JP2002206144A - 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】表面性状のより優れたFe−Ni系合金と、その薄
板とくに冷延板と、これを好適に製造し得るFe−Ni系合
金板の製造方法を提供すること。 【解決手段】Si：0.001 〜0.3 wt％、Mn：0.01〜0.5 wt
％、Ni：30〜45wt％、Al：0.005 wt％以下を含み、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、か
つ前記不可避的不純物の中には、CaO ＋MgO ＋FeO ：１
〜50wt％を含むMnO-SiO２-Al ２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物を含有することを特徴とするFe−Ni系合金。
板とくに冷延板と、これを好適に製造し得るFe−Ni系合
金板の製造方法を提供すること。 【解決手段】Si：0.001 〜0.3 wt％、Mn：0.01〜0.5 wt
％、Ni：30〜45wt％、Al：0.005 wt％以下を含み、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、か
つ前記不可避的不純物の中には、CaO ＋MgO ＋FeO ：１
〜50wt％を含むMnO-SiO２-Al ２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物を含有することを特徴とするFe−Ni系合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電子部品用材料と
して用いられるFe−Ni系合金、特に、表面性状に優れた
該Fe−Ni系合金の薄板、およびその製造方法に関するも
のである。
して用いられるFe−Ni系合金、特に、表面性状に優れた
該Fe−Ni系合金の薄板、およびその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】Niを30〜45wt％含有するFe−Ni系合金
は、その特性から電子部品材料として多く用いられてい
る。例えば、Niを36wt％含有するFe−Ni系合金は、熱膨
張率が極めて低いことから、シャドウマスク材やバイメ
タル材として用いられている。また、42wt％含有するFe
−Ni系合金は熱膨張率が低くかつ、電気伝導性に優れて
いることから、リードフレーム材として用いられてい
る。これらのFe−Ni系合金は、数百μｍ以下の薄板（冷
延板）に圧延され、エッチングが施されて製品化され
る。
は、その特性から電子部品材料として多く用いられてい
る。例えば、Niを36wt％含有するFe−Ni系合金は、熱膨
張率が極めて低いことから、シャドウマスク材やバイメ
タル材として用いられている。また、42wt％含有するFe
−Ni系合金は熱膨張率が低くかつ、電気伝導性に優れて
いることから、リードフレーム材として用いられてい
る。これらのFe−Ni系合金は、数百μｍ以下の薄板（冷
延板）に圧延され、エッチングが施されて製品化され
る。
【０００３】Fe−Ni系合金は、その溶製時にAlを添加す
ると、たとえその量が微量であったとしても、 Al２O３
系の非金属介在物が生成しやすい。しかも、この非金属
介在物は、クラスター化して粗大化しやすいので、表面
性状を悪化させる。 その表面性状を向上させるために
は、 Al２O３クラスターの発生を阻止すると共に、発生
したそのクラスターを除去することが望まれる。しかし
ながら、クラスター化した非金属介在物は見かけの比重
が溶鋼の比重と近くなるため、取鍋やタンディッシュあ
るいはモールド内に浮上除去することは困難であること
が知られている。
ると、たとえその量が微量であったとしても、 Al２O３
系の非金属介在物が生成しやすい。しかも、この非金属
介在物は、クラスター化して粗大化しやすいので、表面
性状を悪化させる。 その表面性状を向上させるために
は、 Al２O３クラスターの発生を阻止すると共に、発生
したそのクラスターを除去することが望まれる。しかし
ながら、クラスター化した非金属介在物は見かけの比重
が溶鋼の比重と近くなるため、取鍋やタンディッシュあ
るいはモールド内に浮上除去することは困難であること
が知られている。
【０００４】そこで、この間題の解決策として、従来、
特開平6-41687 号公報では、合金組成としてMn：0.1 〜
0.4 wt％、Si：0.05〜0.2 wt％、酸可溶性Al：0.001 〜
0.003 wt％のものを溶製することで、非金属介在物の組
成をMnO-SiO２-Al２O３系に制御する方法、あるいは、
特開平225881号公報では、Al：0.003 wt％以下、かつ、
Si（wt％）／Al（wt％）≧10として非金属介在物の組成
をMn−シリケート系に制御する方法などが提案されてい
る。
特開平6-41687 号公報では、合金組成としてMn：0.1 〜
0.4 wt％、Si：0.05〜0.2 wt％、酸可溶性Al：0.001 〜
0.003 wt％のものを溶製することで、非金属介在物の組
成をMnO-SiO２-Al２O３系に制御する方法、あるいは、
特開平225881号公報では、Al：0.003 wt％以下、かつ、
Si（wt％）／Al（wt％）≧10として非金属介在物の組成
をMn−シリケート系に制御する方法などが提案されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記各従来技術にあっ
ては、表面疵等の欠陥が生じにくいFe−Ni系合金の薄板
が得られた旨が報告されているが、このような薄板は発
明者らの研究によると、Alの低レベル添加時におけるAl
成分のコントロール下では、副原料のCaO やCaF ２ある
いはFe−Si合金中のAlやAl２O３の存在のために、技術
的に困難である。しかも、所定量以上のAlが混入する虞
れがあり、再び Al２O３クラスターが生成してしまう。
また、上掲の技術によると、清浄度が高いと、表面性状
