JP3422773B2 - Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 - Google Patents
Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法Info
- Publication number
- JP3422773B2 JP3422773B2 JP2000400660A JP2000400660A JP3422773B2 JP 3422773 B2 JP3422773 B2 JP 3422773B2 JP 2000400660 A JP2000400660 A JP 2000400660A JP 2000400660 A JP2000400660 A JP 2000400660A JP 3422773 B2 JP3422773 B2 JP 3422773B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- refining
- less
- metallic inclusions
- slag
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
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、表面
性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造するにあたっ
て好適なＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法に関する。
て多用されるＦｅ−Ｎｉ合金冷延板に係り、特に、表面
性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造するにあたっ
て好適なＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法に関する。
【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。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。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】ところで、非金属介在
物の組成は精錬方法によって大きく影響されるが、上記
の各従来技術では、非金属介在物の組成に多大な影響を
与える脱酸剤については考慮されておらず、場合によっ
てはアルミナ系の非金属介在物が生成されることが十分
に想定される。また、いずれの場合も清浄度についての
言及はなされていない。例えば、酸素吹錬による脱炭
後、Ａｌを添加して脱酸するとＡｌ２Ｏ３が生成してク
ラスター化する。１度生成したＡｌ２Ｏ３は、高融点で
あることから組成が変動することなくクラスター化し、
鋼塊中に存在してしまう。また、Ｓｉ脱酸時において脱
酸剤として用いられるＳｉ合金鉄には、非金属介在物の
組成に影響する不純物であるＡｌ、Ｍｇ、Ｃａが含まれ
ているため、表面性状に悪影響を及ぼす。
物の組成は精錬方法によって大きく影響されるが、上記
の各従来技術では、非金属介在物の組成に多大な影響を
与える脱酸剤については考慮されておらず、場合によっ
てはアルミナ系の非金属介在物が生成されることが十分
に想定される。また、いずれの場合も清浄度についての
言及はなされていない。例えば、酸素吹錬による脱炭
後、Ａｌを添加して脱酸するとＡｌ２Ｏ３が生成してク
ラスター化する。１度生成したＡｌ２Ｏ３は、高融点で
あることから組成が変動することなくクラスター化し、
鋼塊中に存在してしまう。また、Ｓｉ脱酸時において脱
酸剤として用いられるＳｉ合金鉄には、非金属介在物の
組成に影響する不純物であるＡｌ、Ｍｇ、Ｃａが含まれ
ているため、表面性状に悪影響を及ぼす。
【０００７】よって本発明は、表面性状のより優れたＦ
ｅ−Ｎｉ合金冷延板を好適に製造し得る精錬方法を提供
することを目的としている。
ｅ−Ｎｉ合金冷延板を好適に製造し得る精錬方法を提供
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、非金属介在物に含有さ
れるＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％である場合に、低融点
（１３００℃以下）の軟質非金属介在物であるシリケー
ト系非金属介在物が生成され、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、非金属介在物に含有さ
れるＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％である場合に、低融点
（１３００℃以下）の軟質非金属介在物であるシリケー
ト系非金属介在物が生成され、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、Ｃ：０．０２０ｗｔ％以
下、Ｓｉ：０．００５〜０．０３ｗｔ％、Ｍｎ：０．０
０１〜０．６０ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．００６０ｗｔ％、Ｎｉ：２０〜
５０ｗｔ％、Ｃｒ：０．００１〜０．２０ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．０００１〜０．０２ｗｔ％、残部はＦｅおよび
不可避的不純物からなり、非金属介在物に含有されるＳ
ｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％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、Ｃ：０．０２０ｗｔ％以
下、Ｓｉ：０．００５〜０．０３ｗｔ％、Ｍｎ：０．０
０１〜０．６０ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．００６０ｗｔ％、Ｎｉ：２０〜
５０ｗｔ％、Ｃｒ：０．００１〜０．２０ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．０００１〜０．０２ｗｔ％、残部はＦｅおよび
不可避的不純物からなり、非金属介在物に含有されるＳ
ｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％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 Ｃ：０．０２０ｗｔ％以下 Ｃ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。また、０．０２０ｗｔ％を超える
と炭化物が析出してエッチング孔の乱れを生じさせる。
したがって、Ｃの含有量を０．０２０ｗｔ％以下と定め
た。この範囲では、好ましくは０．０１０ｗｔ％であ
る。
とともに説明する。（１）基本元素 Ｃ：０．０２０ｗｔ％以下 Ｃ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。また、０．０２０ｗｔ％を超える
と炭化物が析出してエッチング孔の乱れを生じさせる。
したがって、Ｃの含有量を０．０２０ｗｔ％以下と定め
た。この範囲では、好ましくは０．０１０ｗｔ％であ
る。
【００１１】Ｓｉ：０．００５〜０．０３ｗｔ％
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０．００５〜０．１ｗｔ％、より好ま
しくは０．００５〜０．０３ｗｔ％である。
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０．００５〜０．１ｗｔ％、より好ま
しくは０．００５〜０．０３ｗｔ％である。
【００１２】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０．００５〜
０．３ｗｔ％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０．００５〜
０．３ｗｔ％である。
【００１３】Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下
Ｐはエッチング性を損ねる元素であり、できるだけ低濃
度であることが望まれることから、０．０１０ｗｔ％と
定めた。この範囲では、好ましくは０．００５ｗｔ％以
下である。
度であることが望まれることから、０．０１０ｗｔ％と
定めた。この範囲では、好ましくは０．００５ｗｔ％以
下である。
【００１４】Ｓ：０．０００１〜０．００６０ｗｔ％
Ｓは、０．００６０ｗｔ％を超えると熱間加工性が劣化
して圧延時に耳割れが生じやすくなり、歩留まりが悪化
する。また、０．０００１ｗｔ％未満ではリードフレー
ム材に成形する際の打ち抜き性を阻害する要因となる。
したがって、Ｓの含有量を０．０００１〜０．００６０
ｗｔ％と定めた、この範囲では、０．０００５ｗｔ％
０．００３０ｗｔ％である。
して圧延時に耳割れが生じやすくなり、歩留まりが悪化
する。また、０．０００１ｗｔ％未満ではリードフレー
ム材に成形する際の打ち抜き性を阻害する要因となる。
したがって、Ｓの含有量を０．０００１〜０．００６０
ｗｔ％と定めた、この範囲では、０．０００５ｗｔ％
０．００３０ｗｔ％である。
【００１５】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。
【００１６】Ｃｒ：０．００１〜０．２０ｗｔ％
ＣｒはＭｎと同様であって、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０．００１ｗｔ％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、Ｃｒの含有量を
０．００１〜０．２０ｗｔ％と定めた。この範囲では、
好ましくは０．００５〜０．１０ｗｔ％である。
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０．００１ｗｔ％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、Ｃｒの含有量を
０．００１〜０．２０ｗｔ％と定めた。この範囲では、
好ましくは０．００５〜０．１０ｗｔ％である。
【００１７】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。そこで、Ａｌの含
有量を０．０００１〜０．０２ｗｔ％と定めた。この範
囲では、好ましくは０．０００５〜０．０１ｗｔ％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。そこで、Ａｌの含
有量を０．０００１〜０．０２ｗｔ％と定めた。この範
囲では、好ましくは０．０００５〜０．０１ｗｔ％であ
る。
【００１８】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。
【００１９】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。
【００２０】（２）非金属介在物
前述の如く、クラスター化しにくく、かつ、低融点で軟
質であり、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、本発明では、非金属介在
物に含有されるＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％であること
を特徴としている。また、本発明では、同様の性質を補
強する因子として、次に挙げる限定要素を好ましい態様
とする。
質であり、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、本発明では、非金属介在
物に含有されるＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％であること
を特徴としている。また、本発明では、同様の性質を補
強する因子として、次に挙げる限定要素を好ましい態様
とする。
【００２１】
非金属介在物に含有されるＣａＯが２０ｗｔ％以下で
ある。 非金属介在物に含有されるＭｎＯが５〜５０ｗｔ％で
ある。 非金属介在物に含有されるＡｌ２Ｏ３が５〜３０ｗｔ
％である。 非金属介在物に含有されるＭｇＯが２０ｗｔ％以下で
ある。 上記いずれの態様も、低融点（１３００℃以下）で軟質
なシリケート系非金属介在物が生成され、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
くい性質を補強するものであった。しかも、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、清浄性に優れていた。
ある。 非金属介在物に含有されるＭｎＯが５〜５０ｗｔ％で
ある。 非金属介在物に含有されるＡｌ２Ｏ３が５〜３０ｗｔ
％である。 非金属介在物に含有されるＭｇＯが２０ｗｔ％以下で
