JPH0413421B2 - - Google Patents
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- JPH0413421B2 JPH0413421B2 JP60025752A JP2575285A JPH0413421B2 JP H0413421 B2 JPH0413421 B2 JP H0413421B2 JP 60025752 A JP60025752 A JP 60025752A JP 2575285 A JP2575285 A JP 2575285A JP H0413421 B2 JPH0413421 B2 JP H0413421B2
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- hot
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、強度が高く、且つ耐熱性に優れ、
IC及びLSI用リードフレーム材として用いて好適
な鉄、錫含有銅合金の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 近年、半導体回路の集積度の向上によるリード
フレームのリード幅の狭小化、、薄肉化及び封止
技術の進歩による高価なコバール（54Fe−29Ni
−17Co）、Fe−42Ni合金から比較的安価な銅合
金への転換などの趨勢に伴ない、従来にも増して
高強度、高耐熱性、易加工性といつた面で、リー
ドフレーム材としての銅合金の材質に対する要請
が強くなつてきている。具体的には、引張強度は
65Kg／mm2以上、耐熱性は加熱前の引張強度の80％
の引張強度を与える加熱温度（加熱時間60分）即
ち、半軟化温度で500℃以上といつた条件をいず
れも満足する材料が最適であるとされる。 従来、リードフレーム材としての銅合金として
CDA（米国銅開発協会）合金194、燐青銅、銅−
鉄−錫−燐合金、銅−亜鉛−鉄−錫−燐合金等が
ある。しかしながら、これらはいずれも、上記条
件をすべて満足するものではない。即ち、CDA
合金194は、引張強度45Kg／mm2、耐熱性420℃であ
り、二特性をいずれも充分満足しない。燐青銅は
上記特性が夫々70Kg／mm2、375℃であり、強度は
満足するが、耐熱性がかなり低い。 次に、例えば熱0.15〜１重量％、錫３〜９重量
％、燐0.03〜0.3重量％含有する銅−鉄−錫−燐
合金は、鉄と燐との化合物の析出による強化をね
らつたものであるが、引張強度55Kg／mm2、耐熱性
400℃であり、二特性をいずれも満足しない。 更に、例えば亜鉛0.5〜3.0重量％、鉄0.5〜1.5
重量％、錫1.6〜3.0重量％、燐0.005〜0.2重量％
含有する銅−亜鉛−鉄−錫−燐合金は、鉄の微細
な時効析出による強化をねらつたものであるが、
引張強度60Kg／mm2、耐熱性480℃であり、二特性
をいずれも今少し満足しない。 上記銅−鉄−錫−燐合金や銅−亜鉛−鉄−錫−
燐合金のような鉄、錫含有銅合金における鉄は、
その添加により強度及び耐熱性を向上させる作用
を有するものであるから、鉄の添加量を１〜1.5
重量％より更に増加させることによつて、前記二
特性をいずれも満足させ得ることは考えられる。 然るに、従来、上記鉄、錫含有銅合金は、鋳塊
を700〜950℃に加熱し熱間加工した後、該熱間加
工材を水冷し、更に冷間加工した後、時効処理を
行なうような方法を採用して製造されている。 このような方法を採用すると、鉄、錫含有銅合
金中の鉄を１〜1.5重量％より増加させても、上
記鉄の作用は殆んど発揮されない。即ち、強度が
殆んど飽和するばかりでなく、析出物の大きさと
分布が変動し易い。従つて、結局、このような材
料に溶体化処理が必要となるなど経済的な支障を
生じていた。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、
引張強度65Kg／mm2以上、耐熱性500℃以上の優れ
た特性を有する、鉄を微細に時効析出させた鉄、
錫含有銅合金を安価な量産品として工業的に製造
することのできる製造方法を提供するものであ
る。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明の製造方法は、鉄1.5〜3.0重量％、錫0.8
