JPH04218644A - 清浄性およびエッチング穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金冷延板およびその製造方法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、高鮮明ＴＶのシャド
ウマスク材として使用することができる、エッチング穿
孔時に、欠陥が発生せず、そして、熱膨張率の低い、清
浄性およびエッチング穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ　系合
金冷延板およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板は、主とし
て電子部品用材として使用されている。例えば、４２ｗ
ｔ．％のニッケルを含有するＦｅ−Ｎｉ　系合金板は、
電気伝導性、耐熱性、曲げ加工性、メッキ付着性および
ハンダ付け性において優れているので、ＩＣリ−ドフレ
−ム材として使用されている。更に、熱膨張率が非常に
小さい、３６ｗｔ．％のニッケルを含有するＦｅ−Ｎｉ
　系合金板は、カラ−テレビのシャドウマスク材または
低温の液体を保存するための容器の材料として使用され
ている。

【０００３】高鮮明ＴＶのシャドウマスク材としてのＦ
ｅ−Ｎｉ　系合金冷延板には、エッチング穿孔時に欠陥
が発生せず、そして、熱膨張率が低いことが要求される
。ＴＶのシャドウマスク材としてのＦｅ−Ｎｉ　系合金
冷延板として、次に示すＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板が提
案されている。

【０００４】特開昭　６２−１６１，９３６　号公報に
開示された、冷間圧延時の表面性状に優れた、本質的に
下記からなるＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板： ニッケル　　　　：　３０　　〜　　４５　　　ｗｔ．
％　、マンガン　　　　：　０．３　〜　　１．０　ｗ
ｔ．％、シリコン　　　　：　０．１　〜　　０．３　
ｗｔ．％、　　アルミニウム：　０．０００４〜０．０
０２０　ｗｔ．％　、および、　　　　　　残り、鉄お
よび不可避的不純物、但し、前記不可避的不純物として
の非金属介在物は、図１に示すＡｌ２Ｏ３−Ｍｎ０−Ｓ
ｉＯ２系三元状態図において、 　　　　　　を順次に結ぶ線によって囲まれた領域内の
組成物からなっている（以下、「先行技術」という）。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述した先行技術は次
のような問題を含んでいる。即ち、非金属介在物が、図
１に示すＡｌ２Ｏ３−ＭｎＯ−ＳｉＯ２系三元状態図に
おいて、ポイント１、２、３、４および５を順次に結ぶ
線によって囲まれた領域内の組成物からなっていること
に起因して、非金属介在物が、最も温度の低い、１，２
００　℃の液相温度線に囲まれた、スペッサ−タイトに
近い領域内の組成物からなっている。その結果、非金属
介在物は、融点が低く、且つ、変形能が大きく、そして
、その合計量が多い。非金属介在物の粒径が大きく、ま
たは、融点の低い化合物の含有量が多いと、合金インゴ
ットを熱間圧延、冷間圧延して冷延板を調製したときに
、冷延板中の非金属介在物が線状に変形し、その結果、
エッチング穿孔時に欠陥が生じる原因となる。

【０００６】このようなことから、高鮮明ＴＶのシャド
ウマスク材として使用することができる、エッチング穿
孔時に欠陥が発生せず、そして、熱膨張率の低い、清浄
性およびエッチング穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ　系合金
冷延板が要求されているが、かかる合金冷延板およびそ
の製造方法は、まだ提案されていない。

【０００７】従って、この発明の目的は、高鮮明ＴＶの
シャドウマスク材として使用することができる、エッチ
ング穿孔時に欠陥が発生せず、そして、熱膨張率の低い
、清浄性およびエッチング穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ　
系合金冷延板およびその製造方法を提供することにある
。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
観点から、高鮮明ＴＶのシャドウマスク材として使用す
ることができる、エッチング穿孔時に欠陥が発生せず、
そして、熱膨張率の低い、清浄性およびエッチング穿孔
性に優れたＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板およびその製造方
法を開発すべく、鋭意研究を重ねた。その結果、次の知
見を得た。

