(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐力Ｒｐ０．２が７５０ＭＰａを超え、一様伸びＡｒが５％を超えるＦｅ−Ｎｉ合金から製造されるストリップの製造方法であって、
重量を基準にした化学組成が、
３６％≦Ｎｉ＋Ｃｏ≦４３％
０％≦Ｃｏ≦３％
０．０５％≦Ｃ≦０．４％
０．２％≦Ｃｒ≦１．５％
０．４％≦Ｍｏ≦３％
Ｃｕ≦３％
Ｓｉ≦０．３％
Ｍｎ≦０．３％、
および残分が鉄と不純物である合金を精錬する工程と、
前記合金の鋳造を行って半製品を得る工程と、
前記半製品を９５０℃以上の温度で熱間圧延して、厚さ２から６ｍｍのホットストリップを得る工程であって、圧延後、ストリップは炭化物の析出を防止するのに十分な冷却速度で４５０℃未満まで冷却する工程と、ここで９５０℃から４５０℃の残留時間は１０分未満であり、
９５０℃を超える温度の焼きなましを間にはさみながら、前記ホットストリップの冷間圧延を１回以上行って厚さを５％から９５％減少させる工程と、
硬化熱処理を４５０℃から８５０℃で実施する工程であって、前記硬化熱処理は、少なくとも４０％減少してから行われる工程と、
による方法。
【請求項２】
前記鋳造により再溶解電極を得て、該電極を真空再溶解またはエレクトロスラグ再溶解して半製品を得る、請求項１に記載のストリップの製造方法。
【請求項３】
前記ホットストリップを得る工程において、前記半製品を９５０℃以上の温度で熱間圧延して、厚さ３から５ｍｍのホットストリップを得る、
請求項１または請求項２に記載のストリップの製造方法。
【請求項４】
前記硬化熱処理工程後に、補助的な冷間圧延作業を行い、続いて５５０℃から７５０℃で回復熱処理を行う請求項１から３のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
前記合金の前記組成が、
３８．５％≦Ｎｉ＋Ｃｏ≦４１％
０．１％≦Ｃ≦０．３５％
０．５％≦Ｃｒ≦１．２％
１．５％≦Ｍｏ≦２．５％
である請求項１から４のいずれか１項に記載の方法。
【請求項６】
前記熱間圧延の前に、９５０℃を超える温度における均熱によって均一化処理を行う、請求項１から５のいずれか１項に記載の方法。
【請求項７】
耐力Ｒｐ０．２が８００ＭＰａから１１００ＭＰａの間であり、引張強さＲｍが９００ＭＰａから１１３０ＭＰａの間である請求項１から６のいずれか１項に記載の方法によって得られたストリップ。
【請求項８】
耐力Ｒｐ０．２が８００ＭＰａから１０００ＭＰａの間であり、引張強さＲｍが９００ＭＰａから１１３０ＭＰａの間であり、一様伸びが７％を超える請求項７に記載のストリップ。
【請求項９】
厚さが０．１ｍｍを超える請求項７または８に記載のストリップ。
【請求項１０】
集積回路リードフレームの製造、または電子銃グリッドの製造のための請求項７から９のいずれか１項に記載のストリップの使用。
【請求項１１】
請求項７から９のいずれか１項に記載のストリップから製造した集積回路リードフレーム。
【請求項１２】
前記合金の２０℃から３００℃の熱膨張係数が４×１０−６／Ｋから６×１０−６／Ｋの間である請求項１１に記載の集積回路リードフレーム。
【請求項１３】
請求項７から９のいずれか１項に記載のストリップから製造した、電子銃グリッド。
【請求項１４】
カラーテレビ受像管用である請求項１３に記載の電子銃グリッド。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、硬化Ｆｅ−Ｎｉ合金、および集積回路リードフレームまたはカラーディスプレイ陰極線管の電子銃グリッドの製造に特に使用可能な薄いストリップの形態の硬化Ｆｅ−Ｎｉ合金の製造方法に関する。