〜2.5重量％、燐0.005〜0.1重量％を含み、残部が
本質的に銅からなる鋳塊を880〜990℃に加熱し熱
間加工した後、該熱間加工材を780℃以上から20
℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで冷間加工
して、時効処理した後更に冷間加工を行なうこと
にある。 〔作用〕 以下に本発明製造方法に用いる合金の各成分元
素の作用効果及び各組成の限定理由について説明
する。 鉄1.5重量％未満では鉄の時効析出による引張
強度及び耐熱性の向上が期待できず、鉄3.0重量
％を超えると、鋳造時にγ鉄の粗大な初晶が不均
一に生じ、均一な組成の鋳塊が得にくく、従つ
て、製造されるリードフレーム材の機械的性質の
バラツキが許容される以上に大きくなるので、鉄
を1.5〜3.0重量％の範囲とした。また、錫0.8重量
％未満では引張強度が充分でなく、錫2.5重量％
を超えると、熱間加工時に割れを生じ、該加工の
続行が不可能となるので、錫を0.8〜2.5重量％の
範囲とした。更に、燐0.005重量％未満では健全
な鋳塊が得難く、燐0.1重量％を超えると導電率
の低下が顕著になるので、燐0.005〜0.1重量％の
範囲とした。 次に、本発明方法について説明すると、上記成
分組成の銅合金鋳塊を熱間加工する際、加熱温度
を880〜99℃に限定したのは、880℃未満では鋳造
時に晶出及び析出した鉄が銅合金基地中に十分固
溶せず、最終的に十分な引張強度と耐熱性とを有
する銅合金が得難く、990℃を超えると錫が合金
の結晶粒界に拡散して濃縮し、粒界脆性を生じ易
い。甚だしい場合にはそこで部分融解を生じて次
の熱間加工において割れないし破壊を生じるから
である。 熱間加工後の冷却は、780℃以上から20℃／秒
以上の冷却速度で行なう必要があるが、780℃よ
り低下してからでは、また20℃／秒未満の冷却速
度で冷却すると、鉄の析出が十分阻止できず、最
終的に十分な引張強度と耐熱性とを有する銅合金
が得難いからである。 上記のようにして熱間加工後冷却して得られた
材料は、冷間加工した後、時効処理によつて銅合
金基地中に鉄を微細に析出させることができ、こ
れによつて充分な耐熱性を与え、後の冷間加工に
よつて十分な引張強度を有する銅合金を得ること
ができる。なお、時効処理は公知の、例えば350
〜550℃で４時間以内の処理で良い。 〔実施例〕 次に本発明の銅合金の製造方法を、その実施例
によつて説明する。 実施例 １ 通常のピース状電気銅を高周波大気溶解炉で黒
鉛ルツボを用いて溶解した後、直ちに溶湯表面を
木炭系フラツクスで被覆した。続いて目的値に応
じた鉄及び錫を、この順序で夫々電解鉄、粒状金
属錫で加え溶解し、更に目的値に応じた燐を銅と
燐との中間合金（燐15重量％）で加え溶解した
後、複数の鋳型に鋳込んで幅105mm、厚さ35mm、
長さ210mmの鋳塊を複数本得た。鋳塊の組成は第
１表の通りであつた。 これらの鋳塊の品質を、厚さ方向に一面当り５
mm面削した表面のカラーチエツク法による観察及
び鋳塊から採取した検鏡試料のミクロ組織観察を
行なうことにより判定した。得られた判定結果は
やはり第１表に示した。なお、第１表で○印は、
カラーチエツク法による観察で表面欠陥がなく、
且つミクロ組織観察でγ鉄の粗大な初晶が生成し
ていなかつたものであり、×印はその他のもので
ある。
IC及びLSI用リードフレーム材として用いて好適
な鉄、錫含有銅合金の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 近年、半導体回路の集積度の向上によるリード
フレームのリード幅の狭小化、、薄肉化及び封止
技術の進歩による高価なコバール（54Fe−29Ni
−17Co）、Fe−42Ni合金から比較的安価な銅合
金への転換などの趨勢に伴ない、従来にも増して
高強度、高耐熱性、易加工性といつた面で、リー
ドフレーム材としての銅合金の材質に対する要請
が強くなつてきている。具体的には、引張強度は
65Kg／mm2以上、耐熱性は加熱前の引張強度の80％
の引張強度を与える加熱温度（加熱時間60分）即
ち、半軟化温度で500℃以上といつた条件をいず
れも満足する材料が最適であるとされる。 従来、リードフレーム材としての銅合金として
CDA（米国銅開発協会）合金194、燐青銅、銅−
鉄−錫−燐合金、銅−亜鉛−鉄−錫−燐合金等が
