JPH09125210A - 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその製造方法Info
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- JPH09125210A JPH09125210A JP31352295A JP31352295A JPH09125210A JP H09125210 A JPH09125210 A JP H09125210A JP 31352295 A JP31352295 A JP 31352295A JP 31352295 A JP31352295 A JP 31352295A JP H09125210 A JPH09125210 A JP H09125210A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 表面性状が良好で安価なＦｅ−Ｎｉ合金冷延
板及びその製法を提供する。 【解決手段】 このＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、Ｎｉ：３
０〜５０％，Ｍｎ：０．１〜０．５％，Ｓｉ：０．０２
〜０．２％，Ｐ：０．０１％以下，Ｃｒ：０．０５〜
１．０％，Ｃｏ：０．１〜１．０％及びＡｌ：０．０１
０％以下を含む組成をもち、非金属介在物中のＭｇＯ及
びＡｌ2 Ｏ3 がそれぞれ５％以下及び４０％以下に規制
されている。１０％以上のＮｉを含むフェロニッケルを
Ｎｉ源として溶製したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯を、酸素吹錬
終了時点におけるスラグ組成が（％ＣａＯ）／（％Ｓｉ
Ｏ2 ）＝２．５〜３．９重量比となるように精錬温度１
７５０〜１８５０℃で酸化精錬し、Ｃｒ含有量を０．０
５〜１．０％，Ｐ含有量を０．０１％以下にした後、脱
酸及び脱硫精錬することにより製造される。
板及びその製法を提供する。 【解決手段】 このＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、Ｎｉ：３
０〜５０％，Ｍｎ：０．１〜０．５％，Ｓｉ：０．０２
〜０．２％，Ｐ：０．０１％以下，Ｃｒ：０．０５〜
１．０％，Ｃｏ：０．１〜１．０％及びＡｌ：０．０１
０％以下を含む組成をもち、非金属介在物中のＭｇＯ及
びＡｌ2 Ｏ3 がそれぞれ５％以下及び４０％以下に規制
されている。１０％以上のＮｉを含むフェロニッケルを
Ｎｉ源として溶製したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯を、酸素吹錬
終了時点におけるスラグ組成が（％ＣａＯ）／（％Ｓｉ
Ｏ2 ）＝２．５〜３．９重量比となるように精錬温度１
７５０〜１８５０℃で酸化精錬し、Ｃｒ含有量を０．０
５〜１．０％，Ｐ含有量を０．０１％以下にした後、脱
酸及び脱硫精錬することにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、表面性状が良好で安価
なＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその冷延板を製造する方法
に関する。
なＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその冷延板を製造する方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｎｉ３０〜５０重量％を含むＦｅ−Ｎｉ
合金は、磁性材料，リードフレーム，シャドウマスク等
の各種機能材として使用されている。このような用途か
ら、Ｆｅ−Ｎｉ合金中の不純物許容量の上限が低く、従
来ではＮｉ源として純度９０％以上のＮｉを使用して溶
製されていた。しかし、このようなＮｉ原料は高価であ
り、Ｎｉ含有量が３０〜５０重量％と多量に必要な合金
にとっては製造コストを上昇させる大きな原因になる。
しかも、Ｆｅ−Ｎｉ合金は、製品板厚０．５ｍｍ以下の
冷延板に加工されるため、圧延しても変形しない非金属
介在物が素材中に存在すると冷延板に表面疵を発生させ
る原因となる。表面疵は、製品としての価値をなくし、
製品歩留りを著しく低下させる。特にＦｅ−Ｎｉ合金で
は精錬時にＡｌが微量含まれていてもＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ
3 のスピネル型アルミナ系介在物が生成し易い。この種
の介在物は硬質でクラスター化しやすく、このような硬
いクラスター状の介在物が素材中に存在すると、冷延時
に介在物が起点となって圧延方向に沿った十数ｍの長さ
にも及び表面疵を発生させる場合がある。そのため、表
面性状の良好なＦｅ−Ｎｉ合金を製造するためには、ス
ピネル型アルミナ系介在物の発生を極力除去することが
重要である。
合金は、磁性材料，リードフレーム，シャドウマスク等
の各種機能材として使用されている。このような用途か
ら、Ｆｅ−Ｎｉ合金中の不純物許容量の上限が低く、従
来ではＮｉ源として純度９０％以上のＮｉを使用して溶
製されていた。しかし、このようなＮｉ原料は高価であ
り、Ｎｉ含有量が３０〜５０重量％と多量に必要な合金
にとっては製造コストを上昇させる大きな原因になる。
しかも、Ｆｅ−Ｎｉ合金は、製品板厚０．５ｍｍ以下の
冷延板に加工されるため、圧延しても変形しない非金属
介在物が素材中に存在すると冷延板に表面疵を発生させ
る原因となる。表面疵は、製品としての価値をなくし、
製品歩留りを著しく低下させる。特にＦｅ−Ｎｉ合金で
は精錬時にＡｌが微量含まれていてもＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ
3 のスピネル型アルミナ系介在物が生成し易い。この種
の介在物は硬質でクラスター化しやすく、このような硬
いクラスター状の介在物が素材中に存在すると、冷延時
に介在物が起点となって圧延方向に沿った十数ｍの長さ
にも及び表面疵を発生させる場合がある。そのため、表
