JPH03166340A - 高強度リードフレーム材料およびその製造方法 - Google Patents
高強度リードフレーム材料およびその製造方法Info
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- JPH03166340A JPH03166340A JP2057566A JP5756690A JPH03166340A JP H03166340 A JPH03166340 A JP H03166340A JP 2057566 A JP2057566 A JP 2057566A JP 5756690 A JP5756690 A JP 5756690A JP H03166340 A JPH03166340 A JP H03166340A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
- H01L23/48—Arrangements for conducting electric current to or from the solid state body in operation, e.g. leads, terminal arrangements ; Selection of materials therefor
- H01L23/488—Arrangements for conducting electric current to or from the solid state body in operation, e.g. leads, terminal arrangements ; Selection of materials therefor consisting of soldered or bonded constructions
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- H01L23/49579—Lead-frames or other flat leads characterised by the materials of the lead frames or layers thereon
-
- H—ELECTRICITY
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- H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は従来のものより高強度の半導体装置用リードフ
レーム材料に関するものである。
レーム材料に関するものである。
近年、ロジック等の半導体装置の高容量、高集積化およ
びパッケージの薄肉化に伴い、リードフレームは多ビン
化、薄板化の傾向にある。このため、従来にも増して高
強度のリードフレーム材料が要求されている。
びパッケージの薄肉化に伴い、リードフレームは多ビン
化、薄板化の傾向にある。このため、従来にも増して高
強度のリードフレーム材料が要求されている。
これら多ビン用Fe系リードフレーム材料として、従来
Fe−42Ni,Fe−29Ni−17Co(:Iバー
ル)が知られている。これらのF e− N i系およ
びFe−Ni−Co系の改良材の提案には、特開昭55
〜131155号あるいは種々強化元素を添加した高強
度Fe−Ni系合金の提案があり、またFe−Ni−C
o系の改良合金については、特開昭55〜128565
号、特開昭57−82455号、特開昭61−6251
号、特公平1−817号、特公平1−15562号、本
願発明の出願人が先に提案した特開平1−61042号
がある。
Fe−42Ni,Fe−29Ni−17Co(:Iバー
ル)が知られている。これらのF e− N i系およ
びFe−Ni−Co系の改良材の提案には、特開昭55
〜131155号あるいは種々強化元素を添加した高強
度Fe−Ni系合金の提案があり、またFe−Ni−C
o系の改良合金については、特開昭55〜128565
号、特開昭57−82455号、特開昭61−6251
号、特公平1−817号、特公平1−15562号、本
願発明の出願人が先に提案した特開平1−61042号
がある。
多ビンリードフレームは、主に微細加工が可能なフォト
エッチング法で製造される。しかし、これら微細加工し
たF e−42 N iまたはF e−29 N i−
17COの薄板多ビンリードフレームは、リードの強度
不足が原因でパッケージ紐立、搬送、実装などの際に、
反り、曲がりなどリードのバラツキが起こり易く、また