【０００２】
シリコンチップから製造される集積回路を含む電子部品において、シリコンチップはリードフレームと接合され、これらは集積回路の接続リード線の形成が特に意図されている。これらのリードフレームは、シリコンチップと適合性となり、部品の製造が十分に可能となる多くの性質を有する合金から製造される必要がある。特に、製造作業に含まれる熱サイクル中に大きな機械的応力が発生するのを防止するために、合金はケイ素の熱膨張係数に適合した熱膨張係数を有する必要がある。合金は、自動機械による取り扱いで接続リード線が変形しないために十分な機械的強度を有する必要があるが、曲げることでこれらのリード線を形成できるために十分な延性を有する必要がある。合金は化学的または機械的切削のいずれかによって容易に切削可能である必要もあり、電気めっきが適切に実施できるようにするため、その表面は容易に酸化されないことが必要である。
【０００３】
通常、集積回路リードフレームは、約４１％のＮｉを含有するＦｅ−Ｎｉ合金であるＮ４２（登録商標）合金から作製される。しかしながらこの合金は、多数の接続リード線を有する薄い集積回路リードフレームを作製するために十分高い機械的強度を有さないという欠点がある。接続リード線数が２４０に達することもある「クオッド・フラット・パック（Ｑｕａｄ  Ｆｌａｔ  Ｐａｃｋ）」と呼ばれる集積回路の場合、あるいは全体の厚さが１ｍｍである「シン・スモール・アウトライン・パック（Ｔｈｉｎ  Ｓｍａｌｌ  Ｏｕｔｌｉｎｅ  Ｐａｃｋ」と呼ばれる集積回路の場合にはこの問題が特に明らかになる。
【０００４】
この欠点に対処し、多数の接続リード線を有する薄い集積回路を製造するため、種々の硬化Ｆｅ−Ｎｉ合金の使用が提案されているが、そのすべてが欠点を有する。
【０００５】
例えば、
日本特許出願の特開平４−１６０１１２号、特開平４−７２０３７号、および特開平４−９９２５２号では、固溶体と加工硬化圧密によって硬化させたＦｅ−Ｎｉ合金の使用を提案しているが、これらの合金は延性が低く曲げ加工による製造は困難であり、
日本特許出願特開平３−２０７８３５号、特開平３−２０７８３４号、および特開平３−１７３７４０号では、Ｂｅ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、またはＴａなどの元素の添加によるγ’またはγ”のいずれかのＮｉＢｅ相の均一析出により硬化させたＦｅ−Ｎｉ合金の使用を提案しているが、これらの合金は切削速度が小さく、Ｎ４２合金よりも表面の酸化に対する感受性が高いという欠点を有し、
米国特許第５  ０２６  ３４５号では、加工硬化でマルテンサイトを生成することにより硬化させたＦｅ−Ｎｉ合金の使用を提案しているが、この合金は延性が低く、Ｎ４２よりも膨張係数がはるかに大きいという欠点を有し、
特許出願欧州特許第０  ４８９  ９３２号では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、またはＴａの炭化物の析出および加工硬圧密によって硬化させたＦｅ−Ｎｉ合金の使用を提案しているが、この合金は表面酸化に対する感受性が高く、電気めっきにより劣化する可能性がある。
【０００６】
上述の合金はいずれも所望の性質を有さず、既知の合金よりも集積回路リードフレームの製造に好適な高い耐力を有する合金を提供することによってこの問題に対処することが本発明の目的である。
【０００７】
この目的に関して、本発明の主題は、重量を基準にした化学組成が、
３６％≦Ｎｉ＋Ｃｏ≦４３％
０％≦Ｃｏ≦３％
０．０５％≦Ｃ≦０．４％
０．２％≦Ｃｒ≦１．５％
０．４％≦Ｍｏ≦３％
０％≦Ｃｕ≦３％
Ｓｉ≦０．３％
Ｍｎ≦０．３％、
