专利名称：电气电子部件用铜合金板的制作方法
技术领域：
本发明涉及(1)高强度且为了处理封装裂缝及剥离问题而提高了氧化膜密合性的Cu—Fe—P系铜合金板、(2)高强度且具备优良的弯曲加工性的Cu—Fe—P系铜合金板、(3)高强度且在冲压加工时的冲压性优良的Cu—Fe—P系铜合金板、以及(4)高强度且镀敷性优良的Cu—Fe—P系铜合金板。本发明的铜合金板，适合作为半导体装置用引线架的原材料，除半导体装置用引线架之外，还适合作为其它的半导体部件、印刷线路板等的电气·电子部件材料、开关部件、母线、端子·连接器等机构部件等各种电气电子部件使用。但在以下的说明中，作为代表性的用途，是以在半导体部件即引线架所使用的情况为中心进行说明的。
背景技术：
以往，作为半导体引线架用铜合金板，通常广泛使用含有Fe和P的Cu—Fe—P系的铜合金板。作为这些Cu—Fe—P系的铜合金板，例如可例示含有Fe0.05～0.15％、P0.025～0.040％的铜合金(C19210合金)及含有Fe2.1～2.6％、P0.015～0.15％、Zn0.05～0.20％的铜合金(CDA194合金)。这些Cu—Fe—P系的铜合金，若在铜母相中析出Fe—P等的金属间化合物，则即使在铜合金中，强度、导电性及热传导性优良，因而作为国际标准合金而得到广泛使用。
近年来，随着电子设备所使用的半导体装置的大容量化、小型化、高性能化，而推进了半导体装置所使用的引线架设为小剖面面积，要求更高的强度、导电性、热传导性。与此相伴随，还要求这些半导体装置所使用的引线架中使用的铜合金板，有更进一步的高强度化、热传导性。
另一方面，由于用热硬化性树脂来密封半导体芯片的封装其经济性和批量生产性优良，因而半导体器件的塑料封装已成为主流。这些封装随着最近的电子部件的小型化的要求而日益薄型化。
在这些封装的安装中，使用Ag膏将半导体芯片加热粘结于引线架，或者通过Au、Ag等的镀敷层进行软钎焊或进行Ag硬钎焊。而且，然后进行树脂密封，在进行了树脂密封之后，通常在外引线上进行镀敷的外包装。
与这些封装的可靠性有关的最大的课题是在表面安装时产生的封装裂缝及剥离的问题。封装的剥离是对半导体封装进行了组装之后，在树脂和焊盘(引线架的装载半导体芯片的部分)的密合性降低的情况下因以后的加热处理时的热应力而产生的。
与此相对，封装裂缝在对半导体封装进行组装之后，由于注塑树脂从大气中吸湿，因而若在以后的表面安装的加热中使水分气化，在封装内部存在裂缝，则水蒸气聚集在剥离面而作为内压起作用。因该内压或者在封装上产生膨胀，或者使树脂不耐内压而产生裂缝。由于若在表面安装后的封装内产生裂缝则使水分及杂质进入而腐蚀芯片，因而危害作为半导体的功能。另外，因封装膨胀而造成外观不良失去商品价值。近年来，随着上述封装的薄型化的进展，这样的封装裂缝及剥离的问题尤为明显。
在此，封装裂缝及剥离的问题是因树脂和焊盘的密合性不良而引起的，但对树脂和焊盘的密合性带来的最大影响的，是引线架母材的氧化膜。引线架母材因板的制造及引线架制作而经过各种加热工序。因此，在镀Ag前，在母材的表面形成有数十～数百纳米厚的氧化膜。由于在焊盘的表面经由该氧化膜使铜合金板和树脂相接，因而，与该氧化膜的引线架母材的剥离当然会造成树脂和焊盘的剥离，使在因线板母材的树脂的密合性明显降低。
因此，封装裂缝及剥离这一问题与和该氧化膜的引线架的密合性有关。因此，对于作为引线架母材的进行了上述高强度化的Cu—Fe—P系的铜合金板，要求形成于表面的氧化膜的密合性经过各种加热工序仍旧很高。
而且，为了提高生产效率及高效化，在用于铜合金板及引线架的制作的各种上述加热工序中的加热温度，正日益高温化。例如，在引线架制作工序中，要求在更高温度·短时间进行在冲压加工后等的加热处理。随着这样的加热温度的高温，存在生成于引线架母材的氧化膜因疏密化等问题，比起以往的用低温加热生成的氧化膜，更容易与引线架母材剥离这一新问题。
尽管数量少但以前还是有提案提出提高氧化膜密合性的问题。例如，专利文献1中提出的是控制铜合金表层的结晶定向。即，专利文献1提出，在用引线架母材铜合金的XRD的薄膜法进行的外表层的结晶定向中，将相对于{111}峰值强度的{100}峰值强度比设为0.04以下，以提高氧化膜密合性。另外，在该专利文献1中，虽然包含所谓的引线架母材铜合金，但实际例示的Cu—Fe—P系铜合金只是一种Fe的含量多达2.4％以上的Cu—Fe—P系铜合金。
另外，专利文献2、3中着眼于Cu—Fe—P系铜合金板的表面粗糙度，提出通过将表面粗糙度测定中的中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下，最大高度Rmax设为1.5μm以下，以提高氧化膜密合性。具体而言，在该专利文献2、3中，这些表面粗糙度的控制是通过冷轧的轧制辊的种类(表面粗糙度)来进行控制的。
另外，近年来，随着Cu—Fe—P系铜合金的用途扩大及电气、电子设备的轻量化、薄型化、小型化等，也要求这些铜合金有更高的强度及导电性、优良的弯曲加工性。作为这样的弯曲加工性，要求有可进行成叠弯曲或者局部冲裁后的90°等严格的弯曲加工的特性。
与此相对，以往，公知通过使晶粒微细化或者对晶体·析出物的分散状态进行控制，可以在一定程度上提高弯曲加工性(参照专利文献4、5)。
另外，在Cu—Fe—P系合金中，为了提高弯曲加工性等诸特性，还有提案提出对集合组织进行控制。具体而言，提案提出或者铜合金板的(200)面的X射线衍射强度I(200)晶面和(220)晶面的X射线衍射强度I(220)之比即I(200)/I(220)为0.5以上10以下，或者Cube方位的方位密度D(Cube方位)为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)为0.1以上5以下(参照专利文献6)。
再者，还有提案提出，铜合金板的(200)晶面的X射线衍射强度I(200)和(311)面的X射线衍射强度I(311)之和与(220)晶面的X射线衍射强度I(220)之比，即[I(200)+I(311)]/I(220)为0.4以上(参照专利文献7)。
另一方面，对这些进行了高强度化的铜合金板还要求在进行了上述小横截面化的引线架的加工性。具体而言，为了对铜合金板的引线架进行冲压加工，要求铜合金板具有优良的冲裁性。该要求不论是引线架之外的用途，还是对铜合金板进行冲压加工的用途都是一样的。
在Cu—Fe—P系铜合金板中，以往，提高冲压性的方法广泛使用对Pb、Ca等的微量添加及使构成断裂的起点的化合物分散等的化学成分进行控制的方法、对晶粒粒径等进行控制的方法。
但是，这些方法存在或者控制自身较为困难，或者引起其它特性的劣化，或者因此而使制造成本上升等问题。
与此相对，有提案着眼于Cu—Fe—P系铜合金板的组织，提高冲压性及弯曲加工性的技术。例如，专利文献8公开的技术是，含有Fe0.005～0.5wt％、P0.005～0.2wt％，根据需要还含有Zn0.01～10wt％、Sn0.01～5wt％中的一方或者双方，余量为由Cu和不可避免的杂质组成的Cu—Fe—P系铜合金板。而且，专利文献8，通过控制该铜合金板的结晶方位的集成度来提高冲压性(参照专利文献8)。
更具体地说，专利文献8中，该集成度控制利用的是，随着使铜合金板进行再结晶、增大组织的晶体粒径，而增加对板表面的{200}、{311}面的集成比例，若进行轧制则增加{220}面的集成比例。而且，其特征在于，相对于{200}、{311}面，增加的板表面的{220}面的集成比例来提高冲压性。更具体地说，就是在设来自在该表面的{200}面的X射线衍射强度为I[200]、设来自{311}面的X射线衍射强度为I[311]、设来自{220}面的X射线衍射强度为I[220]时，做成满足关系式[I[200]+I[311]]/I[220]<0.4。
另外，上述专利文献6及专利文献7中也公示了提高冲压性的铜合金板)参照专利文献6、7)。
再者，专利文献9提出，为了提高Cu—Fe—P系铜合金板的弯曲性而将I(200)/I(110)设为1.5以下(参照专利文献9)。
另外，公知还有其它的铜合金系，但为了提高Cu—Ni—Si系铜合金(钢镍硅合金)板的弯曲加工性，而将铜合金板的拉伸特性中的均匀伸长率和总伸长率之比做成0.5以上(参照专利文献10)。
另外，这些进行了高强度化的铜合金板，在实施了冲压机冲裁加工(冲压加工)、弯曲加工等之后，再实施Ag等的镀敷做成半导体引线架。
但是，在该Ag等的镀敷表面，有时部分(局部)发生在图3(附图代用的SEM照片，放大500倍)上用箭头所示的点这样的用显微镜观察作为镀敷层的突起的镀敷异常析出。若发生该镀敷的异常析出，则将招致焊接不良等而不能作为半导体引线架使用。
该镀敷的异常析出当然既不会在镀敷表面的整个面上发生，也不会在每个制作的半导体引线架上大量产生。但是，通过半导体引线架的高效率的大批量生产线，在所制作的半导体引线架上，例如即使发生个数是仅有的ppm级，在发生镀敷的异常析出的情况下，也难以避免对生产线的生产速度及生产效率的重大影响。
现在据推测，该镀敷的异常析出是在铸造·熔化工序生成的粗晶的夹杂物(氧化物及结晶物)在最终产品板表面的残存及由氢引起的粗晶的通孔等表面缺陷的原因。在异常析出有镀敷的镀敷部分正下方的最终产品板表面上，大多数情况下，存在、残存有由粗晶的夹杂物(氧化物及结晶物)或者氢引起的粗晶的通孔等表面缺陷。
在铸造·熔化工序阶段难以避免这种Cu—Fe—P系铜合金中含有一定程度的氢及氧等，在熔化·铸造工序生成的粗晶的夹杂物(氧化物及结晶物)残存至最终产品，就难以避免由氢引起的通孔作为表面缺陷出现。
用于半导体引线架用铜合金的高强度化及冲压性、弯曲加工性等的高成形性化的提案以往已提出很多。但是，几乎没有提出对半导体引线架用铜合金的镀敷性，特别是对Cu—Fe—P系铜合金中的镀敷性，而且对上述镀敷的异常析出进行改良的技术。
其中，有提案提出在铜合金板中含有Fe1.5～2.3重量％或者P0.015～0.045重量％和比较多地含有Fe、P，以提高镀敷性的技术(专利文献11)。另外，专利文献11还提出使C达到10～100ppm和比较多地含有之以防止晶界裂纹设为技术。
专利文献1日本国特开2001—244400号公报 专利文献2日本国特开平2—122035号公报 专利文献3日本国特开平2—145734号公报 专利文献4日本国特开平6—235035号公报 专利文献5日本国特开2001—279347号公报 专利文献6日本国特开2002—339028号公报 专利文献7日本国特开2000—328157号公报 专利文献8日本国特开2000—328158号公报 专利文献9日本国特开2006—63431号公报 专利文献10日本国特开2002—266042号公报 专利文献11美国专利2962139号公报 但是，这些现有技术中，还达不到本发明提出的保障高水平的氧化膜密合性。即，不能综合处理在高温的加热温度下生成的引线架母材表面的氧化膜更容易与引线架母材产生剥离这一新的问题。
首先，专利文献1中的Cu—Fe—P系铜合金实质上的Fe的含量，如上所述，最低也多达超过2.4质量％。在这一点上，专利文献1的技术在Fe含量多的Cu—Fe—P系铜合金的氧化膜密合性提高方面也许的确有效。实际上，在专利文献1中，已经将Fe含量为2.41％的实施例1的Cu—Fe—P系铜合金的氧化膜密合性在氧化膜的剥离极限温度下，提高至633K(360℃)。
但是，若Fe含量多达超过2.4质量％，则在高温的加热温度下生成的引线架母材表面的氧化膜变得更易于与引线架母材剥离。另外，还产生不仅使导电性的材料特性而且使铸造性等生产性明显降低的其它问题。
另外，由于过分提高导电率，还存在例如若增加上述析出粒子的析出量，则将招致析出粒子的生长·粗大化，降低强度及耐热性的问题。换言之，专利文献1的技术不能兼备对Cu—Fe—P系铜合金所要求的高强度及氧化膜密合性。
因此，通过将Fe含量实质上降低到0.5％以下的组成，即使将该专利文献1的技术直接应用于进行了高强度化的Cu—Fe—P系铜合金，也不能得到对上述的引线架等所要求的氧化膜密合性。
另外，如专利文献2、3所述，在将上述中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下，将最大高度Rmax设为1.5μm以下的情况下，与表面粗糙度比此大的Cu—Fe—P系铜合金板相比，的确提高了氧化膜密合性。