に悪影響を及ぼす危険性がある旨を指摘している。
ては、表面疵等の欠陥が生じにくいFe−Ni系合金の薄板
が得られた旨が報告されているが、このような薄板は発
明者らの研究によると、Alの低レベル添加時におけるAl
成分のコントロール下では、副原料のCaO やCaF ２ある
いはFe−Si合金中のAlやAl２O３の存在のために、技術
的に困難である。しかも、所定量以上のAlが混入する虞
れがあり、再び Al２O３クラスターが生成してしまう。
また、上掲の技術によると、清浄度が高いと、表面性状
に悪影響を及ぼす危険性がある旨を指摘している。
【０００６】そこで、本発明は、表面性状のより優れた
Fe−Ni系合金、特に冷延板の如きその薄板とその冷延板
を好適に製造し得るFe−Ni系合金板の製造方法を提供す
ることを目的としている。
Fe−Ni系合金、特に冷延板の如きその薄板とその冷延板
を好適に製造し得るFe−Ni系合金板の製造方法を提供す
ることを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、圧延時や成
形時に表面疵が生じたFe−Ni系合金板の疵部分を詳細に
調査したところ、表面疵の原因は、クラスター状 Al２O
３およびクラスター状MgO ・Al２O３系非金属介在物に
あることがわかった。それは、この種の非金属介在物は
高融点であり、クラスター化しやすく硬質であることが
原因である。本発明者らは、このような調査結果をもと
に非金属介在物組成について種々検討したところ、非金
属介在物の組成が基本的に、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-Mg
O-FeO系であり、かつ、MnO ：５〜45wt％、SiO２：10〜
65wt％、かつ、CaO 、MgO およびFeO の合計量が１〜50
wt％であり、そして不可避的不純物中のAl２O３が40wt
％以下であるシリケート系介在物である場合、さらに、
MgO ・Al２O３スピネルが、体積比にして総介在物量の5
0 vol％以下、好ましくは45 vol％以下であれば、クラ
スターを形成せず、表面性状に悪影響を及ぼすことな
く、そして表面疵の発生原因になりにくいことを見出し
た。また、このような非金属介在物は、熱問および冷間
圧延で微細に分断されるので、清浄度に優れることも判
った。
形時に表面疵が生じたFe−Ni系合金板の疵部分を詳細に
調査したところ、表面疵の原因は、クラスター状 Al２O
３およびクラスター状MgO ・Al２O３系非金属介在物に
あることがわかった。それは、この種の非金属介在物は
高融点であり、クラスター化しやすく硬質であることが
原因である。本発明者らは、このような調査結果をもと
に非金属介在物組成について種々検討したところ、非金
属介在物の組成が基本的に、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-Mg
O-FeO系であり、かつ、MnO ：５〜45wt％、SiO２：10〜
65wt％、かつ、CaO 、MgO およびFeO の合計量が１〜50
wt％であり、そして不可避的不純物中のAl２O３が40wt
％以下であるシリケート系介在物である場合、さらに、
MgO ・Al２O３スピネルが、体積比にして総介在物量の5
0 vol％以下、好ましくは45 vol％以下であれば、クラ
スターを形成せず、表面性状に悪影響を及ぼすことな
く、そして表面疵の発生原因になりにくいことを見出し
た。また、このような非金属介在物は、熱問および冷間
圧延で微細に分断されるので、清浄度に優れることも判
った。
【０００８】本発明は、上記の知見に基いて開発された
ものであり、Si：0.001 〜0.3 wt％、Mn：0.01〜0.5 wt
％、Ni：30〜45wt％、Al：0.005 wt％以下を含み、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、か
つ前記不可避的不純物の中には、CaO ＋MgO ＋FeO ：１
〜50wt％を含むMnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物を含有することを特徴とする表面性状に優れた
Fe−Ni系合金を基本とする。
ものであり、Si：0.001 〜0.3 wt％、Mn：0.01〜0.5 wt
％、Ni：30〜45wt％、Al：0.005 wt％以下を含み、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、か
つ前記不可避的不純物の中には、CaO ＋MgO ＋FeO ：１
〜50wt％を含むMnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物を含有することを特徴とする表面性状に優れた
Fe−Ni系合金を基本とする。
【０００９】また、本発明は、 上記成分に加えてさら
に、Mg：0.001wt ％以下、Ca：0.002wt％以下、Ｏ：0.0
005〜0.02wt％、Nb：0.001 〜2.0 wt％、Co：１〜８wt
％ (好ましくは２〜７wt％) を含有すること、上記MnO-
SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、MnO ：
５〜45wt％、SiO２：10〜65wt％、Al２O３：40wt％以
下、好ましくは30wt％以下、より好ましくは20wt％以
下、さらに好ましくは10wt％以下を含有し、かつCaO+Mg
O+FeO ：１〜50wt％であること、そして上記不可避的不
純物の中には、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物の他に、MgO・Al２O３スピネルを、体積比にし
て全非金属介在物量の50％以下を含有することが好まし
い。
に、Mg：0.001wt ％以下、Ca：0.002wt％以下、Ｏ：0.0
005〜0.02wt％、Nb：0.001 〜2.0 wt％、Co：１〜８wt
％ (好ましくは２〜７wt％) を含有すること、上記MnO-
SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、MnO ：
５〜45wt％、SiO２：10〜65wt％、Al２O３：40wt％以
下、好ましくは30wt％以下、より好ましくは20wt％以
下、さらに好ましくは10wt％以下を含有し、かつCaO+Mg
O+FeO ：１〜50wt％であること、そして上記不可避的不
純物の中には、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物の他に、MgO・Al２O３スピネルを、体積比にし
て全非金属介在物量の50％以下を含有することが好まし
い。
【００１０】また、本発明に係るFe−Ni系合金は、薄板
のとき、そのの圧延方向に平行な断面における「JIS G
O555」による清浄度が0.05以下であることが好ましい。
のとき、そのの圧延方向に平行な断面における「JIS G
O555」による清浄度が0.05以下であることが好ましい。
【００１１】本発明はさらに、Fe-Ni 系合金の溶製に際
し、Niを30〜45wt％含有する合金溶湯をSiおよびMnで脱
酸すると共に、CaO-SiO２-MgO-Al２O３- Ｆ系スラグを
用いて、請求項１または２に記載の組成となるように成
分調整を行い、その後該合金溶湯を鋳造し、次いで均熱
炉で均熱した後熱間圧延し、その後冷間圧延することを
特徴とする表面性状に優れたFe−Ni系合金の製造方法を
提案する。
し、Niを30〜45wt％含有する合金溶湯をSiおよびMnで脱
酸すると共に、CaO-SiO２-MgO-Al２O３- Ｆ系スラグを
用いて、請求項１または２に記載の組成となるように成
分調整を行い、その後該合金溶湯を鋳造し、次いで均熱
炉で均熱した後熱間圧延し、その後冷間圧延することを
特徴とする表面性状に優れたFe−Ni系合金の製造方法を
提案する。
【００１２】
【発明の実施の形態】発明者らは、アルミナおよびスピ
ネルのクラスター形成を防止することを目的に種々の実
験を行った。その実験方法は、アルゴン雰囲気に調整さ
れたチャンバー内に10kg容量のMgO 製るつぼを設置して
なる高周波誘導加熱炉を使用し、前記るつぼ中に電解
鉄、電解Niを収容して溶解し、合金溶湯に種々の組成の
CaO-SiO ２-MgO-Al２O３- Ｆ系スラグを用いて、金属S
i、金属Mnおよび金属Alを種々の組成にて添加して脱酸
を施し、所定の時間経過後、鋳型に鋳込んで、鋼魂を作
製した。得られた鋼塊は所定の温度に加熱し、鍛造し、
その後、熱間圧延および冷間圧延を施して、Fe−Ni系合
金の薄板を作製した。
ネルのクラスター形成を防止することを目的に種々の実
験を行った。その実験方法は、アルゴン雰囲気に調整さ
れたチャンバー内に10kg容量のMgO 製るつぼを設置して
なる高周波誘導加熱炉を使用し、前記るつぼ中に電解
鉄、電解Niを収容して溶解し、合金溶湯に種々の組成の
CaO-SiO ２-MgO-Al２O３- Ｆ系スラグを用いて、金属S
i、金属Mnおよび金属Alを種々の組成にて添加して脱酸
を施し、所定の時間経過後、鋳型に鋳込んで、鋼魂を作
製した。得られた鋼塊は所定の温度に加熱し、鍛造し、
その後、熱間圧延および冷間圧延を施して、Fe−Ni系合
金の薄板を作製した。
【００１３】このようにして得られたFe−Ni系合金の薄
板について、非金属介在物の形態および変形能の調査を
行った他、熱間圧延して厚さ5.5 ｍｍの圧延板を作成
し、介在物組成をＥＤＳにて測定し、さらに、非金属介
在物の変形能を顕微鏡観察にて行った。その後、冷間圧
延を施して、厚さ0.25ｍｍの薄板を作成し、この薄板の
圧延方向に平行な断面の「JIS G 0555」による清浄度測
定および板表面20ｍ２当りの表面欠陥個数の測定を行っ
た。
板について、非金属介在物の形態および変形能の調査を
行った他、熱間圧延して厚さ5.5 ｍｍの圧延板を作成
し、介在物組成をＥＤＳにて測定し、さらに、非金属介
在物の変形能を顕微鏡観察にて行った。その後、冷間圧
延を施して、厚さ0.25ｍｍの薄板を作成し、この薄板の
圧延方向に平行な断面の「JIS G 0555」による清浄度測
定および板表面20ｍ２当りの表面欠陥個数の測定を行っ
た。
【００１４】上記各試験の結果、Alは少量でも、アルミ
ナクラスターを形成するため、極力少ないことが好まし
いことがわかった。即ち、 非金属介在物の組成は、全て
がAl ２O３の場合はクラスターを形成して表面疵を発生
してしまい、一方、全てがスピネルの場合にも同じよう
にクラスターを形成し、表面疵を発生してしまうので好
ましくない。
ナクラスターを形成するため、極力少ないことが好まし
いことがわかった。即ち、 非金属介在物の組成は、全て
がAl ２O３の場合はクラスターを形成して表面疵を発生
してしまい、一方、全てがスピネルの場合にも同じよう
にクラスターを形成し、表面疵を発生してしまうので好
ましくない。
【００１５】一方、その非金属介在物がMnO-SiO２-Al２
O３-CaO-MgO-FeO系の形態をとる場合には、クラスター
が生成せず、表面疵が発生しないため、合金板の表面性
状は良好なものになった。そしてさらに調査した結果で
は、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物
は、CaO+MgO+FeO の合計量が１〜50wt％、好ましくは10
〜40wt％のとき、MnO-SiO２系介在物を低融点化する作
用が生じることを見出した。
O３-CaO-MgO-FeO系の形態をとる場合には、クラスター
が生成せず、表面疵が発生しないため、合金板の表面性
状は良好なものになった。そしてさらに調査した結果で
は、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物
は、CaO+MgO+FeO の合計量が１〜50wt％、好ましくは10
〜40wt％のとき、MnO-SiO２系介在物を低融点化する作
用が生じることを見出した。
【００１６】ところで、上掲の非金属介在物をMnO-SiO
