及耐熱性的主要元素。若Fe的含量過少，則化合物的析出不充分，因此對強(qiáng)度提高的幫助不足，雖然滿足導(dǎo)電率的提高但即使在強(qiáng)加工側(cè)進(jìn)行最終冷軋，強(qiáng)度也不充分。另一方面，若Fe的含量過多則使導(dǎo)電率下降。反倒使強(qiáng)度及耐熱性全都降低。因此，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％的范圍，優(yōu)選設(shè)為0.15～0.35％的范圍。
(P) P除具有脫氧作用之外，還是形成Fe和化合物且使銅合金高強(qiáng)度化的主要元素。若P含量過少，則化合物的析出不充分，因而對強(qiáng)度提高的幫助不足，雖然滿足導(dǎo)電率的提高但即使在強(qiáng)加工側(cè)進(jìn)行最終冷軋，強(qiáng)度也不充分。另一方面，若P含量過多，則不僅使導(dǎo)電率下降，而且使熱軋加工性降低，容易產(chǎn)生裂紋。因此，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％的范圍，優(yōu)選設(shè)為0.05～0.12％的范圍。
(C、O、H) 另外，在本發(fā)明中，還優(yōu)選含有C3～15ppm，且分別限制在O40ppm以下、H1.0ppm以下。通過將C、O及H設(shè)為上述范圍，除上述特性之外，還得到了鍍敷性優(yōu)良的銅合金板。關(guān)于與C、O及H有關(guān)的詳細(xì)事項后述。
(Zn) Zn是改善引線架等所需要的銅合金的軟釬料及鍍Sn的耐熱剝離性在需要這些效果的情況下的選擇性添加元素。若Zn的含量不足0.005％則得不到所期望的效果。另一方面，若超過3.0％則不僅軟釬料濡濕性降低，還將大大降低導(dǎo)電率。因此，根據(jù)用途所要求的導(dǎo)電率和軟釬料及鍍Sn的耐熱離性的均衡(考慮均衡)，有選擇地含有的情況下的Zn的含量從0.005～3.0％的范圍有選擇地含有。
(Sn) Sn是有助于銅合金的強(qiáng)度提高且在需要這些效果的情況下的選擇性添加元素。若Sn的含量不足0.001％則無助于高強(qiáng)度化。另一方面，若Sn的含量過多，則使其效果飽和反倒招致導(dǎo)電率的降低。因此，根據(jù)用途所要求的強(qiáng)度(硬度)和導(dǎo)電率的均衡(考慮均衡)，有選擇地含有的情況下的Zn的含量從0.001～5.0％的范圍有選擇地含有。
(S、Pb) 在本發(fā)明的銅合金板中，還優(yōu)選分別限制為S20ppm以下、Pb20ppm以下。S、Pb妨礙作為半導(dǎo)體引線架用途等的強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)電率等基本特性，同時還妨礙鍍Ag性等。
(Mn、Mg、Ca量) 由于Mn、Mg、Ca有助于銅合金的熱軋加工性的提高，因而在需要這些效果的情況下有選擇地含有Mn、Mg、Ca。在按合計計Mn、Mg、Ca的一種或者兩種以上的含量不足0.0001％的情況下，得不到所期望的效果。另一方面，若按合計計其含量超過1.0％，則生成粗晶的結(jié)晶物及氧化物不僅降低強(qiáng)度及耐熱性還使導(dǎo)電率的降低變得劇烈。因此，按總量計在0.0001～1.0％的范圍有選擇地含有這些元素的含量。
(Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt量) 由于這些成分具有提高銅合金的強(qiáng)度的效果，因而在需要這些效果的情況下有選擇地含有這些成分。在按合計計這些成分的一種或者兩種以上的含量不足0.001％的情況下，得不到所期望的效果。另一方面，若按合計計其含量超過1.0％，則生成粗晶的結(jié)晶物及氧化物，不僅降低強(qiáng)度及耐熱性還使導(dǎo)電率的降低變得劇烈，故而不予優(yōu)選。因此，按總量計在0.001～1.0％的范圍有選擇地含有這些元素的含量。另外，在與上述Mn、Mg、Ca元素一起含有這些成分的情況下，將這些所含的元素的合計含量設(shè)為1.0％以下。
(Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬) 這些成分為雜質(zhì)元素，在這些元素的含量的合計超過0.1％的情況下，將生成粗晶的結(jié)晶物及氧化物而使強(qiáng)度及耐熱性降低。因此，優(yōu)選按合計計將這些元素的含量設(shè)為0.1％以下。
(制造條件) 下面，說明用于將銅合金板組織做成上述本發(fā)明規(guī)定的組織的優(yōu)選的制造條件。本發(fā)明的銅合金板除了用于控制上述表面的Ra、Rmax、Rku的下述的優(yōu)選的冷軋及洗凈條件之外，不需要將通常的制造工序自身變大，用與通常方法相同的工序就可以制造。
即，首先，對調(diào)整成上述優(yōu)選的成分組成的銅合金熔融金屬進(jìn)行鑄造。而且，在對鑄錠進(jìn)行端面切削后，再進(jìn)行加熱或者均質(zhì)化加熱處理，之后進(jìn)行熱軋，對熱軋后的板進(jìn)行水冷卻。該熱軋用通常的條件即可。
然后，進(jìn)行所謂的半精軋制的一次冷軋，退火、洗凈后，再進(jìn)行精制 (最終)冷軋、低溫退火(最終退火、精制退火)，做成成品板厚的銅合金板等。也可重復(fù)進(jìn)行這些退火和冷軋。例如，在用作引線架等半導(dǎo)體用材料的銅合金板的情況下，成品板厚為0.1～0.4mm左右。
另外，也可以在一次冷軋前進(jìn)行銅合金板的固溶處理及用水冷進(jìn)行的淬火處理。此時，固溶處理溫度例如從750～1000℃的范圍進(jìn)行選擇。
(最終冷軋) 最終冷軋也使用通常方法。為了在固溶強(qiáng)化元素的含量有大的界限的Cu—Fe—P系銅合金板上得到拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度，按照與目前的冷軋的加工率的關(guān)系，來對強(qiáng)加工側(cè)決定最終冷軋的加工率。
另外，優(yōu)選將最終冷軋的每一軋道的最小壓下率(冷軋率)設(shè)為20％以上。若最終冷軋的每一軋道的最小壓下率低于20％，則使板厚變形變大而降低彎曲加工性。
但是，在該最終冷軋時，為了將Cu—Fe—P系銅合金板表面的中心線平均粗糙度Ra控制在0.2μm以下以及將最大高度Rmax控制在1.5μm以下，而對所使用的軋制輥的表面粗糙度進(jìn)行控制。
具體而言，使用使軋制輥表面粗糙度與軋制后的銅合金板表面相同、細(xì)到中心線平均粗糙度Ra0.2μm以下及最大高度Rmax1.5μm以下的高度光澤軋輥機(jī)(表面研磨輥)等。
(最終退火) 優(yōu)選的是，通過最終冷軋，對將表面控制為中心線平均粗糙度Ra為0.2μm以下及最大高度Rmax為1.5μm以下的Cu—Fe—P系銅合金板，用連續(xù)的加熱處理爐進(jìn)行低溫下的最終退火。優(yōu)選將用該連續(xù)的加熱處理爐的最終退火條件設(shè)為在100～400℃下0.2分鐘以上300分鐘以下的低溫條件。在用于通常的引線架的銅合金板的制造方法中，由于強(qiáng)度的降低因此，除了用于校直的退火(350℃×20秒左右)之外，在最終冷軋后不進(jìn)行最終退火。但是，在本發(fā)明中，使用上述冷軋條件，又使用最終退火的低溫化來控制該強(qiáng)度下降。而且，通過在低溫下進(jìn)行最終退火來提高彎曲加工性。
在退火溫度為低于100℃的溫度、退火時間不足0.2分鐘的時間條件，或者不進(jìn)行該低溫退火的條件下，銅合金板的組織·特性在最終冷軋后的狀態(tài)中幾乎不變化的可能性高。相反，若用退火溫度超過400℃的溫度及退火時間超過300分鐘的時間進(jìn)行退火，則產(chǎn)生再結(jié)晶，且過度產(chǎn)生位錯的重排列及恢復(fù)現(xiàn)象，還使析出物粗晶化，因此，沖壓性及強(qiáng)度降低的可能性高。
(洗凈處理) 在該最終退火后，利用伴隨化學(xué)蝕刻的洗凈處理，對Cu—Fe—P系銅合金板進(jìn)行表面控制，將Rku控制為5.0以下。對于該洗凈處理，若為可以將Rku做成5.0以下的伴隨化學(xué)蝕刻的洗凈處理，則就可以酌情使用市場銷售的洗凈劑。
另外，作為可以可靠對將Rku做成5.0以下的方法，優(yōu)選為在濃度為5～50質(zhì)量％的硫酸水溶液(室溫)中使銅合金板浸漬1～60秒鐘的伴隨酸蝕刻的洗凈處理。若硫酸濃度不足5質(zhì)量％、浸漬時間不足1秒鐘，母相表面的洗凈乃至蝕刻將不充分，不能將Rku做成5.0以下的可能性高。另一方面，即使硫酸濃度超過50質(zhì)量％、浸漬時間超過60秒鐘，母相表面的洗凈乃至蝕刻將變得不均勻，依然不能將Rku做成5.0以下的可能性高。
<第二實施方式具備高強(qiáng)度且優(yōu)良的彎曲加工性的Cu—Fe—P系銅合金板> (r值) 本發(fā)明中，如上所述，為了提高拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的Cu—Fe—P系銅合金板的彎曲加工性，將相對于銅合金板的軋制方向為平行方向的r值設(shè)為0.3以上。優(yōu)選r值為0.35以上0.5以下。
如上所述，在通過由冷軋的加工率增加的強(qiáng)加工帶來的加工硬化量增大進(jìn)行高強(qiáng)度化的Cu—Fe—P系銅合金板中，具有使晶粒在軋制方向大幅度(生長)伸長的結(jié)晶方位大的各向異性。
其結(jié)果是，在冷軋后的Cu—Fe—P系銅合金板中，勢必使相對于軋制方向為直角方向的r值變得比相對于軋制方向為水平方向的r值高。