ある。 上記いずれの態様も、低融点（１３００℃以下）で軟質
なシリケート系非金属介在物が生成され、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
くい性質を補強するものであった。しかも、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、清浄性に優れていた。
【００２２】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長さと、パンチング加工時およびエ
ッチング加工時の不良品発生の有無を詳細に調査した。
図１はその結果を示しており、これによると、清浄度が
０．０５を超えると、また、非金属介在物の最大長さが
１０μｍを超えると、パンチング時にはパンチング面に
乱れが生じ、エッチング時にはエッチング孔の乱れや不
均一が生じることを示している。
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長さと、パンチング加工時およびエ
ッチング加工時の不良品発生の有無を詳細に調査した。
図１はその結果を示しており、これによると、清浄度が
０．０５を超えると、また、非金属介在物の最大長さが
１０μｍを超えると、パンチング時にはパンチング面に
乱れが生じ、エッチング時にはエッチング孔の乱れや不
均一が生じることを示している。
【００２３】そこで、本発明のＦｅ−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。す
なわち、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以下であり、より好ましくは０．０２以
下である。また、長さ１０μｍを超える非金属介在物の
１００ｍｍ２の断面に存在する個数が１０個以下であ
り、より好ましくは５個以下である。
は、次に挙げる限定要素を好ましい態様としている。す
なわち、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以下であり、より好ましくは０．０２以
下である。また、長さ１０μｍを超える非金属介在物の
１００ｍｍ２の断面に存在する個数が１０個以下であ
り、より好ましくは５個以下である。
【００２４】次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法
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。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
あった。
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。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
あった。
【００２５】脱酸剤に関する最も重要な因子は、脱酸剤
の組成（特にＳｉまたはＳｉ合金鉄中のＡｌおよびＭ
ｇ）と、脱酸時のスラグ組成（特に（ｗｔ％ＣａＯ）／
（ｗｔ％ＳｉＯ２）、（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３））であり、
本発明者らは、それらの因子と非金属介在物の組成との
関係を調査した。図２にＳｉ合金鉄中のＡｌおよびＭｇ
と非金属介在物の組成の関係を示す。これによると、Ａ
ｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３は、Ｓｉ合金鉄中に
ＡｌおよびＭｇがある濃度以上存在することによって生
成する。また、（ｗｔ％Ｃａ）が３ｗｔ％以上ではエッ
チング性に有害なＣａＯ系介在物が生成する。したがっ
て、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の生成を抑制
するには、次の（１）式および（２）式をともに満足す
るＳｉまたはＳｉ合金鉄を用いることが有効である。 （ｗｔ％Ａｌ）＋１２．５×（ｗｔ％Ｍｇ）≦３ …（１） （ｗｔ％Ｃａ）≦３ …（２）
の組成（特にＳｉまたはＳｉ合金鉄中のＡｌおよびＭ
ｇ）と、脱酸時のスラグ組成（特に（ｗｔ％ＣａＯ）／
（ｗｔ％ＳｉＯ２）、（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３））であり、
本発明者らは、それらの因子と非金属介在物の組成との
関係を調査した。図２にＳｉ合金鉄中のＡｌおよびＭｇ
と非金属介在物の組成の関係を示す。これによると、Ａ
ｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３は、Ｓｉ合金鉄中に
ＡｌおよびＭｇがある濃度以上存在することによって生
成する。また、（ｗｔ％Ｃａ）が３ｗｔ％以上ではエッ
チング性に有害なＣａＯ系介在物が生成する。したがっ
て、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の生成を抑制
するには、次の（１）式および（２）式をともに満足す
るＳｉまたはＳｉ合金鉄を用いることが有効である。 （ｗｔ％Ａｌ）＋１２．５×（ｗｔ％Ｍｇ）≦３ …（１） （ｗｔ％Ｃａ）≦３ …（２）
【００２６】ここで、ＳｉまたはＳｉ合金鉄を脱酸剤と
して用いる場合には、不可避不純物としてＡｌ、Ｍｇお
よびＣａを含むことを前提とする。また、特にＳｉ合金
鉄を用いる場合には、さらに、Ｓｉ：４０〜１００ｗｔ
％、好ましくは４０〜９０ｗｔ％、Ｆｅ：６０ｗｔ％以
下、好ましくは１０〜６０ｗｔ％を含むことを前提とす
る。
して用いる場合には、不可避不純物としてＡｌ、Ｍｇお
よびＣａを含むことを前提とする。また、特にＳｉ合金
鉄を用いる場合には、さらに、Ｓｉ：４０〜１００ｗｔ
％、好ましくは４０〜９０ｗｔ％、Ｆｅ：６０ｗｔ％以
下、好ましくは１０〜６０ｗｔ％を含むことを前提とす
る。
【００２７】次に、脱酸時のスラグ組成であるが、スラ
グは、主としてＣａＯ−ＳｉＯ２−ＣａＦ２の混合溶融
物で、場合によってはＭｇＯやＡｌ２Ｏ３を含むことも
ある。このスラグは、石灰石、蛍石および珪砂の１種ま
たは２種以上をフラックスとして添加した際に、Ｓｉま
たはＳｉ合金鉄による脱酸生成物であるＳｉＯ２ととも
に溶融体を形成することにより生成する。ＭｇＯは、例
えば、ＡＯＤ（ArgonOxygen Decarburization）炉、Ｖ
