JP2010229532A - リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】従来よりも熱収縮率が小さく且つ材料毎の熱収縮率のばらつきが小さいリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料およびその製造方法を提供する。
【解決手段】４０〜４２質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を溶解し、鋳造し、鍛造し、形削りし、熱間圧延した後、冷間圧延と焼鈍を繰り返して所定の厚さの板材にし、その後、最終冷間圧延前の中間焼鈍として、９５０℃以上、好ましくは１０００℃以上の温度で１２秒以上の焼鈍を行って、平均結晶粒径を９μｍ以上、好ましくは１０μｍにした後、所定の厚さに冷間圧延し、テンションレベラーによる矯正を行い、最後に歪取り焼鈍を行う。
【選択図】図１

Description

本発明は、リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料およびその製造方法に関し、特に、電子機器の集積回路素子などのリードフレームに使用するＦｅ−Ｎｉ系合金材料およびその製造方法に関する。

一般に、電子機器の集積回路素子などに使用するリードフレームは、Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料などの材料を所定の幅にスリット加工した後に打抜き加工することによって製造されている。この打抜き加工において、特にリードフレームのインナーリードの位置精度は、集積回路素子の組立工程のワイヤボンディング作業における位置決めなどに極めて重要である。

そのため、Ｆｅ−Ｎｉ系合金からなる板材を冷間圧延し、所定の幅にスリット加工した後、張力を付加しないで歪取り焼鈍を行うか、張力を５．０ｋｇ／ｍｍ^２以下に抑えて歪取り焼鈍を行うことにより、リードフレーム材料の加熱時の収縮量を低減して、リードフレームの打抜き加工時の加工精度を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。

特開平５−１０９９６０号公報（段落番号０００３−０００４）

しかし、近年、電子機器の小型化に伴って、その集積回路素子が小型化、高密度化されており、そのような集積回路素子などに使用するリードフレームは、さらに厳しい加工性やプレス精度が求められている。

そのため、特許文献１の方法によって製造されたリードフレーム材料でも、打抜き加工におけるインナーリードの位置決め精度が十分ではなくなっており、また、製造されたリードフレーム材料毎の熱収縮率のばらつきが大きいという問題がある。

したがって、本発明は、このような従来の問題点に鑑み、従来よりも熱収縮率が小さく且つ材料毎の熱収縮率のばらつきが小さいリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、冷間圧延によって得られたＦｅ−Ｎｉ系合金の板材を焼鈍して平均結晶粒径を９μｍ以上にした後、冷間圧延することにより、従来よりも熱収縮率が小さく且つ材料毎の熱収縮率のばらつきが小さいリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料を製造することができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明によるリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法は、冷間圧延によって得られたＦｅ−Ｎｉ系合金の板材を焼鈍して平均結晶粒径を９μｍ以上、好ましくは１０μｍ以上にした後、冷間圧延することを特徴とする。このリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法において、焼鈍を９５０℃以上で１２秒以上行うのが好ましく、１０００℃以上で１２秒以上行うのがさらに好ましい。また、Ｆｅ−Ｎｉ系合金が、４０〜４２質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金であるのが好ましい。

また、本発明によるリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料は、４０〜４２質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなる圧延板材であって、平均結晶粒径が９μｍ以上であり、圧延板材の圧延方向の長さＬ_０と、６５０℃において１０分間加熱した後の圧延方向の長さＬ_１をすると、熱収縮率（％）＝（Ｌ_０−Ｌ_１）×１００／Ｌ_０が０．０２５％以下であることを特徴とする。

本発明によれば、従来よりも熱収縮率が小さく且つ材料毎の熱収縮率のばらつきが小さいリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料を製造することができる。

実施例１および比較例１で製造されたＦｅ−Ｎｉ合金板材の平均結晶粒径と熱収縮率との関係を示す図である。 実施例２の試料毎の熱収縮率のばらつきを示す図である。 比較例２の試料毎の熱収縮率のばらつきを示す図である。

本発明によるリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法の実施の形態では、Ｆｅ−Ｎｉ合金、例えば、４０〜４２質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を溶解し、鋳造し、鍛造し、形削りし、熱間圧延した後、冷間圧延と焼鈍を繰り返して所定の厚さの板材にし、その後、最終冷間圧延前の中間焼鈍として、９５０℃以上、好ましくは１０００℃以上の温度で１２秒以上の焼鈍を行って、平均結晶粒径を９μｍ以上、好ましくは１０μｍにした後、所定の厚さに冷間圧延し、テンションレベラーによる矯正を行い、最後に歪取り焼鈍を行う。なお、最後の歪取り焼鈍は、２ｋｇ／ｍｍ^２以下の張力を加えて行うのが好ましい。

従来のリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料は、平均結晶粒径が７〜８μｍ程度であったが、本発明によるＦｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法の実施の形態により製造されたＦｅ−Ｎｉ系合金材料は、従来よりも中間焼鈍における投入熱量を増加することによって、合金を再結晶化させて結晶粒径を大きくして、平均結晶粒径を９μｍ以上、好ましくは１０μｍ以上にすることができるとともに、熱収縮率を小さくし且つ材料毎の熱収縮率のばらつきを小さくすることができる。なお、平均結晶粒径が１４μｍを超えると、ビッカース硬さなどの機械的特性が十分でないおそれがあるので、平均結晶粒径を１４μｍ以下にするのが好ましく、１２μｍ以下にするのがさらに好ましい。

熱収縮に大きな影響を及ぼす加工歪みは、主に結晶粒界に存在すると考えられ、結晶粒径を大きくして単位体積当りの結晶粒界の数を減らすことによって、加工歪みを生じ難くすることができると考えられる。このような中間焼鈍における投入熱量の変更は、焼鈍温度や焼鈍時間の変更によって行うことができ、例えば、連続焼鈍炉を使用する場合には、炉内温度や通板速度（板材が連続焼鈍炉を通過する速度）の変更によって行うことができる。

以下、本発明によるリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料およびその製造方法の実施例について詳細に説明する。

［実施例１］
まず、４０．３質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を溶解し、細長い分銅状の形状に鋳造した後、所謂スラブ（直方体）形状に鍛造し、次いで、形削りを行うことによって、表面の酸化膜除去も兼ねて形を整えた。次いで、約１１８０℃で熱間圧延した後、急冷して、厚さ１２．５ｍｍの板材にした。次いで、冷間圧延により厚さ１．０ｍｍにした後、１０００℃で２分間焼鈍を行い、その後、冷間圧延により厚さ０．１７５ｍｍの板材にした。

次に、最終冷間圧延前の焼鈍として、得られた板材を１０００℃の連続焼鈍炉内を１６秒間通過させて中間焼鈍を行った。この中間焼鈍により、合金を再結晶化させて結晶粒径を制御することができる。次に、中間焼鈍後の厚さ０．１７５ｍｍの板材を厚さ０．１２５ｍｍまで冷間圧延（圧延率２８．６％）した。次に、テンションレベラーにより、冷間圧延後の板材の反りなどの形状不良を整えて平らにした後、得られた板材を６４５℃の連続焼鈍炉内を２５秒間通過させて、１．５ｋｇ／ｍｍ^２の張力を加えて歪取り焼鈍を行った。このようにして、厚さ０．１２５ｍｍの６つの板材の試料１〜６を得た。

なお、試料１〜６の板材の中間焼鈍後の引張強度は５１１〜５２７ＭＰａ、ビッカース硬さＨＶは１３０〜１３８であり、中間焼鈍後の平行断面（圧延面に垂直で且つ圧延方向に平行な断面）における平均結晶粒径をＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法で測定したところ、平均結晶粒径は９．５〜１１μｍであった。また、試料１〜６の板材の冷間圧延後の引張強度は６８５〜６８９ＭＰａ、ビッカース硬さＨＶは２０５〜２１０であった。さらに、試料１〜６の板材の歪取り焼鈍の引張強度は６７４〜６８３ＭＰａ、ビッカース硬さＨＶは２０１〜２０８であり、平行断面における平均結晶粒径は中間焼鈍後と同じ粒径（９．５〜１１μｍ）であった。

また、試料１〜６の板材をそれぞれ圧延方向の長さ１８０ｍｍ、幅５０ｍｍに切り出して試料とし、その試料の圧延方向の長さＬ_０を測定し、その試料を６５０℃において１０分間加熱した後の圧延方向の長さＬ_１を測定し、熱収縮率（％）＝（Ｌ_０−Ｌ_１）×１００／Ｌ_０から、熱収縮率を求めた。その結果、熱収縮率は０．０１６〜０．０２４％であった。

これらの結果を表１に示す。

［比較例１］
まず、４０．３質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を溶解し、細長い分銅状の形状に鋳造した後、所謂スラブ（直方体）形状に鍛造し、次いで、形削りを行うことによって、表面の酸化膜除去も兼ねて形を整えた。次いで、約１１８０℃で熱間圧延した後、急冷して、厚さ１２．５ｍｍの板材にした。次いで、冷間圧延により厚さ１．０ｍｍにした後、１０００℃で２分間焼鈍を行い、その後、冷間圧延により厚さ０．１７５ｍｍの板材にした。

次に、最終冷間圧延前の焼鈍として、得られた板材を１０００℃の連続焼鈍炉内を１１秒間通過させて中間焼鈍を行った。この中間焼鈍により、合金を再結晶化させて結晶粒径を制御することができる。次に、中間焼鈍後の厚さ０．１７５ｍｍの板材を厚さ０．１２５ｍｍまで冷間圧延（圧延率２８．６％）した。次に、テンションレベラーにより、冷間圧延後の板材の反りなどの形状不良を整えて平らにした後、得られた板材を６４５℃の連続焼鈍炉内を２５秒間通過させて、１．５ｋｇ／ｍｍ^２の張力を加えて歪取り焼鈍を行った。このようにして厚さ０．１２５ｍｍの３つの板材の試料１〜３を得た。

なお、試料１〜３の板材の中間焼鈍後の引張強度は５１３〜５１９ＭＰａ、ビッカース硬さＨＶは１３２〜１４２であり、中間焼鈍後の平行断面（圧延面に垂直で且つ圧延方向に平行な断面）における平均結晶粒径をＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法で測定したところ、平均結晶粒径は７．５〜８μｍであった。また、試料１〜３の板材の冷間圧延後の引張強度は６７５〜６９０ＭＰａ、ビッカース硬さＨＶは２０６〜２１０であった。さらに、試料１〜３の板材の歪取り焼鈍の引張強度は６６７〜６８０ＭＰａ、ビッカース硬さＨＶは２００〜２０７であり、平行断面における平均結晶粒径は中間焼鈍後と同じ粒径（７．５〜８μｍ）であった。

また、試料１〜３の板材をそれぞれ圧延方向の長さ１８０ｍｍ、幅５０ｍｍに切り出して試料とし、その試料の圧延方向の長さＬ_０を測定し、その試料を６５０℃において１０分間加熱した後の圧延方向の長さＬ_１を測定し、熱収縮率（％）＝（Ｌ_０−Ｌ_１）×１００／Ｌ_０から、熱収縮率を求めた。その結果、熱収縮率は０．０２１〜０．０２９％であった。

これらの結果を表１に示す。

また、実施例１で得られた試料１〜６の板材および比較例１で得られた試料１〜３の板材について、平均結晶粒径と熱収縮率との関係を図１に示す。図１に示すように、平均結晶粒径が大きくなると、熱収縮率が小さくなる傾向にあり、平均結晶粒径が９．５〜１１μｍの実施例１では熱収縮率が低いが、平均結晶粒径が７．５〜８μｍの比較例１では熱収縮率が高い場合がある。また、板材の平行断面（圧延面に垂直で且つ圧延方向に平行な断面）を光学顕微鏡で観察したところ、熱収縮率０．０１６％の実施例１の試料３では、熱収縮率０．０２９％の比較例１の試料２と比べて、粒子粒径が大きく、混粒が少なくなっているのが確認された。

［実施例２］
４０．８質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を使用した以外は、実施例１と同様の方法により製造した試料１〜２５について、熱収縮率を求めたところ、０．０１６〜０．０２１％であった。これらの結果を表２に示し、試料毎の熱収縮率のばらつきを図２に示す。なお、試料１〜２５の板材の中間焼鈍後の平均結晶粒径を実施例１と同様の方法により測定したところ、平均結晶粒径は９．５〜１１μｍであった。

［比較例２］
４０．８質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を使用した以外は、比較例１と同様の方法により製造した試料１〜１０について、熱収縮率を求めたところ、０．０１６〜０．０２８％であった。これらの結果を表３に示し、試料毎の熱収縮率のばらつきを図３に示す。なお試料１〜１０の板材の中間焼鈍後の平均結晶粒径を実施例１と同様の方法により測定したところ、平均結晶粒径は７．５〜８μｍであった。

図２および図３から、比較例２と比べて、実施例２では、熱収縮率が低く、試料毎の熱収縮率のばらつきが非常に小さいのがわかる。

Claims (6)

1. 冷間圧延によって得られたＦｅ−Ｎｉ系合金の板材を焼鈍して平均結晶粒径を９μｍ以上にした後、冷間圧延することを特徴とする、リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法。
2. 前記平均結晶粒径を１０μｍ以上にすることを特徴とする、請求項１に記載のリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法。
3. 前記焼鈍を９５０℃以上で１２秒以上行うことを特徴とする、請求項１または２に記載のリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法。
4. 前記焼鈍を１０００℃以上で１２秒以上行うことを特徴とする、請求項１または２に記載のリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法。
5. 前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金が、４０〜４２質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金であることを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載のリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料の製造方法。
6. ４０〜４２質量％のＮｉを含有し、残部がＦｅからなる圧延板材であって、平均結晶粒径が９μｍ以上であり、圧延板材の圧延方向の長さＬ_０と、６５０℃において１０分間加熱した後の圧延方向の長さＬ_１をすると、熱収縮率（％）＝（Ｌ_０−Ｌ_１）×１００／Ｌ_０が０．０２５％以下であることを特徴とする、リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料。

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