２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系に制御する方法としては、Fe
−Ni系合金溶湯中に、 まずMn合金を、次いでSi合金を添
加することにより、非金属介在物の成分組成をMnO −Si
O２系のものに制御する。その上で、CaO は、Si合金中
に含まれるCaをMnO −SiO２系介在物と反応させること
により添加し、MgO は、スラグ中MgO をSi合金で還元し
て生成する溶鋼中溶存Mgを、MnO-SiO２系介在物と反応
させることにより添加し、FeO は、酸素濃度が0.0005〜
0.02wt％の範囲であれば、介在物をMnO −SiO２系に制
御できるので、この介在物をFeと反応させることにより
添加することにより行う。ただし、Al２O３は、クラス
タの形成防止のためには少ないことが好ましい成分であ
るが、AlやAl２O３は、副原料であるCaO やCaF２、ある
いはSi合金中にも含まれており、これらが該介在物中に
不可避に混入する。この意味で、副原料としては、Alお
よび Al２O３濃度が低い原料をもちいることが好まし
い。このような原料をもちいることにより、 Al２O３を
40wt％以下、好ましくは30wt％以下、より好ましくは20
wt％以下、さらに好ましくは10wt％以下に制御すること
ができる。
２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系に制御する方法としては、Fe
−Ni系合金溶湯中に、 まずMn合金を、次いでSi合金を添
加することにより、非金属介在物の成分組成をMnO −Si
O２系のものに制御する。その上で、CaO は、Si合金中
に含まれるCaをMnO −SiO２系介在物と反応させること
により添加し、MgO は、スラグ中MgO をSi合金で還元し
て生成する溶鋼中溶存Mgを、MnO-SiO２系介在物と反応
させることにより添加し、FeO は、酸素濃度が0.0005〜
0.02wt％の範囲であれば、介在物をMnO −SiO２系に制
御できるので、この介在物をFeと反応させることにより
添加することにより行う。ただし、Al２O３は、クラス
タの形成防止のためには少ないことが好ましい成分であ
るが、AlやAl２O３は、副原料であるCaO やCaF２、ある
いはSi合金中にも含まれており、これらが該介在物中に
不可避に混入する。この意味で、副原料としては、Alお
よび Al２O３濃度が低い原料をもちいることが好まし
い。このような原料をもちいることにより、 Al２O３を
40wt％以下、好ましくは30wt％以下、より好ましくは20
wt％以下、さらに好ましくは10wt％以下に制御すること
ができる。
【００１７】このように制御されて生成するMnO-SiO２-
Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、熱間圧延工程
で塑性変形しやすく、一方では表面性状に優れたFe−Ni
系合金の製造に有利である。なお、上記実験において、
表面性状が良好なチャージの全てに MgO・Al２O３スピ
ネルが観察されないわけではない。化学的に抽出した全
介在物量の中には、体積比にして、MgO ・Al２O３スピ
ネルが50 vol％以下、好ましくは45 vol％以下であれば
クラスターを形成せず、一方、 清浄度0.05以下の条件を
満たしつつ、良好な表面性状のFe−Ni系合金が得られ
る。
Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、熱間圧延工程
で塑性変形しやすく、一方では表面性状に優れたFe−Ni
系合金の製造に有利である。なお、上記実験において、
表面性状が良好なチャージの全てに MgO・Al２O３スピ
ネルが観察されないわけではない。化学的に抽出した全
介在物量の中には、体積比にして、MgO ・Al２O３スピ
ネルが50 vol％以下、好ましくは45 vol％以下であれば
クラスターを形成せず、一方、 清浄度0.05以下の条件を
満たしつつ、良好な表面性状のFe−Ni系合金が得られ
る。
【００１８】次に、合金成分組成の限定の理由について
説明する。Siは、合金の成分組成熱膨張率を上げる元素
であり、0.3 wt％を超えると、熱膨張率が大きくなりす
ぎて電子部品材料として適当でない。一方、 この量が0.
001 wt％未満では脱酸力が弱くなって清浄度が低下す
る。したがって、Siの含有量は0.001 〜0.3 wt％とし
た。好ましくは、0.005 〜0.1 wt％である。
説明する。Siは、合金の成分組成熱膨張率を上げる元素
であり、0.3 wt％を超えると、熱膨張率が大きくなりす
ぎて電子部品材料として適当でない。一方、 この量が0.
001 wt％未満では脱酸力が弱くなって清浄度が低下す
る。したがって、Siの含有量は0.001 〜0.3 wt％とし
た。好ましくは、0.005 〜0.1 wt％である。
【００１９】Mnは、介在物組成をMnO-SiO２系に制御す
るために、有用な元素であるが、熱膨張率を上昇させる
元素でもある。こうした観点から、Mn含有量を、0.01〜
0.5wt％と定めた。好ましくは、0.01〜0.3wt ％であ
る。
るために、有用な元素であるが、熱膨張率を上昇させる
元素でもある。こうした観点から、Mn含有量を、0.01〜
0.5wt％と定めた。好ましくは、0.01〜0.3wt ％であ
る。
【００２０】Niは、熱膨張率に大きく影響を及ぼす元素
であり、200 ℃では36wt％付近、500 ℃では42wt％付近
で熱膨張率が極小となることが知られている。即ち、 30
wt％未満、または50wt％超えると熱膨張率が大きくなり
過ぎ、用途的にシャドウマスク材やリードフレーム材に
は適しなくなる。したがって、Niの含有量は30〜45wt％
とした。
であり、200 ℃では36wt％付近、500 ℃では42wt％付近
で熱膨張率が極小となることが知られている。即ち、 30
wt％未満、または50wt％超えると熱膨張率が大きくなり
過ぎ、用途的にシャドウマスク材やリードフレーム材に