ある。しかしながら、これらはいずれも、上記条
件をすべて満足するものではない。即ち、CDA
合金194は、引張強度45Kg／mm2、耐熱性420℃であ
り、二特性をいずれも充分満足しない。燐青銅は
上記特性が夫々70Kg／mm2、375℃であり、強度は
満足するが、耐熱性がかなり低い。 次に、例えば熱0.15〜１重量％、錫３〜９重量
％、燐0.03〜0.3重量％含有する銅−鉄−錫−燐
合金は、鉄と燐との化合物の析出による強化をね
らつたものであるが、引張強度55Kg／mm2、耐熱性
400℃であり、二特性をいずれも満足しない。 更に、例えば亜鉛0.5〜3.0重量％、鉄0.5〜1.5
重量％、錫1.6〜3.0重量％、燐0.005〜0.2重量％
含有する銅−亜鉛−鉄−錫−燐合金は、鉄の微細
な時効析出による強化をねらつたものであるが、
引張強度60Kg／mm2、耐熱性480℃であり、二特性
をいずれも今少し満足しない。 上記銅−鉄−錫−燐合金や銅−亜鉛−鉄−錫−
燐合金のような鉄、錫含有銅合金における鉄は、
その添加により強度及び耐熱性を向上させる作用
を有するものであるから、鉄の添加量を１〜1.5
重量％より更に増加させることによつて、前記二
特性をいずれも満足させ得ることは考えられる。 然るに、従来、上記鉄、錫含有銅合金は、鋳塊
を700〜950℃に加熱し熱間加工した後、該熱間加
工材を水冷し、更に冷間加工した後、時効処理を
行なうような方法を採用して製造されている。 このような方法を採用すると、鉄、錫含有銅合
金中の鉄を１〜1.5重量％より増加させても、上
記鉄の作用は殆んど発揮されない。即ち、強度が
殆んど飽和するばかりでなく、析出物の大きさと
分布が変動し易い。従つて、結局、このような材
料に溶体化処理が必要となるなど経済的な支障を
生じていた。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、
引張強度65Kg／mm2以上、耐熱性500℃以上の優れ
た特性を有する、鉄を微細に時効析出させた鉄、
錫含有銅合金を安価な量産品として工業的に製造
することのできる製造方法を提供するものであ
る。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明の製造方法は、鉄1.5〜3.0重量％、錫0.8
〜2.5重量％、燐0.005〜0.1重量％を含み、残部が
本質的に銅からなる鋳塊を880〜990℃に加熱し熱
間加工した後、該熱間加工材を780℃以上から20
℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで冷間加工
して、時効処理した後更に冷間加工を行なうこと
にある。 〔作用〕 以下に本発明製造方法に用いる合金の各成分元
素の作用効果及び各組成の限定理由について説明
する。 鉄1.5重量％未満では鉄の時効析出による引張
強度及び耐熱性の向上が期待できず、鉄3.0重量
％を超えると、鋳造時にγ鉄の粗大な初晶が不均
一に生じ、均一な組成の鋳塊が得にくく、従つ
て、製造されるリードフレーム材の機械的性質の
バラツキが許容される以上に大きくなるので、鉄
を1.5〜3.0重量％の範囲とした。また、錫0.8重量
％未満では引張強度が充分でなく、錫2.5重量％
を超えると、熱間加工時に割れを生じ、該加工の
続行が不可能となるので、錫を0.8〜2.5重量％の
範囲とした。更に、燐0.005重量％未満では健全
な鋳塊が得難く、燐0.1重量％を超えると導電率
の低下が顕著になるので、燐0.005〜0.1重量％の
範囲とした。 次に、本発明方法について説明すると、上記成
分組成の銅合金鋳塊を熱間加工する際、加熱温度
を880〜99℃に限定したのは、880℃未満では鋳造
時に晶出及び析出した鉄が銅合金基地中に十分固
溶せず、最終的に十分な引張強度と耐熱性とを有
する銅合金が得難く、990℃を超えると錫が合金
の結晶粒界に拡散して濃縮し、粒界脆性を生じ易
い。甚だしい場合にはそこで部分融解を生じて次
の熱間加工において割れないし破壊を生じるから
である。 熱間加工後の冷却は、780℃以上から20℃／秒
以上の冷却速度で行なう必要があるが、780℃よ
り低下してからでは、また20℃／秒未満の冷却速
度で冷却すると、鉄の析出が十分阻止できず、最
終的に十分な引張強度と耐熱性とを有する銅合金
が得難いからである。 上記のようにして熱間加工後冷却して得られた