在本發(fā)明的Cu—Fe—P系銅合金板的上述的引線架等的用途中，其彎曲加工主要進(jìn)行相對于軋制方向為水平方向的彎曲加工、即進(jìn)行GoodWay(彎曲軸在軋制方向為直角)彎曲。
因此，在本發(fā)明中，主要對為了提高該Good Way彎曲而必然降低r值的相對于銅合金板的軋制方向為平行方向側(cè)的r值。換言之，只要通過用于上述高強(qiáng)度化的冷軋?zhí)岣弑厝唤档偷囊粋?cè)的r值(相對于銅合金板的軋制方向為平行方向)，則同樣勢必使變高的一側(cè)的r值(相對于軋制方向為直角方向)變得更高。
例如，只要將相對于銅合金板的軋制方向為水平方向的r值設(shè)為0.3以上，則勢必將相對于軋制方向為直角方向的r值提高到0.4以上。
(r值測定) 對于相對于銅合金板的軋制方向為平行方向的r值，按照相對于軋制方向為平行的方向為試驗片的縱向方向的方式制作成JIS5號試驗片進(jìn)行拉伸試驗。為了再現(xiàn)性，拉伸試驗通過將JIS5號試驗片固定于拉伸試驗儀器之后，安裝伸長計，以拉伸速度穩(wěn)定在10m/min來進(jìn)行。
r值作為塑性變形比，為了根據(jù)在自0點至0.5％變形之間的材料的板寬和板厚的減少比例來求得，而使用縱向彈性規(guī)范值L(起始值L0)和橫向彈性規(guī)范值W(起始值W0)等，通過下述公式計算出。
r值＝In(W/W0)/[In(L/L0)-In(W/W0)] (銅合金板的成分組成) 本發(fā)明中，作為半導(dǎo)體引線架用等，必須具有拉伸強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度及硬度為150Hv以上等基本特性。而且，在滿足這些基本特性的基礎(chǔ)上，或者以不降低這些基本特性為前提，具有防止鍍敷的異常析出的優(yōu)良的鍍敷性。因此，作為Cu—Fe—P系銅合金板，做成了下述的基本組成，即，以質(zhì)量％計，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％的范圍，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％的范圍，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)組成。
相對于該基本組成，也可以有選擇地還含有下述的Zn、Sn等元素。另外，還允許在不妨礙本發(fā)明的特性的范圍內(nèi)含有記載之外的元素(雜質(zhì)元素)。另外，這些合金元素及雜質(zhì)元素的含量的顯示％是所有質(zhì)量％的意思。
(Fe) Fe是作為Fe或者Fe基金屬間化合物析出且提高銅合金的強(qiáng)度及耐熱性的主要元素。若Fe的含量過少，則對強(qiáng)度提高的幫助不足，雖然滿足導(dǎo)電率的提高但即使在強(qiáng)加工側(cè)進(jìn)行最終冷軋，強(qiáng)度也不充分。另一方面，若Fe的含量過多則使導(dǎo)電率下降。再者，由于增加結(jié)晶物量成為斷裂的起點，反倒使強(qiáng)度及耐熱性全都降低，使彎曲加工性按強(qiáng)度的比例下降。因此，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％的范圍，優(yōu)選設(shè)為0.15～0.35％的范圍。
(P) P除具有脫氧作用之外，還是形成Fe和化合物且使銅合金高強(qiáng)度化的主要元素。若P含量過少，則化合物的析出不充分，從而對強(qiáng)度提高的幫助不足，雖然滿足導(dǎo)電率的提高但即使在強(qiáng)加工側(cè)進(jìn)行最終冷軋，強(qiáng)度也不充分。另一方面，若P含量過多，則不僅使導(dǎo)電率下降，而且使熱軋加工性降低，容易產(chǎn)生裂紋。因此，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％的范圍，優(yōu)選設(shè)定0.05～0.12％的范圍。
(其它元素) 關(guān)于Zn、Sn、Mn、Mg、Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt、S、Pb、Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬的含量等，可以做成與上述第一實施方式相同。
(制造條件) 下面，說明用于將銅合金板組織做成上述本發(fā)明規(guī)定的組織的優(yōu)選的制造條件。本發(fā)明的銅合金板除了用于控制上述r值的下述的優(yōu)選的最終低溫連續(xù)退火條件之外，不需要使通常的制造工序自身變大，用與通常方法相同的工序就可以制造。
即，首先，對調(diào)整成上述優(yōu)選的成分組成的銅合金熔融金屬進(jìn)行鑄造。而且，在對鑄錠進(jìn)行端面切削后，再進(jìn)行加熱或者均質(zhì)化加熱處理，之后進(jìn)行熱軋，對熱軋后的板進(jìn)行水冷卻。該熱軋用通常的條件即可。
然后，進(jìn)行所謂的半精軋制的一次冷軋，退火、洗凈后，再進(jìn)行精制(最終)冷軋、低溫退火(最終退火、精制退火)，做成成品板厚的銅合金板等。也可重復(fù)進(jìn)行這些退火和冷軋。例如，在用作引線架等半導(dǎo)體用材料的銅合金板的情況下，成品板厚為0.1～0.4mm左右。
另外，也可以在一次冷軋前進(jìn)行銅合金板的固溶處理及用水冷進(jìn)行的淬火處理。此時，固溶處理溫度例如從750～1000℃的范圍進(jìn)行選擇。
(最終冷軋) 最終冷軋也使用通常方法。但是，如上所述，為了在固溶強(qiáng)化元素的含量有大的界限的Cu—Fe—P系銅合金板上得到拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度，而按照與目前的冷軋的加工率的關(guān)系，在強(qiáng)加工側(cè)決定最終冷軋的加工率。
另外，優(yōu)選將最終冷軋的每一軋道的最小壓下率(冷軋率)設(shè)為20％以上。若最終冷軋的每一軋道的最小壓下率低于20％，則產(chǎn)生于板的寬度方向的壓縮力小，因此，厚變形變大而使r值不再增加。
(最終退火) 最終冷軋后的最終低溫退火條件，對于相對于Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向為水平方向的r值大有影響。這一點在本發(fā)明中，為了對相對于Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向為水平方向的r值進(jìn)行控制，且設(shè)為上述0.3以上，而通過連續(xù)退火進(jìn)行該低溫退火。此時，對穿引中的板施加0.1～8kgf/mm2范圍的適當(dāng)?shù)膹埩?。由此，可賦予板厚變化小的拉伸壓縮變形。通過其塑性變形增加板的r值。
在該張力過小不足0.1kgf/mm2時，也因設(shè)備條件及板厚使加載于板的張力不足，不能使相對于Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向為平行方向的r值達(dá)到0.3以上。另外，在張力過大超過8kgf/mm2時，也因通過設(shè)備條件及板厚，而在上述的0.1～0.4mm薄的成品板厚范圍內(nèi)易于使穿引中的板斷裂。
該最終低溫連續(xù)退火條件，除該r值之外，還對強(qiáng)度、伸長率等基本特性大有影響。這一點在本發(fā)明中，為了得到伸長率等特性，而優(yōu)選將在該連續(xù)的加熱處理爐的最終退火條件設(shè)為在100～400℃下0.2分鐘以上300分鐘以下的低溫條件。在用于通常的引線架的銅合金板的制造方法中，由于強(qiáng)度的降低，因此，除了用于校直的退火(350℃×20秒左右)之外，在最終冷軋后不進(jìn)行最終退火。但是，在本發(fā)明中，通過最終退火的低溫化來控制該強(qiáng)度下降。而且，通過在低溫下進(jìn)行最終退火來提高彎曲加工性等。
在連續(xù)退火溫度低于100℃及退火時間不足0.2分鐘的時間條件，或者不進(jìn)行該低溫退火的條件下，銅合金板的組織·特性在最終冷軋后的狀態(tài)中幾乎不變化的可能性高。相反，若用退火溫度超過400℃的溫度及退火時間超過300分鐘的時間進(jìn)行退火，則由于產(chǎn)生再結(jié)晶，且過度產(chǎn)生位錯的重排列及恢復(fù)現(xiàn)象，還使析出物粗晶化，因而沖壓性及強(qiáng)度降低的可能性高。
另外，優(yōu)選將連續(xù)退火中的穿引速度設(shè)為10～100m/min范圍。若該穿引速度過于緩慢，則會使材料的恢復(fù)·再結(jié)晶發(fā)展過度。因此，強(qiáng)度、伸長率降低。但是，由于有連續(xù)退火爐中的設(shè)備性制約(能力極限)及斷片的可能性，因而不需要使該穿引速度快到超過100m/min。
與此相對，在間歇式的最終退火中，在退火過程不對板施加張力而不能提高相對于Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向為平行方向的r值。另外，出于與連續(xù)退火中的穿引速度過于緩慢相同的原因，得不到強(qiáng)度、伸長率等基板特性。
<第三實施方式高強(qiáng)度且在沖壓加工時的沖壓性優(yōu)良的Cu—Fe—P系銅合金板> 下面，具體說明作為半導(dǎo)體引線架用等用于滿足必要的特性的本發(fā)明的Cu—Fe—P系銅合金板中的各要件的意義及實施方式。
