JP3729733B2 - リードフレーム用銅合金板 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明はトランジスター、IC、LSI等に用いられるリードフレーム用銅合金板に関し、さらに詳しくはスタンピング加工性やスティフネス特性に優れた民生、産業用電子部品に用いられるリードフレーム用銅合金板に関する。
【0002】
【従来の技術】
銅及び銅合金は、引張り強さ、伸び等の機械的性質、導電率、熱伝導率等の物理的性質、プレス加工性、エッチング性等の成形性、及びめっき性、ボンディング性、耐食性等の二次特性に優れることから、トランジスター、IC、LSI用のリードフレーム材として多用されている。熱放散性や導電率を重視する用途には、C102(OFC)、C19210(Cu−0.1Fe−0.03P)、C151(Cu−0.02Zr)等が、強度と導電率の必要な用途にはC194(Cu−2.3Fe−0.03P−0.15Zn)、Cu−Ni−Si系(Cu−3.2Ni−0.7Si−0.2Zn等)等が、より高強度を要する用途にはCu−Ni−Si−Sn系(Cu−3.2Ni−0.7Si−0.2Zn−1.25Sn等)、C725(Cu−9.2Ni−2.3Sn)等が用いられている。
【0003】
近年の各種電気電子機器の小型化や実装密度の向上要求に対応して、トランジスター、IC、LSI等の電子部品に用いるリードフレームにおいても種々の形式のものが実用化され、リードピッチの縮小、薄肉化が進展し、要求される特性はより高度化している。例えば、リードフレームの肉厚は、従来主流であった0.25mmから0.1〜0.2mmのものが多用されるようになっており、さらに0.08mmのものも一部で実用化されつつある。
【0004】
リードフレームがこのように薄肉化すると、その組織や機械的性質によっては、半導体素子を載せるアイランド部及びワイヤボンディングの行われるリードの平坦性(coplanality)が悪化したり、ペコつきが発生しやすくなる。このようなリードフレームにおいては、Siチップのボンディング位置やワイヤボンディング位置の狂いが発生しやすく、電子部品の不良発生の原因となる。従って、薄肉・狭ピッチのリードフレームにおいては、従来並みの機械的性質、物理的性質、及び二次加工性を満足することが求められるだけでなく、アイランド部及びリード部の平坦性(coplanality)が良いこと、及びアイランドやリード部にペコつきが発生しないことが強く求められている。ペコ付きがあると、アイランドやリード部が斜めに傾いたりしてその平坦性が損なわれる。
【0005】
このような要求を満足させるため、リードフレーム材の組成及び組織を適正化して、リードフレーム加工後のアイランド部及びリード部が十分な剛性(スティフネス)を持つこと、及びスタンピング加工後の「ばり」や「だれ」を少なくすることが検討されている。前記の既存合金においても加工熱処理条件の変更によりその改善が検討されている。
また、前記のリードフレームの薄肉化により、熱間圧延終了後の冷間加工率が大きくなるためリードフレーム材の製造コストが高くなり、その結果リードフレーム材の価格が上昇する傾向がある。一方、電子部品の価格に占めるリードフレームの価格の割合が大きいことから、スタンパーや半導体メーカーからのリードフレーム材の価格低減に対する要求が根強い。このような要求に対応するために、伸銅メーカーにおいては、リードフレーム材の製造コストを低減する努力が払われている。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、強度、導電性、めっき性等の特性は従来材以上の値を確保しながら、打抜き加工により発生する「ばり」、「だれ」を小さくし、かつアイランド部及びリード部のペコ付きの発生を抑えて平坦性の向上した、スティフネスの高いリードフレーム用銅合金板を提供することである。
