JP2939118B2 - 電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金 - Google Patents
電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は熱間延性に優れ、造塊→
分塊を経て製造される電子・電磁用のＮｉ量30.0〜52.0
wt％の電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金に関するものであ
る。 【０００２】 【従来の技術】Ｆｅ−Ｎｉ合金は本質的に熱間延性能が
低く、分塊や熱間圧延時に疵が多発しやすい合金であ
る。従来のＦｅ−Ｎｉ合金組成を見ると、例えば４２％
Ｎｉ−Ｆｅ合金においては熱間延性に大きな影響を及ぼ
す元素と予想されるＰ，Ｓの組成はＰ：０．００６〜
０．０１０ｗｔ％，Ｓ：０．００３〜０．００５ｗｔ％
である。又その合金を造塊工程により製造する場合、分
塊スラブや熱延コイルには表面疵が多発する。この表面
疵を除去するためスラブの大幅な疵取り、熱延材のコイ
ルグラインダーによる疵取りを行う。そのため歩留りは
著しく低下し、製造に要する時間も長く、それだけコス
ト高になることを余儀無くされていた。特に本発明で対
象とする電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金においては、良好
な磁気的性質や加工性、打抜性が求められるが、表面疵
が多発した場合、スラブの大幅な疵取り後の材料表面に
不可避的に残留する表面疵により、前記した磁気的性質
や、加工性、打抜性が劣化してしまう。特に、シャドウ
マスク用のＦｅ−Ｎｉ合金では、フォトエッチング時
に、エッチング不良が出てしまう。このような表面清浄
性の要求レベルは、後述する低温液体の輸送用パイプ材
および保存用タンク材に求められるものより、はるかに
厳しいものである。一般に熱間加工時の表面疵は以下の
ようにして形成されると考えられる。即ち、分塊圧延の
場合、インゴットは歪速度１Ｓ-1以上の高速変形を伴
う。この際のインゴットのエッヂや表層近傍は、中心に
比べ温度降下しており、その温度は７００℃以下にもな
る。このような高温変形条件での延性が劣ると表面疵が
発生する。その温度降下を防ぐために分塊圧延時にイン
ゴットの高温加熱を実施するが、この高温加熱は電子・
電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金にとっては大きな問題となる。粒
界酸化およびそれに起因する疵発生を引き起こすために
本質的に好ましくなく、低温加熱、圧延を基本とした製
造法が強く望まれている。熱間圧延の場合もスラブのエ
ッヂや表層近傍の温度降下により熱延コイルの表面疵が
発生しやすい等の問題を生ずる。従来、高Ｆｅ−Ｎｉ合
金としては、Ｎｉ：３５〜４５％，Ｍｎ：０．８〜１．
５０％，Ｃ：０．００５％未満，Ｎ：０．００４％未
満，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２％以下，
Ｏ：０．０２５％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物
よりなる熱間加工性の優れた高Ｆｅ−Ｎｉ合金と、並び
にＮｉ：３５〜４５％，Ｍｎ：０．８０〜１．５０％，
Ｃ：０．００５％以上で０．０２％以下，Ｎ：０．００
４％以上で０．０２％以下，Ｔｉ：０．００５〜０．２
００％，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２％以
下，Ｏ：０．０２５％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不
純物よりなる熱間加工性の優れた高Ｆｅ−Ｎｉ合金が特
公昭５５−４２１４１号公報に開示されている。この合
金は、上記の如く、Ｎｉ：３５〜４５％，Ｍｎ：０．８
〜１．５０％，極低Ｃ，Ｎのもとで、Ｓ，Ａｌ，Ｏ量の
低減により、分解時の割れを誘起しないようにして、熱
間加工性を高めるようにしたものである。 【０００３】 【発明が解決しようする課題】しかしながら、上記特公
昭５５−４２１４１号公報に開示されている合金は、液
化ガス輸送装置用材料等の大型材料で、 (1) Ｍｎが０．８０％以上であるため、焼鈍時での表面
濃化および表面酸化が生じるため、電子・電磁用材料で
本来求められる表面清浄性が得られない。 (2) 極低Ｃ，Ｎ材をベースとしているため溶製時のコス
トが高い。 等の問題点があり、電子用Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱間加工性