材料は、冷間加工した後、時効処理によつて銅合
金基地中に鉄を微細に析出させることができ、こ
れによつて充分な耐熱性を与え、後の冷間加工に
よつて十分な引張強度を有する銅合金を得ること
ができる。なお、時効処理は公知の、例えば350
〜550℃で４時間以内の処理で良い。 〔実施例〕 次に本発明の銅合金の製造方法を、その実施例
によつて説明する。 実施例 １ 通常のピース状電気銅を高周波大気溶解炉で黒
鉛ルツボを用いて溶解した後、直ちに溶湯表面を
木炭系フラツクスで被覆した。続いて目的値に応
じた鉄及び錫を、この順序で夫々電解鉄、粒状金
属錫で加え溶解し、更に目的値に応じた燐を銅と
燐との中間合金（燐15重量％）で加え溶解した
後、複数の鋳型に鋳込んで幅105mm、厚さ35mm、
長さ210mmの鋳塊を複数本得た。鋳塊の組成は第
１表の通りであつた。 これらの鋳塊の品質を、厚さ方向に一面当り５
mm面削した表面のカラーチエツク法による観察及
び鋳塊から採取した検鏡試料のミクロ組織観察を
行なうことにより判定した。得られた判定結果は
やはり第１表に示した。なお、第１表で○印は、
カラーチエツク法による観察で表面欠陥がなく、
且つミクロ組織観察でγ鉄の粗大な初晶が生成し
ていなかつたものであり、×印はその他のもので
ある。
【表】
第１表から、燐を適量含有している鋳塊は、鉄
量が過剰でさえなければ（鋳塊No.１〜13）、品質
が良好であり、燐量が過少な鋳塊（鋳塊No.14）及
び鉄量が過剰な鋳塊（鋳塊No.15）は、品質が不良
であることが判る。 実施例 ２ 実施例１で厚さ方向に一面当り５mm面削した鋳
塊から幅30mm、厚さ25mm、長さ100mmの試片を採
取した。これらの試片を850、900、950、980及び
1000℃に加熱し、12mmの板厚まで熱間圧延した。
熱間圧延中、材料の温度を赤外線温度計で測定し
熱間圧延を800℃以上で行なうようにした。 従つて、熱間圧延が780℃未満で行なわれると
判断した場合は、再び最初の加熱温度まで加熱し
た後、熱間圧延した。そして、12mmの板厚を得る
まで必要によりこの加熱−圧延を繰返した。 得られた熱間圧延材は、圧延時、割れないし破
壊を生じ、以後の加工を断念した材料を除いて、
直ちにシヤワー冷却により水冷却した。このシヤ
ワー水冷却の冷却速度は60〜70℃／秒であつた。 この冷却された熱間圧延材は更に、面削した
後、11mmから0.8mmの板厚まで冷間圧延した。こ
れを550℃で１時間時効処理を行ない、引張強度
を測定した。得られた結果を第２表に示す。
量が過剰でさえなければ（鋳塊No.１〜13）、品質
が良好であり、燐量が過少な鋳塊（鋳塊No.14）及
び鉄量が過剰な鋳塊（鋳塊No.15）は、品質が不良
であることが判る。 実施例 ２ 実施例１で厚さ方向に一面当り５mm面削した鋳
塊から幅30mm、厚さ25mm、長さ100mmの試片を採
取した。これらの試片を850、900、950、980及び
1000℃に加熱し、12mmの板厚まで熱間圧延した。
熱間圧延中、材料の温度を赤外線温度計で測定し
熱間圧延を800℃以上で行なうようにした。 従つて、熱間圧延が780℃未満で行なわれると
判断した場合は、再び最初の加熱温度まで加熱し
た後、熱間圧延した。そして、12mmの板厚を得る
まで必要によりこの加熱−圧延を繰返した。 得られた熱間圧延材は、圧延時、割れないし破
壊を生じ、以後の加工を断念した材料を除いて、
直ちにシヤワー冷却により水冷却した。このシヤ
ワー水冷却の冷却速度は60〜70℃／秒であつた。 この冷却された熱間圧延材は更に、面削した
後、11mmから0.8mmの板厚まで冷間圧延した。こ
れを550℃で１時間時効処理を行ない、引張強度
を測定した。得られた結果を第２表に示す。
【表】
【表】
第２表から、本発明例（鋳塊No.１〜９）の900
〜980℃に加熱し熱間圧延した試料は、他の試料
で熱間圧延が最後まで可能であつた試料に比べて
引張強度がいずれも50Kg／mm2より大きく、また、
上記試料が550℃で１時間加熱したものであるの
で断熱性も良好で、引張強度、耐熱性共に一段と
改善されること及び上記以外の試料は、鋳塊品質
の不良によると推察される引張強度測定値の大き
なバラツキを示したり、熱間圧延時に割れあるい
は破断を生じ以後の加工を断念せざるを得なかつ
たことが判る。 実施例 ３ 実施例２で別途採取した３本の幅30mm、厚さ25
