JP2736638B2 - 製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金 - Google Patents
製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は製造性を改良したNi25〜85％を含有する改良
型Fe−Ni合金に関する。Fe−Ni合金は熱膨脹特性、封着
性、磁気特性の面から広範囲な用途を有する。たとえば
36％Ni合金は低膨脹合金として、42％Ni合金はICのりー
ドフレーム用合金として、45％Ni合金は高透磁率用合金
として、50％Ni合金のトランジスター封着用合金とし
て、78％Ni合金は高透磁率用合金として、それぞれ使用
されている。特に近年の電子工業の発展に伴い、電子機
器用材料としてのFe−Ni合金の需要が増大している。 また電子機器用材料以外にも低温構造用材料、人工ダ
イヤモンド製造時の触媒用材料としても使用されてお
り、その用途は電子機器用材料に限定されていない。 ［従来技術とその問題点］ 本発明でいう製造性とは連続鋳造性と熱間加工性であ
る。Fe−Ni合金は連続鋳造性と熱間加工性が著しく劣る
ため、連続鋳造する場合、鋳造材の表面に割れ疵が発生
し、この疵除去のためしばしば重研削をしなければなら
ない。また熱間圧延する場合に割れ疵が発生することが
ある。このため製品歩留が著しく低下し、製造コストが
高くなるという問題点がある。 従って製造コストを低減するためには、連続鋳造性を
改善し鋳造材の表面割れ疵の発生を防止すること、また
熱間加工性を改善し、熱間加工時の割れ疵を防止するこ
とが必要である。 連続鋳造時の割れ原因としては、たとえば第69・70回
西山記念講座「ブルーム・ビレット連続鋳造技術の最近
の進歩」p338に示されているようにP,S,Oなどの結晶粒
界析出による脆化が考えられる。しかしながら連続鋳造
時に熱歪の少ない均一な冷却条件に制御することがむず
かしく、Ｓを低くしても表面割れ疵が発生することが多
く、鋳造材表面割れ疵を除去するために製品歩留が著し
く低下する。また表面割れ疵を研削除去しても、熱間加
工時に割れが発生し、さらに製品歩留が低下することが
ある。 本発明は連続鋳造時の表面割れ感受性が低くかつ熱間
加工時の割れ感受性の低い合金を得ることを目的として
いる。 ［発明の構成］ 本発明は重量％でC:0.1％以下、Si:1％以下、Mn:1％
以下、P:0.040％以下、S:0.01％以下、Al:0.30％以下、
Ni:25〜85％、Zr:0.01〜0.20％、B:0.0005〜0.0200％、
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる製造
性の良好なFe−Ni合金を提供する。 本発明におけるFe−Ni合金の成分限定理由を次に述べ
る。 Ｃは0.1％以上を越えると熱膨脹係数が大きくなるの
で0.1％以下に限定した。 Siは脱酸上必要であるが、１％で充分である。 Mnは脱酸上必要であるが、１％を越えると熱膨脹係数
が大きくなるので、１％以下に限定した。 Ｐは連続鋳造性を劣化させる元素であるので、0.040
％以下に限定した。 Ｓは連続鋳造性を劣化させる元素であるので、0.01％
以下に限定した。 Alは脱酸上必要であるが0.30％で充分である。 Niは熱膨脹係数、封着性、磁気特性に影響を与える重
要な元素である。従って使用目的により目標値は異なる
が後に実証するようにFe−Ni合金として25〜85％の範囲
で同一種合金と考えられるので、そう限定した。 ZrはFe−Ni合金に適量添加することにより、製造性が
良くなり、鋳造材の表面割れ疵がなくなること、かつ熱
間加工時の割れ疵がなくなることを見い出したもので、
従って本発明中の最重要元素である。しかし、その適正
量は0.01〜0.20％の範囲であって、0.01％未満では効果
なく、また0.20％の添加で充分であるので0.01〜0.20％
の範囲に限定した。 ＢはZrとともに添加すると製造性を著しく良好にする
元素である。その適正量は0.0005〜0.0200％の範囲であ
って、0.0005％未満では効果がなく、また0.0200％を越
す過剰の添加はホウ化物が析出し効果がなくなるので0.
0005〜0.0200％の範囲に限定した。 ［発明の具体的開示］ 以下実施例により本発明を具体的に説明する。 （実施例） 表１に示す化学組成を有するFe−Ni合金を高周波真空
溶解炉で溶製し、30kg鋼塊とした。溶製した鋼塊により
試験片を切出し製造性を調査した。 製造性の評価試験として高温引張試験を行なった。す
なわち直径10mmの試験片を800〜1300℃の引張試験温度
に加熱後歪速度10-2/secで破断するまで引張試験を行な
い、断面収縮率を測定し連続鋳造性の評価を行なった。
また歪速度1/secでの引張試験を行ない熱間加工性の評
価をした。 高温引張試験は連続鋳造性および熱間加工性の評価方
法として一般に使用されている。低歪速度10-2/secでの
試験は連続鋳造時の二次冷却帯におけるバルジング歪み
に起因する表面割れ感受性の評価試験として、また高歪
速度をたとえば１〜10/secでの試験は熱間加工時の割れ
感受性の評価試験として用いられている。 第１〜４図に連続鋳造時の表面割れ感受性の評価試験
すなわち低歪速度0.01/secでの高温引張試験の結果を示
す。 第1,2図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造
性とNi含有量の関係を示すものであるが、この結果を見
れば、Ni含有量29.9％から78.6％までの合金が大体同じ
傾向を示し、本願で問題とする属性に関する限り同一範
疇に属すると考えてよいことを示している。 第３図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造性
に対するＢ単独添加の影響を示すものである。 第４図はZr,Bの複合添加の影響を示すものであるが、
第３図のＢ単独添加の場合と比べると、Zr,Bの複合添加
の場合は低歪速度での高温引張特性即ち連続鋳造性がさ
らに改善されている。 第５〜７図は高歪速度での高温引張特性、即ち、熱間
加工性とNi,Zr,Bの含有量との関係を示すものである
が、第１〜４図の場合と同様の傾向を示している。 総括していうと、ZrおよびＢの添加により低歪速度高
温引張試験には800〜1000℃の温度範囲での断面収縮率
が40％以下から80％以上に変化しており、この温度範囲
での高温延性即ち連続鋳造性が著しく改善されている。
Zrは0.01％以上、またＢは0.0005〜0.0200％で効果があ
る。 高歪速度での高温引張試験では、ZrおよびＢの添加に
より800〜1200℃の温度範囲で断面収縮率が90％以上を
示しており、高温延性即ち熱間加工性が改善されてい
る。 第１〜７図の結果をもとにLD−VAC法（電気炉−転炉
−脱ガス）でFe−Ni合金を溶製し、円弧型マルチロール
型連続鋳造機で200mm厚さのスラブに連続鋳造し表面割
れ疵の深さを調査した。その後表面割れ疵を研削除去し
た後、熱間圧延しスラブ表面の割れ疵の有無を調査し
た。 第８図に連続鋳造材の割れ疵の１例を示すが、割れ疵
は連続鋳造材の表面から肉眼で観察できない微細な割れ
疵（図の右上にならんでいる黒い点）である。第８図に
示すように、連続鋳造材を切断研削後、王水でマクロ腐
食し、染色浸透深傷法で検出される程度の微細な割れ疵
であるが深さは表面から15mmになることがある。 第９図に熱間圧延後の割れ疵を示す。割れ疵はエッジ
ャーロールでの圧延の影響を受ける連続鋳造材の端面近
附で発生しやすい。 本発明合金では、連続鋳造材の表面割れ疵を除去する
ための重研削を実施する必要がなくなり著しく歩留が向
上した。さらに熱間圧延時に割れ疵が発生しなくなりこ
の面からも歩留が向上した。 ［本発明の効果］ 本発明は従来のFe−Ni合金の連続鋳造性および熱間加
工性が著しく劣ることに鑑み、成分組成を限定し、Zr、
Ｂを複合添加することにより次の効果を得ることができ
た。 Fe−Ni合金の連続鋳造性の表面割れ疵および熱間圧延
時の表面割れ疵を防止することが出来たので成品歩留を