は適しなくなる。したがって、Niの含有量は30〜45wt％
とした。
【００２１】Alは、所定量以上混入すると Al２O３クラ
スターが生成してしまう危険性がある。但し、Alの低レ
ベル制御は技術的に困難である。そこで、本発明では不
可避的不純物として含まれるAlは、0.005 wt％以下と制
限する。好ましくは、0.003wt％以下である。このAl
は、工業規模での生産においては、合金元素として添加
したものではないが、副原料としてのCaO やCaF２、あ
るいは脱酸用Si合金中に含まれるAlあるいは Al２O３に
起因して混入するので、副原料等はなるべく、Alおよび
Al２O３濃度の低いものを厳選して使用する必要があ
る。
スターが生成してしまう危険性がある。但し、Alの低レ
ベル制御は技術的に困難である。そこで、本発明では不
可避的不純物として含まれるAlは、0.005 wt％以下と制
限する。好ましくは、0.003wt％以下である。このAl
は、工業規模での生産においては、合金元素として添加
したものではないが、副原料としてのCaO やCaF２、あ
るいは脱酸用Si合金中に含まれるAlあるいは Al２O３に
起因して混入するので、副原料等はなるべく、Alおよび
Al２O３濃度の低いものを厳選して使用する必要があ
る。
【００２２】Mgは、非金属介在物組成を熱間圧延にて塑
性変形しやすいMnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系のも
のに制御するために有用な元素である。しかし、0.001
wt％を超えるとノズル閉塞などの操業上の問題を引き起
こす。したがって、0.001 wt％以下とした。好ましく
は、0.0008wt％以下である。
性変形しやすいMnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系のも
のに制御するために有用な元素である。しかし、0.001
wt％を超えるとノズル閉塞などの操業上の問題を引き起
こす。したがって、0.001 wt％以下とした。好ましく
は、0.0008wt％以下である。
【００２３】Caは、非金属介在物組成を熱間圧延にて塑
性変形しやすいMnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系のも
のに制御するために有用な元素である。しかし、0.002
wt％を超えると、該非金属介在物中のCaO 濃度を上昇さ
せ、耐食性に悪影響を与え、製品にする際のエッチング
時に、エッチングむらを引き起こす危険性がある。した
がって、Caは0.002 wt％以下とした。好ましくは、0.00
15wt％以下である。
性変形しやすいMnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系のも
のに制御するために有用な元素である。しかし、0.002
wt％を超えると、該非金属介在物中のCaO 濃度を上昇さ
せ、耐食性に悪影響を与え、製品にする際のエッチング
時に、エッチングむらを引き起こす危険性がある。した
がって、Caは0.002 wt％以下とした。好ましくは、0.00
15wt％以下である。
【００２４】Ｏは、濃度が高いと清浄度を悪化させると
ともに、介在物組成をMnO-SiO２-Al ２O３-CaO-MgO-FeO
系のものに制御することができなくなる。また、このＯ
濃度が低いと、介在物組成をMnO-SiO２-Al２O３-CaO-Mg
O-FeO系のものに制御することができなくなるばかり
か、表面欠陥の原因である、高融点で硬い Al２O３や M
gO・ Al２O３系になり、表面欠陥などの間題が発生す
る。したがって、Ｏは0.0005〜0.02wt％とした。好まし
くは、0.001 〜0.01wt％である。
ともに、介在物組成をMnO-SiO２-Al ２O３-CaO-MgO-FeO
系のものに制御することができなくなる。また、このＯ
濃度が低いと、介在物組成をMnO-SiO２-Al２O３-CaO-Mg
O-FeO系のものに制御することができなくなるばかり
か、表面欠陥の原因である、高融点で硬い Al２O３や M
gO・ Al２O３系になり、表面欠陥などの間題が発生す
る。したがって、Ｏは0.0005〜0.02wt％とした。好まし
くは、0.001 〜0.01wt％である。
【００２５】本発明においてはさらに、必要に応じて、
Nb，Coを添加させることができる。これらのうち、Nb
は、シャドウマスクの強度を向上させるために有用な元
素であり、適正な範囲では熱膨張率が大きくならないよ
うにするため、0.001 〜2.0 wt％の範囲内で添加する。
また、Coは、シャドウマスクの強度を向上させる元素で
あるとともに、Niと最適範囲で組み合わせると熱膨張率
を36Niよりも小さくすることができる。このCoが１〜８
wt％を外れると、熱膨張率が大きくなり、シャドウマス
ク材料として適しなくなるため、１〜８wt％とするが、
好ましくは２〜７wt％がよい。
Nb，Coを添加させることができる。これらのうち、Nb
は、シャドウマスクの強度を向上させるために有用な元
素であり、適正な範囲では熱膨張率が大きくならないよ
うにするため、0.001 〜2.0 wt％の範囲内で添加する。
また、Coは、シャドウマスクの強度を向上させる元素で
あるとともに、Niと最適範囲で組み合わせると熱膨張率
を36Niよりも小さくすることができる。このCoが１〜８
wt％を外れると、熱膨張率が大きくなり、シャドウマス
ク材料として適しなくなるため、１〜８wt％とするが、
好ましくは２〜７wt％がよい。
【００２６】前述したように、非金属介在物は、クラス
ター化しにくく、かつ熱間圧延および冷間圧延工程で微
細に分断されて清浄度の向上が図られるようにするとい
う観点から、本発明のFe−Ni系合金に含有される非金属
介在物の組成および種類は、基本的には、MnO-SiO２-Al
２O３-CaO-MgO-FeO系のものとし、MnO ：５〜４５wt
％、SiO２：１０〜６５wt％、 Al２O３：４０wt％以
