JP3422772B2 - Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板 - Google Patents
Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板Info
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- JP3422772B2 JP3422772B2 JP2000400659A JP2000400659A JP3422772B2 JP 3422772 B2 JP3422772 B2 JP 3422772B2 JP 2000400659 A JP2000400659 A JP 2000400659A JP 2000400659 A JP2000400659 A JP 2000400659A JP 3422772 B2 JP3422772 B2 JP 3422772B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電子部品材料とし
て多用されるＦｅ−Ｎｉ合金冷延板に係り、特に、エッ
チング性および表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
に関する。
て多用されるＦｅ−Ｎｉ合金冷延板に係り、特に、エッ
チング性および表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｎｉを２０〜５０ｗｔ％含有するＦｅ−
Ｎｉ合金は、その特性から電子部品材料に多く用いられ
ている。例えば、Ｎｉを３６ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ
合金は、熱膨張率がきわめて低いことから、シャドウマ
スク材やバイメタル材に用いられている。また、Ｎｉを
４２ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ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Ｆｅ−Ｎｉ合金
は、数百μｍ以下の冷延板に圧延され、エッチングが施
されて製品化される。
Ｎｉ合金は、その特性から電子部品材料に多く用いられ
ている。例えば、Ｎｉを３６ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ
合金は、熱膨張率がきわめて低いことから、シャドウマ
スク材やバイメタル材に用いられている。また、Ｎｉを
４２ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ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Ｆｅ−Ｎｉ合金
は、数百μｍ以下の冷延板に圧延され、エッチングが施
されて製品化される。
【０００３】ところで、このようなＦｅ−Ｎｉ合金冷延
板の溶製時には、通常、脱酸剤としてＡｌが添加されて
いたが、このＡｌによって冷延板にはＡｌ２Ｏ３系の非
金属介在物が存在していた。そして、このＡｌ２Ｏ３系
の非金属介在物がクラスター化して硬質なものになる
と、表面のすじ状の欠陥や、エッチング孔の不均一ある
いは乱れといった不具合を招いていた。Ａｌの添加量が
微量であってもＡｌ２Ｏ ３系の非金属介在物は生成しや
すく、しかもそ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、表面性状やエッチング性を向上させる
ためには、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、タンディッシュあるいはモー
ルド内で浮上した非金属介在物を除去することは困難で
あることが知られている。
板の溶製時には、通常、脱酸剤としてＡｌが添加されて
いたが、このＡｌによって冷延板にはＡｌ２Ｏ３系の非
金属介在物が存在していた。そして、このＡｌ２Ｏ３系
の非金属介在物がクラスター化して硬質なものになる
と、表面のすじ状の欠陥や、エッチング孔の不均一ある
いは乱れといった不具合を招いていた。Ａｌの添加量が
微量であってもＡｌ２Ｏ ３系の非金属介在物は生成しや
すく、しかもそ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、表面性状やエッチング性を向上させる
ためには、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、タンディッシュあるいはモー
ルド内で浮上した非金属介在物を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、この問題の解決策として、次の技
術が公知である。まず、特開平６−４１６８７号公報で
は、Ｍｎ：０．１〜０．４ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
０．２ｗｔ％、酸可溶性Ａｌ：０．００１〜０．００３
ｗｔ％に規定して非金属介在物の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ
２−Ａｌ２Ｏ３系に制御している。また、特開平８−２
２５８８１号公報では、Ａｌ：０．００３ｗｔ％以下
で、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して
いる。
術が公知である。まず、特開平６−４１６８７号公報で
は、Ｍｎ：０．１〜０．４ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
０．２ｗｔ％、酸可溶性Ａｌ：０．００１〜０．００３
ｗｔ％に規定して非金属介在物の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ
２−Ａｌ２Ｏ３系に制御している。また、特開平８−２
２５８８１号公報では、Ａｌ：０．００３ｗｔ％以下
で、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して
いる。
【０００５】また、特開平９−８７８１３号公報では、
Ｓｉ：０．０２〜０．３ｗｔ％、Ａｌ：０．００３ｗｔ
％に規定する一方、溶湯との接触部分がＣｒ２Ｏ３の含
有量２ｗｔ％以下の耐火物でライニングされ、かつ、前
チャージでＡｌの含有量が０．０１０ｗｔ％以下の溶鋼
の精錬に使用された容器によって溶製することにより、
非金属介在物のＣｒ２Ｏ３の含有量を５ｗｔ％以下、Ａ
ｌ２Ｏ３の含有量を４０ｗｔ％以下に規定している。さ
らに、特開平９−１２５２１０号公報では、精錬工程に
おいて生成するスラグの組成の（％ＣａＯ）／（％Ｓｉ
Ｏ２）を、重量比で２．５〜３．９に制御している。上
記いずれの公報にあっても、表面傷等の欠陥が生じない
表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板が得られるとさ
れている。
Ｓｉ：０．０２〜０．３ｗｔ％、Ａｌ：０．００３ｗｔ
％に規定する一方、溶湯との接触部分がＣｒ２Ｏ３の含
有量２ｗｔ％以下の耐火物でライニングされ、かつ、前
チャージでＡｌの含有量が０．０１０ｗｔ％以下の溶鋼
の精錬に使用された容器によって溶製することにより、
非金属介在物のＣｒ２Ｏ３の含有量を５ｗｔ％以下、Ａ
ｌ２Ｏ３の含有量を４０ｗｔ％以下に規定している。さ
らに、特開平９−１２５２１０号公報では、精錬工程に
おいて生成するスラグの組成の（％ＣａＯ）／（％Ｓｉ
Ｏ２）を、重量比で２．５〜３．９に制御している。上
記いずれの公報にあっても、表面傷等の欠陥が生じない
表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板が得られるとさ
れている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ところが、上記の各従
来技術では、合金および非金属介在物の組成についての
規定はなされているものの、その量や分布についての規
定はなされていない。表面傷の発生状況やエッチングの
特性は、非金属介在物の組成のみならず、量や分布にも
大きく左右され、例えば、量が多かったり密度が高かっ
たりすれば表面性状に悪影響を及ぼす。また、非金属介
在物の組成、量あるいは分布は、精錬方法、とりわけ脱
酸時に用いる脱酸剤や生成するスラグの組成に大きく影
響されるが、これらのファクターに関する規定も、上記
各公報では規定されていない。脱酸時にスラグ組成が適
正に制御されていないと、Ａｌ２Ｏ３（アルミナ）やＭ
ｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）等の非金属介在物がクラ
スター化し、表面に欠陥が生じたりエッチング性が阻害
されたりする不具合を招く。
来技術では、合金および非金属介在物の組成についての
規定はなされているものの、その量や分布についての規
定はなされていない。表面傷の発生状況やエッチングの
特性は、非金属介在物の組成のみならず、量や分布にも
大きく左右され、例えば、量が多かったり密度が高かっ
たりすれば表面性状に悪影響を及ぼす。また、非金属介
在物の組成、量あるいは分布は、精錬方法、とりわけ脱
酸時に用いる脱酸剤や生成するスラグの組成に大きく影
響されるが、これらのファクターに関する規定も、上記
各公報では規定されていない。脱酸時にスラグ組成が適
正に制御されていないと、Ａｌ２Ｏ３（アルミナ）やＭ
ｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）等の非金属介在物がクラ
スター化し、表面に欠陥が生じたりエッチング性が阻害
されたりする不具合を招く。
【０００７】よって本発明は、エッチング性および表面
性状のより優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を提供すること
を目的としている。
性状のより優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を提供すること
を目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、圧延時や
成形時に表面傷が生じたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板の傷部分
を詳細に調査することにより、表面傷の原因はクラスタ
ー状のＡｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３系の非金属
介在物であることを見い出した。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いことに加え硬質
であるため、傷や割れの基点となっていた。また、クラ
スター化していない単独の非金属介在物でも、長さが１
０μｍを超える硬質な非金属介在物は、パンチング加工
やエッチング加工時に欠陥の原因となっていた。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の組
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系で、かつ、Ｍ
ｎＯが５〜５０ｗｔ％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、
Ａｌ２Ｏ３が５〜３０ｗｔ％であり、さらに、その中に
含有される不可避的不純物であるＣａＯおよびＭｇＯが
合計で３０ｗｔ％以下のシリケート系非金属介在物であ
る場合に、その非金属介在物はクラスター化しにくく表
面傷の発生原因になりにくいことを見い出した。また、
そのような非金属介在物は、熱間および冷間圧延で微細
に分断され、清浄性に優れることも判った。
成形時に表面傷が生じたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板の傷部分
を詳細に調査することにより、表面傷の原因はクラスタ
ー状のＡｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３系の非金属
介在物であることを見い出した。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いことに加え硬質
であるため、傷や割れの基点となっていた。また、クラ
スター化していない単独の非金属介在物でも、長さが１
０μｍを超える硬質な非金属介在物は、パンチング加工
やエッチング加工時に欠陥の原因となっていた。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の組
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系で、かつ、Ｍ
ｎＯが５〜５０ｗｔ％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、
Ａｌ２Ｏ３が５〜３０ｗｔ％であり、さらに、その中に
含有される不可避的不純物であるＣａＯおよびＭｇＯが
合計で３０ｗｔ％以下のシリケート系非金属介在物であ
る場合に、その非金属介在物はクラスター化しにくく表
面傷の発生原因になりにくいことを見い出した。また、
そのような非金属介在物は、熱間および冷間圧延で微細
に分断され、清浄性に優れることも判った。
【０００９】よって本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は上
記知見になされたものであり、Ｓｉ：０．０１〜０．０
３ｗｔ％、Ｍｎ：０．００１〜０．６０ｗｔ％、Ｎｉ：
２０〜５０ｗｔ％、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０ｗ
ｔ％、残部はＦｅおよびＣ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ等の不可避的
不純物からなり、非金属介在物の組成が基本的にＭｎＯ
−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０
ｗｔ％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３が５
〜３０ｗｔ％であり、さらに、その他の不可避的不純物
として含まれるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０ｗｔ％
以下であることを特徴としている。さらに本発明は、必
要に応じてＮｂ：０．００１〜２．０ｗｔ％、Ｃｏ：１
〜８ｗｔ％を含有することを特徴としている。
記知見になされたものであり、Ｓｉ：０．０１〜０．０
３ｗｔ％、Ｍｎ：０．００１〜０．６０ｗｔ％、Ｎｉ：
２０〜５０ｗｔ％、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０ｗ
ｔ％、残部はＦｅおよびＣ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ等の不可避的
不純物からなり、非金属介在物の組成が基本的にＭｎＯ
−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０
ｗｔ％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３が５
〜３０ｗｔ％であり、さらに、その他の不可避的不純物
として含まれるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０ｗｔ％
以下であることを特徴としている。さらに本発明は、必
要に応じてＮｂ：０．００１〜２．０ｗｔ％、Ｃｏ：１
〜８ｗｔ％を含有することを特徴としている。
【００１０】以下、上記数値限定の根拠を本発明の作用
とともに説明する。（１）基本元素 Ｓｉ：０．０１〜０．０３ｗｔ％ Ｓｉは熱膨張率を上げる元素であり、０．３０ｗｔ％を
超えると熱膨張率が大きくなり過ぎて電子部品材料とし
て適当でない。また、０．００１ｗｔ％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０．００１〜０．３０ｗｔ％が良いが、この範囲
では、好ましくは０．００５〜０．０５ｗｔ％であり、
より好ましくは０．０１〜０．０３ｗｔ％である。
とともに説明する。（１）基本元素 Ｓｉ：０．０１〜０．０３ｗｔ％ Ｓｉは熱膨張率を上げる元素であり、０．３０ｗｔ％を
超えると熱膨張率が大きくなり過ぎて電子部品材料とし
て適当でない。また、０．００１ｗｔ％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０．００１〜０．３０ｗｔ％が良いが、この範囲
では、好ましくは０．００５〜０．０５ｗｔ％であり、
より好ましくは０．０１〜０．０３ｗｔ％である。
【００１１】Ｍｎ：０．００１〜０．６０ｗｔ％
Ｍｎは熱膨張率を上げる元素であり、できるだけ低濃度
であることが望まれるものの、精錬時において０．００
１ｗｔ％未満まで濃度を下げるには時間がかかり過ぎ、
コスト面で適切ではない。そこで、熱膨張率に与える影
響を考慮し、Ｍｎの含有量を０．００１〜０．６０ｗｔ
％と定めた。この範囲では、好ましくは０．００１〜
０．０５ｗｔ％である。
であることが望まれるものの、精錬時において０．００
１ｗｔ％未満まで濃度を下げるには時間がかかり過ぎ、
コスト面で適切ではない。そこで、熱膨張率に与える影
響を考慮し、Ｍｎの含有量を０．００１〜０．６０ｗｔ
％と定めた。この範囲では、好ましくは０．００１〜
０．０５ｗｔ％である。
【００１２】Ｎｉ：２０〜５０ｗｔ％
Ｎｉは熱膨張率に大きく影響を及ぼす元素であり、２０
０℃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。２０ｗｔ
％未満または５０ｗｔ％を超えると熱膨張率が大き過
ぎ、用途的にシャドウマスク材やリードフレーム材には
適さない。したがって、Ｎｉの含有量を２０〜５０ｗｔ
％と定めた。
０℃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。２０ｗｔ
％未満または５０ｗｔ％を超えると熱膨張率が大き過
ぎ、用途的にシャドウマスク材やリードフレーム材には
適さない。したがって、Ｎｉの含有量を２０〜５０ｗｔ
％と定めた。
【００１３】Ａｌ：０．０００１〜０．０２０ｗｔ％
Ａｌは熱膨張率を上げる元素であり、しかも、有害なＡ
ｌ２Ｏ３系の非金属介在物を生成する元素であることか
ら、極力低濃度であることが望まれる。しかしながら、
非金属介在物を低融点のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３
系に制御する上で有用な元素である。これらの観点に加
えて、コストを著しく上げない範囲で原料や副原料を選
択する必要性を考慮した結果、Ａｌの含有量を０．００
０１〜０．０２０ｗｔ％と定めた。この範囲では、好ま
しくは０．０００５〜０．０１５ｗｔ％、より好ましく
は０．０００８〜０．００８ｗｔ％である。
ｌ２Ｏ３系の非金属介在物を生成する元素であることか
ら、極力低濃度であることが望まれる。しかしながら、
非金属介在物を低融点のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３
系に制御する上で有用な元素である。これらの観点に加
えて、コストを著しく上げない範囲で原料や副原料を選
択する必要性を考慮した結果、Ａｌの含有量を０．００
０１〜０．０２０ｗｔ％と定めた。この範囲では、好ま
しくは０．０００５〜０．０１５ｗｔ％、より好ましく
は０．０００８〜０．００８ｗｔ％である。
【００１４】Ｎｂ：０．００１〜２．０ｗｔ％
Ｎｂは、シャドウマスク材等の材料の強度を向上させる
ために有用な元素であり、強度の向上を図りながら熱膨
張率を大きくさせない観点から、含有量を０．００１〜
２．０ｗｔ％の範囲に定めた。
ために有用な元素であり、強度の向上を図りながら熱膨
張率を大きくさせない観点から、含有量を０．００１〜
２．０ｗｔ％の範囲に定めた。
【００１５】Ｃｏ：１〜８ｗｔ％
Ｃｏはシャドウマスク材等の材料の強度を向上させる元
素であるとともに、Ｎｉと最適な含有率で組み合わせる
と、熱膨張率をＮｉを３６ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ合
金よりも小さくすることができる。Ｃｏの含有量が１〜
８ｗｔ％を逸脱すると熱膨張率が大きくなってシャドウ
マスク材等の材料に適さなくなるので、含有量を１〜８
ｗｔ％とした。
素であるとともに、Ｎｉと最適な含有率で組み合わせる
と、熱膨張率をＮｉを３６ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ合
金よりも小さくすることができる。Ｃｏの含有量が１〜
８ｗｔ％を逸脱すると熱膨張率が大きくなってシャドウ
マスク材等の材料に適さなくなるので、含有量を１〜８
ｗｔ％とした。
【００１６】（２）非金属介在物
前述の如く、クラスター化しにくく、かつ、熱間および
冷間圧延で微細に分断されて清浄性の向上が図られる観
点から、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板に含有される非
金属介在物の組成および種類は、基本的にＭｎＯ−Ｓｉ
Ｏ２−Ａｌ２Ｏ ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０ｗｔ
％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３
０ｗｔ％であり、さらに、その中に含有される不可避的
不純物であるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０ｗｔ％以
下のシリケート系非金属介在物であることを特徴として
いる。
冷間圧延で微細に分断されて清浄性の向上が図られる観
点から、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板に含有される非
金属介在物の組成および種類は、基本的にＭｎＯ−Ｓｉ
Ｏ２−Ａｌ２Ｏ ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０ｗｔ
％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３
０ｗｔ％であり、さらに、その中に含有される不可避的
不純物であるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０ｗｔ％以
下のシリケート系非金属介在物であることを特徴として
いる。
【００１７】さて、本発明者らは、上記本発明のＦｅ−
Ｎｉ合金冷延板につき、厚さ０．３ｍｍ以下に圧延した
薄板における圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳ Ｇ０５
５５」による清浄度と、同様の薄板における圧延方向に
垂直な断面（光学顕微鏡で４００倍、６０視野）に存在
する非金属介在物の粒径およびエッチング加工時の不良
品発生の有無を詳細に調査した。その結果、本発明のＦ
ｅ−Ｎｉ合金冷延板は、次に挙げる限定要素を好ましい
態様としている。
Ｎｉ合金冷延板につき、厚さ０．３ｍｍ以下に圧延した
薄板における圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳ Ｇ０５
５５」による清浄度と、同様の薄板における圧延方向に
垂直な断面（光学顕微鏡で４００倍、６０視野）に存在
する非金属介在物の粒径およびエッチング加工時の不良
品発生の有無を詳細に調査した。その結果、本発明のＦ
ｅ−Ｎｉ合金冷延板は、次に挙げる限定要素を好ましい
態様としている。
【００１８】厚さ０．３ｍｍ以下に圧延した薄板におけ
る圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳＧ０５５５」による
清浄度が０．０５を超えると、加工時にエッチング孔の
乱れが生じることが判った。そこで、その清浄度が０．
０５以下であることを好ましい態様とし、０．０２以下
であればより好ましいものとする。
る圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳＧ０５５５」による
清浄度が０．０５を超えると、加工時にエッチング孔の
乱れが生じることが判った。そこで、その清浄度が０．
０５以下であることを好ましい態様とし、０．０２以下
であればより好ましいものとする。
【００１９】「ＪＩＳ Ｇ０５５５」で分類されるＡ系
の非金属介在物が存在すると、エッチング性に悪影響を
及ぼすことが判った。したがって、存在する非金属介在
物の全てが、「ＪＩＳ Ｇ０５５５」で分類されたＢ系
およびＣ系に制御されていることを好ましい態様とす
る。
の非金属介在物が存在すると、エッチング性に悪影響を
及ぼすことが判った。したがって、存在する非金属介在
物の全てが、「ＪＩＳ Ｇ０５５５」で分類されたＢ系
およびＣ系に制御されていることを好ましい態様とす
る。
【００２０】長さ１０μｍを超える非金属介在物の１０
０ｍｍ２の断面に存在する個数が１０個を超えている
と、加工時にエッチング孔の乱れが生じることが判っ
た。したがって、その個数が１０個以下であることを好
ましい態様とし、５個以下であればより好ましいものと
する。
０ｍｍ２の断面に存在する個数が１０個を超えている
と、加工時にエッチング孔の乱れが生じることが判っ
た。したがって、その個数が１０個以下であることを好
ましい態様とし、５個以下であればより好ましいものと
する。
【００２１】Ｂ系の非金属介在物の一連の最大長さが３
００μｍを超えていると、加工時にエッチング孔の乱れ
が生じることが判った。したがって、Ｂ系の非金属介在
物の一連の最大長さが３００μｍ以下であることを好ま
しい態様とし、１５０μｍ以下であればより好ましいも
のとする。
００μｍを超えていると、加工時にエッチング孔の乱れ
が生じることが判った。したがって、Ｂ系の非金属介在
物の一連の最大長さが３００μｍ以下であることを好ま
しい態様とし、１５０μｍ以下であればより好ましいも
のとする。
【００２２】次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金の好ましい
精錬方法について説明する。上記の如く基本元素や清浄
度、さらには非金属介在物の組成、種類、大きさ等を規
定した本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する場合に
おいては、特に精錬工程、とりわけ脱酸工程で、Ｓｉや
Ａｌの含有量、スラグの塩基度および不純物成分に配慮
して精錬する必要がある。本発明者らが脱酸工程に関し
種々の実験を行って検討したところ、まず、Ａｌを脱酸
剤として用いた場合には、スピネルやアルミナ系介在物
が生成されることが判った。そして、これらはクラスタ
ー化して表面欠陥を招いたりエッチング性を阻害したり
することが判明した。
精錬方法について説明する。上記の如く基本元素や清浄
度、さらには非金属介在物の組成、種類、大きさ等を規
定した本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する場合に
おいては、特に精錬工程、とりわけ脱酸工程で、Ｓｉや
Ａｌの含有量、スラグの塩基度および不純物成分に配慮
して精錬する必要がある。本発明者らが脱酸工程に関し
種々の実験を行って検討したところ、まず、Ａｌを脱酸
剤として用いた場合には、スピネルやアルミナ系介在物
が生成されることが判った。そして、これらはクラスタ
ー化して表面欠陥を招いたりエッチング性を阻害したり
することが判明した。
【００２３】この問題点を根本的に解決するには、脱酸
剤としてＳｉまたはＳｉ合金鉄を用いることが有効であ
る。ただし、Ｓｉ系の脱酸剤によって生成するスラグの
塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２の濃度比）やＭｇＯ、Ａｌ２
Ｏ３等の不純物成分によっては、Ａｌによる脱酸時と同
様にアルミナやスピネル介在物が生成する。そのメカニ
ズムは、次の通りである。まず、以下の反応によってス
ラグ中のＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３が還元される。
剤としてＳｉまたはＳｉ合金鉄を用いることが有効であ
る。ただし、Ｓｉ系の脱酸剤によって生成するスラグの
塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２の濃度比）やＭｇＯ、Ａｌ２
Ｏ３等の不純物成分によっては、Ａｌによる脱酸時と同
様にアルミナやスピネル介在物が生成する。そのメカニ
ズムは、次の通りである。まず、以下の反応によってス
ラグ中のＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３が還元される。
【００２４】
Ｓｉ＋２（ＭｇＯ）＝（ＳｉＯ２）＋２Ｍｇ …（１）
（Ｓｉがスラグ中のＭｇＯを還元する反応）
３Ｓｉ＋２（Ａｌ２Ｏ３）＝３（ＳｉＯ２）＋４Ａｌ …（２）
（Ｓｉがスラグ中のＡｌ２Ｏ３を還元する反応）
【００２５】還元されたＭｇおよびＡｌは、その濃度の
バランスによって、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを生成
したりＡｌ２Ｏ３アルミナ介在物を生成したりする。こ
の反応に強く関わる因子は、スラグ中の塩基度、ＭｇＯ
濃度、Ａｌ２Ｏ３濃度および溶鋼中のＳｉ濃度である。
以下、これら因子について検証する。
バランスによって、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを生成
したりＡｌ２Ｏ３アルミナ介在物を生成したりする。こ
の反応に強く関わる因子は、スラグ中の塩基度、ＭｇＯ
濃度、Ａｌ２Ｏ３濃度および溶鋼中のＳｉ濃度である。
以下、これら因子について検証する。
【００２６】まず、スラグ中のＭｇＯの量が多いと、上
記（１）式が右に進み、スピネルが生成しやすくなる。
ＭｇＯは、例えば、ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburiza
tion）炉、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）
炉あるいは取鍋等の内張り煉瓦として用いられるＭｇＯ
系ドロマイト（ＭｇＯ−ＣａＯ）から、溶損によって混
入する。また、ＭｇＯは、場合によっては溶損防止の目
的で積極的に添加される。そこで、精錬温度が必要以上
に上がらないようにするために、ＭｇＯ濃度を２０ｗｔ
％以下に制御することが好ましかった。
記（１）式が右に進み、スピネルが生成しやすくなる。
ＭｇＯは、例えば、ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburiza
tion）炉、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）
炉あるいは取鍋等の内張り煉瓦として用いられるＭｇＯ
系ドロマイト（ＭｇＯ−ＣａＯ）から、溶損によって混
入する。また、ＭｇＯは、場合によっては溶損防止の目
的で積極的に添加される。そこで、精錬温度が必要以上
に上がらないようにするために、ＭｇＯ濃度を２０ｗｔ
％以下に制御することが好ましかった。
【００２７】次に、スラグ中のＡｌ２Ｏ３は、石灰石、
蛍石あるいは珪砂といったフラックスに微量含まれてい
ること、そして、脱酸剤として用いるＳｉもしくはＳｉ
合金鉄にＡｌとして含まれるものが酸化して混入するこ
とが判った。そこで、スラグ中のＡｌ２Ｏ３濃度を１５
ｗｔ％以下に制御すれば、Ａｌの混入量を有効に下げる
ことができることが判った。なお、フラックスやＳｉも
しくはＳｉ合金鉄を添加するにあたっては、コストを著
しく上げない範囲で高純度のものを選択することが好ま
しい。
蛍石あるいは珪砂といったフラックスに微量含まれてい
ること、そして、脱酸剤として用いるＳｉもしくはＳｉ
合金鉄にＡｌとして含まれるものが酸化して混入するこ
とが判った。そこで、スラグ中のＡｌ２Ｏ３濃度を１５
ｗｔ％以下に制御すれば、Ａｌの混入量を有効に下げる
ことができることが判った。なお、フラックスやＳｉも
しくはＳｉ合金鉄を添加するにあたっては、コストを著
しく上げない範囲で高純度のものを選択することが好ま
しい。
【００２８】次に、本発明者らは、スラグの塩基度とＳ
ｉ濃度の相関関係を調べたところ、図１に示すａ，ｂ，
ｃ，ｄで囲まれる範囲にスラグの塩基度とＳｉ濃度を制
御すれば、非金属介在物の生成が抑えられるとともに清
浄度が向上した高品質のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を得られ
ることを見い出した。まず、Ｓｉに関しては、前述した
ようにＳｉ濃度が高いほど熱膨張率はそれにつれて大き
くなる。また、スラグの塩基度が高いとアルミナやスピ
ネル介在物の生成率が高くなる一方、塩基度が低いと清
浄度が低下する。ここで、Ｓｉは、前述したように熱膨
張率の観点から０．００１〜０．３０ｗｔ％が適切であ
る。また、塩基度が１．２未満の場合には、Ｓｉ濃度に
関わらず、「ＪＩＳ Ｇ０５５５」による清浄度を０．
０５以下とすることができなかった。また、スラグの塩
基度が図１のａ（Ｓｉ濃度：０．００１，塩基度５），
ｂ（Ｓｉ濃度：０．３，塩基度３）の２点を結ぶ直線よ
りも高い範囲ではスラグ中のＳｉＯ２の活量が下がり、
上記（１）式および（２）式がともに右に進行してアル
ミナやスピネル介在物が生成することが判った。
ｉ濃度の相関関係を調べたところ、図１に示すａ，ｂ，
ｃ，ｄで囲まれる範囲にスラグの塩基度とＳｉ濃度を制
御すれば、非金属介在物の生成が抑えられるとともに清
浄度が向上した高品質のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を得られ
ることを見い出した。まず、Ｓｉに関しては、前述した
ようにＳｉ濃度が高いほど熱膨張率はそれにつれて大き
くなる。また、スラグの塩基度が高いとアルミナやスピ
ネル介在物の生成率が高くなる一方、塩基度が低いと清
浄度が低下する。ここで、Ｓｉは、前述したように熱膨
張率の観点から０．００１〜０．３０ｗｔ％が適切であ
る。また、塩基度が１．２未満の場合には、Ｓｉ濃度に
関わらず、「ＪＩＳ Ｇ０５５５」による清浄度を０．
０５以下とすることができなかった。また、スラグの塩
基度が図１のａ（Ｓｉ濃度：０．００１，塩基度５），
ｂ（Ｓｉ濃度：０．３，塩基度３）の２点を結ぶ直線よ
りも高い範囲ではスラグ中のＳｉＯ２の活量が下がり、
上記（１）式および（２）式がともに右に進行してアル
ミナやスピネル介在物が生成することが判った。
【００２９】以上の結果から、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金
を得るための精錬方法は、溶解した原料の酸化精錬後、
ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添加する脱酸工程において、生
成するスラグの塩基度（Ｃ／Ｓ）とＳｉ濃度を、図１の
ａ，ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲に制御することを特徴と
している。そして、本方法においては、スラグ中のＡｌ
２Ｏ３濃度を１５ｗｔ％以下、かつ、ＭｇＯ濃度を２０
ｗｔ％以下に制御することを好ましい態様とする。
を得るための精錬方法は、溶解した原料の酸化精錬後、
ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添加する脱酸工程において、生
成するスラグの塩基度（Ｃ／Ｓ）とＳｉ濃度を、図１の
ａ，ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲に制御することを特徴と
している。そして、本方法においては、スラグ中のＡｌ
２Ｏ３濃度を１５ｗｔ％以下、かつ、ＭｇＯ濃度を２０
ｗｔ％以下に制御することを好ましい態様とする。
【００３０】上記精錬方法を実施するにあたって用いら
れる原料は、例えば、精錬時に発生するスクラップにＮ
ｉ等の他の元素を適宜に添加したものが適用され、この
原料は、通常の電気炉等で溶解される。酸化精錬工程で
は、前述のＡＯＤとＶＯＤの両方か、またはいずれか一
方の工程により、脱炭、脱りん、脱クロム等が行われ
る。その後の脱酸工程では、ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添
加する前に、フラックスとして石灰石、蛍石、珪砂等を
添加することが好ましい。
れる原料は、例えば、精錬時に発生するスクラップにＮ
ｉ等の他の元素を適宜に添加したものが適用され、この
原料は、通常の電気炉等で溶解される。酸化精錬工程で
は、前述のＡＯＤとＶＯＤの両方か、またはいずれか一
方の工程により、脱炭、脱りん、脱クロム等が行われ
る。その後の脱酸工程では、ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添
加する前に、フラックスとして石灰石、蛍石、珪砂等を
添加することが好ましい。
【００３１】ここで、Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する
にあたって冷延板の素材となる鋼塊の製造工程を説明す
る。鋼塊の製造工程は、主に表１（ａ），（ｂ），
（ｃ）に示すように、ＡＯＤ工程、ＶＯＤ工程およびＡ
ＯＤ→ＶＯＤ工程の３通りに分けられる。
にあたって冷延板の素材となる鋼塊の製造工程を説明す
る。鋼塊の製造工程は、主に表１（ａ），（ｂ），
（ｃ）に示すように、ＡＯＤ工程、ＶＯＤ工程およびＡ
ＯＤ→ＶＯＤ工程の３通りに分けられる。
【００３２】
【表１】
【００３３】表１（ａ）に示すＡＯＤ工程は、原料を電
気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＡＯＤで脱
炭、除滓した後、フラックス添加、仕上げ脱酸、成分調
整を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微
調整を行い、次いで、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造
塊で溶鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＡＯＤで脱
炭、除滓した後、フラックス添加、仕上げ脱酸、成分調
整を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微
調整を行い、次いで、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造
塊で溶鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
【００３４】表１（ｂ）に示すＶＯＤ工程は、原料を電
気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＶＯＤで脱炭
後、フラックス添加、仕上げ脱酸、ガス成分除去を行
う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を
行い、次いで、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶
鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＶＯＤで脱炭
後、フラックス添加、仕上げ脱酸、ガス成分除去を行
う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を
行い、次いで、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶
鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
【００３５】表１（ｃ）に示すＡＯＤ→ＶＯＤ工程は、
原料を電気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＡＯ
Ｄで脱炭、除滓した後、フラックス添加、仕上げ脱酸、
成分調整を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温
度の微調整を行い、次いで、ＶＯＤでガス成分除去を行
う。この後、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶鋼
を鋳造し、鋼塊を得る。
原料を電気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＡＯ
Ｄで脱炭、除滓した後、フラックス添加、仕上げ脱酸、
成分調整を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温
度の微調整を行い、次いで、ＶＯＤでガス成分除去を行
う。この後、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶鋼
を鋳造し、鋼塊を得る。
【００３６】
【実施例】次に、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２に示す金属組成を有する実施例１〜９（本発明例は
実施例１，５，９）のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板（実施例８
はＦｅ−３６ｗｔ％Ｎｉ−０．２ｗｔ％Ｎｂ合金、Ｆｅ
−３２ｗｔ％Ｎｉ−５ｗｔ％Ｃｏ合金）と、本発明から
逸脱する比較例１〜９のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板とを、以
下のようにして製造した。これら冷延板は、実施例９以
外はＦｅ−３６ｗｔ％を基本組成とし、残部は不可避的
不純物である。
明らかにする。（１）冷延板の製造 表２に示す金属組成を有する実施例１〜９（本発明例は
実施例１，５，９）のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板（実施例８
はＦｅ−３６ｗｔ％Ｎｉ−０．２ｗｔ％Ｎｂ合金、Ｆｅ
−３２ｗｔ％Ｎｉ−５ｗｔ％Ｃｏ合金）と、本発明から
逸脱する比較例１〜９のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板とを、以
下のようにして製造した。これら冷延板は、実施例９以
外はＦｅ−３６ｗｔ％を基本組成とし、残部は不可避的
不純物である。
【００３７】
【表２】
【００３８】精錬時に発生するスクラップやＮｉ等から
なる原料６０ｔを電気炉で溶解しながら、Ｆｅ−３６ｗ
ｔ％の組成に調整し、次いでこの溶鋼を、上記３種類の
工程（ＡＯＤ工程、ＶＯＤ工程、ＡＯＤ→ＶＯＤ工程）
のうちのいずれかの工程により酸化精錬（脱炭、脱り
ん、脱クロム等）を行った。続いて、ＡＯＤあるいはＶ
ＯＤにおいて、酸化期のスラグを除去し、石灰石、蛍石
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。この後、普通造塊の
場合は鍛造工程をはさんでから、鋳塊に熱間圧延を経て
冷間圧延を施し、０．２５ｍｍ厚のＦｅ−Ｎｉ合金の薄
板（冷延板）を得た。なお、表２には、精錬工程の種別
を併記している。
なる原料６０ｔを電気炉で溶解しながら、Ｆｅ−３６ｗ
ｔ％の組成に調整し、次いでこの溶鋼を、上記３種類の
工程（ＡＯＤ工程、ＶＯＤ工程、ＡＯＤ→ＶＯＤ工程）
のうちのいずれかの工程により酸化精錬（脱炭、脱り
ん、脱クロム等）を行った。続いて、ＡＯＤあるいはＶ
ＯＤにおいて、酸化期のスラグを除去し、石灰石、蛍石
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。この後、普通造塊の
場合は鍛造工程をはさんでから、鋳塊に熱間圧延を経て
冷間圧延を施し、０．２５ｍｍ厚のＦｅ−Ｎｉ合金の薄
板（冷延板）を得た。なお、表２には、精錬工程の種別
を併記している。
【００３９】（２）調査および評価
実施例１〜９および比較例１〜９の冷延板につき、以下
の調査および評価を行った。それらの結果を、表３に示
す。
の調査および評価を行った。それらの結果を、表３に示
す。
【表３】
【００４０】Ａ．非金属介在物の組成
ＥＤＳ（エネルギー分散型分光分析装置）により、１０
箇所ずつ定量分析して非金属介在物の組成を調査した。
箇所ずつ定量分析して非金属介在物の組成を調査した。
【００４１】Ｂ．清浄度
「ＪＩＳ Ｇ０５５５」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
測定した。
て圧延方向に平行な断面を４００倍／６０視野の条件で
測定した。
【００４２】Ｃ．非金属介在物の個数
光学顕微鏡によって、１００ｍｍ２の断面に長さ１０μ
ｍを超える非金属介在物がいくつ存在するかを数えた。
光学顕微鏡の倍数は４００倍、断面は圧延方向に平行な
断面とした。
ｍを超える非金属介在物がいくつ存在するかを数えた。
光学顕微鏡の倍数は４００倍、断面は圧延方向に平行な
断面とした。
【００４３】Ｄ．非金属介在物の最大長さ
光学顕微鏡によって、一連のＢ系の非金属介在物の最大
長さを測定した。光学顕微鏡の倍数は４００倍、断面は
圧延方向に平行な断面とした。
長さを測定した。光学顕微鏡の倍数は４００倍、断面は
圧延方向に平行な断面とした。
【００４４】Ｅ．スラグの塩基度および組成
蛍光Ｘ線分析装置により、精錬時に生成したスラグの組
成を調べるとともに、そのスラグの塩基度を求めた。な
お、図１で○は各実施例を、また、×は各比較例を示し
ている。
成を調べるとともに、そのスラグの塩基度を求めた。な
お、図１で○は各実施例を、また、×は各比較例を示し
ている。
【００４５】Ｆ．表面欠陥数
表面の任意の２０ｍ２部分に傷等の表面欠陥がいくつ存
在するかを目視で観察した。
在するかを目視で観察した。
【００４６】Ｇ．エッチング性
エッチングを施した後の表面に形成されるエッチング孔
の乱れを、真円度により評価した。真円度に優れる場合
を○、真円度に劣る場合を×と評価した。
の乱れを、真円度により評価した。真円度に優れる場合
を○、真円度に劣る場合を×と評価した。
【００４７】表３から明らかなように、スラグ中のＭｇ
Ｏ濃度が２０ｗｔ％以下、Ａｌ２Ｏ ３濃度が１５ｗｔ％
以下で、なおかつスラグ塩基度とＳｉ濃度が図１のａ，
ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲にあり、さらにＡｌ濃度が
０．０００１〜０．０２ｗｔ％の各実施例の場合、いず
れも非金属介在物はシリケート系に制御され、表面欠陥
がなくエッチング性に優れた冷延板であった。
Ｏ濃度が２０ｗｔ％以下、Ａｌ２Ｏ ３濃度が１５ｗｔ％
以下で、なおかつスラグ塩基度とＳｉ濃度が図１のａ，
ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲にあり、さらにＡｌ濃度が
０．０００１〜０．０２ｗｔ％の各実施例の場合、いず
れも非金属介在物はシリケート系に制御され、表面欠陥
がなくエッチング性に優れた冷延板であった。
【００４８】これに対し、比較例では、塩基度が高い場
合（比較例２，３，９）にはＳｉによる脱酸でもアルミ
ナやスピネル介在物が生成して表面欠陥を生じ、エッチ
ング性も劣っていた。逆に塩基度が１．２未満と低い場
合（比較例４，６，７）には非金属介在物はシリケート
系であるものの、清浄度が０．０５を超え、さらに非金
属介在物の個数が多くなる。比較例５，８はＡｌによる
脱酸の結果であるが、いずれもスピネル介在物が生成さ
れ、表面欠陥が顕著に生じた。比較例１はＳｉ濃度が
０．３ｗｔ％を超える０．３５ｗｔ％であり、非金属介
在物に関しては問題なかったものの、熱膨張率が品質要
求を満足する範囲を外れており、実用的でなかった。
合（比較例２，３，９）にはＳｉによる脱酸でもアルミ
ナやスピネル介在物が生成して表面欠陥を生じ、エッチ
ング性も劣っていた。逆に塩基度が１．２未満と低い場
合（比較例４，６，７）には非金属介在物はシリケート
系であるものの、清浄度が０．０５を超え、さらに非金
属介在物の個数が多くなる。比較例５，８はＡｌによる
脱酸の結果であるが、いずれもスピネル介在物が生成さ
れ、表面欠陥が顕著に生じた。比較例１はＳｉ濃度が
０．３ｗｔ％を超える０．３５ｗｔ％であり、非金属介
在物に関しては問題なかったものの、熱膨張率が品質要
求を満足する範囲を外れており、実用的でなかった。
【００４９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＦｅ−Ｎ
ｉ合金冷延板によれば、含有元素および非金属介在物の
組成が適宜に規定されることから、優れたエッチング性
および表面性状を示す。
ｉ合金冷延板によれば、含有元素および非金属介在物の
組成が適宜に規定されることから、優れたエッチング性
および表面性状を示す。
【図１】 スラグの塩基度とＳｉ濃度の相関関係を示す
図である。
図である。
フロントページの続き
(72)発明者 田中 秀毅
神奈川県川崎市川崎区小島町４番２号
日本冶金工業株式会社 川崎製造所内
(56)参考文献 特開 平11−315354（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−41687（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−161936（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−59861（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−269609（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−207415（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−118963（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−231844（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−179849（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．０１〜０．０３ｗｔ％、Ｍ
ｎ：０．００１〜０．６０ｗｔ％、Ｎｉ：２０〜５０ｗ
ｔ％、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０ｗｔ％、残部は
ＦｅおよびＣ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ等の不可避的不純物からな
り、 非金属介在物の組成が基本的にＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ
２Ｏ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０ｗｔ％、ＳｉＯ２
が３０〜６０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３０ｗｔ％であ
り、さらに、その他の不可避的不純物として含まれるＣ
ａＯおよびＭｇＯが合計で３０ｗｔ％以下であり、しか
も、厚さ０．３ｍｍ以下に圧延した薄板における圧延方
向に平行な断面の「ＪＩＳ Ｇ０５５５」による清浄度
が０．０５以下であることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ合金
冷延板。 - 【請求項２】 Ｎｂ：０．００１〜２．０ｗｔ％を含有
することを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｎｉ合金
冷延板。 - 【請求項３】 Ｃｏ：１〜８ｗｔ％を含有することを特
徴とする請求項１または２に記載のＦｅ−Ｎｉ合金冷延
板。 - 【請求項４】 前記非金属介在物の全てが、「ＪＩＳ
Ｇ０５５５」で分類されたＢ系およびＣ系に制御されて
いることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の
Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板。 - 【請求項５】 長さ１０μｍを超える前記非金属介在物
の１００ｍｍ ２ の断面に存在する個数が１０個以下であ
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のＦ
ｅ−Ｎｉ合金冷延板。 - 【請求項６】 前記Ｂ系の非金属介在物の一連の最大長
さが３００μｍ以下であることを特徴とする請求項４ま
たは５に記載のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板。
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|---|---|---|---|
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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| JP2000121470 | 2000-04-21 | ||
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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|---|---|
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ID=26590586
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
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| JPH09118963A (ja) * | 1996-09-09 | 1997-05-06 | Dainippon Printing Co Ltd | 微細エッチング加工用素材 |
| JPH11269609A (ja) * | 1998-03-20 | 1999-10-05 | Nkk Corp | 電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板 |
| JP3247338B2 (ja) * | 1998-04-30 | 2002-01-15 | 大平洋金属株式会社 | 高Ｎｉ合金とその製造方法 |
-
2000
- 2000-12-28 JP JP2000400659A patent/JP3422772B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JP2002004006A (ja) | 2002-01-09 |
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