(銅合金板的成分組成) 在本發(fā)明中，作為半導(dǎo)體引線架用等，優(yōu)選具有拉伸強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度及硬度為150Hv以上等基本特性。而且，在滿足這些基本特性的基礎(chǔ)上，或者以不降低這些基本特性為前提，實現(xiàn)良好的沖壓性。因此，作為Cu—Fe—P系銅合金板，做成下述的基本組成，即以質(zhì)量％計，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％的范圍，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％的范圍，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)組成。
在本發(fā)明中，相對于該基本組成，也可以有選擇地還含有后述的Zn、Sn等元素。另外，還允許在不妨礙本發(fā)明的特性的范圍內(nèi)含有記載之外的元素(雜質(zhì)元素)。另外，這些合金元素及雜質(zhì)元素的含量的顯示％均是質(zhì)量％的意思。
(Fe) Fe是作為Fe或者Fe基金屬間化合物析出且提高銅合金的強(qiáng)度及耐熱性的主要元素。若Fe的含量過少，則因制造條件而使上述析出晶粒的生成量少，雖然滿足導(dǎo)電率的提高但對強(qiáng)度提高的幫助不足，使強(qiáng)度不充分。另一方面，若Fe的含量過多則使導(dǎo)電率和鍍Ag性下降。因此，為了過分增加導(dǎo)電率而使上述析出晶粒的析出量增加時，招致析出晶粒的成長·粗晶化。因此，不滿足強(qiáng)度和由本發(fā)明所規(guī)定的拉伸特性，將使沖壓性降低。因此，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％范圍，優(yōu)選設(shè)為0.15～0.35％范圍。
(P) P除具有脫氧作用之外，還是形成Fe和化合物且使銅合金高強(qiáng)度化的主要元素。P含量過少時，因制造條件而使化合物的析出不充分，因而得不到所期望的強(qiáng)度。另一方面，P含量過多時，不僅使導(dǎo)電率下降，而且不能滿足由本發(fā)明所規(guī)定的拉伸特性而降低熱軋加工性及沖壓性。因此，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％范圍，優(yōu)選設(shè)為0.05～0.12％范圍。
(其它元素) 關(guān)于Zn、Sn、Mn、Mg、Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt、S、Pb、Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬的含量等，可以設(shè)為與上述第一實施方式相同。
(板的拉伸特性) 本發(fā)明中，以上述的成分組成為前提，以上述的方式對通過采用以相對于Cu—Fe—P系銅合金板的軋制方向為垂交的板寬方向(直角方向)為長度方向的試驗片的拉伸試驗求出的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比等拉伸特性進(jìn)行規(guī)定，保證Cu—Fe—P系銅合金板良好的沖壓性。
(拉伸彈性模量) 首先，將Cu—Fe—P系銅合金板的通過拉伸試驗求出的拉伸彈性模量(拉伸彈性模量)設(shè)為超過120GPa。優(yōu)選拉伸彈性模量(拉伸彈性模量)為125GPa以上。拉伸彈性模量越大，沖壓時相對于板所負(fù)載的應(yīng)力的累積變形量越小。因此，在沖壓時，早期產(chǎn)生沖壓的斷裂使剪切面率變小，而提高沖壓性。
另一方面，該拉伸彈性模量低到120GPa以下時，在進(jìn)行沖壓時，對于板上負(fù)載的應(yīng)力的累計變形量增大，不會產(chǎn)生沖壓斷裂，且剪斷面率增大，沖壓性降低。
該拉伸彈性模量低到120GPa以下的原因雖然也考慮到其它原因，但特別是在Cu—Fe—P系銅合金板中主要列舉，在后述的熱軋前的均質(zhì)化加熱處理或者加熱處理時，板組織的均質(zhì)不充分(板組織不均勻)、及熱軋結(jié)束后的水冷卻起始溫度過低、或者即使間歇進(jìn)行最終退火乃至連續(xù)進(jìn)行最終退火也使穿引速度過于緩慢的情況等。
(均勻伸長率/總伸長率) 然后，將Cu—Fe—P系銅合金板的通過拉伸試驗求出的均勻伸長率和總伸長率之比即均勻伸長率/總伸長率設(shè)為不足0.50。優(yōu)選將均勻伸長率/總伸長率設(shè)為不足0.45。均勻伸長率/總伸長率高達(dá)0.50以上，換言之，若相對于總伸長率的均勻伸長率的比例大時，在沖壓時板(材料)發(fā)生延展性變形。因此，使直至沖壓的斷裂的板的變形量增大，剪切面率變大，進(jìn)而使沖壓性降低。與此相對，若均勻伸長率/總伸長率不足0.50，則沖壓時早期產(chǎn)生沖壓斷裂而使剪切面率變小，從而沖壓性提高。
該均勻伸長率/總伸長率增大到0.50以上的原因可列舉在Cu—Fe—P系銅合金板中，特別是熱軋后的水冷卻起始溫度過高而使板組織中的析出物量不足、中間退火溫度過高從而使材料的恢復(fù)·再結(jié)晶發(fā)展過度、中間退火時間過短從而使板組織中的析出物量不足、即使間歇進(jìn)行最終退火乃至連續(xù)進(jìn)行退火也使穿引速度慢等。
(拉伸試驗) 為了再現(xiàn)性，求出(測定)這些規(guī)定的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比的拉伸試驗條件，按以下的試驗條件進(jìn)行。將試驗片做成JIS5號拉伸試驗片，從得到(制造)的Cu—Fe—P系銅合金板中采集以相對于軋制方向為直角的方向作為其長度方向的拉伸試驗片。將該試驗片固定于試驗儀器后安裝伸長計，以拉伸速度10.0m/min(直至試驗片斷裂的恒定的速度)進(jìn)行拉伸試驗。試驗儀器優(yōu)選使用5882型Instron公司制造萬能試驗機(jī)。
拉伸強(qiáng)度根據(jù)由實驗儀器的計測得到的數(shù)值求出，總伸長率在試驗后使試驗片對接測定計量點間長度而求出。另外，拉伸彈性模量和均勻伸長率根據(jù)由上述伸長計得到的數(shù)值求出。
(制造方法) 然后，對用于將銅合金板組織設(shè)為上述本發(fā)明規(guī)定范圍內(nèi)的優(yōu)選的制造條件做以下說明。如上所述，由本發(fā)明所規(guī)定的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比，當(dāng)然受到Cu—Fe—P系銅合金板的成分組成的很大影響，但也受制造方法及條件很大的影響，并非僅僅取決于成分組成。基于這一點，為了得到在本發(fā)明中以上述的方式規(guī)定的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比等拉伸特性，而如以下記載的那樣對Cu—Fe—P系銅合金板的均質(zhì)化加熱處理、熱軋后的水冷卻溫度、中間退火溫度、最終連續(xù)退火時的穿引速度等制造方法及條件進(jìn)行控制。
即，首先，對調(diào)整成上述本發(fā)明成分組成的銅合金熔融金屬進(jìn)行鑄造。熔化·鑄造通過連續(xù)鑄造、半連續(xù)鑄造等通常的方法來進(jìn)行，但是，為了對上述的S、Pb進(jìn)行限制，優(yōu)選使用S、Pb含量少的銅熔化原料。在鑄錠的均質(zhì)化加熱處理或者加熱處理之前，使用常用的方法進(jìn)行端面切削。
(均質(zhì)化加熱處理或者加熱處理) 在熱軋前的鑄錠的均質(zhì)化加熱處理時或者加熱處理時，若組織的均質(zhì)不充分(板組織不均勻)，則最終得到的Cu—Fe—P系銅合金板組織也不均勻，不僅降低強(qiáng)度，而且還使拉伸彈性模量下降到120GPa以下。因此，優(yōu)選鑄錠的均質(zhì)化加熱處理或者加熱處理，根據(jù)鑄錠的厚度及大小至少用900℃以上的溫度、進(jìn)行2個小時以上。
(熱軋) 熱軋以900℃以上的溫度開始，熱軋結(jié)束后，從700～800℃溫度范圍開始進(jìn)行熱軋板的水冷卻。若該熱軋結(jié)束后的水冷卻起始溫度高于800℃，則水冷卻起始溫度過高而不能生成板組織中的析出物，致使析出物量不足。因此，相對于總伸長率的均勻伸長率的比例變大，不能將均勻伸長率和總伸長率之比做成不足0.50。
另一方面，若熱軋結(jié)束后的水冷卻起始溫度低于700℃，則晶粒過于細(xì)晶化，不僅致使拉伸彈性模量下降，還使相對于總伸長率的均勻伸長率的比例變大，仍然不能將均勻伸長率和總伸長率之比做成不足0.50。由于生成粗晶的析出物而使強(qiáng)度降低。
對熱軋結(jié)束后進(jìn)行了水冷卻的板進(jìn)一步進(jìn)行所謂的半精軋制，退火、洗凈后還進(jìn)行精制(最終)冷軋、最終退火(低溫退火、精制退火)，做成成品板厚的銅合金板等。也可以重復(fù)進(jìn)行這些退火和冷軋。例如，在被用作引線架等半導(dǎo)體用材料的銅合金板的情況下，成品板厚為0.1～0.4mm左右。
(中間退火) 在上述工序中，中間退火條件也對均勻伸長率/總伸長率有很大的影響。將均勻伸長率和總伸長率之比設(shè)為不足0.50的最佳中間退火條件是以430℃以下的溫度進(jìn)行5個小時以上。若該中間退火溫度過高，則使材料的恢復(fù)·再結(jié)晶發(fā)展過度，從而不僅降低強(qiáng)度而且使相對于總伸長率的均勻伸長率的比例變大，不能將均勻伸長率和總伸長率之比設(shè)為不足0.50。若該中間退火時間過短，則板組織中的析出物量不足，導(dǎo)電率降低。
