JP3251691B2 - リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料及び製造方法 - Google Patents
リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料及び製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、めっき性，ハンダ濡れ
性及び熱間加工性に優れ、リードフレーム材として適し
たＦｅ−Ｎｉ系合金材料及びその製造方法に関する。
性及び熱間加工性に優れ、リードフレーム材として適し
たＦｅ−Ｎｉ系合金材料及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】電子工業の急速な発展に伴い、ＩＣ，Ｌ
ＳＩ等の半導体集積回路の需要が急増している。この需
要の伸びに応じて、ＩＣ，ＬＳＩ等の構成部品であるリ
ードフレームを低コストで且つ安定供給する要求が高ま
っている。この種のリードフレームとして、熱膨張係数
が小さいことからＦｅ−Ｎｉ系合金が代表的な材料とし
て使用されている。従来のＦｅ−Ｎｉ系合金は、熱間加
工性が乏しく製造が困難であるため、熱間加工性の改善
が必要である。たとえば、熱間加工性を改善する手段と
してＢ添加が、特開昭５３−１４６９１５号公報で紹介
されている。また、リードフレームとして使用されるＦ
ｅ−Ｎｉ合金は、半導体の組立てラインでＣｕめっき，
Ｎｉめっき等の種々のめっきやハンダ付け等が行われ
る。このことから、優れためっき性及びハンダ付け性を
呈することも必要となる。
ＳＩ等の半導体集積回路の需要が急増している。この需
要の伸びに応じて、ＩＣ，ＬＳＩ等の構成部品であるリ
ードフレームを低コストで且つ安定供給する要求が高ま
っている。この種のリードフレームとして、熱膨張係数
が小さいことからＦｅ−Ｎｉ系合金が代表的な材料とし
て使用されている。従来のＦｅ−Ｎｉ系合金は、熱間加
工性が乏しく製造が困難であるため、熱間加工性の改善
が必要である。たとえば、熱間加工性を改善する手段と
してＢ添加が、特開昭５３−１４６９１５号公報で紹介
されている。また、リードフレームとして使用されるＦ
ｅ−Ｎｉ合金は、半導体の組立てラインでＣｕめっき，
Ｎｉめっき等の種々のめっきやハンダ付け等が行われ
る。このことから、優れためっき性及びハンダ付け性を
呈することも必要となる。
【０００３】ところで、リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ合
金には、Ｈ2 −Ｎ2 系混合ガス等の還元性雰囲気中で仕
上げ焼鈍が施されている。仕上げ焼鈍時に、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金の表面に表面皮膜が形成される。表面皮膜は、め
っき金属やハンダに対する濡れ性を劣化させるため、め
っきやハンダ付けに先立って活性化前処理によって除去
される。活性化前処理は、複雑な工程を経るものであ
り、廃液処理の問題も派生する。そのため、リードフレ
ームに対するめっきやハンダ付けのコストを低減させる
上で、ネックとなっている。表面皮膜による悪影響を排
除するものとして、たとえばＢ添加によってＦｅ−Ｎｉ
系合金の表面に均一なＢの窒化物層を形成することが特
開昭６１−２７６９５０号公報で紹介されている。形成
されたＢの窒化物は、表面層に他の成分が濃縮すること
に起因した酸化物層の生成を抑え、しかもめっき浴等の
溶融金属に接触した状態で酸化膜を自動的に還元する作
用を呈するものとされている。その結果、表面皮膜の影
響が抑制され、めっき性及びハンダ濡れ性が向上する。
金には、Ｈ2 −Ｎ2 系混合ガス等の還元性雰囲気中で仕
上げ焼鈍が施されている。仕上げ焼鈍時に、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金の表面に表面皮膜が形成される。表面皮膜は、め
っき金属やハンダに対する濡れ性を劣化させるため、め
っきやハンダ付けに先立って活性化前処理によって除去
される。活性化前処理は、複雑な工程を経るものであ