但是，根据本发明者们的发现，对于在上述的本发明作为目的的在更高温下的加热而生成的氧化膜的氧化膜密合性，如下所述，即使在将相同(相等)的中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下以及将最大高度Rmax设为1.5μm的情况下，还是会意外地在氧化膜密合性能上产生大的差异。
这表示中心线平均粗糙度Ra及最大高度Rmax之外的要素(要因)有很大的关系。而且，该情况意味着，只要不控制该要素(要因)，就不能提高在本发明中作为目的的在更高温度下生成的氧化膜的氧化膜密合性。
另外，在迄今为止的铜合金高强度化的方法即添加Sn及Mg的固溶强化元素及冷轧的加工效率增加的由强加工带来的加工硬化量增大中，势必会随着弯曲加工性的劣化，难以使必要的强度和弯曲加工性并存。但是，为了得到可适应近年的电气、电子零件的上述轻薄短小化的诸如拉伸强度为500MPa以上的高强度Cu—Fe—P系合金，必须增大由这样的冷轧的强加工带来的加工硬化量。
对于这样的高强度Cu—Fe—P系合金，只用上述专利文献4、5等的晶粒细化及结晶·析出物的分散状态控制等组织控制方法，还有上述专利文献6、7等的集合组织的控制方法，相对于上述成叠弯曲或者局部冲裁后的90°弯曲等严格的弯曲加工，不能充分提高弯曲加工性。
另外，上述的专利文献6及8中，增加对板表面的{220}面及{200}面的集成比例以提高冲压性。通过增加这些特定面的集成比例，确实提高了Cu—Fe—P系铜合金板的冲压性。
但是，上述引线架的小横断面化越来越先进，引线宽(0.5mm→0.3mm)及板厚(0.25mm→0.15mm)也变得越来越小，对进行了高强度化的Cu—Fe—P系铜合金板的冲压加工时的冲压加工性提高的要求变得更加严格。因此，如上述专利文献6及8那样的由组织的集成比例控制带来的冲压加工性提高效果，还不能满足该要求的冲压性。
另外，如上述的专利文献10那样的铜合金板的弯曲加工性的提高方法中，不能提高所要求的冲压性。在专利文献10作为对象的是0.2％屈服应力为800MPa水平、导电率为40％IACS水平的Cu—Ni—Si系铜合金(铜镍硅合金)，与本发明的Cu—Fe—P系铜合金，合金系及特性完全不同。另外，所谓弯曲加工性和冲压性是机理完全不同的特性，如专利文献10那样，在设均匀伸长率和总伸长率之比为0.5以上的情况下，如后所述，将会降低本发明的Cu—Fe—P系铜合金的冲压性。
另外，如专利文献11，在含有Fe、P较多的情况下，由于在铸造·熔化工序生成的粗晶的夹杂物(氧化物及结晶物)的量也比较多，而使它们大量残留于最终成品板表面，因而反倒诱发上述的镀敷的异常析出。
另外，在专利文献11中，没有将由作为上述的镀敷的异常析出的原因的氢引起的通孔等表面缺陷作为问题，因而不可能能防止由此引起的镀敷的异常析出。
再者，在专利文献11中，在铜板的制造工序，在熔融金属流体内添加Fe—C母合金，做成含C多达10～100ppm。但是，C非常易于散逸，由于在添加到熔融金属的瞬间就进行散逸，因而通常很难使熔融金属含有C为10ppm以上。另外，如下所述，根据本发明者们的发现，在Cu—Fe—P系铜合金中，在大量含有C的情况下，反倒促进了镀敷的异常析出。
因此，对于防止上述的镀敷的异常析出有效的技术，迄今为止还几乎没有提出。因此，为了防止上述的镀敷的异常析出，包括Cu—Fe—P系铜合金，一般在铸造·熔化工序等，就要更积极地降低作为镀敷的异常析出的原因的氢及氧等的含量。
但是，在铜板的制造工序特别是在铸造·熔化工序等中，将氢及氧等的含量更积极地将至极微量，即使在铜板的制造工序也将成为提升制造成本、降低生产效率的主要原因。因此，Cu—Fe—P系铜合金，在铸造·熔化工序阶段，难以避免含有一定程度的氢及氧等。
因此，Cu—Fe—P系铜合金中，在熔化·铸造工序生成的粗晶的夹杂物(氧化物及结晶物)将残存至成品板，难以避免由氢引起的通孔作为表面缺陷出现。
因此，在铸造·熔化工序阶段，即使含有一定程度的氢及氧等，也要求可以防止上述的镀敷的异常析出那样的Cu—Fe—P系铜合金板。
发明内容
本发明是为了解决这样的课题而设立的，其目的在于，提供一种Cu—Fe—P系铜合金板，使高强度化和因更高温度下的加热而生成的氧化膜优良的氧化膜密合性并存。
另外，本发明的另一目的在于，提供一种兼备高强度及优良的弯曲加工性的Cu—Fe—P系铜合金板。
另外，本发明的另一目的在于，提供一种使高强度化和冲压性并存的Cu—Fe—P系铜合金板。
本发明的另一目的在于，提供一种使高强度化和防止镀敷的异常析出的有理镀敷性并存的Cu—Fe—P系铜合金板。
为了实现上述目的，本发明的电气电子部件用铜合金板的要旨在于，以质量％计分别含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的杂质构成，以JIS B0601法为基准的对该铜合金板的表面粗糙度测定中的中心线平均粗糙度Ra为0.2μm以下，最大高度Rmax为1.5μm以下，且，粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku为5.0以下。
优选的是，本发明的电气电子部件用铜合金板中，相对于上述铜合金板的轧制方向为平行方向的r值为0.3以上。
优选的是，本发明的电气电子用铜合金板中，上述铜合金板的通过采用相对于轧制方向正交的板宽方向作为长度方向的试验片的拉伸试验求出的拉伸弹性模量超过120GPa，并且，均匀伸长率和总伸长率之比即均匀伸长率/总伸长率不足0.50。
优选的是，本发明的电气电子部件用铜合金板中，上述铜合金板还含有C3～15ppm，且分别限制为O40ppm以下、H1.0ppm以下。
本发明的铜合金板，为实现高强度，以质量％计也可以还含有0.005～5.0％的Sn，或者为了软钎料及镀Sn的耐热剥离性改善，以质量％计也可以还含有0.005～3.0％的Zn。
优选的是，本发明的铜合金板中，分别限制为S20ppm以下、Pb20ppm以下。
优选的是，本发明的铜合金板中，拉伸强度为500MPa以上，硬度为150Hv以上。
本发明的铜合金板，以质量％计也可以还含有Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上，合计为0.0001～1.0％。
本发明的铜合金板，以质量％计还含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上，合计为0.001～1.0％。
本发明的铜合金板，以质量％计也可以还含有合计为0.0001～1.0％的Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上，和合计为0.001～1.0％的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上，并且，将这些含有的元素的合计含量设为1.0％以下。
优选的是，本发明铜合金板中，将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、混合稀土金属的含量按这些元素总体的合计计设为0.1质量％以下。
另外，为了实现上述目的，本发明的电气电子部件用铜合金板的要旨在于，以质量％计分别含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的杂质构成，拉伸强度为500MPa以上，硬度为150Hv以上，相对于铜合金板的轧制方向为平行方向的r值为0.3以上。
另外，为了实现上述目的，本发明的电气电子部件用铜合金板的要旨在于，以质量％计分别含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的杂质构成，通过采用相对于轧制方向正交的板宽方向作为长度方向的试验片的拉伸试验求出的拉伸弹性模量超过120GPa，并且，均匀伸长率和总伸长率之比即均匀伸长率/总伸长率不足0.50。
另外，为了实现上述目的，本发明的电气电子部件用铜合金板的要旨在于，以质量％计分别含有Fe0.01～0.5％、P0.01～0.15％、C3～15ppm，且分别限制为O40ppm以下、H1.0ppm以下。
本发明铜合金板可适合各种各样的电气电子部件用，特别优选使用于半导体部件即半导体引线架用途。
本发明铜合金板作为高强度化的目标，将拉伸强度设为500MPa以上，将硬度设为150Hv以上。另外，铜合金板的导电率与板的强度相互关联，在本发明中，虽然越是高强度导电率势必越低，但不妨碍实用化。因此，在本发明中所说的高导电率，其含义是按照高强度的比例导电率为比较高的程度。
在本发明中，对高强度且具有在更高温度下的加热生成的氧化膜的Cu—Fe—P系铜合金板的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku进行控制，以提高氧化膜密合性。
众所周知，如后述的数学公式所示，粗糙度的突出度(峰度值)Rku是由表面粗糙度测定的JIS B0601定义的，表示表面粗糙度的凹凸(摆线发生圆弯曲曲线Z(x)的曲线)的突出度状况。
例如图1(a)所示，在Rku高达超过5.0的情况下，表面粗糙度的凹凸曲线(摆线发生圆弯曲曲线Z(x)的曲线)为尖的或者陡的曲线。与此相对，如图1(b)所示，以本发明的方式在Rku小到5.0以下的情况下，表面粗糙度的凹凸曲线(摆线发生圆弯曲曲线Z(x)的曲线)为比较圆的或者平滑的曲线。
根据本发明者们的发现，这样将Rku设为5.0以下，就会使表面粗糙度的凹凸曲线(摆线发生圆弯曲曲线Z(x)的曲线)成为比较圆的或者平滑的曲线，而另一方面，则可以提高Cu—Fe—P系铜合金板在更高温度下的加热生成的氧化膜的氧化膜密合性。
在此，也可以认为倒是如Rku超过5.0的图1(a)那样的表面粗糙度的凹凸为尖的或者陡的曲线的情况发挥了粘固效应，且提高了氧化膜密合性。在这一点上，为什么如图1(b)所示的表面粗糙度的凹凸为比较圆的或者平滑的曲线的情况，能够提高Cu—Fe—P系铜合金板在更高温度下的因加热而生成的氧化膜的氧化膜密合性，目前还不清楚。
但是，在本发明中，不会像现有技术那样使Fe的含量变多而产生其它的问题，同时用对具有Cu—Fe—P系组成的铜合金板的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku进行控制的简便的方法，可以提高Cu—Fe—P系铜合金板在更高温度下的因加热而生成的氧化膜的氧化膜密合性。
另外，本发明中的铜合金板的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku是与中心线平均粗糙度Ra及最大高度Rmax相独立的技术性要素。即，以上述的现有的专利文献2、3的方式，即使在将中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下及将最大高度Rku设为1.5μm以下且对铜合金板表面进行了平滑的情况下，也是既有Rku超过5.0的情况，也有Rku变成5.0以下的情况。
换言之，即使在将中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下以及将最大高度Rku设为1.5μm以下且对铜合金板表面进行了平滑的情况下，也并不是必然会使Rku变成5.0以下，也有偏离乃至变得比此更大的可能性。因此，即使在将中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下以及将最大高度Rku设为1.5μm以下的情况下，铜合金板表面的Rku是否变成5.0以下，若不看实际测定Rku则一切都是未知的。
该事实如后所述，通过下述事实得到证实，即，即使中心线平均粗糙度Ra和最大高度Rku相同，通过粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku，也会对比Cu—Fe—P系铜合金板更高温度下的加热而产生的氧化膜的氧化膜密合性产生大的差异。另外，如后所述，从下述事实也证实，在上述的现有的专利文献2、3那样的轧制辊的表面粗糙度控制物理性的处理级别上，不可能将Rku控制在5.0以下，进行伴随有化学蚀刻的洗净处理之后才可能将Rku控制在5.0以下。