mm、長さ100mmの本発明例の鋳塊試片から、夫々
を長さ方向に二分して６本の幅30mm、厚さ25mm、
長さ50mmの試片を用意した。 これらの試片を900℃に加熱し、実施例２と同
様に12mmの板厚まで熱間圧延した。熱間圧延が終
了した試片の冷却は、冷却開始温度は780℃未満
にならないようにしたもの及び780℃未満の約750
℃まで低下してからのものの２種類、冷却速度は
大気中放冷（0.5〜1.5℃／秒）、噴霧水による水
冷（10〜15℃／秒，）、シヤワーによる水冷（25〜
35℃／秒）及び水槽中での水焼入れ（100〜150
℃／秒）の４種類の条件で行なつた。 このように冷却された熱間圧延材は、実施例２
と同様にして引張強度を測定した。 得られた結果を第３表に示す。
〜980℃に加熱し熱間圧延した試料は、他の試料
で熱間圧延が最後まで可能であつた試料に比べて
引張強度がいずれも50Kg／mm2より大きく、また、
上記試料が550℃で１時間加熱したものであるの
で断熱性も良好で、引張強度、耐熱性共に一段と
改善されること及び上記以外の試料は、鋳塊品質
の不良によると推察される引張強度測定値の大き
なバラツキを示したり、熱間圧延時に割れあるい
は破断を生じ以後の加工を断念せざるを得なかつ
たことが判る。 実施例 ３ 実施例２で別途採取した３本の幅30mm、厚さ25
mm、長さ100mmの本発明例の鋳塊試片から、夫々
を長さ方向に二分して６本の幅30mm、厚さ25mm、
長さ50mmの試片を用意した。 これらの試片を900℃に加熱し、実施例２と同
様に12mmの板厚まで熱間圧延した。熱間圧延が終
了した試片の冷却は、冷却開始温度は780℃未満
にならないようにしたもの及び780℃未満の約750
℃まで低下してからのものの２種類、冷却速度は
大気中放冷（0.5〜1.5℃／秒）、噴霧水による水
冷（10〜15℃／秒，）、シヤワーによる水冷（25〜
35℃／秒）及び水槽中での水焼入れ（100〜150
℃／秒）の４種類の条件で行なつた。 このように冷却された熱間圧延材は、実施例２
と同様にして引張強度を測定した。 得られた結果を第３表に示す。
【表】
第３表から、冷却開始温度が780℃未満の約750
℃では十分な引張強度が得られないこと、冷却速
度が大である程大きな引張強度が得られること、
並びに冷却開始温度が780℃以上で、且つ冷却速
度が25〜35℃／秒及び10〜150℃／秒において引
張強度がいずれも50Kg／mm2より大きく、又、耐熱
性も良好で、引張強度、耐熱性共に他の条件の場
合に比べて一段と改善されることが判る。 実施例 ４ 実施例２において900℃に加熱し以後別途、同
様にして面削された熱間圧延材を得た後（圧延
時、割れないし破壊を生じ以後の加工を断念した
材料は除く）、更に次のような処理を行なつた。 即ち、この熱間圧延材を11mmから３mmの板厚ま
で冷間圧延し、550℃で１時間時効処理を行なつ
た後、板厚0.25mmまで冷間圧延した。 得られた板材及び市販の従来合金３種｛CDA
合金194（2.3重量％Fe、0.12重量％Zn、0.003重量
％Ｐ、残部Cu）、燐青銅２種（6.0重量％Sn、0.1
重量％Ｐ、残部Cu）及びFe−42Ni合金｝につい
て、引張強度、硬度、半軟化温度（耐熱性）、及
び導電率を測定した。 得られた結果を第４表に示す。
℃では十分な引張強度が得られないこと、冷却速
度が大である程大きな引張強度が得られること、
並びに冷却開始温度が780℃以上で、且つ冷却速
度が25〜35℃／秒及び10〜150℃／秒において引
張強度がいずれも50Kg／mm2より大きく、又、耐熱
性も良好で、引張強度、耐熱性共に他の条件の場
合に比べて一段と改善されることが判る。 実施例 ４ 実施例２において900℃に加熱し以後別途、同
様にして面削された熱間圧延材を得た後（圧延
時、割れないし破壊を生じ以後の加工を断念した
材料は除く）、更に次のような処理を行なつた。 即ち、この熱間圧延材を11mmから３mmの板厚ま
で冷間圧延し、550℃で１時間時効処理を行なつ
た後、板厚0.25mmまで冷間圧延した。 得られた板材及び市販の従来合金３種｛CDA
合金194（2.3重量％Fe、0.12重量％Zn、0.003重量
％Ｐ、残部Cu）、燐青銅２種（6.0重量％Sn、0.1
重量％Ｐ、残部Cu）及びFe−42Ni合金｝につい
