JPH04157136A - Ａｇメッキ性に優れたリードフレーム素材用Ｆｅ―Ｎｉ合金およびその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 「発明の目的」 （産業上の利用分野） 本発明は、メッキ性に優れたＦｅ−Ｎｉ合金、特にＡｇ
メッキを施して用いられるリードフレーム用素材に適し
ており、又ハンダ性にも優れ、かつ、製造時の歩留りも
改善した前記合金およびその製造方法に係るものである
。

（従来の技術） ＩＣリードフレーム用素材としては、半導体素子、ガラ
スおよびセラミックス等との熱膨張係数の整合性からＮ
ｉを４２％程度含み残部が鉄よりなる、４２合金で代表
されるようなＦｅ−Ｎｉ系合金が広く使用されている。

このようなＦｅ−Ｎｉ系合金がらＩＣリードフレーム素
材を製造する方法としては、連続鋳造または造塊法によ
る合金塊に分塊圧延、熱間圧延および冷間圧延等の加工
を施して薄板とし、その薄板をスリッタ加工することが
通常行われている。更に、このようにして製造された素
材をリードフレームに加工するには、打抜きまたはフォ
トエツチングにより、リードフレーム形状に加工した後
、その表面にＡｇメンキが施され、以降Ｓｉチップのダ
イボンディング、ワイヤーボンディング、パフケージン
グ、脚部のスズメッキが施されることが通常行われてい
る。さらに、リードフレームが基板に着装される時には
ハンダ付けが施される。この際、Ｉ　ＣＵ−ドフレーム
に使用されるＦｅ−Ｎｉ系合金には、メッキ性、特にへ
ｇメッキ性、ハンダ性が優れていることが強く要望され
る。

しかしながら、この合金はＡｇメッキとの密着性が悪く
、例えばＩＣの組立工程におけるリードフレームへのワ
イヤーボンディング時の加熱により、Ａｇメッキ層に“
フクレ”が生じたりメッキ層が剥離する等の問題が起こ
る。従って、従来はＡｇメッキの前処理に、Ｎｉまたは
Ｃｕのストライクメッキ（短時間高電流密度メッキ）を
素材表面に施すことが通常行われている。

また、ハンダ性は、その前工程に施されるスズメッキに
おいて“ウィスカー”とよばれる針状の微細結晶が異常
に成長しやすく、このウィスカーのために劣化し、たと
えばスズメッキされたリードフレームとハンダとの濡れ
時間が長くなり、結果的にハンダの濡れ面積が所要の性
能を満たさなくなるといった問題が起こる。

上記の問題に対して、Ａｇメッキ性を改善すべく、＾ｌ
とＣａを複合微量添加し、非金属介在物を大幅に低減さ
せ、かつ、それらを合金中に微細に分散させて表面疵発
生を防止し、メッキ性を向上させたものが特開昭６２−
２０７８４５号公報で発表されている。

（発明が解決しようとする課題） 前記した特開昭６２−２０７８４５の開示技術において
は、Ｎｉのストライクメッキなしで３μｍ厚のＡｇメッ
キを施した場合のメッキの密着性の向上を達成している
。しかしながら、最近の低コスト化の要望からＡｇメッ
キの厚さも、上記よりさらに薄メッキ化の傾向もあり、
このような薄メッキ化にともなうＡｇメッキ性を確保す
る技術はいまだ知られていない。さらには、前記技術で
特徴とするＡｌ１Ｃａの複合添加によれば、リードフレ
ーム用素材の製造工程の中で施される熱処理により不均
一な酸化膜が形成され、この酸化膜の存在によりその後
で施されるスズメッキにおいてウィスカーが多発し、ハ
ンダ性の著しい劣化をまねいていたのである。また、こ
のようなＡ／、Ｃａの複合添加によると熱間加工性が劣
化し製造工程の中で、合金塊を分塊圧延してスラブとす
る際の疵発生が著しく、製造時の歩留りが低いという欠
点を有していた。

以上のように従来技術のみではより薄メッキを指向した
場合のＡｇメッキ性と、ハンダ性を両立させ、かつ、製
造時の歩留りも向上させる技術は、未だ見出されておら
ず、従ってこれらの特性をともに満足するような材料が
切望されていた。

「発明の構成」 （課題を解決するための手段） 本発明者らはこのような従来の問題点に鑑み、リードフ
レーム用Ｆｅ−Ｎｉ合金においてＡｇメッキ性、ハンダ
性に優れ、かつ製造時の歩留りも向上させるべく研究を
重ねた。その結果、Ａｇメッキ性の向上（Ａｇメッキ密
着性向上）には、 （１）　　Ｃ，Ｓ、Ｐ、０１ＡＩ！量の低減。

