JP3247338B2 - 高Ｎｉ合金とその製造方法 - Google Patents
高Ｎｉ合金とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は表面疵を防止して、
有害介在物の少ない冷間加工性の優れた高Ｎｉ合金とそ
の製造方法に関するものである。
有害介在物の少ない冷間加工性の優れた高Ｎｉ合金とそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】高Ｎｉ合金は主として電子部品用材料とし
て使用されている。例えば、Ｆｅ−４２％Ｎｉ合金は電
気伝導性、耐熱性、曲げ加工性、めっき付着性およびは
んだ付着性が優れていることから、ＩＣリードフレーム
に使用されている。また、熱膨張率の最も小さいＦｅ−
３６％Ｎｉ合金はカラーテレビ受信機のシャドウマスク
などに使用されている。さらに、３０〜５０％Ｎｉ合金
は磁気特性が優れていることや、蛍光表示管などの封着
性の点から磁気シールドケースなど磁性材料、電子材料
や封着材料として使用されている。これらリードフレー
ムやシャドウマスクおよび磁性材料、封着材料用などの
冷延板は板厚０．２５ｍｍ以下の極薄のものや細線が使
用されており、この冷延板や細線を所定の部品に加工す
る際の加工精度や表面疵、品質に対する要求は極めて厳
しい。
て使用されている。例えば、Ｆｅ−４２％Ｎｉ合金は電
気伝導性、耐熱性、曲げ加工性、めっき付着性およびは
んだ付着性が優れていることから、ＩＣリードフレーム
に使用されている。また、熱膨張率の最も小さいＦｅ−
３６％Ｎｉ合金はカラーテレビ受信機のシャドウマスク
などに使用されている。さらに、３０〜５０％Ｎｉ合金
は磁気特性が優れていることや、蛍光表示管などの封着
性の点から磁気シールドケースなど磁性材料、電子材料
や封着材料として使用されている。これらリードフレー
ムやシャドウマスクおよび磁性材料、封着材料用などの
冷延板は板厚０．２５ｍｍ以下の極薄のものや細線が使
用されており、この冷延板や細線を所定の部品に加工す
る際の加工精度や表面疵、品質に対する要求は極めて厳
しい。
【０００３】上述した厳しい条件下での高Ｎｉ合金の製
造方法として、例えば特開昭５９−２２６１１７号公報
に合金成分中のＡｌを０．０４％以下に制御する方法
や、特許番号第２５９０６２６公報にＡｌ：０．００３
〜０．０３０％，かつ、酸素は０．００２％以下に制御
する方法が開示されている。しかしこれらの方法では非
金属介在物の組成はＡｌ2 Ｏ3 やＭｇＯの比較的高い熱
間圧延で延伸性が小さいうえに冷間圧延でも延伸・微細
化され難い極めて硬質の有害な介在物となることが多
い。そのため、板厚０．２５ｍｍ以下の極薄に冷間圧
延、またはその後の製品加工した場合、Ａｌ2 Ｏ3 系や
ＭｇＯスピネル系介在物が製品部品の欠陥の原因や表面
や断面に露出した欠陥となることがあった。
造方法として、例えば特開昭５９−２２６１１７号公報
に合金成分中のＡｌを０．０４％以下に制御する方法
や、特許番号第２５９０６２６公報にＡｌ：０．００３
〜０．０３０％，かつ、酸素は０．００２％以下に制御
する方法が開示されている。しかしこれらの方法では非
金属介在物の組成はＡｌ2 Ｏ3 やＭｇＯの比較的高い熱
間圧延で延伸性が小さいうえに冷間圧延でも延伸・微細
化され難い極めて硬質の有害な介在物となることが多
い。そのため、板厚０．２５ｍｍ以下の極薄に冷間圧
延、またはその後の製品加工した場合、Ａｌ2 Ｏ3 系や
ＭｇＯスピネル系介在物が製品部品の欠陥の原因や表面
や断面に露出した欠陥となることがあった。
【０００４】一方、特許番号第２５１０１５４公報に
は、延伸性の良好な介在物にするために、Ａｌ2 Ｏ3 含
有量は０．０００４〜０．００２０％に制限し、介在物
組成をＡｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 の３元状態図中で
融点が１２００℃以下となる領域の介在物組成にする方
法が開示されている。しかし、この方法ではＡｌｓｏｌ
を０．０００４〜０．００２０％の極めて狭い範囲に制
御する必要があり、また、分析精度、およびＡｌｓｏｌ
分析に必要な時間の観点から、経済的、工業的生産に対
し非常に問題があり、また、工業生産での介在物組成の
ばらつきから有害な硬質のＡｌ2 Ｏ3 含有量の高いＡｌ
2 Ｏ3 系介在物やＭｇＯ系またはＡｌ2 Ｏ3 ・ＭｇＯス
ピネル系介在物も生成されることもあり、有害介在物の
ない高品質の製品の安定した製造は困難であった。
は、延伸性の良好な介在物にするために、Ａｌ2 Ｏ3 含
有量は０．０００４〜０．００２０％に制限し、介在物
組成をＡｌ2 Ｏ3 −ＭｎＯ−ＳｉＯ2 の３元状態図中で