【０００９】３０から４５ｗｔ．％の範囲内のニッケル
を含有する、脱燐および脱炭したＦｅ−Ｎｉ　系溶融合
金を調製し、２０から４０ｗｔ．％の範囲内のＣａＯ　
を含有するＭｇＯ−ＣａＯ　系耐火物製の取鍋内におい
て、このように調製した前記Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金に
アルミニウムを添加し、アルミニウムを添加した前記Ｆ
ｅ−Ｎｉ　系溶融合金を、前記取鍋内において、下記か
らなる　ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系スラグ：ＣａＯ
　およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．％以上、但し、Ｃ
ａＯ　／（ＣａＯ　＋　Ａｌ２Ｏ３）の比は０．４５以
上、 ＭｇＯ　　　　　　　　　　　　：　２５　ｗｔ．％　
　以下　　、ＳｉＯ２　　　　　　　　　　　：　１５
　ｗｔ．％　　以下、および、シリコンよりも酸素親和
力の弱い金属の酸化物　：　　３　ｗｔ．％以下、と反
応させて、前記Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金を脱酸すること
により、溶融合金中の溶存酸素量が低下し、そして、溶
融合金中に生成した酸化物がスラグに吸収される。

【００１０】その結果、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金冷延板中に
存在する非金属介在物の合計量が、酸素に換算して０．
００２　ｗｔ．％以下になる。換言すれば、上述した溶
融合金中の溶存酸素量が低下するに伴って、溶融合金の
凝固時に、析出する非金属介在物の総量が低下するだけ
でなく、析出核となる低融点懸濁物が存在しないので、
非金属介在物の粒径の成長が抑制される。

【００１１】Ｆｅ−Ｎｉ　系合金冷延板中に存在する非
金属介在物は、図２に示すＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ
　三元系状態図において、 を順次に結ぶ線によって囲まれた領域以外の領域内、即
ち、１６００℃の液相線によって特定された、１６００
℃以上の融点の領域内の組成物からなっているので、非
金属介在物の粒径が６μｍ　以下になる。

【００１２】この発明は、上述した知見に基づいてなさ
れたものであって、この発明の、清浄性およびエッチン
グ穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板は、本質的
に下記からなっている。 ニッケル　　　　：　３０　　　　〜　４５　　ｗｔ．
％　、マンガン　　　　：　０．１　　　〜　１．０　
ｗｔ．％　、アルミニウム：　０．００３　〜　０．０
３０　ｗｔ．％　、および、残り、鉄および不可避的不
純物、但し、前記不可避的不純物としてのシリコン、ク
ロム、炭素、窒素、硫黄、燐、酸素および非金属介在物
のそれぞれの含有量は、シリコンについては、０．４　
　　ｗｔ．％以下、クロムについては、０．１　　　ｗ
ｔ．％以下、炭素については、０．００５　ｗｔ．％以
下、窒素については、０．００５　ｗｔ．％以下、硫黄
については、０．００５　ｗｔ．％以下、燐　　につい
ては、０．０１０　ｗｔ．％以下、酸素については、０
．００２　ｗｔ．％以下、および、非金属介在物につい
ては、酸素に換算していて０．００２　ｗｔ．％以下、
前記非金属介在物は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　三
元系状態図において、１，６００　℃の液相線によって
特定された、１，６００　℃以上の融点の領域内の、　
６μｍ　以下の粒径を有する組成物からなっており、そ
して、前記組成物は、ＣａＯ　、Ａｌ２Ｏ３　および　
ＭｇＯのうちの少なくとも１つを含有している。