使用中の衝撃で座屈するなど種々の問題があった。
エッチング法で製造される。しかし、これら微細加工し
たF e−42 N iまたはF e−29 N i−
17COの薄板多ビンリードフレームは、リードの強度
不足が原因でパッケージ紐立、搬送、実装などの際に、
反り、曲がりなどリードのバラツキが起こり易く、また
使用中の衝撃で座屈するなど種々の問題があった。
Fe−Ni系あるいはFe−Ni−Co系合金の改良に
ついては、Si,Mn,Crを含有させて強化する試み
(特開昭55〜131155号)、あるいはその他の強
化元素による高強度化の提案、Fe−Ni−Co系合金
についての熱膨張に関するもの{(イ)特開昭55〜1
28565号、(口)特開昭57−82455号、(ハ
)特開昭6l−6251号、(二)特公平1−817号
、(ホ)特公平1−15562号、(へ)特開平1−6
1042号)があるが、前者は主要元素の他に強化元素
を含有するため、表面酸化が起り易く、リードフレーム
の主要特性であるハンダ性、メッキ性を著しく劣化させ
る問題があり、また、後者のうち、(イ)以外はいずれ
もリードフレームの強度を積極的に改善しようとするも
のではない。なお、前記(イ)のものは、本発明材料と
強化機構を異にするものである。
ついては、Si,Mn,Crを含有させて強化する試み
(特開昭55〜131155号)、あるいはその他の強
化元素による高強度化の提案、Fe−Ni−Co系合金
についての熱膨張に関するもの{(イ)特開昭55〜1
28565号、(口)特開昭57−82455号、(ハ
)特開昭6l−6251号、(二)特公平1−817号
、(ホ)特公平1−15562号、(へ)特開平1−6
1042号)があるが、前者は主要元素の他に強化元素
を含有するため、表面酸化が起り易く、リードフレーム
の主要特性であるハンダ性、メッキ性を著しく劣化させ
る問題があり、また、後者のうち、(イ)以外はいずれ
もリードフレームの強度を積極的に改善しようとするも
のではない。なお、前記(イ)のものは、本発明材料と
強化機構を異にするものである。
そこで、本発明者は,常温でオーステナイト相が不安定
なFe−Ni−Co系合金に着目して、組成および製造
条件について種々実験を行なった結果、特定の加工率に
よる加工誘起マルテンサイト変態とその後の焼鈍で逆変
態オーステナイト相を析出させて特定の比率で二相組織
とすることにより、リードフレームの各種特性、特にハ
ンダ性、メッキ性を損なわずに高強度化することができ
ることを見出し本発明をなした。
なFe−Ni−Co系合金に着目して、組成および製造
条件について種々実験を行なった結果、特定の加工率に
よる加工誘起マルテンサイト変態とその後の焼鈍で逆変
態オーステナイト相を析出させて特定の比率で二相組織
とすることにより、リードフレームの各種特性、特にハ
ンダ性、メッキ性を損なわずに高強度化することができ
ることを見出し本発明をなした。
具体的には、本発明は重量%にて、重量%にて、Co
0.5〜22%、Ni 22−32.5%Mn1.0%
以下, Si0.5%以下を含有し、NiとCOの含
有量は、0012%未満ではNi27〜32.5%、C
o 12%以上では66%≦2Ni+Co≦74%の関
係を満足し、残部は不純物を除き実質的にFeからなり
、さらに組織が逆変態オーステナイト相(残留オーステ
ナイト相を伴うことを得)およびマルテンサイト相の二
相からなり、前記オーステナイト相が50%以上である
ことを特徴とする高強度リードフレーム材料、または前
記組成のNiの0.5〜3%を等量のCuで置換した高
強度リードフレーム材料、ならびに上記の組成の合金を
、オーステナイト化終了温度以上の温度で溶体化処理し
、次いで40〜90%の冷間加工でオーステナイト相の
一部を加工誘起マルテンサイトに変態させ、さらにオー
ステナイト化終了温度未満の温度で最終焼鈍して逆変態
オーステナイト相を析出させることを特徴とする高強度
リードフレーム材料の製造方法である。
0.5〜22%、Ni 22−32.5%Mn1.0%
以下, Si0.5%以下を含有し、NiとCOの含
有量は、0012%未満ではNi27〜32.5%、C
o 12%以上では66%≦2Ni+Co≦74%の関
係を満足し、残部は不純物を除き実質的にFeからなり
、さらに組織が逆変態オーステナイト相(残留オーステ
ナイト相を伴うことを得)およびマルテンサイト相の二
相からなり、前記オーステナイト相が50%以上である
ことを特徴とする高強度リードフレーム材料、または前
記組成のNiの0.5〜3%を等量のCuで置換した高
