JP4157899B2 - 曲げ加工性に優れた高強度銅合金板 - Google Patents

Description

本発明は、高強度および優れた曲げ加工性を備えた銅合金に関し、例えば、半導体装置用リードフレーム等の半導体部品、プリント配線板等の電気・電子部品材料、開閉器部品、ブスバー、端子・コネクタ等の機構部品などに用いられる銅合金の素材板条として好適な銅合金板に関する。

半導体リードフレーム用などを始めとする上記各種用途の銅合金としては、従来よりＦｅとＰとを含有する、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金（Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金とも言う）が汎用されている。これらＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金としては、例えば、Ｆｅ：０．０５〜０．１５％、Ｐ：０．０２５〜０．０４０％を含有する銅合金（Ｃ１９２１０合金）や、Ｆｅ：２．１〜２．６％、Ｐ：０．０１５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．２０％を含有する銅合金（ＣＤＡ１９４合金）が例示される。これらのＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金は、銅母相中にＦｅ又はＦｅ−Ｐ等の金属間化合物を析出させると、銅合金の中でも、強度、導電性および熱伝導性に優れていることから、国際標準合金として汎用されている。

近年、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系の銅合金の用途拡大や、電気、電子機器の軽量化、薄肉化、小型化などに伴い、これら銅合金にも、一段と高い強度や、電導性、優れた曲げ加工性が求められている。このような曲げ加工性としては、密着曲げあるいはノッチング後の９０°曲げなどの厳しい曲げ加工ができる特性が要求される。

これに対して、従来から、結晶粒を微細化したり、晶・析出物の分散状態を制御することによって、曲げ加工性をある程度向上できることは知られている（特許文献１、２参照）。

また、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金において、曲げ加工性などの諸特性を向上させるために、集合組織を制御することも提案されている。より具体的には、銅合金板の、（２００）面のＸ線回折強度Ｉ（２００）と、（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、Ｉ（２００）／Ｉ（２２０）が０．５以上１０以下であることか、または、Ｃｕｂｅ方位の方位密度：Ｄ（Ｃｕｂｅ方位）が１以上５０以下であること、あるいは、Ｃｕｂｅ方位の方位密度：Ｄ（Ｃｕｂｅ方位）とＳ方位の方位密度：Ｄ（Ｓ方位）との比：Ｄ（Ｃｕｂｅ方位）／Ｄ（Ｓ方位）が０．１以上５以下であることが提案されている（特許文献３参照）。

更に、銅合金板の、（２００）面のＸ線回折強度Ｉ（２００）と（３１１）面のＸ線回折強度Ｉ（３１１）との和と、（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ（２２０）との比、〔Ｉ（２００）＋Ｉ（３１１）〕／Ｉ（２２０）が０．４以上であることが提案されている（特許文献４参照）。
特開平６−２３５０３５号公報 特開２００１−２７９３４７号公報 特開２００２−３３９０２８号公報 特開２０００−３２８１５７号公報

これまでの銅合金高強度化の手段である、ＳｎやＭｇの固溶強化元素の添加や、冷間圧延の加工率増加による強加工による加工硬化量増大では、必然的に曲げ加工性の劣化を伴い、必要な強度と曲げ加工性を両立させることは困難である。しかしながら、近年の電気、電子部品の前記軽薄短小化に対応できるような、引張強度５００ＭＰａ以上の高強度Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金を得るためには、このような冷間圧延の強加工による加工硬化量の増大が必須となる。

このような高強度Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金に対しては、上記特許文献１、２などの結晶粒微細化や、晶・析出物の分散状態制御などの組織制御手段、更には、上記特許文献３、４などの集合組織の制御手段だけでは、前記密着曲げあるいはノッチング後の９０°曲げなどの厳しい曲げ加工に対し、曲げ加工性を十分に向上させることができない。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、高強度および優れた曲げ加工性を兼備したＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板を提供することである。

