JP4091446B2

JP4091446B2 - 打抜き加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ系合金の製造方法

Info

Publication number: JP4091446B2
Application number: JP2003013091A
Authority: JP
Inventors: 秀和轟; 純渡辺; 辰哉伊藤
Original assignee: Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Current assignee: Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Priority date: 2003-01-22
Filing date: 2003-01-22
Publication date: 2008-05-28
Anticipated expiration: 2018-07-02
Also published as: JP2003293037A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電子材料、特にリードフレーム用材料として好適なプレス打抜き性を向上させたＦｅ−Ｎｉ系合金を安定して製造するための製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ−Ｎｉ系電子材料、中でも４２％Ｎｉ−Ｆｅ合金（４２Ｎｉ合金）は、ガラスやセラミックスと熱膨張係数が近似していることから、薄板に加工された後に、打抜きあるいはエッチングされ、ＩＣリードフレームとして使用される。このリードフレームは高い寸法精度が要求されていることから、プレス打抜きの際に発生するバリを極力抑制しなければならない。さらに、バリが発生する場合には金型寿命も短くなってしまうため、打抜き性の改善は、近年、急務となっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
この打抜き性については、従来からも改善がなされてきている。たとえば、特開昭６０−２５５９５３、特開昭６０−２５５９５４、特開昭６１−９５５２、特開昭６４−１１０９４では、粒径３μｍ以下の非金属介在物を組織内に均一に分散させることが提案されている。特開平４−３４６６３７、特開平６−１８４７０３、特開平９−８７８０８では、微細なＭｎＳを分散させることを提案している。しかしながら、これらの提案では、非金属介在物やＭｎＳの分布状況や形状については考慮していない。たとえそのような介在物が存在していたとしても、介在物の分布に片寄りが生じていたり、形状が角張っていたりすると、打抜き性を阻害する可能性がある。また、特開平９−２４９９４３においては、ＭｎＳの個数を特定しているものの、その形状については重要視していない。
【０００４】
さらに、これらの提案を満足する合金を商業ベースで製造するための手段が確立していたとは言い難い。たとえば、特開平９−２４９９４３では、清浄度の高い原料のみで溶解している。たとえ清浄度の高い原料を溶解しても、その原料には通常数百ｐｐｍの酸素は必然的に含まれているのが普通で、脱酸工程は必須であると言える。脱酸工程を必要としない溶解方法で製造するためには、非常に高価な原料を購入し、酸素濃度の増加を完全に防止するべく、超高真空度（例えば１０−５ｔｏｒｒ）において溶解する必要があり、原料面、設備面の双方においてコスト高と言える。
【０００５】
特開平９−８７８０７では、非金属介在物が所定量に達さない場合は、雰囲気の酸素濃度を高くして、酸化を進めて介在物数を増すことを提案しているが、酸化しすぎた場合は溶鋼表面にスカムを生じてしまい、粗大介在物を巻き込む危険性を常に伴うため得策とは言い難い。このように、従来の提案では、脱酸方法が不確定であり、製品歩留りは著しく低くならざるを得ない。