強度リードフレーム材料、ならびに上記の組成の合金を
、オーステナイト化終了温度以上の温度で溶体化処理し
、次いで40〜90%の冷間加工でオーステナイト相の
一部を加工誘起マルテンサイトに変態させ、さらにオー
ステナイト化終了温度未満の温度で最終焼鈍して逆変態
オーステナイト相を析出させることを特徴とする高強度
リードフレーム材料の製造方法である。
すなわち、本U[lのリードフレーム材料の最も重要な
点は、従来のFe−Ni−Co,’l’+合金はオース
テナイトまたはマルテンサイト単相の強化元素添加によ
る高強度化であるのに対し、ハンダ性、メッキ性を損な
う強化元素を添加することなく、組織的にオーステナイ
ト相とマルテンサイト相の二相組織とした点である。
点は、従来のFe−Ni−Co,’l’+合金はオース
テナイトまたはマルテンサイト単相の強化元素添加によ
る高強度化であるのに対し、ハンダ性、メッキ性を損な
う強化元素を添加することなく、組織的にオーステナイ
ト相とマルテンサイト相の二相組織とした点である。
〔作用j
次に本発明の数値限定理由を述べる。
Co含有量は、その約17%付近および約5%付近で熱
膨張係数を極小化するのに最適であり、0.5%より少
ないか、22%を越えると熱膨張係数が大きくなり、シ
リコンチップとの熱膨張整合性を劣化させる。このため
、Co含有量は、0.5〜22%の範囲に限定する。
膨張係数を極小化するのに最適であり、0.5%より少
ないか、22%を越えると熱膨張係数が大きくなり、シ
リコンチップとの熱膨張整合性を劣化させる。このため
、Co含有量は、0.5〜22%の範囲に限定する。
Ni含有量は、Co量との関係で決定される。
Co 12%未満でNiが27%より少ないか、Co
12%以上で(2Ni十Co)が66%より少ないと、
マルテンサイト開始温度が高く、オーステナイトが不安
定となり、溶体化処理時の冷却過程でマルテンサイト変
態を起し、十分なオーステナイト量が得られない。また
、Co 12%未満でNiが32.5%を越えるか、’
Co12%以上で(2Ni十Co)が74%を越えると
、室温においてオーステナイト相が安定となり過ぎ、加
工誘起変態が生じにくくなる。このため、Co12%未
満でNi 27−32.5%、Co 12%以上で、6
6%≦2Ni+Co≦74%の関係を満足するようにN
iを限定した。つまり、最適組成はマルテンサイト開始
温度が0〜200℃の範囲になるようにNi,Co含有
量を調整することが重要である。
12%以上で(2Ni十Co)が66%より少ないと、
マルテンサイト開始温度が高く、オーステナイトが不安
定となり、溶体化処理時の冷却過程でマルテンサイト変
態を起し、十分なオーステナイト量が得られない。また
、Co 12%未満でNiが32.5%を越えるか、’
Co12%以上で(2Ni十Co)が74%を越えると
、室温においてオーステナイト相が安定となり過ぎ、加
工誘起変態が生じにくくなる。このため、Co12%未
満でNi 27−32.5%、Co 12%以上で、6
6%≦2Ni+Co≦74%の関係を満足するようにN
iを限定した。つまり、最適組成はマルテンサイト開始
温度が0〜200℃の範囲になるようにNi,Co含有
量を調整することが重要である。
Cuはパッケージ樹脂とリードフレーム間の耐隙間腐食
性を向上させる元素である.Cuは0.5%より少ない
と耐隙間腐食性向上に効果がなく、また3%を越えると
、ハンダとの界面にCuとSnの脆い金属間化合物を形
成し、ハンダ剥離を起し易くなる。また、Cuはオース
テナイト安定化元素であるため、3%を越えて添加した
場合はオーステナイト相が安定となり過ぎ,加工誘起変
態が生じにくくなるため0.5〜3%に限定する.Mn
は脱酸剤として作用するが、1.0%を越えると熱膨張
係数を増大させ、また、ハンダ性、メッキ性を劣化させ
るので1.0%以下に限定した6Siは脱酸剤として添
加され、材料中に残存しない方が望ましいが、0.5%
までは熱膨張係数の極端な上昇や、ハンダ性、メッキ性
の極端な劣化は生じないので許容できる。
性を向上させる元素である.Cuは0.5%より少ない
と耐隙間腐食性向上に効果がなく、また3%を越えると
、ハンダとの界面にCuとSnの脆い金属間化合物を形
成し、ハンダ剥離を起し易くなる。また、Cuはオース
テナイト安定化元素であるため、3%を越えて添加した
場合はオーステナイト相が安定となり過ぎ,加工誘起変
態が生じにくくなるため0.5〜3%に限定する.Mn
は脱酸剤として作用するが、1.0%を越えると熱膨張
係数を増大させ、また、ハンダ性、メッキ性を劣化させ
るので1.0%以下に限定した6Siは脱酸剤として添
加され、材料中に残存しない方が望ましいが、0.5%
までは熱膨張係数の極端な上昇や、ハンダ性、メッキ性
の極端な劣化は生じないので許容できる。
不純物であるCは0.05%を越えると素材のエッチン
グ性を著しく劣化させるため、0.05%以下に限定す
べきである.Cのより望ましい範囲は0.015%以下
である。
グ性を著しく劣化させるため、0.05%以下に限定す
べきである.Cのより望ましい範囲は0.015%以下
である。
また、最終の組織は、溶体化処理での残留オーステナイ
ト相、加工誘起マルテンサイト相、そして最終焼鈍で析
出する逆変態オーステナイト相で決まるが、残留および
逆変態のオーステナイトが50%より少ないと熱膨張係
数が大きくなり、シリコンチップとの熱膨張整合性を劣
化させる。また、オーステナイト相が100%になると
基質の強度が著しく低下するため、組織は残留オーステ
ナイト相と逆変態オーステナイト相およびマルテンサイ
ト相の二相からなり、前記オーステナイト相の総和を5
0%以上に限定した。
ト相、加工誘起マルテンサイト相、そして最終焼鈍で析
出する逆変態オーステナイト相で決まるが、残留および
逆変態のオーステナイトが50%より少ないと熱膨張係
数が大きくなり、シリコンチップとの熱膨張整合性を劣
化させる。また、オーステナイト相が100%になると
基質の強度が著しく低下するため、組織は残留オーステ
ナイト相と逆変態オーステナイト相およびマルテンサイ
ト相の二相からなり、前記オーステナイト相の総和を5
0%以上に限定した。
なお、本発明におけるオーステナイト相の量(冥)は、
後述の実施例にて説明するX線回折強度から求めた値と
する。
後述の実施例にて説明するX線回折強度から求めた値と
する。
次に、本発明の材料の製造方法において、冷間加工前の
溶体化処理がオーステナイト化終了温度以下では、オー
ステナイト相が十分な量にならないため、溶体化処理温
度はオーステナイト化終了温度以上とする。ただし、好
ましくは、次工程で結晶粒を微細化する必要から、この
溶体化処理温度は950℃以下の温度とすることがより
好ましい。
溶体化処理がオーステナイト化終了温度以下では、オー
ステナイト相が十分な量にならないため、溶体化処理温
度はオーステナイト化終了温度以上とする。ただし、好
ましくは、次工程で結晶粒を微細化する必要から、この
溶体化処理温度は950℃以下の温度とすることがより
好ましい。
冷間加工率は、40%より小さいと十分な量の加工誘起
マルテンサイト変態が起こらず、また、これが90%を
越えると素材異方性が強くなるため、40〜90%に限
定する。
マルテンサイト変態が起こらず、また、これが90%を
越えると素材異方性が強くなるため、40〜90%に限
定する。
?らに最終焼鈍温度は、これがオーステナイト化終了温
度を越えるとすべての加工誘起マルテンサイト相が逆変
態介一ステナイトに変態し、2相組織による所望の.析
出強化が得られないため、オーステナイト化終了温度未
満に限定する。
度を越えるとすべての加工誘起マルテンサイト相が逆変
態介一ステナイトに変態し、2相組織による所望の.析
出強化が得られないため、オーステナイト化終了温度未
満に限定する。
なお、α訃T−s**c室温〜300゜の平均熱膨張係
数)、硬さ、引張強さについては、パッケージ組立工程
、および使用環境を検討した結果、α1■−,。.は(
3−9) X 10= /’C ,硬さ Hv≧260
、引張強さ8 0 kg f / m ”以上で十分に
使用に耐えつるものであると判断した. 〔実施例〕 本弗明材料を実施例により説明する.第1表に示す組或
の合金を真空誘導溶解炉で溶解、鋳造し、1100〜1
150℃の鍛造、熱間圧延で3am厚さとし、さらに、
1000℃×1時間(水冷)の溶体化処理後0.35印
まで冷間圧延を施した。
数)、硬さ、引張強さについては、パッケージ組立工程
、および使用環境を検討した結果、α1■−,。.は(
3−9) X 10= /’C ,硬さ Hv≧260
、引張強さ8 0 kg f / m ”以上で十分に
使用に耐えつるものであると判断した. 〔実施例〕 本弗明材料を実施例により説明する.第1表に示す組或
の合金を真空誘導溶解炉で溶解、鋳造し、1100〜1
150℃の鍛造、熱間圧延で3am厚さとし、さらに、
1000℃×1時間(水冷)の溶体化処理後0.35印
まで冷間圧延を施した。
第2表に、上記それぞれの材料に、0.35m+a→7