（２）　　Ｓｉの適量添加およびＳｉの分布の適正化。

又ハンダ性の向上（スズメッキ時のウィスカー発生抑制
）のためには、 （１）　　ＣＸＮ、Ｓ、Ｏ量の低減。

（２）　　Ｓｉの適量添加およびＳｉの分布の適正化。

（３）合金の熱間加工性の向上を極力計り、分塊圧延時
の微細な内部ワレを抑制し、リード端面でノマイクロボ
イトの形成を防止する。このためには、Ｃ，ＮＳＳ、Ｏ
１Ｐ量の総量規定およびＭｇ、　Ｃａの微量添加。

分塊圧延時の表面疵発生を少なくさせ（製造時の歩留り
を向上させる）、かつ、所要のＡｇメッキ性、ハンダ性
を確保するためには、 （１）　　Ｃ，ＮＸＳ、０、Ｐ量の低減。

（２）　　Ｍｇ、　Ｃａの微量添加。

がそれぞれ有効であることを見出した。さらにはＳｉの
分布の適正化のための手段としては、分塊圧延での加熱
条件（温度、時間）、加工条件（断面減少率、ヒート回
数）の適正化が有効であることを見出し、本発明完成に
至った。

即ち本発明は以下の如くである。

（１）Ｎｉ：３Ｂ〜５２賀ｔ％、Ｃ：０．００５０ｗｔ
％以下、Ａ　１　：０．０１０ｗｔ％以下、Ｎ：０．０
０２０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００２０ｗｔ％以下、　０
：０．００４０ｗｔ％以下、Ｐ：０．００４０ｗｔ％以
下、　Ｓｉ：０．Ｏ１〜０．１５４％、Ｃａ：０．００
０２〜０．００２０ｗｔ％、Ｍｇ：０．０００３　〜０
．００２０鍔Ｌ％、［Ｃａｌ　＋　　　［Ｍｇ］　：０
．０００５　〜０．００２５ｗｔ％を含有し、かつ ［Ｃａｌ＋　　−団ｇ］ の関係を満たし、残部不可避不純物およびＦｅの成分組
成からなり、しかもその合金鋼帯のエツチング直前また
はプレス打抜き直前での合金板表面におけるＳｉの成分
偏析率、すなわち・・・・・・（１）式 が１０％以下であることを特徴とするメッキ性に優れた
Ｆｅ−Ｎｉ合金。

（２）前記（１１項に記載の成分組成を有する合金を造
塊法または連続鋳造法により製造するに際して造塊法に
よる鋼塊または連続鋳造法によるスラブを以降、分塊圧
延−疵取り一熱間圧延−脱スケール・疵取り一１回また
は２回以上の冷間圧延（２回以上の冷間圧延の場合は中
間に再結晶焼鈍を行う）−再結晶焼鈍ニ調賞圧延−歪取
り焼鈍の工程でエツチング直前またはプレス打抜き前の
合金薄板を得るに当り、分塊圧延工程での加熱炉におけ
る熱間雰囲気中のＨ２Ｓの濃度を１１００ｐｐ以下、加
熱温度を１１５０〜１３００℃とし、該加熱温度に達し
てからの保持時間ｔ（ｈｒ）を加熱温度Ｔ　（”Ｃ）に
応じて、７．７１−５．３３　Ｘ　１Ｏ−３Ｔ≦ｌｏｇ
　ｔ≦８．００−５．３３　Ｘ　１０−　３Ｔ……（Ｉ
Ｉ）式 とし、分塊圧延での断面減少率を３５％以上となし、分
塊圧延後徐冷することにより前記したエツチングが直前
またはプレス打抜き前の合金薄板表面でのＳｉの成分偏
析率（前記（１）式）を１０％以下とすることを特徴と
するメッキ性に優れたＦｅ−Ｎｉ合金の製造法。

（３）前記（１）項に記載の成分組成を有する合金を造
塊法または連続鋳造法により製造するに際して造塊法に
よる鋼塊または連続鋳造法によるスラブを以降、分塊圧
延−疵取り一熱間圧延−脱スケール・疵取り一１回また
は２回以上の冷間圧延（２回以上の冷間圧延の場合は中
間に再結晶焼鈍を行う）−再結晶焼錬一調質圧延一歪取
り焼鈍の工程でエツチング直前またはプレス打抜き前の
合金薄板を得るに当り、分塊圧延工程での加熱炉におけ
る熱間雰囲気中のＨ２Ｓの濃度を１１００ｐｐ以下、加
熱温度を１１５０〜１３００℃とし、該加熱温度に達し
てからの保持時間ｔ（ｈｒ）を加熱温度Ｔ　（’Ｃ）に
応じて、７．４０−５．３３　Ｘ　１０−’Ｔ≦ｌｏｇ
　ｔ≦７．７１−５．３３　Ｘ　１Ｏ−３Ｔ……（ＩＩ
［）式 とし、１次分塊圧延を断面積減少率２０〜７０％で行い
、次いで前記加熱雰囲気にて加熱温度１１５０〜１２５
０℃で前記（Ｉ［［）式の関係の範囲内で加熱し、その
後２次分塊圧延を断面積減少率２０〜７０％とし、分塊
圧延後徐冷することにより前記したエツチング直前また
はプレス打抜き前の合金薄板表面でのＳｉの成分偏析率
（前記（Ｉ）式）を１０％以下とすることを特徴とする
メッキ性に優れたＦｅ−Ｎｉ合金の製造法。

