JPH0625395B2 - 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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- JPH0625395B2 JPH0625395B2 JP2057566A JP5756690A JPH0625395B2 JP H0625395 B2 JPH0625395 B2 JP H0625395B2 JP 2057566 A JP2057566 A JP 2057566A JP 5756690 A JP5756690 A JP 5756690A JP H0625395 B2 JPH0625395 B2 JP H0625395B2
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- austenite
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- 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
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- 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
- H01L23/495—Lead-frames or other flat leads
- H01L23/49579—Lead-frames or other flat leads characterised by the materials of the lead frames or layers thereon
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
- H01L2924/0001—Technical content checked by a classifier
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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ピン
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ピン
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。
これら多ピン用Ｆｅ系リードフレーム材料として、従来
Ｆｅ-42Ｎｉ、Ｆｅ-29Ｎｉ-17Ｃｏ(コバール)が知られ
ている。これらのＦｅ-Ｎｉ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係合金の提案があ
り、またＦｅ-Ｎｉ-Ｃｏ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(コバール)が知られ
ている。これらのＦｅ-Ｎｉ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係合金の提案があ
り、またＦｅ-Ｎｉ-Ｃｏ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。
多ピ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Ｆｅ-42ＮｉまたはＦｅ-29Ｎｉ-17Ｃｏの薄板多ピン
リードフレームは、リードの強度不足が原因でパッケー
ジ組立、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Ｆｅ-42ＮｉまたはＦｅ-29Ｎｉ-17Ｃｏの薄板多ピン
リードフレームは、リードの強度不足が原因でパッケー
ジ組立、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55-128565号、(ロ)特開
昭57-82455号、(ハ)特開昭61-6251号、(ニ)特公平1-817
号、(ホ)特公平1-15562号、(ヘ)特開平1-61042号｝があ
るが、前者は主要元素の他に強化元素を過剰に含有する
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。
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55-128565号、(ロ)特開
昭57-82455号、(ハ)特開昭61-6251号、(ニ)特公平1-817
号、(ホ)特公平1-15562号、(ヘ)特開平1-61042号｝があ
るが、前者は主要元素の他に強化元素を過剰に含有する
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、オーステナイト相を50%
以上とすることにより、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、オーステナイト相を50%
以上とすることにより、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、Ｃｏ 0.5〜22%、Ｎｉ
22〜32.5%、Ｍｎ 1.0%以下、Ｓｉ 0.5%以下を含有し、
ＮｉとＣｏの含有量は、Ｃｏ 12%未満ではＮｉ 27〜32.
5%、Ｃｏ 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(フェライ
トを伴うことを得)からなり、前記オーステナイト相が5
0%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以下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。
22〜32.5%、Ｍｎ 1.0%以下、Ｓｉ 0.5%以下を含有し、
ＮｉとＣｏの含有量は、Ｃｏ 12%未満ではＮｉ 27〜32.
5%、Ｃｏ 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(フェライ
トを伴うことを得)からなり、前記オーステナイト相が5
0%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以下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、本発明のリードフレーム材料の最も重要な点
は、従来のＦｅ-Ｎｉ-Ｃｏ系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、基本的な組織を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。
は、従来のＦｅ-Ｎｉ-Ｃｏ系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、基本的な組織を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。
本発明でいうオーステナイト相とマルテンサイト相とは
次のとおりである。
次のとおりである。
本発明において、溶体化処理後のオーステナイト相は、
冷間加工によりその一部が加工誘起変態してマルテンサ
イトとなり、他の一部が未変態のままオーステナイト相
として残留してもよい（これを本発明では残留オーステ
ナイトと記す）。
冷間加工によりその一部が加工誘起変態してマルテンサ
イトとなり、他の一部が未変態のままオーステナイト相
として残留してもよい（これを本発明では残留オーステ
ナイトと記す）。
上記マルテンサイトは、最終焼鈍により逆変態してオー
ステナイトとなるが、これはＸ線的には上記残留オース
テナイトと定量的に区別がつけ難いものであり、本願発
明では逆変態で生じたオーステナイト相および残留オー
ステナイトを伴う場合は、これらを総称してオーステナ
イト相と呼ぶものである。
ステナイトとなるが、これはＸ線的には上記残留オース
テナイトと定量的に区別がつけ難いものであり、本願発
明では逆変態で生じたオーステナイト相および残留オー
ステナイトを伴う場合は、これらを総称してオーステナ
イト相と呼ぶものである。
また、マルテンサイトを逆変態させてオーステナイト相
とする過程においても、一部フェライトが生じることも
ある。この場合もマルテンサイト相と、逆変態後にオー
ステナイト相に付随して生じるフェライトは、定量的に
区別し難いものであり、したがって本願発明では一部フ
ェライトを含むマルテンサイト相、および完全なマルテ
ンサイト相の場合を総称してマルテンサイト相と称する
ものである。
とする過程においても、一部フェライトが生じることも
ある。この場合もマルテンサイト相と、逆変態後にオー
ステナイト相に付随して生じるフェライトは、定量的に
区別し難いものであり、したがって本願発明では一部フ
ェライトを含むマルテンサイト相、および完全なマルテ
ンサイト相の場合を総称してマルテンサイト相と称する
ものである。
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。