を向上させるためには、上記の従来合金では解決出来な
い。本発明は上記のような問題点を解決し、発明の目的
を達成するべくなされたもので、製造加工変形工程、即
ち分塊圧延及び熱間圧延において疵発生が極めて少な
く、スラブ及び熱延コイルの疵取り工程を大幅に短縮で
き、スラブの歩留りも向上し、製造コスト低減に寄与す
るＮｉ：３０〜５２％の電子・電磁材料、例えば、シャ
ドウマスク用インバー材である３６Ｎｉ合金，リードフ
レーム用４２Ｎｉ合金及びパーマロイ５０Ｎｉ合金等の
良好な磁気的性質や加工性、打抜姓が要求される電子・
電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金を提供することを目的としたもの
である。 【０００４】 【課題を解決するための手段】本発明に係る電子・電磁
用Ｆｅ−Ｎｉ合金においては、Ｎｉ：３０．０〜５２．
０ｗｔ％，Ｓｉ：０．４０ｗｔ％以下，Ｍｎ：０．１０
〜０．８０ｗｔ％，Ｃ：０．０５ｗｔ％以下，Ａｌ：
０．００６〜０．０２ｗｔ％，Ｐ：０．０１０ｗｔ％以
下，Ｓ：０．００２ｗｔ％以下，Ｏ：０．００５ｗｔ％
以下を含有し、且つＳ＋Ｐ／１０≦０．００２０ｗｔ％
の条件を満たし、残部が実質的にＦｅからなることを特
徴とするものである。 【０００５】 【作用】従来技術で述べた如くＦｅ−Ｎｉ合金の疵発生
に対しては、とくに８００℃以上の延性が極めて重要で
あることが理解される。尚実製造のＦｅ−Ｎｉ合金の疵
発生には本発明で問題とする低い熱間延性に加え、イン
ゴットやスラブ加熱時に生ずる高温選択酸化があるが、
後者については適正な酸化防止剤を用いることが、疵発
生を回避するのに有効である。熱間延性能を精度良く調
べる方法は高温引張試験での試験片の絞り値を用いるも
のであるが、一般に絞り値と疵発生傾向は一致すること
が良く知られており、難加工材の分塊圧延の際のスラグ
疵は絞り値が60％未満の時に多発する傾向を示す。本発
明者らは多くのＦｅ−Ｎｉ合金について高温引張試験を
実施し、疵発生傾向を検討した。粒界強度が低下し、粒
界破壊が支配的となるような場合、絞り値が６０％未満
と低延性を示し、疵発生につながることが明らかになっ
た。Ｆｅ−Ｎｉ系合金の熱間延性低下はＳ或いはＰの粒
界への偏析若しくは硫化物，リン化物の粒界への析出に
支配されている。ここでＳは最も悪影響を及ぼし、Ｐの
影響はＳの影響に競合して現れる。普通鋼の場合に比べ
て、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱間延性が不純物の影響を著しく
受けることは、本発明の対象とするＦｅ−Ｎｉ合金で不
純物元素の偏析傾向が著しいためと考えられるが、極め
て微細な割れも許容できない電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合
金ではその制限も厳しくなる。 【０００６】図１はＦｅ−Ｎｉ合金の温度による絞り値
の変化とＳ，Ｐ量の影響を示したものである。加熱温度
は１１５０℃である。図１に示す本発明合金（実線で示
す）は後述する実施例の表１の発明材５に対応するもの
であり、Ｓ，Ｐは夫々０．００１４ｗｔ％，０．００６
ｗｔ％である。また比較合金（点線でしめす）７は、
０．００３０ｗｔ％Ｓ，０．００８ｗｔ％ＰでＳがかな
り高いが、この場合１０００℃以下になると急激に絞り
値は低下し、９５０℃以下で延性は著しく低下してい
る。これに対して、本発明の成分合金は８００℃以上で
常に高延性を示し、熱間加工性の飛躍的な改善が認めら
れる。尚発明合金においても８００℃以下で延性は低下
傾向にあり、７５０℃では粒界破壊がみられた。この延
性低下は、比較合金の９００℃付近で生じたＳ，Ｐによ
る脆化とは本質的に異なるものであり、粒内強度が粒界
強度より大きくなったことによって生じると考えられ、
Ｆｅ−Ｎｉ合金において不可避の現象である。このこと
より分塊圧延及び熱間圧延時での表面疵発生を低減させ
るためには、本発明材の成分範囲を満たし、かつ加熱温
度を本発明規定内とした上で圧延仕上温度を８００℃以
上で行うことが必要であると判明した。 【０００７】 【表１】 【０００８】次にＳ，Ｐ量を変化させたＦｅ−Ｎｉ合金
を用いて熱間引張試験を行い、８００〜１２００℃にお
ける絞り値の最低値を調べＳとＰの相対的な悪影響の度
合いを求めた結果、絞り値はＳ＋Ｐ／１０というパラメ
ータで整理出来ることを見出した。その結果を図２に示
す。この図よりＳ＋Ｐ／１０が０．００２０ｗｔ％以下
では高い延性を示すが、それより大きくなると延性は急
激に低下することがわかる。本発明者らはＳ，Ｐの単独
での作用も調べたが夫々０．００２０ｗｔ％，０．０１