【0007】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るリードフレーム用銅合金板は、Ni:0.1%以上0.5%未満、Sn:1.0%を超え2.5%未満、Zn:1.0%を超え15%以下、Fe:0.001%以上0.1%以下、Mg:0.0001%以上0.02%以下、P:0.0005%以上0.05%未満とSi:0.0005%以上0.05%未満のいずれか一方又は双方を0.0005%以上0.05%未満、S:0.0005%以上0.003%以下、C含有量:0.0005%以下を含み、さらにO:0.005%以下、かつH:0.0002%以下であり、残部がCu及び不可避的不純物からなり、耐力/引張強さの値が0.9以上であることを特徴とする。さらに必要に応じて、Ag、Ti、Ca、Mn、Be、Al、V、Cr、Co、Zr、Nb、Mo、In、Pb、Hf、Ta、B、Ge、Sb:各0.001〜0.1%の群より選択する1種又は2種以上を総量で0.001%以上0.1%以下含むことができる。
【0008】
また、上記リードフレーム用銅合金板の特性として、焼鈍して得られる導電率の最大値に対して90%以下の導電率を有すること、板の圧延面において、板幅方向に測定した結晶粒径が5〜20μmであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した結晶粒径が5〜300μmであることが望ましい。
【0009】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係るリードフレーム用銅合金板について詳細に説明する。まず、各添加元素の添加理由及び組成限定理由について説明する。
(Ni)
NiはSnとの共存において変調構造を形成し、又は固溶状態で強度、伸び、スティフネス特性を向上させる元素である。その含有量が0.1%未満では、Snが1.0%を超え2.5 %未満含有されていても前記効果が得られない。また、0.5%以上含有されると電気伝導度及びはんだ耐候性の低下を招き、コスト的にも不利である。従って、Niの含有量は0.1%以上0.5%未満とした。
なお、本合金においてPを含有する場合に、Niの燐化物が形成されるとかえって強度及びスティフネスが低下するため、Niの燐化物が形成されないような製造方法を選定することが望ましい。
【0010】
(Sn)
本発明銅合金において、SnはNiとの共存において変調構造を形成し、又は固溶状態で、強度、伸び及びスティフネスの向上に効果を有するが、1.0%以下ではNiが0.1%以上0.5%未満含有されていても前記効果が得られず、また2.5%以上含有されると導電率の低下を招く。従って、Snの添加量は1.0%を超え2.5%未満とした。
なお、前記Ni及びSnの含有量範囲において、Niの含有量をx、Snの含有量をyとしたとき、xとyは次の関係式を満足することが望ましい。この範囲内において、機械的性質、導電率、曲げ加工性等のバランスが特に優れたものとなる。
y=3.75x+α
−0.875≦α≦1.125
【0011】
(Zn)
本発明銅合金において、Znは強度とはんだの耐候性向上及びSnめっき材のウイスカー発生の抑制に効果のある元素である。Zn含有量が1.0%以下では前記効果が小さく、Zn含有量が15%を超えると導電率が低下し、また応力腐食割れを起こし易くなる。従って、Zn含有量は1.0 を超え15%以下とする。
(Fe)
本発明銅合金において、Feは固溶又はPと化合物を形成し、微量でも強度、耐熱性及びスティフネス特性を向上させる効果を有する。FeはNiより燐化物を形成しやすいため、Feが燐化物を形成することによりNiの燐化物形成を妨害する役割を果す。その含有量が0.001%未満では効果がなく、0.1%を超えて含有されると導電率、はんだ耐候性等が劣るようになる。従って、Feの添加量は0.001%以上0.1%以下とする。
【0012】
(Mg)
溶解鋳造工程で原料、雰囲気などからSが容易に侵入するが、本発明合金において、MgはSを安定した化合物の形で母相中に固定し、熱間加工性を向上させる。さらに、Mgは微量でも、強度、耐熱性及びスティフネス特性を向上させる効果を有する。Mgの含有量が0.0001%未満であると前記効果が十分でない。また、その含有量が0.02%を超えると、Agめっきを行った場合Agが突起状に異常析出し、ワイヤボンディングの信頼性を低下させる。従って、Mg含有量は0.0001%以上0.02%以下とする。
【0013】
(P)
本発明銅合金においてPは溶湯の脱酸、流動性向上に寄与し、鋳塊の健全性を向上させる元素である。しかし、Pの含有量が0.0005%未満では、前記効果が十分でない。一方、Pが0.05%以上添加されると製造工程によっては容易にNi−P金属間化合物が形成され、強度、スティフネス、めっき性を低下させる。また、Ni−P化合物を析出させない条件で熱処理が行われた場合でも、導電率の低下、はんだ及びSnめっきの剥離、応力腐食割れを発生させやすい。従って、P添加量は0.0005%以上0.05%未満とする。より望ましい範囲は0.001%以上0.03%未満である。なお、後述するようにPとSiを共に含有させると、Pを単独で含有させた場合と同様な脱酸効果があるが、その場合P及びSiの合計含有量としては、0.0005%以上0.05%未満とする。望ましくは0.001%以上0.03%未満である。
【0014】
(Si)
本発明銅合金において、Siには銅溶湯の脱酸効果があり、かつ同量含有させてもPと比べて導電率を低下させる効果が小さい。そのため、Siを含有させることによってP含有量をそれだけ低減させることが可能となる。従って、Pの代わりに又はPと共に添加する。ただし、PとSiではPの方が脱酸効果は大きい。しかし応力腐食割れを考慮する場合はSiが好ましい。さらに、Siには再結晶温度を上昇させる効果がある。これらの効果を得るためには、Siは0.0005%以上含有させるのが望ましい。一方、Siを0.05%以上含有させた場合、大部分は脱酸後の酸化物として溶湯中から除去されるが、母相中に固溶したSiは、はんだ及びSnめっきの白化あるいは剥離を引き起こし、さらに導電率も低下する。従ってSiを添加する場合はその含有量は0.0005%以上0.05%未満とする。望ましい範囲は0.001%以上0.03%未満である。なお、Pと共に含有させた場合はPとSiの合計含有量として0.0005%以上0.05%未満とする。望ましくは0.0001%以上0.03%未満である。
【0015】
(S)
本発明銅合金において、Sは単体、低融点の金属間化合物又は複合酸化物などの形態で結晶粒界に存在し、そのため打抜き加工性を向上させ(ばりの低減、せん断加工性向上)、金型摩耗を低減させる効果がある。Sの含有量が0.0005%以下では前記効果がない。一方、Sの含有量が0.003%を越えた場合は、熱間加工時に粒界に存在するS又は前記硫化物が溶融して粒界割れを起こし、鋳塊に割れが発生してしまう。このため、S含有量は0.003%以下でなければならない。従って、Sの含有量は0.0005%以上0.003%以下とする。
(C)
本発明銅合金において、Cは溶湯の脱酸作用と、打抜き加工性、特に剪断加工性を向上させる効果があるため、含有させる。しかしながら、0.0005%を超えて含有すると熱間加工性を劣化させる。従って、Cの含有量は0.0005%以下(0%を含まず)とする。なお、溶解、鋳造において溶湯表面を被覆する木炭、C粒子等を溶湯と接触させることにより、溶湯にCを含有させることが可能である。この方法により通常0.0001〜0.0004%程度のCを含有させることができる。
【0016】
(O、H)
本発明銅合金は、真空炉などを用いなくても、通常のコアレス炉、溝型炉などを用い、溶湯表面を木炭、C粒子、適当なフラックス等で被覆することにより、大気中で溶解鋳造することができる。ただし、大気中での溶解鋳造工程において、原料、溶湯表面の前記被覆材、炉材等に付着したあるいは含まれる水分、酸化物や、雰囲気中に存在する水蒸気、酸素、二酸化炭素、水素等が溶湯と反応して溶湯にOやHが含有されることが避けられない。特に、Hはいったん含有されると効果的に除去することが難しいため、所定量以上含有させないよう溶解鋳造雰囲気、使用原料、溶湯被覆材の乾燥等に注意が必要である。
本発明銅合金において、Hの含有量が0.0002%を越えると、熱間圧延時の割れ、焼鈍時の膨れ、めっき膨れなどが発生して歩留りを低下させるため0.0002%以下に規制しなければならない。望ましくは0.0001%以下、さらに望ましくは0.00007%以下である。
【0017】
本発明銅合金において、Oの含有量が0.005%を越えると、溶解鋳造工程、熱間圧延、及び焼鈍工程において酸化物が形成されやすく、この酸化物によって製品の延性が低下しやすい。また、前記酸化物及び固溶酸素によりAg、Sn、はんだ等のめっき性が低下する。従って、O含有量は0.005%以下に規制しなければならない。望ましくは0.003%以下、さらに望ましくは0.002%以下である。
なお、通常HとOは共に含有されるが、H含有量をappm、O含有量をbppmとすると、a×bの値が40を越えると、熱間圧延、焼鈍などの加熱工程においてHとOが反応して水蒸気が形成されやすく、割れ、膨れ等の原因となるため、a×b(H含有量(ppm)×O含有量(ppm))の値を40以下とすることが望ましい。前記の値が30以下であることがより望ましく、20以下であることがさらに望ましい。
【0018】
(その他の選択元素)
Ag、Ti、Ca、Mn、Be、Al、V、Cr、Co、Zr、Nb、Mo、In、Pb、Hf、Ta、B、Ge、Sbは、いずれも本発明銅合金の強度とスティフネスを向上させる効果を有するので、これらの群より選択される1種又は2種以上の元素が必要に応じて添加される。しかし、各元素とも0.001%未満の含有量では前記の効果が十分でなく、一方、これらの元素の1種又は2種以上が総量で0.1%を超えて含有されていると溶解鋳造時、熱間圧延時あるいは加工熱処理中に粗大な酸化物を形成したり、粗大な晶出物が発生し、めっき性や導電率を低下させてしまう。従って、これらの選択元素の含有量は各0.001%以上0.1%以下、かつ1種又は2種以上の総量で0.001%以上0.1%以下とする。
【0019】
次に、本発明銅合金板の特性及び組織について説明する。
(導電率)
本発明銅合金においては、Ni−P化合物が析出すると、強度及びスティフネスがかえって劣化し、前記化合物を析出させずに、スピノーダル分解又は固溶(スピノーダル型変調構造)させることが望ましい。Ni−P化合物の析出量と導電率の間には相関関係があることから、前記化合物の析出状態は導電率で推定することができる。
本発明銅合金板において目的とする強度とスティフネスを達成するには、当該銅合金を焼鈍して得られる導電率の最大値に対して90%以下の導電率とすることが望ましい。本発明銅合金において最大導電率は約500℃で得られ、この温度での加熱時間が長いほど導電率が向上するが、4時間の加熱で導電率は実際上ほぼ飽和する。これはこの焼鈍により析出物がほぼ最大量生成するためである。従って、本発明においては、最大導電率の得られる焼鈍条件を500℃×4時間とする。
なお、安定化焼鈍後において上記の導電率とするには、冷間圧延途中の焼鈍後(安定化焼鈍前)に上記の導電率となっている必要がある。
【0020】
(結晶粒径)
本発明銅合金板において目的とする強度とスティフネスを達成するには、板の圧延面において、板幅方向に測定した平均結晶粒径が5〜20μmであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した平均結晶粒径が5〜300μmであることが望ましい。前者の結晶粒径が5μmより小さく又は後者の結晶粒径が5μmより小さい場合、及び前者の結晶粒径が20μmを越え又は後者の結晶粒径が300μmを越える場合はいずれも曲げ加工性が低下し、曲げ部に割れが形成されやすくなる。従って、圧延表面において板幅方向に測定した結晶粒径が5〜20μmであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した結晶粒径が5〜300μmであることが望ましい。
【0021】
なお、前記の結晶粒径を達成するには、一度再結晶組織とした後最終の冷間圧延を行い、その後低温において安定化焼鈍を行うことが望ましい。安定化焼鈍においては、冷間圧延で導入された転位が再配列し、強度をほとんど低下させずに、スティフネス、伸びが少し向上する。また、機械的性質の異方性改善に対しても有効である。
前記の最終圧延前の再結晶組織においては、JISH0501に規定されている切断法で測定して特定の方向性あるいは偏りを持たずに平均寸法5〜30μmの再結晶粒が形成されていることが望ましい。ここで再結晶時の結晶粒度下限の5μmは工業的に実施可能な熱処理範囲内で比較的容易に実現可能な大きさであり、これ以下の結晶粒径も実現可能ではあるがきわめて短時間に熱処理を完了せねばならず、実用的でない。一方、再結晶時の結晶粒径が30μmを超えるようになると、連続竪型熱処理炉などの工程を通している際に自重による変形を受け、結晶粒内と粒界での歪の相違が生じ、製品表面に肌荒れが発生し、外観、曲げ加工性、製品特性の均一性が劣化する。
前記の再結晶組織においては強度が低下しているため、多量の転位を蓄積して強度を向上させるために加工率:10〜90%程度の最終冷間加工を施す。冷間加工によって再結晶組織は不可避的に圧延方向に引き伸ばされ、ラグビーボール形状となる。この場合、例えばJISH0501に規定されている切断法で測定すると、板の圧延面において、板幅方向に測定した平均結晶粒径がほぼ5〜20μmの範囲内となり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した平均結晶粒径がほぼ5〜300μmの範囲となる。
【0022】
(耐力/引張強さ)
本発明銅合金板においては、耐力と引張り強さの比は、打抜き加工性(ばり量、だれ量など)に影響する打抜き断面比(せん断面/破断面)、及びスティフネスに影響を与える。打抜き断面比(せん断面/破断面)=1に近いほど打抜き加工性は良好である。また、本発明銅合金条からリードフレームを加工した場合、スティフネスが大きいほどアイランドのペコつきが発生し難くなる。
耐力と引張り強さの比(耐力/引張り強さ)が0.9以上になると、打抜き断面比がほぼ1となり打抜き加工性が向上し、かつスティフネスが向上するため打抜いたリードフレームにおけるアイランドのペコつきが発生し難くなる。このような理由から、耐力/引張強さの比は0.9以上とする。
【0023】
次に、製造工程について説明する。
(溶解鋳造)
本発明銅合金は大気中にて溶解鋳造が可能である。溶解炉としては、コアレス炉、溝型炉等を用いることができ、溶湯表面は木炭、黒鉛粒子、カバリングフラックス等で被覆し、なるべく大気との接触が少ない条件で行うことが望ましい。溶解手順は、例えば、先ず電気銅地金を溶解し、Sn、Zn、Fe、P又は/及びSiを適当な中間合金あるいは純金属の形態で、この順に銅溶湯に添加すれば特に問題は発生しない。また、溶解原料として、製造工程において発生したスクラップ、打抜き加工後の屑なども使用可能である。
また、水素が溶湯に取込まれないようにするために、溶湯と接触する木炭、黒鉛粒子、フラックス、炉材、鋳型、樋、治具の類などは十分乾燥しておくことが望ましい。本発明銅合金はZnを1.0%を越えて含むため、溶解鋳造工程においては溶湯からZnの蒸気が発生し、溶湯の水素含有量を低減するためには有利である。鋳造は、縦形連続鋳造によりスラブを造塊してもよく、あるいは横形連続鋳造を行ってもよい。
【0024】
(加工熱処理)
スラブの場合は、(1)熱間圧延、(2)冷間圧延、(3)焼鈍、(4)冷間圧延、(5)安定化焼鈍の工程((2)、(3)は繰返し行ってもよい)、水平連鋳材の場合は、(1)均質化焼鈍、(2)冷間圧延、(3)焼鈍、(4)冷間圧延、(5)安定化焼鈍の工程とすることが望ましい。熱間圧延は、合金組成によって適宜適当な圧延温度を選択すればよいが、鋳塊が750〜950℃に加熱されてからさらに30分〜2時間程度保持し、その後圧延を開始すればよい。熱間圧延終了後は水冷して、Ni−P化合物の析出を抑制しておくことが望ましい。
【0025】
本発明銅合金板の特徴である強度及びスティフネスの向上を達成するには、一度再結晶組織とした後最終の冷間圧延を行い、その後低温において安定化焼鈍歪み取り焼鈍を行うことが望ましい。安定化焼鈍歪み取り焼鈍においては、冷間圧延で導入された転位が再配列し、強度をほとんど低下させずに、スティフネス、伸びが少し向上する。機械的性質の異方性改善に対しても有効である。
中間焼鈍、安定化焼鈍のいずれにおいても導電率を最大値に対して90%以下としておくことが望ましい。そのため、前記(3)の中間焼鈍においては、平均結晶粒径が5〜30μm程度の均一な再結晶組織を得るとともに、極力Ni−P化合物を析出させないために、350〜850℃、より好ましくは550〜650℃の温度で、5秒以上1分以下の条件(被加熱材が上記温度に達してからの当該温度と加熱時間)で焼鈍を行うことが望ましい。
【0026】
また、前記▲4▼の最終圧延は焼鈍により軟化した合金の強度及びスティフネスを向上させるために必要で、その加工率は10〜90%の間から選択すればよい。その後、▲5▼の安定化焼鈍を行うが、その目的は最終圧延により導入された転位を再配列させ、強度とスティフネスを保った状態で延性を改善することであるので、250〜850℃、より好ましくは300〜450℃の温度範囲で、5秒以上1分以下の条件で焼鈍(被加熱材が所定温度に達してからの当該温度と加熱時間)を行うことが望ましい。なお、本発明合金の焼鈍は再結晶や歪み取りが目的であるため、連続焼鈍炉により行うことが望ましい。
【0027】
さらに、連続焼鈍炉に付属の酸洗研磨装置あるいは別ラインにて、酸洗又は/及び研磨を行うことによって、表面の酸化膜が2〜4nm程度のリードフレーム用の板材を製造することが可能である。歪みの少ないことを特に重視する用途に対しては、前記の最終焼鈍後、さらにテンションレベリング、あるいはテンションアニーリングの工程を追加してもよい。
なお、現状の高強度銅合金の多くは、銅母相中にNi−Si、Ni−P、Cu−Zr等の化合物、Cr等の金属原子が析出した析出強化型銅合金が大半を占めている(例えば特開2000−119779号参照)。一方、銅母相中にこれらの析出物粒子を形成させるには、銅に固溶している析出物構成元素を拡散させ、化合物を形成させてやる必要がある。そして、この拡散には400〜600℃の温度でも1〜数時間が必要であるため、これらの析出型銅合金の焼鈍はコイルをベル型炉などに装入後昇温し、所定温度到達後所定時間保持し、さらに室温近傍の温度まで降温するバッチ式焼鈍が採用されている。バッチ式焼鈍においては、焼鈍開始から焼鈍完了まで20〜30時間程度を要するため、析出型銅合金の生産性を低下させ、コストを上昇させる一因となっている。本発明の銅合金においては、Ni−P化合物を析出させる必要がないため、連続焼鈍炉の適用が可能となり、このことが生産性の向上及び製造コストの低減に大きく寄与している。
【0028】
【実施例】
以下に本発明に係る銅合金板の実施例を説明する。
(実施例1)
表1、表2に示す組成の銅合金を電気炉により大気中、木炭被覆下で溶解し、ブックモールドに鋳造して50mm×70mm×200mmの鋳塊を製作した。この鋳塊を750〜900℃に加熱し、所定温度に到達してから1時間保持後熱間圧延した。板厚15mmまで圧延してから水に焼入れ、熱延上がり材とした。焼入れ時の温度はいずれも600℃以上であった。熱延上がり材において、割れの有無を目視にて確認した。割れの発生した熱延材はその後の加工熱処理を行わなかった。
【0029】
【表1】
【0030】
【表2】
【0031】
表1、2において、本発明例のNo.1〜8及び比較例のNo.9〜10、15〜27はいずれも熱間圧延時の割れは発生しなかった。一方、比較例のNo.11〜14の合金は熱延時に割れが発生したので、その後の加工熱処理を行わなかった。
なお、No.11はP及びSiが不足しているため脱酸不足により健全な鋳塊が得られず、No.12はHが過剰なため鋳塊に水素に起因すると思われるパイプ状の穴が多数形成されたため、いずれも熱間圧延を行わなかった。No.13はSが過剰なため熱間圧延時に割れが発生し、途中で熱延を中止した。No.14はCが過剰なため熱間上がり材に小さな割れが多く発生し、その後の加工熱処理を行わなかった。
【0032】
続いて、No.1〜10、15〜27について、熱延上がり材に下記の条件で加工熱処理を行い、厚さ0.11mmの板材を作製した。
熱延上がり材(15mmt)→0.22mmtまで冷間圧延→500〜700℃×20秒(塩浴炉)の焼鈍→0.11mmtまで冷間圧延→350℃×20秒の安定化焼鈍。
このようにして作製した厚さ0.11mmの薄板より試験片を加工し、下記の試験を行った。その結果を表3に示す。
【0033】
(機械的性質)
試験片の長手方向を圧延方向に平行としたJIS5号試験片(n=2)を加工し、引張り試験を行って0.2%耐力、引張強さを測定した。n=2の測定値の平均値をそれぞれの試験材の値とした。なお、ずれの試験片においても10%以上の伸びを確保することができた。
(電気伝導性)
電気伝導性は導電率を測定することにより評価した。導電率はJISH0505に基づいて測定した。
(はんだ耐候性)
MIL−STD−202F METHOD 208Dに基づき、60Sn−40Pb共晶はんだを用いてはんだ付けを行なった後、n=3にて大気中150℃×1000Hr経過後、曲げ直径1mmで180°曲げ戻しを行い、曲げ部におけるはんだの剥離の有無を目視で確認した。
【0034】
(スティフネス特性)
電子材料工業会規格:EMAS−1003に基づくモーメント式の試験機を使用し、曲げ半径:30mm、曲げモーメント:0.12N/mで負荷時の変位角度(゜)を測定した(n=2)。試験片は、幅10mm、長さ60mmで、試験片を保持した支点より30mmの位置に前記曲げモーメントを付加している。
(Agめっき性)
厚さ5μmのAgめっきを施した後、大気中で450℃×5分加熱後、表面を光学顕微鏡により倍率200倍で検鏡し、膨れ及び突起の有無を観察した。
【0035】
(耐応力腐食割れ性)
上記の試験片より12.7mmw×150mmlの試験片(n=4)を切り出し、応力腐食割れ試験をトンプソンの方法(Materials Research & Standards(1961)1081)に準じて行った。すなわち、試験片を図1に示すループ状にした後、14質量%のアンモニア水を入れ、40℃の温度で飽和蒸気を充満させたデシケータ中に暴露し、試験片が破断するまでの時間を測定した。
(耐ウイスカー性)
短冊状の試験片を治具を用いてアーク状に曲げ、それによりアークの頂点内側に約400N/mm2の圧縮応力を作用させ、室温で3ヶ月保持した後、圧縮面(アーク頂上部内側)のウイスカーの発生状況を実体顕微鏡にて観察した。
【0036】
【表3】
【0037】
本発明例No.1〜8は、いずれも良好な機械的性質、導電率、スティフネス特性、はんだ耐候性、耐応力腐食割れ性、Agめっき性、耐ウィスカー性を備えており、薄肉リードフレーム材として好適である。
一方、比較例のNo.9、10はSnの含有量が不足するためスティフネス特性に劣る。No.15はNiが過剰に含有されているため導電率が低く、はんだの剥離が生じ、スティフネス特性に劣る。No.16はNiの含有量が不足しているため耐力が低く、スティフネス特性にも劣る。No.17はSnが過剰に含有されているため導電率が低い。No.18はSnの含有量が不足しているため十分な耐力が得られず、スティフネス特性にも劣る。No.19はZnが過剰に含有されているため導電率が低く、応力腐食割れ性に劣る。No.20はZnの含有量が不足しているためはんだの剥離が生じ、さらにウイスカーが発生している。No.21はPが過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだの剥離が生じ、さらに耐応力腐食割れ性に劣る。No.22はSiが過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだ剥離が生じている。No.23はFeが過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだ剥離が生じている。No.24はMgが過剰に含有されているため、Agめっきを行うと突起が発生し、さらにはんだ剥離が生じている。No.25はMn等が過剰に含有されているため導電率が低下し、はんだ剥離が生じている。No.26はP及びSiの含有量が上限値を超えるため導電率が低下し、はんだ剥離が生じ、さらに耐応力腐食割れ性が劣る。
【0038】
(実施例2)
表1のNo.2の熱延上がり材(15mmt)に、冷間圧延―中間焼鈍―冷間圧延−最終焼鈍等の加工熱処理を施して厚さ0.15mmの板材を作製した。表4にその加工熱処理条件を示す。これらの板材の結晶粒径、機械的性質、導電率、スティフネスなどを調査した。その結果を表5に示す。
【0039】
【表4】
【0040】
【表5】
【0041】
本発明例No.2−1〜2−3では耐力、導電率、密着曲げ加工性が良好、導電率がバッチ焼鈍材2−10に比較して90%以下であり、さらに耐力/引張強さの比が0.9以上、スティフネス特性も優れている。
一方、比較例No.2−4は中間焼鈍の加熱時間が短く、中間焼鈍時に再結晶せず、スティフネス特性に劣る。なお、表には記載しないが延び、曲げ加工性にも劣っている。No.2−5は中間焼鈍の加熱時間が長いため結晶粒が粗大化し、導電率がバッチ焼鈍材の90%以上であり、強度が低下している。また、耐力/引張強さの比が0.9未満であり、スティフネス特性も劣る。比較例2−6は最終焼鈍を行っていないためスティフネス特性が劣る。なお、表には記載しないが延び、曲げ加工性にも劣っている。No.2−7は最終焼鈍の温度が低く、加熱時間も短いため転位の再配列が発生せず、スティフネス特性が劣る。なお、表には記載しないが延び、曲げ加工性にも劣っている。No.2−8は最終焼鈍の温度が高く加熱時間も長いため、結晶粒が粗大化し強度が低下している。耐力/引張強さの比も0.9未満であり、スティフネス特性も劣る。No.2−9は最終焼鈍時間が長く結晶粒が粗大化し、Ni−P化合物などの析出が起こったため導電率もバッチ焼鈍材の90%以上となり、強度が低下している。耐力/引張強さの比も0.9未満であり、スティフネス特性にも劣る。No.2−10は中間焼鈍をバッチ焼鈍で行いNi−P化合物などの析出が起こったため、スティフネス特性に劣る。
【0042】
(実施例3)
表6に示す組成の鋳塊を連続鋳造により2本造塊した。鋳塊の寸法は、厚さ150mm、幅500mm、長さ5000mmである。この鋳塊を850℃に2時間保持後、厚さ15mmまで熱間圧延し、表面の酸化膜をスカルパーにより除去後、0.25mmまで冷間圧延し、DXガス雰囲気にて連続焼鈍、酸洗−研磨した。その後、この薄板を0.125mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍をDXガス雰囲気の連続焼鈍炉にて行い、焼鈍後酸洗−研磨し、表面の酸化膜を除去して供試材とした。
【0043】
【表6】
【0044】
上記供試材から、前記の方法により機械的性質、導電率、スティフネス特性等を測定し、さらに下記方法によりスタンピング加工し、打抜き加工性及び剪断加工性を評価した。その結果を表7に示す。
(打抜き加工性)
25tプレス(BRUDERER BSTA-25)を用いてクリアランス5%、打抜き速度600spmにてQFPタイプのリードフレームを100万ショット打抜き、その後の材料のばり高さ及びだれ幅を測定した。
(剪断加工性)
【0045】
【表7】
【0046】
本発明例は、機械的性質、導電率、スティフネス特性、はんだ耐候性、スティフネス特性、耐応力腐食割れ性、Agめっき性、耐ウィスカー性、打抜き加工性及び剪断加工性を有することが分かる。また、打ち抜いたリードフレームのアイランド部にペコの発生はなく、アイランド部及びリード部の平坦性は共に極めて良好であった。
さらに、表面の酸化膜は2〜3nmであり、Agめっき、Snめっき性も極めて良好であった。めっき後のリードフレームにSiチップを実装し、LSIを製造したが、製造工程の加熱によっても強度不足、リードの反り、アイランドのペコなどの問題は発生することなく、歩留り及び生産性良くLSIの生産が可能であった。
【0047】
【発明の効果】
本発明によれば、打抜き加工性、スティフネス特性に優れ、さらに強度、はんだ耐候性、耐応力腐食割れ性、Agめっき性及び耐ウイスカー性にも優れるリードフレーム用銅合金板を安価に供給することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】 耐応力腐食割れ性試験に用いたループ状試験片を示す図である。
Claims (4)
- Ni:0.1%(質量%、以下同じ)以上0.5%未満、Sn:1.0%を超え2.5%未満、Zn:1.0%を超え15%以下、Fe:0.001%以上0.1%以下、Mg:0.0001%以上0.02%以下、P:0.0005%以上0.05%未満とSi:0.0005%以上0.05%未満のいずれか一方又は双方を0.0005%以上0.05%未満、S:0.0005%以上0.003%以下、C:0.0005%以下を含み、さらにO:0.005%以下、かつH:0.0002%以下であり、残部がCu及び不可避的不純物からなり、耐力/引張強さの値が0.9以上であることを特徴とするリードフレーム用銅合金板。
- さらにAg、Ti、Ca、Mn、Be、Al、V、Cr、Co、Zr、Nb、Mo、In、Pb、Hf、Ta、B、Ge、Sb:各0.001〜0.1%の群より選択する1種又は2種以上を総量で0.001%以上0.1%以下含むことを特徴とする請求項1に記載されたリードフレーム用銅合金板。
- 焼鈍して得られる導電率の最大値に対して90%以下の導電率を有することを特徴とする請求項1又は2に記載されたリードフレーム用銅合金板。
- 板の圧延面において、板幅方向に測定した平均結晶粒径が5〜20μmであり、かつ圧延方向に平行な方向に測定した平均結晶粒径が5〜300μmであることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載されたリードフレーム用銅合金板。
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