另外，根据本发明，将与Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向相对为平行方向的r值设成上述0.3以上的恒定值以上，即使在拉伸强度为500MPa以上的高强度铜合金板，也可以提高弯曲加工性。
在此，众所周知，在铜以外的钢板及铝合金板领域提高r值，即使是高强度的钢板及铝合金板，可提高了弯曲加工性。但是，铜合金特别是在Cu—Fe—P系铜合金板，着重于r值来提高弯曲加工性未必是公知的。
如上述的现有技术所述，该理由是由于推想到，在Cu—Fe—P系铜合金板领域为了提高弯曲加工性，晶粒微细化及结晶·析出物的分散状态控制，而且结构的控制等铜合金板的结晶方位分布密度的控制等为主流。另外还推想到，在Cu—Fe—P系铜合金板中，为了提高弯曲加工性，r值以外的要素的影响很大，r值在提高弯曲加工性上未必有效是常识。
如上所述，与其它的钢镍硅合金等不同，在固溶强化元素的含量有很大的限度的Cu—Fe—P系铜合金板中，高强度化必然是不得不通过冷轧的增加加工率的强加工的增加加工硬化量来实施。
在冷轧的强加工中，当然使晶体粒径具有在轧制方向大幅度(伸长)伸长的结晶方位的大的各向异性。因此，特别是已知将使相对于轧制方向为平行方向的弯曲加工性明显降低。因此，为了提高该弯曲加工性，当然控制作为弯曲加工性降低的原因的上述结晶方位的大的各向异性，即，控制铜合金板的结晶方位分布密度在从业者之间成为极为关心的事情。
但是，这样的铜合金板的结晶方位控制，在为了得到所期望的弯曲加工性而将各结晶方位控制在所期望的分布密度，即实际进行制造是非常困难的。
与此相对，在本发明中，提高Cu—Fe—P系铜合金板的r值，即使是高强度铜合金板也提高了弯曲加工性。r值又被称为塑性变形比，表示在Cu—Fe—P系铜合金板等材料的拉伸试验中的材料的板宽和厚度的减少的比例。若与材料的板宽的减少相对的板厚的减少的比例越小则r值越大。由于这一点，与材料的板宽的减少相对的板厚的减少的比例越小弯曲加工性也越好，因而作为Cu—Fe—P系铜合金板等的材料，就成为r值越大越难以断裂，从而提高了弯曲加工性。
这样的弯曲加工性和r值的相互关系乃至结论，从另一个方面来看，r值如公知的那样是表示塑性各向异性的指标，已经证实与上述晶体方位分布密度由密切的关系。
但是，即使这样在Cu—Fe—P系铜合金板中例示了弯曲加工性和r至值的关系，但如上所述，r值实际上是否只是具有提高弯曲加工性的效果则完全是另一个问题。另外，该r值是否只是提高弯曲加工性、是否可以提高也是另一个问题。即，对Cu—Fe—P系铜合金板，提高r值以提高弯曲加工性实际上是未弄清楚的问题。
这一点在本发明中如后所述，用连续退火进行冷轧后的低温退火，此时通过对穿引中的板施加合适的张力这一特别的方法(手段)等，将相对于Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向为平行方向的r值设为0.3以上的恒定值。而且，即使是拉伸强度500MPa以上的高强度铜合金板，也提高了弯曲加工性。
另外，在本发明中发现，在将拉伸强度高强度化到500MPa以上的Cu—Fe—P系铜合金板中，不仅专利文献6及8等的集合组织控制，而且由拉伸试验求出的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比等拉伸特性对冲压性也有很大的影响。
通过拉伸试验求出的拉伸弹性模量越大冲压性越高。另外，均匀伸长率和总伸长率之比越小，则冲压性越高。但是，现在还不清楚，在本发明中所规定的这些拉伸特性，与Cu—Fe—P系铜合金板的组织即析出物的状态(析出物的量及析出物的大小等)或者结构等的明确的相互关系。因此，在本发明中，作为提高冲压性的必要条件，无论定性还是定量都难以对Cu—Fe—P系铜合金板的组织进行规定。
另外，在本发明中所规定的这些拉伸特性当然受到Cu—Fe—P系铜合金板的成分组成很大的影响，但也受制造方法及条件很大的影响，并非仅取决于成分组成。即，如下所述，在本发明中所规定的这些拉伸特性，受到Cu—Fe—P系铜合金板的热轧前的均质化加热处理或者加热处理、热轧后的水冷却起始温度、中间退火温度、最终连续退火时的穿引速度等制造方法及条件很大影响。
而且，在本发明中所规定的这些拉伸特性难以在间歇式最终退火中得到，难以只是用如将板(卷材)一边连续地在炉内穿引一边进行处理这样的连续退火而得到。
因此，在本发明中，为了保证Cu—Fe—P系铜合金板良好的冲压性，与成分组成一起，如上所述，通过拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比等拉伸特性，来对Cu—Fe—P系铜合金板进行规定。
本发明最大的特征在于，在Cu—Fe—P系铜合金板中含有碳(C)，虽然是自然混入的量以上的含量，但作为绝对量是极微量的。
在本发明中，通过该含有碳的作用，来抑制存在于Cu—Fe—P系铜合金板中的氧(O)、氢(H)的凝集，以增加夹杂物及通孔的起点。而且，使所生成的夹杂物及通孔的尺寸微细化，防止这些夹杂物及通孔成为上述的镀敷异常析出的起点(原因)。其结果是，使Cu—Fe—P系铜合金板中高强度化和防止镀敷异常析出的优良的镀敷性并存。
但是，为了保证该C的作用效果，与C的含量一起，以Cu—Fe—P系铜合金板的O、H含量的上限为前提进行规定。
图1是表示在由本发明所规定的铜合金板表面粗糙度中的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku的说明图； 图2是表示剪切面率的测定方法的说明图； 图3是表示镀敷异常析出的铜合金板表面的附图代用照片。
符号说明 1铜合金板 2冲压孔 3切断部位
具体实施例方式 下面，具体说明作为半导体引线架用等用于满足必要的特性的本发明Cu—Fe—P系铜合金板中的各必要条件的意义及实施方式。
<第一实施方式高强度且为了应对封装裂缝及剥离问题而提高了氧化膜密合性的Cu—Fe—P系铜合金板> (表面粗糙度) 在本发明中，作为Cu—Fe—P系铜合金板的表面粗糙度的前提的必要条件，是在以JIS B0 601法为基准的表面粗糙度测定中，将中心线平均粗糙度Ra设为0.2μm以下，以及将最大高度Rmax设为1.5μm以下。优选将中心线平均粗糙度Ra设为0.1μm以下，以及将最大高度Rmax设为1.0μm以下。
若中心线平均粗糙度Ra超过0.2μm，或者最大高度Rmax超过1.5μm，则Cu—Fe—P系铜合金板的表面将不是平滑的而是变得粗糙，妨碍引线架所要求的基本特性。即，将妨碍Ag膏等对引线架半导体芯片的的加热焊接或者镀Au、Ag等镀敷及软钎料或者Ag钎焊等。另外，通过伴随化学蚀刻的洗净处理，将Cu—Fe—P系铜合金板表面的Rku设为5.0以下的控制也是很困难的。
(Rku) 在本发明中，根据上述的前提，为了提高Cu—Fe—P系铜合金板的在更高温度下的加热下生成的氧化膜的氧化膜密合性，而作成在以JIS B0601法为基准的表面粗糙度测定中的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku为5.0以下。Rku超过5.0时，不能提高Cu—Fe—P系铜合金板的在更高温度下的加热下生成的氧化膜的氧化膜密合性。优选Rku为4.5以下。
在JIS B0601中，粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku以下述数学公式的方式被定义为，用二次方均方根Rq的四次方除在测定对象物表面的基准长度为1r的母圆弯曲曲线Z(x)的四次方平均。
数学式1 如图1所示，该Rku表示表面粗糙度的凹凸曲线(母圆弯曲曲线Z(x))的高度方向的特征的平均参数。
该高度方向的特征为峰度值，在Rku超过5.0的情况下，如图1(a)所示，表面粗糙度的凹凸曲线(母圆弯曲曲线Z(x))为尖的或者陡的曲线。与此相对，如图1(b)所示，如本发明所示，在Rku小到5.0以下的情况下，表面粗糙度的凹凸曲线为比较园的或者平滑的曲线。
与此相对，作为表面粗糙度的指标广泛使用的上述中心线平均粗糙度Ra用图1的表面粗糙度的凹凸曲线来说，高度方向的振幅的高度的平均参数、上述最大高度Rmax是高度方向的振幅的最大高度的参数。因此，可以理解为，本发明的Rku是与这些中心线平均粗糙度Ra及最大高度Rmax无关的独立的值，如图(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，作为表示该高度方向的特征的平均参数的参数，除Rku之外，还有Pku截面曲线的突出度(峰度值)、Wku弯曲曲线的突出度(峰度值)等。但是，这些Pku、Wku如同本发明的Rku，与比Cu—Fe—P系铜合金板的更高温度下的加热而生成的氧化膜的氧化膜密合度的关联性并不密切。因此，在本发明中，从表面粗糙度(曲线)的高度方向的特征的平均参数之内选择Rku进行规定。
在本发明中，对于Cu—Fe—P系铜合金板表面的控制，首先通过如轧制辊的表面粗糙度控制那样的物理处理级别，将中心线平均粗糙度Ra控制在0.2μm以下以及将最大高度Rmax控制在1.5μm以下。此外，Rku如后述的那样，通过伴随化学蚀刻的洗净处理将Rku做成5.0以下。
(r值) 另外，在本发明中，优选相对于铜合金板的轧制方向为平行方向的r值为0.3以上。这样，由于r值为0.3以上，从而除上述特性之外，还得到了弯曲加工性优良的铜合金板。r值的测定方法等后述。
(拉伸弹性模量·均匀伸长率/总伸长率) 另外，在本发明中，优选使通过采用相对于铜合金板的轧制方向为垂直的板宽方向为长度方向的试验片的拉伸试验求出的拉伸弹性模量超过120GPa，并且，均匀伸长率和总伸长率之比、均匀伸长率/总伸长率为不足0.50。由于还具备这样的特征，从而除上述特性之外，还得到了冲压性优良的铜合金板。关于与拉伸弹性模量·均匀伸长率/总伸长率有关的详细事项后述。
(铜合金板的成分组成) 在本发明中，作为半导体引线架用等，优选具有拉伸强度为500MPa以上的高强度及硬度为150Hv以上等的基本特性。而且，在满足这些基本特性的基础上，或者以不降低这些基本特性为前提，具有防止镀敷的异常析出的优良镀敷性。因此，作为Cu—Fe—P系铜合金板，做成了下述的基本组成，即，以质量％计，将Fe的含量做成0.01～0.50％的范围，将P的含量做成0.01～0.15％的范围，余量由Cu及不可避免的杂质组成。
与该基本组成相对，也可以有选择地还含有下述的Zn、Sn等元素。另外，还允许在不妨碍本发明的特性的范围内含有上述之外的元素(杂质元素)。另外，这些合金元素及杂质元素的含量的显示％均是质量％的意思。
(Fe) Fe是作为Fe或者Fe基金属间化合物析出且提高铜合金的强度及耐热性的主要元素。若Fe的含量过少，则化合物的析出不充分，因此对强度提高的帮助不足，虽然满足导电率的提高但即使在强加工侧进行最终冷轧，强度也不充分。另一方面，若Fe的含量过多则使导电率下降。反倒使强度及耐热性全都降低。因此，将Fe的含量设为0.01～0.50％的范围，优选设为0.15～0.35％的范围。
(P) P除具有脱氧作用之外，还是形成Fe和化合物且使铜合金高强度化的主要元素。若P含量过少，则化合物的析出不充分，因而对强度提高的帮助不足，虽然满足导电率的提高但即使在强加工侧进行最终冷轧，强度也不充分。另一方面，若P含量过多，则不仅使导电率下降，而且使热轧加工性降低，容易产生裂纹。因此，将P的含量设为0.01～0.15％的范围，优选设为0.05～0.12％的范围。
(C、O、H) 另外，在本发明中，还优选含有C3～15ppm，且分别限制在O40ppm以下、H1.0ppm以下。通过将C、O及H设为上述范围，除上述特性之外，还得到了镀敷性优良的铜合金板。关于与C、O及H有关的详细事项后述。
(Zn) Zn是改善引线架等所需要的铜合金的软钎料及镀Sn的耐热剥离性在需要这些效果的情况下的选择性添加元素。若Zn的含量不足0.005％则得不到所期望的效果。另一方面，若超过3.0％则不仅软钎料濡湿性降低，还将大大降低导电率。因此，根据用途所要求的导电率和软钎料及镀Sn的耐热离性的均衡(考虑均衡)，有选择地含有的情况下的Zn的含量从0.005～3.0％的范围有选择地含有。
