电气电子零件用铜合金板的制作方法

专利名称：电气电子零件用铜合金板的制作方法
技术领域：
本发明涉及高强度且冲压成形加工时的冲床冲压性优异的Cu-Fe-P类铜合金板。另外，本发明涉及高强度且进行消除应变退火等热处理时的强度降低少、耐热性 优异的Cu-Fe-P类铜合金板。另外，本发明涉及高强度且为应付包装裂缝及剥离的问题而提高氧化膜密合性的 Cu-Fe-P类铜合金板。本发明的铜合金板作为半导体装置用引线架的原材最合适，除半导体 装置用引线架以外，作为其他的半导体零件也适合使用，如印刷电路配线板等电气电子零 件材料、开关零件、汇流条、端子、接线柱等机构零件等各种各样的电气电子零件用。但是， 在以下的说明中，作为代表性的用途例，以用于半导体零件即引线架的情况为中心进行说 明。
背景技术：
作为半导体引线架用铜合金板，通常使用含有Fe和P的Cu-Fe-P类铜合金。作为 这些Cu-Fe-P类铜合金，可以例示有例如含有Fe 0. 05 0. 15%,P 0. 025 0. 04%的铜 合金(C19210 合金)及含有 Fe 2. 1 2. 6%,P 0. 015 0. 15%,Zn 0. 05 0. 20%的铜 合金(CDA194合金)。这些Cu-Fe-P类铜合金由于在铜母相中将Fe或Fe-P等金属间化合 物析出后，尤其是铜合金的强度、导电性及导热性优异，因此，作为国际标准合金通用。近年来，伴随用于电子设备的半导体装置的大容量化、小型化、高功能化，要求进 行半导体装置中使用的引线架的小截面积化，且具有更高的强度、导电性、导热性。因此，对 用于这些半导体装置中使用的引线架的铜合金也要求更高的高强度化、导热性。另一方面，对于高强度化的铜合金板，也要求向上述小截面积化的引线架的加工 性。具体而言，为了铜合金板向弓I线架冲压成形加工，对铜合金板要求具有优异的冲床冲压 性。该要求即使是引线架以外的用途，在冲床冲压加工铜合金板的用途中也是相同的。在Cu-Fe-P类铜合金板中，提高冲床冲压性的方法目前通用如下方法控制Pb、Ca 的微量添加及使成为断裂起点的化合物分散等化学成分的方法、及控制晶粒直径等方法。但是，这些方法或者控制本身困难，或者使其他的特性劣化，另外，因此，具有牵连 到制造成本上升等问题。与之相对，提案有着眼于Cu-Fe-P类铜合金板的组织而使冲床冲压性及弯曲加 工性提高的事项。例如，在专利文献1中，公开有含有Fe 0. 005 0. 5wt%、P 0. 005 0. 2wt%，根据需要还含有Zn 0. 01 10wt%、Sn 0. 01 5wt%中一方或双方，其余部分由 Cu和不可避杂质构成的Cu-Fe-P类铜合金板。而且，在专利文献1中，通过控制该铜合金板 的结晶方位的集成度，使冲床冲压性提高(参照专利文献1)。更具体而言，在专利文献1中，利用该集成度控制，随着铜合金板再结晶且组织的晶粒直径变大，进行向板表面的{200}、{311}面的集成比例增大，轧时，{220}面的集成 比例增大。而且，在特征上，与{200}、{311}面相对，增大向板表面的{200}面的集成比 例，希望使冲床冲压性提高。更具体而言，设该板表面中的自{200}面的X射线衍射强度 为I [200]，设自{311}面的X射线衍射强度为1[311]，设自{220}面的X射线衍射强度为 I [220]时，满足[I[200]+I[311]]/I[220] < 0. 4 式。在专利文献2中，提案有如下事项为了提高冲床冲压性，铜合金板的(200)面的 X射线衍射强度I (200)、和(220)面的X射线衍射强度I (220)之比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 50，或者，Cube方位的方 位密度D (Cube方位)与S方位的方位密度D (S方位)之比D (Cube方位)/D (S方位)为 0. 1 5 (参照专利文献2)。另外，在专利文献3中，提案有如下事项为了提高Cu-Fe-P类铜合金板的弯曲加 工性，使(200)面的X射线衍射强度和(311)面的X射线衍射强度之和与(220)面的X射 线衍射强度之比[I(200)+I(311)]/I(220)为0. 4以上(参照专利文献3)。另外，在专利文献4中，提案有如下事项为了提高Cu-Fe-P类铜合金板的弯曲性， 使1 (200)/I (110)为1.5以下(参照专利文献4)。另一方面，对高强度化的Cu-Fe-P类铜合金板要求具有耐热性，以使即使在进行 消除应变退火等热处理的情况下，也几乎不发生强度降低。在将Cu-Fe-P类铜合金板进行向引线架等加工时，通过冲压成形加工(冲床冲压 加工)，通常作成多销形状。最近，如上所述，为了与电气、电子零件的小型化、薄壁轻量化对 应，正在进行作为原材使用的铜合金板的薄壁化及多销化，因此，在上述冲压成形后的加工 品上存在易残余应变应力且料斗不一致的趋势。因此，通常，对冲压成形获得的多料斗形状 的铜合金板进行实施热处理(消除应变退火)而除去应变。可是，进行这样的热处理后，材料易软化，不能维持热处理前的机械强度。另外，从 制造工序方面看，从生产性提高的观点出发，要求在更高温、短时间内进行，强烈要求在高 温下的热处理后也具有能维持高强度的耐热性。对于这样的课题，至今仍采取如下改善策略使其含有Fe、P、Zn等合金元素及其 他Sn、Mg、Ca等微量添加元素，或者，调整它们的添加量等。另外，也进行铜合金的结晶物、 析出物的控制。但是，只是这样的成分调整及结晶物、析出物的控制，不能充分对应铜合金 零件的小型、轻量化及耐热强度特性等，因此，还提案有控制铜合金的组织等技术。例如，在专利文献5中，以在并非Cu-Fe-P类铜合金而是无氧铜中添加少量的银的 铜合金为原材使用，通过控制最后轧后的X射线衍射强度比和最后轧前的晶粒直径，实现 强度的提高。即，在热轧后，反复进行冷轧和再结晶退火，通过控制最后的冷轧中的加工度、 和最后冷轧前的再结晶退火后的平均晶粒直径、及最后退火前的冷轧加工度，而控制最后 轧后的X射线衍射强度比和最后轧前的晶粒直径，从而实现高强度化。但是，即使将该文献 中推荐的轧制、退火条件原封不动地适用于本发明作为对象的Cu-Fe-P类铜合金，也不能 获得上述的引线架等要求的各种高标准的耐热性(参照专利文献5)。与之相对，也提案有种种Cu-Fe-P类铜合金中的耐热性改善技术。例如，在专利文 献6中，提案有如下事项通过控制实质上的Fe含量为0. 7%以上时就为多的Cu-Fe-P类 铜合金的结晶物、析出物的形态自身，获得高耐热性。即，提案有如下事项使组织中含有的
4Y "Fe析出物的X射线峰值面积X Y和α -Fe析出物的X射线峰值面积Xa之比Χ γ /X a 为0. 05以上，获得高耐热性(参照专利文献6)。另外，在专利文献7中，提案有如下事项为了通过控制集合组织而获得高耐热 性，使实质上的Fe含量为0. 5%以上时就为多的Cu-Fe-P类铜合金的以500°C进行1分钟退 火后的Cube方位的方位密度为50%以下，还使平均粒径为30 μ m以下，获得高耐热性(参 照专利文献7)。另外，在专利文献2中，关于实质上的Fe含量为2%以上时就为多的Cu-Fe-P类铜 合金，公开有如下事项不是以提高耐热性为目的，而是通过控制集合组织，提高板的加工 性及向引线架的成形性。该加工性是指冷轧中的板的波动及摆动，残余应力的不均勻、切条 机的条的摆动、冲压成形加工中的弯曲及毛边的产生、引线弯曲加工部的橘皮面及裂纹等。 另外，集合组织为将(200)面与(220)面的X射线衍射强度比、和Cube方位的方位密度控 制在适当范围。另一方面，半导体器件的塑料包装由于利用热硬化性树脂密封半导体芯片的包装 经济性和大量生产性优异，因此成为主流。这些包装随着最近的电子零件的小型化的要求， 越来越薄壁化。在这些包装的封装中，用Ag浆糊等将半导体芯片与引线架加热粘接，或者，经由 Au、Ag等镀层进行软钎焊或Ag钎焊。而且，其后进行树脂密封，进行树脂密封之后，通常对 外引线进行电镀形成的外部装饰。与这些包装的可靠性有关的最大的课题为表面实际包装时产生的包装裂缝及剥 离的问题。包装的剥离产生如下将半导体包装封装后，在树脂和垫板(引线架的承载半导 体芯片的部分)的密合性低的情况下，凭借之后的热处理时的热应力产生。与此相反，包装裂缝如下将半导体包装封装后，由于模树脂利用大气进行吸湿， 因此，在之后的表面实际包装的加热中，水分气化，在包装内部有裂缝时，水蒸汽附加在剥 离面而作为内压发挥作用。通过该内压，或者在包装上产生隆起，或者树脂不耐内压而产生 裂缝。在表面实际包装后的包装上产生裂缝后，水分及杂质侵入而腐蚀芯片，因此，妨害作 为半导体的功能。另外，包装隆起后，成为外观不良，失去商品价值。近年来，这种包装裂缝 及剥离的问题随着上述包装的薄型的进展越来越显著。在此，包装裂缝及剥离的问题由树脂和垫板的密合性不良引起，但是，对树脂和垫 板的密合性造成最大的影响的是引线架母材的氧化膜。引线架母材为了制造板及制作引线 架，经过各种加热工序。因此，在Ag等电镀前，在母材的表面形成有数十 数百nm厚度的 氧化膜。在垫板表面，铜合金和树脂经由该氧化膜相接，因此，该氧化膜与引线架母材的剥 离完全地牵连到树脂和垫板的剥离，使树脂向引线架母材的密合性降低。因此，包装裂缝及剥离的问题与该氧化膜和引线架母材的密合性有关。因此，对作 为引线架母材的上述高强度化的Cu-Fe-P类铜合金板要求如下经过各种加热工序后，形 成于表面的氧化膜的密合性高。对于这样的课题，迄今未提案有很好的对策，但是，在专利文献8中，提案有如下 事项通过控制铜合金板表层的结晶取向，提高氧化膜密合性。即，在专利文献8中，提案 有如下事项在利用引线架母材铜合金的XRD薄膜法评定的极表面的结晶取向中，使(100) 峰值强度相对于(111)峰值强度之比为0.04以下，提高氧化膜密合性。另外，，在专利文献8中，包括所有引线架母材铜合金，但是，实质上例示的Cu-Fe-P类铜合金只是Fe的含量为 2. 4%以上时就为多的Cu-Fe-P类铜合金。专利文献1 日本国公开特许公报2000-328158号(全文)专利文献2 日本国公开特许公报2002-339028号(全文)专利文献3 日本国公开特许公报2000_328157号(权利要求书)专利文献4 日本国公开特许公报2006-63431号(权利要求书)专利文献5 日本国公开特许公报2003-96526号(全文)专利文献6 日本国公开特许公报2004-91895号(全文)专利文献7 日本国公开特许公报2005-139501号(全文)专利文献8 日本国公开特许公报2001-244400号(全文)在上述的专利文献1及2中，将向板表面的{220}面及{200}面的集成比例增加， 使冲床冲压性提高。通过将这些特定面的集成比例增加，确实可以提高Cu-Fe-P类铜合金 板的冲床冲压性。但是，上述引线架的小截面积化越来越推进，引线宽度(0. 5mm — 0. 3mm)及板厚 (0. 25mm—0. 15mm)也越来越小，向高强度化的Cu-Fe-P类铜合金板的冲压成形加工时的冲 床冲压性提高的要求更严格。因此，在上述的专利文献1及2的组织的集成比例控制而成的冲床冲压性提高效 果中，不满足该要求的冲床冲压性提高。另外，在利用上述的专利文献1及2进行的铜合金 板上冲压引线，在利用SEM观察并测定此时的毛边高度的冲床冲压性的试验条件中，不能 正确评定高强度化的Cu-Fe-P类铜合金板的上述要求的冲床冲压性。另外，在以Cu-Fe-P类铜合金板的耐热性的提高为目的的这些专利文献6、7的技 术、及或目的不同的专利文献2的技术中，达不到保障本发明中期望的高标准的耐热性。即，这些专利文献的Cu-Fe-P类铜合金的实质上的Fe含量最低也是超过0. 5%，在 这一点上，这些专利文献的技术也许对Fe含量多的Cu-Fe-P类铜合金的耐热性提高确实有 效。但是，Fe含量超过0. 5%时，产生降低导电率及Ag电镀性这种另外的问题。与之 相对，为了使导电率强制增加而必须增加例如上述析出粒子的析出量时，反而导致析出粒 子的成长、粗大化，存在强度及耐热性的问题。换言之，在这些专利文献的技术中，不能兼具 Cu-Fe-P类铜合金要求的高强度化和耐热性。因此，即使将这些专利文献的技术利用将Fe的含量实质上降低为0. 5%以下的组 成，而原封不动地适用于高强度化的Cu-Fe-P类铜合金，也不能获得上述的引线架等要求 的高标准的耐热性。另外，在专利文献8的技术中，达不到保障本发明中期望的高标准的耐热性。S卩，专利文献8中的Cu-Fe-P类铜合金的实质上的Fe含量如上所述，即使最低也 超过2. 4质量％多。在这一点上，专利文献8的技术也许对Fe含量多的Cu-Fe-P类铜合金 的氧化膜密合性提高确实有效。实际上，在专利文献8中，Fe含量为2. 41%的实施例1的 Cu-Fe-P类铜合金的氧化膜密合性以氧化膜的剥离临界温度计提高到633K(360°C )。但是，Fe含量超过2.4质量％多时，产生如下另外的问题不仅导电率等材料特 性显著降低，而且铸造性等生产性也显著降低。实际上，在专利文献8中，上述实施例1的Cu-Fe-P类铜合金的拉伸强度为530MPa时就为比较高，导电率为63% LACS时就为低。与此相反，为了使导电率勉强增加，例如，使上述析出粒子的析出量增加后，反而 导致析出粒子的成长、粗大化，存在降低强度及耐热性的问题。换言之，在专利文献8的技 术中，不能兼具Cu-Fe-P类铜合金要求的高强度化和氧化膜密合性。因此，即使将该专利文献8技术利用将Fe的含量实质上降低为0.5%以下的组成， 而原封不动地适用于高强度化的Cu-Fe-P类铜合金，也不能获得上述的引线架等要求的氧 化膜密合性。

发明内容
本发明是为解决上述课题而开发的，其目的在于提供一种Cu-Fe-P类铜合金板， 其兼具高强度化和优异的冲床冲压性。另外，本发明是为解决上述课题而开发的，其目的在于提供一种Cu-Fe-P类铜合 金板，其利用将Fe的含量实质上降低为0.5%以下的组成，也兼具高强度化和优异的耐热 性。另外，本发明是为解决上述课题而开发的，其目的在于提供一种Cu-Fe-P类铜合 金板，其利用将Fe的含量实质上降低为0.5%以下的组成，也兼具高强度化和优异的氧化 膜密合性。为了实现所述目的，冲床冲压性优异的本发明的电气电子零件用铜合金板的中心 议题为以质量％计，分别含有Fe :0.01 0. 50%、P:0.01 0. 15 %的铜合金板，其中，板 表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值为0.015以 上。本发明的铜合金板也可以分别含有Sn、Zn,为了实现高强度，还含有以质量％计 0. 005 5. 0%的Sn，或者为了锡焊及镀锡的耐热剥离性改善，还含有以质量％计0. 005 3. 0%的 Zn。本发明的铜合金板作为高强度的大致标准，优选拉伸强度为500MPa以上，硬度为 150Hv以上。另外，导电率与板的强度有关，本发明中所说的高导电率是指在高强度的比例 中导电率比较高。本发明的铜合金板也可以还含有以质量％计Mn、Mg、Ca中一种或二种以上，合计 为 0. 0001 1. 0%。本发明的铜合金板也可以还含有以质量％计&、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中一种或二种以上，合计为0. 001 1.0%。本发明的铜合金板也可以还分别含有以质量％计Mn、Mg、Ca中一种或二种以上， 合计为 0. 0001 1. 0% ；含有 Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中一种或二种以上，合 计为0. 001 1. 0%，并且，使这些含有的元素的合计含量为1. 0%以下。本发明的铜合金板还优选使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以这些元素全体的合计计为0. 1质 量％以下。另外，为实现所述目的的本发明电气电子零件用铜合金板的中心议题为分别含有 以质量％计？6 :0.01 0. 50%、P :0.01 0. 15%的铜合金板，其中，使板表面的自(200)面的X射线衍射强度I (200)和自(220)面的X射线衍射强度I (220)之比1 (200)/I (220) 为0. 3以下。 本发明的铜合金板为了实现高强度，还含有以质量％计为0. 005 5. 0 %的Sn，或 者为了锡焊及镀锡的耐热剥离性改善，还含有以质量％计为0. 005 3. 0%的Zn。本发明的铜合金板作为高强度的大致标准，优选拉伸强度为500MPa以上，硬度为 150Hv以上。另外，导电率与板的强度有关，本发明中所说的高导电率是指在高强度的比例 中导电率比较高。本发明的铜合金板也可以还含有以质量％计Mn、Mg、Ca中一种或二种以上，合计 为 0. 0001 1. 0%。本发明的铜合金板也可以还含有以质量％计&、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中一种或二种以上，合计为0. 001 1.0%。本发明的铜合金板也可以还分别含有以质量％计Mn、Mg、Ca中一种或二种以上， 合计为 0. 0001 1. 0% ；含有 Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中一种或二种以上，合 计为0. 001 1. 0%，并且，使这些含有的元素的合计含量为1. 0%以下。本发明的铜合金板还优选使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以这些元素全体的合计计为0. 1质 量％以下。另外，为实现所述目的的本发明电气电子零件用铜合金板的中心议题为分别含有 以质量％计Fe 0. 01 0. 50%, P 0. 01 0. 15%的铜合金板，其中，在彼此相邻的结晶的 方位差为士 15°以内的结晶看成是属于同一结晶面的结晶的情况下，具有根据使用电场放 射型扫描电子显微镜FE-SEM的后方散乱电子衍射像EBSP的结晶方位解析法，测定的Brass 方位的方位分布密度为25%以上的集合组织，并且，使平均晶粒直径为6. 0 μ m以下。本发明的铜合金板为了实现高强度，还含有以质量％计0. 005 5. 0 %的Sn，或者 为了锡焊及镀锡的耐热剥离性改善，还含有以质量％计0. 005 3. 0%的Zn。本发明的铜合金板作为高强度的大致标准，优选拉伸强度为500MPa以上，硬度为 150Hv以上。另外，导电率与板的强度有关，本发明中所说的高导电率是指在高强度的比例 中导电率比较高。本发明的铜合金板也可以还含有以质量％计Mn、Mg、Ca中一种或二种以上，合计 为 0. 0001 1. 0%。 本发明的铜合金板也可以还含有以质量％计&、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中一种或二种以上，合计为0. 001 1.0%。本发明的铜合金板也可以还分别含有以质量％计Mn、Mg、Ca中一种或二种以上， 合计为 0. 0001 1. 0% ；含有 Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中一种或二种以上，合 计为0. 001 1. 0%，并且，使这些含有的元素的合计含量为1. 0%以下。本发明的铜合金板还优选使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以这些元素全体的合计计为0. 1质 量％以下。在本发明中，与所述的专利文献1及2等同样，可见规定板表面的由特定结晶方位 的X射线衍射强度，并控制集合组织。但是，专利文献1及2实质上是规定结晶的取向性，为了减小(降低)在铜合金板上冲压引线时的毛边高度，必须提高(220)面的集成比例。但是，原来，在具有任意方位的铜合金中，只增加特定方位的集成比例具有大的限 度。这与必须选择专利文献1及2等的{220}面及本发明中规定的{311}面等结晶方位相 同。这就是在所述的专利文献1及2那样的组织的集成比例控制的冲床冲压性提高效果中， 不能满足Cu-Fe-P类铜合金板要求的冲床冲压性的原因。与之相对，在本发明中，不是控制现有那样的特定方位(结晶方位)的集成比例， 而是控制Cu-Fe-P类铜合金板组织的位错密度。即，提高Cu-Fe-P类铜合金板组织的位错 密度，可以提高冲床冲压性。根据本发明人员的真知灼见，该位错密度能够根据Cu-Fe-P类 铜合金板的轧条件控制其导入量，且加强该位错密度控制的冲床冲压性提高效果。但是，由于该位错密度是非常微小的问题，因此，将导入Cu-Fe-P类铜合金板组织 的位错密度直接观察或定量化非常困难。但是，根据本发明人员的真知灼见，导入Cu-Fe-P 类铜合金板组织的该位错密度与X射线衍射强度峰值的半值宽度、或半值宽度除以X射线 衍射强度峰值高度所得的值紧密相关。在该情况下，即使是任意X射线衍射强度峰值，也同 样与该位错密度相关。