ＯＤ（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。Ａｌ２Ｏ３は、石灰石および蛍石の不純
物として、またＳｉまたはＳｉ合金鉄中の微量成分であ
るＡｌの酸化物として生成する。脱炭後に除滓する場合
は、残滓の成分を分析し、目的の組成のスラグ成分にな
るように上記２つの式をともに満足するＳｉまたはＳｉ
合金鉄からなる脱酸剤を添加することが有効である。
グは、主としてＣａＯ−ＳｉＯ２−ＣａＦ２の混合溶融
物で、場合によってはＭｇＯやＡｌ２Ｏ３を含むことも
ある。このスラグは、石灰石、蛍石および珪砂の１種ま
たは２種以上をフラックスとして添加した際に、Ｓｉま
たはＳｉ合金鉄による脱酸生成物であるＳｉＯ２ととも
に溶融体を形成することにより生成する。ＭｇＯは、例
えば、ＡＯＤ（ArgonOxygen Decarburization）炉、Ｖ
ＯＤ（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。Ａｌ２Ｏ３は、石灰石および蛍石の不純
物として、またＳｉまたはＳｉ合金鉄中の微量成分であ
るＡｌの酸化物として生成する。脱炭後に除滓する場合
は、残滓の成分を分析し、目的の組成のスラグ成分にな
るように上記２つの式をともに満足するＳｉまたはＳｉ
合金鉄からなる脱酸剤を添加することが有効である。
【００２８】図３に、上記（１）式および（２）式をと
もに満足するＳｉ合金鉄（Ａｌ：２．０ｗｔ％、Ｍｇ：
０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．２ｗｔ％）を脱酸剤に用い
た場合における脱酸時のスラグ塩基度（ｗｔ％ＣａＯ）
／（ｗｔ％ＳｉＯ２）および（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）と非
金属介在物の組成の関係を示す。図３で明らかなよう
に、スラグ塩基度が５．０を超えるとＭｇＯやＡｌ２Ｏ
３系の非金属介在物が生成する一方、１．０未満の場合
には清浄度が０．０５を超えてしまう。また、Ａｌ２Ｏ
３が１５ｗｔ％を超えるとＡｌ２Ｏ３系の非金属介在物
が生成する。したがって、下記の（３）式および（４）
式の範囲に脱酸時のスラグ組成を調整しながら精錬を行
うことが求められる。 １．０≦（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ２）≦５．０ …（３） （ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）≦１５ …（４）
もに満足するＳｉ合金鉄（Ａｌ：２．０ｗｔ％、Ｍｇ：
０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．２ｗｔ％）を脱酸剤に用い
た場合における脱酸時のスラグ塩基度（ｗｔ％ＣａＯ）
／（ｗｔ％ＳｉＯ２）および（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）と非
金属介在物の組成の関係を示す。図３で明らかなよう
に、スラグ塩基度が５．０を超えるとＭｇＯやＡｌ２Ｏ
３系の非金属介在物が生成する一方、１．０未満の場合
には清浄度が０．０５を超えてしまう。また、Ａｌ２Ｏ
３が１５ｗｔ％を超えるとＡｌ２Ｏ３系の非金属介在物
が生成する。したがって、下記の（３）式および（４）
式の範囲に脱酸時のスラグ組成を調整しながら精錬を行
うことが求められる。 １．０≦（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ２）≦５．０ …（３） （ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）≦１５ …（４）
【００２９】それぞれの因子による非金属介在物の組成
への作用は次のように考えられる。ＳｉまたはＳｉ合金
鉄中のＡｌとＭｇは、溶鋼中の酸素や低級な非金属介在
物（ＦｅＯ、Ｃｒ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｎＯ等）と反応
し、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯを生成する。また、溶鋼中
のＳｉはスラグ中のＭｇＯとＡｌ２Ｏ３を還元し、還元
された溶存のＭｇおよびＡｌが非金属介在物中でＭｇＯ
とＡｌ２Ｏ３を生成する。
への作用は次のように考えられる。ＳｉまたはＳｉ合金
鉄中のＡｌとＭｇは、溶鋼中の酸素や低級な非金属介在
物（ＦｅＯ、Ｃｒ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｎＯ等）と反応
し、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯを生成する。また、溶鋼中
のＳｉはスラグ中のＭｇＯとＡｌ２Ｏ３を還元し、還元
された溶存のＭｇおよびＡｌが非金属介在物中でＭｇＯ
とＡｌ２Ｏ３を生成する。
【００３０】また、スラグ組成の影響は次のように考え
られる。Ｓｉによる脱酸ではスラグ塩基度（ｗｔ％Ｃａ
Ｏ）／（ｗｔ％ＳｉＯ２）が上昇することによりスラグ
中のＳｉＯ２の活量が下がるため、溶鋼中の酸素ポテン
シャルが低下する。そして、次の（５）式および（６）
式 スラグ中のＡｌ２Ｏ３ → ２Ａｌ＋３Ｏ …（５） スラグ中のＭｇＯ → Ｍｇ＋Ｏ …（６） の反応が右に進み、スラグ中のＭｇＯとＡｌ２Ｏ３が還
元され、溶鋼中に溶存ＡｌおよびＭｇを生成する。溶存
ＡｌおよびＭｇは非金属介在物と反応することにより、
非金属介在物中の（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）および（ｗｔ％
ＭｇＯ）が上昇し、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３を生成する。
られる。Ｓｉによる脱酸ではスラグ塩基度（ｗｔ％Ｃａ
Ｏ）／（ｗｔ％ＳｉＯ２）が上昇することによりスラグ
中のＳｉＯ２の活量が下がるため、溶鋼中の酸素ポテン
シャルが低下する。そして、次の（５）式および（６）
式 スラグ中のＡｌ２Ｏ３ → ２Ａｌ＋３Ｏ …（５） スラグ中のＭｇＯ → Ｍｇ＋Ｏ …（６） の反応が右に進み、スラグ中のＭｇＯとＡｌ２Ｏ３が還
元され、溶鋼中に溶存ＡｌおよびＭｇを生成する。溶存
ＡｌおよびＭｇは非金属介在物と反応することにより、
非金属介在物中の（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）および（ｗｔ％
ＭｇＯ）が上昇し、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３を生成する。
【００３１】この傾向は、スラグ塩基度が５．０を超え
ると著しい。逆に、スラグ塩基度が１．０未満になると
スラグ中の活量が上がるため、溶鋼中の酸素ポテンシャ
ルが上がって脱酸が進まず清浄度が悪化し、清浄度が
０．０５を超えてしまう。そこで、スラグ塩基度は１．
０以上、かつ、５．０以下が好ましい。スラグ中の（ｗ
ｔ％Ａｌ２Ｏ３）については、１５ｗｔ％を超えると上
記（５）式が右に進む傾向が顕著となる。
ると著しい。逆に、スラグ塩基度が１．０未満になると
スラグ中の活量が上がるため、溶鋼中の酸素ポテンシャ
ルが上がって脱酸が進まず清浄度が悪化し、清浄度が
０．０５を超えてしまう。そこで、スラグ塩基度は１．
０以上、かつ、５．０以下が好ましい。スラグ中の（ｗ
ｔ％Ａｌ２Ｏ３）については、１５ｗｔ％を超えると上
記（５）式が右に進む傾向が顕著となる。
【００３２】以上の結果から、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金
の精錬方法は、溶解した原料の脱酸時に、脱酸剤とし
て、Ａｌ、ＭｇおよびＣａを不可避不純物として含み、
かつ、これら元素が下記の（１）式および（２）式をと
もに満足するＳｉを用いることを特徴とする。 （ｗｔ％Ａｌ）＋１２．５×（ｗｔ％Ｍｇ）≦３ …（１） （ｗｔ％Ｃａ）≦３ …（２）
の精錬方法は、溶解した原料の脱酸時に、脱酸剤とし
て、Ａｌ、ＭｇおよびＣａを不可避不純物として含み、
かつ、これら元素が下記の（１）式および（２）式をと
もに満足するＳｉを用いることを特徴とする。 （ｗｔ％Ａｌ）＋１２．５×（ｗｔ％Ｍｇ）≦３ …（１） （ｗｔ％Ｃａ）≦３ …（２）
【００３３】また、本発明では、上記Ｓｉの代わりにＳ
ｉ合金鉄を脱酸剤として用いることも含み、その場合に
は、Ｓｉ：４０〜１００ｗｔ％、Ｆｅ：６０ｗｔ％以
下、不可避不純物としてＡｌ、ＭｇおよびＣａを含み、
かつ、上記（１）式および（２）式をともに満足するＳ
ｉ合金鉄を用いることを特徴とする。
ｉ合金鉄を脱酸剤として用いることも含み、その場合に
は、Ｓｉ：４０〜１００ｗｔ％、Ｆｅ：６０ｗｔ％以
下、不可避不純物としてＡｌ、ＭｇおよびＣａを含み、
かつ、上記（１）式および（２）式をともに満足するＳ
ｉ合金鉄を用いることを特徴とする。
【００３４】さらに、本発明では、溶解した原料のフラ
ックス添加による脱酸時に生成するスラグを、下記の
（３）式および（４）式をともに満足する組成に調整
し、 １．０≦（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ２）≦５．０ …（３） （ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）≦１５ …（４） 次いで、脱酸剤として上記ＳｉまたはＳｉ合金鉄を用い
て脱酸することを特徴とする。
ックス添加による脱酸時に生成するスラグを、下記の
（３）式および（４）式をともに満足する組成に調整
し、 １．０≦（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ２）≦５．０ …（３） （ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）≦１５ …（４） 次いで、脱酸剤として上記ＳｉまたはＳｉ合金鉄を用い
て脱酸することを特徴とする。
【００３５】上記本発明の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Ｎｉ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
ずれか一方の工程で、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。
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Ｎｉ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
ずれか一方の工程で、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。
【００３６】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。
【００３７】
【表１】
【００３８】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。
【００３９】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。
【００４０】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。
【００４１】
【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１〜６（本発明例は
実施例１，６）のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板と、本発明から
逸脱する比較例１〜６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Ｆｅ−３６ｗ
ｔ％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１〜６（本発明例は
実施例１，６）のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板と、本発明から
逸脱する比較例１〜６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Ｆｅ−３６ｗ
ｔ％を基本組成とし、残部は不可避的不純物である。
【００４２】
【表２】
【００４３】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。酸化精錬工程では、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仕上
げ脱酸し、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を行
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。
また、溶鋼移送用の取鍋はマグネシアカーボン煉瓦また
はドロマイト煉瓦で内張りしたものを用い、ＡＯＤはド
ロマイト煉瓦で内張りしたものを用いた。また、表２に
は、用いたＳｉ合金鉄の組成を併記している。
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。酸化精錬工程では、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仕上
げ脱酸し、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を行
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。
また、溶鋼移送用の取鍋はマグネシアカーボン煉瓦また
はドロマイト煉瓦で内張りしたものを用い、ＡＯＤはド
ロマイト煉瓦で内張りしたものを用いた。また、表２に
は、用いたＳｉ合金鉄の組成を併記している。
【００４４】（２）調査および評価
実施例１〜６および比較例１〜６の冷延板につき、以下
の調査および評価を行った。
の調査および評価を行った。
【００４５】Ａ．スラグの組成
蛍光Ｘ線分析装置により、精錬時に生成したスラグの組
成を調査した。その結果を表２に併記する。
成を調査した。その結果を表２に併記する。
【００４６】Ｂ．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。
【００４７】Ｃ．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。
【００４８】Ｄ．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。
【００４９】Ｅ．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。
【００５０】Ｆ．パンチング性
冷延板を金型で打ち抜き、せん断面／破断面境界の直線
性でパンチング性を評価した。境界が直線的であれば
良、それ以外を不良とした。
性でパンチング性を評価した。境界が直線的であれば
良、それ以外を不良とした。
【００５１】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
を良、真円度に劣る場合を不良とした。
の乱れを、真円度により評価した。真円度に優れる場合
を良、真円度に劣る場合を不良とした。
【００５２】以上のＢ〜Ｇの結果を、表３に示す。表３
から明らかなように、本発明に係る各実施例のＦｅ−Ｎ
ｉ合金冷延板は、いずれも非金属介在物がシリケート系
に制御され、表面欠陥がなく、パンチング性およびエッ
チング性に優れた冷延板であった。これに対し、本発明
の範囲から逸脱する各比較例のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
は、アルミナあるいはスピネル介在物が生成して表面欠
陥を生じ、パンチング性またはエッチング性も劣ってお
り、本発明が有効であることが実証された。
から明らかなように、本発明に係る各実施例のＦｅ−Ｎ
ｉ合金冷延板は、いずれも非金属介在物がシリケート系
に制御され、表面欠陥がなく、パンチング性およびエッ
チング性に優れた冷延板であった。これに対し、本発明
の範囲から逸脱する各比較例のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
は、アルミナあるいはスピネル介在物が生成して表面欠
陥を生じ、パンチング性またはエッチング性も劣ってお
り、本発明が有効であることが実証された。
【表３】
【００５３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＦｅ−Ｎ
ｉ合金の精錬方法によれば、スラグ塩基度とＳｉ濃度が
適宜範囲に制御されることから、表面性状に優れたＦｅ
−Ｎｉ合金冷延板を製造する際の精錬方法として有望で
あり、Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する上できわめて好
適である。
ｉ合金の精錬方法によれば、スラグ塩基度とＳｉ濃度が
適宜範囲に制御されることから、表面性状に優れたＦｅ
−Ｎｉ合金冷延板を製造する際の精錬方法として有望で
あり、Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する上できわめて好
適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 パンチング性とエッチング性を清浄度と非金
属介在物の長さとの関係からみた図である。
属介在物の長さとの関係からみた図である。
【図２】 Ｓｉ合金鉄中のＡｌおよびＭｇと非金属介在
物の組成の関係を示す図である。
物の組成の関係を示す図である。
【図３】 Ｓｉ合金鉄を脱酸剤に用いた場合における脱
酸時のスラグ塩基度（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ
２）および（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）と非金属介在物の組成
の関係を示す図である。
酸時のスラグ塩基度（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ
２）および（ｗｔ％Ａｌ２Ｏ３）と非金属介在物の組成
の関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｒ
38/40 38/40
38/52 38/52
(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 平11−269609（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−118963（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−161936（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−59861（ＪＰ，Ａ)
特開 昭53−11112（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−179849（ＪＰ，Ａ)
特開2000−17400（ＪＰ，Ａ)
特開2000−17398（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21C 7/00
C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｓｉを０．００５〜０．０３ｗｔ％含有
するＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法であって、 溶解した原料のフラックス添加による脱酸時に生成する
スラグを、下記の（３）式および（４）式をともに満足
する組成に調整し、 １．０≦（ｗｔ％ＣａＯ）／（ｗｔ％ＳｉＯ ２ ）≦５．０ …（３） （ｗｔ％Ａｌ ２ Ｏ ３ ）≦１５ …（４） 次いで、脱酸剤として、Ｓｉ：４０〜１００ｗｔ％、Ｆ
ｅ：６０ｗｔ％以下、不可避不純物としてＡｌ、Ｍｇお
よびＣａを含み、かつ、下記の（１）式および（２）式
をともに満足するＳｉまたはＳｉ合金鉄を用いることを
特徴とするＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法。 （ｗｔ％Ａｌ）＋１２．５×（ｗｔ％Ｍｇ）≦３ …（１） （ｗｔ％Ｃａ）≦３ …（２） - 【請求項２】 ＡＯＤとＶＯＤの両方か、またはいずれ
か一方の工程で精錬を行うことを特徴とする請求項１に
記載のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法。 - 【請求項３】 前記Ｆｅ−Ｎｉ合金が、Ｃ：０．０２０
ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．００５〜０．０３ｗｔ％、Ｍ
ｎ：０．００１〜０．６０ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ
％以下、Ｓ：０．０００１〜０．００６０ｗｔ％、Ｎ
ｉ：２０〜５０ｗｔ％、Ｃｒ：０．００１〜０．２０ｗ
ｔ％、Ａｌ：０．０００１〜０．０２ｗｔ％、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物からなり、 非金属介在物に含有される成分として、ＳｉＯ ２ が３０
〜６０ｗｔ％、ＣａＯが２０ｗｔ％以下、Ａｌ ２ Ｏ ３ が
５〜３０ｗｔ％、ＭｇＯが２０ｗｔ％以下であることを
特徴とする請求項１または２に記載のＦｅ−Ｎｉ合金の
精錬方法 。 - 【請求項４】 前記Ｆｅ−Ｎｉ合金がＮｂ：０．００１
〜２．０ｗｔ％を含有す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合金の精錬方法。 - 【請求項５】 前記Ｆｅ−Ｎｉ合金がＣｏ：１〜８ｗｔ
％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか
に記載のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000400660A JP3422773B2 (ja) | 2000-04-21 | 2000-12-28 | Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000121501 | 2000-04-21 | ||
| JP2000-121501 | 2000-04-21 | ||
| JP2000400660A JP3422773B2 (ja) | 2000-04-21 | 2000-12-28 | Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002004007A JP2002004007A (ja) | 2002-01-09 |
| JP3422773B2 true JP3422773B2 (ja) | 2003-06-30 |
Family
ID=26590589
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000400660A Expired - Fee Related JP3422773B2 (ja) | 2000-04-21 | 2000-12-28 | Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3422773B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6684081B2 (ja) * | 2015-11-30 | 2020-04-22 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ合金板材およびその製造方法 |
| JP7294336B2 (ja) * | 2018-06-20 | 2023-06-20 | 株式会社プロテリアル | Ｆｅ－Ｎｉ系合金薄板 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5311112A (en) * | 1976-07-17 | 1978-02-01 | Metaru Risaachi Kooporeeshiyon | High purity ferroosilicon for steel modification |
| JPS5959861A (ja) * | 1982-09-29 | 1984-04-05 | Toshiba Corp | 管内部品 |
| JPS61179849A (ja) * | 1984-07-27 | 1986-08-12 | Daido Steel Co Ltd | リ−ドフレ−ム材料の製造法 |
| JP2510154B2 (ja) * | 1986-01-10 | 1996-06-26 | 川崎製鉄株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ系合金冷延板とその製造方法 |
| JP3251653B2 (ja) * | 1992-07-24 | 2002-01-28 | 日新製鋼株式会社 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金板及びその製造方法 |
| 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 |
| JP3450711B2 (ja) * | 1998-07-02 | 2003-09-29 | 日本冶金工業株式会社 | 打抜き特性に優れるＦｅ−Ｎｉ系リードフレーム用合金 |
| JP3356993B2 (ja) * | 1998-07-02 | 2002-12-16 | 日本冶金工業株式会社 | 打抜き加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ系リードフレーム用合金およびＦｅ−Ｎｉ系プレス打抜き品 |
-
2000
- 2000-12-28 JP JP2000400660A patent/JP3422773B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002004007A (ja) | 2002-01-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP4112751A1 (en) | Stainless steel for metal foils, satinless steel foil, method for roducing stainless steel for metal foils, and method for producing them | |
| WO2023062856A1 (ja) | 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法 | |
| JP6937190B2 (ja) | Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｂ合金およびその製造方法 | |
| WO2023062855A1 (ja) | 表面性状に優れたニッケル合金およびその製造方法 | |
| CN115244199A (zh) | 不锈钢、不锈钢钢材及不锈钢的制造方法 | |
| US5207844A (en) | Method for manufacturing an Fe-Ni cold-rolled sheet excellent in cleanliness and etching pierceability | |
| JP3422773B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 | |
| US5391241A (en) | Fe-Ni alloy cold-rolled sheet excellent in cleanliness and etching pierceability | |
| JP2003027188A (ja) | シャド−マスク用インバ−合金とその製造法 | |
| JP3510989B2 (ja) | ステンレス鋼の精錬に用いるＳｉ合金鉄およびステンレス鋼の精錬方法 | |
| JP3422772B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板 | |
| JP3881626B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 | |
| JP4593313B2 (ja) | 熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ系磁性合金板およびその製造方法 | |
| JP2008095201A (ja) | 表面性状の良好なチタンキルド鋼材およびその製造方法 | |
| JP3790690B2 (ja) | 高清浄シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ合金板およびその製造方法 | |
| JP3554283B2 (ja) | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法 | |
| JPH09125210A (ja) | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその製造方法 | |
| JP4107801B2 (ja) | 磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法 | |
| JP6684081B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ合金板材およびその製造方法 | |
| JP3362077B2 (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板用溶鋼の溶製方法 | |
| JP3410970B2 (ja) | 打抜き加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ系合金の製造方法 | |
| JP3594757B2 (ja) | 高純度高Ｎｉ溶鋼の溶製方法 | |
| JP2864964B2 (ja) | メッキ性およびハンダ性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金冷延板およびその製造方法 | |
| JP2000273525A (ja) | 高清浄度鋼の製造方法 | |
| JPS626605B2 (ja) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3422773 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090425 Year of fee payment: 6 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090425 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100425 Year of fee payment: 7 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110425 Year of fee payment: 8 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120425 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130425 Year of fee payment: 10 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130425 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140425 Year of fee payment: 11 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |