JPS63171852A - 製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は製造性を改良したＮｉ２５〜８５％を含有する
改良型Ｆｅ−Ｎｉ合金に関する。　Ｆａ−Ｎｉ合金は熱
膨張特性、封着性、磁気特性の面から広範囲な用途を有
する。たとえば３６％Ｎｉ合金は低膨張合金として、４
２％Ｎｉ合金はＩＣのリードフレーム用合金として、４
５％Ｎｉ合金は、高透磁率用合金として、５０％Ｎｉ合
金はトランジスター封着用合金として７８％Ｎｉ合金に
高透磁率用合金として、それぞれ使用されている。特に
近年の電子工業の発展に伴い、電子機器用材料としての
Ｆｅ−Ｎｉ合金の需要が増大している。

また電子機器用材料以外にも低温構造用材料、人工ダイ
ヤモンド製造時の触媒用材料としても使用されておりそ
の用途は電子機器用材料に限定されていない。

〈従来技術とその問題点〉 本発明でいう製造性とは連続鋳造性と熱間加工性である
。　Ｆｅ−Ｎｉ合金は連続鋳造性と熱間加工性が著しく
劣るため、連続鋳造する場合、鋳造材の表面に割れ疵が
発生し、この疵除去のためしばしば重研削をしなければ
ならない、また熱間圧延する場合に割れ疵が発生するこ
とがある。このため製品歩留が著しく低下し、製造コス
トが高くなるという問題点がある。

従って製造コストを低減するためには、連続鋳造性を改
善し鋳造材の表面割れ疵の発生を防止すること、また熱
間加工性を改善し、熱間加工時の割れ疵を防止すること
が必要である。

連続鋳造時の割れ原因としては、たとえば第６９・７０
回西山記念講座「ブルーム・ビレット連続鋳造技術の最
近の進歩Ｊ　Ｐ３３８に示されているようにｐ、　ｓ、
　ｏなとの結晶粒界析出による脆化が考えられる。しか
しながら連続鋳造時に熱歪の少ない均一な冷却条件に制
御することがむずかしく、Ｓを低くしても表面割れ疵が
発生することが多く。

鋳造材表面割れ疵を除去するために製品歩留が著しく低
下する。また表面割れ疵を研削除去しても、熱間加工時
に割れが発生し、さらに製品歩留が低下することがある
。

本発明は連続鋳造時の表面割れ感受性が低くかつ熱間加
工時の割れ感受性の低い合金を得ることを目的としてい
る。

〈発明の構成〉 本発明は重量でＣ００１％以下、Ｓｉ　１％以下、Ｍｎ
１％以下、Ｐ　Ｏ，０４０％以下、　Ｓ　Ｏ，０１％以
下、ＡＱ　０．３０％以下、Ｎｉ　２５〜８５％、およ
び少量のＴｉ、　ＺｒまたはＢを一種または二種以上を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる製造
性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金を提供する。

本発明におけるＦａ−Ｎｉ合金の成分限定理由を次に述
べる。

Ｃは０．１％以上を越えると熱膨張係数が大きくなるの
で０．１％以下に限定した。

Ｓｌは脱酸上必要であるが、１％で充分である。

Ｍｎは脱酸上必要であるが、１％を越えると熱膨張係数
が大きくなるので、１％以下に限定した。

Ｐは連続鋳造性を劣化させる元素であるので、０．０４
０％以下に限定した。

Ｓは連続鋳造性を劣化させる元素であるので０．０１％
以下に限定した。

ＡΩは脱酸上必要であるが０．３％で充分である。

Ｎｉは熱膨張係数、封着性、磁気特性に影響を与える重
要な元素である。従って使用目的により目標値は異なる
が後に実証するようにＦｅ−Ｎｉ合金として２５〜８５
％の範囲で同一種合金と考えられるので、そう限定した
。

ＴｉはＦｅ−Ｎｉ合金に適量添加することにより、製造
性が良くなり、鋳造材の表面割れ疵がなくなること、か
つ熱間加工時の割れ疵がなくなることを見い出したもの
で、従って本発明中の最重要元素である。しかし、その
適正量は０．０５〜０．５０％の範囲であって、　Ｏ，
ＯＳ％未満では効果なく、また０６５０％の添加で充分
であるので０．０５〜ｏ、５ｏ％の範囲に限定した。

ＺｒはＴｉと同様に適量添加することにより製造性が著
しく良好となる。Ｔｉと同様本発明中の最重要元素であ
る。しかしその適正量は０．０１〜０．２０％の範囲で
あって０．０１％未満では効果がなく、また０、２０％
で充分であるので０．０１〜０．２０％の範囲に限定し
た。

ＢはＴｉおよびＺｒと同様に製造性を著しく良好にする
本発明中の最重要元素の一つである。その適正量はｏ、
ｏｏｏｓ〜０．０２００％の範囲であって、ｏ、ｏｏｏ
ｓ％未満では効果がなく、また０、０２００％を越す過
剰の添加はホウ化物が析出し効果がなくなるのでｏ、ｏ
ｏｏｓ〜０，０２００％の範囲に限定した。

なおＴｉ、　Ｚｒ、　Ｂは２種以上の複合添加しても雫
。

独添加の場合と同様に製造性を良好にする。

〈発明の具体的開示〉 以下実施例により本発明を具体的に説明する。

実施例 表１に示す化学組成を有するＦｅ−Ｎｉ合金を高周波真
空溶解炉で溶製し、　３０ｋｇ鋼塊とした。溶製した鋼
塊より試験片を切出し製造性を調査した。

製造性の評価試験として高温引張試験を行なった。すな
わち直径１０ｍ園の試験片を８００〜１３００℃の引張
試験温度に加熱後歪速度１０””／ｓｅｅで破断するま
で引張試験を行ない、断面収縮率製測定し連続鋳造性の
評価を行なった。また歪速度１／ｓｅｃでの引張試験を
行ない熱間加工性の評価をした。

高温引張試験は連続鋳造性および熱間加工性の評価方法
として一般に使用されている。低歪速度１０−”／ｓｅ
ｅでの試験は連続鋳造時の二次冷却帯におけるバルジン
グ歪みに起因する表面割れ感受性の評価試験として、ま
た高歪速度たとえば１〜１０７ｓｅｃでの試験は熱間加
工時の割れ感受性の評価試験として用いられている。

第１〜６図に連続鋳造時の表面割れ感受性の評価試験す
なわち低歪速度０．０１／ｓｅｅでの高温引張試験の結
果を示す。

第１，２図は低歪速度の高温引特性、即ち、連続鋳造性
とＮｉ含有量の関係を示すものであるが、この結果を見
れば、　Ｎｉ含有ｔ２９．９％から７８．６％までの合
金が大体同じ傾向を示し１本願で問題とする属性に関す
る限り同−範鴫に属すると考えてよいことを示している
。

第３図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造性に
対するＴｉの影響を示すものである。これによるとＴｉ
を０．０６％含む試料＆１−７では断面収縮率が５０％
を越え、またさらにＴ１含有量の多い試料＆　１−８　
（０，２５％Ｔｉ）、および試料１−９では断面収縮率
が８０％を越えている。即ちＴｉの添加により断面収縮
が増大し、かつ表面割れ感受性が低くなり連続鋳造性が
良好になっている。

第４図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造性に
対するＺｒ、　Ｖ、　Ｎｂの影響を示すものである。こ
れによるとＶ、　Ｎｂは効果がないことがわかる。また
、　Ｚｒ　Ｏ，０２％を含む試料＆１−１０．１−１１
および１−１２は低歪速度の高温引張特性即ち、連続鋳
造性が改善されている。

第５図は低歪速度の高温引張特性、即ち、連続鋳造性に
対するＢの影響を示すものである。これによると多すぎ
るＢは表面割れ感受性を低下させることがわかる。

第６図はＴｉ、　Ｚｎ、　Ｂの複合添加の第７〜１２図
は第１〜６図と同じ試料について高歪速度での高温引張
特性、即ち、熱間加工性とＮｉ、　Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｎ
ｂ。

Ｂの含有量との関係を示すものであるが、第１〜６図の
場合と全く同一の傾向を示している。

総括していうと、　Ｔｉ、　ＺｒおよびＢの添加により
低歪速度高温引張試験には８００〜１０００℃の温度範
囲での断面収縮率が４０％以下から８０％以上に変化し
ており、この温度範囲での高温延性即ち連続鋳造性が著
しく改善されているｍＴｘは０．０４％以上。