り、廃液処理の問題も派生する。そのため、リードフレ
ームに対するめっきやハンダ付けのコストを低減させる
上で、ネックとなっている。表面皮膜による悪影響を排
除するものとして、たとえばＢ添加によってＦｅ−Ｎｉ
系合金の表面に均一なＢの窒化物層を形成することが特
開昭６１−２７６９５０号公報で紹介されている。形成
されたＢの窒化物は、表面層に他の成分が濃縮すること
に起因した酸化物層の生成を抑え、しかもめっき浴等の
溶融金属に接触した状態で酸化膜を自動的に還元する作
用を呈するものとされている。その結果、表面皮膜の影
響が抑制され、めっき性及びハンダ濡れ性が向上する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｂの窒
化物層が表面に形成しているＦｅ−Ｎｉ系合金をめっき
又はハンダ付けしようとすると、Ｂの窒化物層を完全に
除去する前処理が必要になる。前処理条件によってはめ
っき性，ハンダ濡れ性等が大きく変わり、めっきやハン
ダ付け後の性状が不安定になる。また、めっきの種類に
よっては、活性化前処理をほとんど行わずにめっきを実
施する場合もある。そこで、素材であるＦｅ−Ｎｉ合金
に対し、ごく簡単な前処理によってもめっきやハンダ付
けを施すことができる表面性状に改質する必要がある。
化物層が表面に形成しているＦｅ−Ｎｉ系合金をめっき
又はハンダ付けしようとすると、Ｂの窒化物層を完全に
除去する前処理が必要になる。前処理条件によってはめ
っき性，ハンダ濡れ性等が大きく変わり、めっきやハン
ダ付け後の性状が不安定になる。また、めっきの種類に
よっては、活性化前処理をほとんど行わずにめっきを実
施する場合もある。そこで、素材であるＦｅ−Ｎｉ合金
に対し、ごく簡単な前処理によってもめっきやハンダ付
けを施すことができる表面性状に改質する必要がある。
【０００５】本発明者等は、焼鈍後の合金表面にＢの窒
化物層が形成されないようにＢ含有量を厳しく制限する
とき、優れためっき性及びハンダ濡れ性を呈する表面が
得られることを見い出し、特願平４−２８０７７０号と
して出願した。しかし、Ｂ含有量に関する過酷な制限
は、合金の溶製工程を複雑化する。本発明は、このよう
なリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料に関する物性
解明の過程で案出されたものであり、最終焼鈍時に生成
する表面皮膜におけるＢ濃度及びＳｉ濃度を規制するこ
とにより、合金素材におけるＢ含有量の制約を緩和し、
活性化前処理を施さなくても、リードフレームとしてめ
っき性及びハンダ濡れ性に優れた表面性状をもったＦｅ
−Ｎｉ系合金材料を提供することを目的とする。
化物層が形成されないようにＢ含有量を厳しく制限する
とき、優れためっき性及びハンダ濡れ性を呈する表面が
得られることを見い出し、特願平４−２８０７７０号と
して出願した。しかし、Ｂ含有量に関する過酷な制限
は、合金の溶製工程を複雑化する。本発明は、このよう
なリードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料に関する物性
解明の過程で案出されたものであり、最終焼鈍時に生成
する表面皮膜におけるＢ濃度及びＳｉ濃度を規制するこ
とにより、合金素材におけるＢ含有量の制約を緩和し、
活性化前処理を施さなくても、リードフレームとしてめ
っき性及びハンダ濡れ性に優れた表面性状をもったＦｅ
−Ｎｉ系合金材料を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明のリードフレーム
用ＦｅーＮｉ系合金材料は、その目的を達成するため、
Ｎｉ：２５〜５０重量％，Ｓｉ：０．０１〜０．５重量
％，Ｃｒ：４重量％以下及びＢ：０．００２〜０．０２
重量％を含有するＦｅ−Ｎｉ系合金を基体とし、該基体
の表面に形成された表面皮膜のＳｉ濃度を５原子％以下
に及びＢ濃度を１４原子％以下に規制したことを特徴と
する。このリードフレーム用ＦｅーＮｉ系合金材料は、
Ｎｉ：２５〜５０重量％，Ｓｉ：０．０１〜０．５重量
％，Ｃｒ：４重量％以下及びＢ：０．００２〜０．０２
重量％を含有するＦｅ−Ｎｉ系合金を冷間圧延した後、
表面皮膜へのＳｉ及びＢの濃縮が抑制されるように、Ｈ