(Sn) Sn是有助于铜合金的强度提高且在需要这些效果的情况下的选择性添加元素。若Sn的含量不足0.001％则无助于高强度化。另一方面，若Sn的含量过多，则使其效果饱和反倒招致导电率的降低。因此，根据用途所要求的强度(硬度)和导电率的均衡(考虑均衡)，有选择地含有的情况下的Zn的含量从0.001～5.0％的范围有选择地含有。
(S、Pb) 在本发明的铜合金板中，还优选分别限制为S20ppm以下、Pb20ppm以下。S、Pb妨碍作为半导体引线架用途等的强度、硬度、导电率等基本特性，同时还妨碍镀Ag性等。
(Mn、Mg、Ca量) 由于Mn、Mg、Ca有助于铜合金的热轧加工性的提高，因而在需要这些效果的情况下有选择地含有Mn、Mg、Ca。在按合计计Mn、Mg、Ca的一种或者两种以上的含量不足0.0001％的情况下，得不到所期望的效果。另一方面，若按合计计其含量超过1.0％，则生成粗晶的结晶物及氧化物不仅降低强度及耐热性还使导电率的降低变得剧烈。因此，按总量计在0.0001～1.0％的范围有选择地含有这些元素的含量。
(Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt量) 由于这些成分具有提高铜合金的强度的效果，因而在需要这些效果的情况下有选择地含有这些成分。在按合计计这些成分的一种或者两种以上的含量不足0.001％的情况下，得不到所期望的效果。另一方面，若按合计计其含量超过1.0％，则生成粗晶的结晶物及氧化物，不仅降低强度及耐热性还使导电率的降低变得剧烈，故而不予优选。因此，按总量计在0.001～1.0％的范围有选择地含有这些元素的含量。另外，在与上述Mn、Mg、Ca元素一起含有这些成分的情况下，将这些所含的元素的合计含量设为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、混合稀土金属) 这些成分为杂质元素，在这些元素的含量的合计超过0.1％的情况下，将生成粗晶的结晶物及氧化物而使强度及耐热性降低。因此，优选按合计计将这些元素的含量设为0.1％以下。
(制造条件) 下面，说明用于将铜合金板组织做成上述本发明规定的组织的优选的制造条件。本发明的铜合金板除了用于控制上述表面的Ra、Rmax、Rku的下述的优选的冷轧及洗净条件之外，不需要将通常的制造工序自身变大，用与通常方法相同的工序就可以制造。
即，首先，对调整成上述优选的成分组成的铜合金熔融金属进行铸造。而且，在对铸锭进行端面切削后，再进行加热或者均质化加热处理，之后进行热轧，对热轧后的板进行水冷却。该热轧用通常的条件即可。
然后，进行所谓的半精轧制的一次冷轧，退火、洗净后，再进行精制 (最终)冷轧、低温退火(最终退火、精制退火)，做成成品板厚的铜合金板等。也可重复进行这些退火和冷轧。例如，在用作引线架等半导体用材料的铜合金板的情况下，成品板厚为0.1～0.4mm左右。
另外，也可以在一次冷轧前进行铜合金板的固溶处理及用水冷进行的淬火处理。此时，固溶处理温度例如从750～1000℃的范围进行选择。
(最终冷轧) 最终冷轧也使用通常方法。为了在固溶强化元素的含量有大的界限的Cu—Fe—P系铜合金板上得到拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度，按照与目前的冷轧的加工率的关系，来对强加工侧决定最终冷轧的加工率。
另外，优选将最终冷轧的每一轧道的最小压下率(冷轧率)设为20％以上。若最终冷轧的每一轧道的最小压下率低于20％，则使板厚变形变大而降低弯曲加工性。
但是，在该最终冷轧时，为了将Cu—Fe—P系铜合金板表面的中心线平均粗糙度Ra控制在0.2μm以下以及将最大高度Rmax控制在1.5μm以下，而对所使用的轧制辊的表面粗糙度进行控制。
具体而言，使用使轧制辊表面粗糙度与轧制后的铜合金板表面相同、细到中心线平均粗糙度Ra0.2μm以下及最大高度Rmax1.5μm以下的高度光泽轧辊机(表面研磨辊)等。
(最终退火) 优选的是，通过最终冷轧，对将表面控制为中心线平均粗糙度Ra为0.2μm以下及最大高度Rmax为1.5μm以下的Cu—Fe—P系铜合金板，用连续的加热处理炉进行低温下的最终退火。优选将用该连续的加热处理炉的最终退火条件设为在100～400℃下0.2分钟以上300分钟以下的低温条件。在用于通常的引线架的铜合金板的制造方法中，由于强度的降低因此，除了用于校直的退火(350℃×20秒左右)之外，在最终冷轧后不进行最终退火。但是，在本发明中，使用上述冷轧条件，又使用最终退火的低温化来控制该强度下降。而且，通过在低温下进行最终退火来提高弯曲加工性。
在退火温度为低于100℃的温度、退火时间不足0.2分钟的时间条件，或者不进行该低温退火的条件下，铜合金板的组织·特性在最终冷轧后的状态中几乎不变化的可能性高。相反，若用退火温度超过400℃的温度及退火时间超过300分钟的时间进行退火，则产生再结晶，且过度产生位错的重排列及恢复现象，还使析出物粗晶化，因此，冲压性及强度降低的可能性高。
(洗净处理) 在该最终退火后，利用伴随化学蚀刻的洗净处理，对Cu—Fe—P系铜合金板进行表面控制，将Rku控制为5.0以下。对于该洗净处理，若为可以将Rku做成5.0以下的伴随化学蚀刻的洗净处理，则就可以酌情使用市场销售的洗净剂。
另外，作为可以可靠对将Rku做成5.0以下的方法，优选为在浓度为5～50质量％的硫酸水溶液(室温)中使铜合金板浸渍1～60秒钟的伴随酸蚀刻的洗净处理。若硫酸浓度不足5质量％、浸渍时间不足1秒钟，母相表面的洗净乃至蚀刻将不充分，不能将Rku做成5.0以下的可能性高。另一方面，即使硫酸浓度超过50质量％、浸渍时间超过60秒钟，母相表面的洗净乃至蚀刻将变得不均匀，依然不能将Rku做成5.0以下的可能性高。
<第二实施方式具备高强度且优良的弯曲加工性的Cu—Fe—P系铜合金板> (r值) 本发明中，如上所述，为了提高拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的Cu—Fe—P系铜合金板的弯曲加工性，将相对于铜合金板的轧制方向为平行方向的r值设为0.3以上。优选r值为0.35以上0.5以下。
如上所述，在通过由冷轧的加工率增加的强加工带来的加工硬化量增大进行高强度化的Cu—Fe—P系铜合金板中，具有使晶粒在轧制方向大幅度(生长)伸长的结晶方位大的各向异性。
其结果是，在冷轧后的Cu—Fe—P系铜合金板中，势必使相对于轧制方向为直角方向的r值变得比相对于轧制方向为水平方向的r值高。
在本发明的Cu—Fe—P系铜合金板的上述的引线架等的用途中，其弯曲加工主要进行相对于轧制方向为水平方向的弯曲加工、即进行GoodWay(弯曲轴在轧制方向为直角)弯曲。
因此，在本发明中，主要对为了提高该Good Way弯曲而必然降低r值的相对于铜合金板的轧制方向为平行方向侧的r值。换言之，只要通过用于上述高强度化的冷轧提高必然降低的一侧的r值(相对于铜合金板的轧制方向为平行方向)，则同样势必使变高的一侧的r值(相对于轧制方向为直角方向)变得更高。
例如，只要将相对于铜合金板的轧制方向为水平方向的r值设为0.3以上，则势必将相对于轧制方向为直角方向的r值提高到0.4以上。
(r值测定) 对于相对于铜合金板的轧制方向为平行方向的r值，按照相对于轧制方向为平行的方向为试验片的纵向方向的方式制作成JIS5号试验片进行拉伸试验。为了再现性，拉伸试验通过将JIS5号试验片固定于拉伸试验仪器之后，安装伸长计，以拉伸速度稳定在10m/min来进行。
r值作为塑性变形比，为了根据在自0点至0.5％变形之间的材料的板宽和板厚的减少比例来求得，而使用纵向弹性规范值L(起始值L0)和横向弹性规范值W(起始值W0)等，通过下述公式计算出。
r值＝In(W/W0)/[In(L/L0)-In(W/W0)] (铜合金板的成分组成) 本发明中，作为半导体引线架用等，必须具有拉伸强度为500MPa以上的高强度及硬度为150Hv以上等基本特性。而且，在满足这些基本特性的基础上，或者以不降低这些基本特性为前提，具有防止镀敷的异常析出的优良的镀敷性。因此，作为Cu—Fe—P系铜合金板，做成了下述的基本组成，即，以质量％计，将Fe的含量设为0.01～0.50％的范围，将P的含量设为0.01～0.15％的范围，余量由Cu及不可避免的杂质组成。
相对于该基本组成，也可以有选择地还含有下述的Zn、Sn等元素。另外，还允许在不妨碍本发明的特性的范围内含有记载之外的元素(杂质元素)。另外，这些合金元素及杂质元素的含量的显示％是所有质量％的意思。
(Fe) Fe是作为Fe或者Fe基金属间化合物析出且提高铜合金的强度及耐热性的主要元素。若Fe的含量过少，则对强度提高的帮助不足，虽然满足导电率的提高但即使在强加工侧进行最终冷轧，强度也不充分。另一方面，若Fe的含量过多则使导电率下降。再者，由于增加结晶物量成为断裂的起点，反倒使强度及耐热性全都降低，使弯曲加工性按强度的比例下降。因此，将Fe的含量设为0.01～0.50％的范围，优选设为0.15～0.35％的范围。
(P) P除具有脱氧作用之外，还是形成Fe和化合物且使铜合金高强度化的主要元素。若P含量过少，则化合物的析出不充分，从而对强度提高的帮助不足，虽然满足导电率的提高但即使在强加工侧进行最终冷轧，强度也不充分。另一方面，若P含量过多，则不仅使导电率下降，而且使热轧加工性降低，容易产生裂纹。因此，将P的含量设为0.01～0.15％的范围，优选设定0.05～0.12％的范围。
(其它元素) 关于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、混合稀土金属的含量等，可以做成与上述第一实施方式相同。
(制造条件) 下面，说明用于将铜合金板组织做成上述本发明规定的组织的优选的制造条件。本发明的铜合金板除了用于控制上述r值的下述的优选的最终低温连续退火条件之外，不需要使通常的制造工序自身变大，用与通常方法相同的工序就可以制造。
即，首先，对调整成上述优选的成分组成的铜合金熔融金属进行铸造。而且，在对铸锭进行端面切削后，再进行加热或者均质化加热处理，之后进行热轧，对热轧后的板进行水冷却。该热轧用通常的条件即可。
然后，进行所谓的半精轧制的一次冷轧，退火、洗净后，再进行精制(最终)冷轧、低温退火(最终退火、精制退火)，做成成品板厚的铜合金板等。也可重复进行这些退火和冷轧。例如，在用作引线架等半导体用材料的铜合金板的情况下，成品板厚为0.1～0.4mm左右。
另外，也可以在一次冷轧前进行铜合金板的固溶处理及用水冷进行的淬火处理。此时，固溶处理温度例如从750～1000℃的范围进行选择。
(最终冷轧) 最终冷轧也使用通常方法。但是，如上所述，为了在固溶强化元素的含量有大的界限的Cu—Fe—P系铜合金板上得到拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度，而按照与目前的冷轧的加工率的关系，在强加工侧决定最终冷轧的加工率。
另外，优选将最终冷轧的每一轧道的最小压下率(冷轧率)设为20％以上。若最终冷轧的每一轧道的最小压下率低于20％，则产生于板的宽度方向的压缩力小，因此，厚变形变大而使r值不再增加。
(最终退火) 最终冷轧后的最终低温退火条件，对于相对于Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向为水平方向的r值大有影响。这一点在本发明中，为了对相对于Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向为水平方向的r值进行控制，且设为上述0.3以上，而通过连续退火进行该低温退火。此时，对穿引中的板施加0.1～8kgf/mm2范围的适当的张力。由此，可赋予板厚变化小的拉伸压缩变形。通过其塑性变形增加板的r值。
在该张力过小不足0.1kgf/mm2时，也因设备条件及板厚使加载于板的张力不足，不能使相对于Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向为平行方向的r值达到0.3以上。另外，在张力过大超过8kgf/mm2时，也因通过设备条件及板厚，而在上述的0.1～0.4mm薄的成品板厚范围内易于使穿引中的板断裂。