【０００６】
よって、本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、打抜き性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金を低コストで安定して製造するための方法を提供することを目的としている。具体的には、本発明の目的は、粒径３μｍ以下のＭｎＳと粒径３μｍ以下の酸化物系介在物を、マトリックス中に合計で３０００〜１００００個／ｍｍ^２の密度で均一に分散させた打抜き性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
図１は材料をパンチで打ち抜いた後の破面を示すもので、パンチが入って来る側に剪断面、パンチが出て行く側に破断面が形成される。剪断面では塑性変形が生じ、破断面では脆性破壊が生じる。材料にはある程度の脆性があった方が加工性に優れるから、板厚に対して剪断面の割合が多くなる材料ではバリが生じ易くなる。よって、（剪断面／板厚）の値が小さい方が良いことになる。また、剪断面と破断面の境界が乱れていると、剪断面の割合が部分的に多くなるから、剪断面と破断面との境界の直線性も打抜き性を評価する指標となる。本発明者等は、以上の原理を踏まえて打抜き性に及ぼす各種の影響を鋭意研究した結果、以下の知見を見い出すに至った。
【０００８】
（１）打抜き性を向上させるためには、ＭｎＳあるいは酸化物系介在物を圧延方向および板厚方向に対して平行な断面の中に、合計で３０００〜１００００個／ｍｍ^２の密度で均一に分散させる必要がある。
（２）ＭｎＳまたは酸化物系介在物の粒径は、最終の薄板において０．０１〜３μｍである必要がある。介在物の粒径が０．０１μｍを下回ると、介在物が打抜き時に破断の起点となり難くなる。逆に、介在物の粒径が３μｍを上回ると、介在物による破断の範囲が大きくなり過ぎて、剪断面と破断面の境界の直線性を乱してしまうとともに、材料に残留応力を生じて経時変形が生じ易くなる。介在物の粒径の好ましい範囲は０．１〜３μｍであり、０．１〜２μｍであればさらに好適である。
（３）上記のような介在物の分布が圧延方向および板厚と平行な断面中に３０００個／ｍｍ未満では、打ち抜き性を向上させるに至らず、１００００個／ｍｍ^２を上回ると、剪断面と破断面の境界が乱れる。
（４）ＭｎＳまたは酸化物系介在物の形状は球状であることが望ましい。球状の介在物は破断の起点になり易く、また金型との潤滑に効果がある。逆に、尖った形状であると金型に砥粒として作用し、その寿命を低下させてしまう。
【０００９】
以上のように合金としての必要な要素は明らかになったが、この合金を安定して低コストで製造することが商業的に重要である。そこで、本発明者等は、上記のような合金を製造するために種々の実験を行い、以下の知見を得るに至った。
【００１０】
製品段階で粒径３μｍ以下のＭｎＳあるいは酸化物系介在物をマトリックス中に分散させるには、脱酸と同時に生成する一次脱酸生成物を完全に浮上除去する必要がある。これは、一次脱酸生成物は比較的大型であり、薄板になった時に粒径３μｍを超える介在物を生じさせるからである。また、一次脱酸生成物が存在すると、ＭｎＳはそこに優先的に晶出ないし析出して除去されてしまうので、この観点からも、一次脱酸生成物は完全に除去されなければならない。この際、ＣａＯ−ＳｉＯ_２系、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系のスラグを湯面に浮かべ、積極的に介在物を除去するとより効果的である。
【００１１】