この目的を達成するために、本発明の曲げ加工性に優れた高強度銅合金板の要旨は、質量％で、Ｆｅ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０１〜０．１５％を各々含有し、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板であって、引張強度が５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上であり、銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３以上であることとする。

本発明銅合金板は、高強度を達成するために、更に、質量％で０．００５〜５．０％のＳｎを、あるいは、はんだ及びＳｎめっきの耐熱剥離性改善のために、更に、質量％で０．００５〜３．０％のＺｎを、各々含有しても良い。

本発明銅合金板は、更に、質量％で、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａのうち１種又は２種以上を合計で０．０００１〜１．０％含有しても良い。

本発明銅合金板は、更に、質量％で、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｕ、Ｐｔのうち１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％含有しても良い。

本発明銅合金板は、更に、質量％で、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａのうち１種又は２種以上を合計で０．０００１〜１．０％と、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｕ、Ｐｔのうち１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％とを各々含有するとともに、これら含有する元素の合計含有量を１．０％以下として、含有しても良い。

本発明銅合金板は、更に、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、ミッシュメタルの含有量を、これらの元素全体の合計で０．１質量％以下とすることが好ましい。

本発明の銅合金板は、様々な電気電子部品用に適用可能であるが、特に、半導体部品である半導体リードフレーム用途に使用されることが好ましい。

本発明は、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値を上記０．３以上の一定値以上として、引張強度が５００ＭＰａ以上の高強度銅合金板であっても、曲げ加工性を向上させる。

ここで、銅以外の、鋼板やアルミニウム合金板の分野において、ｒ値を向上させて、高強度な鋼板やアルミニウム合金板であっても、曲げ加工性を向上させることは公知である。しかし、銅合金、特にＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板では、ｒ値に着目して、曲げ加工性を向上させることは必ずしも公知ではなかった。

この理由は、前記した従来技術のように、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板分野では、曲げ加工性向上のために、結晶粒微細化や、晶・析出物の分散状態制御、そして、集合組織の制御など銅合金板の結晶方位分布密度の制御などが主流であったためと推考される。また、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板においては、曲げ加工性向上のためには、ｒ値以外の要素の影響が大きく、ｒ値は曲げ加工性向上にあまり効かない、との常識があったためとも推考される。

前記した通り、他のコルソン合金などと違い、固溶強化元素の含有量に大きな限界があるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板では、高強度化は、必然的に、冷間圧延の加工率増加による強加工による加工硬化量増大にて行わざるを得ない。

この冷間圧延の強加工では、当然、結晶粒径が圧延方向に大きく（長く）伸長した結晶方位の大きな異方性を有するようになる。このため、特に、圧延方向に対して平行方向の曲げ加工性が著しく低下することが知られている。したがって、この曲げ加工性を向上させるために、当然、曲げ加工性低下の大きな原因となっている上記結晶方位の大きな異方性、即ち、銅合金板の結晶方位分布密度を制御することが、当業者の間で大きな関心事となる。

しかしながら、このような銅合金板の結晶方位分布密度制御は、所望の曲げ加工性を得るために、各結晶方位を所望の分布密度に制御すること、即ち、実際に製造することが非常に難しい。

これに対して、本発明では、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板のｒ値を向上させて、高強度銅合金板であっても曲げ加工性を向上させる。ｒ値は、塑性ひずみ比とも呼ばれ、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板などの材料の引張試験における、材料の板幅と板厚の減少の割合を示している。材料の板幅の減少に対する板厚の減少の割合が小さいとｒ値は大きくなる。この点、曲げ加工性の方も、材料の板幅の減少に対する板厚の減少の割合が小さいほど良くなるので、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板などの材料としては、ｒ値が大きいほど、破断しにくく、曲げ加工性が向上することとなる。

このような曲げ加工性とｒ値との相関乃至帰結は、他方で、ｒ値が公知のように塑性異方性を表す指標であって、上記結晶方位分布密度と密接な関係を有することからも裏付けられる。