(最終退火) 在上述工序中，最終退火條件也對拉伸彈性模量及均勻伸長率/總伸長率大有影響。為了得到Cu—Fe—P系銅合金板的拉伸彈性模量超過120GPa、均勻伸長率和總伸長率之比不足0.50的特性，而有必要進(jìn)行一邊使板(卷材)連續(xù)地在爐內(nèi)穿引一邊進(jìn)行處理的連續(xù)退火。
而且，為了得到該特性，需要將連續(xù)退火中的穿引速度控制在10～100m/min范圍。若該穿引速度過于緩慢，則使材料的恢復(fù)·再結(jié)晶發(fā)展過度。因此，不僅強(qiáng)度降低，而且使相對于總伸長率的均勻伸長率的比例變大，不能將均勻伸長率和總伸長率之比設(shè)為不足0.50。另外，也不能使拉伸彈性模量超過120GPa。但是，因為有連續(xù)退火中的設(shè)備性制約(能力極限)及斷片的可能性，所以不必將該穿引速度加快到超過100m/min。
與此相對，在間歇式最終退火溫度中，出于與連續(xù)退火中的穿引速度過于緩慢相同的原因，而得不到在本發(fā)明中以上述的方式所規(guī)定的拉伸試驗中的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比。
<第四實施方式高強(qiáng)度且鍍敷性優(yōu)良的Cu—Fe—P系銅合金板> 下面，具體說明作為半導(dǎo)體引線架用等用于滿足必要的特性的本發(fā)明Cu—Fe—P系銅合金板中的各要件的意義及實施方式。
(銅合金板的成分組成) 在本發(fā)明中，作為半導(dǎo)體引線架用等，優(yōu)選具有拉伸強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度及硬度為150Hv以上等基本特性。而且，在滿足這些基本特性的基礎(chǔ)上，或者以不降低這些基本特性為前提，具有防止鍍敷異常析出的優(yōu)良的鍍敷性。因此，作為Cu—Fe—P系銅合金板，做成下述的基本組成，即，以質(zhì)量％計，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％的范圍，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％的范圍，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)組成。
本發(fā)明中的成分組成，其特征在于，相對于該基本組成，還含有C3～15ppm，且分別控制為O40ppm以下、H0.7ppm以下。
相對于這樣的成分組成，也可以有選擇地還含有后述的Zn、Sn等元素。另外，還容許在不妨礙本發(fā)明的特性的范圍內(nèi)含有記載之外的元素(雜質(zhì)元素)。另外，這些合金元素及雜質(zhì)元素的含量的顯示％均是質(zhì)量％的意思。
(Fe) Fe是作為Fe或者Fe基金屬間化合物析出且提高銅合金的強(qiáng)度及耐熱性的主要元素。若Fe的含量過少，則因制造條件而使上述析出晶粒的生成量少，雖然滿足導(dǎo)電率的提高但對強(qiáng)度提高的幫助不足，而使強(qiáng)度不充分。另一方面，若Fe的含量過多則使導(dǎo)電率下降。因此，若為了過分增加導(dǎo)電率而使上述析出晶粒的析出量增加，則招致析出晶粒的成長·粗晶化而降低鍍Ag性。再者，還使強(qiáng)度及耐熱性都降低。因此，將Fe的含量設(shè)為0.01～0.50％范圍，優(yōu)選設(shè)為0.15～0.35％范圍。
(P) P除具有脫氧作用之外，還是形成Fe和化合物且使銅合金高強(qiáng)度化的主要元素。若P含量過少，則因制造條件而使化合物的析出不充分，因而得不到所期望的強(qiáng)度。另一方面，若P含量過多，則不僅使導(dǎo)電率下降，而且降低熱軋加工性。因此，將P的含量設(shè)為0.01～0.15％范圍，優(yōu)選設(shè)為0.05～0.12％范圍。
(C) 必然以一定量存在于Cu—Fe—P系銅合金板中的O、H成為夾雜物及通孔的起點。這些O、H易于凝集，在形成了凝集的情況下，使生成的夾雜物及通孔成為粗晶，成為上述鍍Ag性等的異常析出的起點(原因)。在Cu—Fe—P系銅合金板表面，通常也存在有夾雜物及通孔，但它們只要不特別粗晶化，在通常的尺寸乃至微細(xì)化的尺寸中，不會成為上述鍍Ag等的異常析出的起點。
C對必然以一定量存在于Cu—Fe—P系銅合金板中的O、H的凝集進(jìn)行抑制，使夾雜物及通孔的起點增加，將生成的夾雜物及通孔的尺寸做成通常的尺寸乃至微細(xì)化的尺寸。由此防止生成的夾雜物及通孔特別粗大化，防止這些夾雜物及通孔成為上述鍍Ag等的異常析出的起點。
為了發(fā)揮C的上述作用，而含C為3ppm以上。若C含量不足3ppm，則變得與自然混入的C含量無顯著差別，發(fā)揮不到C防止鍍Ag等的異常析出的上述作用。
另一方面，在C的含量超過15ppm，嚴(yán)格來說是超過10ppm的情況下，由于生成粗晶的碳化物，反而成為上述鍍Ag等的異常析出的起點(原因)。另外，如上所述，由于C易于散逸，如專利文獻(xiàn)11那樣，即使在熔融金屬流體中添加Fe—C母合金，使C含量超過15ppm也非常困難。
因此，將C的含量設(shè)為3～15ppm范圍，優(yōu)選設(shè)為3～10ppm范圍。另外，根據(jù)JIS Z2615標(biāo)準(zhǔn)，C的含量是在氧氣環(huán)境氣體中進(jìn)行加熱而抽出試樣中的碳，通過燃燒紅外線吸收法來進(jìn)行分析的。
(O、H) 在本發(fā)明中，為了保證上述的C的作用效果，而對成為夾雜物及通孔的起點的O、H的含量加以限制。具體而言，分別限制為O40ppm以下，優(yōu)選為20ppm以下，H1.0ppm以下，優(yōu)選為0.5ppm以下。在O過多及/或H過多的情況下，即使在上述范圍含有C，也會因使C不起作用的O、H的量過多而使這些O、H凝聚，使生成的夾雜物及通孔成為粗晶，成為上述鍍Ag等的異常析出的起點(原因)。
但是，在本發(fā)明所規(guī)定的該O、H的含量的上限值與現(xiàn)有技術(shù)相比，既不是特別低(少)的數(shù)值，又不是特別高(多)的數(shù)值。從某種意義上來說，通過Cu—Fe—P系銅合金板，是通常的濃度水平。即，該O、H含量的上限值是在本發(fā)明的鑄造·熔化工序階段，即使含有一定程度的氫及氧等，也會使防止(可以防止)上述鍍敷的異常析出的目的相一致的規(guī)定。
另外，O根據(jù)JISZ2613標(biāo)準(zhǔn)，通過惰性氣體熔化法抽出試樣中的氧，通過紅外線吸收法來進(jìn)行分析。另外，H是根據(jù)JISZ2614標(biāo)準(zhǔn)，通過惰性氣體熔化法抽出試樣中的氫，通過熱傳導(dǎo)率法盡心分析的。
(其它元素) 關(guān)于Zn、Sn、Mn、Mg、Ca、Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt、S、Pb、Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬的含量等，可以做成與上述第一實施方式相同。
(制造方法) 然后，對用于將銅合金板設(shè)為上述本發(fā)明規(guī)定范圍內(nèi)的優(yōu)選的制造條件做以下說明。本發(fā)明的銅合金板，除了用于控制上述C、H、O含量的優(yōu)選的條件之外，不需要將通常的制造工序自身變大，通過與常用的方法相同的工序就可以制造。
首先，對調(diào)整成上述本發(fā)明成分組成的銅合金熔融金屬進(jìn)行鑄造。熔化·鑄造通過連續(xù)鑄造、半連續(xù)鑄造等通常的方法來進(jìn)行。此時，由于上述的S、Pb從銅熔化原料混入，因而為了限制這些S、Pb，而優(yōu)選使用S、Pb含量少的銅熔化原料。
(C含量控制) C向熔融金屬的固溶(熔化)源，是在用通常的大氣熔化爐的熔化·鑄造工序中，來自爐壁耐火材料及來自載置于大氣熔化爐的熔融金屬上的大氣隔斷用的碳材料等。另外，在真空熔化爐中也來自爐壁耐火材料。在本發(fā)明中，即使不使用Fe—C母合金添加等有意圖的C添加方法，只要控制銅合金熔融金屬溫度(熔化溫度)，就可以控制來自這些C固溶源的C向熔融金屬的固溶量。作為該銅合金熔融金屬溫度控制，在本發(fā)明中，相對于在通常的熔化工序的銅合金熔融金屬溫度為1200℃程度以下，將在大氣熔化爐及真空熔化爐的銅合金熔融金屬溫度(熔化溫度)設(shè)置成1300℃以上的較高的高溫。另外，將意圖在于使用碳制坩堝及添加Fe—C母合金的添加方法，與上述銅合金熔融金屬溫度控制組合在一起，不用說也可以做成上述的本發(fā)明的C含量范圍內(nèi)。
通過將銅合金熔融金屬溫度設(shè)為這樣的高溫，增加來自上述的C固溶源的向熔融金屬的C熔化量(C含量)，設(shè)為上述的本發(fā)明的C含量范圍內(nèi)。若銅合金熔融金屬溫度為不足1300℃的低溫，就不會與常用的方法不同，使C的熔化量不足，只有最終Cu—Fe—P系銅合金板中的C量不足3ppm。另外，在大氣熔化爐及真空熔化爐的情況下，若自鑄造開始至600℃的平均冷卻速度(凝固速度)過于緩慢，則由于在中途熔融金屬中的C發(fā)生逸散，有可能使C的熔化量不足，因此，優(yōu)選將該平均冷卻速度設(shè)為超過5.0℃/秒的高速。
