JP2542370B2 - 半導体リ−ド用銅合金 - Google Patents
半導体リ−ド用銅合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は優れた機械的強度，電気・熱伝導性及び精密
加工成型性と共に、半導体パッケージに特有のメッキ
性，半田付け性，ボンディング性及びエッチング性に優
れた半導体リード用銅合金に関するものである。
加工成型性と共に、半導体パッケージに特有のメッキ
性，半田付け性，ボンディング性及びエッチング性に優
れた半導体リード用銅合金に関するものである。
IC,LSI,VLSI等の半導体パッケージは、リードフレー
ムに素子を搭載してリード線によりワイヤーボンディン
グした後、外部回路との配線を可能にして合成樹脂等に
より封止したものである。リードフレームには熱膨張率
の点からFe−Ni合金やFe−Ni−Co合金が用いられていた
が、近年放熱性の面からCu合金が検討され、ペーストの
利用などにより、ダイボンドの制約が緩和されるに従
い、強度が優れたCu合金が求められるようになった。
ムに素子を搭載してリード線によりワイヤーボンディン
グした後、外部回路との配線を可能にして合成樹脂等に
より封止したものである。リードフレームには熱膨張率
の点からFe−Ni合金やFe−Ni−Co合金が用いられていた
が、近年放熱性の面からCu合金が検討され、ペーストの
利用などにより、ダイボンドの制約が緩和されるに従
い、強度が優れたCu合金が求められるようになった。
リン青銅はFe系合金に近い強度を有し、加工性も優れ
ているが、多量のSnを用いるため高価であり、Fe−Ni系
合金に比較して経済上のメリットは小さい。更に応力腐
食割れ（SCC）の感受性を有するばかりか、半田接合強
度の経時劣化が起り易い等致命的な欠点がある。即ち半
導体はリード部をプリント基板等に半田付けして使用す
るのが一般的で、接合部の信頼性は重大であり、スルホ
ールを用いない面実装方式の導入発展により顕著化して
いる。
ているが、多量のSnを用いるため高価であり、Fe−Ni系
合金に比較して経済上のメリットは小さい。更に応力腐
食割れ（SCC）の感受性を有するばかりか、半田接合強
度の経時劣化が起り易い等致命的な欠点がある。即ち半
導体はリード部をプリント基板等に半田付けして使用す
るのが一般的で、接合部の信頼性は重大であり、スルホ
ールを用いない面実装方式の導入発展により顕著化して
いる。
リン青銅より安価なCu−Fe系合金、例えばC195（Cu−
1.5wt％Fe−0.8wt％Co−0.6wt％Sn−0.03wt％Ｐ合金）
（以下wt％を単に％と略記）が一部で利用されている。
この合金はFeとCoの化合物を析出分散した組織を示し、
導電率は50％IACS以上であるが、強度はリン青銅より劣
るばかりか、加工性に乏しく、精密微細な高集積化さ
れ、かつ小型・高密度化された最近のリードフレームに
は不適である。更にメッキ性が劣るため、ボンディング
等の信頼性も劣る。
1.5wt％Fe−0.8wt％Co−0.6wt％Sn−0.03wt％Ｐ合金）
（以下wt％を単に％と略記）が一部で利用されている。
この合金はFeとCoの化合物を析出分散した組織を示し、
導電率は50％IACS以上であるが、強度はリン青銅より劣
るばかりか、加工性に乏しく、精密微細な高集積化さ
れ、かつ小型・高密度化された最近のリードフレームに
は不適である。更にメッキ性が劣るため、ボンディング
等の信頼性も劣る。
最近の高集積化と小型・高密度化にともない、これに
必要な下記特性を有するリード材が求められるようにな
った。
必要な下記特性を有するリード材が求められるようにな
った。
（１）強度がFe−Ni系合金と同等以上、即ち60〜70kg/m
m又はこれ以上であること。
m又はこれ以上であること。
（２）導電率がFe−Ni系合金の数倍以上、即ち２〜30％
IACS又はこれ以上であること。
IACS又はこれ以上であること。
（３）プレス成型性，曲げ加工性及びエッチング性が優
れていること。
れていること。
（４）メッキ性に富むこと。即ちAgメッキの加熱フクレ
がなく、かつワイヤーボンディング性に富むメッキが可
能であること。
がなく、かつワイヤーボンディング性に富むメッキが可
能であること。
（５）半田付け性が優れていること。特に半田濡れ性と
共に半田接合強度の経時的劣化がないこと。これはCu−
Sn固相反応に起因するものであり、アウターリードなど
のSn,Sn−Pb合金メッキの密着性についても同様であ
る。
共に半田接合強度の経時的劣化がないこと。これはCu−
Sn固相反応に起因するものであり、アウターリードなど
のSn,Sn−Pb合金メッキの密着性についても同様であ