该最终低温连续退火条件，除该r值之外，还对强度、伸长率等基本特性大有影响。这一点在本发明中，为了得到伸长率等特性，而优选将在该连续的加热处理炉的最终退火条件设为在100～400℃下0.2分钟以上300分钟以下的低温条件。在用于通常的引线架的铜合金板的制造方法中，由于强度的降低，因此，除了用于校直的退火(350℃×20秒左右)之外，在最终冷轧后不进行最终退火。但是，在本发明中，通过最终退火的低温化来控制该强度下降。而且，通过在低温下进行最终退火来提高弯曲加工性等。
在连续退火温度低于100℃及退火时间不足0.2分钟的时间条件，或者不进行该低温退火的条件下，铜合金板的组织·特性在最终冷轧后的状态中几乎不变化的可能性高。相反，若用退火温度超过400℃的温度及退火时间超过300分钟的时间进行退火，则由于产生再结晶，且过度产生位错的重排列及恢复现象，还使析出物粗晶化，因而冲压性及强度降低的可能性高。
另外，优选将连续退火中的穿引速度设为10～100m/min范围。若该穿引速度过于缓慢，则会使材料的恢复·再结晶发展过度。因此，强度、伸长率降低。但是，由于有连续退火炉中的设备性制约(能力极限)及断片的可能性，因而不需要使该穿引速度快到超过100m/min。
与此相对，在间歇式的最终退火中，在退火过程不对板施加张力而不能提高相对于Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向为平行方向的r值。另外，出于与连续退火中的穿引速度过于缓慢相同的原因，得不到强度、伸长率等基板特性。
<第三实施方式高强度且在冲压加工时的冲压性优良的Cu—Fe—P系铜合金板> 下面，具体说明作为半导体引线架用等用于满足必要的特性的本发明的Cu—Fe—P系铜合金板中的各要件的意义及实施方式。
(铜合金板的成分组成) 在本发明中，作为半导体引线架用等，优选具有拉伸强度为500MPa以上的高强度及硬度为150Hv以上等基本特性。而且，在满足这些基本特性的基础上，或者以不降低这些基本特性为前提，实现良好的冲压性。因此，作为Cu—Fe—P系铜合金板，做成下述的基本组成，即以质量％计，将Fe的含量设为0.01～0.50％的范围，将P的含量设为0.01～0.15％的范围，余量由Cu及不可避免的杂质组成。
在本发明中，相对于该基本组成，也可以有选择地还含有后述的Zn、Sn等元素。另外，还允许在不妨碍本发明的特性的范围内含有记载之外的元素(杂质元素)。另外，这些合金元素及杂质元素的含量的显示％均是质量％的意思。
(Fe) Fe是作为Fe或者Fe基金属间化合物析出且提高铜合金的强度及耐热性的主要元素。若Fe的含量过少，则因制造条件而使上述析出晶粒的生成量少，虽然满足导电率的提高但对强度提高的帮助不足，使强度不充分。另一方面，若Fe的含量过多则使导电率和镀Ag性下降。因此，为了过分增加导电率而使上述析出晶粒的析出量增加时，招致析出晶粒的成长·粗晶化。因此，不满足强度和由本发明所规定的拉伸特性，将使冲压性降低。因此，将Fe的含量设为0.01～0.50％范围，优选设为0.15～0.35％范围。
(P) P除具有脱氧作用之外，还是形成Fe和化合物且使铜合金高强度化的主要元素。P含量过少时，因制造条件而使化合物的析出不充分，因而得不到所期望的强度。另一方面，P含量过多时，不仅使导电率下降，而且不能满足由本发明所规定的拉伸特性而降低热轧加工性及冲压性。因此，将P的含量设为0.01～0.15％范围，优选设为0.05～0.12％范围。
(其它元素) 关于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、混合稀土金属的含量等，可以设为与上述第一实施方式相同。
(板的拉伸特性) 本发明中，以上述的成分组成为前提，以上述的方式对通过采用以相对于Cu—Fe—P系铜合金板的轧制方向为垂交的板宽方向(直角方向)为长度方向的试验片的拉伸试验求出的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比等拉伸特性进行规定，保证Cu—Fe—P系铜合金板良好的冲压性。
(拉伸弹性模量) 首先，将Cu—Fe—P系铜合金板的通过拉伸试验求出的拉伸弹性模量(拉伸弹性模量)设为超过120GPa。优选拉伸弹性模量(拉伸弹性模量)为125GPa以上。拉伸弹性模量越大，冲压时相对于板所负载的应力的累积变形量越小。因此，在冲压时，早期产生冲压的断裂使剪切面率变小，而提高冲压性。
另一方面，该拉伸弹性模量低到120GPa以下时，在进行冲压时，对于板上负载的应力的累计变形量增大，不会产生冲压断裂，且剪断面率增大，冲压性降低。
该拉伸弹性模量低到120GPa以下的原因虽然也考虑到其它原因，但特别是在Cu—Fe—P系铜合金板中主要列举，在后述的热轧前的均质化加热处理或者加热处理时，板组织的均质不充分(板组织不均匀)、及热轧结束后的水冷却起始温度过低、或者即使间歇进行最终退火乃至连续进行最终退火也使穿引速度过于缓慢的情况等。
(均匀伸长率/总伸长率) 然后，将Cu—Fe—P系铜合金板的通过拉伸试验求出的均匀伸长率和总伸长率之比即均匀伸长率/总伸长率设为不足0.50。优选将均匀伸长率/总伸长率设为不足0.45。均匀伸长率/总伸长率高达0.50以上，换言之，若相对于总伸长率的均匀伸长率的比例大时，在冲压时板(材料)发生延展性变形。因此，使直至冲压的断裂的板的变形量增大，剪切面率变大，进而使冲压性降低。与此相对，若均匀伸长率/总伸长率不足0.50，则冲压时早期产生冲压断裂而使剪切面率变小，从而冲压性提高。
该均匀伸长率/总伸长率增大到0.50以上的原因可列举在Cu—Fe—P系铜合金板中，特别是热轧后的水冷却起始温度过高而使板组织中的析出物量不足、中间退火温度过高从而使材料的恢复·再结晶发展过度、中间退火时间过短从而使板组织中的析出物量不足、即使间歇进行最终退火乃至连续进行退火也使穿引速度慢等。
(拉伸试验) 为了再现性，求出(测定)这些规定的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比的拉伸试验条件，按以下的试验条件进行。将试验片做成JIS5号拉伸试验片，从得到(制造)的Cu—Fe—P系铜合金板中采集以相对于轧制方向为直角的方向作为其长度方向的拉伸试验片。将该试验片固定于试验仪器后安装伸长计，以拉伸速度10.0m/min(直至试验片断裂的恒定的速度)进行拉伸试验。试验仪器优选使用5882型Instron公司制造万能试验机。
拉伸强度根据由实验仪器的计测得到的数值求出，总伸长率在试验后使试验片对接测定计量点间长度而求出。另外，拉伸弹性模量和均匀伸长率根据由上述伸长计得到的数值求出。
(制造方法) 然后，对用于将铜合金板组织设为上述本发明规定范围内的优选的制造条件做以下说明。如上所述，由本发明所规定的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比，当然受到Cu—Fe—P系铜合金板的成分组成的很大影响，但也受制造方法及条件很大的影响，并非仅仅取决于成分组成。基于这一点，为了得到在本发明中以上述的方式规定的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比等拉伸特性，而如以下记载的那样对Cu—Fe—P系铜合金板的均质化加热处理、热轧后的水冷却温度、中间退火温度、最终连续退火时的穿引速度等制造方法及条件进行控制。
即，首先，对调整成上述本发明成分组成的铜合金熔融金属进行铸造。熔化·铸造通过连续铸造、半连续铸造等通常的方法来进行，但是，为了对上述的S、Pb进行限制，优选使用S、Pb含量少的铜熔化原料。在铸锭的均质化加热处理或者加热处理之前，使用常用的方法进行端面切削。
(均质化加热处理或者加热处理) 在热轧前的铸锭的均质化加热处理时或者加热处理时，若组织的均质不充分(板组织不均匀)，则最终得到的Cu—Fe—P系铜合金板组织也不均匀，不仅降低强度，而且还使拉伸弹性模量下降到120GPa以下。因此，优选铸锭的均质化加热处理或者加热处理，根据铸锭的厚度及大小至少用900℃以上的温度、进行2个小时以上。
(热轧) 热轧以900℃以上的温度开始，热轧结束后，从700～800℃温度范围开始进行热轧板的水冷却。若该热轧结束后的水冷却起始温度高于800℃，则水冷却起始温度过高而不能生成板组织中的析出物，致使析出物量不足。因此，相对于总伸长率的均匀伸长率的比例变大，不能将均匀伸长率和总伸长率之比做成不足0.50。
另一方面，若热轧结束后的水冷却起始温度低于700℃，则晶粒过于细晶化，不仅致使拉伸弹性模量下降，还使相对于总伸长率的均匀伸长率的比例变大，仍然不能将均匀伸长率和总伸长率之比做成不足0.50。由于生成粗晶的析出物而使强度降低。
对热轧结束后进行了水冷却的板进一步进行所谓的半精轧制，退火、洗净后还进行精制(最终)冷轧、最终退火(低温退火、精制退火)，做成成品板厚的铜合金板等。也可以重复进行这些退火和冷轧。例如，在被用作引线架等半导体用材料的铜合金板的情况下，成品板厚为0.1～0.4mm左右。
(中间退火) 在上述工序中，中间退火条件也对均匀伸长率/总伸长率有很大的影响。将均匀伸长率和总伸长率之比设为不足0.50的最佳中间退火条件是以430℃以下的温度进行5个小时以上。若该中间退火温度过高，则使材料的恢复·再结晶发展过度，从而不仅降低强度而且使相对于总伸长率的均匀伸长率的比例变大，不能将均匀伸长率和总伸长率之比设为不足0.50。若该中间退火时间过短，则板组织中的析出物量不足，导电率降低。
(最终退火) 在上述工序中，最终退火条件也对拉伸弹性模量及均匀伸长率/总伸长率大有影响。为了得到Cu—Fe—P系铜合金板的拉伸弹性模量超过120GPa、均匀伸长率和总伸长率之比不足0.50的特性，而有必要进行一边使板(卷材)连续地在炉内穿引一边进行处理的连续退火。
而且，为了得到该特性，需要将连续退火中的穿引速度控制在10～100m/min范围。若该穿引速度过于缓慢，则使材料的恢复·再结晶发展过度。因此，不仅强度降低，而且使相对于总伸长率的均匀伸长率的比例变大，不能将均匀伸长率和总伸长率之比设为不足0.50。另外，也不能使拉伸弹性模量超过120GPa。但是，因为有连续退火中的设备性制约(能力极限)及断片的可能性，所以不必将该穿引速度加快到超过100m/min。
与此相对，在间歇式最终退火温度中，出于与连续退火中的穿引速度过于缓慢相同的原因，而得不到在本发明中以上述的方式所规定的拉伸试验中的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比。
<第四实施方式高强度且镀敷性优良的Cu—Fe—P系铜合金板> 下面，具体说明作为半导体引线架用等用于满足必要的特性的本发明Cu—Fe—P系铜合金板中的各要件的意义及实施方式。
(铜合金板的成分组成) 在本发明中，作为半导体引线架用等，优选具有拉伸强度为500MPa以上的高强度及硬度为150Hv以上等基本特性。而且，在满足这些基本特性的基础上，或者以不降低这些基本特性为前提，具有防止镀敷异常析出的优良的镀敷性。因此，作为Cu—Fe—P系铜合金板，做成下述的基本组成，即，以质量％计，将Fe的含量设为0.01～0.50％的范围，将P的含量设为0.01～0.15％的范围，余量由Cu及不可避免的杂质组成。
本发明中的成分组成，其特征在于，相对于该基本组成，还含有C3～15ppm，且分别控制为O40ppm以下、H0.7ppm以下。
相对于这样的成分组成，也可以有选择地还含有后述的Zn、Sn等元素。另外，还容许在不妨碍本发明的特性的范围内含有记载之外的元素(杂质元素)。另外，这些合金元素及杂质元素的含量的显示％均是质量％的意思。
(Fe) Fe是作为Fe或者Fe基金属间化合物析出且提高铜合金的强度及耐热性的主要元素。若Fe的含量过少，则因制造条件而使上述析出晶粒的生成量少，虽然满足导电率的提高但对强度提高的帮助不足，而使强度不充分。另一方面，若Fe的含量过多则使导电率下降。因此，若为了过分增加导电率而使上述析出晶粒的析出量增加，则招致析出晶粒的成长·粗晶化而降低镀Ag性。再者，还使强度及耐热性都降低。因此，将Fe的含量设为0.01～0.50％范围，优选设为0.15～0.35％范围。
(P) P除具有脱氧作用之外，还是形成Fe和化合物且使铜合金高强度化的主要元素。若P含量过少，则因制造条件而使化合物的析出不充分，因而得不到所期望的强度。另一方面，若P含量过多，则不仅使导电率下降，而且降低热轧加工性。因此，将P的含量设为0.01～0.15％范围，优选设为0.05～0.12％范围。
(C) 必然以一定量存在于Cu—Fe—P系铜合金板中的O、H成为夹杂物及通孔的起点。这些O、H易于凝集，在形成了凝集的情况下，使生成的夹杂物及通孔成为粗晶，成为上述镀Ag性等的异常析出的起点(原因)。在Cu—Fe—P系铜合金板表面，通常也存在有夹杂物及通孔，但它们只要不特别粗晶化，在通常的尺寸乃至微细化的尺寸中，不会成为上述镀Ag等的异常析出的起点。
C对必然以一定量存在于Cu—Fe—P系铜合金板中的O、H的凝集进行抑制，使夹杂物及通孔的起点增加，将生成的夹杂物及通孔的尺寸做成通常的尺寸乃至微细化的尺寸。由此防止生成的夹杂物及通孔特别粗大化，防止这些夹杂物及通孔成为上述镀Ag等的异常析出的起点。
为了发挥C的上述作用，而含C为3ppm以上。若C含量不足3ppm，则变得与自然混入的C含量无显著差别，发挥不到C防止镀Ag等的异常析出的上述作用。
另一方面，在C的含量超过15ppm，严格来说是超过10ppm的情况下，由于生成粗晶的碳化物，反而成为上述镀Ag等的异常析出的起点(原因)。另外，如上所述，由于C易于散逸，如专利文献11那样，即使在熔融金属流体中添加Fe—C母合金，使C含量超过15ppm也非常困难。
因此，将C的含量设为3～15ppm范围，优选设为3～10ppm范围。另外，根据JIS Z2615标准，C的含量是在氧气环境气体中进行加热而抽出试样中的碳，通过燃烧红外线吸收法来进行分析的。
(O、H) 在本发明中，为了保证上述的C的作用效果，而对成为夹杂物及通孔的起点的O、H的含量加以限制。具体而言，分别限制为O40ppm以下，优选为20ppm以下，H1.0ppm以下，优选为0.5ppm以下。在O过多及/或H过多的情况下，即使在上述范围含有C，也会因使C不起作用的O、H的量过多而使这些O、H凝聚，使生成的夹杂物及通孔成为粗晶，成为上述镀Ag等的异常析出的起点(原因)。
但是，在本发明所规定的该O、H的含量的上限值与现有技术相比，既不是特别低(少)的数值，又不是特别高(多)的数值。从某种意义上来说，通过Cu—Fe—P系铜合金板，是通常的浓度水平。即，该O、H含量的上限值是在本发明的铸造·熔化工序阶段，即使含有一定程度的氢及氧等，也会使防止(可以防止)上述镀敷的异常析出的目的相一致的规定。
另外，O根据JISZ2613标准，通过惰性气体熔化法抽出试样中的氧，通过红外线吸收法来进行分析。另外，H是根据JISZ2614标准，通过惰性气体熔化法抽出试样中的氢，通过热传导率法尽心分析的。
(其它元素) 关于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、混合稀土金属的含量等，可以做成与上述第一实施方式相同。
(制造方法) 然后，对用于将铜合金板设为上述本发明规定范围内的优选的制造条件做以下说明。本发明的铜合金板，除了用于控制上述C、H、O含量的优选的条件之外，不需要将通常的制造工序自身变大，通过与常用的方法相同的工序就可以制造。
首先，对调整成上述本发明成分组成的铜合金熔融金属进行铸造。熔化·铸造通过连续铸造、半连续铸造等通常的方法来进行。此时，由于上述的S、Pb从铜熔化原料混入，因而为了限制这些S、Pb，而优选使用S、Pb含量少的铜熔化原料。
(C含量控制) C向熔融金属的固溶(熔化)源，是在用通常的大气熔化炉的熔化·铸造工序中，来自炉壁耐火材料及来自载置于大气熔化炉的熔融金属上的大气隔断用的碳材料等。另外，在真空熔化炉中也来自炉壁耐火材料。在本发明中，即使不使用Fe—C母合金添加等有意图的C添加方法，只要控制铜合金熔融金属温度(熔化温度)，就可以控制来自这些C固溶源的C向熔融金属的固溶量。作为该铜合金熔融金属温度控制，在本发明中，相对于在通常的熔化工序的铜合金熔融金属温度为1200℃程度以下，将在大气熔化炉及真空熔化炉的铜合金熔融金属温度(熔化温度)设置成1300℃以上的较高的高温。另外，将意图在于使用碳制坩埚及添加Fe—C母合金的添加方法，与上述铜合金熔融金属温度控制组合在一起，不用说也可以做成上述的本发明的C含量范围内。
通过将铜合金熔融金属温度设为这样的高温，增加来自上述的C固溶源的向熔融金属的C熔化量(C含量)，设为上述的本发明的C含量范围内。若铜合金熔融金属温度为不足1300℃的低温，就不会与常用的方法不同，使C的熔化量不足，只有最终Cu—Fe—P系铜合金板中的C量不足3ppm。另外，在大气熔化炉及真空熔化炉的情况下，若自铸造开始至600℃的平均冷却速度(凝固速度)过于缓慢，则由于在中途熔融金属中的C发生逸散，有可能使C的熔化量不足，因此，优选将该平均冷却速度设为超过5.0℃/秒的高速。
(O和H的含量控制) 为了抑制O和H的含量增加，在熔化·铸造过程尽量抑制铜的容熔融金属和大气的接触极为重要。例如，在真空炉(C的固溶源为炉壁耐火材料)、大气炉的情况下，将从铸造开始至600℃的平均冷却速度(凝固速度)设为超过5.0℃/秒。如上所述，该平均冷却速度控制对C含量的控制也行之有效。另外，在下面的工序，对退火炉的气体环境进行控制也对O和H量的降低行之有效。
其后，在对得到的铸锭进行端面切削后，再在进行了加热或者均质化加热处理后进行热轧，对热轧后的板进行水冷却。再者，进行所谓的半精制轧制，退火、洗净后，再进行精制(最终)冷轧、低温退火(最终退火、精制退火)，做成成品板厚的铜合金板。也可以使这些退火和冷轧重复进行。例如，在用作引线架等半导体用材料的铜合金板的情况下，成品板厚为0.1～0.4mm。
另外，也可以在一次冷轧前进行铜合金板的固溶处理及通过水冷却进行的淬火。此时，固溶处理温度例如可从750～1000℃范围内进行选择。
最终冷轧后，也可以直接冷轧做成最终成品，但也可以用于在低温下的校直的退火。
实施例 (实施例1) 下面，说明本发明的实施例。如表2所示，将如表1所示的各化学成分组成的Cu—Fe—P系铜合金薄板，只对伴随最终退火后的化学蚀刻的洗净条件进行各种改变来进行制造。而且，对这些各铜合金薄板的氧化皮膜的密合性(养护皮膜的剥离温度)进行了评价。这些结果如表2所示。
具体而言，将表1所示的各化学成分组成的铜合金分别用感应炉溶化之后，通过半连续铸造法铸成铸锭，得到厚70mm×宽200mm×长500mm的铸锭。对表面进行端面切削且对各铸锭加热后，在950℃的温度下进行热轧做成厚16mm的板，从750℃以上的温度在水中进行淬火。然后，除去氧化皮之后，进行一次冷轧(半精制轧制)。对该板进行端面切削后，实行边退火边进行冷轧的四轧道的最终冷轧，接着，在350℃、20秒的低温条件下进行最终连续退火，得到适应于引线架的薄型化的厚0.15mm的铜合金板。
此时，上述最终冷轧在各例都是共同的，将每一轧道的最小压下率设为30％，使用将轧辊表面做成中心线平均粗糙度Ra0.2μm以下及最大高度Rmax1.5μm以下极细得高度光泽轧辊(表面研磨轧辊)。
另外，在上述最终连续退火后，按表2所示的条件，进行将Cu—Fe—P系铜合金板浸渍于硫酸水溶液(室温)的伴随酸蚀刻伴随的洗净处理，控制Cu—Fe—P系铜合金板表面的Rku。
另外，对于表1所示的铜合金，除记载元素量后的余量组成都为Cu，作为其它的杂质，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、混合稀土金属的含量按这些元素的合计计为0.1质量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.0001～1.0质量％的范围，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.001～1.0质量范围，另外，还将这些元素全部的合计量设为1.0质量％以下。
对于以上述方式得到的各铜合金板，在各例都是从铜合金板切出试样，测定了这些各铜合金板的拉伸强度、硬度、导电率等特性、及在以JISB06010法为基准的表面粗糙度测定中的中心线平均粗糙度Ra、最大高度Rmax、粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku。这些结果分别如表2所示。
(表面粗糙度的测量) 使用株式会社东京精密制的表面粗糙度测量仪(产品名称サ—フコム1400D)，根据JIS B0601法测量了上述得到的铜合金板试验片表面的中心线平均粗糙度Ra(μm)、最大高度Rmax(μm)、粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku。测量是对试验片的任意3点(3个位置)每隔4.0mm长度进行的，且对该结果进行了平均。
(硬度测量) 从上述得到的铜合金板上切出10×10mm的试验片，使用松泽精密仪器株式会社制的显微威氏硬度计(商品名称显微硬度计)施加0.5kg的负荷在4个位置进行了硬度测量，硬度取它们的平均值。
(导电率测量) 铜合金板试样的导电率是使用铣床对宽10mm×长30mm的短片状的试验片进行加工，使用双电桥式电阻测量装置测量电阻，通过平均横截面法而计算出来的。
(氧化膜密合性) 另外，各供试试样的氧化膜密合性试验通过带剥落试验，在剥离氧化膜的极限温度对其进行评价。带剥落试验是从以上述方式得到的铜合金板上切出10×30mm的试验片，在大气中用规定的温度加热5分钟之后，将市场销售的带(商品名称住友3M公司制胶接带)粘贴于有氧化膜生成的试验片表面，进行剥离。此时，在使加热温度按10℃节距上升变化时，求出氧化膜产生剥离的最低的上述规定温度，以此作为氧化膜剥离温度。
由于该氧化膜剥离温度处于350℃以上，从而可以说是在用于铜合金板和引线架的制作的加热工序中的在加热温度的高温化下的必需的(充分的)氧化膜密合性。
另外，本发明的在上述大气中的5分钟的加热，加热时间比较长，可以说比专利文献2、3那样的在200～500℃下进行3分钟较短时间的加热的氧化膜密合性的评价试验条件更为严格。换言之，本发明的加热时间比较长的氧化膜密合性试验与用于铜合金板及引线架的制作的加热工序中的在加热温度的高温化下的氧化膜密合性相对应(相关)。
与此相对，在进行如专利文献2、3那样的上述3分钟较短时间的加热的氧化膜密合性的评价试验条件中，可以说与用于铜合金板及引线架的制作的加热工序中的在加热温度的高温化下的氧化膜密合性的对应(相关)不充分。即，在专利文献2、3的氧化膜密合性的评价试验条件下，即使结果良好，在用于铜合金板及引线架的制作的加热工序中的在加热温度的高温化下的氧化膜密合性也未必良好。
如表1、2所表明，本发明组成内的铜合金即发明例1～13是拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度。另外，该铜合金板的以JISB0601法为基准的表面粗糙度测量中的中心线平均粗糙度Ra为0.2μm以下，最大高度Rmax为1.5μm以下。
而且，发明例1～13由于在最终连续退火后按优选的条件进行用硫酸水溶液的洗净处理，因而粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku为5.0以下。其结果具有氧化膜剥离温度为350℃以上的优良的氧化膜密合性。因此，发明例1～13作为半导体母材，在半导体封装的组装时的树脂和焊盘的密合性高，封装的可靠性高。
与此相对，比较例14、15在最终连续退火后未按照优选的条件进行用硫酸水溶液的洗净处理。比较例16用该硫酸水溶液的洗净处理的硫酸浓度过低。比较例17用该硫酸水溶液的洗净处理的硫酸浓度过高。比较例18用该硫酸水溶液的洗净处理的浸渍时间过长。这些结果是，比较例14～18的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku超过5.0。
另一方面，比较例14～18是本发明组成内的铜合金，是拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度，表面粗糙度测定中的中心线平均粗糙度Ra为0.2μm以下，最大高度Rku为1.5μm以下。但是，由于比较例14～18的粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku超过5.0，因而氧化膜剥离温度不足350℃，氧化膜密合性差。因此，比较例14～18作为半导体母材，在半导体封装的组装时的树脂和焊盘的密合性低，封装的可靠性也低。