０ｗｔ％を越えると低延性を示すことが明らかとなっ
た。このようにＦｅ−Ｎｉ合金の高度の熱間延性能は
Ｓ，Ｐ量が単独では夫々０．００２０ｗｔ％，０．０１
０ｗｔ％以下にあり、かつＳ＋Ｐ／１０が０．００２０
ｗｔ％以下の時に得られることが判明した。このことが
Ｓ，Ｐ量を夫々０．００２０ｗｔ％以下，０．０１０ｗ
ｔ％以下，Ｓ＋Ｐ／１０を０．００２０ｗｔ％以下に限
定した理由である。 【０００９】本発明の対象とするＦｅ−Ｎｉ合金は特に
インバー合金，リードフレーム用４２合金，ＰＢパーマ
ロイ等熱膨張特性や磁気特性を主体とする物理的性質が
要求される合金でありそのＮｉ範囲は３０％未満では上
記機能が出せないため実際に用いられることはなくこれ
を下限とした。Ｎｉが５２wt％をこえたＦｅ−Ｎｉ合
金、例えば７９％Ｎｉ合金のパーマロイ等のようにＮｉ
量が多くなると本発明の骨子であるＳ，Ｐといった不純
物の粒界偏析による熱間延性の低下とは異なる別の延性
低下機構粒界／粒内強度比に基づく粒界破壊が生じるた
め本発明ではこのような高Ｎｉ合金は対象から外しＮｉ
の上限は５２wt％とした。Ｍｎは０．１０ｗｔ％未満の
場合、ＳをＭｎＳとして固定出来ず熱間加工性が低下す
るために０．１０ｗｔ％を下限とした。一方０．８０ｗ
t ％を越えると、冷圧後通常の非酸化雰囲気での焼鈍時
に表面濃化が生じ更には酸化膜が生成しやすいために
０．８０ｗｔ％を上限とした。ＳｉはＭｎと同様に冷延
後の焼鈍時に酸化膜が生成しやすく、表面性状に悪影響
を与えるため、上限を０．４０ｗｔ％とした。Ｃは０．
０５wt％を越えると本発明の対象とする電子・電磁用Ｆ
ｅ−Ｎｉ合金における熱膨張特性や磁気特性が満足でき
なくなるだけでなく、冷延時の加工硬化が大きくなり好
ましくないので０．０５wt％を上限とした。下限は特に
規定しなかったが、溶製上の経済性から０．００３ｗｔ
％以上が好ましい。Ｏは０．００５ｗt ％を越えると酸
化物系介在物が多くなり磁気的性質や加工性，打抜性に
有害なので０．００５ｗt ％を上限とした。Ａｌは０．
００６ｗｔ％未満では製鋼時にＯ2 が増加し、上述した
本発明のＯ量０．００５ｗｔ％を越え、同様に介在物が
形成されて問題となるので、０．００６ｗｔ％を下限と
した。一方０．０２０ｗt ％を越えると物理的性質に有
害なばかりでなく、冷圧−焼鈍時に酸化膜を形成する傾
向が強まり、最終製品のメッキ性等に有害なので０．０
２０ｗｔ％を上限とした。 【００１０】次に本発明の電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金
を製造する際の熱延条件について述べる。本発明者らは
Ｆｅ−Ｎｉ合金の粒界脆化現象を更に解明した結果、加
熱温度が特定範囲の時に、延性低下が軽減される事実を
発見した。図３に発明成分合金(5) の熱間延性に及ぼす
加熱温度の影響を示す。絞り値は１１５０℃付近でピー
クを示す。この現象は以下のように説明される。加熱温
度が上昇するに伴い、１１５０℃までは粒界上の硫化物
の凝集・粗大化と固溶及び偏析したＰの再固溶分散に基
づいて延性が回復し、それ以上の温度では固溶後硫化物
が再び粒界に析出すること、また、一旦平均化したＰが
粒界に再び偏析することにより延性が低下するものと考
えられた。このことから分塊圧延及び熱間圧延での適正
加熱温度は１０６０〜１２５０℃であり、このような加
熱条件をとれば熱間加工時の表面疵発生傾向は更に少な
くなる。これが加熱温度を１０６０〜１２５０℃に設定
する理由である。次に仕上り圧延温度について述べる。
図１に示すように本発明成分合金においても試験温度が
８００℃未満では延性は急激に低下しており、この時粒
界破壊が見られる。このため表面疵の発生を抑えるには
仕上温度を８００℃以上にすることが必要である。 【００１１】 【実施例】 実施例１．Ｆｅ−Ｎｉ合金のうち代表的なインバー合金
（Ｆｅ−３６％Ｎｉ合金），４２アロイ（Ｆｅ−４２％
Ｎｉ合金），パーマロイ（Ｆｅ−４９％Ｎｉ合金）の各
合金での発明材及び比較材を真空溶解にて溶製し、高温
引張試験を実施した。試験は８００〜１２００℃の温度
域で歪速度１Ｓ-1のもとで行い、絞り値を調べて熱間延
性能を評価した。表１に各合金の成分組成と８００〜１
２００℃での最低絞り値を示す。図１にＳ，Ｐ量が異な
るＦｅ−４２wt％Ｎｉ合金における歪み速度１Ｓ-1，試
験温度７００〜１２００℃の条件下での高温引張りにお
ける絞り値を示す。図中―線は発明材５，…線は比較材
７である。図２は絞り値とＳ＋Ｐ／１０との関係を示
す。更に図３に発明材（５）の絞り値に及ぼす加熱温度
の影響を示す。各Ｆｅ−Ｎｉ合金のうち１，４，５，９
は本発明材であり、Ｍｎ，Ｓ，Ｐの単独成分量及びＳ＋