ただ、このように、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板において、曲げ加工性とｒ値との相関が例えあったとしても、前記した通り、ｒ値に曲げ加工性を実際に向上させるだけの効果があるか否かは、全く別の問題となる。また、このｒ値を、曲げ加工性を向上させるだけ、向上させることができるか否かも、全く別の問題となる。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板において、ｒ値を向上させて、曲げ加工性を向上させることは、実際にやってみないと分からない課題である。

この点、本発明では、後述する通り、冷間圧延後の低温焼鈍を連続焼鈍にて行い、この際に適切な張力を通板中の板に加えるという特別な方法（手段）などによって、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値を上記０．３以上の一定値以上とする。そして、引張強度が５００ＭＰａ以上の高強度銅合金板であっても、曲げ加工性を向上させる。

（ｒ値）
本発明では、上記した通り、引張強度が５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の曲げ加工性を向上させるために、銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値を０．３以上とする。

上記した通り、冷間圧延の加工率増加による強加工による加工硬化量増大にて高強度化を行うＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板では、結晶粒径が圧延方向に大きく（長く）伸長した結晶方位の大きな異方性を有する。

この結果、冷間圧延後のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板では、圧延方向に対して平行方向のｒ値よりも、圧延方向に対して直角方向のｒ値の方が必然的に高くなる。

本発明のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の前記したリードフレーム等の用途では、その曲げ加工は、もっぱら、圧延方向に対して平行方向の曲げ加工、即ちGood Way（曲げ軸が圧延方向に直角）曲げが行われる。

したがって、本発明では、主として、このGood Way曲げを向上させるために、ｒ値が必然的に低くなる、銅合金板の圧延方向に対して平行方向側のｒ値を規定する。言い換えると、前記高強度化ための冷間圧延によって、必然的に低くなる側のｒ値（銅合金板の圧延方向に対して平行方向）を高くしてやれば、同じく必然的に高くなる側のｒ値（圧延方向に対して直角方向）は、より高くなる。

例えば、銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値を０．３以上としてやれば、圧延方向に対して直角方向のｒ値は概ね０．４以上と必然的に高くなる。

（ｒ値測定）
銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値は、圧延方向に対して平行となる方向が、試験片の長手方向となるようにＪＩＳ５号試験片を作成して引張試験を行う。引張試験は、再現性のために、ＪＩＳ５号試験片を引張試験機に固定してから、伸び計を取り付け、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で行う。

ｒ値は、塑性ひずみ比として、０点から０．５％ひずみ間における材料の板幅と板厚の減少の割合から求めるために、縦方向弾性ゲージ値Ｌ（初期値Ｌ₀ ）と、横方向弾性ゲージ値Ｗ（初期値Ｗ₀ ）などを用いて、次式にて算出する。
ｒ値＝Ｉｎ（Ｗ／Ｗ₀ ）／［Ｉｎ（Ｌ／Ｌ₀ ）−Ｉｎ（Ｗ／Ｗ₀ ）］

（銅合金板の成分組成）
本発明では、半導体リードフレーム用などとして、引張強度が５００ＭＰａ以上の高強度や、硬さが１５０Ｈｖ以上などの基本特性を有する必要がある。そして、これらの基本特性を満足した上で、あるいは、これらの基本特性を低下させないことを前提に、メッキの異常析出を防止する優れためっき性を有する。このために、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板として、質量％で、Ｆｅの含有量が０．０１〜０．５０％の範囲、Ｐの含有量が０．０１〜０．１５％の範囲とした、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる基本組成とする。

この基本組成に対し、後述するＺｎ、Ｓｎなどの元素を、更に選択的に含有させても良い。また、記載する以外の元素（不純物元素）も、本発明の特性を阻害しない範囲での含有を許容する。なお、これら合金元素や不純物元素の含有量の表示％は全て質量％の意味である。