【００１３】この発明の、清浄性およびエッチング穿孔
性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金冷延板の製造方法は、下記
ステップからなっている。３０から４５ｗｔ．％の範囲
内の量のニッケルを含有する、脱燐および脱炭したＦｅ
−Ｎｉ　系溶融合金を調製し、２０から４０ｗｔ．％の
範囲内の量のＣａＯ　を含有する、ＭｇＯ−ＣａＯ　系
耐火物製の取鍋内において、このように調製した前記Ｆ
ｅ−Ｎｉ　系溶融合金にアルミニウムを添加し、アルミ
ニウムを添加した前記Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金を、前記
取鍋内において、下記からなる　ＣａＯ−　Ａｌ２Ｏ３
−ＭｇＯ　系スラグ：ＣａＯ　およびＡｌ２Ｏ３：　５
７　ｗｔ．％以上、但し、ＣａＯ　／（ＣａＯ　＋　Ａ
ｌ２Ｏ３）の比は、０．４５以上、ＭｇＯ　　　　　　
　　　　　　：　２５　ｗｔ．％　　以下　　、ＳｉＯ
２　　　　　　　　　　　：　１５　ｗｔ．％　　以下
、および、シリコンよりも酸素親和力の弱い金属の酸化
物　：　　３　ｗｔ．％下、と反応させて、前記Ｆｅ−
Ｎｉ　系溶融合金を脱酸し、前記脱酸したＦｅ−Ｎｉ系
溶融合金を、インゴットに鋳造し、そして前記インゴッ
トを分塊圧延し、熱間圧延し、そして、冷間圧延して、
その粒径が６μｍ　以下で、且つ、酸素に換算して０．
００２　ｗｔ．％以下の合計量の非金属介在物を含有す
るＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板を製造する。

【００１４】この発明の、清浄性およびエッチング穿孔
性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金冷延板の化学成分組成を、
上述した範囲内に限定した理由について、以下に述べる
。 （１）ニッケル：ニッケルは、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板の
熱膨張率に大きな影響を及ぼす成分である。ニッケル含
有量が、３０から４５ｗｔ．％の範囲内では、合金板の
熱膨張率が小さい。しかしながら、ニッケル含有量が、
３０ｗｔ．％未満の場合には、合金板の熱膨張率が高く
なる。一方、ニッケル含有量が、４５ｗｔ．％を超えて
も、合金の熱膨張率が高くなる。熱膨張率の高いＦｅ−
Ｎｉ　系合金冷延板を、シャドウマスク材として使用し
たときには、色ずれの原因となる。従って、ニッケル含
有量は、３０から４５ｗｔ．％の範囲内に限定すべきで
ある。なおニッケルの原料として、インコニッケル（イ
ンタ−ナショナル社製のニッケルの商品名）、電解ニッ
ケルが通常用いられる。コストを低下させるために、コ
バルトを含有するト−ニメット（東京ニッケル社製のニ
ッケルの商品名）を使用してもよい。この際、１　ｗｔ
．％以下の量のコバルトが含まれるけれども、ニッケル
の含有量が、上述した範囲内であれば問題はない。

【００１５】（２）マンガン：マンガンは、Ｆｅ−Ｎｉ
　系合金板の熱間加工性を向上させる作用を有している
。しかしながら、マンガン含有量が０．１ｗｔ．％未満
では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、
マンガン含有量が１．０　ｗｔ．％を超えると、合金板
の硬度が過度に高くなり、シャドウマスク材として適さ
ない。従って、マンガン含有量は、０．１　から１．０
　ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。

【００１６】（３）アルミニウム：アルミニウムは、Ｆ
ｅ−Ｎｉ　系合金板中の非金属介在物の量およびその粒
径の大きさに影響を及ぼす成分である。アルミニウムの
含有量が０．００３　から０．０３ｗｔ．％の範囲内で
は、粒径の小さい、そして、微量の非金属介在物が合金
板中に生成する。しかしながら、アルミニウムの含有量
が０．００３　ｗｔ．％未満では、粒径が大きく、そし
て、融点が低く、且つ、展伸性が高い非金属介在物が多
量に生成して、冷延板中に、線状の形で存在する。その
結果、合金板のエッチング穿孔時に、欠陥を生じる。一
方、アルミニウムの含有量が０．０３ｗｔ．％を超える
と、合金板の黒化処理性が低下する。従って、アルミニ
ウムの含有量は、０．００３から０．０３０ｗｔ．％　
の範囲内に限定すべきである。