Ｐ／１０が本発明規定内にあり、８００℃以上で絞り値
が８０％以上の高延性を示している。一方比較材の３，
６及び１０はＭｎ，Ｐ，Ｓの単独成分量が本発明規定内
にあるが、Ｓ＋Ｐ／１０が規定外にあり、この場合は５
０％以下の低延性を示している。比較材７，１１はＭ
ｎ，Ｐの単独成分量が本発明規定内に、Ｓの単独成分及
びＳ＋Ｐ／１０が規定外にある。５０％以下の低延性を
示している。比較材２はＳ，Ｍｎの単独成分量が本発明
範囲にあるが、Ｐの単独成分量が規定外にあり、絞り値
５０％以下の低延性を示している。比較材８はＳ，Ｐの
単独成分量及びＳ＋Ｐ／１０が本発明範囲にあるがＭｎ
が規定外にあり絞り値は５０％以下の低延性を示してい
る。このように絞り値が５０％以下の場合には、熱間圧
延時に疵の多発傾向にあることは、既に述べた通りであ
る。 【００１２】実施例２．表２に示すＦｅ−３６％Ｎｉ合
金及びＦｅ−４２％Ｎｉ合金の発明成分を電気炉にて溶
解後、炉外精練を行って溶製し、分塊圧延を行った。分
塊圧延による疵発生は圧延時の応力分布からスラブエッ
ヂで多発する傾向がある。このことから、圧延時の疵発
生傾向の判定はスラブのエッヂ断面で調べた。その定量
化はスラブ断面の単位面積において２mm以上の深さに達
するワレの表面での長さの合計を採用した。尚本実施例
のようなＦｅ−Ｎｉ合金は高温加熱時に粒界の選択酸化
が生じ易く、その粒界酸化は１０００℃以上で生じ、加
熱温度の上昇とともに著しくなる。然しこの粒界酸化は
酸化防止剤を注意深く塗布、乾燥したスラブを１２００
℃以下で加熱した場合殆ど発生しない。 【００１３】 【表２】 【００１４】本実施例ではこの事実に基づき酸化防止剤
を使用しており、また加熱温度も１２００℃以下に設定
していることから、粒界酸化の発生傾向は極めて低い状
況にあり、粒界酸化に基づく疵発生は本実施例では殆ど
無視出来る程度であった。発明材１２，１５では加熱温
度及び仕上温度が本発明規定内にあり、表面疵発生は極
めて少ない。一方比較材１３，１６では仕上温度が本発
明の規定内であるが、加熱温度が規定外の場合であり、
表面疵発生は多い。比較材１４，１７では加熱温度が本
発明規定内であるが、仕上温度が規定外であり表面疵発
生は多い。 【００１５】 【発明の効果】以上のように本発明によって電子・電磁
用Ｆｅ−Ｎｉ合金を造塊法で製造する場合、分塊圧延お
よび熱間圧延において表面疵発生頻度が極めて少なく、
疵取り工程を大幅に短縮でき、スラブおよび熱延コイル
の歩留りも向上し、焼鈍時に酸化被膜が形成されること
なく、また、最終製品のメッキ性および表面の仕上がり
性状が良好で、精密仕上げを要求される電子・電磁用に
好適な製品が得られ、製造コストの大幅な低減が可能と
なり、その生産性、経済性からみた工業的価値は極めて
大きい。
分塊を経て製造される電子・電磁用のＮｉ量30.0〜52.0
wt％の電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金に関するものであ
る。 【０００２】 【従来の技術】Ｆｅ−Ｎｉ合金は本質的に熱間延性能が
低く、分塊や熱間圧延時に疵が多発しやすい合金であ
る。従来のＦｅ−Ｎｉ合金組成を見ると、例えば４２％
Ｎｉ−Ｆｅ合金においては熱間延性に大きな影響を及ぼ
す元素と予想されるＰ，Ｓの組成はＰ：０．００６〜
０．０１０ｗｔ％，Ｓ：０．００３〜０．００５ｗｔ％
である。又その合金を造塊工程により製造する場合、分
塊スラブや熱延コイルには表面疵が多発する。この表面
疵を除去するためスラブの大幅な疵取り、熱延材のコイ
ルグラインダーによる疵取りを行う。そのため歩留りは
著しく低下し、製造に要する時間も長く、それだけコス
ト高になることを余儀無くされていた。特に本発明で対
象とする電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金においては、良好
な磁気的性質や加工性、打抜性が求められるが、表面疵
が多発した場合、スラブの大幅な疵取り後の材料表面に
不可避的に残留する表面疵により、前記した磁気的性質
や、加工性、打抜性が劣化してしまう。特に、シャドウ
マスク用のＦｅ−Ｎｉ合金では、フォトエッチング時
に、エッチング不良が出てしまう。このような表面清浄
性の要求レベルは、後述する低温液体の輸送用パイプ材
および保存用タンク材に求められるものより、はるかに
厳しいものである。一般に熱間加工時の表面疵は以下の
ようにして形成されると考えられる。即ち、分塊圧延の
場合、インゴットは歪速度１Ｓ-1以上の高速変形を伴
う。この際のインゴットのエッヂや表層近傍は、中心に
比べ温度降下しており、その温度は７００℃以下にもな
る。このような高温変形条件での延性が劣ると表面疵が