下、そしてCaO ＋MgO ＋FeO：１〜５０wt％の組成を有
するものとする。この理由は、該非金属介在物を熱間圧
延時あるいは冷間圧延時に延伸させ、安定して分断性の
良好な低融点介在物とするためである。
ター化しにくく、かつ熱間圧延および冷間圧延工程で微
細に分断されて清浄度の向上が図られるようにするとい
う観点から、本発明のFe−Ni系合金に含有される非金属
介在物の組成および種類は、基本的には、MnO-SiO２-Al
２O３-CaO-MgO-FeO系のものとし、MnO ：５〜４５wt
％、SiO２：１０〜６５wt％、 Al２O３：４０wt％以
下、そしてCaO ＋MgO ＋FeO：１〜５０wt％の組成を有
するものとする。この理由は、該非金属介在物を熱間圧
延時あるいは冷間圧延時に延伸させ、安定して分断性の
良好な低融点介在物とするためである。
【００２７】この非金属介在物の主成分は、MnO ：５〜
４５wt％、SiO２：１０〜６５wt％、および（CaO ＋MgO
＋FeO ）：１〜５０wt％とするが、これは低融点の延
伸性の良好なマンガン・シリケート系介在物にするため
である。ここで、MnO が５wt％より少ないと、非金属介
在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が悪化
し、４５wt％より多い場合も該非金属介在物が高融点に
なり、延伸性が無くなって、清浄度が悪化する。
４５wt％、SiO２：１０〜６５wt％、および（CaO ＋MgO
＋FeO ）：１〜５０wt％とするが、これは低融点の延
伸性の良好なマンガン・シリケート系介在物にするため
である。ここで、MnO が５wt％より少ないと、非金属介
在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が悪化
し、４５wt％より多い場合も該非金属介在物が高融点に
なり、延伸性が無くなって、清浄度が悪化する。
【００２８】同様にSiO２が１０wt％より少ないと、非
金属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度
が悪化し、一方、６５wt％より多い場合も、同様に非金
属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が
悪化する。
金属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度
が悪化し、一方、６５wt％より多い場合も、同様に非金
属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が
悪化する。
【００２９】そして、CaO およびMgO が50wt％以上含ま
れると、これらは酸可溶性なのでエッチング時にエッチ
ング不良が発生する。また、FeO は50wt％以上含まれる
と、酸素含有量が0.02wt％を超えてしまい、非金属介在
物の生成量が増加して、清浄度が0.05を超えるようにな
る。一方、CaO 、FeO 、MgO は、これらの和が１wt％よ
りも少なくなると、非金属介在物が高融点になり、大型
の介在物が残留して表面疵を発生させたり、清浄度が0.
05を超えてしまったりする。
れると、これらは酸可溶性なのでエッチング時にエッチ
ング不良が発生する。また、FeO は50wt％以上含まれる
と、酸素含有量が0.02wt％を超えてしまい、非金属介在
物の生成量が増加して、清浄度が0.05を超えるようにな
る。一方、CaO 、FeO 、MgO は、これらの和が１wt％よ
りも少なくなると、非金属介在物が高融点になり、大型
の介在物が残留して表面疵を発生させたり、清浄度が0.
05を超えてしまったりする。
【００３０】次に、Al２O３は40wt％以下とする。このA
l２O３は、精錬時の副原料中のCaOやCaF２、あるいはSi
合金中に含まれるAlおよびAl２O３に起因して生成する
ものである。このAl２O３が40wt％を超えると、非金属
介在物の形態が急激に、アルミナあるいはスピネルのク
ラスターを形成して表面欠陥の原因となる危険性が生じ
るからである。その危険の程度は、 Al２O３量が多くな
るほど高く、少ないほど低くなる。従って、 Al２O
３は、好ましくは30wt％、より好ましくは20wt％、さら
に好ましくは10wt％と少なくなるほど良い結果になる。
l２O３は、精錬時の副原料中のCaOやCaF２、あるいはSi
合金中に含まれるAlおよびAl２O３に起因して生成する
ものである。このAl２O３が40wt％を超えると、非金属
介在物の形態が急激に、アルミナあるいはスピネルのク
ラスターを形成して表面欠陥の原因となる危険性が生じ
るからである。その危険の程度は、 Al２O３量が多くな
るほど高く、少ないほど低くなる。従って、 Al２O
３は、好ましくは30wt％、より好ましくは20wt％、さら
に好ましくは10wt％と少なくなるほど良い結果になる。
【００３１】また、本発明のFe−Ni系合金中の該非金属
介在物中のMgO ・ Al２O３スピネルの割合は、体積比に
して総介在物量の50 vol％以下、好ましくは45 vol％以
下、さらに好ましくは40 vol％以下とする。この理由
は、熱間圧延および冷間圧延後の圧延方向に平行な断面
の介在物形態の調査結果より、クラスターを形成せず、
工業的に安定して表面性状の良好な製品を製造すること
が可能となるからである。一方、このものがあまりに多
いと、硬質のクラスターを形成し表面性状に対して有害
となる。
介在物中のMgO ・ Al２O３スピネルの割合は、体積比に
して総介在物量の50 vol％以下、好ましくは45 vol％以
下、さらに好ましくは40 vol％以下とする。この理由
は、熱間圧延および冷間圧延後の圧延方向に平行な断面
の介在物形態の調査結果より、クラスターを形成せず、
工業的に安定して表面性状の良好な製品を製造すること
が可能となるからである。一方、このものがあまりに多
いと、硬質のクラスターを形成し表面性状に対して有害
となる。
【００３２】
【実施例】以下に、実施例を提示して本発明の効果をよ