2 濃度９０％以上のＨ2 −Ｎ2 雰囲気中で８９０〜１０
００℃の温度に加熱する仕上げ焼鈍を施すことにより製
造される。
用ＦｅーＮｉ系合金材料は、その目的を達成するため、
Ｎｉ：２５〜５０重量％，Ｓｉ：０．０１〜０．５重量
％，Ｃｒ：４重量％以下及びＢ：０．００２〜０．０２
重量％を含有するＦｅ−Ｎｉ系合金を基体とし、該基体
の表面に形成された表面皮膜のＳｉ濃度を５原子％以下
に及びＢ濃度を１４原子％以下に規制したことを特徴と
する。このリードフレーム用ＦｅーＮｉ系合金材料は、
Ｎｉ：２５〜５０重量％，Ｓｉ：０．０１〜０．５重量
％，Ｃｒ：４重量％以下及びＢ：０．００２〜０．０２
重量％を含有するＦｅ−Ｎｉ系合金を冷間圧延した後、
表面皮膜へのＳｉ及びＢの濃縮が抑制されるように、Ｈ
2 濃度９０％以上のＨ2 −Ｎ2 雰囲気中で８９０〜１０
００℃の温度に加熱する仕上げ焼鈍を施すことにより製
造される。
【０００７】
【作用】本発明者等は、合金成分，仕上げ焼鈍の温度や
雰囲気等がＦｅ−Ｎｉ系合金のめっき性及びハンダ濡れ
性に与える影響を調査した。熱間加工性を改善する作用
を呈するＢを添加したＦｅ−Ｎｉ系合金を還元性雰囲気
で焼鈍すると、合金表面にＢの窒化物層が形成されるも
のの、却って窒化物層の形成によってハンダ濡れ性が劣
化する。特に、Ｂと共にＳｉが濃縮された表面皮膜が形
成されるとき、ハンダ濡れ性が著しく劣化することが判
った。この知見に基づき、表面皮膜中のＳｉ濃度を５原
子％以下及びＢ濃度を１４原子％以下に規制したとき、
めっき性及びハンダ濡れ性が飛躍的に向上することを見
い出した。
雰囲気等がＦｅ−Ｎｉ系合金のめっき性及びハンダ濡れ
性に与える影響を調査した。熱間加工性を改善する作用
を呈するＢを添加したＦｅ−Ｎｉ系合金を還元性雰囲気
で焼鈍すると、合金表面にＢの窒化物層が形成されるも
のの、却って窒化物層の形成によってハンダ濡れ性が劣
化する。特に、Ｂと共にＳｉが濃縮された表面皮膜が形
成されるとき、ハンダ濡れ性が著しく劣化することが判
った。この知見に基づき、表面皮膜中のＳｉ濃度を５原
子％以下及びＢ濃度を１４原子％以下に規制したとき、
めっき性及びハンダ濡れ性が飛躍的に向上することを見
い出した。
【０００８】Ｓｉ及びＢが表面皮膜中に濃縮することを
抑制するため、焼鈍条件を詳細に調査検討した。その結
果、焼鈍時に使用されるＨ2−Ｎ2混合ガス雰囲気のＨ2
濃度を９０％以上にすると、Ｂを含有する素材であって
も素材表面にＢの窒化物が形成されることが抑制され、
優れためっき性及びハンダ濡れ性が得られることを見い
出した。Ｂの窒化物に関する評価は、特開昭６１−２７
６９５０号公報の内容に相反するが、周辺技術の進歩に
起因するものと推察される。すなわち、従来のめっき前
処理では、通板速度が遅く、素材表面の皮膜除去に十分
な時間が取れる。これに対し、最近の高速めっきを前提
としたライン構成では、通板速度が大きく設定されるこ
とに伴って、めっき前処理が簡略化されている。そのた
め、酸化物層だけでなく窒化物層の存在も、めっき性や
ハンダ濡れ性に悪影響を与えるものとして顕在化する。
抑制するため、焼鈍条件を詳細に調査検討した。その結
果、焼鈍時に使用されるＨ2−Ｎ2混合ガス雰囲気のＨ2
濃度を９０％以上にすると、Ｂを含有する素材であって
も素材表面にＢの窒化物が形成されることが抑制され、
優れためっき性及びハンダ濡れ性が得られることを見い
出した。Ｂの窒化物に関する評価は、特開昭６１−２７
６９５０号公報の内容に相反するが、周辺技術の進歩に
起因するものと推察される。すなわち、従来のめっき前
処理では、通板速度が遅く、素材表面の皮膜除去に十分
な時間が取れる。これに対し、最近の高速めっきを前提
としたライン構成では、通板速度が大きく設定されるこ
とに伴って、めっき前処理が簡略化されている。そのた
め、酸化物層だけでなく窒化物層の存在も、めっき性や
ハンダ濡れ性に悪影響を与えるものとして顕在化する。
【０００９】次いで、実験結果に基づき、本発明を詳細
に説明する。Ｈ2 及びＮ2 の混合ガス雰囲気中でＦｅ−
Ｎｉ系合金を焼鈍するとき、合金内部から表面に拡散し
たＳｉが雰囲気中の酸素と結合し、Ｓｉの酸化物が合金