【００１７】（４）シリコン：シリコンは、Ｆｅ−Ｎｉ
　系合金中に不可避的に混入する不純物の１つである。 シリコン含有量は、少ない程、好ましいが、シリコン含
有量を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性
の観点から困難である。しかしながら、シリコンの含有
量が０．４　ｗｔ．％を超えると、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金
板のエッチング穿孔時に、エッチング液が汚れて、生産
性を低下させる。従って、シリコンの含有量は、０．４
　ｗｔ．％以下に限定すべきである。

【００１８】（５）クロム：クロムは、Ｆｅ−Ｎｉ　系
合金中に不可避的に混入する不純物の１つである。クロ
ム含有量は、少ない程、好ましいが、クロム含有量を、
工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観点か
ら困難である。しかしながら、クロムの含有量が０．１
　ｗｔ．％を超えると、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板のエッチ
ング穿孔速度が遅くなって、生産性を低下させ、そして
、合金板の熱膨張率が高くなって、色ずれが生じる。従
って、クロムの含有量は、０．１　ｗｔ．％以下に限定
すべきである。

【００１９】（６）炭素：炭素は、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金
中に不可避的に混入する不純物の１つである。炭素含有
量は、少ない程、好ましいが、炭素含有量を、工業的規
模で大幅に低減させることは、経済性の観点から困難で
ある。 しかしながら、炭素含有量が０．００５　ｗｔ．％を超
えると、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板中に鉄炭化物が多量に生
成して、合金板のエッチング穿孔性を阻害し、穿孔欠陥
を生じる原因となる。更に、炭素含有量が０．００５　
ｗｔ．％を超えると、合金板のプレス成形性が低下する
。従って、炭素含有量は、０．００５ｗｔ．％以下に限
定すべきである。

【００２０】（７）窒素：窒素は、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金
中に不可避的に混入する不純物の１つである。窒素含有
量は、少ない程、好ましいが、窒素含有量を、工業的規
模で大幅に低減させることは、経済性の観点から困難で
ある。 しかしながら、窒素含有量が０．００５　ｗｔ．％を超
えると、合金板中に金属窒化物が多量に生成して、合金
板のエッチング穿孔性を阻害し、穿孔欠陥を生じる原因
となる。従って、窒素含有量は、０．００５　ｗｔ．％
以下に限定すべきである。

【００２１】（８）硫黄：硫黄は、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金
中に不可避的に混入する不純物の１つである。硫黄含有
量は、少ない程、好ましいが、硫黄含有量を、工業的規
模で大幅に低減させることは、経済性の観点から困難で
ある。 しかしながら、硫黄含有量が０．００５　ｗｔ．％を超
えると、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板中に硫化物系非金属介在
物が多量に生成して、合金板のエッチング穿孔性を阻害
し、穿孔欠陥を生じる原因となる。従って、硫黄含有量
は、０．００５　ｗｔ．％以下に限定すべきである。

【００２２】（９）燐：燐は、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金中に
不可避的に混入する不純物の１つである。燐含有量は、
少ない程、好ましいが、燐含有量を、工業的規模で大幅
に低減させることは、経済性の観点から困難である。し
かしながら、リン含有量が　０．０１０ｗｔ．％を超え
ると、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板の熱間加工性が著しく劣化
する。従って、燐含有量は、０．０１０　ｗｔ．％以下
に限定すべきである。

【００２３】（１０）酸素：酸素は、Ｆｅ−Ｎｉ　系合
金中に不可避的に混入する不純物の１つである。酸素含
有量は、少ない程、好ましいが、酸素含有量を、工業的
規模で大幅に低減させることは、経済性の観点から困難
である。しかしながら、酸素含有量が０．００２　ｗｔ
．％を超えると、合金中に酸化物系非金属介在物が多量
に生成して、合金板のエッチング穿孔性を阻害し、穿孔
欠陥を生じる原因となる。従って、酸素含有量は、０．
００２　ｗｔ．％以下に限定すべきである。