但是，本发明中规定的板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值与 自其他面的X射线衍射强度峰值相比，应除半值宽度的X射线衍射强度峰值不太大(高)， 且半值宽度也就那样，因此，X射线衍射强度峰值的半值宽度除以高度所得的值可靠性高。 因而，在本发明中，利用板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值，将该位错密度以虽是 间接地但很正确且具有再现性的形式规定、定量化。这样，在本发明中，利用与位错密度量密切相关的板表面的自{311}面的X射线衍 射强度峰值的半值宽度规定该位错密度量，可以提高冲床冲压性，且满足Cu-Fe-P类铜合 金板要求的冲床冲压性。而且，可以提高优选拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上 的高强度的Cu-Fe-P类铜合金板的冲床冲压性。在本发明中，使上述X射线衍射强度比1 (200)/I (220)为0. 3以下的理由是控 制Cube方位的发达，并且增强Cube方位以外的特定的结晶方位的发达，增强各向异性，从 而获得优异的耐热性。另外，理由是利用将Fe的含量实质上降低为0.5%以下的组成，也可 以兼得高强度化和优异的耐热性两者。与此相反，以相同的X射线衍射强度比规定的所述专利文献2使I (200)/I (220) 与本发明相反而为0. 5以上10以下。这是因为在专利文献2中，为了提高所述的加工性， 与本发明相反，使Cube方位的发达，并且抑制Cube方位以外的特定的结晶方位的发达变 强，且必须抑制各向异性。因此，在将Fe的含量实质上降低为0.5%以下的组成中，不能兼 得高强度化和优异的耐热性两者。在通常的铜合金板的情况下，主要形成以下所示的Cube方位称作Goss方位、 Brass方位(以下，也称B方位)、Copper方位(以下，也称Cu方位)、S方位等的集合组织， 且存在对应它们的结晶面。这些集合组织的形成在相同的结晶系的情况下也根据加工、热处理方法而不同。 在轧而成的板材的集合组织的情况下，以轧面和轧方向表示，轧面以(ABC)表示，轧方向以 <DEF>表示。基于这样的表示，各方位表示如下述。Cube 方位{001}<100>Goss 方位{011}<100>
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Rotated-Goss 方位{011} <011>Brass 方位(B 方位){011}<211>Copper 方位(Cu 方位){112} <111>(或 D 方位{4411}<11118>)S 方位{123}<634>B/G 方位{011}<511>B/S 方位{168}<211>P 方位{011} <111>在此，B方位 Cu方位 S方位以各方位间连续地变化的纤维集合组织 (β-fiber)存在。通常的铜合金板的集合组织如上所述，由相当多的方位因子构成，但当这些构成 比率变化时，板材的塑性各向异性变化，且加工性及成形性等特性变化。所述的专利文献8在该集合组织中，尤其是使{100}峰值强度相对于{111}峰值 强度之比为0. 04以下，可以提高氧化膜密合性。但是，这样，相对于Copper方位(Cu方位)， 即使将Cube方位及Goss方位的方位分布密度增加，尤其是在具有本发明作为对象的使Fe 的含量少于0. 5%以下的Cu-Fe-P类组成的铜合金板中，不能高强度化，且不能提高氧化膜 的密合性。因此，在具有该Fe的含量少的Cu-Fe-P类组成的铜合金板中，不能兼得高强度 化和优异的耐热性两者。与此相反，在本发明中，将Brass方位(110面)的方位分布密度增加(提高)，尽 可能地作成同一方位的集合组织。由此，在具有该Fe的含量少的Cu-Fe-P类组成的铜合金 板中，可以兼得高强度化和优异的耐热性两者。即，在具有该Fe的含量少的Cu-Fe-P类组成的铜合金板中，在上述集合组织中，尤 其是Brass方位(B方位)的方位分布密度对氧化膜的密合性影响大。该B方位的方位分 布密度越大，轧集合组织越发达，强度越高，并且越提高氧化膜的密合性。本发明的铜合金板可适用于各种各样的电气电子零件用，特别优选在半导体零件 即半导体引线架用途中使用。


图1是表示X射线衍射强度峰值的半值宽度的示意图。图2是表示剪切面率的测定方法的说明图。符号说明1铜合金板2冲压孔3剪切部位
具体实施例方式(1)下面，对用于满足作为半导体引线架用等必要的特性的、本发明Cu-Fe-P类铜合 金板中的各必要条件的意义及实施方式进行具体地说明。
(半值宽度)在本发明中，为了提高冲床冲压性且满足要求的冲床冲压性，具有Cu-Fe-P类铜 合金板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值为 0. 015以上的一定量以上的位错密度。由此，更具体而言，能够使拉伸强度为500MPa以上、 硬度为150Hv以上的高强度的Cu-Fe-P类铜合金板的冲床冲压性提高。在该X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值不足0. 015时，导 入板的位错密度变少。至此，现有的位错密度少，与Cu-Fe-P类铜合金板没有大的差距，冲 床冲压性降低或不提高。众所周知，如示意性地图1所示，该半值宽度如下定义纵轴X射线衍射强度，横 轴作为用角度(2 θ )表示的X射线衍射强度峰值(高度H)的一半的位置(高度Η/2)的 X射线衍射强度峰值的宽度(β)进行定义。顺便提一下，该半值宽度通常为将金属表面的 结晶性及非结晶性、微晶粒度、晶格变形判别且定量化而使用。与此相反，在本发明中，如 上所述，利用与该位错密度密切相关的板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值 宽度β除以其峰值高度H所得的值，规定不能直接观察或定量化的位错密度。另外，作为 Cu-Fe-P类铜合金板的X射线衍射强度峰值，其他的自{220}面的X射线衍射强度峰值的半 值宽度(β)及其峰值高度(H)最大。但是，X射线衍射强度峰值的高度大(高)时，除半值 宽度的其峰值高度也变大，作为X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值 变得过小，且值自身的误差变大，从而缺乏再现性。因此，在本发明中，采用X射线衍射强度 峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值大(峰值高度变大，半值宽度就相应地变大)的 自{311}面的X射线衍射强度峰值。因此，本发明中，自始至终将向板的位错密度的导入状态作为问题，不是用上述的 专利文献1及2那样的板表面的特定结晶面的X射线衍射强度峰值，控制组织的集成比例、 板表面的晶粒直径、或轧集合组织。换言之，在这些板表面的特定结晶面的X射线衍射强度 峰值中，或者，在组织的集成比例、板表面的晶粒直径、或轧集合组织等的控制中，既不能规 定也不能控制向板的位错密度的导入状态。(位错密度的导入)为了导入Cu-Fe-P类铜合金板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值 宽度除以其峰值高度所得的值为0.015以上的位错密度，如下所述，加大最后冷轧中的导 入应变量。即，选择使用或优选组合使用如下方法将最后冷轧中的轧辊直径作成不足 Φ80πιπι的小直径的轧辊，或者使每一轧道的压下率为20%以上，或者使轧辊长度(轧辊宽 度)为5OOmm以上等。(剪切面率)如上所述，在专利文献1及2进行的在铜合金板上冲压引线且测定此时的毛边高 度的冲床冲压性的试验条件中，不能正确评定该要求的冲床冲压性。因此，在本发明中，通过利用模拟的冲床冲压设置的铜合金板的引线冲压的引线 截面的剪切面率(剪切面比率)，更正确地评定冲床冲压性。只要该剪切面率为75%以下， 冲床冲压性即可评定为良好。当然，在此也可以附带上述毛边高度的测定，以证实该剪切面 率给予的冲床冲压性评定。此时，为了对冲床冲压性试验中的剪切面率评定保持再现性，将尽量保证再现性
11的试验条件进行具体地规定。即，如图2所示，冲床冲压性试验利用冲压冲床(模具间隙 5% )，使用日本工作油制G-6316滑润油，按照长度方向垂直朝向铜合金板1的轧制方向的 方式，冲压宽度ImmX长度IOmm的引线。由此，将冲压孔2的中心沿长度方向切割(用虚线表示切割部位)，将冲压孔2的 切割面从箭头4的方向观察，根据用光学显微镜的切割面的表面照片，以图象解析求出。剪 切率为切割面中的剪切面的面积比率(剪切面的面积/切割面的面积)，切割面的面积为铜 合金板的板厚0. 15mmX测定宽度0. 5mm，剪切面的面积为测定宽度0. 5mm范围内的剪切面 的面积。每一个试样冲压3个孔，在各孔中，各测定3个部位(合计9个部位)，求出其平均 值。(铜合金板的成分组成)在本发明中，作为半导体引线架用等，将拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以 上的高强度和上述的冲床冲压性一并实现。因此，作为Cu-Fe-P类铜合金板，其基本组成 为以质量％计，Fe的含量为0. 01 0. 50%的范围、上述P的含量为0. 01 0. 15%的范 围，其余部分由Cu及不可避杂质构成。相对于该基本组成，也可以为进一步以下述范围含有Zn、Sn中一种或二种的方 式。另外，其他选择性添加元素及杂质元素也容许在不妨碍这些特性的范围内含有。另外， 合金元素及杂质元素的含量的表示％全部为质量％的意思。(Fe)Fe作为Fe或Fe基金属间化合物而析出，为提高铜合金的强度及耐热性的主要元 素。在Fe的含量不足0. 01 %时，根据制造条件，上述析出粒子的生成量少，虽然满足导电率 的提高，但无助于强度提高而强度不足。另一方面，当Fe的含量超过0. 50%时，导电率及镀 Ag性降低。当为了强制增加导电率而必须增加上述析出粒子的析出量时，反而导致析出粒 子的成长、粗大化。因此，强度和冲床冲压性降低。因而，Fe的含量为0. 01 0. 50%的范 围。(P)P除具有脱氧作用外，与Fe形成化合物，为使铜合金高强度化的主要元素。在P的 含量不足0. 01%时，根据制造条件，由于化合物的析出不充分，因此不能获得要求的强度。 另一方面，当P的含量超过0. 15%时，不仅导电率降低，而且热加工性及冲床冲压性降低。 因而，P的含量为0. 01 0. 15%的范围。(Zn)Zn将引线架等必要的铜合金的钎焊及镀Sn的耐热剥离性改善。在Zn的含量不 足0. 005%的情况下，不能获得期望的效果。另一方面，当超过3. 0%时，不仅钎焊浸湿性降 低，而且导电率也大大降低。因此，使其选择性含有的Zn的含量根据用途要求的导电率和 钎焊及镀Sn的耐热剥离性的平衡(考虑平衡)，从0. 005 3. 0%的范围内选择。(Sn)Sn有助于铜合金的强度提高。在Sn的含量不足0.001%的情况下，无助于高强度 化。另一方面，当Sn的含量多时，其效果饱和，反而导致导电率降低。因此，使其选择性含 有时的Sn的含量根据用途要求的强度(硬度)和导电率的平衡(考虑平衡)，从0.001 5.0%的范围内选择而使其含有。