融点が１２００℃以下となる領域の介在物組成にする方
法が開示されている。しかし、この方法ではＡｌｓｏｌ
を０．０００４〜０．００２０％の極めて狭い範囲に制
御する必要があり、また、分析精度、およびＡｌｓｏｌ
分析に必要な時間の観点から、経済的、工業的生産に対
し非常に問題があり、また、工業生産での介在物組成の
ばらつきから有害な硬質のＡｌ2 Ｏ3 含有量の高いＡｌ
2 Ｏ3 系介在物やＭｇＯ系またはＡｌ2 Ｏ3 ・ＭｇＯス
ピネル系介在物も生成されることもあり、有害介在物の
ない高品質の製品の安定した製造は困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な問題点を解決し、非金属介在物は熱間加工で延伸・微
細化し、さらに冷間圧延で微細化することによって該介
在物を無害化し、表面疵がなく、かつ、２枚割れなどの
介在物性欠陥を少なくするとともに打抜き性を改善し、
品質の良好な製品を歩留良く製造することを目的とする
ものである。
な問題点を解決し、非金属介在物は熱間加工で延伸・微
細化し、さらに冷間圧延で微細化することによって該介
在物を無害化し、表面疵がなく、かつ、２枚割れなどの
介在物性欠陥を少なくするとともに打抜き性を改善し、
品質の良好な製品を歩留良く製造することを目的とする
ものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記問題
を解決するために種々の製造実験を行い、検討を重ねた
結果、介在物組成制御を添加合金のＡｌ含有量をできる
だけ低減することによる脱酸制御とスラグ組成が制御さ
れた鍋内スラグによって精錬を行うことによって、介在
物は安定して低融点化し、熱間圧延および冷間圧延で延
伸、微細化されて、無害化されるため冷間加工性に優れ
介在物性表面疵や内部欠陥のない品質の良好な高Ｎｉ合
金が安定して歩留良く製造することができることを見出
した。
を解決するために種々の製造実験を行い、検討を重ねた
結果、介在物組成制御を添加合金のＡｌ含有量をできる
だけ低減することによる脱酸制御とスラグ組成が制御さ
れた鍋内スラグによって精錬を行うことによって、介在
物は安定して低融点化し、熱間圧延および冷間圧延で延
伸、微細化されて、無害化されるため冷間加工性に優れ
介在物性表面疵や内部欠陥のない品質の良好な高Ｎｉ合
金が安定して歩留良く製造することができることを見出
した。
【０００７】すなわち、本発明は、重量％でＣ：０．０
２％以下、Ｓｉ：０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．３〜
１％、Ｐ：０．０４％以下、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｎ：
０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔ．Ｏ：
０．００２〜０．０１２％、Ｔ．Ａｌ：０．００３％以
下、Ｃｒ：０．５％以下を含有し、または必要に応じて
Ｃｒ：３〜１０％を含有し、残部はＦｅ、および不可避
的不純物成分からなり、かつ、鋼中に含有される非金属
介在物の組成がＭｎＯ：２０〜６０％、ＳｉＯ2：３５
〜５０％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５％以下、ＣａＯ：４５％以
下、ＭｇＯ：１０％以下、かつ、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：
３０〜６０％：（Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｇＯ）：５〜２５％を
含有することを特徴とする高Ｎｉ合金とその製造方法
で、その製造方法が、転炉などの精錬炉で精錬された合
金を鍋内に出湯する時、重量％でＡｌが０．５％以下の
Ｆｅ−Ｓｉ合金または金属ＳｉとＡｌが０．５％以下の
Ｆｅ−Ｍｎ合金または金属Ｍｎによって脱酸し、その
後、鍋内スラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）が
１．２〜２．５、望ましくは１．６〜２．２で、Ａｌ2
Ｏ3が１５％以下、ＭｇＯが１５％以下、望ましくは１
２％以下、Ｔ．Ｆｅが２％以下、望ましくは１．５％以
下に制御された取鍋精錬をすることを特徴とする。
２％以下、Ｓｉ：０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．３〜
１％、Ｐ：０．０４％以下、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｎ：
０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔ．Ｏ：