（作用） 上記したような本発明について説明すると、まず、本発
明合金の化学成分の限定理由を−ｔ％（以下単に％とい
う）によって述べると、以下の如くである。

Ｎｉは、本合金の基本成分であり、Ｎｉが３８％未満、
または、５２％を超える場合には合金の熱膨張係数が大
きくなりすぎ、半導体素子、ガラスおよびセラミックス
等との整合性が保でな（なる。

従って、Ｎｉの範囲は３８〜５２％とした。

Ｃは、含有量が多くなると、合金中に炭化物を形成し、
Ａｇメッキ性およびハンダ性に悪影響を及ぼす元素であ
る。また、Ｃ量が多いと熱間加工性も劣化し、分塊圧延
時に表面疵発生が著しくなり、また後述するＮ、Ｓ、０
、Ｐとの相乗作用で分塊圧延時の合金内部に微細なワレ
を発生させ、ハンダ性を劣化させる。即ち、Ｃが０．０
０５０％を超えると本発明で意図する熱間加工性の向上
が達成できないため、０．００５０％を上限とした。Ａ
ｇメッキ性およびハンダ性も０．００５０％を越えると
、著しく劣化するため、この点からも０．００５０％を
上限とする。

なお、Ａｇメッキ性、ハンダ性をより向上させるために
好ましいＣ量は、０．００３０％以下である。

Ｎは、含有量が多くなると、粒界に窒化物が析出し、Ａ
ｇメッキ性およびハンダ性に悪影響を及ぼす元素である
。Ｎ量が多いと熱間加工性も劣化し、分塊圧延時に表面
疵発生が著しくなり、また後述するｃ、ｓ、ｏ、ｐとの
相乗作用で分塊圧延時の合金内部に微細なワレを発生さ
せ、ハンダ性を劣化させる。Ｎが０．００２０％を越え
ると本発明で意図する熱間加工性の向上が達成できない
ため、０．００２０％を上限とした。Ａｇメッキ性およ
びハンダ性もＮが０．００２０％を越えると著しく劣化
するため、０．００２０％を上限とする。なお、Ａｇメ
ッキ性、ハンダ性をより向上させるために好ましいＮ量
は０．００１５％以下である。

以下、本発明で意図する熱間加工性向上とは、分塊圧延
時の表面疵発生を少なくし、かつ合金内部に微細なワレ
の発生を防止することと定義する。

Ｓは、合金中のオーステナイト粒界に偏析して粒界を脆
化させ、熱間加工性を著しく劣化させる元素である。ま
た、Ｓ量が多いと合金中の介在物が多くなり、Ａｇメッ
キ性、ハンダ性が劣化する。

本発明で意図する熱間加工性の向上のためのＳ量は後述
のＭｇｓ　Ｃａの適正添加のもとで、０．００２０％以
下である。また、上記Ａｇメッキ性、ハンダ性向上のた
めのＳ量も０．００２０％以下である。なお、これらの
メッキ性向上のためのより好ましいＳ量は０．００１０
％以下である。

Ｏは、合金中のオーステナイト粒界に低融点酸化物とし
て析出し、熱間加工性を著しく劣化させる元素である。

また、このＯ量が多いと合金中の介在物が多くなり、Ａ
ｇメッキ性、／’％ンダ性が劣化する。本発明で意図す
る熱間加工性の向上のためのＯ量は、後述のＭｇ、　Ｃ
ａの適正添加のもとて０．００４０％以下である。また
、Ａｇメッキ性、ハンダ性向上のためのＯ量としても、
０．００４０％以下、より好ましくは０．００２５％以
下である。

Ｐは、合金中のオーステナイト粒界に偏析して、粒界を
脆化させ、熱間加工性を劣化させる元素である。また、
Ｐ量が多くなると、Ｐの表面偏析が合金鋼帯の熱処理時
に生じ、Ａｇメッキ性が劣化する。本発明で意図する熱
間加工性の向上のためのＰ量は、０．００４０％以下で
ある。また、Ａｇメッキ性向上のためのＰ量も０．００
４０％以下、より好ましくは、ｏ、ｏｏｉｏ％以下であ
る。

Ｓｉは、本合金において、脱酸を目的とするもので重要
な合金元素の１つであるが、Ａｇメッキ性、ハンダ性の
観点からは、その量および分布が制御されねばならない
元素でもある。このＳｉ量が、０．０１％未満では、Ｏ
量が本発明規定の０．００４０％以下とならない。一方
、０．１５％を越える場合、合金鋼帯の熱処理時に、不
均一な酸化膜が形成され、Ａｇメッキ性、ハンダ性が劣
化するため、Ｓｉは０．０１％を下限とし、０．１５％
を上限と定めた。

なお、Ｓｉ量がこの範囲内の場合でも合金板表面でのＳ
ｉの成分変動が大きいと局部的にＡｇメッキ性、ハンダ
性の劣化する領域が存在し、結果的にこれらのメッキ性
に問題が生じるためこのような成分変動は制御されねば
ならない。従って、本発明では上記Ｓｉ量の規定に加え
、エツチング直前又はプレス打抜き直前での合金板表面
におけるＳｉの成分偏析率、即ち、 を１０％以下とすることにより上記の成分変動によるＡ
ｇメッキ性、ハンダ性の局部的劣化を解決する。なお、
このＳｉの成分偏析率が１０％以下であっても最小濃度
部で０．０１％未満となると、合金鋼帯の熱処理時で形
成される酸化膜の性状が不均一となり、結果的にＡｇメ
ッキ性に問題が生じ、一方最大濃度部で０．１５％を越
えるような場合にはＡｇメッキ性、ハンダ性が劣化する
ため、このようなことにならないように制御する。

Ａｌは、量が多くなると、ＡＩの強固な酸化膜が合金鋼
帯の熱処理時に生じ、特にＡｇメッキ性が劣化したりＣ
ａとの共存のもとて低融点酸化物を合金中に形成し、熱
間加工性が劣化する。本発明で意図するＡｇメッキ性向
上および熱間加工向上のためのＡｌｔ量は、ｏ、ｏｉｏ
％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。

本発明が意図するＡｇメッキ性、ハンダ性を確保しつつ
、しかも本合金の熱間加工性の向上を極力計り、分塊圧
延時の微細な内部ワレを抑制し、リード端面でのマイク
ロボイドの形成を防止し、ハンダ性を向上させるには、
Ｃ，Ｎ、Ｓ、Ｏ，Ｐ量の総量規定およびＭｇ、　Ｃａの
微量の複合添加が必要とされる。

％を越える場合、Ｎ、Ｓ、０、Ｐによる粒界強度の低下
、Ｃによる粒内強化により、粒界脆化が著しくなり、分
塊圧延時にオーステナイト粒界の３重点といったところ
などで、微細なワレが発生し、以降の熱間圧延の工程で
も、未圧着のまま合金内部にワレとして残り、ハンダ性
を劣化させる。こ０．００４５％とした。

本発明で意図する熱間加工性向上のためには、上記のよ
うなＣ，Ｎ、Ｓ、０、Ｐの低減に加え、Ｃａ、　ＭｇＯ
３量、０量に応じた適量添加が必須である。

すなわち、Ｃａは０．０００２〜０．００２０％、Ｍｇ
は０．０００３〜０．００２０％、かつ、Ｃａ　＋　−
Ｍｇ　：　０．０００５〜０．００２５％Ｃａ＋　−Ｍ
ｇ かつ、Ｓ、０量に応じて、□≧１ Ｓ十−〇 とする必要がある。

第１図にＡｇメッキ性、ハンダ性、スラブ庇取り量とＣ
ａ、　Ｍｇ量の関係を示すが、Ｃａは０．０００２％未
満、Ｍｇは０．０００３％未満では、本発明で意図する
熱間加工性向上が達成されず、一方、いずれの成分でも
０、００２０％を越えると、合金鋼帯の熱処理時で表面
に強固な酸化膜が形成され、Ａｇメッキ性、ハンダ性が
損われる。本発明で意図する熱間加工性向上の効果はＣ
ａ、　Ｍｇのいずれか一方の単独添加では十分に現われ
ず、両者とも本発明の規定の下限値以上の添加は必要で
ある。すなわち、Ｃａ＋　−Ｍｇ　　が０．０００５％
未満では、本発明で目標とする熱間加工性向上が得られ
ず、一方　Ｃａ＋　−Ｍｇ　　が０．００２５％を越え
ると、合金鋼帯の熱処理時で表面に強固な酸化膜が形成
され、Ａｇメッキ性、ハンダ性が損われる。これらより
、Ｃａ＋　−Ｍｇはｏ、ｏｏｏｓ％〜０．００２５％の
範囲に定めた。

上記のようなＣａ、　Ｍｇ添加による熱間加工性の向上
は、凝固過程において、ＳやＯが安定無害な析出物とし
て固定されるためと考えられる。なお、Ｃａと−ｇとで
は本合金の場合ＳやＯの析出物を形成する温度域が異な
り、このことがＣａとＭｇの複合添加がＳや０を安定な
析出物としてより十分に固定できる理由であると推察さ
れる。

なお、ＣａとＭｇの総量の下限は、Ｓ量とＯ量に応して
変えることができ、この規定を満たすことにより、本発
明で意図する熱間加工性とＡｇメッキ性およびハンダ性
をより高いレベルとすることかできる。すなわち、第２
図はＡｇメッキ性、ハンダ性、Ｃａ＋−１ｇ 関係を示すが、□　が１以上の場合、 Ｓ　＋−〇 前記のＣａｖ　Ｍｇ量のそれぞれの規定を満たしたとき
のみの場合に比べて、熱間加工性をより向上させること
かでき、表面疵取り量を小さくすることがＣａ十−Ｍｇ できる。一方　□　が１未満の場合、 Ｓ　＋−Ｏ Ｃａ、　Ｍｇ、　Ｓ、０量がそれぞれ本発明規定内の場
合であっても、Ｓ、０を完全に安定無害な析出物として
固定化できないため、基本的には、本発明で意図する高
い熱間加工性は有しているものの、■ Ｃａ＋　　−−ｇ □≧１　の場合のような飛躍的な熱 Ｓ　＋−Ｏ 量刑工性の向上は得られない。以上により本発明で意図
する熱間加工性をより向上させ、かつ、Ａｇメッキ性と
ハンダ性をより高いレベルにするためＣａ十−Ｍｇ の条件として　□≧１　を定めた。