(O和H的含量控制) 為了抑制O和H的含量增加，在熔化·鑄造過程盡量抑制銅的容熔融金屬和大氣的接觸極為重要。例如，在真空爐(C的固溶源為爐壁耐火材料)、大氣爐的情況下，將從鑄造開始至600℃的平均冷卻速度(凝固速度)設(shè)為超過5.0℃/秒。如上所述，該平均冷卻速度控制對C含量的控制也行之有效。另外，在下面的工序，對退火爐的氣體環(huán)境進(jìn)行控制也對O和H量的降低行之有效。
其后，在對得到的鑄錠進(jìn)行端面切削后，再在進(jìn)行了加熱或者均質(zhì)化加熱處理后進(jìn)行熱軋，對熱軋后的板進(jìn)行水冷卻。再者，進(jìn)行所謂的半精制軋制，退火、洗凈后，再進(jìn)行精制(最終)冷軋、低溫退火(最終退火、精制退火)，做成成品板厚的銅合金板。也可以使這些退火和冷軋重復(fù)進(jìn)行。例如，在用作引線架等半導(dǎo)體用材料的銅合金板的情況下，成品板厚為0.1～0.4mm。
另外，也可以在一次冷軋前進(jìn)行銅合金板的固溶處理及通過水冷卻進(jìn)行的淬火。此時，固溶處理溫度例如可從750～1000℃范圍內(nèi)進(jìn)行選擇。
最終冷軋后，也可以直接冷軋做成最終成品，但也可以用于在低溫下的校直的退火。
實施例 (實施例1) 下面，說明本發(fā)明的實施例。如表2所示，將如表1所示的各化學(xué)成分組成的Cu—Fe—P系銅合金薄板，只對伴隨最終退火后的化學(xué)蝕刻的洗凈條件進(jìn)行各種改變來進(jìn)行制造。而且，對這些各銅合金薄板的氧化皮膜的密合性(養(yǎng)護(hù)皮膜的剝離溫度)進(jìn)行了評價。這些結(jié)果如表2所示。
具體而言，將表1所示的各化學(xué)成分組成的銅合金分別用感應(yīng)爐溶化之后，通過半連續(xù)鑄造法鑄成鑄錠，得到厚70mm×寬200mm×長500mm的鑄錠。對表面進(jìn)行端面切削且對各鑄錠加熱后，在950℃的溫度下進(jìn)行熱軋做成厚16mm的板，從750℃以上的溫度在水中進(jìn)行淬火。然后，除去氧化皮之后，進(jìn)行一次冷軋(半精制軋制)。對該板進(jìn)行端面切削后，實行邊退火邊進(jìn)行冷軋的四軋道的最終冷軋，接著，在350℃、20秒的低溫條件下進(jìn)行最終連續(xù)退火，得到適應(yīng)于引線架的薄型化的厚0.15mm的銅合金板。
此時，上述最終冷軋在各例都是共同的，將每一軋道的最小壓下率設(shè)為30％，使用將軋輥表面做成中心線平均粗糙度Ra0.2μm以下及最大高度Rmax1.5μm以下極細(xì)得高度光澤軋輥(表面研磨軋輥)。
另外，在上述最終連續(xù)退火后，按表2所示的條件，進(jìn)行將Cu—Fe—P系銅合金板浸漬于硫酸水溶液(室溫)的伴隨酸蝕刻伴隨的洗凈處理，控制Cu—Fe—P系銅合金板表面的Rku。
另外，對于表1所示的銅合金，除記載元素量后的余量組成都為Cu，作為其它的雜質(zhì)，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、混合稀土金屬的含量按這些元素的合計計為0.1質(zhì)量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.0001～1.0質(zhì)量％的范圍，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.001～1.0質(zhì)量范圍，另外，還將這些元素全部的合計量設(shè)為1.0質(zhì)量％以下。
對于以上述方式得到的各銅合金板，在各例都是從銅合金板切出試樣，測定了這些各銅合金板的拉伸強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)電率等特性、及在以JISB06010法為基準(zhǔn)的表面粗糙度測定中的中心線平均粗糙度Ra、最大高度Rmax、粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku。這些結(jié)果分別如表2所示。
(表面粗糙度的測量) 使用株式會社東京精密制的表面粗糙度測量儀(產(chǎn)品名稱サ—フコム1400D)，根據(jù)JIS B0601法測量了上述得到的銅合金板試驗片表面的中心線平均粗糙度Ra(μm)、最大高度Rmax(μm)、粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku。測量是對試驗片的任意3點(3個位置)每隔4.0mm長度進(jìn)行的，且對該結(jié)果進(jìn)行了平均。
(硬度測量) 從上述得到的銅合金板上切出10×10mm的試驗片，使用松澤精密儀器株式會社制的顯微威氏硬度計(商品名稱顯微硬度計)施加0.5kg的負(fù)荷在4個位置進(jìn)行了硬度測量，硬度取它們的平均值。
(導(dǎo)電率測量) 銅合金板試樣的導(dǎo)電率是使用銑床對寬10mm×長30mm的短片狀的試驗片進(jìn)行加工，使用雙電橋式電阻測量裝置測量電阻，通過平均橫截面法而計算出來的。
(氧化膜密合性) 另外，各供試試樣的氧化膜密合性試驗通過帶剝落試驗，在剝離氧化膜的極限溫度對其進(jìn)行評價。帶剝落試驗是從以上述方式得到的銅合金板上切出10×30mm的試驗片，在大氣中用規(guī)定的溫度加熱5分鐘之后，將市場銷售的帶(商品名稱住友3M公司制膠接帶)粘貼于有氧化膜生成的試驗片表面，進(jìn)行剝離。此時，在使加熱溫度按10℃節(jié)距上升變化時，求出氧化膜產(chǎn)生剝離的最低的上述規(guī)定溫度，以此作為氧化膜剝離溫度。
由于該氧化膜剝離溫度處于350℃以上，從而可以說是在用于銅合金板和引線架的制作的加熱工序中的在加熱溫度的高溫化下的必需的(充分的)氧化膜密合性。
另外，本發(fā)明的在上述大氣中的5分鐘的加熱，加熱時間比較長，可以說比專利文獻(xiàn)2、3那樣的在200～500℃下進(jìn)行3分鐘較短時間的加熱的氧化膜密合性的評價試驗條件更為嚴(yán)格。換言之，本發(fā)明的加熱時間比較長的氧化膜密合性試驗與用于銅合金板及引線架的制作的加熱工序中的在加熱溫度的高溫化下的氧化膜密合性相對應(yīng)(相關(guān))。
與此相對，在進(jìn)行如專利文獻(xiàn)2、3那樣的上述3分鐘較短時間的加熱的氧化膜密合性的評價試驗條件中，可以說與用于銅合金板及引線架的制作的加熱工序中的在加熱溫度的高溫化下的氧化膜密合性的對應(yīng)(相關(guān))不充分。即，在專利文獻(xiàn)2、3的氧化膜密合性的評價試驗條件下，即使結(jié)果良好，在用于銅合金板及引線架的制作的加熱工序中的在加熱溫度的高溫化下的氧化膜密合性也未必良好。
如表1、2所表明，本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金即發(fā)明例1～13是拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度。另外，該銅合金板的以JISB0601法為基準(zhǔn)的表面粗糙度測量中的中心線平均粗糙度Ra為0.2μm以下，最大高度Rmax為1.5μm以下。
而且，發(fā)明例1～13由于在最終連續(xù)退火后按優(yōu)選的條件進(jìn)行用硫酸水溶液的洗凈處理，因而粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku為5.0以下。其結(jié)果具有氧化膜剝離溫度為350℃以上的優(yōu)良的氧化膜密合性。因此，發(fā)明例1～13作為半導(dǎo)體母材，在半導(dǎo)體封裝的組裝時的樹脂和焊盤的密合性高，封裝的可靠性高。
與此相對，比較例14、15在最終連續(xù)退火后未按照優(yōu)選的條件進(jìn)行用硫酸水溶液的洗凈處理。比較例16用該硫酸水溶液的洗凈處理的硫酸濃度過低。比較例17用該硫酸水溶液的洗凈處理的硫酸濃度過高。比較例18用該硫酸水溶液的洗凈處理的浸漬時間過長。這些結(jié)果是，比較例14～18的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku超過5.0。
另一方面，比較例14～18是本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金，是拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度，表面粗糙度測定中的中心線平均粗糙度Ra為0.2μm以下，最大高度Rku為1.5μm以下。但是，由于比較例14～18的粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku超過5.0，因而氧化膜剝離溫度不足350℃，氧化膜密合性差。因此，比較例14～18作為半導(dǎo)體母材，在半導(dǎo)體封裝的組裝時的樹脂和焊盤的密合性低，封裝的可靠性也低。
比較例19～22由于在最終連續(xù)退火后按照優(yōu)選的條件進(jìn)行用硫酸水溶液的洗凈處理，因而粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku為5.0以下，具有優(yōu)良的氧化膜密合性。
但是，比較例19的Fe的含量低于下限0.01％，強(qiáng)度水平低，不能作為半導(dǎo)體母材使用。
比較例20的Fe的含量高于上限5.0％，導(dǎo)電率明顯降低，不能作為半導(dǎo)體母材使用。
比較例21的P的含量低于下限0.01％，強(qiáng)度水平低，不能作為半導(dǎo)體母材使用。
比較例22的P的含量高于上限0.15％，在熱軋中產(chǎn)生裂紋，因此，在此時刻中斷試制。