微細なＭｎＳを分散させるためには、凝固時の温度低下により生成する酸化物系介在物（二次脱酸生成物）の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ_２系にすることが効果的であることが判明している。ＭｎＳの微細分散についてのメカニズムはまだ不明な点もあるが、次のように推察される。すなわち、凝固が進行すると、溶鋼中のＳが比較的溶解度の高いＭｎＯ−ＳｉＯ_２系介在物中に溶解し、インゴット中に微細に分散する。その後、インゴットを鍛造し、熱間圧延する際に、再加熱を受け、ＭｎＳとＭｎＯ−ＳｉＯ_２が分離すると推測される。ただし、これはあくまでも推測であって、かかる効果の有無により本発明が限定されないことは言うまでもない。よって、本発明で用いる脱酸剤の元素はＳｉ及びＭｎである。
【００１２】
本発明の製造方法は、上記知見に基づいてなされたもので、Ｎｉを３０〜５５重量％含むＦｅ−Ｎｉ系合金の溶湯に、Ｓｉ及びＭｎを投入して酸素濃度を５０ｐｐｍ以下まで下げた後に鋳造し、熱間圧延および冷間圧延を施して圧延方向および板厚方向に対して平行な断面の中に、粒径０．０１〜３μｍのＭｎＳと粒径０．０１〜３μｍ以下の酸化物系介在物を、マトリックス中に合計で３０００〜１００００個／ｍｍ^２の密度で均一分散させることを特徴としている。
【００１３】
ここで、上記製造方法では、一次脱酸生成物が浮揚するのが遅いため、これを完全に除去するのに時間がかかってしまうことは否めない。そこで、最も有効な方法は、一次脱酸生成物を生成しないことである。すなわち、Ｆｅ−Ｎｉが溶け落ちた直後にＣを０．１％程度添加し、最低でも２０ｔｏｒｒの減圧雰囲気にすることでＣ−Ｏ反応を活発に行わせ、酸素濃度を１００ｐｐｍ以下に制御した後、Ｓｉ及びＭｎを例えばそれぞれ０．１５％、０．５％ほど添加する。そうすることにより、比較的大きな脱酸生成物の生成を回避することができる。また、清浄度に優れる高級鋼を製造する際には、真空溶解後、ＥＳＲ（Electro Slag Remelting）あるいはＶＡＲ（Vacuum Arc Remelting）に代表される特殊溶解を行うと、残留した少量の一次脱酸生成物が完全除去できることから有効である。また、ＳはＭｎと結合してＭｎＳを生成する重要な元素であり、さらに、ＡｌはＭｎＳの微細分散を妨げる働きがある。
【００１４】
したがって上記本発明の製造方法では、Ｎｉを３０〜５５重量％含むＦｅ−Ｎｉ系合金の溶湯にＳｉおよびＭｎを投入する前に、該溶湯のＡｌを０．００２重量％以下に調整した後、２０ｔｏｒｒ以下の減圧下でＣを用いて予備脱酸して酸素濃度を１００ｐｐｍ以下とし、次いで、Ｓ濃度を０．０００５〜０．０００９重量％に調整することが好ましい。この後、ＳｉおよびＭｎを投入して酸素濃度を５０ｐｐｍ以下まで下げた後に鋳造し、熱間圧延および冷間圧延を施して、粒径０．０１〜３μｍのＭｎＳを、マトリックス中に５０２０〜９８９０個／ｍｍ^２の密度で均一分散させる。この場合において、Ａｌを０．００２重量％以下とするためには、溶解後大気中で保持することでＡｌを酸化除去すれば良い。また、添加するＣの量は、０．０５〜０．２重量％が望ましく、投入するＳｉおよびＭｎの総量は、０．１７〜０．９重量％が望ましい。さらに、Ｓの含有量は、溶湯へＳを添加するかあるいは脱硫により調整する。
【００１５】
また、ＭｎＳを微細分散させるために、Ｔｉ、Ｚｒの少なくともいずれか一方を添加するとより効果的であることがわかった。この理由についても、現在研究中であるが次のように推察される。まず最初に、凝固時に酸素が過飽和になって微細なＴｉＯ_２あるいはＺｒＯ_２介在物が析出する。続いて、溶鋼中のＳが過飽和になり、介在物の上に優先的にＭｎＳが析出するためと推測される。ただし、これについても推測であって、かかる作用の有無により本発明が限定されることはない。なお、この場合も、一次脱酸生成物は、ＭｎＳの微細分散を阻害する有害物質であるので、積極的に除去しておかなければならない。以上の知見から、本発明では、Ｓｉ及びＭｎを投入した後に、ＴｉおよびＺｒの少なくともいずれか一方を合計で０．０００１〜０．０１％添加することが好ましい。
【００１６】
以上の製造方法により、重量％で、Ｎｉ：３０〜５５％、Ｓ：０．０００５〜０．０００９％、Ｏ：５０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅおよび合金元素ならびに不可避的不純物からなり、圧延方向および板厚方向に対して平行な断面の中に、粒径０．０１〜３μｍのＭｎＳを、マトリックス中に５０２０〜９８９０個／ｍｍ^２の密度で均一分散させたＦｅ−Ｎｉ系合金を得ることが可能である。なお、合金元素としてはＳｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｃｏ、Ｃｒなどがあり、不可避的不純物としては、Ｎ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｎｂなどがある。以下に本発明で限定されている成分組成の根拠を説明する。
【００１７】
Ｎｉ：Ｎｉはリードフレーム用材料の構成成分としては、最も重要な成分である。Ｎｉが３０重量％を下回ると、熱膨張係数が大きくなり、リードフレーム用材料としての機能を失う。Ｎｉが５５重量％を超えるものは、熱膨張係数が大きくなってしまうのみでなく、合金のコスト高につながる。よって、Ｎｉの含有量は３０〜５５％である必要がある。
【００１８】
Ｓ：ＳはＭｎと結びついてＭｎＳを形成し、打ち抜き性を向上させることから、本発明上、重要な元素である。Ｓの含有量が０．０００５重量％未満では十分な数のＭｎＳ粒子を生成できず、０．０２重量％を超える添加量では、熱間加工性を阻害することから、０．０００５〜０．０００９重量％の範囲である必要がある。
【００１９】
Ｏ：溶鋼中のＯは、構成成分と結びついて介在物を生成する。もし、それらが、粗大であると打抜き破面を乱すので、極力低減する必要がある。酸素濃度が５０ｐｐｍを超えると、粗大な一次脱酸生成物の発生が顕著になることが確認されている。よって、最終製品での酸素濃度は５０ｐｐｍ以下とした。好ましくは、３０ｐｐｍ以下である。
【００２０】
Ｃ脱酸後のＯ：２０ｔｏｒｒ以下の減圧下で、Ｃの添加による脱酸を行って酸素濃度を下げた後に、脱酸剤としてのＳｉ及びＭｎを投入すると、一次脱酸生成物を殆ど生じないことが確認されている。また、Ｃ脱酸後の酸素濃度が１００ｐｐｍを超える状態でＳｉ及びＭｎを投入すると、粗大な一次脱酸生成物を生じることが確認されている。よって、Ｃ脱酸後の酸素濃度は１００ｐｐｍ以下とした。好ましくは、５０ｐｐｍ以下である。また、２０ｔｏｒｒを超える真空度であると、Ｃ−Ｏ反応が効果的に進まないため、２０ｔｏｒｒ以下の真空度とした。好ましくは、１ｔｏｒｒ以下である。
【００２１】
Ａｌは極力少ないことが好ましい。Ａｌが０．００２％を超えると、脱酸生成物中のＡｌ_２Ｏ_３の割合が増加してくるが、このようなＡｌ_２Ｏ_３を含む介在物にはＭｎＳを微細に分散する効果がない。よって、Ａｌの含有量は０．００２重量％以下とした。
ＴｉおよびＺｒは基本的にＳｉ及びＭｎと同様、ＭｎＳを微細分散させる能力に富む。これは、凝固時に晶出する微細なＴｉＯ_２あるいはＺｒＯ_２の上に選択的にＭｎＳが晶出するためである。０．０００１重量％未満ではその効果を発揮せず、また、０．０１重量％を上回ると、合金の熱膨張係数が大きくなる。よって、ＴｉおよびＺｒの総含有量は０．０００１〜０．０１重量％が望ましい。
【００２２】
【実施例】
以下、本発明を具体的な実施例に基づいて詳細に説明する。
表１に示す溶解、鋳造プロセスを用いて１３種類の鋼塊を製造し、それらに熱間圧延及び冷間圧延を施し、０．１５ｍｍ厚の薄板とした。表１において、＃１〜＃３、＃９、＃１０は一次脱酸生成物を生成しない溶解プロセスであり、それ以外の＃４〜＃８、＃１１〜＃１３は、一次脱酸生成物を生成した後、浮上分離するプロセスである。表１の＃１〜＃３は、Ｎｉを３０〜５５重量％含むＦｅ−Ｎｉ系合金の溶湯にＳｉおよびＭｎを投入する前に、該溶湯のＡｌを０．００２重量％以下に調整した後、２０ｔｏｒｒ以下の減圧下でＣを用いて予備脱酸して酸素濃度を１００ｐｐｍ以下とし、次いで、Ｓ濃度を調整した。表１の試料♯１〜１３で「◎」の表記は本発明例を示し、それ以外は本発明を逸脱するものである。
【００２３】
各供試材の圧延方向の断面を切断して電子顕微鏡観察し、切断面に観察されるＭｎＳの個数を測定した。この測定結果を表１に併記した。また、打抜き試験は、実験室用５００ｋｇ精密金型プレス機にて、板厚の３％のクリアランスを設定し、５ｍｍ角の穴を圧延方向直角に１０ｍｍ間隔で５個開けることにより実施した。打抜き後の破面における剪断面／破断面の比率を測定し、５個の平均値が０．７５を上回る場合に○、０．７５以下の場合に×と評価してこれを表１に併記した。
【００２４】
【表１】
【００２５】
表１から判るように、本発明例の♯３，４，６〜８では、いずれも打抜き性に優れ、しかも熱間加工性も良好であることが確認された。これに対して、＃９では、Ｓの含有量が０．０００５重量％を下回っているためにＭｎＳの密度が低く、その結果、打抜き性が劣化した。また、＃１０および＃１１では、Ｓの含有量が比較的多いため、ＭｎＳの密度が大きくなり過ぎ、その結果、破断面が乱れて打抜き性が劣化するとともに、熱間加工性も劣化した。また、＃１２では、Ａｌの含有量が０．００２重量％を上回っているため、脱酸生成物としてＡｌ_２Ｏ_３が生成し、この生成物はＭｎＳを微細に分散する機能がないためにＭｎＳの密度が低下した。なお、＃１３では、請求項２の条件を満足するために、打抜き性は良好であったが、Ｔｉの含有量が多過ぎるために熱膨張係数が増加した。
【００２６】
なお、ＭｎＳの分布状態の測定に関しては、バフ研磨後ＳＰＥＥＤ法にて電解を行った表面をＸ線マイクロアナライザーにより５０μｍ×５０μｍの範囲を各試料１０視野観察し、マッピングにてＭｎＳの分布を点としてカウントし、その平均を１ｍｍ平方あたりの数として求めた。
【００２７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、微細なＭｎＳ及び酸化物系介在物を程良く分散させたＦｅ−Ｎｉ合金を安定かつ低コストで製造することができるので、リードフレーム材の打抜き工程でのバリ発生による材料不具合や、ハンドリングによる不具合がなくなるとともに、金型の寿命を大幅に向上することが期待でき、近年のＩＣパッケージ用リードフレーム材の高精細化、高信頼性化および生産効率の向上に対して優れた部品を供給することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】打抜き後の破面を示す断面図である。

Claims

Ｎｉを３０〜５５重量％含むＦｅ−Ｎｉ系合金の溶湯に含有されるＡｌを０．００２重量％以下に調整するとともに、Ｓ濃度を０．０００５〜０．０００９重量％に調整した後、該溶湯に、０．０８〜０．３０重量％のＳｉおよび０．０９〜０．６０重量％のＭｎを投入し、さらに、ＣａＯ−ＳｉＯ_２系あるいはＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系のスラグを添加して酸素濃度を５０ｐｐｍ以下まで下げた後に鋳造し、熱間圧延および冷間圧延を施して圧延方向および板厚方向に対して平行な断面の中に、ＭｎＳを、マトリックス中に５０２０〜９８９０個／ｍｍ^２の密度で均一分散させることを特徴とする打抜き性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金の製造方法。
前記ＳｉおよびＭｎを投入した後に、ＴｉおよびＺｒの少なくともいずれか一方を合計で０．０００１〜０．０１％添加することを特徴とする請求項１に記載の打抜き性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金の製造方法。