および残分が鉄と不純物であるＦｅ−Ｎｉ合金の製造方法であり、この合金は耐力Ｒｐ０．２が７５０ＭＰａを超え、一様伸びＡｒが５％を超える。好ましくは、耐力Ｒｐ０．２が８００ＭＰａから１１００ＭＰａの間であり、引張強さＲｍが９００ＭＰａから１１３０ＭＰａの間である。
【０００８】
好ましくは、化学組成が
３８．５％≦Ｎｉ＋Ｃｏ≦４１％
０．１％≦Ｃ≦０．３５％
０．５％≦Ｃｒ≦１．２％
１．５％≦Ｍｏ≦２．５％
である。
【０００９】
また好ましくは、一様伸びＡｒが７％を超え、耐力Ｒｐ０．２が８００ＭＰａから１０００ＭＰａの間であり、引張強さＲｍが９００ＭＰａから１０４０ＭＰａの間である。
【００１０】
本発明によるストリップの製造方法によると、
化学組成が上述の規定通りの合金の精錬、および場合によって真空再溶解またはエレクトロスラグ再溶解を行って半製品が得られ、
この半製品を９５０℃以上の温度で熱間圧延して、厚さ２から６ｍｍ、好ましくは３から５ｍｍのホットストリップが得られ、この熱間圧延の前には場合によって、９５０℃を超える温度における均熱によって均一化処理が行われ、圧延後、ストリップは炭化物の析出を防止するのに十分な冷却速度で４５０℃未満まで冷却され、
９５０℃を超える温度で焼きなましをはさみながら、このホットストリップの冷間圧延を１回以上行って厚さを５％から９５％減少させ、
硬化熱処理を４５０℃から８５０℃で実施し、この硬化熱処理は、少なくとも厚さが４０％減少してから行われる。
【００１１】
場合によっては、硬化熱処理後に、補助的な冷間圧延作業が行われ、続いて５５０℃から７５０℃の回復熱処理が行われる。
【００１２】
本発明は、本発明によるＦｅ−Ｎｉ合金から製造したストリップにも関し、特に厚さが０．１ｍｍ以上であり一様伸びＡｒが５％以上であるストリップに関する。このストリップは、集積回路リードフレームの製造や電子銃グリッドの製造に使用することができる。したがって、２０℃から３００℃の間の熱膨張係数が好ましくは４×１０−６／Ｋから６×１０−６／Ｋの間である合金から製造された集積回路リードフレームを得ることが可能である。
【００１３】
これより本発明をより詳細に記載し、実施例によって説明していく。
【００１４】
本発明の主題であるＦｅ−Ｎｉ合金は、炭化クロムおよび炭化モリブデンの析出によって硬化したＦｅ−Ｎｉ合金であり、重量を基準にした化学組成は
３６％を超え、好ましくはさらに３８．５％を超えるが、４３％未満、好ましくはさらに４１％未満のニッケル（この元素は、最大含有率３％のコバルトで部分的に置き換えることができ（最小コバルト含有率は０％となりうる）、ニッケル含有率は、２０℃から、２０℃から３００℃の間にある任意の温度Ｔまでの間の熱膨張係数が３．５×１０−６から６．５×１０−６となるように選択される）、
合金の膨張係数および延性を損なわずに硬化性炭化物の析出を防止するための、０．０５％を超え、好ましくはさらに０．１％を超えるが、０．４％未満、好ましくはさらに０．３５％未満の炭素、
硬化性炭化物を析出させるための、０．２％を超え、好ましくはさらに０．５％を超えるが、１．５％未満、好ましくはさらに１．２％未満のクロムと、０．４％を超え、好ましくはさらに１．５％を超えるが、３％未満、好ましくはさらに２．５％未満のモリブデン（膨張係数が大きくなりすぎないようにするためＣｒ＋Ｍｏの合計は４．５％までに制限される）、
場合によっては、耐食性または空気中での酸化に対する抵抗性を向上させ電気めっきにおける安定性を向上させるため、最大３％の銅（最小含有率は０％または微量である）、
精錬中の脱酸のための、最大０．３％のケイ素、および最大０．３％のマンガン（これらの元素の最小含有率は微量である）、
を含む。
【００１５】