発生する。その温度降下を防ぐために分塊圧延時にイン
ゴットの高温加熱を実施するが、この高温加熱は電子・
電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金にとっては大きな問題となる。粒
界酸化およびそれに起因する疵発生を引き起こすために
本質的に好ましくなく、低温加熱、圧延を基本とした製
造法が強く望まれている。熱間圧延の場合もスラブのエ
ッヂや表層近傍の温度降下により熱延コイルの表面疵が
発生しやすい等の問題を生ずる。従来、高Ｆｅ−Ｎｉ合
金としては、Ｎｉ：３５〜４５％，Ｍｎ：０．８〜１．
５０％，Ｃ：０．００５％未満，Ｎ：０．００４％未
満，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２％以下，
Ｏ：０．０２５％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不純物
よりなる熱間加工性の優れた高Ｆｅ−Ｎｉ合金と、並び
にＮｉ：３５〜４５％，Ｍｎ：０．８０〜１．５０％，
Ｃ：０．００５％以上で０．０２％以下，Ｎ：０．００
４％以上で０．０２％以下，Ｔｉ：０．００５〜０．２
００％，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２％以
下，Ｏ：０．０２５％以下、残部：Ｆｅおよび不可避不
純物よりなる熱間加工性の優れた高Ｆｅ−Ｎｉ合金が特
公昭５５−４２１４１号公報に開示されている。この合
金は、上記の如く、Ｎｉ：３５〜４５％，Ｍｎ：０．８
〜１．５０％，極低Ｃ，Ｎのもとで、Ｓ，Ａｌ，Ｏ量の
低減により、分解時の割れを誘起しないようにして、熱
間加工性を高めるようにしたものである。 【０００３】 【発明が解決しようする課題】しかしながら、上記特公
昭５５−４２１４１号公報に開示されている合金は、液
化ガス輸送装置用材料等の大型材料で、 (1) Ｍｎが０．８０％以上であるため、焼鈍時での表面
濃化および表面酸化が生じるため、電子・電磁用材料で
本来求められる表面清浄性が得られない。 (2) 極低Ｃ，Ｎ材をベースとしているため溶製時のコス
トが高い。 等の問題点があり、電子用Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱間加工性
を向上させるためには、上記の従来合金では解決出来な
い。本発明は上記のような問題点を解決し、発明の目的
を達成するべくなされたもので、製造加工変形工程、即
ち分塊圧延及び熱間圧延において疵発生が極めて少な
く、スラブ及び熱延コイルの疵取り工程を大幅に短縮で
き、スラブの歩留りも向上し、製造コスト低減に寄与す
るＮｉ：３０〜５２％の電子・電磁材料、例えば、シャ
ドウマスク用インバー材である３６Ｎｉ合金，リードフ
レーム用４２Ｎｉ合金及びパーマロイ５０Ｎｉ合金等の
良好な磁気的性質や加工性、打抜姓が要求される電子・
電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金を提供することを目的としたもの
である。 【０００４】 【課題を解決するための手段】本発明に係る電子・電磁
用Ｆｅ−Ｎｉ合金においては、Ｎｉ：３０．０〜５２．
０ｗｔ％，Ｓｉ：０．４０ｗｔ％以下，Ｍｎ：０．１０
〜０．８０ｗｔ％，Ｃ：０．０５ｗｔ％以下，Ａｌ：
０．００６〜０．０２ｗｔ％，Ｐ：０．０１０ｗｔ％以
下，Ｓ：０．００２ｗｔ％以下，Ｏ：０．００５ｗｔ％
以下を含有し、且つＳ＋Ｐ／１０≦０．００２０ｗｔ％
の条件を満たし、残部が実質的にＦｅからなることを特
徴とするものである。 【０００５】 【作用】従来技術で述べた如くＦｅ−Ｎｉ合金の疵発生
に対しては、とくに８００℃以上の延性が極めて重要で
あることが理解される。尚実製造のＦｅ−Ｎｉ合金の疵
発生には本発明で問題とする低い熱間延性に加え、イン
ゴットやスラブ加熱時に生ずる高温選択酸化があるが、
後者については適正な酸化防止剤を用いることが、疵発
生を回避するのに有効である。熱間延性能を精度良く調
べる方法は高温引張試験での試験片の絞り値を用いるも
のであるが、一般に絞り値と疵発生傾向は一致すること
が良く知られており、難加工材の分塊圧延の際のスラグ
疵は絞り値が60％未満の時に多発する傾向を示す。本発
明者らは多くのＦｅ−Ｎｉ合金について高温引張試験を
実施し、疵発生傾向を検討した。粒界強度が低下し、粒
界破壊が支配的となるような場合、絞り値が６０％未満
と低延性を示し、疵発生につながることが明らかになっ
た。Ｆｅ−Ｎｉ系合金の熱間延性低下はＳ或いはＰの粒
界への偏析若しくは硫化物，リン化物の粒界への析出に
支配されている。ここでＳは最も悪影響を及ぼし、Ｐの