る。
（６）耐熱性が優れていること。即ちダイボンド方式に
もよるが、400〜450℃までの加熱で軟化しないこと。
もよるが、400〜450℃までの加熱で軟化しないこと。
（７）応力腐食割れ（SCC）のないこと。
本発明はこれに鑑み種々研究の結果、上記諸特性を満
足する半導体リード用銅合金を開発したものである。
足する半導体リード用銅合金を開発したものである。
本発明銅合金は、Ni0.8〜4.0％,Si0.1〜1.2％の範囲
内でNiとSiの比（Ni/Si）が３〜６となるようにNiとSi
を含み、Sn1.0超〜4.0％を含み、更にAg0.2％以下、Be
0.1％以下,Mg0.2％以下,Ca0.1％以下,Cd0.2％以下,B0.1
％以下,Al0.5％以下,Y0.1％以下，希土類元素（RE）0.2
％以下,In0.1％以下,Tl0.1％以下,Pb0.05％以下,Ge0.1
％以下,Ti0.5％以下,Zr0.2％以下,P0.1％以下,V0.05％
以下,Nb0.05％以下,Ta0.05％以下,Sb0.5％以下,As0.1％
以下,Fe0.1％以下,Mn0.5％以下,Cr0.5％以下,Te1.0％以
下,Co1％以下の範囲内で何れか１種以上を合計５％以下
含有し、O2含有量を0.004％以下、Ｓ含有量を0.001％以
下に制限し、残部Cuと不可避的不純物からなることを特
徴とするものである。またこの銅合金において、粒径が
５μを越える析出物を103個/mm2以下に制限する合金で
ある。
内でNiとSiの比（Ni/Si）が３〜６となるようにNiとSi
を含み、Sn1.0超〜4.0％を含み、更にAg0.2％以下、Be
0.1％以下,Mg0.2％以下,Ca0.1％以下,Cd0.2％以下,B0.1
％以下,Al0.5％以下,Y0.1％以下，希土類元素（RE）0.2
％以下,In0.1％以下,Tl0.1％以下,Pb0.05％以下,Ge0.1
％以下,Ti0.5％以下,Zr0.2％以下,P0.1％以下,V0.05％
以下,Nb0.05％以下,Ta0.05％以下,Sb0.5％以下,As0.1％
以下,Fe0.1％以下,Mn0.5％以下,Cr0.5％以下,Te1.0％以
下,Co1％以下の範囲内で何れか１種以上を合計５％以下
含有し、O2含有量を0.004％以下、Ｓ含有量を0.001％以
下に制限し、残部Cuと不可避的不純物からなることを特
徴とするものである。またこの銅合金において、粒径が
５μを越える析出物を103個/mm2以下に制限する合金で
ある。
本発明銅合金は上記組成からなり、溶解鋳造した鋳塊
を熱間加工してから冷間加工により所望寸法に仕上げる
ことができる。熱間加工は700〜950℃で行ない、熱間加
工後は可及的速やかに冷却する。冷間加工は少なくとも
１回以上の加熱処理を含み、加熱処理は400〜650℃で10
sec以上行なう。加熱処理までの加工率は少なくとも30
％以上とし、加熱処理後に再び冷間加工して所望寸法に
仕上げるか、又は加熱処理と冷間加工を繰返す。冷間加
工における過剰な加工や過剰な加熱処理は避けるほうが
望ましく、低温焼鈍，テンションレベラー，テンション
アニーラ等により調質することは有益である。
を熱間加工してから冷間加工により所望寸法に仕上げる
ことができる。熱間加工は700〜950℃で行ない、熱間加
工後は可及的速やかに冷却する。冷間加工は少なくとも
１回以上の加熱処理を含み、加熱処理は400〜650℃で10
sec以上行なう。加熱処理までの加工率は少なくとも30
％以上とし、加熱処理後に再び冷間加工して所望寸法に
仕上げるか、又は加熱処理と冷間加工を繰返す。冷間加
工における過剰な加工や過剰な加熱処理は避けるほうが
望ましく、低温焼鈍，テンションレベラー，テンション
アニーラ等により調質することは有益である。
本発明銅合金はCuとSnの均一固溶マトリックスにNi−
Si系化合物（主にNi2Si,NiSi）を適度に析出分散せしめ
たもので、リン青銅などのCu−Sn系合金に比べ大巾な強
度向上を実現し、かつ導電率の低下を僅かにとどめると
共に、良好な加工性を保持せしめたものである。Cu,Ni
及びSiのみで本発明合金と同等の強度（60Kg/mm2以上）
を得ようとすると、加工性が劣るばかりか、メッキ性，
半田付け性等の実用特性を損なう。また多量のNi−Si化
合物を析出分散せしめたり、焼入れ時効により強度を高
めることは可能であるが、上記特性を損なう。更に多量
のNiとSiを含有する銅合金を処理することは、鋳造，熱
間加工等を困難にし、製造コストの上昇を招く。
Si系化合物（主にNi2Si,NiSi）を適度に析出分散せしめ
たもので、リン青銅などのCu−Sn系合金に比べ大巾な強
度向上を実現し、かつ導電率の低下を僅かにとどめると
共に、良好な加工性を保持せしめたものである。Cu,Ni