０．００２〜０．０１２％、Ｔ．Ａｌ：０．００３％以
下、Ｃｒ：０．５％以下を含有し、または必要に応じて
Ｃｒ：３〜１０％を含有し、残部はＦｅ、および不可避
的不純物成分からなり、かつ、鋼中に含有される非金属
介在物の組成がＭｎＯ：２０〜６０％、ＳｉＯ2：３５
〜５０％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５％以下、ＣａＯ：４５％以
下、ＭｇＯ：１０％以下、かつ、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：
３０〜６０％：（Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｇＯ）：５〜２５％を
含有することを特徴とする高Ｎｉ合金とその製造方法
で、その製造方法が、転炉などの精錬炉で精錬された合
金を鍋内に出湯する時、重量％でＡｌが０．５％以下の
Ｆｅ−Ｓｉ合金または金属ＳｉとＡｌが０．５％以下の
Ｆｅ−Ｍｎ合金または金属Ｍｎによって脱酸し、その
後、鍋内スラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）が
１．２〜２．５、望ましくは１．６〜２．２で、Ａｌ2
Ｏ3が１５％以下、ＭｇＯが１５％以下、望ましくは１
２％以下、Ｔ．Ｆｅが２％以下、望ましくは１．５％以
下に制御された取鍋精錬をすることを特徴とする。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明が含有する合金元素の含有量を限定する理
由を以下に説明する。Ｃは不可避的に混入する不純物で
あり、少ないほど好ましいが、工業的および経済性の観
点から大幅の低減には限界がある。しかし、０．０２％
を超えると鉄炭化物が多量に生成し、エッチング穿孔性
やプレス成形性を低下させるので０．０２％以下とす
る。Ｓｉは高Ｎｉ合金の溶製時の脱酸のために添加する
が、０．０３％未満ではその効果がなくなるので、その
下限を０．０３％とする。また、０．３％を超えると、
エッチング穿孔性を害するとともに、脱酸が強くなりす
ぎて、介在物中のＭｎＯ含有量が低下し、目標の介在物
組成とならないので、上限を０．３％とする。
まず、本発明が含有する合金元素の含有量を限定する理
由を以下に説明する。Ｃは不可避的に混入する不純物で
あり、少ないほど好ましいが、工業的および経済性の観
点から大幅の低減には限界がある。しかし、０．０２％
を超えると鉄炭化物が多量に生成し、エッチング穿孔性
やプレス成形性を低下させるので０．０２％以下とす
る。Ｓｉは高Ｎｉ合金の溶製時の脱酸のために添加する
が、０．０３％未満ではその効果がなくなるので、その
下限を０．０３％とする。また、０．３％を超えると、
エッチング穿孔性を害するとともに、脱酸が強くなりす
ぎて、介在物中のＭｎＯ含有量が低下し、目標の介在物
組成とならないので、上限を０．３％とする。
【０００９】Ｍｎは脱酸に役立ち、また鋼中Ｓと結びつ
きＭｎＳとして熱間加工性を改善するが、１％以上では
板の硬さや熱膨張および磁気特性に影響を及ぼすので
０．３〜１％とする。Ｐは熱間加工性の点では少ない方
が良好で０．０４％以下とする。Ｓは打抜き性改善のた
めには、Ｓはある程度含有している方が良いが、熱間加
工性改善のため低い方が良く、０．００５％以下とす
る。
きＭｎＳとして熱間加工性を改善するが、１％以上では
板の硬さや熱膨張および磁気特性に影響を及ぼすので
０．３〜１％とする。Ｐは熱間加工性の点では少ない方
が良好で０．０４％以下とする。Ｓは打抜き性改善のた
めには、Ｓはある程度含有している方が良いが、熱間加
工性改善のため低い方が良く、０．００５％以下とす
る。
【００１０】Ｃｒはエッチング穿孔性を阻害し、また、
熱膨張率を上げるので０．５％以下とする。ただし、磁
気特性を向上させるために、磁性材料には必要に応じて
３〜１０％添加することができる。Ｎｉは熱膨張率、磁
気特性に大きな影響を及ぼす元素である。３０％以下で
は熱膨張率が高く、また、磁気特性も悪く、また、５０
％を超えると熱膨張率が高くなるとともに、磁気特性は
飽和し高価となるため、３０〜５０％とする。
熱膨張率を上げるので０．５％以下とする。ただし、磁
気特性を向上させるために、磁性材料には必要に応じて
３〜１０％添加することができる。Ｎｉは熱膨張率、磁
気特性に大きな影響を及ぼす元素である。３０％以下で
は熱膨張率が高く、また、磁気特性も悪く、また、５０
％を超えると熱膨張率が高くなるとともに、磁気特性は
飽和し高価となるため、３０〜５０％とする。
【００１１】Ｎは０．００５％を超えると、窒化物が多
量に生成して、板のエッチング穿孔性を阻害し穿孔欠陥