面性状の良好なＦｅ−Ｎｉ合金を製造するためには、ス
ピネル型アルミナ系介在物の発生を極力除去することが
重要である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｆｅ−Ｎｉ合金を安価
に製造する上で、Ｎｉ源となる原料は、安価で工業的に
入手容易なものでなければならない。しかし、安価な原
料には当然ながら不純物が含まれており、不純物を除去
できなければ製品としての価値が失われてしまう。介在
物は、精錬時にあっては比重差によって溶湯から浮上分
離される。そのため、従来法では、介在物を除去するた
めには溶湯の温度補償が可能で介在物の浮上時間を十分
確保できる真空誘導炉等を使用している。しかし、Ｆｅ
−Ｎｉ合金の需要が増大している現状では、このような
専用炉を使用する製造法は生産性が低く、量的な対応を
とることができない。また、製造されたＦｅ−Ｎｉ合金
もコスト高になる。したがって、コスト面や生産性にお
ける不利を解消し、製品歩留りを向上させるためには、
従来の鉄鋼製品を製造する場合と同様な大量生産設備を
用いた製造法が望まれる。本発明は、このような要求に
応えるべく案出されたものであり、Ｎｉを含んだ安価な
溶解母材を使用し、不純物を効率よく除去する精錬方法
とスピネル型アルミナ系介在物を生成させないための介
在物組成制御とを組み合わせることにより、原料コスト
を抑え、表面疵発生原因となる介在物が生成しないＦｅ
−Ｎｉ合金を一度に大量且つ安価に製造し、表面性状に
優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を提供することを目的とす
る。
に製造する上で、Ｎｉ源となる原料は、安価で工業的に
入手容易なものでなければならない。しかし、安価な原
料には当然ながら不純物が含まれており、不純物を除去
できなければ製品としての価値が失われてしまう。介在
物は、精錬時にあっては比重差によって溶湯から浮上分
離される。そのため、従来法では、介在物を除去するた
めには溶湯の温度補償が可能で介在物の浮上時間を十分
確保できる真空誘導炉等を使用している。しかし、Ｆｅ
−Ｎｉ合金の需要が増大している現状では、このような
専用炉を使用する製造法は生産性が低く、量的な対応を
とることができない。また、製造されたＦｅ−Ｎｉ合金
もコスト高になる。したがって、コスト面や生産性にお
ける不利を解消し、製品歩留りを向上させるためには、
従来の鉄鋼製品を製造する場合と同様な大量生産設備を
用いた製造法が望まれる。本発明は、このような要求に
応えるべく案出されたものであり、Ｎｉを含んだ安価な
溶解母材を使用し、不純物を効率よく除去する精錬方法
とスピネル型アルミナ系介在物を生成させないための介
在物組成制御とを組み合わせることにより、原料コスト
を抑え、表面疵発生原因となる介在物が生成しないＦｅ
−Ｎｉ合金を一度に大量且つ安価に製造し、表面性状に
優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延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
冷延板は、その目的を達成するため、Ｎｉ：３０〜５０
重量％，Ｍｎ：０．１〜０．５重量％，Ｓｉ：０．０２
〜０．２重量％，Ｐ：０．０１重量％以下，Ｃｒ：０．
０５〜１．０重量％，Ｃｏ：０．１〜１．０重量％及び
Ａｌ：０．０１０重量％以下を含む組成をもち、非金属
介在物中のＭｇＯ及びＡｌ2 Ｏ3 がそれぞれ５重量％以
下及び４０重量％以下に規制されていることを特徴とす
る。冷延板に圧延されるＦｅ−Ｎｉ合金は、１０重量％
以上のＮｉを含むフェロニッケルをＮｉ源として溶製し
たＦｅ−Ｎｉ合金溶湯を、酸素吹錬終了時点におけるス
ラグ組成が（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）＝２．５〜
３．９重量比となるように精錬温度１７５０〜１８５０
℃で酸化精錬し、Ｃｒ含有量を０．０５〜１．０重量
％，Ｐ含有量を０．０１重量％以下にした後、脱酸及び
脱硫精錬することにより製造される。スラグに含まれる
酸化鉄は、１５〜３５重量％の濃度範囲に調整すること
が好ましい。
冷延板は、その目的を達成するため、Ｎｉ：３０〜５０
重量％，Ｍｎ：０．１〜０．５重量％，Ｓｉ：０．０２
〜０．２重量％，Ｐ：０．０１重量％以下，Ｃｒ：０．
０５〜１．０重量％，Ｃｏ：０．１〜１．０重量％及び
Ａｌ：０．０１０重量％以下を含む組成をもち、非金属
介在物中のＭｇＯ及びＡｌ2 Ｏ3 がそれぞれ５重量％以
下及び４０重量％以下に規制されていることを特徴とす
る。冷延板に圧延されるＦｅ−Ｎｉ合金は、１０重量％
以上のＮｉを含むフェロニッケルをＮｉ源として溶製し
たＦｅ−Ｎｉ合金溶湯を、酸素吹錬終了時点におけるス
ラグ組成が（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）＝２．５〜
３．９重量比となるように精錬温度１７５０〜１８５０
℃で酸化精錬し、Ｃｒ含有量を０．０５〜１．０重量
％，Ｐ含有量を０．０１重量％以下にした後、脱酸及び
脱硫精錬することにより製造される。スラグに含まれる
酸化鉄は、１５〜３５重量％の濃度範囲に調整すること
が好ましい。
【０００５】以下、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金に含まれる
合金成分及び含有量等を説明する。 Ｎｉ：３０〜５０重量％ Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率に大きな影響を及ぼす合金成
分であり、含有量３０〜５０重量％の範囲で合金の熱膨
張率が小さくなる。Ｎｉ含有量が３０重量％に満たない
と熱膨張率が極めて高くなり、逆に５０重量％を超えて
も合金の熱膨張率が高くなる。熱膨張率が高くなると、
たとえばＦｅ−Ｎｉ合金冷延板をシャドウマスク材とし
て使用した場合に色ズレ発生の原因となる。 Ｍｎ：０．１〜０．５重量％ 非金属介在物を伸延し易い組成、すなわちマンガンシリ
ケート系の介在物にするために有効な合金成分である。
Ｍｎ含有量が０．１重量％未満では非金属介在物がマン
ガンシリケート系の介在物にならず、逆に０．５重量％
を超えて多量のＭｎが含まれると合金板の硬度が高くな
りすぎ、シャドウマスク等の用途に適さなくなる。
合金成分及び含有量等を説明する。 Ｎｉ：３０〜５０重量％ Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率に大きな影響を及ぼす合金成
分であり、含有量３０〜５０重量％の範囲で合金の熱膨
張率が小さくなる。Ｎｉ含有量が３０重量％に満たない
と熱膨張率が極めて高くなり、逆に５０重量％を超えて
も合金の熱膨張率が高くなる。熱膨張率が高くなると、
たとえばＦｅ−Ｎｉ合金冷延板をシャドウマスク材とし
て使用した場合に色ズレ発生の原因となる。 Ｍｎ：０．１〜０．５重量％ 非金属介在物を伸延し易い組成、すなわちマンガンシリ
ケート系の介在物にするために有効な合金成分である。
Ｍｎ含有量が０．１重量％未満では非金属介在物がマン
ガンシリケート系の介在物にならず、逆に０．５重量％
を超えて多量のＭｎが含まれると合金板の硬度が高くな
りすぎ、シャドウマスク等の用途に適さなくなる。
【０００６】Ｓｉ：０．０２〜０．２重量％ 脱酸剤として必要な元素であり、合金冷延板の軟化焼鈍
後に焼鈍ムラの発生を抑制する作用も呈する。これらの
効果は、Ｓｉが０．０２重量％以上の含有量で顕著にな
る。しかし、０．２重量％を超える多量のＳｉが含まれ
ると、シャドウマスク材等を製造する際のエッチング工
程でエッチング液の汚染が促進され、生産性が低下す
る。 Ｐ：０．０１重量％以下 溶解原料から不可避的に混入する元素であり、特にフェ
ロニッケルからの混入量が多い。Ｆｅ−Ｎｉ合金をシャ
ドウマスク材として使用する場合、０．０１重量％を超
えるＰ含有量はエッチング性に悪影響を及ぼす。 Ｃｒ：０．０５〜１．０重量％ Ｎｉの溶解原料として用いる工業用フェロニッケルに
は、０．５〜２．０重量％のＣｒが含まれている。フェ
ロニッケルをＮｉ源として使用する酸化精錬では、Ｃｒ
は不可避的に混入する元素であるが、Ｆｅ−Ｎｉ合金中
に含まれる適量のＣｒは合金の耐力を低下させ、プレス
成形性を向上させる作用も呈する。しかし、１．０重量
％を超える多量のＣｒは、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率を
高くし、製品としての価値を損なわせる。
後に焼鈍ムラの発生を抑制する作用も呈する。これらの
効果は、Ｓｉが０．０２重量％以上の含有量で顕著にな
る。しかし、０．２重量％を超える多量のＳｉが含まれ
ると、シャドウマスク材等を製造する際のエッチング工
程でエッチング液の汚染が促進され、生産性が低下す
る。 Ｐ：０．０１重量％以下 溶解原料から不可避的に混入する元素であり、特にフェ
ロニッケルからの混入量が多い。Ｆｅ−Ｎｉ合金をシャ
ドウマスク材として使用する場合、０．０１重量％を超
えるＰ含有量はエッチング性に悪影響を及ぼす。 Ｃｒ：０．０５〜１．０重量％ Ｎｉの溶解原料として用いる工業用フェロニッケルに
は、０．５〜２．０重量％のＣｒが含まれている。フェ
ロニッケルをＮｉ源として使用する酸化精錬では、Ｃｒ
は不可避的に混入する元素であるが、Ｆｅ−Ｎｉ合金中
に含まれる適量のＣｒは合金の耐力を低下させ、プレス
成形性を向上させる作用も呈する。しかし、１．０重量
％を超える多量のＣｒは、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率を
高くし、製品としての価値を損なわせる。
【０００７】Ｃｏ：０．１〜１．０重量％ Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率を低下させると共に、エッチ
ング性を向上させる上でも有効な合金元素である。これ
らの作用は、０．１重量％以上のＣｏ含有で顕著にな
る。また、溶解原料として使用されるフェロニッケルに
はＣｏが含まれていることから、敢えて原料費の高い純
Ｃｏを添加する必要はない、しかし、１．０重量％を超
える多量のＣｏは、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率を高く
し、製品としての価値を損なわせる。 Ａｌ：０．０１０重量％以下 表面疵の原因であるスピネル型アルミナ系介在物のクラ
スターを発生させる有害元素である。このような悪影響
は、Ａｌ含有量を０．０１０重量％以下に規制すること
により抑制される。また、０．０１０重量％以下のＡｌ
含有量は、非金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 含有量を低減す
る上でも有効である。
ング性を向上させる上でも有効な合金元素である。これ
らの作用は、０．１重量％以上のＣｏ含有で顕著にな
る。また、溶解原料として使用されるフェロニッケルに
はＣｏが含まれていることから、敢えて原料費の高い純
Ｃｏを添加する必要はない、しかし、１．０重量％を超
える多量のＣｏは、Ｆｅ−Ｎｉ合金の熱膨張率を高く
し、製品としての価値を損なわせる。 Ａｌ：０．０１０重量％以下 表面疵の原因であるスピネル型アルミナ系介在物のクラ
スターを発生させる有害元素である。このような悪影響
は、Ａｌ含有量を０．０１０重量％以下に規制すること
により抑制される。また、０．０１０重量％以下のＡｌ
含有量は、非金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 含有量を低減す
る上でも有効である。
【０００８】非金属介在物中のＭｇＯ：５重量％以下及
びＡｌ2 Ｏ3 ：４０重量％以下 ５重量％を超えるＭｇＯ，４０重量％を超えるＡｌ2 Ｏ
3 を含む非金属介在物がＦｅ−Ｎｉ合金に存在すると、
非金属介在物が熱間圧延の温度範囲で粘性変形せず、冷
延コイルの表面に疵を発生させる原因となる。非金属介
在物中のＭｇＯ含有量及びＡｌ2 Ｏ3 含有量は、Ｆｅ−
Ｎｉ合金中のＡｌ含有量を規制することにより制御され
る。本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、ステンレス鋼等
の溶製に使用される酸化精錬炉で溶製したＦｅ−Ｎｉ合
金を鋳造，熱延，冷延することにより製造される。酸化
精錬では、必要に応じて酸素系ガスや非酸素系ガスを同
時に又は選択的に吹き込むことができる羽口を炉底部に
備えた転炉，ＡＯＤ炉等が使用される。フェロニッケル
を溶解原料として使用する場合、不可避的に不純物元素
であるＰやＣｒが多量に混入する。Ｐ，Ｃｒは、合金成
分としては有害な成分であり、極力除去する必要があ
る。しかし、精錬によってＰ，Ｃｒを除去することは容
易ではない。
びＡｌ2 Ｏ3 ：４０重量％以下 ５重量％を超えるＭｇＯ，４０重量％を超えるＡｌ2 Ｏ
3 を含む非金属介在物がＦｅ−Ｎｉ合金に存在すると、
非金属介在物が熱間圧延の温度範囲で粘性変形せず、冷
延コイルの表面に疵を発生させる原因となる。非金属介
在物中のＭｇＯ含有量及びＡｌ2 Ｏ3 含有量は、Ｆｅ−
Ｎｉ合金中のＡｌ含有量を規制することにより制御され
る。本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、ステンレス鋼等
の溶製に使用される酸化精錬炉で溶製したＦｅ−Ｎｉ合
金を鋳造，熱延，冷延することにより製造される。酸化
精錬では、必要に応じて酸素系ガスや非酸素系ガスを同
時に又は選択的に吹き込むことができる羽口を炉底部に
備えた転炉，ＡＯＤ炉等が使用される。フェロニッケル
を溶解原料として使用する場合、不可避的に不純物元素
であるＰやＣｒが多量に混入する。Ｐ，Ｃｒは、合金成
分としては有害な成分であり、極力除去する必要があ
る。しかし、精錬によってＰ，Ｃｒを除去することは容
易ではない。
【０００９】そこで、本発明者等は、Ｃｒを０．０５〜
１．０重量％，Ｐを０．０１重量％以下に低下したＦｅ
−Ｎｉ合金を溶製するために好適な精錬条件を見い出す
べく各種の精錬実験を行った。その結果、十分なＰ分配
比，Ｃｒ分配比及びスラグの滓化性を確保するために、
酸素吹錬終了時点におけるスラグの組成が（％ＣａＯ）
／（％ＳｉＯ2 ）＝２．５〜３．９重量比となるように
調整すれば良いことを見い出した。スラグ中の酸化鉄濃
度が多いほど脱Ｐに適したものといえるが、酸化鉄濃度
を上昇させると精錬炉の耐火物が著しく溶損してしま
う。この耐火物の溶損を考慮するとき、本発明が対象と
するＦｅ−Ｎｉ合金を溶製する場合、酸化鉄濃度は１５
〜３５重量％の範囲に調整することが望ましい。精錬温
度については、精錬反応に及ぼす影響を以下に示す理論
から検討し、実験によって適正な条件を見い出した。本
発明が対象とするＦｅ−Ｎｉ合金系では、酸素吹錬によ
る脱Ｃｒ，脱Ｐ反応は一般に次式で表される。
１．０重量％，Ｐを０．０１重量％以下に低下したＦｅ
−Ｎｉ合金を溶製するために好適な精錬条件を見い出す
べく各種の精錬実験を行った。その結果、十分なＰ分配
比，Ｃｒ分配比及びスラグの滓化性を確保するために、
酸素吹錬終了時点におけるスラグの組成が（％ＣａＯ）
／（％ＳｉＯ2 ）＝２．５〜３．９重量比となるように
調整すれば良いことを見い出した。スラグ中の酸化鉄濃
度が多いほど脱Ｐに適したものといえるが、酸化鉄濃度
を上昇させると精錬炉の耐火物が著しく溶損してしま
う。この耐火物の溶損を考慮するとき、本発明が対象と
するＦｅ−Ｎｉ合金を溶製する場合、酸化鉄濃度は１５
〜３５重量％の範囲に調整することが望ましい。精錬温
度については、精錬反応に及ぼす影響を以下に示す理論
から検討し、実験によって適正な条件を見い出した。本
発明が対象とするＦｅ−Ｎｉ合金系では、酸素吹錬によ
る脱Ｃｒ，脱Ｐ反応は一般に次式で表される。
【００１０】 ２［Ｃｒ］＋２Ｏ2 ＋Ｆｅ（ｌ）＝ＦｅＣｒ2 Ｏ4 （ｓ）・・・・（１） ２［Ｐ］＋５／２Ｏ2 （ｇ）＝Ｐ2 Ｏ5 （ｌ） ・・・・（２） 式（１）及び（２）からＣｒとＰとの間に、式（３）で
表される平衡が成立する。 ２［Ｐ］＋５／４ＦｅＣｒ2 Ｏ4 （ｓ） ＝Ｐ2 Ｏ5 （ｌ）＋５／４Ｆｅ）ｌ）＋５／２［Ｃｒ］・・・・（３） Ｆｅ−Ｎｉ合金に関して式（３）の平衡に関する熱力学
データは、式（４）で表される。ただし、［ ］はメタ
ル中の成分，ａP2O5はＰ2 Ｏ5 の活量，Ｔは温度（Ｋ）
を示す。 log ［％Ｐ］＝１／２log ａP2O5−０．００３［％Ｎｉ］ ＋５／４［％Ｃｒ］＋１４，９６５／Ｔ＋０．２０５・・・・（４） 式（４）から［％Ｃｒ］が高いと平衡する［％Ｐ］も高
くなり、脱Ｐしにくくなることが判る。また、温度Ｔが
高いと、与えられた［％Ｃｒ］に対し平衡する［％Ｐ］
が低くなる。すなわち、Ｃｒ−Ｐ平衡から、温度Ｔが高
い方が［Ｐ］の低下に有利であるといえる。他方、
（ ）で表される脱Ｐ反応は、低温ほど進行し易い。
表される平衡が成立する。 ２［Ｐ］＋５／４ＦｅＣｒ2 Ｏ4 （ｓ） ＝Ｐ2 Ｏ5 （ｌ）＋５／４Ｆｅ）ｌ）＋５／２［Ｃｒ］・・・・（３） Ｆｅ−Ｎｉ合金に関して式（３）の平衡に関する熱力学
データは、式（４）で表される。ただし、［ ］はメタ
ル中の成分，ａP2O5はＰ2 Ｏ5 の活量，Ｔは温度（Ｋ）
を示す。 log ［％Ｐ］＝１／２log ａP2O5−０．００３［％Ｎｉ］ ＋５／４［％Ｃｒ］＋１４，９６５／Ｔ＋０．２０５・・・・（４） 式（４）から［％Ｃｒ］が高いと平衡する［％Ｐ］も高
くなり、脱Ｐしにくくなることが判る。また、温度Ｔが
高いと、与えられた［％Ｃｒ］に対し平衡する［％Ｐ］
が低くなる。すなわち、Ｃｒ−Ｐ平衡から、温度Ｔが高
い方が［Ｐ］の低下に有利であるといえる。他方、
（ ）で表される脱Ｐ反応は、低温ほど進行し易い。
【００１１】そこで、本発明で規定したＣｒ，Ｐの範囲
に調整するための望ましい精錬温度は、種々実験を重ね
た結果、１７５０〜１８５０℃の範囲にあることが判っ
た。この温度範囲を補償するための酸化発熱原料である
ＣやＳｉは、溶解原料として用いられるフェロニッケル
に含まれているため、別途添加する必要がない。この点
でも、フェロニッケルを使用する利点がある。精錬温度
が低過ぎると、Ｃｒ−Ｐ平衡から［Ｐ］が低下せず、十
分な脱Ｐが行われない。他方、高すぎる精錬温度では、
脱Ｐ反応そのものが遅延するばかりでなく、精錬炉の耐
火物が激しく損傷する。このようにして酸素吹錬終了時
点おけるスラグ組成や溶湯温度を調整することによっ
て、フェロニッケルから混入したＰ，Ｃｒを除去し、所
定範囲に調整された組成をもつＦｅ−Ｎｉ合金を得るこ
とができる。酸化精錬終了後のＦｅ−Ｎｉ合金は、ステ
ンレス鋼等の溶製に使用されるＶＯＤ炉，ＡＯＤ炉，加
熱機構を備えたＶＡＤ炉等を使用して脱酸，脱硫され
る。
に調整するための望ましい精錬温度は、種々実験を重ね
た結果、１７５０〜１８５０℃の範囲にあることが判っ
た。この温度範囲を補償するための酸化発熱原料である
ＣやＳｉは、溶解原料として用いられるフェロニッケル
に含まれているため、別途添加する必要がない。この点
でも、フェロニッケルを使用する利点がある。精錬温度
が低過ぎると、Ｃｒ−Ｐ平衡から［Ｐ］が低下せず、十
分な脱Ｐが行われない。他方、高すぎる精錬温度では、
脱Ｐ反応そのものが遅延するばかりでなく、精錬炉の耐
火物が激しく損傷する。このようにして酸素吹錬終了時
点おけるスラグ組成や溶湯温度を調整することによっ
て、フェロニッケルから混入したＰ，Ｃｒを除去し、所
定範囲に調整された組成をもつＦｅ−Ｎｉ合金を得るこ
とができる。酸化精錬終了後のＦｅ−Ｎｉ合金は、ステ
ンレス鋼等の溶製に使用されるＶＯＤ炉，ＡＯＤ炉，加
熱機構を備えたＶＡＤ炉等を使用して脱酸，脱硫され
る。
【００１２】
実施例１：Ｎｉ含有量が約３０重量％のフェロニッケル
を溶解原料として使用し、Ｎｉ含有量を３６重量％に成
分調整したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯の約８０トンを電気炉で
溶解した。電気炉出湯時のＣｒ，Ｐ，Ｃｏの分析値は、
それぞれ［Ｃｒ］＝１．９〜２．６重量％，［Ｐ］＝
０．０１８〜０．０２２重量％，［Ｃｏ］＝０．１〜
０．９重量％であった。得られた溶湯を上底吹きが可能
な転炉に装入し、ＣａＯを添加した後、上吹き酸素量を
変化させると共に炉底からＡｒガスを所定量のＡｒガス
を供給して溶湯を酸化精錬した。その結果、［Ｃｒ］を
０．０５〜１．０重量％，［Ｐ］を０．０１重量％以下
にするためには、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）の重量
比に適性範囲のあることが判明した。精錬温度１８２０
℃で（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）とＰの分配比（％
Ｐ）／［Ｐ］との関係を調査したところ、両者の間に図
１に示す関係が成立していた。図１から明らかなよう
に、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）が２．５を下回ると
Ｐの活量が低下せず、すなわち十分なＰの分配比が得ら
れず、［Ｐ］が０．０１重量％まで低下することはなか
った。他方、３．９を超える（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ
2 ）では、スラグの滓化性が低下し、スラグ／メタル反
応が十分に進行せず、ＣａＯを増量してもＰの分配比は
飽和していた。また、スラグの流動性が低下するため、
排滓性が悪化するばかりでなく、不必要にＣａＯが消費
された。
を溶解原料として使用し、Ｎｉ含有量を３６重量％に成
分調整したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯の約８０トンを電気炉で
溶解した。電気炉出湯時のＣｒ，Ｐ，Ｃｏの分析値は、
それぞれ［Ｃｒ］＝１．９〜２．６重量％，［Ｐ］＝
０．０１８〜０．０２２重量％，［Ｃｏ］＝０．１〜
０．９重量％であった。得られた溶湯を上底吹きが可能
な転炉に装入し、ＣａＯを添加した後、上吹き酸素量を
変化させると共に炉底からＡｒガスを所定量のＡｒガス
を供給して溶湯を酸化精錬した。その結果、［Ｃｒ］を
０．０５〜１．０重量％，［Ｐ］を０．０１重量％以下
にするためには、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）の重量
比に適性範囲のあることが判明した。精錬温度１８２０
℃で（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）とＰの分配比（％
Ｐ）／［Ｐ］との関係を調査したところ、両者の間に図
１に示す関係が成立していた。図１から明らかなよう
に、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）が２．５を下回ると
Ｐの活量が低下せず、すなわち十分なＰの分配比が得ら
れず、［Ｐ］が０．０１重量％まで低下することはなか
った。他方、３．９を超える（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ
2 ）では、スラグの滓化性が低下し、スラグ／メタル反
応が十分に進行せず、ＣａＯを増量してもＰの分配比は
飽和していた。また、スラグの流動性が低下するため、
排滓性が悪化するばかりでなく、不必要にＣａＯが消費
された。
【００１３】以上の結果から、［Ｃｒ］を０．０５〜
１．０重量％，［Ｐ］を０．０１重量％以下に低下させ
るためには、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）を２．５〜
３．９の範囲に調整することが有効であることが判っ
た。酸化精錬によって生成したスラグを除去した後、本
発明で規定した０．０５〜１．０重量％の［Ｃｒ］及び
０．０１重量％以下の［Ｐ］になった溶湯を取鍋に移
し、真空脱ガス精錬炉に装入した。精錬炉においてＡｌ
添加により脱酸した後、鋳造工程を経て得られたスラブ
を１１５０℃の抽出温度で熱間圧延し、冷延−焼鈍工程
を経て板厚０．２ｍｍの冷延コイルを製造した。得られ
た冷延コイルについて、表面疵発生の有無及び介在物の
組成調査を行った。表１の調査結果に示されているよう
に、Ｆｅ−Ｎｉ合金中のＡｌ含有量，非金属介在物中の
ＭｇＯ含有量，Ａｌ2 Ｏ3 含有量と冷延コイルの表面疵
発生状況との間には明らかな関係があった。
１．０重量％，［Ｐ］を０．０１重量％以下に低下させ
るためには、（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）を２．５〜
３．９の範囲に調整することが有効であることが判っ
た。酸化精錬によって生成したスラグを除去した後、本
発明で規定した０．０５〜１．０重量％の［Ｃｒ］及び
０．０１重量％以下の［Ｐ］になった溶湯を取鍋に移
し、真空脱ガス精錬炉に装入した。精錬炉においてＡｌ
添加により脱酸した後、鋳造工程を経て得られたスラブ
を１１５０℃の抽出温度で熱間圧延し、冷延−焼鈍工程
を経て板厚０．２ｍｍの冷延コイルを製造した。得られ
た冷延コイルについて、表面疵発生の有無及び介在物の
組成調査を行った。表１の調査結果に示されているよう
に、Ｆｅ−Ｎｉ合金中のＡｌ含有量，非金属介在物中の
ＭｇＯ含有量，Ａｌ2 Ｏ3 含有量と冷延コイルの表面疵
発生状況との間には明らかな関係があった。
【００１４】ヒートＮo.Ａ〜Ｅに示すように、本発明で
規定した範囲にＳｉ含有量，Ａｌ含有量を調整したＦｅ
−Ｎｉ合金を溶製した場合には、素材中に観察される非
金属介在物のＭｇＯ含有量が５重量％以下，Ａｌ2 Ｏ3
含有量が４０重量％以下になっていた。この組成の介在
物は、熱間圧延により粘性変形し、更に冷間圧延によっ
て１〜４μｍ程度に微細分散した。その結果、介在物に
起因した表面疵は皆無であった。シャドウマスク用材料
としての特性を調査するため、この表面疵のない冷延コ
イルをエッチングしたところ、エッチング不良は全く観
察されなかった。また、０．１〜０．９重量％のＣｏを
含んでいることから、Ｃｏを含まないシャドウマスク材
に比較して熱膨張係数が２０％も低下しており、エッチ
ング時間も３５％短縮されていた。
規定した範囲にＳｉ含有量，Ａｌ含有量を調整したＦｅ
−Ｎｉ合金を溶製した場合には、素材中に観察される非
金属介在物のＭｇＯ含有量が５重量％以下，Ａｌ2 Ｏ3
含有量が４０重量％以下になっていた。この組成の介在
物は、熱間圧延により粘性変形し、更に冷間圧延によっ
て１〜４μｍ程度に微細分散した。その結果、介在物に
起因した表面疵は皆無であった。シャドウマスク用材料
としての特性を調査するため、この表面疵のない冷延コ
イルをエッチングしたところ、エッチング不良は全く観
察されなかった。また、０．１〜０．９重量％のＣｏを
含んでいることから、Ｃｏを含まないシャドウマスク材
に比較して熱膨張係数が２０％も低下しており、エッチ
ング時間も３５％短縮されていた。
【００１５】これに対し、Ａｌ含有量が０．０１０重量
％を超えているヒートＮo.Ｆ〜Ｌでは、ＭｇＯ含有量及
びＡｌ2 Ｏ3 含有量がそれぞれ５重量％及び４０重量％
より多い非金属介在物が観察され、クラスター化した介
在物も多数観察された。また、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 のス
ピネル型アルミナ系非金属介在物も観察された。これら
ヒートＮo.Ｆ〜Ｌで得られた冷延コイルは、何れも製品
として許容できない介在物起因の表面疵が発生してい
た。以上の結果から、フェロニッケルの使用によって、
高価なＣｏを添加することなく、安価でしかも優れた性
質を呈するシャドウマスク材が得られることが確認され
た。なお、Ｓｉ含有量，Ａｌ含有量，非金属介在物組成
等が表面疵発生に及ぼす傾向は、３６重量％Ｎｉ以外の
Ｆｅ−Ｎｉ合金においても同様であった。
％を超えているヒートＮo.Ｆ〜Ｌでは、ＭｇＯ含有量及
びＡｌ2 Ｏ3 含有量がそれぞれ５重量％及び４０重量％
より多い非金属介在物が観察され、クラスター化した介
在物も多数観察された。また、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 のス
ピネル型アルミナ系非金属介在物も観察された。これら
ヒートＮo.Ｆ〜Ｌで得られた冷延コイルは、何れも製品
として許容できない介在物起因の表面疵が発生してい
た。以上の結果から、フェロニッケルの使用によって、
高価なＣｏを添加することなく、安価でしかも優れた性
質を呈するシャドウマスク材が得られることが確認され
た。なお、Ｓｉ含有量，Ａｌ含有量，非金属介在物組成
等が表面疵発生に及ぼす傾向は、３６重量％Ｎｉ以外の
Ｆｅ−Ｎｉ合金においても同様であった。
【００１６】
【００１７】実施例２：Ｎｉ含有量が約１８重量％のフ
ェロニッケルを溶解原料として使用し、Ｎｉ含有量を３
６重量％に成分調整したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯の約８０ト
ンを電気炉で溶解した。電気炉出湯時のＣｒ，Ｐ，Ｃｏ
の分析値は、それぞれ［Ｃｒ］＝１．５〜１．９重量
％，［Ｐ］＝０．０１９〜０．０２４重量％，［Ｃｏ］
＝０．１〜０．９重量％であった。得られた溶湯を上底
吹きが可能な転炉に装入し、ＣａＯを添加した後、上吹
き酸素量を１０，０００〜１１，０００Ｎｍ3 ／時，底
吹きＡｒガス流量を１０〜１５Ｎｍ3 ／時で供給し溶湯
を撹拌した。本実施例では、精錬温度及びスラグ中の酸
化鉄濃度を変化させた。溶製結果を示す表２にみられる
ように、本発明に従って精錬したヒートＮo.Ｍ〜Ｒで
は、［Ｃｒ］は０．０５〜１．０重量％，［Ｐ］は０．
０１重量％以下になっており、シャドウマスク材として
十分に満足する規格成分範囲内にＣｒ，Ｐを調整できる
ことが判った。これに対し、比較例のヒートＮo.Ｓ〜Ｖ
では。目標濃度までＣｒ含有量及びＰ含有量を下げるこ
とができなかった。
ェロニッケルを溶解原料として使用し、Ｎｉ含有量を３
６重量％に成分調整したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯の約８０ト
ンを電気炉で溶解した。電気炉出湯時のＣｒ，Ｐ，Ｃｏ
の分析値は、それぞれ［Ｃｒ］＝１．５〜１．９重量
％，［Ｐ］＝０．０１９〜０．０２４重量％，［Ｃｏ］
＝０．１〜０．９重量％であった。得られた溶湯を上底
吹きが可能な転炉に装入し、ＣａＯを添加した後、上吹
き酸素量を１０，０００〜１１，０００Ｎｍ3 ／時，底
吹きＡｒガス流量を１０〜１５Ｎｍ3 ／時で供給し溶湯
を撹拌した。本実施例では、精錬温度及びスラグ中の酸
化鉄濃度を変化させた。溶製結果を示す表２にみられる
ように、本発明に従って精錬したヒートＮo.Ｍ〜Ｒで
は、［Ｃｒ］は０．０５〜１．０重量％，［Ｐ］は０．
０１重量％以下になっており、シャドウマスク材として
十分に満足する規格成分範囲内にＣｒ，Ｐを調整できる
ことが判った。これに対し、比較例のヒートＮo.Ｓ〜Ｖ
では。目標濃度までＣｒ含有量及びＰ含有量を下げるこ
とができなかった。
【００１８】
【００１９】酸化精錬で生成したスラグを除去した後、
本発明で規定した０．０５〜１．０重量％の［Ｃｒ］，
０．０１重量％以下の［Ｐ］となったヒートＮo.Ｍ〜Ｒ
の溶湯を取鍋に移し、真空脱ガス精錬炉に装入した。精
錬時にＡｌ添加によって脱酸した後、鋳造工程を経て得
られたスラブを１１５０℃の抽出温度で熱間圧延し、冷
延−焼鈍工程を経て板厚０．１５ｍｍの冷延コイルを製
造した。得られた冷延コイルについて、表面疵発生の有
無及び介在物の組成調査を行った。表３の調査結果に示
されているように、本発明で規定した０．０１０重量％
以下のＡｌ含有量に調整したＦｅ−Ｎｉ合金を溶製した
ヒートＮo.Ｍ〜Ｏでは、素材中に観察される非金属介在
物のＭｇＯ含有量が５重量％以下，Ａｌ2 Ｏ3 含有量が
４０重量％以下になっており、冷延コイルでは介在物起
因の表面疵が皆無であった。また、この冷延コイルから
切り出された試験片をエッチングしたところ、エッチン
グ不良が全くみられず、シャドウマスク材として十分に
使用可能であることが判った。しかも、実施例１でも説
明したように、Ｃｏが含まれていることから、シャドウ
マスクとしての製品特性も向上していた。
本発明で規定した０．０５〜１．０重量％の［Ｃｒ］，
０．０１重量％以下の［Ｐ］となったヒートＮo.Ｍ〜Ｒ
の溶湯を取鍋に移し、真空脱ガス精錬炉に装入した。精
錬時にＡｌ添加によって脱酸した後、鋳造工程を経て得
られたスラブを１１５０℃の抽出温度で熱間圧延し、冷
延−焼鈍工程を経て板厚０．１５ｍｍの冷延コイルを製
造した。得られた冷延コイルについて、表面疵発生の有
無及び介在物の組成調査を行った。表３の調査結果に示
されているように、本発明で規定した０．０１０重量％
以下のＡｌ含有量に調整したＦｅ−Ｎｉ合金を溶製した
ヒートＮo.Ｍ〜Ｏでは、素材中に観察される非金属介在
物のＭｇＯ含有量が５重量％以下，Ａｌ2 Ｏ3 含有量が
４０重量％以下になっており、冷延コイルでは介在物起
因の表面疵が皆無であった。また、この冷延コイルから
切り出された試験片をエッチングしたところ、エッチン
グ不良が全くみられず、シャドウマスク材として十分に
使用可能であることが判った。しかも、実施例１でも説
明したように、Ｃｏが含まれていることから、シャドウ
マスクとしての製品特性も向上していた。
【００２０】これに対し、Ａｌ含有量が０．０１０重量
％を超える比較例のヒートＮo.Ｐ〜Ｒで得られた冷延コ
イルは、何れも製品として許容できない介在物起因の表
面疵が発生していた。この対比から明らかなように、本
発明で規定した操業条件を採用するとき、フェロニッケ
ルを溶解原料とし、表面疵のないＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
が得られることが確認された。
％を超える比較例のヒートＮo.Ｐ〜Ｒで得られた冷延コ
イルは、何れも製品として許容できない介在物起因の表
面疵が発生していた。この対比から明らかなように、本
発明で規定した操業条件を採用するとき、フェロニッケ
ルを溶解原料とし、表面疵のないＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
が得られることが確認された。
【００２１】
【００２２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、１０重量％以上のＮｉを含むフェロニッケルをＮｉ
源として使用し、Ｓｉ含有量，Ａｌ含有量，非金属介在
物中のＭｇＯ含有量及びＡｌ2 Ｏ3 含有量を規制し、酸
素吹錬終了時点における（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）
＝２．５〜３．９重量比となるように酸化精錬すること
により、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 のスピネル型アルミナ系非
金属介在物の生成を抑制し、格別な専用設備を必要とす
ることなく表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を多
量に且つ高生産性で製造できる。このようにして得られ
たＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、安定し且つ優れた特性を活
用し、磁性材料，リードフレーム，シャドウマスク等の
各種機能材として使用される。
は、１０重量％以上のＮｉを含むフェロニッケルをＮｉ
源として使用し、Ｓｉ含有量，Ａｌ含有量，非金属介在
物中のＭｇＯ含有量及びＡｌ2 Ｏ3 含有量を規制し、酸
素吹錬終了時点における（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ2 ）
＝２．５〜３．９重量比となるように酸化精錬すること
により、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 のスピネル型アルミナ系非
金属介在物の生成を抑制し、格別な専用設備を必要とす
ることなく表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を多
量に且つ高生産性で製造できる。このようにして得られ
たＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、安定し且つ優れた特性を活
用し、磁性材料，リードフレーム，シャドウマスク等の
各種機能材として使用される。
【図１】 精錬温度１８２０℃における（％ＣａＯ）／
（％ＳｉＯ2 ）とＰの分配比（％Ｐ）／［％Ｐ］との関
係を示したグラフ
（％ＳｉＯ2 ）とＰの分配比（％Ｐ）／［％Ｐ］との関
係を示したグラフ
フロントページの続き (72)発明者 長谷川 守弘 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｎｉ：３０〜５０重量％，Ｍｎ：０．１
〜０．５重量％，Ｓｉ：０．０２〜０．２重量％，Ｐ：
０．０１重量％以下，Ｃｒ：０．０５〜１．０重量％，
Ｃｏ：０．１〜１．０重量％及びＡｌ：０．０１０重量
％以下を含む組成をもち、非金属介在物中のＭｇＯ及び
Ａｌ2 Ｏ3 がそれぞれ５重量％以下及び４０重量％以下
に規制されていることを特徴とする表面性状に優れたＦ
ｅ−Ｎｉ合金冷延板。 - 【請求項２】 １０重量％以上のＮｉを含むフェロニッ
ケルをＮｉ源として溶製したＦｅ−Ｎｉ合金溶湯を、酸
素吹錬終了時点におけるスラグ組成が（％ＣａＯ）／
（％ＳｉＯ2 ）＝２．５〜３．９重量比となるように精
錬温度１７５０〜１８５０℃で酸化精錬し、Ｃｒ含有量
を０．０５〜１．０重量％，Ｐ含有量を０．０１重量％
以下にした後、脱酸及び脱硫精錬することを特徴とする
請求項１記載の表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板
の製造方法。 - 【請求項３】 スラグ中の酸化鉄濃度を１５〜３５重量
％に調整する請求項２記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31352295A JP3499349B2 (ja) | 1995-11-07 | 1995-11-07 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31352295A JP3499349B2 (ja) | 1995-11-07 | 1995-11-07 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09125210A true JPH09125210A (ja) | 1997-05-13 |
| JP3499349B2 JP3499349B2 (ja) | 2004-02-23 |
Family
ID=18042332
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31352295A Expired - Fee Related JP3499349B2 (ja) | 1995-11-07 | 1995-11-07 | 表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3499349B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003147429A (ja) * | 2001-11-12 | 2003-05-21 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐錆性に優れた低熱膨張性シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造方法 |
| JP2003336088A (ja) * | 2002-05-22 | 2003-11-28 | Idemitsu Kosan Co Ltd | 冷間圧延油組成物 |
| KR100558058B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-03-07 | 주식회사 포스코 | 에이오디를 이용한 고니켈합금의 정련방법 |
| JP2012229463A (ja) * | 2011-04-25 | 2012-11-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金およびその製造方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| 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 |
-
1995
- 1995-11-07 JP JP31352295A patent/JP3499349B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003147429A (ja) * | 2001-11-12 | 2003-05-21 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐錆性に優れた低熱膨張性シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造方法 |
| KR100558058B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-03-07 | 주식회사 포스코 | 에이오디를 이용한 고니켈합금의 정련방법 |
| JP2003336088A (ja) * | 2002-05-22 | 2003-11-28 | Idemitsu Kosan Co Ltd | 冷間圧延油組成物 |
| JP2012229463A (ja) * | 2011-04-25 | 2012-11-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3499349B2 (ja) | 2004-02-23 |
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