Ｚｒは０．０１％以上、またＢはｏ、ｏｏｏｓ　〜ｏ、
ｏｚｏｏ％で効果がある。

高歪速度での高温引張試験では、　Ｔｉ、　Ｚｒおよび
Ｂの添加により８００〜１２００℃の温度範囲で断面収
縮率が９０％以上を示しており、高温延性即ち熱間加工
性が改善されている。

第１〜１２図の結果をもとにＬＤ−ＶＡＣ法（電気炉−
転炉一説ガス）でＦｅ−Ｎｉ合金を溶製し、円弧型マル
チロール型連続鋳造機で２００鳳■厚さのスラブに連続
鋳造し表面割れ疵の深さを調査した。その後表面割れ疵
を研削除去した後、熱間圧延しスラブ表面の割れ疵の有
無を調査した。

第１３図に連続鋳造材の割れ疵の１例を示すが、割れ疵
は連続鋳造材の表面から肉眼で観察できない微細な割れ
疵（図の右上にならんでいる黒い点）である、第１３図
に示すように、連続鋳造材を切断研削後、王水でマクロ
腐食し、染色浸透探傷法で検出される程度の微細な割れ
疵であるが深さは表面から１５ｍ朧になることがある。

表２に製造した連続鋳造材の成分と表面割れ疵の深さを
示す０表２に示すように、Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｂの嚇独添
加ないし複合添加した場合に表面割れ疵のない良好な連
続鋳造材が製造できることが明らかとなった。

第１４図に熱間圧延後の割れ疵を示す０割れ疵はエツジ
ヤ−ロールでの圧延の影響を受ける連続鋳造材の端面近
附で発生しやすい。

表２に熱間圧延後の割れ疵の有無を示すが、Ｔｉ。

Ｚｒ、　Ｂの単独添加ないし、複合添加した場合に熱間
圧延時の割れ疵のない良好な熱間圧延材を製造できるこ
とが明らかとなった。

本発明合金では、連続鋳造材の表面割れ疵を除去するた
めの重研削を実施する必要がなくなり著しく歩留が向上
した。さらに熱間圧延時に割れ疵が発生しなくなりこの
面からも歩留が向上した。

第１５〜１６図に連続鋳造材より切出した試験片の高温
引張試験結果の１例を示すが１本発明により高温延性即
ち製造性が改善されることが、明らかとなった。

く本発明の効果〉 本発明は従来のＦｅ−Ｎｉ合金の連続鋳造性および熱間
加工性が著しく劣ることに鑑み、成分組成を限定し、特
にＴｉ、　Ｚｒ、　Ｂの三元素のうち一元素を単独にま
たは二種以上複合添加することにより次の効果を得るこ
とができた。

Ｆｅ−Ｎｉ合金の連結鋳造時の表面割れ疵および熱間圧
延時の表面割れ疵を防止することが出来たので成品歩留
を著しく向上させることが可能となった。即ちＦｅ−Ｎ
ｉ合金を安価に製造することが出来るようになった。

【図面の簡単な説明】

第１〜６図は組成と歪速度０．０１／秒での高温引張特
性の関係を示す。 第７〜１２図は組成と歪速度１／秒での高温引張特性の
関係を示す。 第１３図は連続鋳造材の表面疵を断面で示す金属組織の
写真である。 第１４図は熱間圧延材の表面組織（表面疵）を示す写真
である。 第１５．１６図は比較合金と本発明合金の連続鋳造材の
高温引張特性を示を図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量で Ｃ：０．１％以下、 Ｓｉ：１％以下、 Ｍｎ：１％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．３％以下、 Ｎｉ：２５〜８５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる製
   造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金。 ２、重量で Ｃ：０．１％以下、 Ｓｉ：１％以下、 Ｍｎ：１％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．３％以下、 Ｎｉ：２５〜８５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる製
   造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金。 ３、重量で Ｃ：０．１％以下、 Ｓｉ：１％以下、 Ｍｎ：１％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．３％以下、 Ｎｉ：２５〜８５％、 Ｂ：０．０００５〜０．０２％、 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる製
   造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金。 ４、重量で Ｃ：０．１％以下、 Ｓｉ：１％以下、 Ｍｎ：１％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．３％以下、 Ｎｉ：２５〜８５％、 および Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、 Ｂ：０．００５〜０．０２％ の２種または３種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
   不純物よりなる製造性の良好なＦｅ−Ｎｉ合金。