比较例19～22由于在最终连续退火后按照优选的条件进行用硫酸水溶液的洗净处理，因而粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku为5.0以下，具有优良的氧化膜密合性。
但是，比较例19的Fe的含量低于下限0.01％，强度水平低，不能作为半导体母材使用。
比较例20的Fe的含量高于上限5.0％，导电率明显降低，不能作为半导体母材使用。
比较例21的P的含量低于下限0.01％，强度水平低，不能作为半导体母材使用。
比较例22的P的含量高于上限0.15％，在热轧中产生裂纹，因此，在此时刻中断试制。
根据上述结果证实了，除高强度化之外，用于具有优良的氧化膜密合性的本发明铜合金板的成分组成、表面粗糙度规定的临界的意义，及用于得到该表面粗糙度的优选的制造条件的意义。
表1
*在各元素含量的表示中，-表示检测界限以下。
表2
实施例2 下面说明本发明的实施例。如表4所示，只对最终低温退火时的张力条件进行各种改变，制造了表3所示的各化学成分组成的Cu—Fe—P系铜合金薄板。而且，对这些相对于各铜合金薄板的轧制方向为水平方向的r值和弯曲加工性进行了评价。这些结果如表4所示。
具体而言，将表3所示的各化学成分组成的铜合金分别用感应炉进行溶化之后，通过半连续铸造法铸成铸锭，得到厚70mm×宽200mm×长500mm的铸锭。对各铸锭的表面进行端面切削并加热后，进行热轧做成厚16mm的板，从650℃以上的温度在水中进行淬火。然后，除去氧化皮之后，进行一次冷轧(半精制轧制)。对该板进行端面切削后，实行边进行中间退火边进行冷轧，接着在400℃进行最终退火，得到适应于引线架的薄型化的厚0.15mm的铜合金板。
在最终冷轧的每一轧道的最小压下率及最终低温退火时对板负荷的的张力如表4所示。这样只是对在最终冷轧的每一轧道的最小压下率及最终低温退火时的板的张力条件进行各种改变，以控制相对于各铜合金板的轧制方向为平行方向的r值。
另外，如表3所示的铜合金都是除了记载元素量后的余量组成为Cu，作为其它的杂质，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、混合稀土金属的含量按这些元素的合计计为0.1质量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.0001～1.0质量％的范围，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.001～1.0质量范围，另外，还将这些元素全部的合计量设为1.0质量％以下。
另外，各例都是从得到的铜合金板上切出试样，进行拉伸试验、导电率等测定、弯曲试验。这些结果如表4所示。
(拉伸试验) 拉伸试验是按照上述的r值测定的条件，使用5882型Instron社制的万能试验机，在室温、试验速度为10.0mm/min、GL＝50mm的条件下，测定了拉伸强度、0.2％屈服应力、r值。
(导电率测量) 铜合金板试样的导电率是使用铣床对宽10mm×长300mm的短片状的试验片进行加工，使用双电桥式电阻测量装置测量电阻，通过平均横截面法而计算出来的。
(弯曲加工性的评价试验) 铜合金板的弯曲试验根据日本铜协会技术标准进行。将板材切成宽10mm×长30mm，边进行Good Way(弯曲轴在轧制方向为直角)的弯曲，边用50倍的光学显微镜观察有无弯曲部的裂纹。而且，求出了不产生裂纹的最小曲率半径R和铜合金板的厚度t(0.15mm)之比R/t。该R/t小的弯曲加工性优良。但是，由于强度越高必然使弯曲加工性越低，因而在用作引线架等半导体材料的铜合金板的情况下，若硬度在150～200Hv内则求出R/t不足1.5，若200Hv以上则求出R/t不足2.0。因为不足150Hv是本发明的对象外的低硬度(低强度)，若不足150Hv则求出R/t不足0.5。
如表3、4所表明，本发明组成内的铜合金即发明例31～43是拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度。而且，由于发明例31～43在最终退火时使板负载优选的张力，因而相对于铜合金薄板的轧制方向为平行方向的r值为0.3以上。因此，发明例31～43作为半导体母材的弯曲加工性优良。
与此相对，比较例44、45在最终退火时对板未施加张力。其结果是，比较例44、45为本发明组成内的铜合金，虽然是拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度，但是相对于铜合金板的轧制方向为平行方向的r值不足0.3。因此，比较例44、45作为半导体母材的弯曲加工性差。
比较例46的Fe的含量低于下限0.01％，强度水平低，在这一点来看，尽管相对于铜合金薄板的轧制方向为平均方向的r值为0.3以上，但不能作为半导体母材使用。
比较例47的Fe的含量稍微偏离上限5.0％，对于强度的分配，弯曲加工性差。另外，即使与发明例同等强度水平例相比较，也对于强度的分配导电率明显降低，不能作为半导体母材使用。
比较例48的P的含量低于下限0.01％，强度水平低，在这一点来看，尽管相对于铜合金薄板的轧制方向为平均方向的r值为0.3以上，但不能作为半导体母材使用。
比较例49的P的含量高于上限0.15％，由于在热轧中产生裂纹，因而在此时中断试制。
比较例50的最终冷轧的每一轧道的最小压下率不足20％。因此，尽管是本发明组成内的铜合金，但相对于铜合金板的轧制方向为平行方向的r值不足0.3，弯曲加工性差。
根据上述结果证实了，除高强度化之外，用于弯曲加工性也优良的本发明铜合金板的成分组成、r值规定的临界的意义、及用于得到该r值及高强度的优选的制造条件的意义。
表3
*在各元素含量的表示中，-表示检测界限以下。
表4
实施例3 下面，说明本发明的实施例。改变均质化加热处理、热轧后的水冷却起始温度、中间退火温度、最终连续退火时的穿引速度等制造条件，制造了Cu—Fe—P系铜合金薄板。而且，对这些各铜合金板的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比等拉伸特性，或者拉伸强度、硬度、导电率、剪切面率等特性进行了评价。这些结果如表5所示。
具体而言，使用大气熔化炉即感应炉熔化了表5所示的各化学成分组成的铜合金熔融金属，用半连续铸造法得到了厚70mm×宽200mm×长500mm的铸锭。
对这些各铸锭的表面进行端面切削，按表6所示的条件(温度×时间)进行了加热·均热后，在950℃的温度下进行热轧做成厚16mm的板，从表6所示的起始温度起在水中进行淬火。然后，除去氧化皮，之后进行了一次冷轧(半精制轧制)。对该板进行端面切削之后，按表6所示的温度边进行10个小时处理的中间退火边进行实行4轧道的冷轧的最终冷轧，得到适合于引线架的薄板化的厚0.15mm的铜合金板。对该铜合金板在350℃进行按表6所示的穿引速度实行连续退火的最终退火，做成成品铜合金板。
另外，表5所示的铜合金都是除去了记载元素量后的余量组成为Cu，作为其它的杂质，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金属的含量按这些元素的合计计为0.1质量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.0001～1.0质量％的范围，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.001～1.0质量范围，另外，还将这些元素全部的合计量设为1.0质量％以下。
对于这样得到的铜合金板，各例都是从铜合金板将相对于轧制方向垂直的板宽方向作为长度方向切出试验片(试样)，对各试样的拉伸弹性模量及均匀伸长率和总伸长率之比，或者拉伸强度、硬度、导电率、剪切面率等特性进行了评价。这些评价结果分别如表6所示。
(剪切面率测定) 通过使用模拟铜合金板的引线冲裁的冲压而设计的引线剖面的剪切面率(剪切面比率)来评价冲压性。若该剪切面率为75％以下，则可以评价为冲压性良好。根据该剪切面率进行的评价，比起在铜合金板上冲裁引线，测定此时的飞边高度的冲压性的评价试验，可以准确地评价所要求的冲压性。
冲压试验是使用冲压机(间隙5％)，如图2所示，在宽1mm×长10mm的引线上使用日本工作油制造的G-6316润滑油，在铜合金板(试验片)1上依次冲裁做成以相对于箭头所示的轧制方向为垂直的板宽方向作为长度方向的冲孔2。
由此，沿长度方向切断(用虚线3表示切断部位)冲孔2的中心，从箭头4的方向观察冲孔2的切断面，根据使用了光学式显微镜的切断面的表面照片通过图像解析求出。剪切面率是在切断面中的剪切面的面积比率(剪切面的面积/切断面的面积)，将切断面的面积做成铜合金面的板厚0.15mm×测定宽度0.5mm，将剪切面的面积做成测定宽度0.5mm的范围内的剪切面的面积。每个试样冲裁3个孔，每个孔在3个位置进行测定(合计9个位置)，求出其平均值。
(硬度测定) 铜合金板试样的硬度测定是使用显微威氏硬度计施加0.5kg的载重在试样的任意3个位置进行的，硬度是作为它们的平均值计算出的。
(导电率测定) 铜合金板试样的导电率是使用铣床对宽10mm×长300mm的短片状的试验片进行加工，使用双电桥式电阻测量装置测量电阻，通过平均横截面法而计算出来的。
如表5、6所表明，本发明组成内的铜合金即发明例51～61，其成分组成为本发明范围内，且在均质化加热处理、热轧后的水冷却起始温度、最终连续退火时的穿引速度等制造条件为优选的范围内制造。因此，发明例51～61具有拉伸弹性模量超过120GPa，同时，均匀伸长率/总伸长率不足0.50的拉伸特性。
其结果是，发明例51～61对于拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度的分配，是相对的高导电率，另外，剪切面率为75％以下，冲压性也优良。
但是，Fe的含量接近下限的发明例53及P的含量结晶下限的发明例55，与其它的发明例51、52等相比较，强度比较低。另外，Fe的含量接近上限的发明例54及P的含量接近上限的发明例56，与其它的发明例51、52相比较，剪切面率比较高，导电率也比较低。
与此相对，比较例62～67中，尽管是与发明例1相同是本发明组成内的铜合金，但均质化加热处理、热轧后的水冷却起始温度、最终连续退火时的穿引速度等制造条件偏离优选的范围。因此，比较例62～67中，拉伸弹性模量过低为120GPa以下、或者均匀伸长率/总伸长率过高为0.5以上。其结果是，比较例62～67剪切面率超过75％，冲压性明显较差。
比较例62的均质化加热处理时的时间过短。比较例63的均质化加热处理时的温度过低。比较例64的热轧后的水冷却起始温度过高。比较例65的热轧后的水冷却起始温度过低。比较例66的中间退火温度过高。比较例67的最终连续退火时的穿引速度过于缓慢。
比较例68～71的铜合金尽管是在制造方法为优选的条件内制造的，但其成分偏离本发明范围。因此，比较例68～71中，拉伸弹性模量过低为120GPa以下、或者均匀伸长率/总伸长率过高为0.50以上。其结果是，比较例68～71剪切面率超过75％，冲压性明显较差。
比较例68的Fe的含量低于下限0.01％。因此，剪切面率高，冲压性差，也不能实现高强度化。
比较例69的Fe的含量高于上限5.0％。因此，剪切面率高，冲压性差，也不能实现高强度化。
比较例70的铜合金板P的含量低于下限0.01％，因此，剪切面率高，冲压性差，也不能实现高强度化。
比较例71的铜合金板P的含量高于上限0.15％。因此在热轧过程产生裂纹。
根据上述结果证实了，除高强度化之外，用于冲压加工性也优良的本发明铜合金板的成分组成、拉伸弹性模量、均匀伸长率/总伸长率等拉伸特性的临界的意义，以及用于得到这样的拉伸特性的优选的制造条件的意义。
表5
*在各元素含量的表示中，-表示检测界限以下。
表6
(实施例4) 下面，说明本发明的实施例。特别是改变在大气熔化炉内的熔化温度和从铸造开始至600℃的平均冷却温度(凝固速度℃/秒)，制造了具有含各种C、O、H的铜合金薄板。而且，对这些各铜合金薄板的拉伸强度、硬度、导电率、镀敷性等特性进行了评价。这些结果如表8所示。
