WO1992000395A1 - Iron-nickel alloy - Google Patents

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Nobuaki Nakashima
Shinzo Sugai
Eiichi Watanabe
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Kabushiki Kaisha Toshiba
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Definitions

  • the present invention relates to an Fe—Ni-based alloy having a small coefficient of thermal expansion.
  • Fe-Ni alloys such as 42wt! WtNi-Fe and 29wt% Ni-17wt! 3 ⁇ 4Co-Fe are known as low thermal expansion alloys having a small coefficient of thermal expansion.
  • Applications requiring low thermal expansion such as lead frame materials used in the manufacture of IC packages, cathode ray tube component materials for CRTs, electron tube component materials, sealing materials, etc. Used for
  • a cathode ray tube component material For example, taking as an example a cathode ray tube component material, a plurality of electrodes for converging or deflecting an electron beam emitted from a cathode are arranged in the cathode ray tube. It is essential that the constituent materials of these electrodes have a small coefficient of thermal expansion so that they do not disturb the flight of the electron beam due to thermal expansion during operation of the cathode ray tube. Therefore, an Fe-Ni-based alloy as described above is used. For the same reason, Fe-Ni-based alloys are also used in shadow masks and the like disposed in cathode ray tubes. '
  • the present invention has been made to address such a problem, and has improved mechanical strength, heat resistance, etc., and is excellent in workability such as punching properties, and furthermore, gas discharge in a vacuum.
  • the aim is to provide Fe-Ni-based alloys with small amounts. Disclosure of the invention
  • Ni is 25% to 55% by weight
  • C is 0.0G1% to 0.1% by weight
  • at least one element selected from the group IVa element and the group Va element is 0.01% by weight.
  • % To 6% by weight, with the balance being substantially Fe, excluding unavoidable impurities.
  • the Fe—Ni-based alloy of the present invention is characterized in that the alloy structure has dispersed particles containing carbide.
  • Nickel is an element that lowers the coefficient of thermal expansion. Even if it is less than 25% by weight or exceeds 55% by weight, the coefficient of thermal expansion becomes large, and the effect as a low thermal expansion alloy is impaired. Is more preferably in the range of 36 to 50% by weight.
  • a more preferred content of carbon ranges from 0.01% to 0.05% by weight.
  • At least one element selected from the group IVa and group Va elements is precipitated or crystallized as a simple substance, a compound such as a carbide or a nitride, an intermetallic compound with Fe, or an alloy as a dispersed particle.
  • a compound such as a carbide or a nitride, an intermetallic compound with Fe, or an alloy as a dispersed particle.
  • the mechanical strength and the heat resistance are improved, and an appropriate punching property is provided.
  • the dissolved gas components are fixed as carbides or nitrides, and the amount of gas released in vacuum is reduced.
  • Group IVa elements and Group Va elements are elements that are particularly likely to precipitate as carbides and nitrides.
  • the contents of these IVa and Va elements range from 0.01% to 6% by weight. If the content of these elements is less than 0.01% by weight, these additional elements will form a solid solution in the parent phase, and the amount of dispersed particles composed of carbide will be insufficient, so that the effect of improving strength and heat resistance will be sufficiently obtained. Absent. In addition, the amount of outgassing increases. On the other hand, if the content exceeds 6% by weight, the workability is reduced and the mechanical strength is too high, so that the pressability to various component shapes is significantly deteriorated. A more preferred content of Group IVa and Group Va elements is in the range of 0.1% to 3% by weight. The above-mentioned IVa group element and Va group element may be used in combination of plural kinds of elements, or may be used alone. When multiple types of elements are used in combination, the content should be within the above range in terms of total weight.
  • the Fe- ⁇ 'i-based alloy of the present invention preferably has a content of S as an impurity of less than 0.05% by weight. If the S content is 0.05% by weight or more, the amount of gas released in vacuum increases. Even if Mn added as a deoxidizing agent is contained in a range of 2% by weight or less and other impurities such as P and Si in a range of about 0.1% by weight or less, It does not impair the effects of the invention.
  • the Fe—Ni-based alloy of the present invention is one in which dispersed particles containing carbides of a group IVa element and a group Va element are present in the alloy structure. Since carbides are finely and uniformly dispersed in the alloy structure, the mechanical strength, heat resistance, punching property, etc. of the Fe-Ni alloy are effectively improved. That is, by making the fine dispersed particles of carbide uniformly present in the alloy structure, the effect of dispersion strengthening is further improved, and the mechanical strength is improved. In addition, the movement of dislocations during high heat is suppressed, and heat resistance such as softening is improved. Further, the fine crystal structure of the dispersed particles improves the punching property, and can reduce burrs.
  • the dispersion particles preferably those 20 / ⁇ less size, arbitrary dispersed particles having such a size like be present in a range of 1000 Zmm 2 ⁇ 100000 pieces ZMM 2.
  • a more preferred number of the dispersed particles is in the range of 5000 ⁇ 2 to 100,000 Zmra 2 . If the size of the dispersed particles exceeds 20 m, the effect of improving the strength and heat resistance cannot be sufficiently obtained, and the punching property decreases, and the burrs around the punched holes (hereinafter referred to as hole burrs) increase. It will be easier.
  • the size of the dispersed particles means the diameter of the smallest circle including the dispersed particles.
  • the Fe-Ni alloy of the present invention is produced, for example, as follows.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining an evaluation method of a punchability test
  • FIG. 2 is a plan view showing a shape of an embodiment in which the Fe-Ni alloy of the present invention is applied to a lead frame
  • FIG. FIG. 2 is a plan view showing the shape of an embodiment in which the Fe—Ni-based alloy of the present invention is applied to a cathode ray tube component material.
  • Each alloy component having the composition shown in Table 1 was melted at about 1500 to form an ingot, and then forged at a temperature of 1000 ° C to 120 (TC at a temperature of 150 ° C x 600 mm x 150 mm). Each was produced.
  • each of the above-mentioned billets is 1000-1200 to 3.5 mm thick.
  • Hot rolling was performed at a temperature of C, and cold working and annealing at about 950 ° C for about 30 minutes were repeated to obtain a 0.3 mm thick steel sheet. Further, after performing cold working to a temperature of 0.15 ° C, annealing was performed at a temperature of about 950 e C for about 30 minutes to obtain a plate-shaped alloy sample.
  • the size and number of the dispersed particles in each of the plate-like alloy samples obtained as described above were measured in several fields from a 400-fold metallographic photograph. Table 2 shows the results. The size of the dispersed particles is indicated by an average value. In addition, the following characteristics were evaluated using each of the plate-like gold samples. Table 2 shows the results.
  • Each plate was heat-treated at 1050 for 10 minutes, and the hardness was measured before and after this heat treatment.
  • the gas release rate in a vacuum of l (T 7 Torr) was measured.
  • the evaluation in the punching test described in (3) above was performed as shown in FIG. And the punched surface 2 were taken as the crack angle, and the height h of the burr 3 at the end of the fractured surface 1 was taken as the hole burr height. As it grows, the burr 3 tends to fall to the hole side, causing various problems.
  • plate-like samples were similarly prepared using Fe-Ni-based alloys having compositions shown in Table 1 and out of the range of the present invention (Comparative Examples 1 to 6). The same evaluation as in the above example was performed. Table 2 also shows the results.
  • the Fe-Mi alloys according to the examples have a low coefficient of thermal expansion, a high hardness, and a small decrease in hardness even after the heat treatment of 1051TC.
  • the crack angle during press punching is large and burrs are small. That is, it excels in punchability.
  • the amount of gas released in a vacuum is small.
  • materials that require low thermal expansion such as lead frame materials, cathode ray tube component materials, electron tube component materials, and sealing materials, for example, when used as lead frame materials, when thinned
  • mechanical strength and heat resistance can be satisfied, and the reproducibility of the shape and the number of lead bending times can be improved.