及びSiのみで本発明合金と同等の強度（60Kg/mm2以上）
を得ようとすると、加工性が劣るばかりか、メッキ性，
半田付け性等の実用特性を損なう。また多量のNi−Si化
合物を析出分散せしめたり、焼入れ時効により強度を高
めることは可能であるが、上記特性を損なう。更に多量
のNiとSiを含有する銅合金を処理することは、鋳造，熱
間加工等を困難にし、製造コストの上昇を招く。
本発明はSn含有量を1.0超〜４％とすることにより、
導電率の大巾な低下を避け、強度と加工性を改善したも
ので、特にSnと共にNiとSiを併用することにより、応力
腐食割れ（SCC）を起し難くしたものである。Sn含有量
が本発明合金の範囲であるリン青銅ではSCCの感受性が
最大であるが、Snと共にNiとSiを併用することによりSC
C感受性は顕著に低下する。しかしてSn含有量が下限以
下では十分な強度が得られず、上限を越えると導電率の
低下が著しいためである。
導電率の大巾な低下を避け、強度と加工性を改善したも
ので、特にSnと共にNiとSiを併用することにより、応力
腐食割れ（SCC）を起し難くしたものである。Sn含有量
が本発明合金の範囲であるリン青銅ではSCCの感受性が
最大であるが、Snと共にNiとSiを併用することによりSC
C感受性は顕著に低下する。しかしてSn含有量が下限以
下では十分な強度が得られず、上限を越えると導電率の
低下が著しいためである。
次にNi0.8〜4.0％,Si0.1〜1.2％、のぞましくはNi1.2
〜３％,Si0.2〜1.0％の範囲内でNiとSiの比（Ni/Si）が
３〜６となるようにNiとSiを含有せしめたのは、Ni−Si
化合物の析出による強度作用を最も有効に発揮させるた
めで、何れも下限未満では十分な強度が得られず、上限
を越えると実用特性を損なうためである。高密・高集積
パッケージのリードフレームの多くは、エッチング法で
打抜成型される場合が多く、過剰のNi2Si化合物はスラ
ッジ状に残留してその後のメッキなどの工程で致命的欠
陥となる。
〜３％,Si0.2〜1.0％の範囲内でNiとSiの比（Ni/Si）が
３〜６となるようにNiとSiを含有せしめたのは、Ni−Si
化合物の析出による強度作用を最も有効に発揮させるた
めで、何れも下限未満では十分な強度が得られず、上限
を越えると実用特性を損なうためである。高密・高集積
パッケージのリードフレームの多くは、エッチング法で
打抜成型される場合が多く、過剰のNi2Si化合物はスラ
ッジ状に残留してその後のメッキなどの工程で致命的欠
陥となる。
またNiとSiの比（Ni/Si）を３〜６と限定したのは、N
i−Si化合物の化学量論比よりも著しく偏るとNi又はSi
を遊離して固溶し、導電率を低下するばかりか、半田接
合強度を損なうためで、経験的に定めたものである。
i−Si化合物の化学量論比よりも著しく偏るとNi又はSi
を遊離して固溶し、導電率を低下するばかりか、半田接
合強度を損なうためで、経験的に定めたものである。
本発明において、粒度５μ以上の析出物を103個/mm2
以下としたのは、Ni−Si化合物の析出は微細均一に分散
していることが必要で、粒径５μ以上の粗大析出物が10
3個/mm2を越えると、ボンディングや精密加工に重大な
障害となるためである。通常リードフレームはリード先
端にAgメッキを施し、素子のパッドと直径15〜30μのAu
線で超音波又は熱的或いは両者併用のボンディングを行
なっている。粗大析出物はCu合金マトリックスと著しく
異なった機械的性質、即ち硬さと表面物理化学的性質を
保有するので、直接的に又はAgメッキ膜を介して間接的
にボンディングを阻害する。
以下としたのは、Ni−Si化合物の析出は微細均一に分散
していることが必要で、粒径５μ以上の粗大析出物が10
3個/mm2を越えると、ボンディングや精密加工に重大な
障害となるためである。通常リードフレームはリード先
端にAgメッキを施し、素子のパッドと直径15〜30μのAu
線で超音波又は熱的或いは両者併用のボンディングを行
なっている。粗大析出物はCu合金マトリックスと著しく
異なった機械的性質、即ち硬さと表面物理化学的性質を
保有するので、直接的に又はAgメッキ膜を介して間接的
にボンディングを阻害する。
更に合金のO2含有量を0.004％以下、Ｓ含有量を0.001
％以下に制限したのは、過剰なO2やＳは製造加工上割れ
などの欠陥発生の原因となるばかりか、合金の成型加工
性，メッキ性，半田付け性等の障害となるためである。
％以下に制限したのは、過剰なO2やＳは製造加工上割れ
などの欠陥発生の原因となるばかりか、合金の成型加工
性，メッキ性，半田付け性等の障害となるためである。