（Ｆｅ）
Ｆｅは、Ｆｅ又はＦｅ基金属間化合物として析出し、銅合金の強度や耐熱性を向上させる主要元素である。Ｆｅの含有量が少なすぎると、強度向上への寄与が不足し、導電率の向上は満たされるものの、最終冷間圧延を強加工側で行っても、強度が不足する。一方、Ｆｅの含有量が多すぎると導電率が低下する。さらに、晶出物量が増えて破断の起点となるため、強度や耐熱性も却って低下し、強度の割には曲げ加工性が低くなる。したがって、Ｆｅの含有量は０．０１〜０．５０％、好ましくは０．１５〜０．３５％の範囲とする。

（Ｐ）
Ｐは、脱酸作用がある他、Ｆｅと化合物を形成して、銅合金の高強度化させる主要元素である。Ｐ含有量が少なすぎると、化合物の析出が不十分であるため、強度向上への寄与が不足し、導電率の向上は満たされるものの、最終冷間圧延を強加工側で行っても、強度が不足する。一方、Ｐ含有量が多すぎると、導電性が低下するだけでなく、熱間加工性が低下し、割れが生じやすくなる。したがって、Ｐの含有量は０．０１〜０．１５％、好ましくは０．０５〜０．１２％の範囲とする。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、リードフレームなどに必要な、銅合金のはんだ及びＳｎめっきの耐熱剥離性を改善し、これらの効果が必要な場合の選択的な添加元素である。Ｚｎの含有量が０．００５％未満の場合は所望の効果が得られない。一方、３．０％を超えるとはんだ濡れ性が低下するだけでなく、導電率の低下も大きくなる。したがって、選択的に含有させる場合のＺｎの含有量は、用途に要求される導電率とはんだ及びＳｎめっきの耐熱剥離性とのバランスに応じて（バランスを考慮して）、０．００５〜３．０％の範囲から選択的に含有させることとする。

（Ｓｎ）
Ｓｎは、銅合金の強度向上に寄与し、これらの効果が必要な場合の選択的な添加元素である。Ｓｎの含有量が０．００１％未満の場合は高強度化に寄与しない。一方、Ｓｎの含有量が多くなると、その効果が飽和し、逆に、導電率の低下を招く。したがって、選択的に含有させる場合のＳｎ含有量は、用途に要求される強度（硬さ）と導電率のバランスに応じて（バランスを考慮して）、０．００１〜５．０％の範囲から選択的に含有させることとする。

（Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａ量）
Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａは、銅合金の熱間加工性の向上に寄与するので、これらの効果が必要な場合に選択的に含有される。Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａの１種又は２種以上の含有量が合計で０．０００１％未満の場合、所望の効果が得られない。一方、その含有量が合計で１．０％を越えると、粗大な晶出物や酸化物が生成して強度や耐熱性を低下させるだけでなく、導電率の低下も激しくなる。従って、これらの元素の含有量は総量で０．０００１〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。

（Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｕ、Ｐｔ量）
これらの成分は銅合金の強度を向上させる効果があるので、これらの効果が必要な場合に選択的に含有される。これらの成分の１種又は２種以上の含有量が合計で０．００１％未満の場合、所望の効果か得られない。一方、その含有量が合計で１．０％を越えると、粗大な晶出物や酸化物が生成して、強度や耐熱性を低下させるだけでなく、導電率の低下も激しく、好ましくない。従って、これらの元素の含有量は合計で０．００１〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。なお、これらの成分を、上記Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａと共に含有する場合、これら含有する元素の合計含有量は１．０％以下とする。

（Ｈｆ、Ｔｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｓｒ、Ｐｄ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｙ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｂ、ミッシュメタル）
これらの成分は不純物元素であり、これらの元素の含有量の合計が０．１％を越えた場合、粗大な晶出物や酸化物が生成して強度や耐熱性を低下させる。従って、これらの元素の含有量は合計で０．１％以下とすることが好ましい。