表面に形成される。その結果、Ｓｉの濃縮した表面層が
合金表面に形成される。表層のＳｉ濃度は、図１に示す
ようにＡＥＳ分析によって測定することができる。そこ
で、合金表面におけるＳｉ濃度とめっき性，ハンダ濡れ
性等との関係を調査したところ、図２に示す関係が成立
していることを解明した。図２から、表面層のＳｉ濃度
が８原子％以上では、活性化前処理なしで良好なめっき
性及びハンダ濡れ性が得られていないことが判る。しか
し、Ｓｉ濃度が５原子％以下になると、活性化前処理を
施さないものでも十分に良好なめっき性及びハンダ濡れ
性が得られている。
に説明する。Ｈ2 及びＮ2 の混合ガス雰囲気中でＦｅ−
Ｎｉ系合金を焼鈍するとき、合金内部から表面に拡散し
たＳｉが雰囲気中の酸素と結合し、Ｓｉの酸化物が合金
表面に形成される。その結果、Ｓｉの濃縮した表面層が
合金表面に形成される。表層のＳｉ濃度は、図１に示す
ようにＡＥＳ分析によって測定することができる。そこ
で、合金表面におけるＳｉ濃度とめっき性，ハンダ濡れ
性等との関係を調査したところ、図２に示す関係が成立
していることを解明した。図２から、表面層のＳｉ濃度
が８原子％以上では、活性化前処理なしで良好なめっき
性及びハンダ濡れ性が得られていないことが判る。しか
し、Ｓｉ濃度が５原子％以下になると、活性化前処理を
施さないものでも十分に良好なめっき性及びハンダ濡れ
性が得られている。
【００１０】また、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の表面には、Ｈ2
及びＮ2 の混合ガス雰囲気中での焼鈍によって、合金内
部から表層部に拡散したＢが雰囲気中の窒素と結合し、
Ｂの窒化物が表面に形成される。表層のＢ濃度は、図３
に示すようにＡＥＳ分析で測定することができる。そこ
で、合金表面におけるＢ濃度とめっき性，ハンダ濡れ性
等との関係を調査したところ、図４に示す関係が成立し
ていることを解明した。すなわち、表層部のＢ濃度が１
６原子％以上になっていると、活性化前処理なしで良好
なめっき性及びハンダ濡れ性が得られていない。他方、
１４原子％以下のＢ濃度では、活性化前処理を施さなく
ても十分に良好なめっき性及びハンダ濡れ性が得られて
いる。
及びＮ2 の混合ガス雰囲気中での焼鈍によって、合金内
部から表層部に拡散したＢが雰囲気中の窒素と結合し、
Ｂの窒化物が表面に形成される。表層のＢ濃度は、図３
に示すようにＡＥＳ分析で測定することができる。そこ
で、合金表面におけるＢ濃度とめっき性，ハンダ濡れ性
等との関係を調査したところ、図４に示す関係が成立し
ていることを解明した。すなわち、表層部のＢ濃度が１
６原子％以上になっていると、活性化前処理なしで良好
なめっき性及びハンダ濡れ性が得られていない。他方、
１４原子％以下のＢ濃度では、活性化前処理を施さなく
ても十分に良好なめっき性及びハンダ濡れ性が得られて
いる。
【００１１】このようなことから、表層部のＳｉ濃度及
びＢ濃度をそれぞれ５原子％以下及び１４原子％以下に
することは、良好なめっき性及びハンダ濡れ性を確保す
る上で必要である。本発明は、この知見に基づき完成さ
れたものであり、特定された成分系をもつ合金の表面に
形成される表面皮膜中のＳｉ濃度及びＢ濃度を規制する
ことによって、めっき性及びハンダ濡れ性に優れたリー
ドフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料が得られる。以下、
本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金材料に含まれる合金成分，焼
鈍条件等を説明する。 Ｎｉ： リードフレームの熱膨張係数を決定する上で、
重要な合金元素である。必要とする低熱膨張特性を得る
ため、２５〜５０重量％の範囲にＮｉ含有量を定めた。
また、Ｎｉ含有量が２５重量％未満であると、焼鈍状態
でもマルテンサイトが存在し、加工性，熱膨張特性等が
損なわれる。逆に、５０重量％を超えるＮｉ含有量で
は、リードフレームとして必要な低熱膨張係数が得られ
ない。
びＢ濃度をそれぞれ５原子％以下及び１４原子％以下に
することは、良好なめっき性及びハンダ濡れ性を確保す
る上で必要である。本発明は、この知見に基づき完成さ
れたものであり、特定された成分系をもつ合金の表面に
形成される表面皮膜中のＳｉ濃度及びＢ濃度を規制する
ことによって、めっき性及びハンダ濡れ性に優れたリー
ドフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料が得られる。以下、
本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金材料に含まれる合金成分，焼
鈍条件等を説明する。 Ｎｉ： リードフレームの熱膨張係数を決定する上で、
重要な合金元素である。必要とする低熱膨張特性を得る
ため、２５〜５０重量％の範囲にＮｉ含有量を定めた。
また、Ｎｉ含有量が２５重量％未満であると、焼鈍状態
でもマルテンサイトが存在し、加工性，熱膨張特性等が
損なわれる。逆に、５０重量％を超えるＮｉ含有量で
は、リードフレームとして必要な低熱膨張係数が得られ
ない。
【００１２】Ｓｉ： 脱酸剤として有効な合金元素であ
り、０．０１重量％以上の添加が必要である。しかし、
Ｓｉ含有量が０．５重量％を超えると、加工性を低下さ
せ、またリードフレーム材として必要な低熱膨張特性が
損なわれる。したがって、本発明においては、０．０１
〜０．５重量％の範囲にＳｉ含有量を定めた。 Ｃｒ： リードフレームに必要な強度を付与するため、
添加される合金元素である。しかし、４重量％を超える
多量のＣｒを含有させると、リードフレーム材として要
求される低熱膨張特性が劣化する。したがって、Ｃｒ含
有量の上限を４重量％に設定した。 Ｂ： Ｆｅ−Ｎｉ系合金の熱間加工性を改善するために
有効な合金元素であり、含有量０．００２重量％以上で
効果が発現する。しかし、０．０２重量％を超える多量
のＢを含有させると、合金中にＢＮ等の硼化物が形成さ
れ易くなり、加工性を劣化させる原因となる。したがっ
て、本発明においては、０．００２〜０．０２重量％の
範囲にＢ含有量を定めた。 本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金材料は、前述した合金元素の
他に、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金に含まれている範囲で
Ｃ，Ｍｎ，Ｎ等の元素の含有が許容される。
り、０．０１重量％以上の添加が必要である。しかし、
Ｓｉ含有量が０．５重量％を超えると、加工性を低下さ
せ、またリードフレーム材として必要な低熱膨張特性が
損なわれる。したがって、本発明においては、０．０１
〜０．５重量％の範囲にＳｉ含有量を定めた。 Ｃｒ： リードフレームに必要な強度を付与するため、
添加される合金元素である。しかし、４重量％を超える
多量のＣｒを含有させると、リードフレーム材として要
求される低熱膨張特性が劣化する。したがって、Ｃｒ含
有量の上限を４重量％に設定した。 Ｂ： Ｆｅ−Ｎｉ系合金の熱間加工性を改善するために
有効な合金元素であり、含有量０．００２重量％以上で
効果が発現する。しかし、０．０２重量％を超える多量
のＢを含有させると、合金中にＢＮ等の硼化物が形成さ
れ易くなり、加工性を劣化させる原因となる。したがっ
て、本発明においては、０．００２〜０．０２重量％の
範囲にＢ含有量を定めた。 本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金材料は、前述した合金元素の
他に、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金に含まれている範囲で
Ｃ，Ｍｎ，Ｎ等の元素の含有が許容される。
【００１３】表面皮膜のＳｉ濃度： 表面皮膜中のＳｉ
濃度は、めっき性及びハンダ濡れ性に大きな影響を与え
る。図２に示されているように、表面皮膜中のＳｉ濃度
が５原子％以下になると、活性化前処理なしでも良好な
めっき性及びハンダ濡れ性が得られる。したがって、表
面皮膜中のＳｉ濃度は、５原子％以下にすることが必要
である。 焼鈍温度： 表面皮膜中のＳｉ濃度は、焼鈍条件によっ
て制御され、焼鈍温度が高くなるほど減少する。図２に
示されているように、焼鈍温度が８９０℃以上になると