根據(jù)上述結(jié)果證實了，除高強(qiáng)度化之外，用于具有優(yōu)良的氧化膜密合性的本發(fā)明銅合金板的成分組成、表面粗糙度規(guī)定的臨界的意義，及用于得到該表面粗糙度的優(yōu)選的制造條件的意義。
表1
*在各元素含量的表示中，-表示檢測界限以下。
表2
實施例2 下面說明本發(fā)明的實施例。如表4所示，只對最終低溫退火時的張力條件進(jìn)行各種改變，制造了表3所示的各化學(xué)成分組成的Cu—Fe—P系銅合金薄板。而且，對這些相對于各銅合金薄板的軋制方向為水平方向的r值和彎曲加工性進(jìn)行了評價。這些結(jié)果如表4所示。
具體而言，將表3所示的各化學(xué)成分組成的銅合金分別用感應(yīng)爐進(jìn)行溶化之后，通過半連續(xù)鑄造法鑄成鑄錠，得到厚70mm×寬200mm×長500mm的鑄錠。對各鑄錠的表面進(jìn)行端面切削并加熱后，進(jìn)行熱軋做成厚16mm的板，從650℃以上的溫度在水中進(jìn)行淬火。然后，除去氧化皮之后，進(jìn)行一次冷軋(半精制軋制)。對該板進(jìn)行端面切削后，實行邊進(jìn)行中間退火邊進(jìn)行冷軋，接著在400℃進(jìn)行最終退火，得到適應(yīng)于引線架的薄型化的厚0.15mm的銅合金板。
在最終冷軋的每一軋道的最小壓下率及最終低溫退火時對板負(fù)荷的的張力如表4所示。這樣只是對在最終冷軋的每一軋道的最小壓下率及最終低溫退火時的板的張力條件進(jìn)行各種改變，以控制相對于各銅合金板的軋制方向為平行方向的r值。
另外，如表3所示的銅合金都是除了記載元素量后的余量組成為Cu，作為其它的雜質(zhì)，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、混合稀土金屬的含量按這些元素的合計計為0.1質(zhì)量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.0001～1.0質(zhì)量％的范圍，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.001～1.0質(zhì)量范圍，另外，還將這些元素全部的合計量設(shè)為1.0質(zhì)量％以下。
另外，各例都是從得到的銅合金板上切出試樣，進(jìn)行拉伸試驗、導(dǎo)電率等測定、彎曲試驗。這些結(jié)果如表4所示。
(拉伸試驗) 拉伸試驗是按照上述的r值測定的條件，使用5882型Instron社制的萬能試驗機(jī)，在室溫、試驗速度為10.0mm/min、GL＝50mm的條件下，測定了拉伸強(qiáng)度、0.2％屈服應(yīng)力、r值。
(導(dǎo)電率測量) 銅合金板試樣的導(dǎo)電率是使用銑床對寬10mm×長300mm的短片狀的試驗片進(jìn)行加工，使用雙電橋式電阻測量裝置測量電阻，通過平均橫截面法而計算出來的。
(彎曲加工性的評價試驗) 銅合金板的彎曲試驗根據(jù)日本銅協(xié)會技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。將板材切成寬10mm×長30mm，邊進(jìn)行Good Way(彎曲軸在軋制方向為直角)的彎曲，邊用50倍的光學(xué)顯微鏡觀察有無彎曲部的裂紋。而且，求出了不產(chǎn)生裂紋的最小曲率半徑R和銅合金板的厚度t(0.15mm)之比R/t。該R/t小的彎曲加工性優(yōu)良。但是，由于強(qiáng)度越高必然使彎曲加工性越低，因而在用作引線架等半導(dǎo)體材料的銅合金板的情況下，若硬度在150～200Hv內(nèi)則求出R/t不足1.5，若200Hv以上則求出R/t不足2.0。因為不足150Hv是本發(fā)明的對象外的低硬度(低強(qiáng)度)，若不足150Hv則求出R/t不足0.5。
如表3、4所表明，本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金即發(fā)明例31～43是拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度。而且，由于發(fā)明例31～43在最終退火時使板負(fù)載優(yōu)選的張力，因而相對于銅合金薄板的軋制方向為平行方向的r值為0.3以上。因此，發(fā)明例31～43作為半導(dǎo)體母材的彎曲加工性優(yōu)良。
與此相對，比較例44、45在最終退火時對板未施加張力。其結(jié)果是，比較例44、45為本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金，雖然是拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度，但是相對于銅合金板的軋制方向為平行方向的r值不足0.3。因此，比較例44、45作為半導(dǎo)體母材的彎曲加工性差。
比較例46的Fe的含量低于下限0.01％，強(qiáng)度水平低，在這一點來看，盡管相對于銅合金薄板的軋制方向為平均方向的r值為0.3以上，但不能作為半導(dǎo)體母材使用。
比較例47的Fe的含量稍微偏離上限5.0％，對于強(qiáng)度的分配，彎曲加工性差。另外，即使與發(fā)明例同等強(qiáng)度水平例相比較，也對于強(qiáng)度的分配導(dǎo)電率明顯降低，不能作為半導(dǎo)體母材使用。
比較例48的P的含量低于下限0.01％，強(qiáng)度水平低，在這一點來看，盡管相對于銅合金薄板的軋制方向為平均方向的r值為0.3以上，但不能作為半導(dǎo)體母材使用。
比較例49的P的含量高于上限0.15％，由于在熱軋中產(chǎn)生裂紋，因而在此時中斷試制。
比較例50的最終冷軋的每一軋道的最小壓下率不足20％。因此，盡管是本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金，但相對于銅合金板的軋制方向為平行方向的r值不足0.3，彎曲加工性差。
根據(jù)上述結(jié)果證實了，除高強(qiáng)度化之外，用于彎曲加工性也優(yōu)良的本發(fā)明銅合金板的成分組成、r值規(guī)定的臨界的意義、及用于得到該r值及高強(qiáng)度的優(yōu)選的制造條件的意義。
表3
*在各元素含量的表示中，-表示檢測界限以下。
表4
實施例3 下面，說明本發(fā)明的實施例。改變均質(zhì)化加熱處理、熱軋后的水冷卻起始溫度、中間退火溫度、最終連續(xù)退火時的穿引速度等制造條件，制造了Cu—Fe—P系銅合金薄板。而且，對這些各銅合金板的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比等拉伸特性，或者拉伸強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)電率、剪切面率等特性進(jìn)行了評價。這些結(jié)果如表5所示。
具體而言，使用大氣熔化爐即感應(yīng)爐熔化了表5所示的各化學(xué)成分組成的銅合金熔融金屬，用半連續(xù)鑄造法得到了厚70mm×寬200mm×長500mm的鑄錠。
對這些各鑄錠的表面進(jìn)行端面切削，按表6所示的條件(溫度×?xí)r間)進(jìn)行了加熱·均熱后，在950℃的溫度下進(jìn)行熱軋做成厚16mm的板，從表6所示的起始溫度起在水中進(jìn)行淬火。然后，除去氧化皮，之后進(jìn)行了一次冷軋(半精制軋制)。對該板進(jìn)行端面切削之后，按表6所示的溫度邊進(jìn)行10個小時處理的中間退火邊進(jìn)行實行4軋道的冷軋的最終冷軋，得到適合于引線架的薄板化的厚0.15mm的銅合金板。對該銅合金板在350℃進(jìn)行按表6所示的穿引速度實行連續(xù)退火的最終退火，做成成品銅合金板。
另外，表5所示的銅合金都是除去了記載元素量后的余量組成為Cu，作為其它的雜質(zhì)，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬的含量按這些元素的合計計為0.1質(zhì)量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.0001～1.0質(zhì)量％的范圍，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.001～1.0質(zhì)量范圍，另外，還將這些元素全部的合計量設(shè)為1.0質(zhì)量％以下。
對于這樣得到的銅合金板，各例都是從銅合金板將相對于軋制方向垂直的板寬方向作為長度方向切出試驗片(試樣)，對各試樣的拉伸彈性模量及均勻伸長率和總伸長率之比，或者拉伸強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)電率、剪切面率等特性進(jìn)行了評價。這些評價結(jié)果分別如表6所示。
(剪切面率測定) 通過使用模擬銅合金板的引線沖裁的沖壓而設(shè)計的引線剖面的剪切面率(剪切面比率)來評價沖壓性。若該剪切面率為75％以下，則可以評價為沖壓性良好。根據(jù)該剪切面率進(jìn)行的評價，比起在銅合金板上沖裁引線，測定此時的飛邊高度的沖壓性的評價試驗，可以準(zhǔn)確地評價所要求的沖壓性。
沖壓試驗是使用沖壓機(jī)(間隙5％)，如圖2所示，在寬1mm×長10mm的引線上使用日本工作油制造的G-6316潤滑油，在銅合金板(試驗片)1上依次沖裁做成以相對于箭頭所示的軋制方向為垂直的板寬方向作為長度方向的沖孔2。