Ｓ＋−Ｏ 以上のような成分規定に加え、本発明で対象とするＦｅ
−Ｎｉ合金のＡｇメッキ性、ハンダ性を向上させつつ、
熱間加工性の向上を達成しうるが、以下に示すような、
分塊圧延工程における加熱炉の雰囲気、加熱、加工条件
の適正化により、上記の特性について一層の向上を達成
し得る。

先ず、Ｓｉの成分偏析をより低減する方法の１つとして
は、分塊圧延における加熱温度、保持時間、加工条件の
適正化である。すなわち、造塊法による鋼塊又は連続鋳
造によるスラブを分塊圧延するに際して、加熱と圧延を
１回だけで行なう１ヒートの分塊の場合、第３図に示す
ように、但し、これらの式において、ｔは保持時間（ｈ
ｒ）であり、Ｔは加熱温度（”Ｃ）であり、以下これら
を単にｔ、Ｔという。

の３式を満たした条件下で加熱し、分塊圧延での加工を
断面減少率３５％以上で行ない、圧延後徐冷することに
よりＳｌの成分偏析率を１０％以下とすることができ、
かつ分塊圧延により得られたスラブの疵取り量を５ｆｌ
以下とすることができる。

なお、（Ｖ）弐の下限未満または、（■）式を満たさな
い場合は、最終板厚でのＳｉの偏析率が１０％超となり
、不適である。

また、（Ｖ）弐の上限超、または（■）弐を満たさない
場合は、分塊圧延後のスラブの疵取り量（片面当り）が
５鶴を超え、熱間歩留りが悪く、本発明の範囲外である
。

更に、前記鋼塊または連続鋳造スラブを分塊圧延するに
際して、加熱と圧延を２回で行なう２ヒートの分塊の場
合、１ヒートに比べてよりＳｉのミクロ偏析を低いレベ
ルとすることができる。この場合、第４図に示すように
、 １１５０≦Ｔ　（’Ｃ）≦１３００・・・（■）式ｌｏ
ｇ　ｔ≧７．４０−５．３３Ｘ１０−３Ｔ　・−−−（
ＩＸ）式ｌｏｇ　ｔ≦７．７１−５．３３Ｘ１０−３Ｔ
　・−・・（Ｘ）式の■〜Ｘ式を満たした条件で加熱し
、１回目の分塊圧延での加工を断面減少率２０〜７０％
で行ない、圧延後、前記３式を満たす条件にて再加熱し
、そののち２回目の分塊圧延にて、断面減少率２０〜７
０％範囲内にて加工し、その加工後徐冷することにより
Ｓｉの成分偏析率を１０％以下とすることができ、かつ
分塊圧延により得られたスラブの疵取り量を５ｆｉ以下
とすることができる。

なお、（■）式の下限未満、または（ＩＸ）式を満たさ
ない場合は、最終板厚でのＳｉの偏析率が１０％超とな
り不適である。

また、（■）式の上限超または、（Ｘ）式を満たさない
場合は、分塊圧延後のスラブの疵取り量（片面当り）が
５ｍを超え、熱間歩留りが悪（、本発明の範囲外である
。

加熱時の加熱炉の雰囲気中のＨ２Ｓ濃度制御により分塊
圧延時の表面疵発生をより低いレベルにすることができ
る。すなわち、加熱雰囲気中のＨ２Ｓが１１００ｐｐを
超える場合、Ｓによる粒界脆化が表面およびその近傍で
おこり、分塊圧延後で表面疵発生が多（なり、前記の成
分、加熱雰囲気以外の分塊条件を本発明規定内とした場
合でも、スラブの疵取り量（片面当り）が５ｍｍを越え
るため、Ｈ２Ｓの濃度の上限を１１００ｐｐとした。

更に、分塊圧延後の冷却を徐冷とすることによりＳｉの
成分偏析率をより低いレベルとすることができる。

Ｓｉの成分偏析を本発明で意図するレベルまで低減する
方法は、上記の方法に加え、インゴット製造時の偏析防
止、急冷凝固（薄鋳片に鋳造）、具体的には、鋳造時の
電磁撹拌、一方向凝固、軽圧下鋳造、偏平鋼塊の採用に
よる凝固時間の短縮、または、条製造工程中においては
熱間加工、温間加工、冷間加工とそれぞ″れ１種以上の
加工と、熱処理の組み合わせにより達成できる。