き、表面皮膜のＳｉ濃度が５原子％以下になる。しか
し、Ｓｉ濃度は、焼鈍温度が１０００℃を超える領域で
は減少度合いが小さくなる。また、１０００℃を超える
温度で焼鈍すると、結晶粒の粗大化等の弊害が生じる。
したがって、本発明においては、焼鈍温度を８９０〜１
０００℃の範囲に設定した。
濃度は、めっき性及びハンダ濡れ性に大きな影響を与え
る。図２に示されているように、表面皮膜中のＳｉ濃度
が５原子％以下になると、活性化前処理なしでも良好な
めっき性及びハンダ濡れ性が得られる。したがって、表
面皮膜中のＳｉ濃度は、５原子％以下にすることが必要
である。 焼鈍温度： 表面皮膜中のＳｉ濃度は、焼鈍条件によっ
て制御され、焼鈍温度が高くなるほど減少する。図２に
示されているように、焼鈍温度が８９０℃以上になると
き、表面皮膜のＳｉ濃度が５原子％以下になる。しか
し、Ｓｉ濃度は、焼鈍温度が１０００℃を超える領域で
は減少度合いが小さくなる。また、１０００℃を超える
温度で焼鈍すると、結晶粒の粗大化等の弊害が生じる。
したがって、本発明においては、焼鈍温度を８９０〜１
０００℃の範囲に設定した。
【００１４】表面皮膜のＢ濃度： 表面皮膜のＢは、め
っき性及びハンダ濡れ性に大きな影響を与え、濃度が低
くなるほどめっき性及びハンダ濡れ性が向上する。そし
て、図４に示すように、表面皮膜中のＢ濃度が１４原子
％以下になると、活性化前処理なしでも良好なめっき性
及びハンダ濡れ性が得られる。したがって、Ｂ濃度を１
４原子％以下に規定することが必要である。 焼鈍雰囲気中のＨ2 濃度： 表面皮膜中のＢ濃度は、焼
鈍条件、特に焼鈍雰囲気によって制御され、焼鈍雰囲気
中のＨ2 濃度が高くなるほど低下する。そして、図４に
みられるように、Ｈ2 ＋Ｎ2 混合雰囲気においてＨ2 濃
度が９０％以上になると、表面皮膜中のＢ濃度が１４原
子％以下になる。このことから、本発明においては、焼
鈍雰囲気中のＨ2 濃度を９０％以上と規定した。
っき性及びハンダ濡れ性に大きな影響を与え、濃度が低
くなるほどめっき性及びハンダ濡れ性が向上する。そし
て、図４に示すように、表面皮膜中のＢ濃度が１４原子
％以下になると、活性化前処理なしでも良好なめっき性
及びハンダ濡れ性が得られる。したがって、Ｂ濃度を１
４原子％以下に規定することが必要である。 焼鈍雰囲気中のＨ2 濃度： 表面皮膜中のＢ濃度は、焼
鈍条件、特に焼鈍雰囲気によって制御され、焼鈍雰囲気
中のＨ2 濃度が高くなるほど低下する。そして、図４に
みられるように、Ｈ2 ＋Ｎ2 混合雰囲気においてＨ2 濃
度が９０％以上になると、表面皮膜中のＢ濃度が１４原
子％以下になる。このことから、本発明においては、焼
鈍雰囲気中のＨ2 濃度を９０％以上と規定した。
【００１５】
【実施例】本実施例では、表１に化学組成を示すＦｅ−
Ｎｉ系合金を使用した。各Ｆｅ−Ｎｉ系合金を高周波真
空溶解炉で溶製し、熱間鍛造及び熱間圧延を施して板厚
４ｍｍの熱延板を製造した。更に、焼鈍及び冷延を繰り
返し、板厚０．１ｍｍの冷延板を得た。最終焼鈍は、Ｈ
2 濃度を変化させた露点−４５℃のＨ2 −Ｎ2 混合雰囲
気中で行った。また、焼鈍温度も８００〜１０５０℃の
温度範囲で変化させた。
Ｎｉ系合金を使用した。各Ｆｅ−Ｎｉ系合金を高周波真
空溶解炉で溶製し、熱間鍛造及び熱間圧延を施して板厚
４ｍｍの熱延板を製造した。更に、焼鈍及び冷延を繰り
返し、板厚０．１ｍｍの冷延板を得た。最終焼鈍は、Ｈ
2 濃度を変化させた露点−４５℃のＨ2 −Ｎ2 混合雰囲
気中で行った。また、焼鈍温度も８００〜１０５０℃の
温度範囲で変化させた。
【表１】
【００１６】焼鈍後の冷延板から幅２０ｍｍ及び長さ１
００ｍｍの試験片を切り出し、ハンダ濡れ性及びめっき
性の試験に供した。また、同じＦｅ−Ｎｉ系合金につい
て、熱間加工性も調査した。ハンダ濡れ性は、次のよう
に調査した。試験片表面を脱脂し、５％硫酸で５秒間酸
洗した後、フラックスを塗布した。そして、試験片を２
３５℃に保持されたハンダ浴に浸漬し、試験片のハンダ
濡れ面積でハンダ濡れ性を判定した。めっき性は、次の
ように調査した。試験片表面を脱脂し、５％硫酸で５秒
間酸洗した後、Ｎｉストライクめっき及びＣｕめっきを
施した。次いで、試験片を２００℃に１時間加熱し、密
着曲げ試験を行い、めっき層に発生する剥離の有無によ
りめっき性を判定した。
００ｍｍの試験片を切り出し、ハンダ濡れ性及びめっき
性の試験に供した。また、同じＦｅ−Ｎｉ系合金につい
て、熱間加工性も調査した。ハンダ濡れ性は、次のよう
に調査した。試験片表面を脱脂し、５％硫酸で５秒間酸
洗した後、フラックスを塗布した。そして、試験片を２
３５℃に保持されたハンダ浴に浸漬し、試験片のハンダ
濡れ面積でハンダ濡れ性を判定した。めっき性は、次の
ように調査した。試験片表面を脱脂し、５％硫酸で５秒
間酸洗した後、Ｎｉストライクめっき及びＣｕめっきを
施した。次いで、試験片を２００℃に１時間加熱し、密
着曲げ試験を行い、めっき層に発生する剥離の有無によ
りめっき性を判定した。
【００１７】熱間加工性は、厚さ５０ｍｍの鍛造鋳塊を
１２００℃に加熱した後、厚さ４ｍｍまで熱間圧延した
後の耳割れ発生の有無によって判定した。以上の調査結
果を、表２に示す。なお、熱間加工性は、熱間圧延後に
耳割れのないものを○，耳割れが発生したものを×とし
て評価した。ハンダ濡れ性は、ハンダの濡れ面積率が６
０％以上のものを○，６０％未満のものを×として評価
した。また、めっき性は、めっき層に剥離が発生してい
ないものを○，めっき層に剥離が検出されたものを×と
して評価した。
１２００℃に加熱した後、厚さ４ｍｍまで熱間圧延した
後の耳割れ発生の有無によって判定した。以上の調査結
果を、表２に示す。なお、熱間加工性は、熱間圧延後に
耳割れのないものを○，耳割れが発生したものを×とし
て評価した。ハンダ濡れ性は、ハンダの濡れ面積率が６
０％以上のものを○，６０％未満のものを×として評価
した。また、めっき性は、めっき層に剥離が発生してい
ないものを○，めっき層に剥離が検出されたものを×と
して評価した。
【表２】
【００１８】表２から明らかなように、Ａグループの本
発明例は、Ｂ含有量が０．００２重量％を超えている
が、表面皮膜のＳｉ濃度及びＢ濃度がそれぞれ５原子％
以下及び１４原子％以下であり、熱間加工性，めっき性
及びハンダ濡れ性の何れも良好であった。これに対し、
Ｂグループの比較例は、Ｂ含有量が０．００１重量％未
満であり、熱間加工性に劣っていた。また、組成的には
本発明で規定する条件を満足するＣグループのＦｅ−Ｎ
ｉ系合金（Ａ４）であっても、表面皮膜のＢ濃度が１４
原子％を超える比較例Ｃ１，表面皮膜のＳｉ濃度が１４
原子％を超える比較例Ｃ２，表面皮膜のＢ濃度及びＳｉ
濃度がそれぞれ１４原子％及び５原子％を超える比較例
Ｃ３では、ハンダ濡れ性及びめっき性の双方共に劣って
いた。
発明例は、Ｂ含有量が０．００２重量％を超えている
が、表面皮膜のＳｉ濃度及びＢ濃度がそれぞれ５原子％
以下及び１４原子％以下であり、熱間加工性，めっき性
及びハンダ濡れ性の何れも良好であった。これに対し、
Ｂグループの比較例は、Ｂ含有量が０．００１重量％未
満であり、熱間加工性に劣っていた。また、組成的には
本発明で規定する条件を満足するＣグループのＦｅ−Ｎ
ｉ系合金（Ａ４）であっても、表面皮膜のＢ濃度が１４
原子％を超える比較例Ｃ１，表面皮膜のＳｉ濃度が１４
原子％を超える比較例Ｃ２，表面皮膜のＢ濃度及びＳｉ
濃度がそれぞれ１４原子％及び５原子％を超える比較例
Ｃ３では、ハンダ濡れ性及びめっき性の双方共に劣って
いた。
【００１９】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｈ2 ＋Ｎ2 の混合雰囲気中で焼鈍するときに生成す
る表面皮膜のＳｉ濃度及びＢ濃度を規制することによ
り、Ｆｅ−Ｎｉ系合金のハンダ濡れ性及びめっき性を改
善している。このＦｅ−Ｎｉ系合金材料は、規定量のＢ
を含有していることから熱間加工性も良好である。この
ように、ハンダ濡れ性，めっき性及び熱間加工性の何れ
にも優れたＦｅ−Ｎｉ系合金は、低熱膨張特性を呈する
リードフレーム用材料として使用される。
は、Ｈ2 ＋Ｎ2 の混合雰囲気中で焼鈍するときに生成す
る表面皮膜のＳｉ濃度及びＢ濃度を規制することによ
り、Ｆｅ−Ｎｉ系合金のハンダ濡れ性及びめっき性を改
善している。このＦｅ−Ｎｉ系合金材料は、規定量のＢ
を含有していることから熱間加工性も良好である。この