この組成の残分は鉄と、精錬による不純物とからなる。．
本発明の合金は、例えば精錬段階を有するアーク炉などで精錬され、続いて加熱とりべ冶金工程が行われ、真空誘導炉で精錬することもできる。好ましくはこの精錬は、Ｓ、Ｐ、Ｎ、およびＯの含有率が、
Ｓ＜０．０１％、好ましくは＜０．００２％
Ｐ＜０．０２％、好ましくは＜０．００８％
Ｎ＜０．０１％
Ｏ＜０．０１％
となるような高純度が得られるように実施すべきである。
【００１６】
次に、合金は、スラブ、ビレット、または再溶解電極などの半製品の形態に鋳造される。厚さが１５ｍｍ未満、好ましくは厚さが８ｍｍから１２ｍｍの薄いストリップの形態に直接鋳造することもできる。
【００１７】
合金が再溶解電極の形態に鋳造される場合、より高純度でより均質な半製品が得られるように後半では真空再溶解またはエレクトロスラグ再溶解が行われる。
【００１８】
直接鋳造で得られた半製品または薄いストリップは、厚さが約２から６ｍｍ、好ましくは３から５ｍｍのホットストリップを得るために、９５０℃を超える温度、好ましくは１０５０℃を超える温度、好ましくは１３００℃未満の温度で熱間圧延される。圧延温度は、炭化物の析出および合金の過度の酸化が防止できるように選択される。ホットストリップの厚さは、少なくとも１回の厚さ減少が４０％を超える減少率（特に硬化熱処理の直前）となるように後に行われる冷間圧延の条件にしたがって選択される。
【００１９】
熱間圧延の前に、９５０℃から１３００℃、好ましくは１０５０℃から１２００℃の均一化熱処理を行うことができる。この処理は３０分間から２４時間以上続けることができる。
【００２０】
圧延後、ホットストリップは周囲温度付近まで冷却される。この冷却は圧延終了時の温度（９５０℃をなお超えるべきである）から４５０℃の間において、ある冷却速度で行うべきであり、この速度は炭化物の生成の防止に十分な速度である。９５０℃から４５０℃の残留時間は１０分未満であることが好ましく、さらには５分未満であることが好ましい。圧延後の冷却は、圧延加熱後に行うこともできる。生成した可能性のある炭化物を溶液に戻すため、ストリップを９５０℃を超える温度、好ましくは１０５０℃を超える温度に加熱した後に焼き入れすることで冷却が行われることもある。
【００２１】
次にホットストリップは、好ましくは５０μｍから２５０μｍ、例えば８０μｍから１５０μｍの厚さのコールドストリップを得るために冷間圧延される。この冷間圧延は、５％から９５％の厚さ減少を繰り返すことによって行われ、炭化物の生成を回避するため９５０℃より高温、好ましくは１０５０℃より高温、および好ましくは１２００℃より低温の焼きなましが間に挟まれる。この焼きなましは例えばトンネル炉で行われ、数秒間から数分間続けられる。
【００２２】
さらに、冷間圧延ストリップに対して硬化熱処理が行われ、この処理は４５０℃から８５０℃の間の１回以上の均熱からなり、炭化クロムおよび炭化モリブデンの析出によって硬化させることを意図しており、４０％を超える変形比で加工硬化させた金属で行う必要があり、後に補助的な圧延作業を行う場合もある。この熱処理は、静止炉（この場合均熱は４５０℃から７００℃で３０分間から数時間行うことが好ましい）、またはトンネル炉（この場合均熱は７００℃より高温で約１０秒間から１０分間行うことが好ましい）のいずれかで行うことができる。
【００２３】
硬化熱処理が最終厚さのストリップで行われる場合、硬化熱処理の直前の厚さ減少は少なくとも４０％であるべきであり、９５０℃の焼きなましを後で行うべきではない。
【００２４】