  • cathode ray tube component material it is possible to prevent adverse effects on the electron beam characteristics, improve the assemblability, etc., and reduce the amount of outgassing. Improvement can be achieved.
  • Example 2 First, using a Fe-Ni based alloy in Example 2 described above, by repeating the annealing conditions of cold rolling and about 950 e C x 30 minutes, and finished into a plate having a thickness of 0.25. Thereafter, the plate-shaped Fe-Mi-based alloy was punched into a lead frame shape shown in FIG. 2 to obtain a desired lead frame 11.
  • the hardness and the punching die life (total number of punches) of each lead frame thus obtained were measured.
  • the hardness (Hv) of the lead frame according to Comparative Example 1 was 203, and the total number of punches was 850 X to 10 of which was a 3,
  • Li one lead frame according to embodiment 2 is the hardness (H v) 240, total punching number 1300 X 10 3, ensure that they are both improved mechanical strength and punching properties did.
  • the cathode ray tube was assembled using each of the cathode ray tube parts obtained in this manner, and the component deformation defect rate was measured.
  • the defect rate of the cathode ray tube component according to Comparative Example 2 was about 0.6%.
  • the cathode ray tube component according to Example 1 was approximately 0.04%, confirming that the defect rate due to component deformation was greatly improved.
  • Fe-Ni based alloy of the present invention after satisfying the low thermal expansion coefficient, high hardness, there is excellent heat resistance and punchability, t thus outgassing amount is small in a vacuum
  • a lead frame material an alloy material suitable for a cathode ray tube component material.

Description

明 細 書
Fe-Ni系合金 技術分野
本発明は、 熱膨張率の小さい Fe-Ni系合金に関する。 背景技術
例えば、 42wt!¾Ni-Feや 29wt%Ni-17wt!¾Co-Fe等の Fe-Ni系合金は、 熱膨張率の 小さい低熱膨脹合金として知られている。 これら Fe-Ni系合金は、 例えば I Cパ ッケージ等の製造に用いられるリ一ドフレーム材料、 ブラウン管用の陰極線管用 部品材料、 電子管用部品材料、 封着用材料等の低熱膨脹が必要とされる用途に使 用されている。
例えば、 陰極線管用部品材料を例として説明すると、 陰極線管内には陰極から 放出された電子ビームを収束もしくは偏向する複数の電極が配置されている。 こ れら電極の構成材料は、 陰極線管の動作中に熱膨脹することによって、 電子ビー ムの飛翔に乱れを生じさせないように、 熱膨脹率が小さいことが必須条件となる。 そこで、 上述したような Fe-Ni系合金が使用されている。 また、 陰極線管内に配 置されるシャ ドーマスク等においても、 同様な理由から Fe-Ni系合金が使用され ている。 '
しかしながら、 従来の Fe-Ni系合金は、 熱膨脹率の点については満足していた ものの、 以下に示すような難点があり、 それらを解消することが強く望まれてい ナ：。
例えば、 従来の Fe-Ni系合金は、 プレス打ち抜き時に発生するバリが大きいと いう難点があった。 打ち抜き部のバリが大きい材料を、 陰極線管用部品材料とし て使用すると、 電子ビーム特性に悪影響を及すといつた不具合が生じてしまう。 この問題は、 電子管用部品材料とした使用する際も同様である。 また、 リードフ レーム材として使用する場合に、 発生するバリが大きいと、 リー ドの折り曲げ回 数を低下させたり、 プレス金型の寿命を短くする等といった問題を招いてしまう。 封着用材料においても、 例えばバリがガラスとの封着部に位置すると、 そこから クラックを発生しやすい等、 部品特性に悪影響を及ぼしてしまう。
一方、 近年、 半導体素子の高集積化に伴ってリードフレームの薄板化、 多ピン 化が進められている。 このような現状に対して、 従来の Fe-Ni系合金からなるリ 一ドフレーム材では、 微細なパターンを再現性よく形成することができないと共 に、 機械的強度や耐熱性が不十分であった。 このような問題はリードフレーム材 に限らず、 例えば陰極線管用部品材料においては、 機械的強度や耐熱性が不十分 であると、 部品組み立て前の熱処理によって著しく軟化し、 取扱い性の低下や組 み立て時に変形を招きやすい等といった問題に繋がってしまう。
また、 従来の Fe-Ni系合金は、 一般に溶存ガス量が多いことから、 陰極線管用 部品材料や電子管用部品材料として用いた際に、 真空中でのガス放出量が多くな り、 陰極線管や電子管の真空度を低下させてしまい、 製品そのものの特性低下を 招いていた。
本発明は、 このような課題に対処するためになされたもので、 機械的強度、 耐 熱性等を向上させた上で、 打ち抜き性等の加工性に優れ、 さらには真空中でのガ ス放出量が少ない Fe-Ni系合金を提供することを目的としている。 発明の開示
本発明の Fe-Ni系合金は、 Niを 25重量％〜55重量％、 Cを 0.0G1重量％〜 0.1重量％、 IVa 族元素および Va族元素から選ばれた少なくとも 1種の元素を 0.01重量％〜 6重量％含み、 残部が不可避的不純物を除き実質的に Feからなるこ とを特徴とするものである。 また、 本発明の Fe-Ni系合金は、 合金組織中に炭化 物を含む分散粒子を有していることを特徴とするものである。
本発明の Fe-Ni系合金における組成限定理由は、 以下に示す通りである。 ニッケルは、 熱膨脹率を低下させる元素であり、 25重量％未満であっても、 ま た 55重量％を超えても熱膨脹率が大きくなり、 低熱膨脹合金としての効果が損な われてしまう。 のより好ましい含有量は、 36〜50重量％の範囲である。
炭素は、 IVa族元素および Va 族元素から選ばれた 1種の元素の少なくとも一 部を炭化物として合金組織中に微細にかつ均一に分散させるものであり、 その結 果、 機械的強度および耐熱性を向上させると共に、 適度な打ち抜き性を付与する 成分である。 また、 溶 時には脱酸剤としても機能する。 すなわち本発明の特徵 は、 炭素を意図的に添加したことにある。 このような炭素の含有量は、 0.001重 量％〜 0. 1重量％の範囲とする。 炭素の含有量が 0.001重量％未満では、 強度お よび耐熱性の向上効果が十分に得られず、 また溶製時の脱酸が不十分となる。 一 方、 0.1重量％を超えると、 加工性が低下すると共に、 機械的強度が高くなりす ぎるために、 各種部品形状へのプレズ性が著しく悪化する。 炭素のより好ましい 含有量は、 0.01重量％〜0.05重量％の範囲でぁる。
IVa 族元素および V a 族元素から選ばれた少なく とも 1種の元素は、 単体、 炭 化物や窒化物等の化合物、 Feとの金属間化合物等として折出もしくは晶出し、 分 散粒子として合金組織内に存在する。 これにより、 機械的強度および耐熱性を向 上させると共に、 適度な打ち抜き性を付与する。 また、 溶存ガス成分を炭化物や 窒化物等として固定化し、 真空中でのガス放出量を減少させる。 IVa 族元素およ び V a族元素は、 特に炭化物や窒化物として析出しやすい元素である。 また、 上 記元素としては、 特に Nbおよび Taから選ばれた少なくとも 1種の元素を使用する ことによって、 上記した効果が顕著に得られるため好ましい。
これら IVa族元素および Va 族元素の含有量は、 0.01重量％〜 6重量％の範囲 である。 これら元素の含有量が 0.01重量％未満では、 これら添加元素が母相中に 固溶してしまい、 炭化物からなる分散粒子の量が不足するため、 強度および耐熱 性の向上効果が十分に得られない。 また、 ガス放出量の増大を招いてしまう。 一 方、 6重量％を超えると、 加工性が低下すると共に、 機械的強度が高くなりすぎ るために、 各種部品形状へのプレス性が著しく悪化する。 IVa族元素および V a 族元素のより好ましい含有量は、 0. 1重量％〜 3重量％の範囲である。 なお、 上 記 IVa 族元素および Va 族元素は、 複数種の元素を組み合せて使用してもよいし、 単独で使用してもよい。 複数種の元素を組み合せて使用する場合の含有量は、 合 計量で上記範囲とする。
なお、 本発明の Fe- \'i系合金は、 不純物としての Sの含有量を 0. 05重量％未満 とすることが好ましい。 Sの含有量が 0. 05重量％以上となると、 真空中でのガス 放 量が多くなるためである。 また、 脱酸剤として添加した Mnを 2重量％以下、 および P、 Si等の他の不純物を 0. 1重量％以下程度の範囲で含有していても、 本 発明の効果を損なうものではない。
本発明の Fe-Ni系合金は、 上述したように IVa 族元素および V a族元素の炭化 物を含む分散粒子が合金組織中に存在するものである。 炭化物は、 合金組織中に より細かく均一に分散するため、 Fe-Ni系合金の機械的強度、 耐熱性、 打ち抜き 性等を効果的に向上させる。 すなわち、 この炭化物の微細な分散粒子を合金組織 中に均一に存在させることにより、 分散強化の効果がより向上し、 機械的強度が 向上する。 また、 高熱時における転位の動きが抑制されて、 軟化等の耐熱性が向 上する。 さらに、 分散粒子による微細な結晶構造によって打ち抜き性が向上し、 バリを小さくさせることができる。
上記分散粒子は、 大きさが 20 / πι 以下のものが好ましく、 このような大きさを 有する分散粒子を 1000個 Zmm2 〜100000個 Zmm2 の範囲で存在させることが好ま しい。 分散粒子のより好ましい数は、 5000個 Ζπππ2 〜100000個 Zmra2 の範囲であ る。 分散粒子の大きさが 20 m を超えると、 強度および耐熱性の向上効果が十分 に得られず、 また打ち抜き性が低下して、 打ち抜き孔周囲のバリ （以下、 孔バリ と記す） が大きくなりやすくなる。 なお、 ここで言う分散粒子の大きさとは、 そ の分散粒子を含む最小円の直径を指すものとする。 また、 分散粒子の数が 1000個 /mm2 未満であっても、 強度および耐熱性の向上効果が十分に得られず、 また打 ち抜き性が低下し、 孔バリが大きく、 かつ割れ角が小さくなりやすい。 逆に、 分 散粒子の数が 100000個 Zmm2 を超えると、 圧延等の加工性が低下してしまう。 本発明の Fe-Ni系合金は、 例えば以下のようにして製造される。
すなわち、 上記したような合金組成を満たす合金成分を U0(TC〜160(rCの温度 で溶解 ·铸造した後、 約 1000eC〜： L20(TCの温度範囲で熱間鍛造および熱間圧延の いずれか、 またはその両方を行い、 その後、 加工率 30¾〜 80¾の冷間加工および 約 800て〜 1100。Cで 5分〜 1時間の焼鈍を繰り返すことにより、 所望の Fe-Ni系 合金材を得る。
また、 例えばリードフレームとして使用する場合には、 上記熱間加工や冷間加 ェにより所望厚さの扳材とした後、 所望形状に打ち抜いてリ一ドフレーム形状に 仕上げる。 陰極線管用部品材料等として使用する場合にも同様である。 図面の簡単な説明
第 1図は打ち抜き性試験の評価方法を説明するための図、 第 2図は本発明の Fe-Ni系合金をリードフレームに適用した一実施例の形状を示す平面図、 第 3図 は本発明の Fe-Ni系合金を陰極線管用部品材料に適用した一実施例の形状を示す 平面図である。 発明を実施するための形態
次に、 本発明を実施例によってより詳細に説明する。
まず、 本発明の Fe-Ni系合金の具体例およびその評価結果について述べる。 実施例 1〜 2 3
第 1表に示す組成の合金成分をそれぞれ約 1500でで溶解してィンゴッ トを铸造 した後、 1000°C〜120(TCの温度で鍛造して、 150關 X 600mm xし のビレッ トをそ れぞれ作製した。
次に、 上記各ビレツ トを厚さ 3.5mmまで 1000 〜 1200。Cの温度で熱間圧延し、 さらに冷間加工および約 950 °C X約 30分間の条件の焼鈍を繰り返すことにより、 厚さ 0.3mniの扳材を得た。 さらに、 0.15關までの冷間加工を行った後、 約 950eC の温度で約 30分間の焼鈍を行って、 それぞれ板状の合金試料を得た。
(以下余白）
Figure imgf000008_0001
上記のようにして得た板状の各合金試料中の分散粒子の大きさおよび数を、 400倍の金属顕微鏡組織写真上から数視野について測定した。 その結果を第 2表 に示す。 なお、 分散粒子の大きさは平均値で示す。 また、 上記板状の各^金試料 をそれぞれ用いて、 以下に示す各特性を評価した。 それらの結果を併せて第 2表 に示す。
① 熱膨脹係数
30て〜 301TCにおける熱膨脹係数で示す。
② 熱処理に対する硬度変化
各板状試料に対して 1050てで 10分間熱処理を施し、 この熱処理前後で硬度 を測定した。
③ 打ち抜き性
各扳状試料について、 プレスによる孔打ち抜き加工を行い、 その断面形状 から孔バリ高さおよび割れ角を測定した。
④ ガス放出性
各扳状試料について、 10_7Torrの真空中におけるガス放出量を測定した。
⑤ ガス放出速度
各板状試料について、 l(T7Torrの真空中におけるガス放出速度を測定した。 なお、 上記③の打ち抜き性試験における評価は、 第 1図に示すように、 打ち抜 き部における破断面 1と打ち抜き面 2との角度 0を割れ角として、 また破断面 1 端部のバリ 3の高さ hを孔バリ高さとして測定した。 ここで、 割れ角 が小さい と、 バリ 3の高さが大きくなると共に、 バリ 3が孔側に倒れやすくなり、 各種の 問題を引き起こす。
—方、 本発明との比較のために、 第 1表に組成を示す本発明の範囲外の Fe-Ni 系合金を用いて同様に板状の試料を作製し （比較例 1〜6 ) 、 上記実施例と同様 な評価を行った。 その結果も併せて第 2表に示す。
(以下余白） 第 2 表
分散拉子 分散拉子 熱 脹係数 硬度 (Hv) 孔バリ 割れ角 ガス放出量 ガス放出速度 の大きさ の数 熱処理 熱処理 ( iO"3Torr · ^Bl ) (個/ nnr ( 10 V C) 前 後 (度） (Torr · cc) cc/sec · g)
1 7.3 23050 88.1 181 丄 60 0 1 15 20 6.8 0.71
2 7.4 8150 51.1 167 147 0 1 13 20 8.7 0.68
3 6.8 6740 52.7 157 141 0 2 12-18 9.4 0.97
4 6.4 5300 50.6 155 142 0~1 12 20 11.3 1.04
5 5.3 3700 94.5 146 137 0 3 1ト 16 12.4 1.12
6 10.4 21070 89.2 173 156 0〜丄 12 20 9.7 0.69
7 8.3 4850 50.3 162 145 0 1 11 23 9.6 0.83
8 8.2 3960 95.7 148 139 0 3 12 17 10.7 1.02
9 9.0 13200 87.9 174 152 0-1 1ト 20 10.1 0.92
10 8.5 3680 50.9 147 141 0 ί 〜 19 11.2 1.11
11 7.4 2040 96.1 146 136 0 3 12-17 10.3 0.95 施. 12 9.7 11400 50.1 164 148 1 13-21 9.8 0.91
13 8.6 7400 51.6 157 145 0-2 L2 19 8.7 0.89
14 7.2 4300 87.5 151 142 0 2 li 17 10.0 1.03
15 10.7 23400 88.3 176 155 0 1 12~19 7.4 0.88 例 16 8.4 5300 49.9 146 132 0 2 11 15 8.5 0.98
17 8.2 3200 96.2 151 144 0-1 12-18 9.3 0.96
18 7.8 9460 87.7 147 140 0-3 1ト 18 9.3 0.83
19 7.9 6070 48.3 165 143 0-3 13-22 9.4 0.91
20 6.7 2860 95.9 143 138 0~2 12 16 10.5 0.97
21 9.2 7100 51.3 158 142 0 2 12~20 8.9 0.74
22 8.3 6700 89.0 162 147 0-2 12-19 8.5 0.82
23 10.2 5800 96.2 154 141 0 3 11-17 9.2 0.98
1 31 970 45.7 140 112 3-5 10-11 17.1 1.90 比 2 33 840 46.2 144 110 3 5 10-12 19.1 1.95 铰 3 29 910 84.3 142 114 3 5 10 11 18.3 1.86 判 4 27 930 94.2 145 110 3-5 10~11 19.7 1.94
5 (加工不可）
6 (加工不可） 第 2表の結果からも明らかなように、 実施例による Fe-Mi系合金は、 低熱膨張 率でありながら、 硬度も高く、 しかも 1051TCの熱処理後においても硬度の低下が 少ないことが分かる。 また、 プレス打ち抜き時の割れ角が大きく、 かつバリも小 さい。 すなわち、 打ち抜き性に俊れている。 さらには、 真空中でのガス放出量も 少ない。
以上のことから、 リードフレーム材、 陰極線管用部品材料、 電子管用部品材料、 封着用材料等の低熱膨脹が必要とされる材料において、 例えばリードフレーム材 として用いた場合には、 薄板化した場合においても、 機械的強度や耐熱性等を満 足させることが可能となり、 さらに形状の再現性やリードの折り曲げ回数の向上 が図れる。 また、 陰極線管用部品材料として用いた場合には、 電子ビーム特性へ の悪影響を防止することが可能となり、 かつ組み立て性等の向上が図れ、 さらに はガス放出量を低減したこと ら、 製品特性の向上が図れる。
次に、 本発明の Fe-Ni系合金をリードフレームに適用した実施例について説明 する。
まず、 上記した実施例 2の Fe-Ni系合金を用いて、 冷間圧延および約 950eC x 約 30分間の条件の焼鈍を繰り返すことにより、 厚さ 0.25 の板状に仕上げた。 こ の後、 上記板状の Fe-Mi系合金を第 2図に示すリードフレーム形状に打ち抜いて、 目的とするリードフレーム 1 1を得た。
また、 本発明との比較として、 上記した比較例 1の Pe-Ni系合金を用いて、 同 様にリ一ドフレームを作製した。
このようにして得た各リ一ドフレームの硬度および打ち抜き金型寿命 （総パン チ数） を測定したところ、 比較例 1によるリ一ドフレームでは硬度 （H v) 203、 総パンチ数 850 X 103 であったのに対し、 実施例 2によるリ一ドフレームは硬度 ( H v) 240、 総パンチ数 1300 X 103 であり、 機械的強度および打ち抜き性共に改 善されていることを確認した。
次に、 本発明の Fe-Ni系合金を陰極線管用部品材に適用した実施例について説 明する。
まず、 上記した実施例 1の Fe-Ni系合金を用いて、 冷間圧延および約 95(TC x 約 30分間の条件の焼鈍を繰り返すことにより、 厚さ 0. 175腳の板状に辻上げた。 この後、 上記板状の Fe-Ni系合金を第 3図に示す陰極線管用部品形状に打ち抜い て、 目的とする陰極線管用部品 1 2を得た。
また、 本発明との比較として、 上記した比較例 2の Fe-Ni系台金を用いて、 同 様に陰極線管用部品を作製した。
このようにして得た各陰極線管用部品を用いてそれぞれ陰極線管を組み立て、 部品変形不良率を測定したところ、 比較例 2による陰極線管用部品では不良率が 約 0.6%であったのに対し、 実施例 1による陰極線管用部品は約 0.04%と、 大幅に 部品変形による不良率が改善されていることを確認した。 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明の Fe-Ni系合金は、 低熱膨張率を満足した上で, 硬度が高く、 耐熱性があり、 打ち抜き性に優れ、 真空中でのガス放出量が少ない t よって、 例えばリードフレーム材ゃ陰極線管用部品材に好適な合金材料を提供す ることができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . Niを 25重量％'〜55重量％、 Cを 0. 001重量％〜 0. 1重量％、 IVa 族元素お よび V a 族元素から選ばれた少なくとも 1種の元素を 0. 01重量％〜 6重量％含み, 残部が不可避的不純物を除き実質的に Feからなることを特徵とする Fe-Ni系合金 c
2. 請求項 1記載の Fe-Ni系合金において、
合金組織中に炭化物を含む分散粒子を有していることを特徵とする Fe - Ni系合
3 . 請求項 2記載の Fe-Ni系合金において、
前記分散粒子は、 20 ^ 111 以下の大きさを有し、 かつ 1000個 cif〜100000個 Zcrf の範囲で合金組織中に存在していることを特徴とする Fe-Ni系合金。
4 . 請求項 2記載の Fe-Ni系合金において、
前記分散拉子の一部として、 前記 IVa 族元素および V a 族元素から選ばれた少 なくとも 1種の元素の炭化物を含むことを特徴とする Fe-Ni系合金。
5. 請求項 1記載の Fe-Ni系合金において、
前記 IVa 族元素および V a 族元素から選ばれた元素は、 Nbおよび Taから選ばれ た少なくとも 1種の元素であることを特徵とする Fe-Ni系合金。
6 . 請求項 1記載の Fe-Mi系合金において、
前記 Fe-Ni系合金は、 リードフレーム材料または陰極線管用部品材料であるこ とを特徴とする Fe-Mi系合金。
7 . Niを 25重量％〜55重量％、 Cを 0. 001重量％〜 0. 1重量％、 IVa 族元素お よび V a 族元素から選ばれた少なくとも 1種の元素を 0.01重量％〜 6重量％含み、 残部が不可避的不純物を除き実質的に Feからなる Fe-Ni系合金を用いたことを特 徴とするリ一ドフレーム。
8. 請求項 7記載のリー ドフレームにおいて、
Fe - Ni系合金組織中に炭化物を含む分散粒子を有していることを特徴とするリ ー ドフレーム。
9 . 請求項 8記載のリ一ドフレームにおいて、
前記分散粒子は、 20 ^ 111 以下の大きさを有し、 かつ 1000個 Zci！〜 100000個 cif の範囲で Fe-N'i系合金組織中に存在していることを特徵とするリ一ドフレーム。
10. Niを 25重量％〜55重量％、 Cを 0.001重量％〜 0.1重量％、 IVa族元素お よび V a 族元素から選ばれた少なくとも 1種の元素を 0.01重量％〜 6重量％含み、 残部が不可避的不純物を除き実質的に Feからなる Fe-N'i系合金を用いたことを特 徴とする陰極線管用部品。
11. 請求項 10記載の陰極線管用部品において、
Fe- :i系合金組織中に炭化物を含む分散粒子を有していることを特徴とする陰 極線管用部品。
12. 請求項 11記載の陰極線管用部品において、
前記分散粒子は、 20 in 以下の大きさを有し、 かつ 1000個/ cii〜100000個 Zci の範囲で Fe-Ni系合金組織中に存在していることを特徴とする陰極線管用部品。
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