り明らかにする。 （１）冷延板の製造 表1 に示す金属組成を有する本発明に係る実施例１〜９
(ただし、８は、Fe−36wt％Ni−0.17wt％Nb合金、９
は、Fe−32wt％Ni− 5.1wt％Co合金) のFe−Ni合金冷延
板と、本発明の要件から外れる比較例１〜９のFe−Ni合
金冷延板とを、以下のようにして製造した。これらの冷
延板は、実施例９を除きFe−36wt％Niを基本とし、残部
は不可避的不純物である。
り明らかにする。 （１）冷延板の製造 表1 に示す金属組成を有する本発明に係る実施例１〜９
(ただし、８は、Fe−36wt％Ni−0.17wt％Nb合金、９
は、Fe−32wt％Ni− 5.1wt％Co合金) のFe−Ni合金冷延
板と、本発明の要件から外れる比較例１〜９のFe−Ni合
金冷延板とを、以下のようにして製造した。これらの冷
延板は、実施例９を除きFe−36wt％Niを基本とし、残部
は不可避的不純物である。
【００３３】
【表１】
【００３４】上記の合金は、スクラップやNiなどからな
る原料６０t を電気炉で溶解しながら、Fe−36wt％Niの
組成に調整し、次いでＡＯＤ処理、ＶＯＤ処理およびＡ
ＯＤ→ＶＯＤ処理の３通りのいずれかの処理より、酸化
精錬（脱炭、脱燐、脱クロム等）を行った。続いて、Ａ
ＯＤあるいはＶＯＤにおいて、酸化期のスラグを除去
し、石灰石、螢石、および珪砂のうちの１種または２種
以上をフラックスとして添加し、所定の塩基度に調整し
た。次に、Si合金鉄を添加して溶鋼を脱酸し、取鍋精錬
装置で微量成分調整および温度制御を行った後、普通造
塊に鋳造するか、または連続鋳造機によって鋳造した。
その後、普通造塊の場合は鍛造工程をはさんでから、鋳
塊に熱間圧延を施し、5.5 ｍｍ厚のFe−Ni合金熱延板を
得て、さらにその後、冷間圧延を施して、0.25ｍｍ厚の
Fe−Ni合金の冷延板を得た。なお、表１には精錬工程の
種別を併記した。
る原料６０t を電気炉で溶解しながら、Fe−36wt％Niの
組成に調整し、次いでＡＯＤ処理、ＶＯＤ処理およびＡ
ＯＤ→ＶＯＤ処理の３通りのいずれかの処理より、酸化
精錬（脱炭、脱燐、脱クロム等）を行った。続いて、Ａ
ＯＤあるいはＶＯＤにおいて、酸化期のスラグを除去
し、石灰石、螢石、および珪砂のうちの１種または２種
以上をフラックスとして添加し、所定の塩基度に調整し
た。次に、Si合金鉄を添加して溶鋼を脱酸し、取鍋精錬
装置で微量成分調整および温度制御を行った後、普通造
塊に鋳造するか、または連続鋳造機によって鋳造した。
その後、普通造塊の場合は鍛造工程をはさんでから、鋳
塊に熱間圧延を施し、5.5 ｍｍ厚のFe−Ni合金熱延板を
得て、さらにその後、冷間圧延を施して、0.25ｍｍ厚の
Fe−Ni合金の冷延板を得た。なお、表１には精錬工程の
種別を併記した。
【００３５】（２）調査および評価 実施例１〜９および比較例１〜９の熱延板および冷延板
につき、以下の調査を行った。その結果を表２に示す。 Ａ．非金属介在物の組成 ＥＤＳ（エネルギー分散型分析装置）により、鋼塊中介
在物を３０箇所ずつ定量分析して非金属介在物の組成を
調査した。 Ｂ．清浄度 「JIS GO555 」にしたがい、光学顕微鏡によって圧延方
向に平行な断面を400倍／６０視野の条件で観察した。 Ｃ．表面欠陥数 表面の任意の２０ｍ２部分に疵等の表面欠陥がいくつ存
在するかを目視で観察した。
につき、以下の調査を行った。その結果を表２に示す。 Ａ．非金属介在物の組成 ＥＤＳ（エネルギー分散型分析装置）により、鋼塊中介
在物を３０箇所ずつ定量分析して非金属介在物の組成を
調査した。 Ｂ．清浄度 「JIS GO555 」にしたがい、光学顕微鏡によって圧延方
向に平行な断面を400倍／６０視野の条件で観察した。 Ｃ．表面欠陥数 表面の任意の２０ｍ２部分に疵等の表面欠陥がいくつ存
在するかを目視で観察した。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２から明らかなように、非金属介在物組
成が、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系で、MnO ：５
〜45wt％、SiO２：10〜65wt％、かつCaO ＋MgO ＋FeO
：１〜5 wt％、またはAl２O３を40wt％以下であり、そ
して介在物中のMgO ・Al２O３スピネル割合を体積比に
して総介在物量の50 vol％以下にした場合には、クラス
ターを形成しないため、表面欠陥が無く、清浄度も0.05
以下と表面性状に優れた冷延板となった。
成が、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系で、MnO ：５
〜45wt％、SiO２：10〜65wt％、かつCaO ＋MgO ＋FeO
：１〜5 wt％、またはAl２O３を40wt％以下であり、そ
して介在物中のMgO ・Al２O３スピネル割合を体積比に
して総介在物量の50 vol％以下にした場合には、クラス
ターを形成しないため、表面欠陥が無く、清浄度も0.05
以下と表面性状に優れた冷延板となった。
【００３８】これに対し、比較例では、介在物中のCaO
＋MgO ＋FeO が50wt％を上回る場合、非金属介在物がク
ラスター化してしまい、表面欠陥が発生したり、清浄度
が0.05を上回り、良好な冷延板が得られなかった。ま
た、介在物中のMgO ・Al２O３スピネル割合を体積比に
して総介在物量の50 vol％より大きい場合は、クラスタ
ーを形成してしまうため、表面欠陥が発生し、良好な表
面性状の冷延板が得られなかった。
＋MgO ＋FeO が50wt％を上回る場合、非金属介在物がク
ラスター化してしまい、表面欠陥が発生したり、清浄度
が0.05を上回り、良好な冷延板が得られなかった。ま
た、介在物中のMgO ・Al２O３スピネル割合を体積比に
して総介在物量の50 vol％より大きい場合は、クラスタ
ーを形成してしまうため、表面欠陥が発生し、良好な表
面性状の冷延板が得られなかった。
【００３９】また、Si、Mnが請求範囲、Si：0.001 〜0.