影響はＳの影響に競合して現れる。普通鋼の場合に比べ
て、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱間延性が不純物の影響を著しく
受けることは、本発明の対象とするＦｅ−Ｎｉ合金で不
純物元素の偏析傾向が著しいためと考えられるが、極め
て微細な割れも許容できない電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合
金ではその制限も厳しくなる。 【０００６】図１はＦｅ−Ｎｉ合金の温度による絞り値
の変化とＳ，Ｐ量の影響を示したものである。加熱温度
は１１５０℃である。図１に示す本発明合金（実線で示
す）は後述する実施例の表１の発明材５に対応するもの
であり、Ｓ，Ｐは夫々０．００１４ｗｔ％，０．００６
ｗｔ％である。また比較合金（点線でしめす）７は、
０．００３０ｗｔ％Ｓ，０．００８ｗｔ％ＰでＳがかな
り高いが、この場合１０００℃以下になると急激に絞り
値は低下し、９５０℃以下で延性は著しく低下してい
る。これに対して、本発明の成分合金は８００℃以上で
常に高延性を示し、熱間加工性の飛躍的な改善が認めら
れる。尚発明合金においても８００℃以下で延性は低下
傾向にあり、７５０℃では粒界破壊がみられた。この延
性低下は、比較合金の９００℃付近で生じたＳ，Ｐによ
る脆化とは本質的に異なるものであり、粒内強度が粒界
強度より大きくなったことによって生じると考えられ、
Ｆｅ−Ｎｉ合金において不可避の現象である。このこと
より分塊圧延及び熱間圧延時での表面疵発生を低減させ
るためには、本発明材の成分範囲を満たし、かつ加熱温
度を本発明規定内とした上で圧延仕上温度を８００℃以
上で行うことが必要であると判明した。 【０００７】 【表１】 【０００８】次にＳ，Ｐ量を変化させたＦｅ−Ｎｉ合金
を用いて熱間引張試験を行い、８００〜１２００℃にお
ける絞り値の最低値を調べＳとＰの相対的な悪影響の度
合いを求めた結果、絞り値はＳ＋Ｐ／１０というパラメ
ータで整理出来ることを見出した。その結果を図２に示
す。この図よりＳ＋Ｐ／１０が０．００２０ｗｔ％以下
では高い延性を示すが、それより大きくなると延性は急
激に低下することがわかる。本発明者らはＳ，Ｐの単独
での作用も調べたが夫々０．００２０ｗｔ％，０．０１
０ｗｔ％を越えると低延性を示すことが明らかとなっ
た。このようにＦｅ−Ｎｉ合金の高度の熱間延性能は
Ｓ，Ｐ量が単独では夫々０．００２０ｗｔ％，０．０１
０ｗｔ％以下にあり、かつＳ＋Ｐ／１０が０．００２０
ｗｔ％以下の時に得られることが判明した。このことが
Ｓ，Ｐ量を夫々０．００２０ｗｔ％以下，０．０１０ｗ
ｔ％以下，Ｓ＋Ｐ／１０を０．００２０ｗｔ％以下に限
定した理由である。 【０００９】本発明の対象とするＦｅ−Ｎｉ合金は特に
インバー合金，リードフレーム用４２合金，ＰＢパーマ
ロイ等熱膨張特性や磁気特性を主体とする物理的性質が
要求される合金でありそのＮｉ範囲は３０％未満では上
記機能が出せないため実際に用いられることはなくこれ
を下限とした。Ｎｉが５２wt％をこえたＦｅ−Ｎｉ合
金、例えば７９％Ｎｉ合金のパーマロイ等のようにＮｉ
量が多くなると本発明の骨子であるＳ，Ｐといった不純
物の粒界偏析による熱間延性の低下とは異なる別の延性
低下機構粒界／粒内強度比に基づく粒界破壊が生じるた
め本発明ではこのような高Ｎｉ合金は対象から外しＮｉ
の上限は５２wt％とした。Ｍｎは０．１０ｗｔ％未満の
場合、ＳをＭｎＳとして固定出来ず熱間加工性が低下す
るために０．１０ｗｔ％を下限とした。一方０．８０ｗ
t ％を越えると、冷圧後通常の非酸化雰囲気での焼鈍時
に表面濃化が生じ更には酸化膜が生成しやすいために
０．８０ｗｔ％を上限とした。ＳｉはＭｎと同様に冷延
後の焼鈍時に酸化膜が生成しやすく、表面性状に悪影響
を与えるため、上限を０．４０ｗｔ％とした。Ｃは０．
０５wt％を越えると本発明の対象とする電子・電磁用Ｆ
ｅ−Ｎｉ合金における熱膨張特性や磁気特性が満足でき
なくなるだけでなく、冷延時の加工硬化が大きくなり好
ましくないので０．０５wt％を上限とした。下限は特に
規定しなかったが、溶製上の経済性から０．００３ｗｔ
％以上が好ましい。Ｏは０．００５ｗt ％を越えると酸
化物系介在物が多くなり磁気的性質や加工性，打抜性に
有害なので０．００５ｗt ％を上限とした。Ａｌは０．
００６ｗｔ％未満では製鋼時にＯ2 が増加し、上述した
本発明のＯ量０．００５ｗｔ％を越え、同様に介在物が
形成されて問題となるので、０．００６ｗｔ％を下限と
した。一方０．０２０ｗt ％を越えると物理的性質に有
害なばかりでなく、冷圧−焼鈍時に酸化膜を形成する傾