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、Ｃｏ12%以上で
(２Ｎｉ＋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、Ｃｏ 12%以上で(２Ｎｉ＋Ｃ
ｏ)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、Ｃｏ 12%未満でＮｉ27〜32.5%、Ｃｏ 12%以上
で、66%≦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。
(２Ｎｉ＋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、Ｃｏ 12%以上で(２Ｎｉ＋Ｃ
ｏ)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、Ｃｏ 12%未満でＮｉ27〜32.5%、Ｃｏ 12%以上
で、66%≦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。
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。
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。
Ｓｉ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。
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。
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、組織はオーステナイト相
(残留オーステナイトを伴ってもよい)およびマルテンサ
イト相（フェライトを伴ってもよい)からなり、前記オ
ーステナイト相の総和を50%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、組織はオーステナイト相
(残留オーステナイトを伴ってもよい)およびマルテンサ
イト相（フェライトを伴ってもよい)からなり、前記オ
ーステナイト相の総和を50%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(%)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。
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。
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。
さ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
態オー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
態オー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、αR・T-300(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、αR・T-300は(3〜9)×10-6／
℃、硬さＨｖ≧ 260、引張強さ 80kgf/mm2以上で十分
に使用に耐えうるものであると判断した。
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、αR・T-300は(3〜9)×10-6／
℃、硬さＨｖ≧ 260、引張強さ 80kgf/mm2以上で十分
に使用に耐えうるものであると判断した。
本発明材料を実施例により説明する。第１表に示す組成
の合金を真空誘導溶解炉で溶解、鋳造し、1100〜1150℃
の鍛造、熱間圧延で３mm厚さとし、さらに、1000℃×１
時間(水冷)の溶体化処理後0.35mmまで冷間圧延を施し
た。
の合金を真空誘導溶解炉で溶解、鋳造し、1100〜1150℃
の鍛造、熱間圧延で３mm厚さとし、さらに、1000℃×１
時間(水冷)の溶体化処理後0.35mmまで冷間圧延を施し
た。
第２表に、上記それぞれの材料に、0.35mm→750℃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0.35mm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。
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0.35mm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。
値である。
Ｉγ＝Ｉγ(111)＋Ｉγ(200)＋Ｉγ(220)＋Ｉγ(311)＋
Ｉγ(222) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度 Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度 本表から、本発明の材料合Ａ〜Ｉ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９×10-6／℃を越えてしまう。ま
た、本発明合金Ａ〜Ｉ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。
Ｉγ(222) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度 Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度 本表から、本発明の材料合Ａ〜Ｉ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９×10-6／℃を越えてしまう。ま
た、本発明合金Ａ〜Ｉ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１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67
5℃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。
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67
5℃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。
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、多ピン薄型用リー
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。
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、多ピン薄型用リー
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α
R・T-300の関係を示す図である。
２図は最終焼鈍温度とオーステナイト量およびα
R・T-300の関係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％にて、Ｃｏ 0.5〜22%、Ｎｉ 22〜32.
5%、Ｍｎ 1.0%以下、Ｓｉ 0.5%以下を含有し、ＮｉとＣ
ｏの含有量は、Ｃｏ 12%未満ではＮｉ 27〜32.5%、Ｃｏ
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(フェライトを伴う
ことを得)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。 - 【請求項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(フェライトを伴うことを
得)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。 - 【請求項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/
mm2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。 - 【請求項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
40〜90%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。
Priority Applications (2)
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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 |
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