(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で鉄（Ｆｅ）：０．０９〜０．２０％、リン（Ｐ）：０．０５〜０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：０．０５〜０．２０％、残量の銅（Ｃｕ）及び０．０５質量％以下の不可避不純物からなり、前記不可避不純物は、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｇ及びＺｒからなるグループから選択されるいずれか１種であり、
（ＦｅＭｎ）２Ｐ析出物を含み、前記（ＦｅＭｎ）２Ｐ析出物は炭素抽出レプリカ（ｃａｒｂｏｎ  ｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ  ｒｅｐｌｉｃａ）法で製造された試験片を高分解能の透過電子顕微鏡（ＨＲ−ＴＥＭ）又は電界放出型の透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）で１００，０００倍以上の倍率で測定され、前記（ＦｅＭｎ）２Ｐ析出物は平均粒径が５０ｎｍ以下であり、面密度が１．０×１０１０個／ｃｍ２以上であり、
４７０ＭＰａ以上の引張強度、１４５Ｈｖ以上の硬度、７５％ＩＡＣＳ以上の電気伝導度、及び４００℃以上の耐軟化温度の特性を有する、電気電子部品又は半導体用銅合金。
【請求項２】
前記不可避不純物の含量は０．０１質量％以下である、請求項１に記載の電気電子部品又は半導体用銅合金。
【請求項３】
さらにＮｉ及びＳｎのうちのいずれか１種を０．０００１質量％〜０．０３質量％範囲で含む、請求項１に記載の電気電子部品又は半導体用銅合金。
【請求項４】
前記銅合金は、電界放出型の走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）で結晶方位解釈法により測定した結晶粒径において、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、標準偏差が５μｍ以下である、請求項１に記載の電気電子部品又は半導体用銅合金。
【請求項５】
前記銅合金はシート又は板材の形態である、請求項１に記載の電気電子部品又は半導体用銅合金。
【請求項６】
請求項１ないし請求項３のうちいずれか１つに記載の成分元素を溶解してインゴットを鋳造する段階、
前記得られたインゴットを９００℃以上〜１０００℃以下で１〜４時間均質化熱処理し、加工率８５〜９５％で熱間圧延する段階、
押下率８７〜９８％の範囲で冷間圧延する段階、
４３０〜５２０℃の温度で１〜１０時間析出熱処理する段階、及び
１０〜９０％の押下率で仕上げ圧延する段階を含む、請求項１ないし請求項５のいずれか１つに記載の電気電子部品又は半導体用銅合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高強度及び高電気伝導度の特性を有する電気電子部品及び半導体用銅合金及びその製造方法に関する。具体的には、銅(Ｃｕ)、鉄(Ｆｅ)、リン(Ｐ)及びマンガン(Ｍｎ)を含む銅合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
半導体リードフレーム、電気電子部品用の素材などを始めとした様々な用途の銅合金としてＦｅとＰを含有するＣｕ-Ｆｅ-Ｐ系合金が一般的に使用されている。例えば、質量％でＦｅ：０.０５〜０.１５％、Ｐ：０.０２５〜０.０４％を含有する銅合金(Ｃ１９２１０)やＦｅ：２.１〜２.６％、Ｐ：０.０１５〜０.１５％、Ｚｎ：０.０５〜０.２％を含有する銅合金(Ｃ１９４００)は、銅合金の中でも強度及び電気伝導度に優れるのでリードフレームの材料として広く使用されている。Ｆｅ、Ｐが添加元素として主に使用される理由は、銅基地内に析出相を形成することにより優れる強度と電気伝導度を示すためである。
【０００３】
しかし、銅合金の様々な特性のうち、強度と電気伝導度は互いに相反する反比例特性を有し、強度が増加すると電気伝導度が減少し、電気伝導度が増加すると強度の低下は必然的である。従って、既存のＣ１９２１０銅合金は、引張強度４００ＭＰａ、電気伝導度８０％ＩＡＣＳ水準であり、強度特性は低いが電気伝導度特性が良好であるので、高い電気伝導度が求められる製品に使用され、既存のＣ１９４００銅合金は、引張強度５００ＭＰａ、電気伝導度６０％ＩＡＣＳ水準であり、電気伝導度特性は低いが強度特性が良好であるので、高い強度が求められる製品に使用されている。
【０００４】
最近、電気電子部品の軽薄短小化によって素材の特性がさらに重要となっている。電子機器、車両などに使用される半導体デバイスの大容量、小型化及び高集積化の傾向によって、半導体が使用されるリードフレームの小型化及び薄板化が進行されている。従って、現在の銅合金は従来の銅合金より高い強度、高い電気伝導度及び優れた加工性などを同時に満たす必要があり、電子部品の厚さが薄くなるに従って、該当用途の銅合金の特性は引張強度４７０ＭＰａ以上及び電気伝導度７５％ＩＡＣＳ以上を同時に満たすことが求められている。従って、産業系の要求を満たすために、互いに相反する特性である強度と電気伝導度を同時に向上させる努力が進行中である。