由此，沿長度方向切斷(用虛線3表示切斷部位)沖孔2的中心，從箭頭4的方向觀察沖孔2的切斷面，根據(jù)使用了光學(xué)式顯微鏡的切斷面的表面照片通過圖像解析求出。剪切面率是在切斷面中的剪切面的面積比率(剪切面的面積/切斷面的面積)，將切斷面的面積做成銅合金面的板厚0.15mm×測定寬度0.5mm，將剪切面的面積做成測定寬度0.5mm的范圍內(nèi)的剪切面的面積。每個試樣沖裁3個孔，每個孔在3個位置進(jìn)行測定(合計9個位置)，求出其平均值。
(硬度測定) 銅合金板試樣的硬度測定是使用顯微威氏硬度計施加0.5kg的載重在試樣的任意3個位置進(jìn)行的，硬度是作為它們的平均值計算出的。
(導(dǎo)電率測定) 銅合金板試樣的導(dǎo)電率是使用銑床對寬10mm×長300mm的短片狀的試驗片進(jìn)行加工，使用雙電橋式電阻測量裝置測量電阻，通過平均橫截面法而計算出來的。
如表5、6所表明，本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金即發(fā)明例51～61，其成分組成為本發(fā)明范圍內(nèi)，且在均質(zhì)化加熱處理、熱軋后的水冷卻起始溫度、最終連續(xù)退火時的穿引速度等制造條件為優(yōu)選的范圍內(nèi)制造。因此，發(fā)明例51～61具有拉伸彈性模量超過120GPa，同時，均勻伸長率/總伸長率不足0.50的拉伸特性。
其結(jié)果是，發(fā)明例51～61對于拉伸強(qiáng)度為500MPa以上、硬度為150Hv以上的高強(qiáng)度的分配，是相對的高導(dǎo)電率，另外，剪切面率為75％以下，沖壓性也優(yōu)良。
但是，F(xiàn)e的含量接近下限的發(fā)明例53及P的含量結(jié)晶下限的發(fā)明例55，與其它的發(fā)明例51、52等相比較，強(qiáng)度比較低。另外，F(xiàn)e的含量接近上限的發(fā)明例54及P的含量接近上限的發(fā)明例56，與其它的發(fā)明例51、52相比較，剪切面率比較高，導(dǎo)電率也比較低。
與此相對，比較例62～67中，盡管是與發(fā)明例1相同是本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金，但均質(zhì)化加熱處理、熱軋后的水冷卻起始溫度、最終連續(xù)退火時的穿引速度等制造條件偏離優(yōu)選的范圍。因此，比較例62～67中，拉伸彈性模量過低為120GPa以下、或者均勻伸長率/總伸長率過高為0.5以上。其結(jié)果是，比較例62～67剪切面率超過75％，沖壓性明顯較差。
比較例62的均質(zhì)化加熱處理時的時間過短。比較例63的均質(zhì)化加熱處理時的溫度過低。比較例64的熱軋后的水冷卻起始溫度過高。比較例65的熱軋后的水冷卻起始溫度過低。比較例66的中間退火溫度過高。比較例67的最終連續(xù)退火時的穿引速度過于緩慢。
比較例68～71的銅合金盡管是在制造方法為優(yōu)選的條件內(nèi)制造的，但其成分偏離本發(fā)明范圍。因此，比較例68～71中，拉伸彈性模量過低為120GPa以下、或者均勻伸長率/總伸長率過高為0.50以上。其結(jié)果是，比較例68～71剪切面率超過75％，沖壓性明顯較差。
比較例68的Fe的含量低于下限0.01％。因此，剪切面率高，沖壓性差，也不能實現(xiàn)高強(qiáng)度化。
比較例69的Fe的含量高于上限5.0％。因此，剪切面率高，沖壓性差，也不能實現(xiàn)高強(qiáng)度化。
比較例70的銅合金板P的含量低于下限0.01％，因此，剪切面率高，沖壓性差，也不能實現(xiàn)高強(qiáng)度化。
比較例71的銅合金板P的含量高于上限0.15％。因此在熱軋過程產(chǎn)生裂紋。
根據(jù)上述結(jié)果證實了，除高強(qiáng)度化之外，用于沖壓加工性也優(yōu)良的本發(fā)明銅合金板的成分組成、拉伸彈性模量、均勻伸長率/總伸長率等拉伸特性的臨界的意義，以及用于得到這樣的拉伸特性的優(yōu)選的制造條件的意義。
表5
*在各元素含量的表示中，-表示檢測界限以下。
表6
(實施例4) 下面，說明本發(fā)明的實施例。特別是改變在大氣熔化爐內(nèi)的熔化溫度和從鑄造開始至600℃的平均冷卻溫度(凝固速度℃/秒)，制造了具有含各種C、O、H的銅合金薄板。而且，對這些各銅合金薄板的拉伸強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)電率、鍍敷性等特性進(jìn)行了評價。這些結(jié)果如表8所示。
具體而言，對表7所示的各化學(xué)成分組成的銅合金，如表8所示那樣改變各自的熔化溫度和從鑄造開始至600℃的平均冷卻速度鑄造了鑄錠。熔化使用大氣熔化爐即感應(yīng)爐，通過半連續(xù)鑄造法得到了厚70mm×寬200mm×長500mm的鑄錠。
對表面進(jìn)行端面切削并將這些個鑄錠加熱后，在950℃的溫度下進(jìn)行熱軋做成厚16mm的板，從750℃以上的溫度起在水中進(jìn)行了淬火。然后，除去氧化皮，之后，進(jìn)行了依次冷軋(半精制軋制)。對該板進(jìn)行端面切削后，進(jìn)行邊采用中間退火邊實行四個循環(huán)的冷軋的最終冷軋，接著，在350℃用20秒的低溫條件進(jìn)行最終退火，得到了符合引線架的薄板化的厚0.15mm的銅合金板。
另外，表7所示的銅合金都是除去了記載元素量后的余量組成為Cu，作為其它的雜質(zhì)，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、C、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金屬的含量按這些元素的合計計為0.1質(zhì)量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.0001～1.0質(zhì)量％的范圍，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上的情況下，將合計量設(shè)為0.001～1.0質(zhì)量范圍，另外，還將這些元素全部的合計量設(shè)為1.0質(zhì)量％以下。
氧(O)的含量是使用日本堀廠制作所制的EMGA—650A型裝置，根據(jù)JIS Z 2613，用惰性氣體熔化法抽出試樣中的氧，用紅外線吸收法進(jìn)行了分析。氫(H)的含量是使用LECO公司制造的RH—402型裝置，根據(jù)JIS Z 2614，用惰性氣體熔化法抽出試樣中的氫，用熱傳導(dǎo)法進(jìn)行了分析。碳(C)的含量是使用日本堀廠制作所制的EMIA610型裝置，根據(jù)JIS Z 2615，在氧氣環(huán)境中進(jìn)行加熱抽出試樣中的氧，用燃燒紅外線吸收法進(jìn)行分析。
對這樣得到的銅合金板，各例都是從銅合金板上切出試樣，對各試樣的拉伸強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)電率、鍍敷性等特性進(jìn)行了評價。這些結(jié)果分別如表8所示。
(鍍敷性的評價) 對于銅合金板試樣，從上述得到的銅合金板上切出25mm×60mm的試樣之后，實施模擬實際的引線架中的鍍敷工序的鍍Ag，實體顯微鏡(×40)在任意試樣中央部位附近10cm2的范圍觀察了鍍敷面的表里面。而且，測定了作作為該測定部位的如圖3所示的鍍敷層的突起所觀察的鍍敷異常析出(突起)發(fā)生個數(shù)。若發(fā)生個數(shù)不足2個/cm2則評價為○，若為2個/cm2以上，則因?qū)⒄兄潞附硬涣嫉龋荒茏鳛榘雽?dǎo)體引線架使用而評價為×。上述鍍Ag，是在實施了電解脫脂、酸洗、水洗等前期處理的試樣的表里面，用市場銷售的鍍Cu鹽浴實施Cu基底鍍敷之后，用市場銷售的鍍Ag鹽浴實施純Ag鍍敷。Cu基底鍍敷在溫度60～65℃、電流密度5A/dm2、處理時間10秒鐘的條件下進(jìn)行，純Ag鍍敷在溫度60～65℃、電流密度7A/dm2、處理時間60秒鐘的條件下進(jìn)行。
(硬度測定) 銅合金板試樣的硬度測定用顯微威氏硬度計施加0.5kg的載重在3個部位進(jìn)行，硬度取它們的平均值。
(導(dǎo)電率測定) 銅合金板試樣的導(dǎo)電率是使用銑床對寬10mm×長300mm的短片狀的試驗片進(jìn)行加工，使用雙電橋式電阻測量裝置測量電阻，通過平均橫斷面法而計算出來的。
如表7、8所表明，本發(fā)明組成內(nèi)的銅合金即發(fā)明例81～95，是使在大氣熔化爐的熔融金屬的熔化溫度和從鑄造開始至600℃的平均冷卻速度合適而制造的。因此，發(fā)明例81～95的Fe、P以及C含量在本發(fā)明范圍內(nèi)。
其結(jié)果是，發(fā)明例81～95即使存在一定程度的O、H，按照拉伸強(qiáng)度在500MPa以上、硬度在150Hv以上的高強(qiáng)度的比例，也是相對的高導(dǎo)電率，另外，鍍敷性也優(yōu)良。
與此相對，比較例96、97中，在大氣熔化爐內(nèi)的熔化溫度過低、或者自鑄造開始至600℃的平均冷卻速度過小、C含量過少。其結(jié)果是，盡管O、H含量在，但與發(fā)明例相比，鍍敷性差。
比較例98、99的O、H含量過高。其結(jié)果是，雖然C含量多但同樣因O、H含量高，與上限水平的發(fā)明例84、85相比，強(qiáng)度及鍍敷性明顯變差。
比較例100的Fe的含量過少。因此，盡管C含量在本發(fā)明范圍內(nèi)、鍍敷性優(yōu)良，但強(qiáng)度及硬度低。