最終厚さより厚いときに硬化熱処理が行われる場合、硬化熱処理の直前の厚さ減少は少なくとも４０％であるべきであり、９５０℃の焼きなましを後で行うべきではなく、硬化熱処理の後には、最終厚さを得るために必要な補助的な冷間圧延作業が行われる。この補助的な冷間圧延は焼きなましを伴うべきではないが、後に５５０℃から７５０℃の回復熱処理が行われ、これは数秒間から数分間続けることができる。
【００２５】
この方法を使用すると、耐力Ｒｐ０．２が７５０ＭＰａを超え、一様伸びＡｒが５％を超える（一様伸びは、引張試験でネッキングが始まる前の伸びである）の合金のコールドストリップが得られる。一般に、耐力Ｒｐ０．２は８００ＭＰａから１１００ＭＰａであり、引張強さは９００ＭＰａから１１３０ＭＰａである。特に、好ましい組成範囲の場合には、特に厚さが１００μｍ（０．１ｍｍ）以上の場合に破断時伸びは７％を超える。耐力Ｒｐ０．２が８００ＭＰａから１０００ＭＰａとなり、引張強さが９００ＭＰａから１０４０ＭＰａとなる場合もある。
【００２６】
この合金は、２０℃と、２０℃から３００℃の間の任意の温度Ｔとの間の熱膨張係数が３．５×１０−６から６．５×１０−６の間である。ニッケル含有率が３８．５％から４１％の場合、熱膨張係数は４×１０−６／Ｋから６×１０−６／Ｋの間であり、２０℃から３００℃の間で非常にわずかに変動もするが、これは集積回路リードフレームの場合には利点となる。
【００２７】
こうして得られたストリップを使用して、当業者には既知である従来方法によって、集積回路リードフレームや、カラーディスプレイ陰極線管（例えばテレビ）の電子銃グリッドを製造することができる。好都合なことには、厚さが８０μｍから１２５μｍであり、破断時伸びが５％を超え、好ましくはさらに７％を超えるストリップを、集積回路リードフレームの製造に使用することができる。好ましくは合金組成は、２０℃から３００℃の間の熱膨張係数の変動ができるだけ小さくなり、その値が４×１０−６／Ｋから６×１０−６／Ｋの間にとどまるように選択される。
【００２８】
例として、本発明による合金Ａ１からＡ１２、および従来技術の合金Ｂ、Ｃ、およびＤ（ＢはＮ４２（登録商標）、ＣはＮ４２Ｎｂ、Ｄはγ−Ｎ４２に対応する）の均熱を実施した。
【００２９】
これらの合金の化学組成（単位は重量％）を表１に示す。
【００３０】
合金Ａ１、Ａ２、およびＢはアーク炉で均熱し、合金Ａ３からＡ１２、Ｃ、およびＤは真空誘導炉で均熱した。
【００３１】
半製品を１０５０℃から１２００℃で２から５時間均質化し、次に９５０℃を超える温度で熱間圧延し、合金Ａ１からＡ１２の合金のストリップは１０５０℃の温度から焼き入れした。
【００３２】
Ａ１からＡ１２の合金ストリップは圧延方法ＬＡに従って冷間圧延し、Ａ２合金については方法ＬＢによる冷間圧延も行った。
【００３３】
ＬＡ冷間圧延方法は、１０５０℃を超える温度での再結晶焼きなましを間に挟む連続的な厚さ減少で構成され、最終厚さ減少は４０％を超える減少率τ１で実施、続いて温度Ｔ１で硬化熱処理を行った。
【００３４】
ＬＢ冷間圧延方法は、第１の部分はＬＡ方法と同じであるが、第２の部分は厚さ減少率τ２に相当する補助的な冷間圧延作業からなり、続いて、温度Ｔ２で回復焼きなましを行った。
【００３５】
合金ＢおよびＣは、再結晶焼きなましを間に挟む連続的な厚さ減少を含む通常の方法で圧延し、１０％を超える変形比に対応する厚さ減少で終了した。合金Ｄは、熱処理前の変形比が２５％であり、γ’相によって析出硬化させるために硬化処理を７５０℃で２分間行ったことがＬＡ方法とは異なる方法で圧延を行った。
【００３６】
すべての場合、ストリップの最終厚さは１００μｍから１５０μｍの間（０．１から０．１５ｍｍの間）であった。
【００３７】
【表１】
0005054876.tif 000002
Ａ２の合金のストリップで得られた機械的性質を表２に示す。