50℃溶体化処理→0.1mmまでの冷間圧延(71%
)→650℃最終焼鈍の一連の処理を施した材料の各種
特性を示す。なおK′は、上記0.35n+mのK材料
をその標準製造工程により、0.1mm厚みに仕上げた
材料のそれぞれの特性を示すものである。
50℃溶体化処理→0.1mmまでの冷間圧延(71%
)→650℃最終焼鈍の一連の処理を施した材料の各種
特性を示す。なおK′は、上記0.35n+mのK材料
をその標準製造工程により、0.1mm厚みに仕上げた
材料のそれぞれの特性を示すものである。
なお、オーステナイト相の量(%)は、以下により求め
た値である。
た値である。
?.
オーステナイト相(%) = X 100
I7+Iα IFITo+1}+ITuoo++ITn2o+”IT
n+1〉+IT+s+1)ITo+■)等はオーステナ
イトのX線回折強度工α8Iα(1101”Iαuoo
) + Iαuzo)+Iα(2111■α《1,。)
等はマルテンサイトのX線回折強度本表から、本発明の
材料A〜工は、オーステナイト単相(オーステナイト量
100%)である従来材料KまたはK′に対して、前述
のマルテンサイトとの混合相であり、これにより高い機
械的特性を示すことがわかる。比較材料Jは機械的特性
は高いが、オーステナイト量が少なく、熱膨張係数が9
X10’/’Cを越えてしまう。また、本発明合金A〜
■は、ハンダ性、メッキ性も問題なく良好である。Cu
を添加したF,G,Hは高強度に加え、耐隙間腐食性に
優れることがわかる。
I7+Iα IFITo+1}+ITuoo++ITn2o+”IT
n+1〉+IT+s+1)ITo+■)等はオーステナ
イトのX線回折強度工α8Iα(1101”Iαuoo
) + Iαuzo)+Iα(2111■α《1,。)
等はマルテンサイトのX線回折強度本表から、本発明の
材料A〜工は、オーステナイト単相(オーステナイト量
100%)である従来材料KまたはK′に対して、前述
のマルテンサイトとの混合相であり、これにより高い機
械的特性を示すことがわかる。比較材料Jは機械的特性
は高いが、オーステナイト量が少なく、熱膨張係数が9
X10’/’Cを越えてしまう。また、本発明合金A〜
■は、ハンダ性、メッキ性も問題なく良好である。Cu
を添加したF,G,Hは高強度に加え、耐隙間腐食性に
優れることがわかる。
第l図および第2図に本発明合金Bについて、最終焼鈍
温度と各特性の関係を示す。第2図のオーステナイト量
の変化より、この試料のオーステナイト化終了温度は6
75℃以上であると思われる。
温度と各特性の関係を示す。第2図のオーステナイト量
の変化より、この試料のオーステナイト化終了温度は6
75℃以上であると思われる。
第1図から、本発明試料は、該オーステナイト化終了温
度以下の焼鈍温度範囲において、十分に高強度、高硬度
を示すが、それ以上の焼鈍温度では急激に特性が低下す
ることがわかる。
度以下の焼鈍温度範囲において、十分に高強度、高硬度
を示すが、それ以上の焼鈍温度では急激に特性が低下す
ることがわかる。
以上に述べたように、本発明材料はFe−Ni−Co系
の特定組成において、最終の冷間加工、および最終焼鈍
において加工誘起によるマルテンサイト変態と逆変態オ
ーステナイトの析出を組合せることで、多ビン薄型用リ
ードフレームに必要な高強度を得るものであり、工業上
の効果は極めて大きいものである。
の特定組成において、最終の冷間加工、および最終焼鈍
において加工誘起によるマルテンサイト変態と逆変態オ
ーステナイトの析出を組合せることで、多ビン薄型用リ
ードフレームに必要な高強度を得るものであり、工業上
の効果は極めて大きいものである。
第1図は最終焼鈍温度と機械的性質の関係を示す図、第
2図は最終焼鈍温度とオーステナイト量およびαRT−
s。.の関係を示す図である。 第 1 図 第 2 図 粂外屑棒0飯身(ヒ) 手続 補 正 書(自 発) 事件の表示 平成2年 発明の名 補正をする 事件との関係 住 所 名 称 特許願 第57566号 称 高強度リードフレーム材料および その製造方法 者
2図は最終焼鈍温度とオーステナイト量およびαRT−
s。.の関係を示す図である。 第 1 図 第 2 図 粂外屑棒0飯身(ヒ) 手続 補 正 書(自 発) 事件の表示 平成2年 発明の名 補正をする 事件との関係 住 所 名 称 特許願 第57566号 称 高強度リードフレーム材料および その製造方法 者
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%にて、Co0.5〜22%、Ni22〜32
.5%Mn1.0%以下、Si0.5%以下を含有し、
NiとCoの含有量は、Co12%未満ではNi27〜
32.5%、Co12%以上では66%≦2Ni+Co
≦74%の関係を満足し、残部は不純物を除き実質的に
Feからなり、さらに組織が逆変態オーステナイト相(
残留オーステナイト相を伴うことを得)およびマルテン
サイト相の二相からなり、前記オーステナイト相が50
%以上であることを特徴とする高強度リードフレーム材
料。 2 請求項1の組成の合金のNiの0.5〜3%を等量
のCuで置換したものからなり、さらに組織が逆変態オ
ーステナイト相(残留オーステナイト相を伴うことを得
)およびマルテンサイト相の二相からなり、前記オース
テナイト相が50%以上であることを特徴とする高強度
リードフレーム材料。 3 室温から300℃の平均熱膨張系数が、(3〜9)
×10^−^6/℃、硬さがHvで260以上、引張強
さが80kgf/mm^2以上であることを特徴とする
請求項1または2に記載の高強度リードフレーム材料。 4 請求項1または2の組成の合金を、オーステナイト
化終了温度以上の温度で溶体化処理し、次いで40〜9
0%の冷間加工でオーステナイト相の一部を加工誘起マ
ルテンサイトに変態させ、さらにオーステナイト化終了
温度を越えない温度で最終焼鈍して逆変態オーステナイ
ト相を析出させることを特徴とする高強度リードフレー
ム材料の製造方法。
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JP2057566A JPH0625395B2 (ja) | 1989-06-26 | 1990-03-08 | 高強度リードフレーム材料およびその製造方法 |
US07/542,714 US5026435A (en) | 1989-06-26 | 1990-06-25 | High strength lead frame material and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (5)
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JP1-163595 | 1989-08-21 | ||
JP1-214607 | 1989-08-21 | ||
JP21460789 | 1989-08-21 | ||
JP2057566A JPH0625395B2 (ja) | 1989-06-26 | 1990-03-08 | 高強度リードフレーム材料およびその製造方法 |
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JPH0625395B2 JPH0625395B2 (ja) | 1994-04-06 |
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FR2733630B1 (fr) * | 1995-04-27 | 1997-05-30 | Imphy Sa | Pattes de connexion pour composant electronique |
JP3160796B2 (ja) * | 1995-05-30 | 2001-04-25 | 株式会社日立製作所 | 半導体圧力検出器 |
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-
1990
- 1990-03-08 JP JP2057566A patent/JPH0625395B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1990-06-25 US US07/542,714 patent/US5026435A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
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Publication number | Publication date |
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US5026435A (en) | 1991-06-25 |
JPH0625395B2 (ja) | 1994-04-06 |
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