(Mn、Mg、Ca 量)Mn、Mg、Ca有助于铜合金的热加工性的提高，因此，在这些效果需要的情况下，可以 选择地含有。在Mn、Mg、Ca中一种或二种以上的含量合计不足0. 0001 %的情况下，不能获 得期望的效果。另一方面，其含量合计超过1. 0%时，生成粗大的结晶物及氧化物，不仅降低 强度及耐热性，而且导电率也急剧下降。因此，这些元素的含量以总量计在0. 0001 1.0% 的范围内使其选择地含有。(Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 量)这些成分具有提高铜合金的强度的效果，因此，在这些效果需要的情况下，可以选 择地含有。在这些成分中一种或二种以上的含量合计不足0. 001%的情况下，不能获得期望 的效果。另一方面，其含量合计超过1.0%时，生成粗大的结晶物及氧化物，不仅降低强度及 耐热性，而且导电率也急剧下降，不优选。因此，这些元素的含量合计在0. 001 1.0%的范 围内使其选择地含有。另外，在将这些成分与上述Mn、Mg、Ca共同含有的情况下，这些含有 的元素的合计含量为1.0%以下。(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、混合稀土金属量)这些成分为杂质元素，在这些元素的含量的合计超过0. 的情况下，生成粗大的 结晶物及氧化物而使强度及耐热性降低。因此，这些元素的含量合计优选为0. 以下。(制造条件)下面，对用于使铜合金板组织成为上述本发明规定的组织的、优选的制造条件进 行说明。本发明铜合金板除用于作成导入上述位错密度的本发明规定的组织的、最后冷轧 条件等优选的条件以外，不需要大地改变通常的制造工序自身，可以利用与常规方法相同 的工序制造。S卩，首先，将调整为上述优选的成分组成的铜合金溶液进行铸造。而且，将铸锭进 行端面切削后，进行加热或均质化热处理，之后进行热轧，将热轧后的板进行水冷。其后，进行被称为中轧的一次冷轧，退火、清洗后再进行精(最后)冷轧、低温退火 (最后退火、精退火)，制成成品板厚的铜合金板。也可以反复进行这些退火和冷轧。例如， 在用于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程度。另外，也可以在一次冷轧之前进行铜合金板的固溶处理及水冷的淬火处理。此时， 固溶处理温度从例如750 1000°C的范围内选择。(最后冷轧)为了将Cu-Fe-P类铜合金板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度 除以其峰值高度所得的值为0.015以上的位错密度导入，如下所述，需要加大最后冷轧中 的导入应变量。即，选择使用或优选组合使用如下方法将最后冷轧中的轧辊直径作成不足 OSOmm的小直径的轧辊，或者使每一轧道的最小压下率(冷轧率、加工率)为20%以上，或 者使轧辊长度(轧辊宽度)为500mm以上等。在最后冷轧中的轧辊直径过小、每一轧道的最小压下率过小、轧辊长度过短时，导 入Cu-Fe-P类铜合金板的位错密度不足的可能性大。因此，板表面的自{311}面的X射 线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值不足0. 015，现有的位错密度少，与 Cu-Fe-P类铜合金板没有大的差距，冲床冲压性降低或不提高。
最后冷轧的轧道数避免过少及过多的轧道数，优选以通常的3 4次轧道数进行。 另外，每一轧道的压下率无需超过50%，每一轧道的各压下率考虑原板厚、冷轧后的最终板 厚、轧道数、上述每一轧道的最小压下率及该最大压下率而决定。(最后退火)在本发明中，在最后冷轧后，优选进行以低温的最后退火。该最后退火条件优选以 100 400°C、0. 2 300分钟的低温条件。在通常的用于引线架的铜合金板的制造方法中， 除用于降低强度、用于消除应力的退火(350°C X20秒程度)以外，在最后冷轧后，不进行最 后退火。但是，在本发明中，根据上述冷轧条件，另外，通过最后退火的低温化，可以抑制该 强度降低。而且，通过以低温进行最后退火，提高冲床冲压性。在退火温度低于100°C的温度及退火时间不足0. 2分钟的时间条件、或不进行该 低温退火的条件下，铜合金板的组织、特性从最后冷轧后的状态起几乎不变化的可能性大。 相反，以退火温度超过400°C的温度及退火时间超过300分钟的时间进行退火时，产生再结 晶，过度产生位错的再排列及恢复现象，析出物也粗大化，因此，冲床冲压性及强度降低的 可能性大。(实施例1)下面，对本发明的实施例进行说明。改变最后冷轧中的轧辊直径和每一轧道的最 小压下率，制造具有各种板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度(位错密 度)的铜合金板。而且，对这些各铜合金板的拉伸强度、硬度、导电率、剪切面率等特性进行 评定。表1表示这些结果。[表1] *在各元素的含量的表示中，-表示检测界限以下具体而言，将表1所示的各化学成分组成的铜合金分别在无心炉中熔炼之后，利 用半连续铸造法铸钢锭，得到厚度70mmX宽度200mmX长度500mm的铸锭。将各铸锭进行端面切削并加热后，以950°C的温度进行热轧，制成厚度16mm的板，从750°C以上的温度起 在水中淬火。接着，除去氧化皮后，进行一次冷轧(中轧)。将该板进行端面切削后，进行边 进入中间退火边进行4轧道冷轧的最后冷轧，然后，以350°C、20秒的低温条件进行最后退 火，获得对应引线架薄板化的厚度0. 15mm的铜合金板。表1分别表示最后冷轧的轧辊直径(mm)和每一轧道的最小压下率(％ )。另外， 在最后冷轧中，使用四轧道都相同的轧辊直径的轧辊。另外，即使改变轧辊直径，各轧辊长 度也一定为500mm。另外，表1所示的各铜合金除上述元素量以外的其余部分组成都为Cu，作为其他 的杂质元素，1^、111、1^川&、1(、51~、卩(1、1、5、51、(、恥、六1、￥、￥、]\10、卩13、111、6&、66、六8、513、8土、
Te、B、混合稀土金属的含量包括表记载的元素，以这些元素全体的合计计，为0. 1质量％以 下。另外，在含有Mn、Mg、Ca中一种或二种以上的情况下，使合计量为0.0001 1.0质 量％的范围，在含有&、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中一种或二种以上的情况下，使合 计量为0. 001 1. 0质量％的范围，另外，这些元素全体的合计量也为1. 0质量％以下。对于这样得到的铜合金板，各例都从铜合金板上切取试样，将各试样的位错密度 (集合组织)、拉伸强度、硬度、导电率、耐热性等特性进行评定。表1分别表示这些结果。(半值宽度的测定)对铜合金板试样，利用通常的X射线衍射法，在靶上使用Co，在管电压50kV、管电 流200mA、扫描速度2° /min、取样宽度0.02°、测定范围(2Θ)30° 115°的条件下，用 'J办々制X射线衍射装置，获取X射线衍射图案。由此，利用上述的方法求出板表面的自 {311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度。在两个部位进行测定，半值宽度为它们的平均值。(硬度测定)铜合金板试样的硬度测定如下利用显微维氏硬度计，加0. 5kg的载荷，在三个部 位进行，硬度为它们的平均值。(导电率测定)铜合金板试样的导电率测定如下利用铣削将宽度IOmmX长度300mm的长方形的 试验片进行加工，利用双电桥式电阻测定装置测定电阻，利用平均截面积法算出。(剪切面率测定)利用上述的试验条件，测定铜合金板试样的剪切面率(剪切面比率)。在根据用光 学显微镜的切割面的表面照片进行图象解析时，甚至也参考设置的引线的最大的毛边高度 进行测定。由表1表明，本发明组成内的铜合金即发明例1 14在最后冷轧的轧辊直径和每 一轧道的最小压下率等制造方法也优选的条件内进行制造。因此，发明例1 14具有板表 面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值为0.015以上 的一定量以上的位错密度。该结果是，发明例1 14在拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度 的比例中，为比较高导电率，另外，剪切面率为75 %以下，冲床冲压性也优异。与之相对，比较例15 17虽然为本发明组成内的铜合金，但是，最后冷轧的轧辊直径及每一轧道的最小压下率过小。因此，比较例15 17其板表面的自{311}面的X射 线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值不足0.015，位错密度过低。该结果 是，在强度标准低的比例中，剪切面率为78 %以上，冲床冲压性显著低劣。比较例18的铜合金其Fe的含量为0.006%时，低于下限0.01%。另一方面，在最 后冷轧的轧辊直径和每一轧道的最小压下率等制造方法也优选的条件内进行制造。因此， 虽然具有板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值 为0.015以上的位错密度，但是，在强度及硬度低的比例中，剪切面率高，冲床冲压性差，还 不能实现高强度化。比较例19的铜合金其Fe的含量为0. 55%时，高出上限5. 0%，超出范围，但在最 后冷轧等制造方法优选的条件内进行制造。因此，虽然具有板表面的自{311}面的X射线 衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值为0.015以上的位错密度，但是，剪切 面率高，冲床冲压性差，导电率显著低。比较例20的铜合金其P的含量为0. 007%时，低于下限0. 01%，但在最后冷轧等 制造方法优选的条件内进行制造。因此，虽然具有板表面的自{311}面的X射线衍射强度 峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值为0.015以上的位错密度，但是，在强度及硬度 低的比例中，剪切面率高，冲床冲压性低劣，还不能实现高强度化。比较例21的铜合金其P的含量为0. 16%时，高出上限0. 15%，因此，在热轧中，在 板端部产生裂纹。但是，在最后冷轧等制造方法优选的条件内进行制造。因此，虽然具有板 表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除以其峰值高度所得的值为0.015以 上的位错密度，但是，剪切面率高，冲床冲压性差，另外，导电率显著低。(毛边高度)上述发明例1 14在上述冲床冲压试验中，观察到的毛边高度(最大)都为5μπι 以下。另外，上述比较例15 17其冲床冲压试验中的毛边高度也都为5μπι以下，不逊于 发明例。另一方面，上述比较例18 21其冲床冲压试验中的毛边高度都超过6 μ m,比上述 发明例差。因此，冲床冲压试验中的毛边高度的评定可以在冲床冲压性极端不同的各例彼此 (发明例1 14和比较例18 21)的比较、识别上使用。但是，发明例1 14和比较例 15 17中，可知毛边高度上误差不太明显，不能进行良否的识别。即，可知本发明中作为问 题的标准即随着上述的引线架的小截面积化对应变小的引线宽度及板厚，在高强度化的 Cu-Fe-P类铜合金板的冲压成形加工时的冲床冲压性评定上不充分。由以上的结果可以证实以下意义在使其高强度化上，用于冲床冲压性上也优异 的本发明铜合金板的成分组成、板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度除 以其峰值高度所得的值的临界的意义、及用于获得这种组织的优选的制造条件的意义。(2)下面，对用于满足作为半导体引线架用等必要的特性的、本发明Cu-Fe-P类铜合 金板中的各必要条件的意义及实施方式进行具体地说明。(X射线衍射强度比)本发明的X射线衍射强度比如下测定用通常的X射线衍射法测定板表面的Cube 方位即自{200}面的X射线衍射强度I (200)和Cube方位以外的方位即自{220}面的X射
16线衍射强度1 (220)。而且，可以由这些X射线衍射强度比(X射线衍射峰值比)1(200)/ I (220)求出。通常的铜合金板的集合组织如上所述，由相当多的方位因子构成，但当这些构成 比率变化时，板材的塑性各向异性就变化，耐热性也变化。而且，其中，尤其是通过将Cube 方位的方位密度[也称D(Cube)]、和其以外的特定的结晶方位密度控制在适当范围，可以 提高耐热性。因此，在本发明中，板表面的Cube方位即自{200}面的X射线衍射强度I (200)、和 Cube方位以外的方位即自{220}面的X射线衍射强度I (220)之比I (200)/I (220)为0. 3 以下，优选为0. 25以下。由此，如上所述，控制Cube方位的发达，并且加强Cube方位以外的特定的结晶方 位的发达，可以增强各向异性，可以获得优异的耐热性。而且，即使利用Fe的含量实质上减 低为0. 5%以下的Cu-Fe-P类铜合金板的组成，也可以兼得高强度化和优异的耐热性两者。与之相对，在I (200)/I (220)为0. 3、更严格的是超过0. 25的情况下，如上所述，与 专利文献2等相同，Cube方位发达，抑制Cube方位以外的特定的结晶方位的发达，抑制各 向异性。因此，在Fe的含量实质上减低为0. 5%以下的Cu-Fe-P类铜合金板的组成中，不能 兼得高强度化和优异的耐热性两者。(铜合金板的成分组成)在本发明中，作为半导体引线架用等，将拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以 上的高强度和上述的冲床冲压性一并实现。因此，作为Cu-Fe-P类铜合金板，其基本组成 为以质量％计，Fe的含量为0. 01 0. 50%的范围、上述P的含量为0. 01 0. 15%的范 围，其余部分由Cu及不可避杂质构成。对于该基本组成，也可以为进一步以下述范围含有Zn、Sn中一种或二种的方式。 另外，其他选择性添加元素及杂质元素也容许在不妨碍这些特性的范围内含有。另外，合金 元素及杂质元素的含量的表示％全部为质量％的意思。(Fe)Fe作为Fe或Fe基金属间化合物而析出，为提高铜合金的强度及耐热性的主要元 素。在Fe的含量不足0. 01 %时，根据制造条件，上述析出粒子的生成量少，虽然满足导电率 的提高，但无助于强度提高，强度及耐热性不足。另一方面，当Fe的含量超过0.50%时，如 上述的现有技术那样，导电率及镀Ag性降低。因此，当为了强制增加导电率而必须增加上 述析出粒子的析出量时，反而导致析出粒子的成长、粗大化。因此，强度及耐热性、冲床冲压 性等降低。因而，Fe的含量为0. 01 0. 50%比较低些的范围。(P)P除具有脱氧作用外，与Fe形成化合物，为提高铜合金的强度及耐热性的主要元 素。在P的含量不足0.01%时，根据制造条件，由于化合物的析出不充分，因此不能获得期 望的强度。另一方面，当P的含量超过0. 15%时，不仅导电率降低，而且耐热性、及热加工 性、冲床冲压性等也降低。因此，P的含量为0. 01 0. 15%的范围。(Zn)Zn将引线架等必要的、铜合金的钎焊及镀Sn的耐热剥离性改善。在Zn的含量不 足0. 005%的情况下，不能获得期望的效果。另一方面，当超过3. 0%时，不仅钎焊浸湿性降
17低，而且导电率也大大降低。因此，使其选择性含有时的Zn的含量根据用途要求的导电率 和钎焊及镀Sn的耐热剥离性的平衡(考虑平衡)，从0. 005 3. 0%的范围内选择。(Sn)Sn有助于铜合金的强度提高。在Sn的含量不足0.001%的情况下，无助于高强度 化。另一方面，当Sn的含量多时，其效果饱和，反而导致导电率降低。因此，使其选择性含 有时的Sn的含量根据用途要求的强度(硬度)和导电率的平衡(考虑平衡)，从0.001 5.0%的范围内选择而使其含有。(Mn、Mg、Ca 量)Mn、Mg、Ca有助于铜合金的热加工性的提高，因此，在这些效果需要的情况下，可以 选择地含有。在Mn、Mg、Ca中一种或二种以上的含量合计不足0. 0001 %的情况下，不能获 得期望的效果。另一方面，其含量合计超过1. 0%时，生成粗大的结晶物及氧化物，不仅降低 强度及耐热性，而且导电率也急剧下降。因此，这些元素的含量以总量计在0. 0001 1.0% 的范围内使其选择地含有。(Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt fi)这些成分具有提高铜合金的强度的效果，因此，在这些效果需要的情况下，可以选 择地含有。在这些成分中一种或二种以上的含量合计不足0. 001%的情况下，不能获得期望 的效果。另一方面，其含量合计超过1.0%时，生成粗大的结晶物及氧化物，不仅降低强度及 耐热性，而且导电率也急剧下降，不优选。因此，这些元素的含量合计在0. 001 1. 0%的范 围内使其选择地含有。另外，在将这些成分与上述Mn、Mg、Ca共同含有的情况下，这些含有 的元素的合计含量为1.0%以下。(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、混合稀土金属量)这些成分为杂质元素，在这些元素的含量的合计超过0. 的情况下，生成粗大的 结晶物及氧化物而使强度及耐热性降低。因此，这些元素的含量合计优选为0. 以下。(制造条件)下面，对用于使铜合金板组织成为上述本发明规定的组织的、优选的制造条件进 行说明。本发明铜合金板除用于作成已控制上述集合组织的本发明规定的组织的、最后冷 轧条件等优选的条件以外，不需要大地改变通常的制造工序自身，可以利用与常规方法相 同的工序制造。即，首先，将调整为上述优选的成分组成的铜合金溶液进行铸造。而且，将铸锭进 行端面切削后，进行加热或均质化热处理，之后进行热轧，将热轧后的板进行水冷。该热轧 可以为通常的条件。其后，进行被称为中轧的一次冷轧，退火、清洗后再进行精(最后)冷轧、低温退火 (最后退火、精退火)，制成成品板厚的铜合金板。也可以反复进行这些退火和冷轧。例如， 在用于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程度。另外，也可以在一次冷轧之前进行铜合金板的固溶处理及水冷的淬火处理。此时， 固溶处理温度从例如750 1000°C的范围内选择。(最后冷轧)为了使Cu-Fe-P类铜合金板表面的自(200)面的X射线衍射强度I (200)和自(220)面的X射线衍射强度I (220)之比I (200)/I (220)为0. 3以下，需要加大最后冷轧中 的轧制速度，或者，提高最后冷轧中的轧辊的硬度(肖氏硬度)。即，选择使用或优选组合使 用如下方法将最后冷轧中的轧制速度增大为200m/min以上，或者，将最后冷轧中的轧辊 的硬度(肖氏硬度)提高到60Hs以上等方法。由此，在本发明的Fe含量少的Cu-Fe-P类铜合金板中，抑制Cube方位的发达，并 且增强Cube方位以外的特定的结晶方位的发达，增强各向异性，上述X射线衍射强度比 I (200)/I (220)可以为0.3以下，可以获得优异的耐热性。另一方面，在最后冷轧中的轧制速度过小、轧辊硬度过低时，在本发明的Fe含量 少的Cu-Fe-P类铜合金板中，尤其是Cube方位的发达，可以抑制Cube方位以外的特定的结 晶方位的发达，可以抑制各向异性。因此，上述X射线衍射强度比1(200)/1(220)不能为 0. 3以下。另外，为了提高上述冲压成形加工的冲床冲压性，可以加大最后冷轧中的导入应 变量。即，选择使用或优选组合使用如下方法将最后冷轧的轧辊直径作成不足Φ80πιπι的 小径轧辊，或者，使每一轧道的最小压下率(冷轧率、加工率)为20%以上，或者，使轧辊长 度(轧辊宽度)为500mm以上等方法。最后冷轧的轧道数避免过少及过多的轧道数，优选以通常的3 4次轧道数进行。 另外，每一轧道的压下率无需超过50%，每一轧道的各压下率考虑原板厚、冷轧后的最终板 厚、轧道数、该最大压下率而决定。(最后退火)在本发明中，在最后冷轧后，优选进行以低温的最后退火。该最后退火条件优选以 100 400°C、0. 2 300分钟的低温条件。在通常的用于引线架的铜合金板的制造方法中， 除用于降低强度、用于消除应力的退火(350°C X20秒程度)以外，在最后冷轧后，不进行最 后退火。但是，在本发明中，根据上述冷轧条件，另外，通过最后退火的低温化，可以抑制该 强度降低。而且，通过以低温进行最后退火，提高冲床冲压性。在退火温度低于100°C的温度及退火时间不足0. 2分钟的时间条件、或不进行该 低温退火的条件下，铜合金板的组织、特性从最后冷轧后的状态起几乎不变化的可能性大。 相反，以退火温度超过400°C的温度及退火时间超过300分钟的时间进行退火时，产生再结 晶，过度产生位错的再排列及恢复现象，析出物也粗大化，因此，冲床冲压性及强度降低的 可能性大。(实施例2)下面，对本发明的实施例进行说明。改变最后冷轧中的轧制速度和轧辊硬度(肖 氏硬度)，以制造具有各种板表面的上述X射线衍射强度比I (200)/I (220)的铜合金薄板。 而且，利用这些各铜合金薄板的拉伸强度、硬度、导电率、剪切面率等特性及以500°C、1分 钟退火后的硬度降低量评定耐热性。表2表示这些结果。[表 2] *在各元素的含量表示中，-表示测定界限以下，*硬度降低量测定时的退火条件为500°C Xl分钟。具体而言，将表2所示的各化学成分组成的铜合金分别在无心炉中熔炼之后，利 用半连续铸造法铸钢锭，得到厚度70mmX宽度200mmX长度500mm的铸锭。将各铸锭进行 端面切削并加热后，以950°C的温度进行热轧，制成厚度16mm的板，从750°C以上的温度起 在水中淬火。接着，除去氧化皮后，进行一次冷轧(中轧)。将该板进行端面切削后，进行边 进入中间退火边进行4轧道冷轧的最后冷轧，然后，以350°C、20秒的低温条件进行最后退 火，获得对应引线架薄板化的厚度0. 15mm的铜合金板。表2分别表示最后冷轧的轧制速度和轧辊的硬度(肖氏硬度)。另外，最后冷轧中 使用的轧辊直径为60mm、每一轧道的最小压下率为25%。另外，表2所示的各铜合金除上述元素量以外的其余部分组成都为Cu，作为其他 的#Μ ，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包括表2记载的元素，以这些元素全体的合计计，为0. 1质
量％以下。另外，在含有Mn、Mg、Ca中一种或二种以上的情况下，使合计量为0.0001 1.0质 量％的范围，在含有&、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中一种或二种以上的情况下，使合 计量为0. 001 1. 0质量％的范围，另外，这些元素全体的合计量也为1. 0质量％以下。如上所述，对得到的铜合金板，各例都从铜合金板上切取试样，将各试样的集合组 织、拉伸强度、硬度、导电率、耐热性等特性进行评定。表2分别表示这些结果。(集合组织的测定)对铜合金板试样，利用通常的X射线衍射装置，在靶上使用Co，在管电压50kV、 管电流200mA、扫描速度2° /min、取样宽度0.02°、测定范围(2Θ)30° 115°的条件 下，测定板表面的自(200)面的X射线衍射强度1(200)和自(220)面的X射线衍射强度1 (220)，求出这些X射线衍射强度比1(200)/1(220)。在两个部位进行测定，1(200)/ I (220)为它们的平均值。(硬度测定)铜合金板试样的硬度测定如下利用显微维氏硬度计，加0. 5kg的载荷，在四个部 位进行，硬度为它们的平均值。(导电率测定)铜合金板试样的导电率测定如下利用铣削将宽度IOmmX长度300mm的长方形的 试验片进行加工，利用双电桥式电阻测定装置测定电阻，利用平均截面积法算出。(耐热性)另外，各试样的耐热性利用退火导致的硬度降低程度进行评定。硬度的测定如下 进行从完成最后冷轧和最后低温退火的成品铜合金板、和以500°C、1分钟退火后进行水 冷的板上，分别随机地切取试验片(宽度IOmmX长度10mm)，用松沢精机社制的显微维氏硬 度计(商品名“微小硬度计”)，加0. 5kg的载荷。由表2表明，本发明组成内的铜合金即发明例1 14在最后冷轧的轧制速度、轧 辊的硬度等制造方法也优选的条件内进行制造。因此，发明例1 14其Cu-Fe-P类铜合金 板表面的自(200)面的X射线衍射强度I (200)和自(220)面的X射线衍射强度I (220)之 比I (200)/I (220)为 0. 3 以下。该结果是，发明例1 14为拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度， 具有以500°C、1分钟退火后的硬度降低量为30Hv以下的优异的耐热性。与之相对，比较例15 17虽然为本发明组成内的铜合金，但是，最后冷轧的轧制 速度过小或轧辊的硬度过低。因此，比较例15 17其上述X射线衍射强度比1(200)/ 1 (220)大大超过上限0.3。该结果是，强度标准降低，以500°C、1分钟退火后的硬度降低量 也超过50Hv，耐热性显著低劣。比较例18的铜合金其Fe的含量为0.005%时，低于下限0.01%。另一方面，在最 后冷轧的轧制速度、轧辊的硬度等制造方法也优选的条件内进行制造。因此，虽然上述X射 线衍射强度比I (200)/I (220)为0. 3以下，但该结果是，强度标准降低，以500°C、1分钟退 火后的硬度降低量也超过40Hv，耐热性显著低劣。比较例19的铜合金其Fe的含量为0. 55%时，高出上限5. 0%，在最后冷轧等制造 方法优选的条件内进行制造。因此，上述X射线衍射强度比I (200)/I (220)为0.3以下， 耐热性和导电率显著低。比较例20的铜合金其P的含量为0. 005%时，低于下限0. 01%，在最后冷轧等制 造方法优选的条件内进行制造。因此，虽然上述X射线衍射强度比1(200)/1(220)为0.3 以下，但强度标准降低，以500°C、1分钟退火后的硬度降低量也超过40Hv，耐热性显著低劣。比较例21的铜合金其P的含量为0. 17%时，高出上限0. 15%，因此，在热轧中，在 板端部产生裂纹。但是，由于在最后冷轧等制造方法优选的条件内进行制造，因此，虽然上 述X射线衍射强度比1 (200)/I (220)为0.3以下，耐热性和导电率显著低。由以上的结果可以证实以下意义用于耐热性上也优异的本发明铜合金板的成分 组成、上述X射线衍射强度比I (200)/I (220)的临界的意义、及用于获得这种组织的优选的制造条件的意义。(3)下面，对用于满足作为半导体引线架用等必要的特性的、本发明Cu-Fe-P类铜合 金板中的各必要条件的意义及实施方式进行具体地说明。(B方位的方位分布密度的测定)本发明的Cu-Fe-P类铜合金板的Brass方位(B方位)的方位分布密度的测定根 据用电场放射型扫描电子显微镜FESEM(Field Emission Scanning Electron Microscope) 的后方散乱电子衍射像EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern)的结晶方位 解析方法进行测定。在本发明中，在规定板的Brass方位的集合组织时，根据用上述EBSP的结晶方位 解析方法的测定进行规定的原因是为了提高氧化膜的密合性，板(板表面)的更微小的区 域的组织(集合组织)产生影响。在用上述EBSP的结晶方位解析方法中，可以将该微小的 区域的集合组织定量化。与之相对，为了集合组织规定或测定，在通用的X射线衍射(X射线衍射强度等) 中，与用上述EBSP的结晶方位解析方法相比，可以测定比较大的区域的组织(集合组织)。 因此，不能正确测定板的上述更微小的区域的组织(集合组织)。实际上，根据本发明人员进行测定、且进行比较后，根据用上述EBSP的结晶方位 解析方法测定的B方位的方位分布密度值、和利用X射线衍射测定的B方位的方位分布密 度值即使是相同的板也彼此大不相同。因此，在B方位的方位分布密度不同的多个板彼此 的比较中，虽然在B方位的方位分布密度极端大的、或极端小的这种组整体的趋势(大的趋 势)中，该两测定方法一致，但在测定的各板的B方位的方位分布密度值的顺序中，两测定 方法大不相同。因此，作为结果，在彼此的测定方法上，没有互换性(相关性)。换言之，由该事实也可知本发明的意义如下板的更微小的区域的集合组织受氧 化膜的密合性影响的情况，而且，利用使用上述EBSP的结晶方位解析方法的测定，规定该 微小的区域的Brass方位集合组织。(B方位的方位分布密度测定方法)该结晶方位解析方法基于对试样表面斜地照射电子线时产生的后方散乱电子衍 射图案(菊池图案)解析结晶方位。而且，该方法作为高分解能结晶方位解析法(FESEM/ EBSP法)，就连金刚石薄膜及铜合金等结晶方位解析也是公知的。与本发明相同，用该方法 进行铜合金的结晶方位解析之例也被公开于日本国公开特许公报2005-29857号、日本国 公开特许公报2005-139501号等。该结晶方位解析方法的解析顺序通常先将被测定的材料的测定区域区分为六角 形等区域，对区分的各区域，由入射于试样表面的电子线的反射电子获得菊池图案(B方位 映像)。此时，将电子线以二维扫描在试样表面，只要测定每规定节距的结晶方位，即可测定 试样表面的方位分布。下面，解析得到的上述菊池图案，可知电子线入射位置的结晶方位。即，将得到的 菊池图案与已知的结晶结构的数据进行比较，求出其测定点上的结晶方位。同样，求出其 测定点相邻的测定点的结晶方位，这些彼此相邻的结晶的方位差在士 15°以内(从结晶面 起，士 15°以内的位移)的结晶方位作为(看成)属于同一结晶面的结晶方位，另外，在双方的结晶的方位差超过士 15°的情况下，以其间隔(双方的六角形相接的边等)为晶粒边 界。这样一来，就求出试样表面的晶粒边界的分布。更具体而言，从制造的铜合金板上切取组织观察用的试验片，进行机械研磨及抛 光研磨后，进行电解研磨，以调整表面。对如此得到的试验片，使用例如日本电子社制的 FESEM 和 TSL 社制的 EBSP 测定、解析系统 OTM(Orientation Imaging Macrograph)，且用同 系统的解析软件(软件名“OIMAnalysis”)，判定各晶粒作为对象的Brass方位的方位密度 (从理想方位起，15°以内)可否，且求出测定视野内的Brass方位密度。该测定视野范围为500 μ mX 500 μ m程度的微小(微小的)区域，即使与X射线衍 射的测定范围相比，也是显著微小的区域。因此，将影响氧化膜的密合性的板的更微小的区 域的组织的方位密度测定与X射线衍射的方位密度测定相比，如上所述，能够更详细且高 精度地进行。另外，由于它们的方位分布沿板厚方向变化，因此，优选在板厚方向任意点任意取 平均值来求出。但是，在用于引线架等半导体材料的铜合金板的情况下，由于板厚为0. 1 0. 4mm程度的薄板，因此，即使以原封不动的板厚测定的值也可以进行评定。(方位分布密度的意义)在本发明中，如上所述，为了兼得Fe含量少的Cu-Fe-P类铜合金板的高强度化和 优异的氧化膜的密合性两者，而对特定方位调整其轧制集合组织的发达。因此，在本发明中，增加(提高)BraSS方位(B方位)的方位密度，通过采用上述 的FESEM/EBSP的结晶方位解析方法的测定，作成25%以上的集合组织。但是，作为前提，在 本发明中，这些彼此相邻的结晶的方位差在士 15°以内(从结晶面起，士 15°以内的位移) 的结晶方位看成是属于同一结晶面的结晶方位。在具有Fe含量少(0. 5%以下的)的Cu-Fe-P类组成的铜合金板中，B方位的方位 分布密度对氧化膜的密合性影响较大。B方位的方位分布密度越大，轧制集合组织越发达， 强度越高，并且可以提高氧化膜的密合性。与之相对，在Brass方位(B方位)的上述方位分布密度不足25%时，Fe含量少的 Cu-Fe-P类铜合金板的轧制集合组织不发达且强度低，并且不提高氧化膜的密合性。(平均晶粒直径)在本发明中，作为对上述集合组织的控制、及用于发挥上述集合组织自身的效果 的前提条件，使铜合金板组织的平均晶粒直径以采用上述的FESEM/EBSP的结晶方位解析 方法的测定值计为6. 0 μ m以下。通过使该平均晶粒直径微细化为6. 0 μ m以下，可以提高 氧化膜的密合性，另外，对上述集合组织的控制、及上述集合组织自身的氧化膜的密合性提 高效果发挥容易。另一方面，在该平均晶粒直径超过6. Oym而粗大化的情况下，对上述集 合组织的控制、及上述集合组织自身的效果发挥困难。该平均晶粒直径如上所述，可以在采用FESEM/EBSP的结晶方位解析方法的B方位 的方位分布密度测定的过程中进行测定。(铜合金板的成分组成)在本发明中，作为半导体引线架用等，将拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv 以上、导电率为50% LACS以上的高强度化和优异的氧化膜密合性一并实现。因此，作为 Cu-Fe-P类铜合金板，其基本组成为以质量％计，Fe的含量为0. 01 0. 50%的范围、上述
23P的含量为0. 01 0. 15%的范围，其余部分由Cu及不可避杂质构成。对于该基本组成，也可以为进一步以下述范围含有Zn、Sn中一种或二种的方式。 另外，其他选择性添加元素及杂质元素也容许在不妨碍这些特性的范围内含有。另外，合金 元素及杂质元素的含量的表示％全部为质量％的意思。(Fe)Fe作为Fe或Fe基金属间化合物而析出，为提高铜合金的强度及耐热性的主要元 素。在Fe的含量不足0. 01 %时，根据制造条件，上述析出粒子的生成量少，虽然满足导电率 的提高，但无助于强度提高，强度及耐热性不足。另一方面，当Fe的含量超过0.50%时，如 上述的现有技术那样，导电率及镀Ag性降低。因此，当为了强制增加导电率而必须增加上 述析出粒子的析出量时，反而导致析出粒子的成长、粗大化。因此，强度及耐热性、冲床冲压 性等降低。因而，Fe的含量为0. 01 0. 50%比较低些的范围。(P)P除具有脱氧作用外，与Fe形成化合物，为提高铜合金的强度及耐热性的主要元 素。在P的含量不足0.01%时，根据制造条件，由于化合物的析出不充分，因此不能获得期 望的强度。另一方面，当P的含量超过0. 15%时，不仅导电率降低，而且耐热性、及热加工 性、冲床冲压性等也降低。因此，P的含量为0. 01 0. 15%的范围。(Zn)Zn将引线架等必要的、铜合金的钎焊及镀Sn的耐热剥离性改善。在Zn的含量不 足0. 005%的情况下，不能获得期望的效果。另一方面，当超过3. 0%时，不仅钎焊浸湿性降 低，而且导电率也大大降低。因此，使其选择性含有时的Zn的含量根据用途要求的导电率 和钎焊及镀Sn的耐热剥离性的平衡(考虑平衡)，从0. 005 3. 0%的范围内选择。(Sn)Sn有助于铜合金的强度提高。在Sn的含量不足0.001%的情况下，无助于高强度 化。另一方面，当Sn的含量多时，其效果饱和，反而导致导电率降低。因此，使其选择性含 有时的Sn的含量根据用途要求的强度(硬度)和导电率的平衡(考虑平衡)，从0.001 5. 0%的范围内选择而使其含有。(Mn、Mg、Ca 量)Mn、Mg、Ca有助于铜合金的热加工性的提高，因此，在这些效果需要的情况下，可以 选择地含有。在Mn、Mg、Ca中一种或二种以上的含量合计不足0. 0001 %的情况下，不能获 得期望的效果。另一方面，其含量合计超过1. 0%时，生成粗大的结晶物及氧化物，不仅降低 强度及耐热性，而且导电率也急剧下降。因此，这些元素的含量以总量计在0. 0001 1.0% 的范围内使其选择地含有。(Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt fi)这些成分具有提高铜合金的强度的效果，因此，在这些效果需要的情况下，可以选 择地含有。在这些成分中一种或二种以上的含量合计不足0. 001%的情况下，不能获得期望 的效果。另一方面，其含量合计超过1.0%时，生成粗大的结晶物及氧化物，不仅降低强度及 耐热性，而且导电率也急剧下降，不优选。因此，这些元素的含量合计在0. 001 1. 0%的范 围内使其选择地含有。另外，在将这些成分与上述Mn、Mg、Ca共同含有的情况下，这些含有 的元素的合计含量为1.0%以下。
(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、混合稀土金属量)这些成分为杂质元素，在这些元素的含量的合计超过0. 的情况下，生成粗大的 结晶物及氧化物而使强度及耐热性降低。因此，这些元素的含量合计优选为0. 以下。(制造条件)下面，对用于使铜合金板组织成为上述本发明规定的组织的、优选的制造条件进 行说明。本发明铜合金板除用于作成已控制上述集合组织的本发明规定的组织的、最后冷 轧条件等优选的条件以外，不需要大地改变通常的制造工序自身，可以利用与常规方法相 同的工序制造。S卩，首先，将调整为上述优选的成分组成的铜合金溶液进行铸造。而且，将铸锭进 行端面切削后，进行加热或均质化热处理，之后进行热轧，将热轧后的板进行水冷。该热轧 可以为通常的条件。其后，进行被称为中轧的一次冷轧，退火、清洗后再进行精(最后)冷轧、低温退火 (最后退火、精退火)，制成成品板厚的铜合金板。也可以反复进行这些退火和冷轧。例如， 在用于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程度。另外，也可以在一次冷轧之前进行铜合金板的固溶处理及水冷的淬火处理。此时， 固溶处理温度从例如750 1000°C的范围内选择。(最后冷轧)最后冷轧也利用常规方法。但是，为了冲压成形为引线架后的热处理(消除应力 退火)等中的强度降低少且使耐热性提高，优选加大最后冷轧中的轧制速度，或者，提高最 后冷轧中的轧辊的硬度(肖氏硬度)。即，选择使用或优选组合使用如下方法将最后冷轧 中的轧制速度增大为200m/min以上，或者，将最后冷轧中的轧辊的硬度(肖氏硬度)提高 到60Hs以上等方法。另外，为了提高上述冲压成形加工的冲床冲压性，可以加大最后冷轧中的导入应 变量。即，选择使用或优选组合使用如下方法将最后冷轧的轧辊直径作成不足Φ80πιπι的 小径轧辊，或者，使每一轧道的最小压下率(冷轧率、加工率)为20%以上，或者，使轧辊长 度(轧辊宽度)为500mm以上等方法。最后冷轧的轧道数避免过少及过多的轧道数，优选以通常的3 4次轧道数进行。 另外，每一轧道的压下率无需超过50%，每一轧道的各压下率考虑原板厚、冷轧后的最终板 厚、轧道数、该最大压下率而决定。(最后退火)本发明中，在最后冷轧后，优选在连续性的热处理炉中进行以低温的最后退火。该 连续性的热处理炉中的最后退火条件优选以100 400°C、0. 2 300分钟的低温条件。 在通常的用于引线架的铜合金板的制造方法中，除用于降低强度、用于消除应力的退火 (350°C X20秒程度)以外，在最后冷轧后，不进行最后退火。但是，在本发明中，根据上述 冷轧条件，另外，通过最后退火的低温化，可以抑制该强度降低。而且，通过以低温进行最后 退火，提高冲床冲压性。在退火温度低于100°C的温度及退火时间不足0. 2分钟的时间条件、或不进行该 低温退火的条件下，铜合金板的组织、特性从最后冷轧后的状态起几乎不变化的可能性大。
25 *在各元素的含量表示中，-表示测定界限以下，具体而言，将表3所示的各化学成分组成的铜合金分别在无心炉中熔炼之后，利 用半连续铸造法铸造钢锭，得到厚度70mmX宽度200mmX长度500mm的铸锭。将各铸锭进
相反，以退火温度超过400°C的温度及退火时间超过300分钟的时间进行退火时，产生再结 晶，过度产生位错的再排列及恢复现象，析出物也粗大化，因此，冲床冲压性及强度降低的 可能性大。(最后退火中的集合组织、平均晶粒直径控制)另外，通过在连续性的热处理炉中进行该最后退火，可以成为上述本发明规定的 集合组织、平均晶粒直径，可以提高强度，可以提高氧化膜的密合性。即，在连续性的热处理 炉中，可以控制板材穿炉时的板负载的张力和穿引速度，由此，能够使Brass方位(B方位) 的方位分布密度为25%以上的轧制集合组织发达。另外，可以将平均晶粒直径微细化为 6. Ομπι以下。连续性的热处理炉中的板材穿炉时的板负载的张力和穿引速度对Brass方位 (B方位)的方位分布密度及平均晶粒直径影响较大。为了制成该本发明规定的集合组织和平均晶粒直径，在连续性的热处理炉进行的 最后退火中的板材穿炉时，在0. 1 8kg/mm2的范围内施加张力，且将穿引速度控制在10 100m/min的范围内。在板材穿炉时的张力和穿引速度中任一方或双方脱离该范围的情况 下，很有可能不能成为本发明规定的集合组织和平均晶粒直径。(实施例3)下面，对本发明的实施例进行说明。改变连续性的热处理炉进行的最后退火中的 板材穿炉时的张力和穿引速度，以制造具有各种Brass方位(B方位)的方位分布密度、平 均晶粒直径的铜合金薄板。而且，对这些各铜合金薄板的拉伸强度、硬度、导电率等特性、及 氧化皮膜的密合性(氧化皮膜的剥离温度)进行评定。表3表示这些结果。[表 3]
Ε
县
铜合金扳妁化学成分粗成(余量是Cu和杂JS)
S η
胃材穿炉张 穿引速度
kgf
/mm2
m /min
Brass方位平均ι 密度 粒亩;
拉坤;
Λ
%IACS
I⑶灰
0C
Wooooooooooooo
O 1 7 08566777897 44343333333333
3 2 118 8 8 8 θ T
0500S555505055 73679575666776 12111111111111
565
765 545 575 650 515 585 520 555 545 555 570 590 555
5.3
2.8 4.9
4.5
3.6
5.7 5.1
4.6
5.4 4.9
4.8
4.8
4.7
4.9
旧 0150852701231 45444233344444
50
50 60 50 70 70 40 90 30 60 60 60 60 60
26行端面切削并加热后，以950°C的温度进行热轧，制成厚度16mm的板，从750°C以上的温度 起在水中淬火。接着，除去氧化皮后，进行一次冷轧(中轧)。将该板进行端面切削后，进行 边进入中间退火边进行4轧道冷轧的最后冷轧，接着，以炉的氛围气温度450°C进行最后退 火，获得对应引线架薄板化的厚度0. 15mm的铜合金板。最后冷轧的轧制速度为300m/min，轧辊的硬度(肖氏硬度)为90Hs，使用轧辊直 径为Φ 60mm，每一轧道的最小压下率为10%。表3表示连续性的热处理炉进行的最后退火中的板材穿炉时的各张力(kgf/mm2) 和各穿引速度(m/min)。另外，表3所示的各铜合金除上述元素量以外的其余部分组成都为Cu，作为其他 的#Μ ，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包括表3记载的元素，以这些元素全体的合计计，为0. 1质
量％以下。另外，在含有Mn、Mg、Ca中一种或二种以上的情况下，使合计量为0.0001 1.0质 量％的范围，在含有&、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中一种或二种以上的情况下，使合 计量为0. 001 1. 0质量％的范围，另外，这些元素全体的合计量也为1. 0质量％以下。对上述那样得到的铜合金板，各例都从铜合金板上切取试样，将各试样的集合组 织、拉伸强度、硬度、导电率、氧化皮膜的密合性等特性进行评定。表3分别表示这些结果。(集合组织的测定)从上述得到的铜合金板上切取组织观察用的试验片，进行机械研磨及抛光研磨 后，进行电解研磨而调整表面。对得到的各试验片用上述方法进行测定，对500 μ mX500 μ m 的区域，Wlym的间隔，测定Brass方位(B方位)的方位分布密度。测定及解析如上所述，用日本电子株式会社制的FESEM和TSL社制的EBSP测定、 解析系统和同系统的解析软件进行。(硬度测定)如上所述，从得到的铜合金板上切取IOXlOmm的试验片，用松沢精机社制的显微 维氏硬度计(商品名“微小硬度计”)，加0. 5kg的载荷，在四个部位进行测定，硬度为它们 的平均值。(导电率测定)铜合金板试样的导电率测定如下利用铣削将宽度IOmmX长度300mm的长方形的 试验片进行加工，利用双电桥式电阻测定装置测定电阻，利用平均截面积法算出。(氧化膜密合性)另外，各试样的氧化膜密合性通过磁带剥离试验，以氧化膜剥离的临界温度进行 评定。磁带剥离试验如下进行如上所述，从从得到的铜合金板上切取10X30mm的试验片， 在大气中以规定温度加热5分钟后，将市售的磁带(商品名住友7 'J 一工A制胶接磁带) 张贴在氧化膜生成的试验片表面，然后剥离。此时，在使加热温度上升变化到10°C刻度时， 求出氧化膜的剥离产生的最低温度，以此温度为氧化膜剥离温度。由表3表明，本发明组成内的铜合金即发明例1 14在连续性的热处理炉的最后 退火中的板材穿炉时的张力和穿引速度优选的条件内进行制造。因此，发明例1 14具有 上述测定法测定的Brass方位的方位分布密度为25%以上的集合组织，可以将平均晶粒直径微细化为6. Oym以下。该结果是，发明例1 14为拉伸强度为500MPa以上、硬度为150Hv以上的高强度， 具有氧化膜剥离温度为350°C以上的优异的氧化膜密合性。因此，发明例1 14作为半导 体母材，半导体包装的组装时的树脂和垫板的密合性高，且包装的可靠性高。与之相对，比较例15 17虽然为本发明组成内的铜合金，但是，脱离连续的热处 理炉的最后退火中的板材穿炉时的张力和穿引速度中任一方或双方优选的条件。因此，比 较例15 17其上述测定法测定的Brass方位的方位分布密度不足25%，并且平均粒径也 超过6. 0 μ m而粗大化。该结果是，强度标准降低，氧化膜剥离温度为330°C以下，氧化膜密 合性显著低劣。比较例18的铜合金其Fe的含量为0.007%时，低于下限0.01%。另一方面，在连 续性的热处理炉的最后退火中的板材穿炉时的张力和穿引速度优选的条件内进行制造。因 此，虽然具有Brass方位的方位分布密度为25%以上的集合组织，可以将平均晶粒直径微 细化为6. Oym以下，氧化膜密合性优异，但强度标准降低。比较例19的铜合金其Fe的含量为0.58%时，高出上限5.0%。另一方面，在连续 性的热处理炉的最后退火中的板材穿炉时的张力和穿引速度优选的条件内进行制造。因 此，虽然具有Brass方位的方位分布密度为25%以上的集合组织，可以将平均晶粒直径微 细化为6. Oym以下，氧化膜密合性优异，但导电率显著降低。比较例20的铜合金其P的含量为0.008%时，低于下限0.01%。另一方面，在连 续性的热处理炉的最后退火中的板材穿炉时的张力和穿引速度优选的条件内进行制造。因 此，虽然具有Brass方位的方位分布密度为25%以上的集合组织，可以将平均晶粒直径微 细化为6. Oym以下，氧化膜密合性优异，但强度标准降低。比较例21的铜合金其P的含量为0. 16%时，高出上限0. 15%，因此，在热轧中，在 板端部产生裂纹。另一方面，在连续性的热处理炉的最后退火中的板材穿炉时的张力和穿 引速度优选的条件内进行制造。因此，虽然具有Brass方位的方位分布密度为25%以上的 集合组织，可以将平均晶粒直径微细化为6. 0 μ m以下，氧化膜密合性优异，但导电率显著 降低。由以上的结果可以证实以下意义用于在使其高强度化上耐热性也优异的本发明 铜合金板的成分组成、集合组织规定的临界的意义、及用于获得这种组织的优选的制造条 件的意义。工业上的可利用性如上所述，根据本发明，可以提供在使其高强度化上冲床冲压性也优异且兼得 (兼备)这些特性的Cu-Fe-P类铜合金板。另外，根据本发明，可以提供在使其高强度化上耐热性也优异且兼得(兼备)这些 特性的Cu-Fe-P类铜合金板。另外，根据本发明，可以提供在使其高强度化上氧化膜密合性也优异且兼得(兼 备)这些特性的Cu-Fe-P类铜合金板。该结果是，可以提供半导体包装的组装时的树脂和 垫板的密合性高、包装的可靠性高的半导体母材。这些结果适用于如下用途作为小型化及轻量化的电气电子零件用，除半导体装 置用引线架以外，也适用于引线架、接线柱、端子、开关、继电器等的要求高强度化且要求严格的弯曲加工性的用途、及要求耐热性的用途、或者适用于要求氧化膜密合性=包装的可 靠性的用途。
权利要求
一种电气电子零件用铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Fe0.01～0.50％、P0.01～0.15％，其中，通过形成使板表面的自(200)面的X射线衍射强度I(200)和自(220)面的X射线衍射强度I(220)之比I(200)/I(220)为0.3以下的组织，由此提高耐热性。
2.如权利要求1所述的电气电子零件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质 量％计还含有Sn 0. 005 5. 0%及/或Zn 0. 005 3. 0%。
3.一种电气电子零件用铜合金板，其特征在于，以质量％计含有Fe 0. 01 0. 50%,P 0.01 0.15%，其中，通过形成在将彼此相邻的结晶的方位差为士 15°以内的结晶看成是 属于同一结晶面的结晶的情况下，使用由电场放射型扫描电子显微镜FE-SEM得到的后方 散乱电子衍射像EBSP，以结晶方位解析方法测定的Brass方位的方位分布密度为25%以上 的集合组织，由此提高氧化膜密合性。
4.如权利要求3所述的电气电子零件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金的平均晶 粒直径为6. Oym以下。
5.如权利要求4所述的电气电子零件用铜合金板，其特征在于，所述铜合金板以质 量％计还含有Sn 0. 005 5. 0%及/或Zn 0. 005 3. 0%。
6.如权利要求1 5中任一项所述的电气电子零件用铜合金板，其特征在于，所述铜合 金板的拉伸强度为500MPz以上，硬度为150Hv以上。
7.如权利要求1 6中任一项所述的电气电子零件用铜合金板，其特征在于，所述铜合 金板以质量％计还含有由选自下述A组 D组的一种以上的组构成的元素，A组合计为0. 0001 1.0%的Mn、Mg、Ca中的一种或二种以上； B组合计为 0. 001 1. 0% 的 Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt 中的一种或二种以上； C组含有合计为0. 0001 1.0%的Mn、Mg、Ca中的一种或二种以上，和合计为0. 001 `1.0%的Zr、Ag、Cr、Cd、Be、Ti、Co、Ni、Au、Pt中的一种或二种以上，并且，上述所含有的元 素的合计含量为1.0%以下；D组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以这些元素全体的合计计为0. 以下。
全文摘要
本发明提供一种电气电子零件用铜合金板，利用Cu-Fe-P类铜合金板的板表面的自{311}面的X射线衍射强度峰值的半值宽度β除以其峰值高度H所得的值为0.015以上的位错密度，降低剪切面率。另外，使Fe含量比较少的Cu-Fe-P类铜合金板为板表面的自(200)面的X射线衍射强度I(200)和自(220)面的X射线衍射强度I(220)之比I(200)/I(220)为0.3以下的集合组织。另外，使Fe含量比较少的Cu-Fe-P类铜合金板为根据用FE-SEM的EBSP的结晶方位解析方法测定的Brass方位的方位分布密度为25％以上的集合组织，并且使平均晶粒直径为6.0μm以下。
文档编号C22C9/00GK101899587SQ20101026388
公开日2010年12月1日 申请日期2007年6月20日 优先权日2006年7月21日
发明者三轮洋介, 尾崎良一, 有贺康博 申请人:株式会社神户制钢所