向が強まり、最終製品のメッキ性等に有害なので０．０
２０ｗｔ％を上限とした。 【００１０】次に本発明の電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金
を製造する際の熱延条件について述べる。本発明者らは
Ｆｅ−Ｎｉ合金の粒界脆化現象を更に解明した結果、加
熱温度が特定範囲の時に、延性低下が軽減される事実を
発見した。図３に発明成分合金(5) の熱間延性に及ぼす
加熱温度の影響を示す。絞り値は１１５０℃付近でピー
クを示す。この現象は以下のように説明される。加熱温
度が上昇するに伴い、１１５０℃までは粒界上の硫化物
の凝集・粗大化と固溶及び偏析したＰの再固溶分散に基
づいて延性が回復し、それ以上の温度では固溶後硫化物
が再び粒界に析出すること、また、一旦平均化したＰが
粒界に再び偏析することにより延性が低下するものと考
えられた。このことから分塊圧延及び熱間圧延での適正
加熱温度は１０６０〜１２５０℃であり、このような加
熱条件をとれば熱間加工時の表面疵発生傾向は更に少な
くなる。これが加熱温度を１０６０〜１２５０℃に設定
する理由である。次に仕上り圧延温度について述べる。
図１に示すように本発明成分合金においても試験温度が
８００℃未満では延性は急激に低下しており、この時粒
界破壊が見られる。このため表面疵の発生を抑えるには
仕上温度を８００℃以上にすることが必要である。 【００１１】 【実施例】 実施例１．Ｆｅ−Ｎｉ合金のうち代表的なインバー合金
（Ｆｅ−３６％Ｎｉ合金），４２アロイ（Ｆｅ−４２％
Ｎｉ合金），パーマロイ（Ｆｅ−４９％Ｎｉ合金）の各
合金での発明材及び比較材を真空溶解にて溶製し、高温
引張試験を実施した。試験は８００〜１２００℃の温度
域で歪速度１Ｓ-1のもとで行い、絞り値を調べて熱間延
性能を評価した。表１に各合金の成分組成と８００〜１
２００℃での最低絞り値を示す。図１にＳ，Ｐ量が異な
るＦｅ−４２wt％Ｎｉ合金における歪み速度１Ｓ-1，試
験温度７００〜１２００℃の条件下での高温引張りにお
ける絞り値を示す。図中―線は発明材５，…線は比較材
７である。図２は絞り値とＳ＋Ｐ／１０との関係を示
す。更に図３に発明材（５）の絞り値に及ぼす加熱温度
の影響を示す。各Ｆｅ−Ｎｉ合金のうち１，４，５，９
は本発明材であり、Ｍｎ，Ｓ，Ｐの単独成分量及びＳ＋
Ｐ／１０が本発明規定内にあり、８００℃以上で絞り値
が８０％以上の高延性を示している。一方比較材の３，
６及び１０はＭｎ，Ｐ，Ｓの単独成分量が本発明規定内
にあるが、Ｓ＋Ｐ／１０が規定外にあり、この場合は５
０％以下の低延性を示している。比較材７，１１はＭ
ｎ，Ｐの単独成分量が本発明規定内に、Ｓの単独成分及
びＳ＋Ｐ／１０が規定外にある。５０％以下の低延性を
示している。比較材２はＳ，Ｍｎの単独成分量が本発明
範囲にあるが、Ｐの単独成分量が規定外にあり、絞り値
５０％以下の低延性を示している。比較材８はＳ，Ｐの
単独成分量及びＳ＋Ｐ／１０が本発明範囲にあるがＭｎ
が規定外にあり絞り値は５０％以下の低延性を示してい
る。このように絞り値が５０％以下の場合には、熱間圧
延時に疵の多発傾向にあることは、既に述べた通りであ
る。 【００１２】実施例２．表２に示すＦｅ−３６％Ｎｉ合
金及びＦｅ−４２％Ｎｉ合金の発明成分を電気炉にて溶
解後、炉外精練を行って溶製し、分塊圧延を行った。分
塊圧延による疵発生は圧延時の応力分布からスラブエッ
ヂで多発する傾向がある。このことから、圧延時の疵発
生傾向の判定はスラブのエッヂ断面で調べた。その定量
化はスラブ断面の単位面積において２mm以上の深さに達
するワレの表面での長さの合計を採用した。尚本実施例
のようなＦｅ−Ｎｉ合金は高温加熱時に粒界の選択酸化
が生じ易く、その粒界酸化は１０００℃以上で生じ、加
熱温度の上昇とともに著しくなる。然しこの粒界酸化は
酸化防止剤を注意深く塗布、乾燥したスラブを１２００
℃以下で加熱した場合殆ど発生しない。 【００１３】 【表２】 【００１４】本実施例ではこの事実に基づき酸化防止剤
を使用しており、また加熱温度も１２００℃以下に設定
していることから、粒界酸化の発生傾向は極めて低い状
況にあり、粒界酸化に基づく疵発生は本実施例では殆ど
無視出来る程度であった。発明材１２，１５では加熱温
度及び仕上温度が本発明規定内にあり、表面疵発生は極
めて少ない。一方比較材１３，１６では仕上温度が本発
明の規定内であるが、加熱温度が規定外の場合であり、
表面疵発生は多い。比較材１４，１７では加熱温度が本
発明規定内であるが、仕上温度が規定外であり表面疵発
生は多い。 【００１５】 【発明の効果】以上のように本発明によって電子・電磁
用Ｆｅ−Ｎｉ合金を造塊法で製造する場合、分塊圧延お
よび熱間圧延において表面疵発生頻度が極めて少なく、
疵取り工程を大幅に短縮でき、スラブおよび熱延コイル
の歩留りも向上し、焼鈍時に酸化被膜が形成されること
なく、また、最終製品のメッキ性および表面の仕上がり
性状が良好で、精密仕上げを要求される電子・電磁用に
好適な製品が得られ、製造コストの大幅な低減が可能と
なり、その生産性、経済性からみた工業的価値は極めて
大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｆｅ−Ｎｉ合金の高温引張試験における絞り値
と温度との関係を示すグラフである。 【図２】Ｆｅ−Ｎｉ合金の高温引張試験における絞り値
とＳ＋Ｐ／１０との関係を示すグラフである。 【図３】本願発明の電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金の高温
引張試験における絞り値に及ぼす加熱温度の影響を示す
グラフである。
と温度との関係を示すグラフである。 【図２】Ｆｅ−Ｎｉ合金の高温引張試験における絞り値
とＳ＋Ｐ／１０との関係を示すグラフである。 【図３】本願発明の電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金の高温
引張試験における絞り値に及ぼす加熱温度の影響を示す
グラフである。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．Ｎｉ：３０．０〜５２．０ｗｔ％，Ｓｉ：０．４０
ｗｔ％以下，Ｍｎ：０．１０〜０．８０ｗｔ％，Ｃ：
０．０５ｗｔ％以下，Ａｌ：０．００６〜０．０２ｗｔ
％，Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下，Ｓ：０．００２ｗｔ％
以下，Ｏ：０．００５ｗｔ％以下を含有し、且つＳ＋Ｐ
／１０≦０．００２０ｗｔ％の条件を満たし、残部が実
質的にＦｅからなることを特徴とする電子・電磁用Ｆｅ
−Ｎｉ合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6094516A JP2939118B2 (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6094516A JP2939118B2 (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18058885A Division JPS6240343A (ja) | 1985-08-19 | 1985-08-19 | Ｆｅ―Ｎｉ合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0754109A JPH0754109A (ja) | 1995-02-28 |
| JP2939118B2 true JP2939118B2 (ja) | 1999-08-25 |
Family
ID=14112497
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6094516A Expired - Fee Related JP2939118B2 (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 電子・電磁用Ｆｅ−Ｎｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2939118B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN111564273A (zh) * | 2020-04-23 | 2020-08-21 | 钢铁研究总院 | 一种低成本高饱和磁感应强度的FeNi软磁合金及其制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59200721A (ja) * | 1983-04-27 | 1984-11-14 | Toshiba Corp | シヤドウマスクの製造方法 |
| JPS6033337A (ja) * | 1983-08-05 | 1985-02-20 | Nisshin Steel Co Ltd | 電子部品用高Νｉ−Ｆｅ合金 |
-
1994
- 1994-05-06 JP JP6094516A patent/JP2939118B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0754109A (ja) | 1995-02-28 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |