JP3251653B2 - 表面性状に優れたFe−Ni合金板及びその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたFe−Ni合金板及びその製造方法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、圧延時に発生し易い介
在物に起因した表面欠陥が抑制されたFe−Ni合金板
及びその製造方法に関する。
在物に起因した表面欠陥が抑制されたFe−Ni合金板
及びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】Fe−Ni合金板は、磁性材料,リード
フレーム,シャドウマスク材を始めとして各種機能材料
として使用されている。これらの用途に応じ、数mm〜
数μmオーダーの製品板厚にまで加工される。Fe−N
i合金板を極めて薄い製品板厚に加工するとき、素材中
に硬質介在物が存在すると、介在物に起因した表面疵が
圧延等の加工の際に発生し易くなる。特に、Fe−Ni
系においては、微量のAl含有によっても硬質のAl2
O3系介在物が生成し易く、表面疵の発生を助長する傾
向にある。Al2O3系等の硬質介在物の生成を防止する
ことによって、表面疵の発生が抑制される。そこで、硬
質のAl2O3系等の介在物の生成量を抑えるため、従来
から種々の方法や合金設計が提案されている。
フレーム,シャドウマスク材を始めとして各種機能材料
として使用されている。これらの用途に応じ、数mm〜
数μmオーダーの製品板厚にまで加工される。Fe−N
i合金板を極めて薄い製品板厚に加工するとき、素材中
に硬質介在物が存在すると、介在物に起因した表面疵が
圧延等の加工の際に発生し易くなる。特に、Fe−Ni
系においては、微量のAl含有によっても硬質のAl2
O3系介在物が生成し易く、表面疵の発生を助長する傾
向にある。Al2O3系等の硬質介在物の生成を防止する
ことによって、表面疵の発生が抑制される。そこで、硬
質のAl2O3系等の介在物の生成量を抑えるため、従来
から種々の方法や合金設計が提案されている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】従来の方法によってA
l2O3系介在物の生成を抑えるためには、種々の技術的
制約を受けた操業が余儀なくされる。しかし、溶解原料
に微量のAlが不可避的に含まれている場合が多く、F
e−Niの合金系ではAl2O3系介在物が生成し易い状
況にある。そのため、依然として表面疵の原因となるA
l2O3系等の硬質介在物を無害化することが困難であっ
た。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、介在物を塑性変形し易い形態に変えること
により、圧延後に表面疵等の欠陥発生がなく表面性状に
優れたFe−Ni合金板を提供することを目的とする。
l2O3系介在物の生成を抑えるためには、種々の技術的
制約を受けた操業が余儀なくされる。しかし、溶解原料
に微量のAlが不可避的に含まれている場合が多く、F
e−Niの合金系ではAl2O3系介在物が生成し易い状
況にある。そのため、依然として表面疵の原因となるA
l2O3系等の硬質介在物を無害化することが困難であっ
た。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、介在物を塑性変形し易い形態に変えること
により、圧延後に表面疵等の欠陥発生がなく表面性状に
優れたFe−Ni合金板を提供することを目的とする。
【0004】
【課題を解決するための手段】本発明のFe−Ni合金
板は、その目的を達成するためNi:30〜50重量
%、Mn:0.1重量%以上0.3重量%未満、Si:
0.05〜0.2重量%、酸可溶Al:0.001〜
0.003重量%を含み、残部がFe及び不可避的不純
物からなる組成を有し、且つ含まれる介在物が20〜3
5重量%のMnO,45〜55重量%のSiO2及び2
0〜30重量%のAl2O3の組成をもつ、MnO−Si
O2−Al2O3系であることを特徴とする。このFe−
Ni合金板は、鋳塊又は鋳片に含まれるMn含有量が
0.1重量%以上0.3重量%未満の範囲に、Si含有
量が0.05〜0.2重量%の範囲に、酸可溶Alが
0.001〜0.003重量%の範囲になるように溶製
した後、抽出温度1180〜1250℃の均熱処理を鋳
塊又は鋳片に施し、鍛造,分塊,圧延加工を施すことに
より製造される。
板は、その目的を達成するためNi:30〜50重量
%、Mn:0.1重量%以上0.3重量%未満、Si:
0.05〜0.2重量%、酸可溶Al:0.001〜
0.003重量%を含み、残部がFe及び不可避的不純
物からなる組成を有し、且つ含まれる介在物が20〜3
5重量%のMnO,45〜55重量%のSiO2及び2
0〜30重量%のAl2O3の組成をもつ、MnO−Si
O2−Al2O3系であることを特徴とする。このFe−
Ni合金板は、鋳塊又は鋳片に含まれるMn含有量が
0.1重量%以上0.3重量%未満の範囲に、Si含有
量が0.05〜0.2重量%の範囲に、酸可溶Alが
0.001〜0.003重量%の範囲になるように溶製
した後、抽出温度1180〜1250℃の均熱処理を鋳
塊又は鋳片に施し、鍛造,分塊,圧延加工を施すことに
より製造される。
【0005】
【作 用】本発明においては、脱酸後でも素材中に介在
物が不可避的に存在することを前提として、非金属介在
物含有量を低減させることに代え、非金属介在物が塑性
変形し易いように形態制御を行う。すなわち、図1に示
すMnO−SiO2−Al2O3系の状態図で介在物の液
相線温度が1250℃以下になるように、Mn,Si及
びAlの含有量を制御する。そして、鋳塊に含まれるM
n含有量が0.1重量%以上0.3重量%未満の範囲
に、Si含有量が0.05〜0.2重量%の範囲に、酸
可溶Alが0.001〜0.003重量%の範囲になる
ように調整するとき、20〜35重量%のMnO,45
〜55重量%のSiO2及び20〜30重量%のAl2O
3の組成をもち、塑性変形し易いMnO−SiO2−Al
2O3系介在物が生成することを解明した。以下に、M
n,Si及びAlの含有量と介在物組成及び介在物の変
形能との関係を説明する。
物が不可避的に存在することを前提として、非金属介在
物含有量を低減させることに代え、非金属介在物が塑性
変形し易いように形態制御を行う。すなわち、図1に示
すMnO−SiO2−Al2O3系の状態図で介在物の液
相線温度が1250℃以下になるように、Mn,Si及
びAlの含有量を制御する。そして、鋳塊に含まれるM
n含有量が0.1重量%以上0.3重量%未満の範囲
に、Si含有量が0.05〜0.2重量%の範囲に、酸
可溶Alが0.001〜0.003重量%の範囲になる
ように調整するとき、20〜35重量%のMnO,45
〜55重量%のSiO2及び20〜30重量%のAl2O
3の組成をもち、塑性変形し易いMnO−SiO2−Al
2O3系介在物が生成することを解明した。以下に、M
n,Si及びAlの含有量と介在物組成及び介在物の変
形能との関係を説明する。
【0006】Ni含有量を30〜50重量%の範囲で変
化させたFe−Ni系金を500kg高周波誘導溶解炉
で溶製し、種々の含有量でMn,Si及びAlが含まれ
る鋳塊400kgを得た。得られた鋳塊の介在物組成
は、沃素アルコールで抽出した介在物をICP(誘導プ
ラズマ発光分析装置)で分析することによって決定し
た。介在物の変形能については、板厚4mmの熱延板か
ら試験片を切り出し、JIS G0555に準拠して介
在物の形態を判別・評価した。
化させたFe−Ni系金を500kg高周波誘導溶解炉
で溶製し、種々の含有量でMn,Si及びAlが含まれ
る鋳塊400kgを得た。得られた鋳塊の介在物組成
は、沃素アルコールで抽出した介在物をICP(誘導プ
ラズマ発光分析装置)で分析することによって決定し
た。介在物の変形能については、板厚4mmの熱延板か
ら試験片を切り出し、JIS G0555に準拠して介
在物の形態を判別・評価した。
【0007】鋳塊は、均熱処理を施した後、抽出温度1
200℃で熱間圧延を開始した。このとき、Fe−Ni
合金の優れた熱間加工性を保持するため、抽出温度を1
180〜1250℃の温度範囲に設定する必要がある。
介在物は、この抽出温度で液相又は液相+固相の状態に
あり、粘性変形に起因して十分な変形能をもっている。
また、鋳塊に占める介在物の体積率が極く僅かであるた
め、介在物の流動性自体が熱延割れ等の原因になること
もない。抽出温度が1180℃未満であると、介在物が
十分に粘性変形せず、素材自体の熱間加工性を低下させ
ると共に、後工程において介在物が冷延板に表面疵を発
生させる原因となる。その結果、割れ等の欠陥発生がみ
られる。1250℃を超える抽出温度でも、Fe−Ni
合金の熱間加工性の低下がみられる。表面疵の調査は、
熱間圧延に続く冷間圧延によって板厚0.1mmまでに
した冷延板の表面を目視観察することにより行った。
200℃で熱間圧延を開始した。このとき、Fe−Ni
合金の優れた熱間加工性を保持するため、抽出温度を1
180〜1250℃の温度範囲に設定する必要がある。
介在物は、この抽出温度で液相又は液相+固相の状態に
あり、粘性変形に起因して十分な変形能をもっている。
また、鋳塊に占める介在物の体積率が極く僅かであるた
め、介在物の流動性自体が熱延割れ等の原因になること
もない。抽出温度が1180℃未満であると、介在物が
十分に粘性変形せず、素材自体の熱間加工性を低下させ
ると共に、後工程において介在物が冷延板に表面疵を発
生させる原因となる。その結果、割れ等の欠陥発生がみ
られる。1250℃を超える抽出温度でも、Fe−Ni
合金の熱間加工性の低下がみられる。表面疵の調査は、
熱間圧延に続く冷間圧延によって板厚0.1mmまでに
した冷延板の表面を目視観察することにより行った。
【0008】Ni含有量が36重量%の供試材につい
て、Mn含有量,Si含有量及び酸可溶Al含有量と熱
延板に観察された介在物の形態観察結果との関係を図2
〜5に示す。また、介在物組成と熱延板に観察された介
在物形態との関係を表1に示す。本発明合金の熱間加工
温度範囲1180〜1250℃で、介在物をA系となる
ように十分に塑性変形させるためには、図1に示した液
相線等温線図から判断して、介在物をMnO:20〜3
5重量%,SiO2:45〜55重量%及びAl2O3:
20〜30重量%の組成にすることが必要である。
て、Mn含有量,Si含有量及び酸可溶Al含有量と熱
延板に観察された介在物の形態観察結果との関係を図2
〜5に示す。また、介在物組成と熱延板に観察された介
在物形態との関係を表1に示す。本発明合金の熱間加工
温度範囲1180〜1250℃で、介在物をA系となる
ように十分に塑性変形させるためには、図1に示した液
相線等温線図から判断して、介在物をMnO:20〜3
5重量%,SiO2:45〜55重量%及びAl2O3:
20〜30重量%の組成にすることが必要である。
【表1】
【0009】図2〜5の結果から、Mn:0.1〜0.
4重量%,Si:0.05〜0.2重量%及び酸可溶A
l:0.001〜0.003重量%の範囲で、熱延後の
介在物がA系に変わることが判った。A系介在物は、冷
間圧延によって微細分散化され、冷延板の表面疵発生に
影響しないものであった。他方、B系及びC系介在物
は、圧延方向に沿って線状の疵を発生させる原因となっ
た。Ni含有量が30重量%及び50重量%のFe−N
i合金においても、図2〜5と同様の傾向がみられた。
4重量%,Si:0.05〜0.2重量%及び酸可溶A
l:0.001〜0.003重量%の範囲で、熱延後の
介在物がA系に変わることが判った。A系介在物は、冷
間圧延によって微細分散化され、冷延板の表面疵発生に
影響しないものであった。他方、B系及びC系介在物
は、圧延方向に沿って線状の疵を発生させる原因となっ
た。Ni含有量が30重量%及び50重量%のFe−N
i合金においても、図2〜5と同様の傾向がみられた。
【0010】
【実施例】36重量%のNiを含有するFe−Ni合金
を500kg高周波誘導溶解炉で溶製し、表2に示すよ
うにMn,Si及び酸可溶Alをそれぞれ変化させた4
00kgの鋳塊を得た。
を500kg高周波誘導溶解炉で溶製し、表2に示すよ
うにMn,Si及び酸可溶Alをそれぞれ変化させた4
00kgの鋳塊を得た。
【表2】
【0011】得られた鋳塊を1200℃で加熱し、抽出
後に熱間圧延を行った。熱延板から試験片を切り出し、
介在物の形態を調査した。更に熱延板を冷間圧延し、得
られた板厚0.1mmの冷延板の表面疵を調査した。こ
れらの調査結果を、表2に併せて示す。表2から明らか
なように、本発明に従って溶製したヒートNo.ANC
1〜6のFe−Ni系合金では、熱延板の介在物が全て
A系になっており、また冷延板に表面疵が検出されなか
った。他方、比較例のヒートNo.BNC1〜6では、
熱延板の介在物が変形しない球形介在物やB系,C系に
なっており、各ヒートとも介在物に起因する線状の表面
疵が冷延板に発生していた。
後に熱間圧延を行った。熱延板から試験片を切り出し、
介在物の形態を調査した。更に熱延板を冷間圧延し、得
られた板厚0.1mmの冷延板の表面疵を調査した。こ
れらの調査結果を、表2に併せて示す。表2から明らか
なように、本発明に従って溶製したヒートNo.ANC
1〜6のFe−Ni系合金では、熱延板の介在物が全て
A系になっており、また冷延板に表面疵が検出されなか
った。他方、比較例のヒートNo.BNC1〜6では、
熱延板の介在物が変形しない球形介在物やB系,C系に
なっており、各ヒートとも介在物に起因する線状の表面
疵が冷延板に発生していた。
【0012】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Mn,Si及びAlの含有量を規制し、非金属介在
物を塑性変形能をもつMnO−SiO2−Al2O3系に
変えることによって、熱延時に割れ発生がなく、しかも
表面疵のない冷延板が得られる。得られた冷延板は、F
e−Ni合金の特性を活かした各種機能材料として使用
することができる。
は、Mn,Si及びAlの含有量を規制し、非金属介在
物を塑性変形能をもつMnO−SiO2−Al2O3系に
変えることによって、熱延時に割れ発生がなく、しかも
表面疵のない冷延板が得られる。得られた冷延板は、F
e−Ni合金の特性を活かした各種機能材料として使用
することができる。
【図1】 MnO−SiO2−Al2O3系三元状態図
【図2】 Si含有量が0.01重量%のときMn含有
量及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
量及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
【図3】 Si含有量が0.05重量%のときMn含有
量及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
量及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
【図4】 Si含有量が0.2重量%のときMn含有量
及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
【図5】 Si含有量が0.3重量%のときMn含有量
及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
及び酸可溶Al含有量が介在物に与える影響
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C22C 38/00 302 C21D 8/02 C22C 38/08
Claims (2)
- 【請求項1】 Ni:30〜50重量%、Mn:0.1
重量%以上0.3重量%未満、Si:0.05〜0.2
重量%、酸可溶Al:0.001〜0.003重量%を
含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有
し、含まれる介在物が20〜35重量%のMnO,45
〜55重量%のSiO 2 及び20〜30重量%のAl 2 O
3 の組成をもつ、MnO−SiO 2 −Al 2 O 3 系であるこ
とを特徴とする表面性状に優れたFe−Ni合金板。 - 【請求項2】 請求項1に記載の組成を有するFe−N
i合金の鋳塊又は鋳片に抽出温度1180〜1250℃
の均熱処理を施した後、鍛造,分塊,圧延加工を施すこ
とを特徴とする表面性状に優れたFe−Ni合金板の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21821092A JP3251653B2 (ja) | 1992-07-24 | 1992-07-24 | 表面性状に優れたFe−Ni合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21821092A JP3251653B2 (ja) | 1992-07-24 | 1992-07-24 | 表面性状に優れたFe−Ni合金板及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0641687A JPH0641687A (ja) | 1994-02-15 |
JP3251653B2 true JP3251653B2 (ja) | 2002-01-28 |
Family
ID=16716350
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP21821092A Expired - Fee Related JP3251653B2 (ja) | 1992-07-24 | 1992-07-24 | 表面性状に優れたFe−Ni合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3251653B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3422773B2 (ja) * | 2000-04-21 | 2003-06-30 | 日本冶金工業株式会社 | Fe−Ni合金の精錬方法 |
JP3422772B2 (ja) * | 2000-04-21 | 2003-06-30 | 日本冶金工業株式会社 | Fe−Ni合金冷延板 |
DE60143908D1 (de) * | 2000-11-21 | 2011-03-03 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Eisen-nickel-legierung für schattenmasken mit hervorragender eignung für das ätzen |
JP3626445B2 (ja) * | 2001-10-02 | 2005-03-09 | 日本冶金工業株式会社 | 表面性状およびエッチング加工性に優れた低熱膨張高剛性シャドウマスク用Fe−Ni系合金およびその製造方法 |
JP5132177B2 (ja) * | 2007-03-30 | 2013-01-30 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 極低Si、極低C、極低Sの高Ni−Fe合金鋼の製造方法 |
-
1992
- 1992-07-24 JP JP21821092A patent/JP3251653B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0641687A (ja) | 1994-02-15 |
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