JPH0641687A - 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金及びその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金及びその製造方法Info
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- JPH0641687A JPH0641687A JP21821092A JP21821092A JPH0641687A JP H0641687 A JPH0641687 A JP H0641687A JP 21821092 A JP21821092 A JP 21821092A JP 21821092 A JP21821092 A JP 21821092A JP H0641687 A JPH0641687 A JP H0641687A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｎｉを３０〜５０重量％含有するＦｅ−Ｎｉ
合金に含まれる介在物を軟質化することにより、圧延時
に介在物起因の表面疵等の欠陥発生を抑える。 【構成】 ３０〜５０重量％のＮｉを含有するＦｅ−Ｎ
ｉ系合金において、Ｍｎ含有量を０．１〜０．４重量％
の範囲に、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．２重量％の範囲
に、酸可溶Ａｌを０．００１〜０．００３重量％の範囲
にそれぞれ規制する。鋳塊又は鋳片段階で含まれる介在
物は、ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系であり、好まし
くは２０〜３５重量％のＭｎＯ，４５〜５５重量％のＳ
ｉＯ2 及び２０〜３０重量％のＡｌ2 Ｏ3 の組成をもっ
ている。鋳塊又は鋳片は、均熱処理された後、抽出温度
１１８０〜１２５０℃で後、鍛造，分塊，熱延等の加工
が施される。
合金に含まれる介在物を軟質化することにより、圧延時
に介在物起因の表面疵等の欠陥発生を抑える。 【構成】 ３０〜５０重量％のＮｉを含有するＦｅ−Ｎ
ｉ系合金において、Ｍｎ含有量を０．１〜０．４重量％
の範囲に、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．２重量％の範囲
に、酸可溶Ａｌを０．００１〜０．００３重量％の範囲
にそれぞれ規制する。鋳塊又は鋳片段階で含まれる介在
物は、ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系であり、好まし
くは２０〜３５重量％のＭｎＯ，４５〜５５重量％のＳ
ｉＯ2 及び２０〜３０重量％のＡｌ2 Ｏ3 の組成をもっ
ている。鋳塊又は鋳片は、均熱処理された後、抽出温度
１１８０〜１２５０℃で後、鍛造，分塊，熱延等の加工
が施される。
Description
【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系合金
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系合金
及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、磁性材料，リード
フレーム，シャドウマスク等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Ｆｅ−Ｎｉ系合金が加工さ
れる。極めて薄い製品板厚にＦｅ−Ｎｉ系合金を加工す
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。Ａｌ2 Ｏ3 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Ａｌ2 Ｏ3 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，シャドウマスク等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Ｆｅ−Ｎｉ系合金が加工さ
れる。極めて薄い製品板厚にＦｅ−Ｎｉ系合金を加工す
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。Ａｌ2 Ｏ3 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Ａｌ2 Ｏ3 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
ｌ2 Ｏ3 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、
Ｆｅ−Ｎｉの合金系ではＡｌ2 Ｏ3 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Ａｌ2 Ｏ3 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合金を提供することを目的とす
る。
ｌ2 Ｏ3 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、
Ｆｅ−Ｎｉの合金系ではＡｌ2 Ｏ3 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Ａｌ2 Ｏ3 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系合
金は、その目的を達成するため、３０〜５０重量％のＮ
ｉを含有するＦｅ−Ｎｉ系合金において、Ｍｎ含有量を
０．１〜０．４重量％の範囲に、Ｓｉ含有量を０．０５
〜０．２重量％の範囲に、酸可溶Ａｌを０．００１〜
０．００３重量％の範囲にそれぞれ規制し、且つ鋳塊又
は鋳片段階で含まれる介在物がＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ
2 Ｏ3 系であることを特徴とする。ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −
Ａｌ2 Ｏ3 系介在物は、２０〜３５重量％のＭｎＯ，４
５〜５５重量％のＳｉＯ2 及び２０〜３０重量％のＡｌ
2 Ｏ3 の組成をもつことが好ましい。このＦｅ−Ｎｉ系
合金は、鋳塊又は鋳片に含まれるＭｎ含有量が０．１〜
０．４重量％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１１８
０〜１２５０℃の均熱処理を鋳塊又は鋳片に施し、鍛
造，分塊，熱延等の加工を施すことにより製造される。
金は、その目的を達成するため、３０〜５０重量％のＮ
ｉを含有するＦｅ−Ｎｉ系合金において、Ｍｎ含有量を
０．１〜０．４重量％の範囲に、Ｓｉ含有量を０．０５
〜０．２重量％の範囲に、酸可溶Ａｌを０．００１〜
０．００３重量％の範囲にそれぞれ規制し、且つ鋳塊又
は鋳片段階で含まれる介在物がＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ
2 Ｏ3 系であることを特徴とする。ＭｎＯ−ＳｉＯ2 −
Ａｌ2 Ｏ3 系介在物は、２０〜３５重量％のＭｎＯ，４
５〜５５重量％のＳｉＯ2 及び２０〜３０重量％のＡｌ
2 Ｏ3 の組成をもつことが好ましい。このＦｅ−Ｎｉ系
合金は、鋳塊又は鋳片に含まれるＭｎ含有量が０．１〜
０．４重量％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１１８
０〜１２５０℃の均熱処理を鋳塊又は鋳片に施し、鍛
造，分塊，熱延等の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 −Ａｌ2 Ｏ3 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
Ｍｎ含有量が０．１〜０．４重量％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、塑性変形し易いＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ
3 系介在物が生成することを解明した。以下に、Ｍｎ，
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 −Ａｌ2 Ｏ3 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
Ｍｎ含有量が０．１〜０．４重量％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、塑性変形し易いＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ
3 系介在物が生成することを解明した。以下に、Ｍｎ，
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系合金を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系合金を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
系合金の優れた熱間加工性を保持するため、抽出温度を
１１８０〜１２５０℃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系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
系合金の優れた熱間加工性を保持するため、抽出温度を
１１８０〜１２５０℃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系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Ａｌ2 Ｏ
3 ：２０〜３０重量％の組成にすることが好ましい。
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Ａｌ2 Ｏ
3 ：２０〜３０重量％の組成にすることが好ましい。
【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系合金においても、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系合金においても、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.ＡＮＣ１
〜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.ＡＮＣ１
〜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 −Ａｌ2 Ｏ3 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、
Ｆｅ−Ｎｉ系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 −Ａｌ2 Ｏ3 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、
Ｆｅ−Ｎｉ系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 −Ａｌ2 Ｏ3 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
Claims (3)
- 【請求項１】 ３０〜５０重量％のＮｉを含有するＦｅ
−Ｎｉ系合金において、Ｍｎ含有量を０．１〜０．４重
量％の範囲に、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．２重量％の
範囲に、酸可溶Ａｌを０．００１〜０．００３重量％の
範囲にそれぞれ規制し、且つ鋳塊又は鋳片段階で含まれ
る介在物がＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2Ｏ3 系であること
を特徴とする表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金。 - 【請求項２】 請求項１記載のＭｎＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ
2 Ｏ3 系介在物は、２０〜３５重量％のＭｎＯ，４５〜
５５重量％のＳｉＯ2 及び２０〜３０重量％のＡｌ2 Ｏ
3 の組成をもつＦｅ−Ｎｉ系合金。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載のＦｅ−Ｎｉ系合金
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，熱延等の加工を施すこと
を特徴とする表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金の製造
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 true JPH0641687A (ja) | 1994-02-15 |
| JP3251653B2 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) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002004007A (ja) * | 2000-04-21 | 2002-01-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板およびＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
| JP2002004006A (ja) * | 2000-04-21 | 2002-01-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板およびＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
| WO2002042508A1 (fr) * | 2000-11-21 | 2002-05-30 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Materiau en alliage nickel-fer destine a un masque perfore parfaitement adapte a la gravure |
| JP2003105501A (ja) * | 2001-10-02 | 2003-04-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 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 |
| JP2008248323A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 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
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002004007A (ja) * | 2000-04-21 | 2002-01-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板およびＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
| JP2002004006A (ja) * | 2000-04-21 | 2002-01-09 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板およびＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法 |
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| EP1352981A1 (en) * | 2000-11-21 | 2003-10-15 | Nippon Yakin kogyo Co., Ltd. | Iron-nickel alloy material for shadow mask with excellent suitability for etching |
| EP1352981A4 (en) * | 2000-11-21 | 2005-12-21 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | NICKEL-IRON ALLOY MATERIAL FOR A PERFORATED MASK PERFECTLY ADAPTED TO ENGRAVING |
| US7014721B2 (en) | 2000-11-21 | 2006-03-21 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Iron-nickel alloy material for shadow mask with excellent suitability for etching |
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| JP2008248323A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 極低Ｓｉ、極低Ｃ、極低Ｓの高Ｎｉ−Ｆｅ合金鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3251653B2 (ja) | 2002-01-28 |
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