3 wt％、Mn：0.05〜0.6 wt％を満たさないと、電子材料
としての熱膨張係数が好適な範囲を外れるので好ましく
ないことがわかった。
3 wt％、Mn：0.05〜0.6 wt％を満たさないと、電子材料
としての熱膨張係数が好適な範囲を外れるので好ましく
ないことがわかった。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、この発明に係るFe
−Ni系合金は、表面品質および内部品質ともに良好な製
品が安定して得られる。また、本発明方法によれば、優
れた表面特性を有するFe−Ni合金の薄板を、工業規模で
安価に製造することができる。
−Ni系合金は、表面品質および内部品質ともに良好な製
品が安定して得られる。また、本発明方法によれば、優
れた表面特性を有するFe−Ni合金の薄板を、工業規模で
安価に製造することができる。
Claims (8)
- 【請求項１】Si：0.001 〜0.3 wt％、Mn：0.01〜0.5 wt
％、Ni：30〜45wt％、Al：0.005 wt％以下を含み、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、か
つ前記不可避的不純物の中には、CaO ＋MgO ＋FeO ：１
〜50wt％を含むMnO-SiO２-Al ２O３-CaO-MgO-FeO系非金
属介在物を含有することを特徴とする表面性状に優れた
Fe−Ni系合金。 - 【請求項２】請求項１に記載のFe-Ni 系合金において、
上記成分に加えてさらに、Mg：0.001 wt％以下、Ca：0.
002 wt％以下、Ｏ：0.0005〜0.02wt％を含有することを
特徴とする表面性状に優れたFe−Ni系合金。 - 【請求項３】請求項１または２に記載のFe−Ni系合金に
おいて、上記成分に加えてさらに、Nb：0.001 〜2.0 wt
％を含有することを特徴とする表面性状に優れたFe−Ni
系合金。 - 【請求項４】請求項１、２または３のうちのいずれか１
に記載のFe−Ni系合金において、上記成分に加えてさら
に、Co：１〜８wt％を含有することを特徴とする表面性
状に優れたFe−Ni系合金。 - 【請求項５】請求項１、２、３または４のうちのいずれ
か１に記載のFe-Ni 系合金において、上記MnO-SiO２-Al
２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、MnO ：５〜45wt
％、SiO２：10〜65wt％、Al２O３：40wt％以下を含有
し、かつCaO+MgO+FeO ：１〜50wt％であることを特徴と
する表面性状に優れたFe−Ni系合金。 - 【請求項６】請求項１、２、３、４または５のいずれか
１に記載のFe−Ni系合金において、上記不可避的不純物
の中には、MnO-SiO２-Al２O３-CaO-MgO-FeO系非金属介
在物の他に、MgO ・Al２O３スピネルを、体積比にして
全非金属介在物量の50 vol％以下を含有することを特徴
とする表面性状に優れたFe−Ni系合金。 - 【請求項７】請求項１、２、３、４、５または６のいず
れか１に記載のFe−Ni系合金を薄板にしたとき、この薄
板の圧延方向に平行な断面における「JIS G O555」によ
る清浄度が0.05以下であることを特徴とする表面性状に
優れたFe−Ni系合金。 - 【請求項８】Fe−Ni系合金の溶製に際し、Niを30〜45wt
％含有する合金溶湯をSiおよびMnで脱酸すると共に、Ca
O-SiO２-MgO-Al２O３- Ｆ系スラグを用いて、請求項１
〜４のいずれか１項に記載の組成となるように成分調整
を行い、その後、成分調整した合金溶湯を鋳造し、次い
で均熱炉で均熱した後熱間圧延し、その後冷間圧延する
ことを特徴とする表面性状に優れたFe−Ni系合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001036877A JP3554283B2 (ja) | 2000-11-06 | 2001-02-14 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000-337325 | 2000-11-06 | ||
| JP2000337325 | 2000-11-06 | ||
| JP2001036877A JP3554283B2 (ja) | 2000-11-06 | 2001-02-14 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002206144A true JP2002206144A (ja) | 2002-07-26 |
| JP3554283B2 JP3554283B2 (ja) | 2004-08-18 |
Family
ID=26603433
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001036877A Expired - Lifetime JP3554283B2 (ja) | 2000-11-06 | 2001-02-14 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3554283B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1317413C (zh) * | 2004-04-19 | 2007-05-23 | 日立金属株式会社 | 表面性状优良的Fe－Ni类荫罩材料 |
| JP2008248323A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 極低Ｓｉ、極低Ｃ、極低Ｓの高Ｎｉ−Ｆｅ合金鋼の製造方法 |
| CN111155024A (zh) * | 2020-01-19 | 2020-05-15 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种帘线钢超低熔点塑性夹杂物控制方法 |
-
2001
- 2001-02-14 JP JP2001036877A patent/JP3554283B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1317413C (zh) * | 2004-04-19 | 2007-05-23 | 日立金属株式会社 | 表面性状优良的Fe－Ni类荫罩材料 |
| JP2008248323A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 極低Ｓｉ、極低Ｃ、極低Ｓの高Ｎｉ−Ｆｅ合金鋼の製造方法 |
| CN111155024A (zh) * | 2020-01-19 | 2020-05-15 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种帘线钢超低熔点塑性夹杂物控制方法 |
| CN111155024B (zh) * | 2020-01-19 | 2021-05-07 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种帘线钢超低熔点塑性夹杂物控制方法 |
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| Publication number | Publication date |
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| JP3554283B2 (ja) | 2004-08-18 |
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