【０００５】
銅合金の強度を高めるために、ＦｅとＰの含量を増やすか、又はＳｎ、Ｍｇ、Ｎｉなどの第３元素を添加することもあるが、これらの元素量を増加させると、強度は増加するが電気伝導度が低下する。これにより、添加元素の代わりに結晶粒を微細化するかまたは晶析出物のサイズ及び分布を制御することにより特性を向上させようとする努力があった。しかし、この場合にも表面欠陥の発生、信頼性の低下、不均一な微細組織などのような様々な問題が発生した。従って、銅合金の強度と電気伝導度を同時に改善させることが容易ではなく、重要な研究課題であった。
【０００６】
また、銅合金材が適用される分野において、熱を与える工程が含まれるので、銅合金は熱に耐える特性が必要であるが、これを耐軟化性といい、耐軟化温度により評価できる。耐軟化温度とは、製造された銅合金板材を１分間熱処理した後に変化する硬度値を測定した時、初期（熱処理前）硬度値の８０％を示す熱処理温度を意味する。耐軟化温度は該当素材が熱に耐える特性を示す指標として活用され、上述したように最終の完製品の信頼性に連結される。既存の半導体パッケージ又は電子部品では３８０℃水準の耐軟化度性であると、製品の製造及び最終製品の信頼性に問題がなかった。しかし、最近の半導体パッケージ、電子部品などに適用される銅合金は製品加工時に半田付け（ｓｏｌｄｅｒｉｎｇ）又はワイヤボンディング（ｗｉｒｅ  ｂｏｎｄｉｎｇ）などの熱を与える工程が追加されるなど、製品加工時により良好な耐軟化性が求められるので、耐軟化温度４００℃以上水準の耐軟化性の向上が必要である。
【０００７】
現在、リードフレーム用の銅合金素材で求められる強度と電気伝導度を得るための様々な特許が出願されている。
【０００８】
韓国公開特許公報第１０−２００８−００１９２７４号（特許文献１）には、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金にＭｇを添加して強度を向上させることが開示されている。しかし、Ｍｇの添加時に電気伝導度は必然的に低下するしかない。既存のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ合金系にＭｇを添加する時、引張強度は最大４５０ＭＰａ、電気伝導度は７０％ＩＡＣＳ水準であり、最近のリードフレームの要求特性(引張強度４７０ＭＰａ以上、電気伝導度７５％ＩＡＣＳ以上)に及ばない。この理由は、Ｍｇ−Ｐ系の粗大晶出物で説明される。Ｍｇの添加時、鋳造の開始から熱間圧延の終了まで必然的に生成されるＭｇ−Ｐ系の粗大晶出物及び欠陥の生成によって、強度及び電気伝導度特性の低下が必然的である。
【０００９】
次に、韓国公開特許公報第１０−２００５−００７６７６７号（特許文献２）には、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ合金の析出物粒径を制御して強度を向上させることが記載されている。しかし、この発明は析出物の粒径を微細に制御するために２回以上の冷間圧延とアニーリング工程を実施するので、様々な変数が存在し、産業現場において実際に製造することが難しい実情である。また、この特許文献では析出物の体積分率を１％以上３００個／μｍ２と記載しているが、体積分率は粗大な粒子を含む数値であるという問題がある。
【００１０】
なお、韓国公開特許公報第１０−２０１３−０１３６１８３号（特許文献３）には、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金にＭｎを添加して強度を向上させることが記載されているが、実際の産業現場で求める強度と電気伝導度特性に及ばない。また、この特許文献の請求請求の範囲の請求項４に析出物粒径を１０〜３０μｍサイズに制御することが記載されているが、実際には１０〜３０μｍサイズが大きすぎて析出物ではなく、鋳造欠陥又は異物質であり、強度及び電気伝導度を向上させる効果を奏しない。これに関連して、一般的に銅合金内に１０〜３０μｍサイズの粒子が存在すると、特性低下だけではなく、表面品質の低下によって半導体パッケージ工程が不可能である。また、この特許文献に開示されている析出物がどの種類の析出物であるかを規定できる分析結果や根拠がなく、図３のＳＥＭ分析結果では析出物ではない単純な結晶粒系のみが観察されて技術的根拠にならない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】韓国公開特許公報第１０−２００８−００１９２７４号
【特許文献２】韓国公開特許公報第１０−２００５−００７６７６７号