(製造条件)
次に、銅合金板組織を上記本発明規定の組織とするための、好ましい製造条件について以下に説明する。本発明銅合金板は、上記ｒ値を制御するための、後述する好ましい最終低温連続焼鈍条件を除き、通常の製造工程自体を大きく変えることは不要で、常法と同じ工程で製造できる。

即ち、先ず、上記好ましい成分組成に調整した銅合金溶湯を鋳造する。そして、鋳塊を面削後、加熱または均質化熱処理した後に熱間圧延し、熱延後の板を水冷する。この熱間圧延は通常の条件で良い。

その後、中延べと言われる一次冷間圧延して、焼鈍、洗浄後、更に仕上げ（最終）冷間圧延、低温焼鈍（最終焼鈍、仕上げ焼鈍）して、製品板厚の銅合金板などとする。これら焼鈍と冷間圧延を繰返し行ってもよい。例えば、リードフレーム等の半導体用材料に用いられる銅合金板の場合は、製品板厚が０．１〜０．４ｍｍ程度である。

なお、一次冷間圧延の前に銅合金板の溶体化処理および水冷による焼き入れ処理を行なっても良い。この際、溶体化処理温度は、例えば７５０〜１０００℃の範囲から選択される。

（最終冷間圧延）
最終冷間圧延も常法による。但し、前記した通り、固溶強化元素の含有量に大きな限界があるＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板で、引張強度が５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上である高強度を得るために、それまでの冷間圧延の加工率との関係で、最終冷間圧延の加工率を強加工側に決定する。

なお、最終冷間圧延の１パスあたりの最小圧下率（冷延率）を２０％以上とすることが好ましい。この最終冷間圧延の１パスあたりの最小圧下率が２０％より低いと、板の幅方向に生じる圧縮力が小さいため、板厚ひずみが大きくなり、ｒ値が増加しない。

（最終焼鈍）
最終冷間圧延後の最終低温焼鈍条件は、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値に大きく影響する。この点、本発明では、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値を制御し、上記０．３以上とするために、この低温焼鈍を連続焼鈍にて行い、この際に、０．１〜８ｋｇｆ／ｍｍ² の範囲の適切な張力を通板中の板に加える。これにより、板厚変化の小さい引張圧縮変形が与えられる。その塑性変形によって、板のｒ値が増加する。

この張力が小さすぎ、０．１ｋｇｆ／ｍｍ² 未満では、設備条件や板厚にもよるが、板に負荷する張力が不足し、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３以上とならない。また、張力が大きすぎ、８ｋｇｆ／ｍｍ² を超えた場合には、設備条件や板厚にもよるが、前記０．１〜０．４ｍｍの薄い製品板厚範囲では、通板中の板が破断しやすくなる。

この最終低温連続焼鈍条件は、このｒ値の他、強度、伸びなどの基本特性にも大きく影響する。この点、本発明では、伸びなどの特性を得るために、この連続的な熱処理炉での最終連続焼鈍条件は、１００〜４００℃で０．２分以上３００分以下の低温条件とすることが好ましい。通常のリードフレームに用いられる銅合金板の製造方法では、強度が低下するため、歪み取りのための焼鈍（３５０℃×２０秒程度）を除き、最終冷間圧延後に最終焼鈍はしない。しかし、本発明では、最終焼鈍の低温化によって、この強度低下が抑制される。そして、最終焼鈍を低温で行なうことにより、曲げ加工性などが向上する。

連続焼鈍温度が１００℃よりも低い温度や、焼鈍時間が０．２分未満の時間条件、あるいは、この低温焼鈍をしない条件では、銅合金板の組織・特性は、最終冷延後の状態からほとんど変化しない可能性が高い。逆に、焼鈍温度が４００℃を超える温度や、焼鈍時間が３００分を超える時間で焼鈍を行うと、再結晶が生じ、転位の再配列や回復現象が過度に生じ、析出物も粗大化するため、プレス打ち抜き性や強度が低下する可能性が高い。

また、連続焼鈍における通板速度を１０〜１００ｍ／ｍｉｎの範囲に制御することが好ましい。この通板速度が遅すぎると、材料の回復・再結晶が進行しすぎる。このため、強度、伸びが低下する。但し、連続焼鈍炉における設備的な制約（能力限界）や、板切れの可能性から、この通板速度を１００ｍ／ｍｉｎを超えて速くする必要はない。

これに対して、バッチ式の最終焼鈍では、焼鈍中に張力を板に加えられず、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が向上しない。また、連続焼鈍における通板速度が遅すぎるのと同じ理由で、強度、伸びなどの基本特性が得られない。

以下に本発明の実施例を説明する。表１に示す各化学成分組成のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金薄板を、表２に示す通り、最終低温焼鈍時の板の張力条件だけを種々変えて製造した。そして、これら各銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値と曲げ加工性を評価した。これらの結果を表２に示す。

具体的には、表１に示す各化学成分組成の銅合金をそれぞれコアレス炉にて溶製した後、半連続鋳造法で造塊して、厚さ７０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ５００ｍｍの鋳塊を得た。各鋳塊の表面を面削して加熱後、熱間圧延を行って厚さ１６ｍｍの板とし、６５０℃以上の温度から水中に急冷した。次に、酸化スケールを除去した後、一次冷間圧延（中延べ）を行った。この板を面削後、中間焼鈍を入れながら冷間圧延を行い、次いで４００℃で最終低温焼鈍を行って、リードフレームの薄板化に対応した厚さ０．１５ｍｍの銅合金板を得た。

最終冷間圧延での１パスあたりの最小圧下率および最終低温焼鈍時の板へ負荷された張力を表２に示す。このように、最終冷間圧延での１パスあたりの最小圧下率および最終低温焼鈍時の板の張力条件だけを種々変えて、各銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値を制御した。

なお、表１に示す各銅合金とも、記載元素量を除いた残部組成はＣｕであり、その他の不純物元素として、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、ミッシュメタルの含有量は、これらの元素全体の合計で０．１質量％以下であった。

また、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａのうち１種又は２種以上を含む場合は、合計量を０．０００１〜１．０質量％の範囲とし、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｕ、Ｐｔのうち１種又は２種以上を含む場合は、合計量を０．００１〜１．０質量％の範囲とし、更に、これらの元素全体の合計量も１．０質量％以下とした。

また、各例とも、得た銅合金板から試料を切り出し、引張試験、導電率測定、曲げ試験を行った。これらの結果も表２に示す。

（引張試験）
引張試験は、前記したｒ値測定の条件にて、５８８２型インストロン社製万能試験機により、室温、試験速度１０．０ｍｍ／ｍｉｎ、ＧＬ＝５０ｍｍの条件で、引張強度、０．２％耐力、ｒ値を測定した。

（導電率測定）
銅合金板試料の導電率は、ミーリングにより、幅１０ｍｍ×長さ３００ｍｍの短冊状の試験片を加工し、ダブルブリッジ式抵抗測定装置により電気抵抗を測定して、平均断面積法により算出した。

（曲げ加工性の評価試験）
銅合金板試料の曲げ試験は、日本伸銅協会技術標準に従って行った。板材を幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍに切出し、Good Way（曲げ軸が圧延方向に直角）の曲げを行いながら、曲げ部における割れの有無を５０倍の光学顕微鏡で観察した。そして、割れが生じない最小曲げ半径Ｒと、銅合金板の板厚ｔ（０．１５ｍｍ）との比Ｒ／ｔを求めた。このＲ／ｔが小さい方が曲げ加工性に優れている。ただし、強度が高いほど必然的に曲げ加工性が低下するため、リードフレーム等の半導体用材料に用いられる銅合金板の場合は、硬さが１５０〜２００ＨｖではＲ／ｔが１．５未満、２００Ｈｖ以上では２．０未満であることが求められる。因みに１５０Ｈｖ未満は、本発明の対象外の低硬度（低強度）であるが、１５０Ｈｖ未満ではＲ／ｔが０．５未満であることが求められる。