更に下記付加的元素の少なくとも１種以上の添加によ
り、合金を強化し、かつ実用特性を一層向上することが
できる。しかして１種以上の含有量は合計５％以下とす
る必要があり、これを越えて含有せしめると導電率を低
下せしめるばかりか、実用特性に悪影響を及ぼすように
なる。
り、合金を強化し、かつ実用特性を一層向上することが
できる。しかして１種以上の含有量は合計５％以下とす
る必要があり、これを越えて含有せしめると導電率を低
下せしめるばかりか、実用特性に悪影響を及ぼすように
なる。
Ag≦0.2％,Be≦0.1％,Mg≦0.2％， Ca≦0.1％,Cd≦0.2％,B≦0.1％， Al≦0.5％,Y≦0.1％,RE≦0.2％， In≦0.1％,Tl≦0.1％,Pb≦0.1％， Ge≦0.1％,Ti≦0.5％,Zr≦0.2％， Ｐ≦0.1％,V≦0.05％,Nb≦0.05％， Ta≦0.05％,Sb≦0.5％,As≦0.1％， Te≦0.1％,Mn≦0.5％,Cr≦0.5％， Fe≦１％,Co≦１％ Agは強化作用と共に導電率を低下させることなく耐熱
性、即ち耐食性及び半田付け性を向上する。Beは強化作
用と共に結晶を微細化し、脱Ｓ作用を示し、かつ高温加
熱を多用する半導体のパッケージングにおいて耐酸化及
びスケール密着性に有効である。MgはBeと同様に作用
し、特に導電率をあまり低下せしめることなく、耐熱性
及び半田付け性を向上する。Caは強化作用と共に脱Ｓ作
用を示す。Cdは有毒元素であるが、強化作用と共に導電
率をあまり低下させることなく耐熱性及び半田付け性を
向上する。Ｂは強化作用と共に脱O2作用を示し、かつ過
剰のNiと化合して導電率を回復する。Alは強化作用と共
に脱O2作用を示し、高温酸化防止に有効であるが、過剰
の添加は導電率の低下をまねく。Y,RE,In,Tlは何れも強
化作用と共に脱O2,脱Ｓ作用を示し、同時に組織を微細
均一化するばかりか、耐熱性及び耐酸化性を向上する。
Pbは強化作用と共に脱Ｓ作用を示し、耐熱性を向上する
と共に高速プレス性に大きく貢献する。Geは強化作用と
共に組織を均質化する。Ti,Zrは強化作用と共に脱Ｓ作
用を有し、組織を微細化する。特にZrはCu−Zr化合物を
析出し、導電率を低下することなく耐熱性を向上し、Ti
はTi−Ni化合物やTi−Ni−Si化合物を析出するなど強化
作用が大きい。Ｐは過剰のNiとNixP化合物を生成して強
度を向上すると共に脱O2作用を示し、同時に0.0001％以
上で湯流れを向上するも、過剰の添加は半田付け性、特
に半田接合強度を劣化する。V,Nb,Taは強化作用と共に
結晶を微細化し、かつ脱Ｓ作用を示し、製造加工時の欠
陥発生を防止する。Sbは強化作用と共に半田付け性を向
上する。As,Teは強化作用と共に結晶粒を微細化し、か
つ耐熱性及び高速プレス性を向上する。Mnは強化作用と
共に脱O2,脱Ｓ作用を有し、かつ耐酸化性や半田付け性
を向上する。しかし過剰の添加は導電率を低下するので
添加量は0.01〜0.2％とすることが望ましい。Crは結晶
微細化と共に強度を向上する。これはCrの一部がCr−Si
化合物として析出するためであり、過剰では粗大析出と
なり易いため含有量は0.05〜0.4％とすることが望まし
い。Fe,Coも結晶を微細化すると共に、一部Siと化合析
出して合金を強化する。しかし過剰な添加は導電率，加
工性，半田付け性，メッキ性等を劣化するので含有量は
0.05〜0.5％とすることが望ましい。以上付加的元素の
添加は単独でも有効であり、また複数を利用して各々作
用を併用することもできる。
性、即ち耐食性及び半田付け性を向上する。Beは強化作
用と共に結晶を微細化し、脱Ｓ作用を示し、かつ高温加
熱を多用する半導体のパッケージングにおいて耐酸化及
びスケール密着性に有効である。MgはBeと同様に作用
し、特に導電率をあまり低下せしめることなく、耐熱性
及び半田付け性を向上する。Caは強化作用と共に脱Ｓ作
用を示す。Cdは有毒元素であるが、強化作用と共に導電
率をあまり低下させることなく耐熱性及び半田付け性を
向上する。Ｂは強化作用と共に脱O2作用を示し、かつ過
剰のNiと化合して導電率を回復する。Alは強化作用と共
に脱O2作用を示し、高温酸化防止に有効であるが、過剰
の添加は導電率の低下をまねく。Y,RE,In,Tlは何れも強
化作用と共に脱O2,脱Ｓ作用を示し、同時に組織を微細
均一化するばかりか、耐熱性及び耐酸化性を向上する。
Pbは強化作用と共に脱Ｓ作用を示し、耐熱性を向上する
と共に高速プレス性に大きく貢献する。Geは強化作用と
共に組織を均質化する。Ti,Zrは強化作用と共に脱Ｓ作
用を有し、組織を微細化する。特にZrはCu−Zr化合物を
析出し、導電率を低下することなく耐熱性を向上し、Ti
はTi−Ni化合物やTi−Ni−Si化合物を析出するなど強化
作用が大きい。Ｐは過剰のNiとNixP化合物を生成して強
度を向上すると共に脱O2作用を示し、同時に0.0001％以
上で湯流れを向上するも、過剰の添加は半田付け性、特
に半田接合強度を劣化する。V,Nb,Taは強化作用と共に
結晶を微細化し、かつ脱Ｓ作用を示し、製造加工時の欠
陥発生を防止する。Sbは強化作用と共に半田付け性を向
上する。As,Teは強化作用と共に結晶粒を微細化し、か
つ耐熱性及び高速プレス性を向上する。Mnは強化作用と
共に脱O2,脱Ｓ作用を有し、かつ耐酸化性や半田付け性
を向上する。しかし過剰の添加は導電率を低下するので
添加量は0.01〜0.2％とすることが望ましい。Crは結晶
微細化と共に強度を向上する。これはCrの一部がCr−Si
化合物として析出するためであり、過剰では粗大析出と
なり易いため含有量は0.05〜0.4％とすることが望まし
い。Fe,Coも結晶を微細化すると共に、一部Siと化合析
出して合金を強化する。しかし過剰な添加は導電率，加
工性，半田付け性，メッキ性等を劣化するので含有量は
0.05〜0.5％とすることが望ましい。以上付加的元素の
添加は単独でも有効であり、また複数を利用して各々作
用を併用することもできる。
実施例（１） 第１表に示す組成の合金鋳塊（巾40mm,厚さ40mm,長さ
300mm）を外削してから、850℃で15分間加熱して熱間圧
延により厚さ10mmとした。圧延時間は約３分であり、上
り温度は670〜700℃であった。これを直ちに水冷して10
0℃以下とした後、酸洗してから厚さ1.2mmまで冷間圧延
し、次に450℃で25分間加熱処理した。これを厚さ0.40m
mまで冷間圧延し、再び420℃で30分間加熱処理してから
厚さ0.20mmまで冷間圧延し、更に300℃で５分間加熱処
理して仕上げた。
300mm）を外削してから、850℃で15分間加熱して熱間圧
延により厚さ10mmとした。圧延時間は約３分であり、上
り温度は670〜700℃であった。これを直ちに水冷して10
0℃以下とした後、酸洗してから厚さ1.2mmまで冷間圧延
し、次に450℃で25分間加熱処理した。これを厚さ0.40m
mまで冷間圧延し、再び420℃で30分間加熱処理してから
厚さ0.20mmまで冷間圧延し、更に300℃で５分間加熱処
理して仕上げた。
これについて、引張強さ，伸び及び導電率を測定する
と共に、Ｖ曲げ試験及び応力腐食割れ試験を行ない、更
に半田付け性とAgメッキ性を調べた。これ等の結果を従
来合金であるC195及びリン青銅と比較して第２表に示
す。
と共に、Ｖ曲げ試験及び応力腐食割れ試験を行ない、更
に半田付け性とAgメッキ性を調べた。これ等の結果を従
来合金であるC195及びリン青銅と比較して第２表に示
す。
Ｖ曲げ試験は各種先端半径（Ｒ）の90゜角曲げを行な
い、曲げ部の割れ状態を検鏡により調べ、マイクロクラ
ックのない最小先端半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比（R/
t）を求めた。応力腐食割れはJIS C 8306に準じ、3vol
％NH3蒸気中の定荷重法により割れ発生の時間を求め
た。荷重は引張強さの50％とした。半田付け性は直径9m
mの部分にリード線を共晶半田により半田付けしてか
ら、150℃で300hrエージングを行なってプル試験により
接合強度を求めた。またメッキ性はアルカリ電解脱脂し
てから各々H2SO4によるエッチング（Ｏμ）とH2SO4＋H2
O2浴によるエッチング（約10μ）を行い、下記条件で厚
さ５μのAgメッキを施し、これを475℃のホットプレー
ト上で３分間加熱し、フクレの発生を調べた。
い、曲げ部の割れ状態を検鏡により調べ、マイクロクラ
ックのない最小先端半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比（R/
t）を求めた。応力腐食割れはJIS C 8306に準じ、3vol
％NH3蒸気中の定荷重法により割れ発生の時間を求め
た。荷重は引張強さの50％とした。半田付け性は直径9m
mの部分にリード線を共晶半田により半田付けしてか
ら、150℃で300hrエージングを行なってプル試験により
接合強度を求めた。またメッキ性はアルカリ電解脱脂し
てから各々H2SO4によるエッチング（Ｏμ）とH2SO4＋H2
O2浴によるエッチング（約10μ）を行い、下記条件で厚
さ５μのAgメッキを施し、これを475℃のホットプレー
ト上で３分間加熱し、フクレの発生を調べた。
Agストライクメッキ AgCN 4g/ KCN 30g/ 電流密度 5A/dm2 時間 5sec Agメッキ AgCN 30g/ KCN 55g/ K2CO3 10g/ 浴温 25℃ 電流密度 3A/dm2 第１表及び第２表から明らかなように、本発明合金N
o.4〜11は何れも従来合金であるC195（No.24）及びリン
青銅（No.25）と比較して特性が優れている。尚、Ni含
有量が３％を越える本発明合金No.4、11では、10μのエ
ッチング後のメッキにフクレの発生が見られた。これは
エッチング部に多量の析出物が露出し、メッキ密着性を
低下させたためである。通常のメッキでは、0.1μ前後
のエッチングであり、本例はエッチング成型したエッチ
ング部の特性を示すものである。
o.4〜11は何れも従来合金であるC195（No.24）及びリン
青銅（No.25）と比較して特性が優れている。尚、Ni含
有量が３％を越える本発明合金No.4、11では、10μのエ
ッチング後のメッキにフクレの発生が見られた。これは
エッチング部に多量の析出物が露出し、メッキ密着性を
低下させたためである。通常のメッキでは、0.1μ前後
のエッチングであり、本例はエッチング成型したエッチ
ング部の特性を示すものである。
これに対し本発明で規定する合金組成より外れる比較
合金No.12〜23、及び31〜33は、種々の特性全体とし
て、本発明合金に劣る。即ちSnを含有しないか又は含有
量が少ない比較合金No.12〜14では成型加工性が劣るば
かりか、延びが欠ける。Sn含有量が過剰な比較合金No.1
5では導電率の低下が著しい。NiとSiの比（Ni/Si）が３
〜６より外れる比較合金No.16、17では強度、半田付け
性が劣る。Ni含有量とSi含有量が不足する比較合金No.1
8では強度が劣るばかりか、応力腐食割れを起こしやす
い。またO2含有量が多い比較合金No.19では成型加工性
とメッキ性が劣り、半田付け性も劣化の傾向にある。Ｓ
含有量の多い比較合金No.20も同様で、製造中、特に熱
間加工中に割れ欠陥が発生し、歩留りが低下した。同様
の割れは程度の大小はあるが、比較合金No.13、22、23
にも見られた。更にZn含有量が過剰な比較合金No.21は
導電率が低下しており、また応力腐触割れを起こしやす
いものと言える。CrやFeの含有量が多い比較合金No.2
2、23では成型加工性、メッキ性及び半田付け性が劣
る。
合金No.12〜23、及び31〜33は、種々の特性全体とし
て、本発明合金に劣る。即ちSnを含有しないか又は含有
量が少ない比較合金No.12〜14では成型加工性が劣るば
かりか、延びが欠ける。Sn含有量が過剰な比較合金No.1
5では導電率の低下が著しい。NiとSiの比（Ni/Si）が３
〜６より外れる比較合金No.16、17では強度、半田付け
性が劣る。Ni含有量とSi含有量が不足する比較合金No.1
8では強度が劣るばかりか、応力腐食割れを起こしやす
い。またO2含有量が多い比較合金No.19では成型加工性
とメッキ性が劣り、半田付け性も劣化の傾向にある。Ｓ
含有量の多い比較合金No.20も同様で、製造中、特に熱
間加工中に割れ欠陥が発生し、歩留りが低下した。同様
の割れは程度の大小はあるが、比較合金No.13、22、23
にも見られた。更にZn含有量が過剰な比較合金No.21は
導電率が低下しており、また応力腐触割れを起こしやす
いものと言える。CrやFeの含有量が多い比較合金No.2
2、23では成型加工性、メッキ性及び半田付け性が劣
る。
実施例（２） 第１表中、本発明合金No.4〜11、比較合金No.19、22
及び従来合金であるC195（No.24）につき、板面をNH4OH
−H2O2で浴で軽くエッチグしてから、電子顕微鏡により
1000倍で表面観察し、直径５μ以上の析出物の分布を調
べた。また実施例（１）におけるAgメッキのフクレテス
ト後、H2SO4によるエッチング（Ｏμ）材について、自
動式超音波併用熱圧着式ボンダーにより、直径23μのAu
線をボールボンドとステッチボンドして長さ2mmのルー
プを1000個形成し、これについてループをプルテストし
てボンディング収率を求めた。これ等の結果を第３表に
示す。
及び従来合金であるC195（No.24）につき、板面をNH4OH
−H2O2で浴で軽くエッチグしてから、電子顕微鏡により
1000倍で表面観察し、直径５μ以上の析出物の分布を調
べた。また実施例（１）におけるAgメッキのフクレテス
ト後、H2SO4によるエッチング（Ｏμ）材について、自
動式超音波併用熱圧着式ボンダーにより、直径23μのAu
線をボールボンドとステッチボンドして長さ2mmのルー
プを1000個形成し、これについてループをプルテストし
てボンディング収率を求めた。これ等の結果を第３表に
示す。
尚ボンディング条件は温度250℃，荷重50g,USパワー
0.1W,US時間50μsecとし、Au線の切断を正常とし、その
他（ステッチボンド側の剥離）を不良とした。
0.1W,US時間50μsecとし、Au線の切断を正常とし、その
他（ステッチボンド側の剥離）を不良とした。
第３表から明らかなように本発明合金No.4〜11は何れ
も粗大析出物の数が少なく、高いボンディング収率を示
した。これに対し比較合金No.19、22及びC195（No.24）
は何れも粗大析出物が多く、ボンディング収率が低いこ
とが判る。
も粗大析出物の数が少なく、高いボンディング収率を示
した。これに対し比較合金No.19、22及びC195（No.24）
は何れも粗大析出物が多く、ボンディング収率が低いこ
とが判る。
このように本発明銅合金は、従来のFe−Ni系やFe−Ni
−Co系よりも安価で、導電性及び放熱性に優れ、特に半
導体リードフレームとして優れた特性を有し、近年要求
の強い高集積化，高密度化を可能にする等顕著な効果を
奏するものである。
−Co系よりも安価で、導電性及び放熱性に優れ、特に半
導体リードフレームとして優れた特性を有し、近年要求
の強い高集積化，高密度化を可能にする等顕著な効果を
奏するものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 篠崎 重雄 日光市清滝町500番地 古河電気工業株 式会社日光電気精銅所内 審査官 三宅 正之 (56)参考文献 特開 昭58−123846（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−218442（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−158650（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】Ni0.8〜4.0wt％、Si0.1〜1.2wt％の範囲内
でNiとSiの比（Ni/Si）が３〜６となるようにNiとSiを
含み、Sn1.0超〜4.0wt％を含み、更にAg0.2wt％以下、B
e0.1wt％以下、Mg0.2wt％以下、Ca0.1wt％以下、Cd0.2w
t％以下、B0.1wt％以下、A10.5wt％以下、Y0.1wt％以
下、希土類元素（RE）0.2wt％以下、In0.1wt％以下、T1
0.1wt％以下、Pb0.05wt％以下、Ge0.1wt％以下、Ti0.5w
t％以下、Zr0.2wt％以下、P0.1wt％以下、V0.05wt％以
下、Nb0.05wt％以下、Ta0.05wt％以下、Sb0.5wt％以
下、As0.1wt％以下、Te0.1wt％以下、Mn0.5wt％以下、C
r0.5wt％以下、Fe1.0wt％以下、Co1wt％以下の範囲内で
何れか１種以上を合計5wt％以下含有し、O2含有量を0.0
04wt％以下、Ｓ含有量を0.001wt％以下に制限し、残部C
uと不可避的不純物からなる半導体リード用銅合金。 - 【請求項２】粒径が５μを越える析出物を103個/mm2以
下に制限する特許請求の範囲第１項記載の半導体リード
用銅合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61232956A JP2542370B2 (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 半導体リ−ド用銅合金 |
| DE3725830A DE3725830C2 (de) | 1986-09-30 | 1987-08-04 | Kupfer-Zinn-Legierung für elektronische Instrumente |
| KR1019870008521A KR950004935B1 (ko) | 1986-09-30 | 1987-08-04 | 전자 기기용 구리 합금 |
| US07/307,488 US5021105A (en) | 1986-09-30 | 1989-02-08 | Copper alloy for electronic instruments |
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|---|---|---|---|
| JP61232956A JP2542370B2 (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 半導体リ−ド用銅合金 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6386838A JPS6386838A (ja) | 1988-04-18 |
| JP2542370B2 true JP2542370B2 (ja) | 1996-10-09 |
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61232956A Expired - Fee Related JP2542370B2 (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 半導体リ−ド用銅合金 |
Country Status (1)
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|---|---|---|---|---|
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| JPS63313844A (ja) * | 1987-06-16 | 1988-12-21 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 電子機器用パッケ−ジのリ−ド材 |
| JPS6425929A (en) * | 1987-07-20 | 1989-01-27 | Furukawa Electric Co Ltd | Copper alloy for electronic equipment |
| JPH01100231A (ja) * | 1987-10-12 | 1989-04-18 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 高力電気電子機器用銅合金 |
| JPH0285330A (ja) * | 1988-09-20 | 1990-03-26 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | プレス折り曲げ性の良い銅合金およびその製造方法 |
| JPH07116536B2 (ja) * | 1989-02-10 | 1995-12-13 | 三菱伸銅株式会社 | 高強度Ｃｕ合金 |
| JPH0368734A (ja) * | 1989-08-07 | 1991-03-25 | Yazaki Corp | 耐屈曲性に優れた導電用高力銅合金 |
| JPH03115538A (ja) * | 1989-09-29 | 1991-05-16 | Tsuneaki Mikawa | 粒子分散強化特殊銅合金 |
| JP2709178B2 (ja) * | 1990-05-10 | 1998-02-04 | 住友電気工業株式会社 | ハーネス用電線導体 |
| JP2673973B2 (ja) * | 1991-03-07 | 1997-11-05 | 三菱伸銅 株式会社 | 耐熱間圧延割れ性のすぐれた高強度Ｃｕ合金 |
| EP1873267B1 (en) * | 2005-03-24 | 2014-07-02 | JX Nippon Mining & Metals Corporation | Copper alloy for electronic material |
| JP6111028B2 (ja) * | 2012-03-26 | 2017-04-05 | Ｊｘ金属株式会社 | コルソン合金及びその製造方法 |
| JP6113061B2 (ja) * | 2013-11-25 | 2017-04-12 | Ｊｘ金属株式会社 | 導電性、耐応力緩和特性および成形加工性に優れる銅合金板 |
| JP5916964B2 (ja) * | 2014-03-25 | 2016-05-11 | 古河電気工業株式会社 | 銅合金板材、コネクタ、および銅合金板材の製造方法 |
| JP5840310B1 (ja) * | 2014-07-09 | 2016-01-06 | 古河電気工業株式会社 | 銅合金板材、コネクタ、及び銅合金板材の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6045698B2 (ja) * | 1982-01-20 | 1985-10-11 | 日本鉱業株式会社 | 半導体機器用リ−ド材 |
| JPS60218442A (ja) * | 1984-04-13 | 1985-11-01 | Furukawa Electric Co Ltd:The | リ−ドフレ−ム用銅合金 |
-
1986
- 1986-09-30 JP JP61232956A patent/JP2542370B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6386838A (ja) | 1988-04-18 |
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