（実施例） 本発明によるものの具体的な実施例について説明すると
、以下の如くである。

実施例１ ４２合金を電気炉にて出鋼し、その後に取鍋精錬を行な
うことにより７トン鋼塊を得た。

なお、このものの出鋼後の取鍋精錬は、ＣａＯ：４０％
以下のＭｇＯ−ＣａＯ系耐火物よりなる取鍋を使用し、
溶滓の成分がｗｔ％で、ＣＣａＯ〕／　（Ｓｉ０２）：
　０．６５〜０．８、Ａｊ！Ｊｚ：３％以下、ＭｇＯ：
　１５％以下のＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａ　ｌ　ｚ０３系の
ものであり、これにより処理することで、次の第１表の
化学成分のような合金を得た。

上記したように得られた１ｌｈｌ〜隘１７の鋼塊を手入
れの後、１２００℃で１２時間加熱し、１次分塊にて断
面減少率６０％で分塊圧延を行ない、しかるのち１２０
０℃で１２時間加熱し、２次分塊にて断面減少率４５％
で分塊圧延を行ない、徐冷することによりスラブを得た
。なお、合金１１ｈ１８は供試材！ｌｈｌと同じ成分を
有する７トン鋼塊を手入れ後、１２００℃にて１５時間
加熱し、断面減少率７８％で分塊圧延を行ない、徐冷す
ることにより、スラブを準備した。加熱炉の雰囲気ガス
中のＨ，Ｓ濃度は６０ｐｐｍである。

これらのスラブを手入れし酸化防止剤を塗布後、加熱温
度１１００℃で加熱してから熱間圧延を行なった。なお
この際、１０００℃以上での合計圧下率は８２％であり
、８５０℃以上での合計圧下率は９８％であって、熱間
圧延された熱延コイルの巻取り温度は５５０〜７５０℃
であった。スラブの表面疵発生は目視観察およびカラー
チエツクにより調べた。表面疵取り量はスラブ表面を溶
剤・グラインダーにより表面疵がなくなるまで手入れし
て、その手入れ前後のスラブの幅厚さの変化を測定する
ことにより求めた。合金中の微細な内部割れは、合金鋼
帯のＵＳＴ検査により調べた。

上記のようにして得られた熱延コイルは脱スケール後、
冷延、焼鈍を繰返し、最終に調質圧延を施し、所要の表
面粗度を有する板厚０．１５ｍの合金板を夫々得、その
のちに歪取り焼鈍を行ない、合金板を得た。

上記のような各合金板の板面におけるＳｉの偏析率はＥ
ＰＭＡによるマツピングアナライザー（面分析）により
調査した。

銀メッキ性は前記合金薄板を脱脂−酸洗の前処理後、厚
さ２μｍのＡｇメッキを施した後、４５０’ｌ：Ｘ３ｍ
１ｎ大気中で加熱し、メソキフクレの発生の有無を５０
倍に拡大して調べることにより行なった。

ハンダ性は前記合金薄板上に１．５μｍ厚さのスズメ・
７キを施した素材を用い、メースコグラフ法により、ハ
ンダ組成５ｎ６０％、Ｐｂ４０％、ハンダ浴温度２３５
℃±５℃、ハンダ浴漫清深さ２ｆｉ、ハンダ浴浸漬時間
５秒の条件でハンダ浴中に浸漬し、評価は、ハンダ濡れ
時間ｔ２で行なった。また供試材を大気中１００℃で加
熱して、ハンダ性の劣化の程度も調べた。これらの結果
は次の第２表に示す如くである。

すなわち、供試材階１．２はＣ，Ｎ、Ｓ、０．Ｓｉの偏
析率が本発明規定内であり、表面疵発生は少なく、Ａｇ
メッキ性、ハンダ性も優れたレベルを示しており、本発
明で意図する効果が発揮されている。とくに、供試材隘
１はＣＳＮ、Ｓ、０、Ｐがより好ましいレベルまで低減
されたものであり、Ａｇメッキ性、ハンダ性もより優れ
たレベルにある。

これに対して、供試材Ｎ［１３，４の各村はそれぞれＣ
，Ｎが本発明規定量を超えるものであり、表面疵発生が
多く、Ａｇメッキ性、ハンダ性に問題がある。

供試材隘５．６．７の各村はそれぞれ、Ｓ、０、Ｐが本
発明規定量を超えるものであり、表面疵発生は本発明例
に比べて多く、Ａｇメッキ性、ハンダ性が劣っている。

とくに阻６の材料ではＳｔが本発明の規定未満のもので
あり、０が本発明規定を超えている。このように脱酸剤
としてのＳｉの適正添加が必要なことが理解される。

供試材Ｎ［Ｌ８．１８の各村は、それぞれ、Ｓｉの上限
を超えるもの、Ｓｉの偏析率が本発明規定の上限を越え
るものであるが、とくにＡｇメッキ性、ハンダ性は供試
材１１ｈｌ、２に比べて劣っている。特に隘９材は特開
昭６２−２０７８４５の特徴とする成分であるが、熱間
加工性は著しく悪く、表面疵発生が極めて多く、表面疵
取り量も多く、製造性に問題を有していることがわかる
。また、厚さ２μｍのＡｇメッキ性、ハンダ性は本発明
例（隘１．２材）よりやや劣っている。

供試材Ｎ１１１０．１２．１４の各村は、それぞれＣａ
、　Ｍｇ、　　Ｃａ十−Ｍｇ　　が本発明規定の上限を
超えるものであり、Ａｇメッキ性、ハンダ性は本発明例
に比べて劣っている。

また、供試材＆ＩＬ１３．１５の各村はそれぞれ、Ｃａ
、　Ｍｇ、（Ｃａｔ−ニ団ｇｌ　　が本発明規定の下限
未満のものであり、ハンダ性は本発明例（１１ｍｌ、２
材）より劣り、表面疵発生は多く、表面疵取り量も多い
。

あり、この場合、微細な内部ワレ発生がみられ、ハンダ
性に特に著しい劣化がみられ、表面疵発生も階１．２の
材料に比べて多くなっている。

［Ｃａｌ　＋　−（Ｍｇ１ 供試材階１７は　□　が本発明 ［Ｓ］　＋　−［０１ 規定外のものであるが、表面疵取り量は供試材光１．２
の材料に比べて多くなっている。とくに、ハンダ性は、
スズメッキ時のウィスカーが発生する場合、劣化がみら
れ、これらの間に良い相関がみられている。

以上のように、リードフレーム用４２合金においても、
本発明で規定される成分およびＳｉの偏析率の制御のも
とではしめて、本発明で意図する効果が得られることが
わかる。とくに、本発明で特徴とする合金は、たとえば
、Ｓｉの偏析率を低減する手法として、分塊圧延以外の
方法を用いた際でも、本質的に熱間加工性は高い合金で
あるため、条製造工程中の歩留りは高いという利点も有
している。たとえば、本合金の溶鋼を急冷凝固して、薄
鋳片を作製する場合でも、表面疵の発生は極めて少なく
歩留りは高い。

実施例２ 実施例１における供試材光１および隘２と同じ成分を有
する鋼塊を手入れ後、次の表３に示すような分塊圧延条
件にて、分塊圧延後、徐冷することにより、スラブを得
た。以降は、実施例１と同様の製造条件にて、板厚０．
１５ｍの合金板を得た。

Ｓｌの偏析率、表面疵発生、表面疵取り量、ハンダ性、
銀メッキ性、微細な内部割れ発生は実施例１と同様な手
法により調べた。結果は次の表４の如くである。

すなわち、供試材−１９，２０，２４，２５の各村は、
加熱炉雰囲気における）Ｉ　ｚ　Ｓ　ｒａ度、分塊圧延
の加熱温度、加熱時間、加工度が本発明規定内となって
おり、表面疵発生は少な（、Ａｇメッキ性、ハンダ性は
優れたレベルにある。

これに対して供試材患２１．２２．２６．２７．３１．
３２の各村はそれぞれ、１ヒ一ト分塊での加工度が本発
明規定の下限を下まわるもの、１ヒ一ト分塊での加熱時
間が（ｎＩ）式の下限未満のもの、２ヒ一ト分塊でのｌ
ヒート目の加熱時間が（ＩＶ）式の下限未満のもの、２
ヒ一ト分塊での２ヒート目の加工度が本発明規定の下限
を下まわるもの、２ヒ一ト分塊で１ヒート目、２ヒート
目の加熱温度が本発明規定の下限未満のもの、２ヒ一ト
分塊での１ヒート目の加工度が本発明規定の下限を下ま
わるものであるが、いずれもＳｉの偏析率は、１０％を
超えており、Ａｇメッキ性、ハンダ性に問題がある。

一方、供試付磁２３．２８．３０の各村はそれぞれ、１
ヒ一ト分塊での加熱時間が（Ｉ［［）式の上限を超える
もの、２ヒ一ト分塊での２ヒート目の加熱時間が（ｒＶ
）式の上限を超えるもの、１ヒ一ト分塊での加熱温度が
本発明規定の上限を超えるものであり、いずれも表面疵
発生は本発明例（供試材Ｎ１１１９．２０．２４．２５
）に比べて多く、表面疵取り量も多い。

供試材階２９は加熱炉中のＨ２Ｓ濃度が本発明規定を超
えるものであり、分塊での加熱・加工条件は本発明規定
内にあるが、表面疵発生は極めて多い。

以上より、化学成分を本発明規定内とした場合でも、分
塊圧延での条件も本発明規定内とすることが必要である
ことが理解される。

「発明の効果」 以上説明したような、本発明によれば、ＩＣＩＪ−ドフ
レームでのＡｇメッキ性を従来より向上させ、かつハン
ダ性も優れ、さらには、製造時の歩留りも向上させる合
金およびその好ましい製造方法を提供することができる
ものであり、その工業的価値の極めて大きい発明である
。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
はＡｇメッキ性、ハンダ性、スラブ庇取り量とＣａ、　
Ｍｇ量の関係を示した図表、第２図はＡｇメッキ性、ハ
ンダ性、スラブ庇取り量と［Ｃａ］　＋−団ｇ］、［Ｓ
］　　＋−［０］　の関係を示した図表、第３図は分塊
圧延での断面減少率≧３５％の場合において、最終板厚
でのＳｉの偏析率、スラブ庇取り量と加熱温度、加熱時
間の関係を要約して示した図表、第４図は１次分塊、２
次分塊での断面減少率が２０〜７０％の場合において、
最終板厚でのＳｉの偏析率、スラブ庇取り量と加熱塩、
加熱保持時間の関係を要約して示した図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）Ｎｉ：３８〜５２ｗｔ％、Ｃ：０．００５０ｗｔ
   ％以下、Ａｌ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００２
   ０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００２０ｗｔ％以下、Ｏ：０．
   ００４０ｗｔ％以下、Ｐ：０．００４０ｗｔ％以下、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、Ｃａ：０．０００２〜
   ０．００２０ｗｔ％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２
   ０ｗｔ％、〔Ｃａ〕＋１／２〔Ｍｇ〕：０．０００５〜
   ０．００２５ｗｔ％を含有し、かつ 〔Ｃ〕／１０＋〔Ｎ〕／１０＋〔Ｓ〕＋１／５〔Ｏ〕＋
   １／２〔Ｐ〕：０．００４５ｗｔ％、▲数式、化学式、
   表等があります▼ の関係を満たし、残部不可避不純物およびＦｅの成分組
   成からなり、しかもその合金鋼帯のエッチング直前また
   はプレス打抜き直前での合金板表面におけるＳｉの成分
   偏析率、すなわち ｜（偏析域の成分濃度−平均成分濃度）／平均成分濃度
   ｜×１００……（ I ）式 が１０％以下であることを特徴とするメッキ性に優れた
   Ｆｅ−Ｎｉ合金。 （２）請求項１に記載の成分組成を有する合金を造塊法
   または連続鋳造法により製造するに際して造塊法による
   鋼塊または連続鋳造法によるスラブを以降、分塊圧延−
   疵取り−熱間圧延−脱スケール・疵取り−１回または２
   回以上の冷間圧延（２回以上の冷間圧延の場合は中間に
   再結晶焼鈍を行う）−再結晶焼鈍−調質圧延−歪取り焼
   鈍の工程でエッチング直前またはプレス打抜き前の合金
   薄板を得るに当り、分塊圧延工程での加熱炉における熱
   間雰囲気中のＨ＿２Ｓの濃度を１００ｐｐｍ以下、加熱
   温度を１１５０〜１３００℃とし、該加熱温度に達して
   からの保持時間ｔ（ｈｒ）を加熱温度Ｔ（℃）に応じて
   、 ７．７１−５．３３×１０＾−＾３Ｔ≦ｌｏｇｔ≦８．
   ００−５．３３×１０＾−＾３Ｔ……（II）式 とし、分塊圧延での断面減少率を３５％以上となし、分
   塊圧延後徐冷することにより前記したエッチングが直前
   またはプレス打抜き前の合金薄板表面でのＳｉの成分偏
   析率（前記（ I ）式）を１０％以下とすることを特徴
   とするメッキ性に優れたＦｅ−Ｎｉ合金の製造法。 （３）請求項１に記載の成分組成を有する合金を造塊法
   または連続鋳造法により製造するに際して造塊法による
   鋼塊または連続鋳造法によるスラブを以降、分塊圧延−
   疵取り−熱間圧延−脱スケール・疵取り−１回または２
   回以上の冷間圧延（２回以上の冷間圧延の場合は中間に
   再結晶焼鈍を行う）−再結晶焼鈍−調質圧延−歪取り焼
   鈍の工程でエッチング直前またはプレス打抜き前の合金
   薄板を得るに当り、分塊圧延工程での加熱炉における熱
   間雰囲気中のＨ＿２Ｓの濃度を１００ｐｐｍ以下、加熱
   温度を１１５０〜１３００℃とし、該加熱温度に達して
   からの保持時間ｔ（ｈｒ）を加熱温度Ｔ（℃）に応じて
   、 ７．４０−５．３３×１０＾−＾３Ｔ≦ｌｏｇｔ≦７．
   ７１−５．３３×１０＾−＾３Ｔ……（III）式 とし、１次分塊圧延を断面積減少率２０〜７０％で行い
   、次いで前記加熱雰囲気にて加熱温度１１５０〜１２５
   ０℃で前記（III）式の関係の範囲内で加熱し、その後
   ２次分塊圧延を断面積減少率２０〜７０％とし、分塊圧
   延後徐冷することにより前記したエッチング直前または
   プレス打抜き前の合金薄板表面でのＳｉの成分偏析率（
   前記（Ｉ）式）を１０％以下とすることを特徴とするメ
   ッキ性に優れたＦｅ−Ｎｉ合金の製造法。