ように、ハンダ濡れ性，めっき性及び熱間加工性の何れ
にも優れたＦｅ−Ｎｉ系合金は、低熱膨張特性を呈する
リードフレーム用材料として使用される。
【図１】 温度８５０℃及び９００℃で焼鈍されたＦｅ
−Ｎｉ系合金表面のオージェ分析結果
−Ｎｉ系合金表面のオージェ分析結果
【図２】 焼鈍温度が表面皮膜のＳｉ濃度に与える影響
【図３】 Ｈ2 濃度８５％及び１００％の焼鈍雰囲気で
焼鈍されたＦｅ−Ｎｉ系合金表面のオージェ分析結果
焼鈍されたＦｅ−Ｎｉ系合金表面のオージェ分析結果
【図４】 焼鈍雰囲気のＨ2 濃度が表面皮膜のＢ濃度に
与える影響
与える影響
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｌ 23/48 Ｈ０１Ｌ 23/48 Ｖ (56)参考文献 特開 昭60−159157（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−108203（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−187714（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−149361（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｎｉ：２５〜５０重量％，Ｓｉ：０．０
１〜０．５重量％，Ｃｒ：４重量％以下及びＢ：０．０
０２〜０．０２重量％を含有するＦｅ−Ｎｉ系合金を基
体とし、該基体の表面に形成された表面皮膜のＳｉ濃度
を５原子％以下に及びＢ濃度を１４原子％以下に規制し
ていることを特徴とするめっき性，ハンダ濡れ性及び熱
間加工性に優れたリードフレーム用ＦｅーＮｉ系合金材
料。 - 【請求項２】 Ｎｉ：２５〜５０重量％，Ｓｉ：０．０
１〜０．５重量％，Ｃｒ：４重量％以下及びＢ：０．０
０２〜０．０２重量％を含有するＦｅ−Ｎｉ系合金を冷
間圧延した後、表面皮膜へのＳｉ及びＢの濃縮が抑制さ
れるように、Ｈ2 濃度９０％以上のＨ2 −Ｎ2 雰囲気中
で８９０〜１０００℃の温度に加熱する仕上げ焼鈍を施
すことを特徴とするリードフレーム用ＦｅーＮｉ系合金
材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05138393A JP3251691B2 (ja) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05138393A JP3251691B2 (ja) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料及び製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240412A JPH06240412A (ja) | 1994-08-30 |
| JP3251691B2 true JP3251691B2 (ja) | 2002-01-28 |
Family
ID=12885431
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05138393A Expired - Fee Related JP3251691B2 (ja) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | リードフレーム用Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料及び製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3251691B2 (ja) |
-
1993
- 1993-02-17 JP JP05138393A patent/JP3251691B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06240412A (ja) | 1994-08-30 |
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