具体而言，对表7所示的各化学成分组成的铜合金，如表8所示那样改变各自的熔化温度和从铸造开始至600℃的平均冷却速度铸造了铸锭。熔化使用大气熔化炉即感应炉，通过半连续铸造法得到了厚70mm×宽200mm×长500mm的铸锭。
对表面进行端面切削并将这些个铸锭加热后，在950℃的温度下进行热轧做成厚16mm的板，从750℃以上的温度起在水中进行了淬火。然后，除去氧化皮，之后，进行了依次冷轧(半精制轧制)。对该板进行端面切削后，进行边采用中间退火边实行四个循环的冷轧的最终冷轧，接着，在350℃用20秒的低温条件进行最终退火，得到了符合引线架的薄板化的厚0.15mm的铜合金板。
另外，表7所示的铜合金都是除去了记载元素量后的余量组成为Cu，作为其它的杂质，Hf、Th、Li、Na、K、Sr、Pd、W、Si、C、Nb、Al、V、Y、Mo、In、Ga、Ge、As、Sb、Bi、Te、B、混合稀土金属的含量按这些元素的合计计为0.1质量％以下。
另外，在含有Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.0001～1.0质量％的范围，在含有Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上的情况下，将合计量设为0.001～1.0质量范围，另外，还将这些元素全部的合计量设为1.0质量％以下。
氧(O)的含量是使用日本堀厂制作所制的EMGA—650A型装置，根据JIS Z 2613，用惰性气体熔化法抽出试样中的氧，用红外线吸收法进行了分析。氢(H)的含量是使用LECO公司制造的RH—402型装置，根据JIS Z 2614，用惰性气体熔化法抽出试样中的氢，用热传导法进行了分析。碳(C)的含量是使用日本堀厂制作所制的EMIA610型装置，根据JIS Z 2615，在氧气环境中进行加热抽出试样中的氧，用燃烧红外线吸收法进行分析。
对这样得到的铜合金板，各例都是从铜合金板上切出试样，对各试样的拉伸强度、硬度、导电率、镀敷性等特性进行了评价。这些结果分别如表8所示。
(镀敷性的评价) 对于铜合金板试样，从上述得到的铜合金板上切出25mm×60mm的试样之后，实施模拟实际的引线架中的镀敷工序的镀Ag，实体显微镜(×40)在任意试样中央部位附近10cm2的范围观察了镀敷面的表里面。而且，测定了作作为该测定部位的如图3所示的镀敷层的突起所观察的镀敷异常析出(突起)发生个数。若发生个数不足2个/cm2则评价为○，若为2个/cm2以上，则因将招致焊接不良等，不能作为半导体引线架使用而评价为×。上述镀Ag，是在实施了电解脱脂、酸洗、水洗等前期处理的试样的表里面，用市场销售的镀Cu盐浴实施Cu基底镀敷之后，用市场销售的镀Ag盐浴实施纯Ag镀敷。Cu基底镀敷在温度60～65℃、电流密度5A/dm2、处理时间10秒钟的条件下进行，纯Ag镀敷在温度60～65℃、电流密度7A/dm2、处理时间60秒钟的条件下进行。
(硬度测定) 铜合金板试样的硬度测定用显微威氏硬度计施加0.5kg的载重在3个部位进行，硬度取它们的平均值。
(导电率测定) 铜合金板试样的导电率是使用铣床对宽10mm×长300mm的短片状的试验片进行加工，使用双电桥式电阻测量装置测量电阻，通过平均横断面法而计算出来的。
如表7、8所表明，本发明组成内的铜合金即发明例81～95，是使在大气熔化炉的熔融金属的熔化温度和从铸造开始至600℃的平均冷却速度合适而制造的。因此，发明例81～95的Fe、P以及C含量在本发明范围内。
其结果是，发明例81～95即使存在一定程度的O、H，按照拉伸强度在500MPa以上、硬度在150Hv以上的高强度的比例，也是相对的高导电率，另外，镀敷性也优良。
与此相对，比较例96、97中，在大气熔化炉内的熔化温度过低、或者自铸造开始至600℃的平均冷却速度过小、C含量过少。其结果是，尽管O、H含量在，但与发明例相比，镀敷性差。
比较例98、99的O、H含量过高。其结果是，虽然C含量多但同样因O、H含量高，与上限水平的发明例84、85相比，强度及镀敷性明显变差。
比较例100的Fe的含量过少。因此，尽管C含量在本发明范围内、镀敷性优良，但强度及硬度低。
比较例101的铜合金，Fe含量过多。因此，尽管C含量在本发明范围内，但强度及硬度、导电率都低。
比较例102的铜合金，P含量过少。因此，尽管C含量在本发明范围内且镀敷性优良，但强度及硬度、导电率都低。
比较例103的铜合金，P含量过多。因此在热轧过程板端部产生了裂纹。
比较例104在大气熔化炉内的熔化温度高，C含量过多。其结果是，尽管O、H含量在本发明范围内，但与发明例相比，镀敷性差。
根据以上结果证实了，除高强度化之外，用于使高强度化和防止镀敷的异常析出的优良的镀敷性均能实现的C含量等的临界的意义、以及用于得到这样的拉伸特性的优选的制造条件的意义。
表7
*在各元素含量的表示中，-表示检测界限以下。
表8
虽然参照特定的实施方式详细地说明了本发明，但是，作为本行业专业人员明白，在不脱离本发明的精神和范围可加以各种变更及修正。本专利申请以2006年10月2日申请的日本专利申请(特愿2006—270918)、2006年10月5日申请的日本专利申请(特愿2006—274309)、2006年11月17日申请的日本专利申请(特愿2006—311899)及2006年11月17日申请的日本专利申请(特愿2006—311900)为基础，其内容在此作为参照。
产业上应用的可行性 如上述说明，根据本发明，可以提供不仅高强度化，而且氧化膜密合性也优良，且使这些特性并存(兼备)的Cu—Fe—P系铜合金板。其结果是，可以提供半导体封装组装时的树脂和焊盘的密合性高且封装的可靠性高的半导体母材。因此，作为小型化及轻量化的电气电子部件用，除半导体装置用引线架之外，还可以应用于引线架、连接器、端子、开关、继电器等要求高强度化和氧化膜密合性＝封装的可靠性的用途。
另外，根据本发明，可以提供不仅高强度化而且弯曲加工性也优良，且使这些特性并存(兼备)的Cu—Fe—P系铜合金板。其结果是，可提供可靠性高的半导体母材。因此，作为小型化及轻量化的电气电子部件用，除半导体装置用引线架之外，还可以应用于引线架、连接器、端子、开关、继电器等要求高强度化和弯曲加工性的用途。
另外，根据本发明，可以提供不仅高强度化而且冲压性也优良，且使这些特性并存(兼备)的Cu—Fe—P系铜合金板。其结果是，作为小型化及轻量化的电气电子部件用，除半导体装置用引线架之外，还可以应用于引线架、连接器、端子、开关、继电器等要求高强度化和严格的弯曲加工性的用途。
再者，根据本发明，可以提供不仅高强度化，而且镀敷性也优良，且使这些特性并存(兼备)的Cu—Fe—P系铜合金板。其结果是，作为小型化及轻量化的电气电子部件用，除半导体装置用引线架之外，还可以应用于引线架、连接器、端子、开关、继电器等要求高强度化和严格的弯曲加工性的用途。
权利要求
1、一种电气电子部件用铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量是Cu及不可避免的杂质，其中，
根据JIS B0601中规定的表面粗糙度测定法测定的该铜合金板的中心线平均粗糙度Ra为0.2μm以下，最大高度Rmax为1.5μm以下，
并且，粗糙度曲线的突出度即峰度值Rku为5.0以下。
2、如权利要求1所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板的与轧制方向平行的方向上的r值为0.3以上。
3、如权利要求1所述的电气电子用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板采用将以与轧制方向正交的板宽方向作为长度方向的试验片进行拉伸试验而求出的所述铜合金板的拉伸弹性模量超过120GPa，并且，均匀伸长率和总伸长率之比即均匀伸长率/总伸长率低于0.50。
4、如权利要求1所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板还含有C3～15ppm，并且，将O限定为40ppm以下，将H限定为1.0ppm以下。
5、如权利要求1～4中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质量％计还含有Sn0.005～5.0％。
6、如权利要求1～5中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质量％计还含有Zn0.005～3.0％。
7、如权利要求1～6中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，在所述铜合金板中，将S限定为20ppm以下，将Pb限定为20ppm以下。
8、如权利要求1～7中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板的拉伸强度为500MPa以上，硬度为150Hv以上。
9、如权利要求1～8中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质量％计还含有合计为0.0001～1.0％的Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上。
10、如权利要求1～9中的任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质量％计还含有合计为0.001～1.0％的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上。
11、如权利要求1～10中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质量％计还含有合计为0.0001～1.0％的Mn、Mg、Ca中的一种或者两种以上，和合计为0.001～1.0％的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或者两种以上，并且，所含有的这些元素的合计含量为1.0％以下。
12、如权利要求1～11中任一项所述的电气电子部件用铜合金板，其特征在于，在所述铜合金板中，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、混合稀土金属这些元素的合计含量为0.1质量％以下。
13、一种电气电子部件用铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量是Cu及不可避免的杂质，其中，
拉伸强度为500MPa以上，硬度为150Hv以上，
铜合金板的与轧制方向平行的方向上的r值为0.3以上。
14、一种电气电子部件用铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量是Cu及不可避免的杂质，其中，
采用将以与轧制方向正交的板宽方向作为长度方向的试验片进行拉伸试验而求出的拉伸弹性模量超过120GPa，
并且，均匀伸长率和总伸长率之比即均匀伸长率/总伸长率低于0.50。
15、一种电气电子部件用铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％、C3～15ppm，并且，将O限定为40ppm以下，将H限定为1.0ppm以下。
16、如权利要求1～15中任一项所述的电气电子部件用合金板，其特征在于，所述铜合金板用于半导体引线架。
全文摘要
本发明提供一种高强度且为了应对封装裂缝及剥离问题而提高了氧化膜密合性的Cu-Fe-P系铜合金板。本发明的电气电子部件用铜合金板以质量％计分别含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，余量由Cu及不可避免的杂质构成。其特征在于，以JIS B0601法为基准的对该铜合金板的表面粗糙度测定中的中心线平均粗糙度Ra为0.2μm以下，最大高度Rmax为1.5μm以下，并且，粗糙度曲线的突出度(峰度值)Rku为5.0以下。
文档编号C22C9/00GK101522926SQ20078003675
公开日2009年9月2日 申请日期2007年9月26日 优先权日2006年10月2日
发明者有贺康博, 尾崎良一, 三轮洋介 申请人:株式会社神户制钢所