【特許文献３】韓国公開特許公報第１０−２０１３−０１３６１８３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、上記問題を解決するためのものであって、従来の技術では満たさない最近産業系における要求特性を満たす水準の強度及び電気伝導度を有し、耐軟化性に優れた電気電子部品及び半導体用銅合金及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明による電気電子部品又は半導体用銅合金は、質量％で鉄（Ｆｅ）：０．０９〜０．２０％、リン（Ｐ）：０．０５〜０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：０．０５〜０．２０％を各々含有し、残量の銅（Ｃｕ）及び０．０５質量％以下の不可避不純物からなり、不可避不純物は、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｇ及びＺｒからなるグループから選択されるいずれか１種であり、４７０ＭＰａ以上の引張強度と１４５Ｈｖ以上の硬度、７５％ＩＡＣＳ以上の電気伝導度、４００℃以上の耐軟化温度の特性を有する。不可避不純物の含量は、好ましくは０．０１％以下である。銅合金はさらにＮｉ及びＳｎのうちのいずれか１種を０．０００１％〜０．０３％範囲で含むことができる。
【００１４】
銅合金は電界放出型の走査電子顕微鏡(ＦＥ−ＳＥＭ)で結晶方位解釈法により測定した結晶粒径において、平均結晶粒径が２０μｍ以下、標準偏差が５μｍ以下である。
【００１５】
銅合金は(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物を含む。この析出物は、炭素抽出レプリカ(ｃａｒｂｏｎ ｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ ｒｅｐｌｉｃａ)法で製造された試験片を高分解能の透過電子顕微鏡(ＨＲ−ＴＥＭ)又は電界放出型の透過電子顕微鏡(ＦＥ−ＴＥＭ)で１００,０００倍以上の倍率で測定し、(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物は平均粒径が５０ｎｍ以下であり、面密度が１.０×１０１０個／ｃｍ２以上である。
【００１６】
銅合金はシード又は板材の形態であることができる。
【００１７】
本発明による電気電子部品又は半導体用銅合金の製造方法は、上述する成分元素を溶解してインゴットを鋳造する段階、得られたインゴットを９００℃以上〜１０００℃以下で１〜４時間均質化熱処理し、加工率８５〜９５％で熱間圧延する段階、押下率８７〜９８％の範囲で冷間圧延する段階、４３０〜５２０℃の温度で１〜１０時間析出熱処理する段階、及び１０〜９０％の押下率で仕上げ圧延する段階を含む。
【発明の効果】
【００１８】
本発明による銅合金は強度と電気伝導度に優れ、耐軟化性が卓越する。また、本発明による製造工程により銅合金の製造時に工程費用が減少するにも関わらず、得られる銅合金は優れる強度及び電気伝導度を示し、離散トランジスタ（ｄｉｓｃｒｅｔｅ  ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ又はｄｉｓｃｒｅｔｅ  ＴＲ）、半導体リードフレームの以外にも様々な電気電子部品に適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】実施例５により製造された銅合金と既存の銅合金の耐軟化性を示すグラフである。
【図２ａ】実施例１に記載の組成を有する銅合金の製造工程において８７０℃熱間圧延後の微細組織を示すＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図２ｂ】実施例１に記載の組成を有する銅合金の製造工程において９００℃熱間圧延後の微細組織を確認するためのＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図２ｃ】実施例１に記載の組成を有する銅合金の製造工程において９５０℃熱間圧延後の微細組織を確認するためのＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図３】実施例５により製造された銅合金の微細組織を確認するためのＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図４ａ】実施例５に記載の組成を有する銅合金の析出物を確認するために、イオンミリング（ｉｏｎ  ｍｉｌｌｉｎｇ）法で製造された試験片のＦＥ−ＴＥＭ写真である。
【図４ｂ】実施例５に記載の組成を有する銅合金の析出物を確認するために、炭素抽出レプリカ（ｃａｒｂｏｎ  ｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ  ｒｅｐｌｉｃａ）法で製造された試験片のＦＥ−ＴＥＭ写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明は強度と電気伝導度に優れ、耐軟化性が卓越した電気電子部品及び半導体用銅合金及びその製造方法を提供する。この明細書において、成分元素の含量を表示する％は、特に指示しない限り質量％である。
【００２１】
＜本発明による銅合金＞