著しく向上させることが可能となった。即ちFe−Ni合金
を安価に製造することが出来るようになった。
型Fe−Ni合金に関する。Fe−Ni合金は熱膨脹特性、封着
性、磁気特性の面から広範囲な用途を有する。たとえば
36％Ni合金は低膨脹合金として、42％Ni合金はICのりー
ドフレーム用合金として、45％Ni合金は高透磁率用合金
として、50％Ni合金のトランジスター封着用合金とし
て、78％Ni合金は高透磁率用合金として、それぞれ使用
されている。特に近年の電子工業の発展に伴い、電子機
器用材料としてのFe−Ni合金の需要が増大している。 また電子機器用材料以外にも低温構造用材料、人工ダ
イヤモンド製造時の触媒用材料としても使用されてお
り、その用途は電子機器用材料に限定されていない。 ［従来技術とその問題点］ 本発明でいう製造性とは連続鋳造性と熱間加工性であ
る。Fe−Ni合金は連続鋳造性と熱間加工性が著しく劣る
ため、連続鋳造する場合、鋳造材の表面に割れ疵が発生
し、この疵除去のためしばしば重研削をしなければなら
ない。また熱間圧延する場合に割れ疵が発生することが
ある。このため製品歩留が著しく低下し、製造コストが
高くなるという問題点がある。 従って製造コストを低減するためには、連続鋳造性を
改善し鋳造材の表面割れ疵の発生を防止すること、また
熱間加工性を改善し、熱間加工時の割れ疵を防止するこ
とが必要である。 連続鋳造時の割れ原因としては、たとえば第69・70回
西山記念講座「ブルーム・ビレット連続鋳造技術の最近
の進歩」p338に示されているようにP,S,Oなどの結晶粒
界析出による脆化が考えられる。しかしながら連続鋳造
時に熱歪の少ない均一な冷却条件に制御することがむず
かしく、Ｓを低くしても表面割れ疵が発生することが多
く、鋳造材表面割れ疵を除去するために製品歩留が著し
く低下する。また表面割れ疵を研削除去しても、熱間加
工時に割れが発生し、さらに製品歩留が低下することが
ある。 本発明は連続鋳造時の表面割れ感受性が低くかつ熱間
加工時の割れ感受性の低い合金を得ることを目的として
いる。 ［発明の構成］ 本発明は重量％でC:0.1％以下、Si:1％以下、Mn:1％
以下、P:0.040％以下、S:0.01％以下、Al:0.30％以下、
Ni:25〜85％、Zr:0.01〜0.20％、B:0.0005〜0.0200％、
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる製造
性の良好なFe−Ni合金を提供する。 本発明におけるFe−Ni合金の成分限定理由を次に述べ
る。 Ｃは0.1％以上を越えると熱膨脹係数が大きくなるの
で0.1％以下に限定した。 Siは脱酸上必要であるが、１％で充分である。 Mnは脱酸上必要であるが、１％を越えると熱膨脹係数
が大きくなるので、１％以下に限定した。 Ｐは連続鋳造性を劣化させる元素であるので、0.040
％以下に限定した。 Ｓは連続鋳造性を劣化させる元素であるので、0.01％
以下に限定した。 Alは脱酸上必要であるが0.30％で充分である。 Niは熱膨脹係数、封着性、磁気特性に影響を与える重
要な元素である。従って使用目的により目標値は異なる
が後に実証するようにFe−Ni合金として25〜85％の範囲
で同一種合金と考えられるので、そう限定した。 ZrはFe−Ni合金に適量添加することにより、製造性が
良くなり、鋳造材の表面割れ疵がなくなること、かつ熱
間加工時の割れ疵がなくなることを見い出したもので、
従って本発明中の最重要元素である。しかし、その適正
量は0.01〜0.20％の範囲であって、0.01％未満では効果
なく、また0.20％の添加で充分であるので0.01〜0.20％
の範囲に限定した。 ＢはZrとともに添加すると製造性を著しく良好にする
元素である。その適正量は0.0005〜0.0200％の範囲であ
って、0.0005％未満では効果がなく、また0.0200％を越
す過剰の添加はホウ化物が析出し効果がなくなるので0.
0005〜0.0200％の範囲に限定した。 ［発明の具体的開示］ 以下実施例により本発明を具体的に説明する。 （実施例） 表１に示す化学組成を有するFe−Ni合金を高周波真空
溶解炉で溶製し、30kg鋼塊とした。溶製した鋼塊により
試験片を切出し製造性を調査した。 製造性の評価試験として高温引張試験を行なった。す
なわち直径10mmの試験片を800〜1300℃の引張試験温度
に加熱後歪速度10-2/secで破断するまで引張試験を行な
い、断面収縮率を測定し連続鋳造性の評価を行なった。
また歪速度1/secでの引張試験を行ない熱間加工性の評
価をした。 高温引張試験は連続鋳造性および熱間加工性の評価方
法として一般に使用されている。低歪速度10-2/secでの
試験は連続鋳造時の二次冷却帯におけるバルジング歪み
に起因する表面割れ感受性の評価試験として、また高歪
速度をたとえば１〜10/secでの試験は熱間加工時の割れ
感受性の評価試験として用いられている。 第１〜４図に連続鋳造時の表面割れ感受性の評価試験
すなわち低歪速度0.01/secでの高温引張試験の結果を示
す。 第1,2図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造
性とNi含有量の関係を示すものであるが、この結果を見
れば、Ni含有量29.9％から78.6％までの合金が大体同じ
傾向を示し、本願で問題とする属性に関する限り同一範
疇に属すると考えてよいことを示している。 第３図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造性
に対するＢ単独添加の影響を示すものである。 第４図はZr,Bの複合添加の影響を示すものであるが、
第３図のＢ単独添加の場合と比べると、Zr,Bの複合添加
の場合は低歪速度での高温引張特性即ち連続鋳造性がさ
らに改善されている。 第５〜７図は高歪速度での高温引張特性、即ち、熱間
加工性とNi,Zr,Bの含有量との関係を示すものである
が、第１〜４図の場合と同様の傾向を示している。 総括していうと、ZrおよびＢの添加により低歪速度高
温引張試験には800〜1000℃の温度範囲での断面収縮率
が40％以下から80％以上に変化しており、この温度範囲
での高温延性即ち連続鋳造性が著しく改善されている。
Zrは0.01％以上、またＢは0.0005〜0.0200％で効果があ
る。 高歪速度での高温引張試験では、ZrおよびＢの添加に
より800〜1200℃の温度範囲で断面収縮率が90％以上を
示しており、高温延性即ち熱間加工性が改善されてい
る。 第１〜７図の結果をもとにLD−VAC法（電気炉−転炉
−脱ガス）でFe−Ni合金を溶製し、円弧型マルチロール
型連続鋳造機で200mm厚さのスラブに連続鋳造し表面割
れ疵の深さを調査した。その後表面割れ疵を研削除去し
た後、熱間圧延しスラブ表面の割れ疵の有無を調査し
た。 第８図に連続鋳造材の割れ疵の１例を示すが、割れ疵
は連続鋳造材の表面から肉眼で観察できない微細な割れ
疵（図の右上にならんでいる黒い点）である。第８図に
示すように、連続鋳造材を切断研削後、王水でマクロ腐
食し、染色浸透深傷法で検出される程度の微細な割れ疵
であるが深さは表面から15mmになることがある。 第９図に熱間圧延後の割れ疵を示す。割れ疵はエッジ
ャーロールでの圧延の影響を受ける連続鋳造材の端面近
附で発生しやすい。 本発明合金では、連続鋳造材の表面割れ疵を除去する
ための重研削を実施する必要がなくなり著しく歩留が向
上した。さらに熱間圧延時に割れ疵が発生しなくなりこ
の面からも歩留が向上した。 ［本発明の効果］ 本発明は従来のFe−Ni合金の連続鋳造性および熱間加
工性が著しく劣ることに鑑み、成分組成を限定し、Zr、
Ｂを複合添加することにより次の効果を得ることができ
た。 Fe−Ni合金の連続鋳造性の表面割れ疵および熱間圧延
時の表面割れ疵を防止することが出来たので成品歩留を
著しく向上させることが可能となった。即ちFe−Ni合金
を安価に製造することが出来るようになった。
【図面の簡単な説明】
第１〜４図は組成と歪速度0.01/秒での高温引張特性の
関係を示す。 第５〜７図は組成の歪速度1/秒での高温引張特性の関係
を示す。 第８図は連続鋳造材の表面疵を断面で示す金属組織の写
真である。 第９図は熱間圧延材の表面組織（表面疵）を示す写真で
ある。
関係を示す。 第５〜７図は組成の歪速度1/秒での高温引張特性の関係
を示す。 第８図は連続鋳造材の表面疵を断面で示す金属組織の写
真である。 第９図は熱間圧延材の表面組織（表面疵）を示す写真で
ある。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 沖山 卓司
新南陽市大字富田4976番地 日新製鋼株
式会社周南研究所内
(72)発明者 安村 久雄
新南陽市大字富田4976番地 日新製鋼株
式会社周南研究所内
(56)参考文献 特開 昭60−159157（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−255953（ＪＰ，Ａ)
特公 昭55−42141（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．重量％で、 C:0.1％以下、 Si:1％以下、 Mn:1％以下、 P:0.040％以下、 S:0.01％以下、 Al:0.30％以下、 Ni:25〜85％、 Zr:0.01〜0.20％、 B:0.0005〜0.0200％、 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる製造
性の良好なFe−Ni合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62001894A JP2736638B2 (ja) | 1987-01-09 | 1987-01-09 | 製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62001894A JP2736638B2 (ja) | 1987-01-09 | 1987-01-09 | 製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63171852A JPS63171852A (ja) | 1988-07-15 |
| JP2736638B2 true JP2736638B2 (ja) | 1998-04-02 |
Family
ID=11514291
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62001894A Expired - Lifetime JP2736638B2 (ja) | 1987-01-09 | 1987-01-09 | 製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2736638B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103285873A (zh) * | 2013-05-20 | 2013-09-11 | 河南飞孟金刚石工业有限公司 | 一种合成多晶金刚石用触媒及其制备方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02111838A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-24 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性及び磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金 |
| JP4692402B2 (ja) * | 2006-06-12 | 2011-06-01 | 株式会社豊田中央研究所 | 鋳造シミュレーション方法、その装置、そのプログラム、及び当該プログラムを記録した記録媒体、並びに鋳造方法 |
| CN109825741B (zh) * | 2019-03-25 | 2021-01-22 | 河南省力量钻石股份有限公司 | 一种Ni基金属触媒及其利用触媒制备IC芯片抛光垫修整用特种金刚石的方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5542141A (en) * | 1978-09-19 | 1980-03-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Coat die forming method of large-sized cast iron casting |
| JPS60159157A (ja) * | 1984-01-30 | 1985-08-20 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 熱間加工性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 |
| JPS60255953A (ja) * | 1984-05-30 | 1985-12-17 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 打抜性の良好なるＦｅ−Ｎｉ系封着合金 |
| JPS62205252A (ja) * | 1986-03-03 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 高Ｎｉ−Ｆｅ合金の熱間加工方法 |
| JPH0665738B2 (ja) * | 1986-03-28 | 1994-08-24 | 住友特殊金属株式会社 | 熱間加工性及び打抜き性のすぐれた高透磁率磁性合金 |
-
1987
- 1987-01-09 JP JP62001894A patent/JP2736638B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103285873A (zh) * | 2013-05-20 | 2013-09-11 | 河南飞孟金刚石工业有限公司 | 一种合成多晶金刚石用触媒及其制备方法 |
| CN103285873B (zh) * | 2013-05-20 | 2015-07-01 | 河南飞孟金刚石工业有限公司 | 一种合成多晶金刚石用触媒及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63171852A (ja) | 1988-07-15 |
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