【００３８】
これらの結果から、特に、すべての場合で、一様伸びが５％をはるかに超え、場合によってはさらには７％を超え、一方耐力は７５０ＭＰａを大きく上回っていることがわかる。
【００３９】
合金Ａ１、Ａ７からＡ１２、およびＢで得られた機械的性質を表３に示す。
【００４０】
これらの結果から分かるように、本発明による合金の場合、耐力は常に７５０ＭＰａを超え、一様伸びは５％を大きく上回っているが、合金Ｂでは一様伸びは５％を超えるだけで、耐力は７００ＭＰａ未満であった。
【００４１】
【表２】
0005054876.tif 000003
【００４２】
２０℃から１００℃の間の平均膨張係数α２０１００、および２０℃から１００℃の間の平均熱膨張係数α２０２００も測定した。これらの結果を表４および表５に示す。
【００４３】
これらの結果から特に分かるように、膨張係数は３．５×１０−６／Ｋから６．５×１０−６／Ｋの間にとどまり、少なくとも合金Ａ３およびＡ４の場合、熱膨張係数の変動は２０℃から３００℃で非常に小さい。
【００４４】
【表３】
0005054876.tif 000004
【００４５】
【表４】
0005054876.tif 000005
【００４６】
【表５】
0005054876.tif 000006
【００４７】
化学的切削に対する適性を評価するために、化学エッチング速度の測定も行った。これらの試験は、ＦｅＣｌ３／６Ｈ２Ｏ：５５０ｇ／ｌ＋ＨＣｌ、ｄ＝１．１８：１０ｍｌ／ｌ酸溶液に合金Ａ２、Ｂ、およびＣの試験片を浸漬することによって行った。
【００４８】
これらの試験から、分間の浸漬後の平均エッチング速度は合金Ａ２と合金Ｂの場合には約８．２μｇ／分・ｍｍ２であったが、合金Ｃの場合にはわずか６．７μｇ／分・ｍｍ２であることが分かった。
【００４９】
厚さ０．１ｍｍのストリップにおける合金Ａ２および合金Ｂの機械的切削性を、カップ状破面の平均高さ（ｈ）対ストリップの厚さ（ｔ）比のｈ／ｔ、ならびにこの比の偏差σを測定することによって比較した。合金Ａ２はＬＡ方法に従って圧延し、減少率τ１は７３％とし、７５０℃で０．３分間または８００℃で０．３分間の硬化焼きなましを行った。
【００５０】
合金Ａ２の場合、比ｈ／ｔは０．２５からであり偏差σは０．０６からであったが、合金Ｂの場合、比ｈ／ｔは０．２２から０．３１を変動し偏差σは０．１０であった。比ｈ／ｔは平均すると同等であり、合金Ａ２の偏差σがより小さいことは、合金Ｂよりも機械的切削性が優れていることを示している。
【００５１】
最後に、合金Ａ、Ｂ、Ｃ、およびＤの酸化感受性を、加工硬化状態で空気中で４２０℃で熱処理した時間の関数として単位ナノメートル（ｎｍ）で表した酸化表面層の厚さで測定して比較した。
【００５２】
表６に示す結果を得た。
【００５３】
【表６】
0005054876.tif 000007
これらの結果から、合金Ａ２は従来技術による合金よりも酸化されにくいことがわかり、このことは、電気分解によるコーティングに非常に適しているため望ましい。この適性を、以下の、Ｓｎ６０／Ｐｂ４０、予備Ｎｉめっきおよび完全銀めっき、予備Ｎｉめっきおよび選択的金めっき、予備Ｎｉめっきおよび選択的銀めっき、ならびに選択的銅めっきおよび選択的銀めっきのコーティングの場合についてコーティング試験を行って確認した。すべての場合で、満足する結果が得られ、厚さは制御され、ブリスターは見られず接着性は良好であった。
【００５４】
これらすべての結果から、本発明による合金は、従来技術の合金よりも集積回路リードフレームの製造に適していることが分かる。同様に、この合金は陰極線管の電子銃グリッドの製造にも適している。集積回路リードフレームや電子銃自体は既知の物品である。