て、引張強度、硬度、半軟化温度（耐熱性）、及
び導電率を測定した。 得られた結果を第４表に示す。
以上から、本発明方法は、従来のコバールや
Fe−42Ni合金のような高価な非銅系リードフレ
ーム材に代替することができる、鉄、錫含有銅合
金を比較的安価な量産品として製造することを可
能にするものであり、その工業的価値は極めて大
きいものである。
Fe−42Ni合金のような高価な非銅系リードフレ
ーム材に代替することができる、鉄、錫含有銅合
金を比較的安価な量産品として製造することを可
能にするものであり、その工業的価値は極めて大
きいものである。
図は、実施例４における本発明の製造方法によ
る合金（鋳塊No.８）を300℃で３時間低温焼鈍し
たものの金属組織を示した電子顕微鎗写真（倍率
100000倍）である。
る合金（鋳塊No.８）を300℃で３時間低温焼鈍し
たものの金属組織を示した電子顕微鎗写真（倍率
100000倍）である。
Claims (1)
- １ 1.5〜3.0重量％、錫0.8〜2.5重量％、燐0.005
〜0.1重量％を含み、残部が本質的に銅からなる
銅合金鋳塊を880〜990℃に加熱し熱間加工した
後、該熱間加工材を780℃以上から20℃／秒以上
の冷却速度で冷却し、次いで冷間加工して、時効
処理した後、更に冷間加工を行なうことを特徴と
する高力高耐熱性銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2575285A JPS61186441A (ja) | 1985-02-13 | 1985-02-13 | 高力高耐熱性銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2575285A JPS61186441A (ja) | 1985-02-13 | 1985-02-13 | 高力高耐熱性銅合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61186441A JPS61186441A (ja) | 1986-08-20 |
| JPH0413421B2 true JPH0413421B2 (ja) | 1992-03-09 |
Family
ID=12174562
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2575285A Granted JPS61186441A (ja) | 1985-02-13 | 1985-02-13 | 高力高耐熱性銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61186441A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0701900B1 (en) * | 1994-04-04 | 1998-08-12 | Rohm Co., Ltd. | Ink runout detecting device and ink jet printer |
| US5882442A (en) * | 1995-10-20 | 1999-03-16 | Olin Corporation | Iron modified phosphor-bronze |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58123844A (ja) * | 1982-01-20 | 1983-07-23 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 半導体機器のリ−ド材用銅合金 |
| JPS5920438A (ja) * | 1982-07-21 | 1984-02-02 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 半導体機器のリ−ド材用銅合金 |
-
1985
- 1985-02-13 JP JP2575285A patent/JPS61186441A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61186441A (ja) | 1986-08-20 |
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