の原因となるので、０．００５％以下とする。Ｏは熱間
加工性および介在物性欠陥防止に対し低い方が良好であ
るが、打抜き性を改善するためには介在物組成を制御し
た微細な介在物が多い方が良好であり、Ｔ．Ｏが０．０
０２％以下になると介在物組成中のＭｎＯ含有量が低減
し、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯの含有量比率が増加し硬質介在
物となるので、Ｔ．Ｏは０．００２〜０．０１２％とす
る。Ａｌは強力な脱酸元素であり、微量のＡｌ含有でも
介在物中ＭｎＯやＳｉＯ2は低下し、硬質の有害なＡｌ2
Ｏ3 やＡｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯスピネル系の介在物生成原
因となるため、Ｔ．Ａｌを０．００３％以下とする。
量に生成して、板のエッチング穿孔性を阻害し穿孔欠陥
の原因となるので、０．００５％以下とする。Ｏは熱間
加工性および介在物性欠陥防止に対し低い方が良好であ
るが、打抜き性を改善するためには介在物組成を制御し
た微細な介在物が多い方が良好であり、Ｔ．Ｏが０．０
０２％以下になると介在物組成中のＭｎＯ含有量が低減
し、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯの含有量比率が増加し硬質介在
物となるので、Ｔ．Ｏは０．００２〜０．０１２％とす
る。Ａｌは強力な脱酸元素であり、微量のＡｌ含有でも
介在物中ＭｎＯやＳｉＯ2は低下し、硬質の有害なＡｌ2
Ｏ3 やＡｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯスピネル系の介在物生成原
因となるため、Ｔ．Ａｌを０．００３％以下とする。
【００１２】また、鋼中非金属介在物の組成中のＭｎＯ
を２０〜６０％、ＳｉＯ2 を３５〜５０％、Ａｌ2 Ｏ3
を２５％以下、ＣａＯは４５％以下、ＭｇＯを１０％以
下、かつ、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：３０〜６０％、（Ａｌ
2 Ｏ3 ＋ＭｇＯ）：５〜２５％とする理由は、安定して
該介在物を熱間または冷間圧延加工時に延伸・分断性の
良好な低融点介在物とするためである。主成分のＭｎＯ
の２０〜６０％とＳｉＯ2 の３５〜５０％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。さらに、Ａｌ2 Ｏ3 が２５％以下、ＣａＯが４
５％以下、ＭｇＯが１０％以下の微量を含有させ、かつ
（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：３０〜６０％、（Ａｌ2 Ｏ3 ＋Ｍ
ｇＯ）：５〜２５％を含有することによって、介在物融
点はさらに低下し、熱間圧延で延伸性が良好な低融点介
在物となる組成領域が広がり、工業的・経済的に安定し
て品質の良好な製品を製造することが可能となる。
を２０〜６０％、ＳｉＯ2 を３５〜５０％、Ａｌ2 Ｏ3
を２５％以下、ＣａＯは４５％以下、ＭｇＯを１０％以
下、かつ、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：３０〜６０％、（Ａｌ
2 Ｏ3 ＋ＭｇＯ）：５〜２５％とする理由は、安定して
該介在物を熱間または冷間圧延加工時に延伸・分断性の
良好な低融点介在物とするためである。主成分のＭｎＯ
の２０〜６０％とＳｉＯ2 の３５〜５０％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。さらに、Ａｌ2 Ｏ3 が２５％以下、ＣａＯが４
５％以下、ＭｇＯが１０％以下の微量を含有させ、かつ
（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：３０〜６０％、（Ａｌ2 Ｏ3 ＋Ｍ
ｇＯ）：５〜２５％を含有することによって、介在物融
点はさらに低下し、熱間圧延で延伸性が良好な低融点介
在物となる組成領域が広がり、工業的・経済的に安定し
て品質の良好な製品を製造することが可能となる。
【００１３】一方、精錬炉で精錬された合金の脱酸時に
使用される脱酸材のＦｅ−Ｓｉ合金または金属Ｓｉ、お
よびＦｅ−Ｍｎ合金または金属Ｍｎ中のＡｌ含有量を
０．５％以下とした理由は、Ａｌが０．５％以上では、
該高Ｎｉ合金のＴ．Ａｌ含有量が０．００３％超とな
り、介在物中ＭｎＯやＳｉＯ2 は低下し、硬質の有害な
Ａｌ2 Ｏ3 やＡｌ2 Ｏ3 ・ＭｇＯスピネル系の介在物生
成原因となるためである。また、取鍋精錬における鍋内
スラグ組成は溶湯のＯ、Ａｌ含有量や介在物組成に大き
く影響する。スラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）
は１．２以下ではＳｉＯ2 の活量が高くなって、Ｏ含有
量が高くなりすぎるため、介在物の増加と介在物組成の
Ａｌ2 Ｏ3 やＭｇＯおよびＣａＯ含有量が目標値より低
くなり、２．５以上ではＯ含有量が低下し、介在物組成
のＡｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯやＣａＯ含有量が高くなりすぎ、
硬質介在物となるので１．２〜２．５、望ましくは１．
６〜２．２とする。
使用される脱酸材のＦｅ−Ｓｉ合金または金属Ｓｉ、お
よびＦｅ−Ｍｎ合金または金属Ｍｎ中のＡｌ含有量を
０．５％以下とした理由は、Ａｌが０．５％以上では、
該高Ｎｉ合金のＴ．Ａｌ含有量が０．００３％超とな
り、介在物中ＭｎＯやＳｉＯ2 は低下し、硬質の有害な
Ａｌ2 Ｏ3 やＡｌ2 Ｏ3 ・ＭｇＯスピネル系の介在物生
成原因となるためである。また、取鍋精錬における鍋内
スラグ組成は溶湯のＯ、Ａｌ含有量や介在物組成に大き
く影響する。スラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）
は１．２以下ではＳｉＯ2 の活量が高くなって、Ｏ含有
量が高くなりすぎるため、介在物の増加と介在物組成の
Ａｌ2 Ｏ3 やＭｇＯおよびＣａＯ含有量が目標値より低
くなり、２．５以上ではＯ含有量が低下し、介在物組成
のＡｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯやＣａＯ含有量が高くなりすぎ、
硬質介在物となるので１．２〜２．５、望ましくは１．
６〜２．２とする。
【００１４】スラグ組成のＡｌ2 Ｏ3 は介在物のＡｌ2
Ｏ3 含有量を２５％以下とするために１５％以下とす
る。１５％以上では耐火物中のＡｌ2 Ｏ3 と溶湯との反
応の影響もあって、介在物組成のＡｌ2 Ｏ3 含有量が２
５％以上の硬質のＡｌ2 Ｏ3 含有量の多い介在物が生成
される。介在物組成に１０％以下の微量のＭｇＯを含有
させるために、スラグ組成のＭｇＯは若干含有させる
が、一般に使用される耐火物中のＭｇＯと溶湯との反応
の影響もあり１５％以下、望ましくは１２％以下とす
る。１５％超では介在物組成のＭｇＯ含有量が高くなり
すぎ硬質のＭｇＯ系介在物が生成される。スラグ組成の
Ｔ．Ｆｅは溶湯のスラグからの合金溶融の再酸化による
介在物増加を防止するために低い方が良好であり、2 ％
以下、望ましくは１．５％以下とする。
Ｏ3 含有量を２５％以下とするために１５％以下とす
る。１５％以上では耐火物中のＡｌ2 Ｏ3 と溶湯との反
応の影響もあって、介在物組成のＡｌ2 Ｏ3 含有量が２
５％以上の硬質のＡｌ2 Ｏ3 含有量の多い介在物が生成
される。介在物組成に１０％以下の微量のＭｇＯを含有
させるために、スラグ組成のＭｇＯは若干含有させる
が、一般に使用される耐火物中のＭｇＯと溶湯との反応
の影響もあり１５％以下、望ましくは１２％以下とす
る。１５％超では介在物組成のＭｇＯ含有量が高くなり
すぎ硬質のＭｇＯ系介在物が生成される。スラグ組成の
Ｔ．Ｆｅは溶湯のスラグからの合金溶融の再酸化による
介在物増加を防止するために低い方が良好であり、2 ％
以下、望ましくは１．５％以下とする。
【００１５】かしくて上記介在物性欠陥の問題点が解決
され、冷間加工性に優れ、表面品質、内部品質、材質特
性ともに良好な高Ｎｉ合金を安定して歩留良く製造する
ことが可能になった。
され、冷間加工性に優れ、表面品質、内部品質、材質特
性ともに良好な高Ｎｉ合金を安定して歩留良く製造する
ことが可能になった。
【００１６】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。表
１は本発明鋼と比較鋼の取鍋下化学成分組成を示すもの
で、転炉で溶製した後、いずれもＡｌ含有量が０．５％
以下のＦｅ−Ｓｉ合金と金属Ｍｎで脱酸され、通常の耐
火物で内張りされたＡＳＥＡ鍋またはＬＦ鍋によって表
２に示した組成のスラグによってそれぞれ取鍋精錬を行
った。一部は試験炉で試験的に溶製した。その後、通常
条件で鋼塊または連続鋳造スラブ鋳片に鋳造した。ま
た、該鋼塊は通常通り鍛造によってスラブにされ、該鍛
造スラブまたは連続鋳造スラブ鋳片は通常通り手入れ
後、ホットストリップに通常の条件で熱間圧延し、その
後、通常通りの酸洗、表面手入れ後、通常の冷間圧延に
よって板厚０．１５〜０．２５ｍｍの冷延板にされ、そ
の後部品にプレス加工された。
１は本発明鋼と比較鋼の取鍋下化学成分組成を示すもの
で、転炉で溶製した後、いずれもＡｌ含有量が０．５％
以下のＦｅ−Ｓｉ合金と金属Ｍｎで脱酸され、通常の耐
火物で内張りされたＡＳＥＡ鍋またはＬＦ鍋によって表
２に示した組成のスラグによってそれぞれ取鍋精錬を行
った。一部は試験炉で試験的に溶製した。その後、通常
条件で鋼塊または連続鋳造スラブ鋳片に鋳造した。ま
た、該鋼塊は通常通り鍛造によってスラブにされ、該鍛
造スラブまたは連続鋳造スラブ鋳片は通常通り手入れ
後、ホットストリップに通常の条件で熱間圧延し、その
後、通常通りの酸洗、表面手入れ後、通常の冷間圧延に
よって板厚０．１５〜０．２５ｍｍの冷延板にされ、そ
の後部品にプレス加工された。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】それぞれの非金属介在物組成と冷延板の表
面疵およびプレス加工部品断面の介在物性欠陥調査結果
を表２、３に示した。比較例１、３、４はＡｌ含有量が
高く、また、比較例１、２はスラグ精錬のスラグ組成の
塩基度が２．５以上で、かつ、比較例２、３はＡｌ2 Ｏ
3 含有量が高く、比較例３、４はＭｇＯ含有量が高く、
介在物組成も本発明範囲外の成分で構成されている。実
施例は比較例に比べいずれも表面疵と冷間加工製品の断
面疵がともに少なく、歩留良く品質の良好な製品部品が
製造できた。なお、実施例は従来材の方法で製造された
製品と遜色のない材質特性が得られた。
面疵およびプレス加工部品断面の介在物性欠陥調査結果
を表２、３に示した。比較例１、３、４はＡｌ含有量が
高く、また、比較例１、２はスラグ精錬のスラグ組成の
塩基度が２．５以上で、かつ、比較例２、３はＡｌ2 Ｏ
3 含有量が高く、比較例３、４はＭｇＯ含有量が高く、
介在物組成も本発明範囲外の成分で構成されている。実
施例は比較例に比べいずれも表面疵と冷間加工製品の断
面疵がともに少なく、歩留良く品質の良好な製品部品が
製造できた。なお、実施例は従来材の方法で製造された
製品と遜色のない材質特性が得られた。
【００２１】
【発明の効果】この発明に従って製造された高Ｎｉ合金
は、経済的に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ので、産業上に及ぼす効果は極めて
大きい。
は、経済的に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ので、産業上に及ぼす効果は極めて
大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/40 Ｃ２２Ｃ 38/40 (72)発明者 平居 正純 東京都千代田区大手町１−６−１ 大平 洋金属株式会社内 (56)参考文献 特開 平10−259454（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−218644（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−161936（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−179998（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−125210（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−99437（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21C 7/04 C21C 7/06 C22C 33/04
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０２％以下、Ｓｉ：
０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．３〜１％、Ｐ：０．０
４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：３０〜５０％、
Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔ．
Ｏ：０．００２〜０．０１２％、Ｔ．Ａｌ：０．００３
％以下を含有し、残部はＦｅ、および不可避的不純物成
分からなり、かつ、鋼中に含まれる非金属介在物の組成
が主としてＭｎＯ：２０〜６０％、ＳｉＯ2 ：３５〜５
０％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５％以下、ＣａＯ：４５％以下、
ＭｇＯ：１０％以下、かつ、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：３０
〜６０％、（Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｇＯ）：５〜２５％を含有
することを特徴とする高Ｎｉ合金。 - 【請求項２】 重量％でＣ：０．０２％以下、Ｓｉ：
０．０３〜０．３％、Ｍｎ：０．３〜１％、Ｐ：０．０
４％以下、Ｃｒ：３〜１０％、Ｎｉ：３０〜５０％、
Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔ．
Ｏ：０．００２〜０．０１２％、Ｔ．Ａｌ：０．００３
％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物成分
からなり、かつ、鋼中に含有される非金属介在物の組成
が主としてＭｎＯ：２０〜６０％、ＳｉＯ2 ：３５〜５
０％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５％以下、ＣａＯ：４５％以下、
ＭｇＯ：１０％以下、かつ、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）：３０
〜６０％、（Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｇＯ）：５〜２５％を含有
することを特徴とする高Ｎｉ合金。 - 【請求項３】 転炉などの精錬炉で精錬された合金を鍋
内に出湯する時、重量％でＡｌが０．５％以下のＦｅ−
Ｓｉ合金または金属ＳｉとＡｌが０．５％以下のＦｅ−
Ｍｎ合金または金属Ｍｎによって脱酸し、その後、鍋内
スラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）が１．２〜
２．５で、Ａｌ2 Ｏ3 が１５％以下、ＭｇＯが１５％以
下、Ｔ．Ｆｅが２％以下に制御され取鍋精錬されること
を特徴とする請求項１または請求項２記載の高Ｎｉ合金
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13419898A JP3247338B2 (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 高Ｎｉ合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP13419898A JP3247338B2 (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 高Ｎｉ合金とその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11315354A JPH11315354A (ja) | 1999-11-16 |
| JP3247338B2 true JP3247338B2 (ja) | 2002-01-15 |
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ID=15122734
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13419898A Expired - Fee Related JP3247338B2 (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 高Ｎｉ合金とその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3247338B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP7050989B1 (ja) * | 2021-03-12 | 2022-04-08 | 日本冶金工業株式会社 | アウトガス特性に優れるＦｅ－Ｎｉ合金およびその製造方法 |
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| JP4643147B2 (ja) * | 2004-01-13 | 2011-03-02 | 日本冶金工業株式会社 | 耐錆性に優れるＦｅ−Ｎｉ合金材料 |
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1998
- 1998-04-30 JP JP13419898A patent/JP3247338B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP7007510B1 (ja) | 2021-03-12 | 2022-02-14 | 日本冶金工業株式会社 | 表面性状に優れたＦｅ－Ｎｉ合金およびその製造方法、ＣＦＲＰ用金型 |
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|---|---|
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