表１、２から明らかな通り、本発明組成内の銅合金である発明例１〜１３は、引張強さが５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上の高強度である。その上で、発明例１〜１３は、最終連続焼鈍時に好ましい張力を板に負荷しているために、銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３以上である。したがって、発明例１〜１３は、半導体母材としての曲げ加工性に優れる。

これに対して、比較例１４、１５は、最終連続焼鈍時に張力を板に負荷していない。この結果、比較例１４、１５は、本発明組成内の銅合金であり、引張強さが５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上の高強度であるにもかかわらず、銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３未満である。したがって、比較例１４、１５は、半導体母材としての曲げ加工性が劣る。

比較例１６は、Ｆｅの含有量が下限０．０１％を低めに外れ、強度レベルが低く、この点で、銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３以上であるものの、半導体母材として使用できない。

比較例１７は、Ｆｅの含有量が上限５．０％を高めに外れ、強度の割りには、曲げ加工性が劣る。また、発明例の同じ強度レベル例と比較しても、強度の割りには導電率が著しく低いこともあり、半導体母材として使用できない。

比較例１８は、Ｐの含有量が下限０．０１％を低めに外れ、強度レベルが低く、この点で、銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３以上であるものの、半導体母材として使用できない。

比較例１９は、Ｐの含有量が上限０．１５％を高めに外れ、熱間圧延中に割れを生じたため、その時点で試作を中断した。

比較例２０は、最終冷間圧延の１パスあたりの最小圧下率が２０％未満である。このため、本発明組成内の銅合金であるにもかかわらず、銅合金薄板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３未満であり、曲げ加工性が劣る。

以上の結果から、高強度させた上で、曲げ加工性にも優れさせるための、本発明銅合金板の成分組成、ｒ値規定の臨界的な意義や、更には、このｒ値や高強度を得るための好ましい製造条件の意義が裏付けられる。

以上説明したように、本発明によれば、高強度化させた上で、曲げ加工性にも優れ、これら特性を両立（兼備）させたＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板を提供することができる。この結果、信頼性が高い半導体母材を提供できる。したがって、小型化及び軽量化した電気電子部品用として、半導体装置用リードフレーム以外にも、リードフレーム、コネクタ、端子、スイッチ、リレーなどの、高強度化と、曲げ加工性が要求される用途に適用することができる。

Claims (8)

1. 質量％で、Ｆｅ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０１〜０．１５％を各々含有し、残部Ｃｕおよび不可避的不純物からなる銅合金板であって、引張強度が５００ＭＰａ以上、硬さが１５０Ｈｖ以上であり、銅合金板の圧延方向に対して平行方向のｒ値が０．３以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度銅合金板。
2. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｓｎ：０．００５〜５．０％を含有する請求項１に記載の高強度銅合金板。
3. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．００５〜３．０％を含有する請求項１または２に記載の高強度銅合金板。
4. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａのうち１種又は２種以上を合計で０．０００１〜１．０％含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高強度銅合金板。
5. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｕ、Ｐｔのうち１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％含有する請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高強度銅合金板。
6. 前記銅合金板が、更に、質量％で、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａのうち１種又は２種以上を合計で０．０００１〜１．０％と、Ｚｒ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｃｄ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｕ、Ｐｔのうち１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０％とを各々含有するとともに、これら含有する元素の合計含有量を１．０％以下とした請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度銅合金板。
7. 前記銅合金板が、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、ミッシュメタルの含有量を、これらの元素全体の合計で０．１質量％以下とした請求項１乃至６のいずれか１項に記載の高強度銅合金板。
8. 前記銅合金板が半導体リードフレーム用である請求項１乃至７のいずれか１項に記載の高強度銅合金板。