本発明による銅合金は、質量％で鉄（Ｆｅ）：０．０９〜０．２０％、リン（Ｐ）：０．０５〜０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：０．０５〜０．２０％、残量の銅（Ｃｕ）及び０．０５質量％以下の不可避不純物からなり、不可避不純物はＳｉ、Ｚｎ、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＣＲ、Ｃｏ、Ａｇ及びＺｒからなるグループから選択されるいずれか１種であり、４７０ＭＰａ以上の引張強度と１４５Ｈｖ以上の硬度、７５％ＩＡＣＳ以上の電気伝導度及び４００℃以上の耐軟化温度の特性を有する電気電子部品又は半導体用銅合金である。
【００２２】
以下、本発明による銅合金の成分組成について述べる。この明細書において、元素の含量に対する表示％は、特に言及しない限り質量％である。
【００２３】
[Ｆｅ]
Ｆｅは微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物を形成して、強度や導電率を向上させるために必要な元素である。Ｆｅの含有量は０.０９〜０.２０％の範囲である。０.０９％未満に含有すると、析出物の形成に必要な粒子が不足するので、析出物による結晶粒成長の抑制効果が小さくなる。その結果、平均結晶粒径や平均結晶粒径の標準偏差が大きくなって強度が低下する。従って、これらの効果を有効に発揮させるためには、０.０９％以上の含有が必要である。但し、０.２０％を超えて過剰に含有すると、析出物の粗大化が起こり、平均結晶粒径の標準偏差が大きくなって曲げ加工性が低下し、電気伝導度も低下する。
【００２４】
[Ｐ]
Ｐは脱酸作用の以外に、Ｆｅ、Ｍｎと結合して(ＦｅＭｎ)２Ｐ微細析出物を形成して、銅合金の強度や電気伝導度を向上させる。Ｐの含有量は０.０５〜０.０９％である。Ｐの含有が０.０５％未満の少量であると、微細な析出物の形成が不十分であり、析出物による結晶粒成長の抑制効果が小さくなる。その結果、平均結晶粒径や平均結晶粒径の標準偏差が大きくなって強度が低下する。従って、０.０５％以上の含有が必要である。但し、０.０９％を超えすぎると、粗大な析出粒子が増加することにより平均結晶粒径の標準偏差が大きくなって曲げ加工性が低下する。また、電気伝導度も低下する。
【００２５】
[Ｍｎ]
Ｍｎは通常銅合金の添加時に強度向上に寄与すると報告されているが、強度を増加させるために単純にＭｎを添加した場合、最終に得られる銅合金の電気伝導度が必然的に低下する。本発明による銅合金では、(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物を形成することにより強度の向上と同時に電気伝導度を向上させることができる。本発明の銅合金において、Ｍｎの含有量は０.０５〜０.２０％である。Ｍｎの添加含量が０.０５％未満の少量であると、析出物形成が不足して結晶粒成長の抑制効果が小さくなり、上述したＦｅと同様に強度が低下する。但し、０.２０％を超えると、粗大な晶出物や鋳造欠陥によって強度及び電気伝導度がいずれも低下する。
【００２６】
[不可避不純物]
また、本発明の銅合金はＳｉ、Ｚｎ、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＣＲ、Ｃｏ、Ａｇ及びＺｒからなるグループから選択されたいずれか１種を０.０５％以下の範囲内で含有する。好ましくは、添加量は０.０１％以下である。これらの元素は銅合金の多様な特性を向上させる役割をする元素であり、用途によって選択的に添加することが好ましい。
【００２７】
なお、本発明による銅合金では、一般的に強化効果が優れると広く知られているマグネ
シウム(Ｍｇ)の場合、添加した時に最終に得られる銅合金の強度は多少向上するが、電気伝導度の低下が必然的であり、マグネシウムがリンと反応して鋳造の開始から熱間圧延の終了まで必然的にＭｇ−Ｐ系粗大晶出物及び欠陥を引き起こすので、除外しなければならない。
【００２８】
[Ｎｉ]と[Ｓｎ]
さらに、Ｎｉ及びＳｎのうちのいずれか１種を０.０００１％〜０.０３％含むことができる。ＮｉはＣｕ基地内に固溶されて強度を向上させる効果を有し、耐熱性に効果的な元素である。０.０００１％以下では強度向上の効果を達成できず、０.０３％を超えて添加した場合は、電気伝導度の低下を招来する。
【００２９】
ＳｎはＣｕ基地内に固溶されて強度を向上させる効果を有する固溶強化型の合金元素であって、０.０００１％未満では強度向上の効果が期待されず、０.０３％を超える場合、電気伝導度の低下を招来する。
【００３０】
＜本発明による銅合金の特性＞
一般的に銅合金は強度が増加すると電気伝導度が減少する傾向があるので、２つの特性を制御することが非常に難しい。
【００３１】
本発明による銅合金の強度は、４７０ＭＰａ以上の引張強度及び１４５Ｈｖ以上の硬度の両方を満たすことができる。これは、最近産業系の要求特性が反映された数値であり、反比例特性を示す銅合金の強度と電気伝導度の特性を勘案した時、限界値の特性であると言える。
【００３２】
また、半導体又は電気電子部品に使用される銅合金の電気伝導度は７５％ＩＡＣＳ以上である必要がある。もしその以下の電気伝導度特性を示す場合、電気信号の伝達が円滑ではなく、製品に使用できない。本発明による銅合金の電気伝導度は７５％ＩＡＣＳ以上である。
【００３３】
即ち、本発明による銅合金は、以外にも強度及び電気伝導度の特性が同時に向上した優れた特性を示す。
【００３４】
また本発明による銅合金は、４００℃以上の卓越した耐軟化温度を有する。耐軟化温度についての説明は本発明による銅合金の製造方法で後述する。
【００３５】
＜本発明による銅合金の製造方法＞
本発明による銅合金は、後述する製造方法により製造される。まず上述した組成による成分元素を溶解してインゴットを鋳造する。得られたインゴットを９００〜１０００℃で１〜４時間均質化熱処理した直後、加工率８５〜９５％の熱間圧延を行う。熱間圧延を終了すると同時に水冷して溶質元素を固溶して溶体化処理し、加工率８７〜９８％の冷間圧延を施す。冷間圧延で高い変形エネルギーを蓄積して析出物生成の駆動力を増大させた後、、４３０〜５２０℃で１〜１０時間析出熱処理する。その後、１０〜９０％押下率で仕上げ圧延して製品の最終厚さを決定する。
【００３６】
具体的には、上述した本発明による銅合金の製造方法の各段階について説明する。
【００３７】
まず、上述した成分元素を溶解、鋳造してインゴットを製造する。
【００３８】
次に、得られたインゴットを９００〜１０００℃で１〜４時間の均質化熱処理した直後、加工率８５〜９５％の熱間圧延を行う。均質化熱処理は熱間圧延のための必須工程であ
り、インゴットが冷間加工ではなく、十分に加熱された状態で熱間圧延されて鋳造組織を除去し、新しい再結晶組織を形成するための過程である。熱間圧延段階は、本発明による銅合金の製造方法において最も重要な段階である。熱間圧延条件は合金特性のうち、金属組織に重要な影響を及ぼす因子であり、熱間圧延条件による熱間圧延後の組織が異なり、これにより完製品の特性が変化する。熱間圧延条件には大きく、熱間圧延温度、熱間圧延Ｐａｓｓ数、冷却条件などがあり、各条件によって熱間圧延後に得られる組織が異なる。
【００３９】
本発明による銅合金の特性を達成するためには、熱間圧延の温度は９００〜１０００℃範囲でなければならない。熱間圧延の温度範囲である時、方向性のない等方性の再結晶組織を得ることができる。後述する実施例から確認できるように、熱間圧延温度が９００℃未満では加工組織(圧延組織)が残存する。既存の一般的なリードフレーム用銅合金の場合、最終完製品の特性低下を防止するために、溶体化処理及び析出工程が１回以上追加されるが、これは工程費用の増加及び生産性の減少を招来する。反面、本発明による銅合金の場合、このような追加工程がなく特性を発現できるので、工程費用を節減でき、生産性が向上する。
【００４０】
９００℃〜１０００℃の温度範囲で１〜４時間均質化熱処理のために加熱する時、等方性の再結晶組織を得ると同時に溶体化処理の効果が奏される。１時間未満に加熱する場合、局部的に加工組織が残存して等方性の再結晶組織の特性を完全に示すことができない。また、４時間を超えて加熱する場合は、インゴットが部分的に溶解する問題がある。溶体化処理とは、Ｃｕ基地内に溶解度以上の元素を過飽和固溶して析出の効果を極大化する工程であり、一般的な析出硬化合金では薄板の厚さでさらなる溶体化工程を伴うので、工程費用が増加し、生産性が減少する。しかし、本発明による銅合金は、熱間圧延工程で熱処理により溶体化処理の効果を得ているので、その後、冷間圧延工程で８７〜９８％の強圧延により高い変形エネルギーを素材内に蓄積することができる。素材内部に残留する高い変形エネルギーは、冷間圧延後に析出工程の駆動力になって、析出工程で微細な析出物を均等に分布させることを可能にする。
【００４１】
次に、熱間圧延を終了すると同時に水冷して溶質の元素を固溶して溶体化処理し、加工率８７〜９８％の冷間圧延を行う。冷間圧延で高い変形エネルギーを蓄積して析出物生成の駆動力を増大することができる。
【００４２】
次に、４３０〜５２０℃で１〜１０時間析出熱処理する。本発明による銅合金は析出硬化型の合金であって、析出工程が非常に重要である。本発明による銅合金は、Ｍｎが添加された新しい銅合金を設計したものであるが、単純にＭｎ添加のみでは最適の強度と電気伝導度が伴わないので、析出工程により微細析出物を均等に分散して形成することを具現したものである。既存のＣｕ-Ｆｅ-Ｐ系合金の場合、銅合金内に主にＦｅ２Ｐ析出物が存在し、局部的に粗大なＦｅＰ析出物が存在して特性を低下させる。反面、本発明による銅合金の製造方法においては、上記条件で析出熱処理することにより銅合金内に微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物が分散形成されて、高強度と高電気伝導度特性を全て達成できる。
【００４３】
最後に、１０〜９０％押下率で仕上げ圧延する。加工率１０〜９０％の冷間圧延で仕上げ圧延して目標物性を確保する。この時、好ましい加工率の範囲は３０〜７０％でり、この範囲で発明合金の加工量に対する強度増大量の効率性が最も高い。
【００４４】
さらに、上記方法において、析出熱処理後及び最終仕上げ圧延前に必要によって加工率３０〜９０％の冷間圧延後、中間熱処理を行うことができる。加工率３０〜９０％の冷間圧延及び中間熱処理段階は、量産ライン析出熱処理設備の工程や製造条件により発生できる焼着(熱と圧力による部分的接合)や析出熱処理後の表面酸洗い(ｐｉｃｋｌｉｎｇ)によるスクラッチなどの表面品質の問題を解決するためのものであり、必須工程ではない。中
間熱処理は析出熱処理後の製品厚さと仕上げ圧延後の厚さに大きな差が発生して目標物性(強度、電気伝導度)の範囲から外れるか、目標特性の確保が難しい場合に適用可能である。この時、中間熱処理は強度減少を目的とし、電気伝導度の減少は最小化しなければならないので、電気伝導度が０.１〜３％ＩＡＣＳ範囲内で減少するように熱処理することが重要である。０.１％ＩＡＣＳ未満に電気伝導率が減少する場合は、熱処理の効果がなく、３％ＩＡＣＳを超えて電気伝導度が減少する場合には、熱処理の効果は大きいが、電気伝導度及び強度の減少により開発合金の目標特性から外れる可能性がある。
【００４５】
本発明による銅合金の製造工程において、熱間圧延及び析出熱処理工程は最後に得られる銅合金特性に重要な影響を及ぼし、本発明による銅合金内の微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の分布のためには、熱間圧延から析出工程までの段階で順に製造工程の精密な制御が必要である。銅合金内に生成された微細析出物を確認するためには、ＦＥ−ＳＥＭ及びＦＥ−ＴＥＭ観測が必須である。
【００４６】
本発明による銅合金の製造方法により製造された銅合金は、微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物を含み、ＦＥ−ＴＥＭを用いた結晶方位解釈法で１００,０００倍以上の倍率で微細組織を観察した時、(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下であり、面密度は１.０×１０１０個／ｃｍ２以上である。
【００４７】
析出物の観察のために、従来には一般的なイオンミリング法のＴＥＭ試験片を製造したが、この試験片では数〜数十ｎｍサイズの微細析出物を観察することが不可能である。たとえ微細析出物粒子の観察を試みても、イオンミリング法で製造されたＴＥＭ試験片では不純物又は異物質と析出物との区別が難しく、析出物の結晶構造及び組成などを確認することができない。反面、炭素抽出レプリカ法で製造した試験片をＴＥＭ分析して本発明による銅合金の微細析出物を観察することができる。
【００４８】
本発明による銅合金内には微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物が粒界、粒内に均等に分布しており、(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の平均粒径は５０ｎｍ以下である。もし析出物の平均粒径が５０ｎｍを超える場合、電気伝導度の低下が必然的であり、また半導体工程において信頼性不足の問題を引き起こすことができる。析出物の平均粒径は、例えば、電界放射型の透過電子顕微鏡(ＦＥ−ＴＥＭ)の結晶方位解釈法により１００,０００倍以上の倍率で観察することにより測定できる。これに関連して、後述する実施例において、本発明による銅合金のＦＥ−ＴＥＭ分析結果を図４ａ及び図４ｂに示す。
【００４９】
また図４ａ及び図４ｂに示したようなＦＥ−ＴＥＭの結果に基づいて面密度を測定することができる。面密度は一定の面積範囲内に存在する析出物の数であり析出物の分散を計る尺度である。過去には析出物の分散を計るために体積分率が使用されたが、体積分率は一定範囲内の析出物が占める比率を示すものであるので、非常に大きい粗大粒子が生成された場合には誤差範囲が相当に大きい。反面、面密度の概念を使用する場合は、粗大粒子の存在が面密度数値に影響を及ぼさず、より正確な析出物の分散程度を確認できる。本発明による銅合金の面密度は１.０×１０１０個／ｃｍ２以上である。本発明による銅合金の(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の平均粒径は５０ｎｍ以下であり、非常に微細であるので、発明合金の特性を示すためには、多量の析出物形成が必要であり、析出物の数、即ち、面密度が１.０×１０１０個／ｃｍ２以下である場合は、十分な強度を示すことができない。
【００５０】
本発明による銅合金の耐軟化温度は４００℃以上である。電気電子部品及び半導体の用途において十分な耐軟化性を示すためには、耐軟化温度が少なくとも４００℃以上でなければならない。本発明は銅合金の強度向上のための手段として結晶粒の微細化法ではなく析出強化を実施したので耐軟化性が優れる。もし結晶粒の微細化のために強ひずみ加工を行う場合、高い内部応力により軟化不良が発生することができる。軟化不良とは、素材の加工及び半導体パッケージング時に熱によって素材の硬度が軟化して製品不良を引き起こすことである。
【００５１】
本発明による電気電子部品又は半導体用銅合金は、シート又は板材の形態で製造できる。シート又は板材の形態は半導体又はＩＣリードフレーム又はコネクタ及び端子への適用に適合する。
【００５２】
本発明による銅合金は、上述したように、銅合金の組成を配合し製造工程を正確に制御して、既存の製品より優れた強度及び電気伝導度を同時に有し、また耐軟化性が優れて従来広く使用されている半導体リードフレーム、端子、コネクタ、スイッチ、リレーなどの電気電子部品だけではなく、最近需要が増加している自動車電力制御の半導体である離散トランジスタに特に適合する。
【実施例】
【００５３】
＜実施例１〜実施例１６＞
実施例１ないし１６の試験片を表１に示した組成により製造する。試験片の製造方法については後述する。
【００５４】
表１に示す組成で各々１ｋｇ基準に銅を含む合金元素を配合して高周波溶解炉で溶解し、厚さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１６０〜１８０ｍｍのインゴットを鋳造する。製造されたインゴットは、急速冷却及び収縮孔などの不良部を除去するために、下端と上端を各々２０ｍｍずつ切断した後、中間部分のインゴットを用いて９００℃のボックス炉(ｂｏｘ ｆｕｒｎａｃｅ)で２時間均質化熱処理を実施して、加工率９０％の熱間圧延を進行し、熱間圧延が終了すると同時に溶質元素の析出を阻止するために水冷して溶体化処理した。析出工程の前に加工率９０％の冷間圧延で高い変形エネルギーを蓄積して析出物生成の駆動力を増大させた後、４５０℃で３時間析出熱処理を施し、加工率５０％の冷間圧延で仕上げた。最後に仕上げ圧延された銅合金を０.３ｔ×３０ｗ×２００Ｌのサイズの試験片に製造して次の試験に使用した。実施例１ないし実施例１６により製造された銅合金の試験片の試験例に開示された特性分析結果を表２に示す。
【００５５】
＜比較例１〜比較例１６＞
比較例１ないし比較例１６の試験片は、表１に示した組成で実施例１ないし実施例１６と同じ条件の製造工程で製造する。比較例１ないし比較例１６により製造された銅合金試験片の特性分析の結果も表２に示す。
【００５６】
【表１】
0006837541.tif 000002
【００５７】
実施例１ないし実施例１４は、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｐの組成範囲の臨界的意義を評価するための実施例であり、表１に示した。実施例１４ないし実施例１６は、Ｎｉ、Ｓｎ添加元素の効果を確認するための実施例である。比較例１の成分はリードフレーム用として広く使用されているＣ１９２１０合金と同じ成分の組成である。また、比較例８ないし比較例１３は既存のＣ１９２１０合金にＭｎを添加したものである。
【００５８】
＜試験例＞
以下、実施例及び比較例により製造された銅合金の試験片の特性分析方法について説明する。
【００５９】
引張強度はＺＷＩＣＫ ＲＯＥＬＬ社のＺ１００満能試験機を使用して測定し、硬度はＩＮＳＴＲＯＮ社のＴＵＫＯＮ２５００ビッカース硬度器を使用して１ｋｇ荷重で測定し、電気伝導率はＦＯＥＲＳＴＥＲ社のＳＩＧＭＡＴＥＳＴを用いて測定した。
【００６０】
耐軟化温度の分析時、熱処理はＴＨＥＲＭＯ  ＳＣＩＥＮＴＩＦＩＣ社のＴｈｅｒｍｏｌｙｎｅ５．８Ｌ  Ｄ１ベンチトップマッフル炉（Ｂｅｎｃｈｔｏｐ  Ｍｕｆｆｌｅ  Ｆｕｒｎａｃｅ）を使用して実施した。具体的には、耐軟化温度の算出は、試験片を３００／３５０／４００／４５０／５００／５５０／６００／６５０／７００℃の温度で各々１分間ずつ熱処理した後に硬度値を測定して、硬度（Ｙ軸）−温度（Ｘ軸）の折れ線グラフで作図した後、初期硬度値の８０％地点と交差する温度値を導出して示した。その結果は、図１に実施例５の発明合金を例示として既存のＣ１９４００及びＣ１９２１０合金と比較して示した。
【００６１】
試験片の微細組織の平均結晶粒径の測定はＦＥＩ社のＱｕａｎｔａ６５０ＦＥＧ(ＦＥ−ＳＥＭ)を用いて測定した。平均結晶粒径の測定のために試験片の表面を電解研磨処理した後、ＦＥ−ＳＥＭチャンバーに装入し、チャンバー内の真空度を１×１０−５ｔｏｒｒ以下に維持した後、イオンビームを照射して結晶方位解釈法で観察した。図３に実施例５の発明合金微細組織の観察結果を示す。
【００６２】
析出物の平均粒径及び面密度測定のために、ＪＥＯＬ社のＪＥＭ−２１００Ｆ(ＦＥ−ＴＥＭ)を用いた。ＦＥ−ＴＥＭ観察のために２つの方法で分析を行った。第一に、一般的な試験片製造法であるイオンミリング(ｉｏｎ ｍｉｌｌｉｎｇ)法を用いてＦＥ−ＴＥＭ分析した結果を図４ａに示す。図４ａから分かるように、微細析出物の確認及び分析が不可能であった。従って、イオンミリング法では確認が不可能な微細析出物の分析のために、炭素抽出レプリカ(ｃａｒｂｏｎ ｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ ｒｅｐｌｉｃａ)法により製造した試験片をＦＥ−ＴＥＭで分析した結果を図４ｂに示した。
【００６３】
上述した特性分析方法により測定した結果を以下の表２に示す。
【００６４】
【表２】
0006837541.tif 000003
【００６５】
表２において、実施例４と比較例８とを対比すると、実施例４は比較例８の成分にＰ含量を増大させたものであり、微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の形成に十分な量のＰを提供することにより強度が向上しながら電気伝導度まで向上する結果を確認できる。また、実施例５の結果を確認すると、強度特性と電気伝導度特性の両方が同時に良好に具現されることを確認できる。
【００６６】
なお、比較例１ないし比較例１６は、製造工程の最適化により析出物制御を実施しても
、現在産業系の要求特性の１つである強度基準を満たさない。これは本発明の合金の最適の成分組成から外れて微細な(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の形成が不可能であることによる。
【００６７】
比較例のうち、比較例８ないし比較例１３は、既存のＣ１９２１０合金に単純にＭｎを添加するだけで効果があるか否かを確認するための実験である。比較例８ないし比較例１３の結果から、単純にＭｎを添加するだけでは要求特性を満たさないことが確認できる。これは単純Ｍｎの添加のみでは(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物が形成されず、ＭｎがＣｕ基地内に固溶されて却って電気伝導度を減少させる結果を招来し、これは結局、(ＦｅＭｎ)２Ｐ析出物の形成に必要なＰ含量の不足による結果である。特に、単純添加元素の固溶強化のみでは強度は多少向上するが、電気伝導度が急に減少する傾向を確認できる。
【００６８】
上述した特性分析の結果を要約すると、本発明合金の特性を示す実施例１ないし実施例１６と同じ製造法と分析法を合わせても、既存のＣ１９２１０の組成では向上した合金特性を示すことができないことが確認できる。
【００６９】
なお、熱間圧延の温度条件による特性評価のために、実施例１の組成による銅合金の試験片を、以下の表３に示したように熱間圧延の温度条件を変更しながら各々製造して、それらの物性を評価した。
【００７０】
【表３】
0006837541.tif 000004
【００７１】
表３から分かるように、熱間圧延の温度が９００℃未満である場合は、本発明による銅合金の特性を示すことができない。表３の結果を図２ａないし図２ｃに示す。図２ａは一般的なリードフレーム用銅合金の熱間圧延条件である８７０℃で熱間圧延したものであり、熱間圧延後の組織を観察すると、加工組織(圧延組織)が残存して後工程に影響を及ぼし、これにより最終完製品の特性低下が起こることを確認できる。図２ｂ及び図２ｃの場合、熱間圧延温度が９００℃以上であるので、熱間圧延後に等方性再結晶の組織が形成されて本発明合金の特性を具現できる。
【００７２】
なお、本発明による銅合金の平均結晶粒径及び微細組織を確認するために、実施例５により製造した銅合金の試験片をＦＥ−ＳＥＭで観察した写真を図３に示す。図３の写真によると、実施例５による試験片内の平均結晶粒径は２０μｍ以下であり、標準偏差は５μｍ以下である。かかる結果は、本発明による銅合金が電気電子部品及び半導体用として使用される時、表面欠陥の問題なしに使用可能な良好な水準の微細組織を有することを確認できる。
【００７３】
実施例５の銅合金試験片をＦＥ−ＴＥＭで分析した結果を図４ａ及び４ｂに示す。
【００７４】
図４ａは実施例５に記載の組成を有する銅合金内の析出物確認のために一般的に使用されるイオンミリング法により製造された試験片のＦＥ−ＴＥＭ写真であり、析出物の存在及び分散有無は観察が不明であるので正確な分析ができない。かかる問題を解決するために、新しい分析法を適用する必要がある。
【００７５】
図４ｂは既存のイオンミリング法の限界を克服するために、実施例５に記載の組成を有する銅合金内の析出物確認のために炭素抽出レプリカ法で製造した試験片のＦＥ−ＴＥＭ写真である。炭素抽出レプリカ法で製造した試験片の観察時、微細析出物の形状、サイズ、組成、面密度などの分析を正確に行うことができる。図４ａでは析出物の存在程度のみが確認できるが、図４ｂからは既存のＣｕ−Ｆｅ−Ｐ系合金では見られない(ＦｅＭｎ)２Ｐ系析出物が均等に形成されており、析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下、析出物の面密度が１.０×１０１０(個／ｃｍ２)以上であることを確認できる。
【図１】
0006837541.tif 000005
【図２ａ】
0006837541.tif 000006
【図２ｂ】
0006837541.tif 000007
【図２ｃ】
0006837541.tif 000008
【図３】
0006837541.tif 000009
【図４ａ】
0006837541.tif 000010
【図４ｂ】
0006837541.tif 000011