比較例101的銅合金，F(xiàn)e含量過多。因此，盡管C含量在本發(fā)明范圍內(nèi)，但強(qiáng)度及硬度、導(dǎo)電率都低。
比較例102的銅合金，P含量過少。因此，盡管C含量在本發(fā)明范圍內(nèi)且鍍敷性優(yōu)良，但強(qiáng)度及硬度、導(dǎo)電率都低。
比較例103的銅合金，P含量過多。因此在熱軋過程板端部產(chǎn)生了裂紋。
比較例104在大氣熔化爐內(nèi)的熔化溫度高，C含量過多。其結(jié)果是，盡管O、H含量在本發(fā)明范圍內(nèi)，但與發(fā)明例相比，鍍敷性差。
根據(jù)以上結(jié)果證實了，除高強(qiáng)度化之外，用于使高強(qiáng)度化和防止鍍敷的異常析出的優(yōu)良的鍍敷性均能實現(xiàn)的C含量等的臨界的意義、以及用于得到這樣的拉伸特性的優(yōu)選的制造條件的意義。
表7
*在各元素含量的表示中，-表示檢測界限以下。
表8
雖然參照特定的實施方式詳細(xì)地說明了本發(fā)明，但是，作為本行業(yè)專業(yè)人員明白，在不脫離本發(fā)明的精神和范圍可加以各種變更及修正。本專利申請以2006年10月2日申請的日本專利申請(特愿2006—270918)、2006年10月5日申請的日本專利申請(特愿2006—274309)、2006年11月17日申請的日本專利申請(特愿2006—311899)及2006年11月17日申請的日本專利申請(特愿2006—311900)為基礎(chǔ)，其內(nèi)容在此作為參照。
產(chǎn)業(yè)上應(yīng)用的可行性 如上述說明，根據(jù)本發(fā)明，可以提供不僅高強(qiáng)度化，而且氧化膜密合性也優(yōu)良，且使這些特性并存(兼?zhèn)?的Cu—Fe—P系銅合金板。其結(jié)果是，可以提供半導(dǎo)體封裝組裝時的樹脂和焊盤的密合性高且封裝的可靠性高的半導(dǎo)體母材。因此，作為小型化及輕量化的電氣電子部件用，除半導(dǎo)體裝置用引線架之外，還可以應(yīng)用于引線架、連接器、端子、開關(guān)、繼電器等要求高強(qiáng)度化和氧化膜密合性＝封裝的可靠性的用途。
另外，根據(jù)本發(fā)明，可以提供不僅高強(qiáng)度化而且彎曲加工性也優(yōu)良，且使這些特性并存(兼?zhèn)?的Cu—Fe—P系銅合金板。其結(jié)果是，可提供可靠性高的半導(dǎo)體母材。因此，作為小型化及輕量化的電氣電子部件用，除半導(dǎo)體裝置用引線架之外，還可以應(yīng)用于引線架、連接器、端子、開關(guān)、繼電器等要求高強(qiáng)度化和彎曲加工性的用途。
另外，根據(jù)本發(fā)明，可以提供不僅高強(qiáng)度化而且沖壓性也優(yōu)良，且使這些特性并存(兼?zhèn)?的Cu—Fe—P系銅合金板。其結(jié)果是，作為小型化及輕量化的電氣電子部件用，除半導(dǎo)體裝置用引線架之外，還可以應(yīng)用于引線架、連接器、端子、開關(guān)、繼電器等要求高強(qiáng)度化和嚴(yán)格的彎曲加工性的用途。
再者，根據(jù)本發(fā)明，可以提供不僅高強(qiáng)度化，而且鍍敷性也優(yōu)良，且使這些特性并存(兼?zhèn)?的Cu—Fe—P系銅合金板。其結(jié)果是，作為小型化及輕量化的電氣電子部件用，除半導(dǎo)體裝置用引線架之外，還可以應(yīng)用于引線架、連接器、端子、開關(guān)、繼電器等要求高強(qiáng)度化和嚴(yán)格的彎曲加工性的用途。
權(quán)利要求
1、一種電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量是Cu及不可避免的雜質(zhì)，其中，
根據(jù)JIS B0601中規(guī)定的表面粗糙度測定法測定的該銅合金板的中心線平均粗糙度Ra為0.2μm以下，最大高度Rmax為1.5μm以下，
并且，粗糙度曲線的突出度即峰度值Rku為5.0以下。
2、如權(quán)利要求1所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板的與軋制方向平行的方向上的r值為0.3以上。
3、如權(quán)利要求1所述的電氣電子用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板采用將以與軋制方向正交的板寬方向作為長度方向的試驗片進(jìn)行拉伸試驗而求出的所述銅合金板的拉伸彈性模量超過120GPa，并且，均勻伸長率和總伸長率之比即均勻伸長率/總伸長率低于0.50。
4、如權(quán)利要求1所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板還含有C3～15ppm，并且，將O限定為40ppm以下，將H限定為1.0ppm以下。
5、如權(quán)利要求1～4中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板以質(zhì)量％計還含有Sn0.005～5.0％。
6、如權(quán)利要求1～5中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板以質(zhì)量％計還含有Zn0.005～3.0％。
7、如權(quán)利要求1～6中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，在所述銅合金板中，將S限定為20ppm以下，將Pb限定為20ppm以下。
8、如權(quán)利要求1～7中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板的拉伸強(qiáng)度為500MPa以上，硬度為150Hv以上。
9、如權(quán)利要求1～8中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板以質(zhì)量％計還含有合計為0.0001～1.0％的Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上。
10、如權(quán)利要求1～9中的任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板以質(zhì)量％計還含有合計為0.001～1.0％的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上。
11、如權(quán)利要求1～10中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，所述銅合金板以質(zhì)量％計還含有合計為0.0001～1.0％的Mn、Mg、Ca中的一種或者兩種以上，和合計為0.001～1.0％的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一種或者兩種以上，并且，所含有的這些元素的合計含量為1.0％以下。
12、如權(quán)利要求1～11中任一項所述的電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，在所述銅合金板中，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、混合稀土金屬這些元素的合計含量為0.1質(zhì)量％以下。
13、一種電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量是Cu及不可避免的雜質(zhì)，其中，
拉伸強(qiáng)度為500MPa以上，硬度為150Hv以上，
銅合金板的與軋制方向平行的方向上的r值為0.3以上。
14、一種電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量是Cu及不可避免的雜質(zhì)，其中，
采用將以與軋制方向正交的板寬方向作為長度方向的試驗片進(jìn)行拉伸試驗而求出的拉伸彈性模量超過120GPa，
并且，均勻伸長率和總伸長率之比即均勻伸長率/總伸長率低于0.50。
15、一種電氣電子部件用銅合金板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％、C3～15ppm，并且，將O限定為40ppm以下，將H限定為1.0ppm以下。
16、如權(quán)利要求1～15中任一項所述的電氣電子部件用合金板，其特征在于，所述銅合金板用于半導(dǎo)體引線架。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強(qiáng)度且為了應(yīng)對封裝裂縫及剝離問題而提高了氧化膜密合性的Cu-Fe-P系銅合金板。本發(fā)明的電氣電子部件用銅合金板以質(zhì)量％計分別含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。其特征在于，以JIS B0601法為基準(zhǔn)的對該銅合金板的表面粗糙度測定中的中心線平均粗糙度Ra為0.2μm以下，最大高度Rmax為1.5μm以下，并且，粗糙度曲線的突出度(峰度值)Rku為5.0以下。
文檔編號C22C9/00GK101522926SQ20078003675
公開日2009年9月2日 申請日期2007年9月26日 優(yōu)先權(quán)日2006年10月2日
發(fā)明者有賀康博, 尾崎良一, 三輪洋介 申請人:株式會社神戶制鋼所