【００２４】（１１）非金属介在物：非金属介在物は、
Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板中に不可避的に混入する不純物の
１つである。非金属介在物は、主として、酸化カルシウ
ム（ＣａＯ）　、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）　お
よび酸化マグネシウム（ＭｇＯ）　からなっており、Ｆ
ｅ−Ｎｉ　系合金板のエッチング穿孔性に大きな影響を
及ぼす成分である。合金板中の非金属介在物の含有量が
、酸素に換算して０．００２　ｗｔ．％を超えると、合
金板のエッチング穿孔性を阻害して、穿孔欠陥を生じる
原因となる。従って、非金属介在物の含有量は、酸素に
換算して０．００２　ｗｔ．％以下に限定すべきである
。

【００２５】非金属介在物が、図２に示すＣａＯ−Ａｌ
２Ｏ３−ＭｇＯ　三元系状態図において、ポイント１、
２、３、４および５を順次結ぶ線によって囲まれた領域
以外の領域内、即ち、１，６００　℃の液相線（即ち、
図２中の太い実線）によって特定された、１，６００　
℃以上の融点の領域内の組成物からなっていると、非金
属介在物の粒径は、６　μｍ　以下になり、Ｆｅ−Ｎｉ
　系合金冷延板は、優れたエッチング穿孔性を示す。従
って、非金属介在物は、図２に示すＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３
−ＭｇＯ　三元系状態図において、ポイント１、２、３
、４および５を順次結ぶ線によって囲まれた領域以外の
領域内の組成物からなるべきである。

【００２６】次に、この発明に従って、Ｆｅ−Ｎｉ　系
溶融合金を取鍋内において精錬するに際して、２０から
４０ｗｔ．％の範囲内の量のＣａＯ　を含有する　Ｍｇ
Ｏ−ＣａＯ系耐火物製の取鍋を使用する理由を、以下に
述べる。（１）　耐火物中の　ＣａＯの含有量が　２０
　ｗｔ．％未満では、スラグの耐火物中への侵潤深さ（
ｐｅｎｅｔｒａｔｉｏｎ　ｄｅｐｔｈ）　が大きくなっ
て、耐火物の劣化が生じる。一方、ＣａＯ　の含有量が
４０ｗｔ．％を超えると、耐火物融点が低くなり、溶損
度合い（ｗｏｒｎ　ｒａｔｉｏ）が大きくなって、高温
において長時間にわたり溶融合金をスラグ精錬すること
が不可能になる。従って、耐火物中のＣａＯ　の含有量
は、２０から４０ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである
。

【００２７】上述したことを、図４を参照して詳述する
。図４において、「●」は、スラグの浸潤深さ、そして
、実線は、その浸潤深さ曲線を示し、「○」は、耐火物
の溶損度合いを、そして、破線は、その溶損度合い曲線
を示す。図４において、縦軸は、浸潤深さ、および、溶
損度合いを示す。横軸は、ＭｇＯ　および　ＣａＯの含
有量を示す。即ち、横軸の上部目盛りは、０　から１０
０　ｗｔ．％のＭｇＯ　含有量を示し、そして、その下
部目盛りは、１００　から　０　ｗｔ．％　の　ＣａＯ
含有量を示す。従って、横軸は、ＭｇＯ　および　Ｃａ
Ｏの合計量が常に　１００　ｗｔ．％　であることを示
している。例えば、ＭｇＯ　の含有量が　１００　ｗｔ
．％　のときは、　ＣａＯの含有量は　０　ｗｔ．％　
であり、そして、ＭｇＯ　の含有量が　２０　ｗｔ．％
のときは、ＣａＯ　の含有量は　８０　ｗｔ．％である
。図４から明らかなように、ＣａＯ　の含有量が、２０
から４０ｗｔ．％の範囲内のときには、スラグの浸潤深
さ、および、耐火物の溶損度合いが共に小さくなってい
る。

【００２８】（２）　ＭｇＯ−ＣａＯ　系耐火物製の取
鍋は、合金酸化物の源であるＦｅ２Ｏ３　、ＳｉＯ２お
よびＣｒ２Ｏ３　等の酸化物の含有量が少ないので、溶
融合金中の酸素濃度を低く維持して、シリコンおよびク
ロムのピックアップを防止することができる。従って、
ＭｇＯ−ＣａＯ　系耐火物製の取鍋を使用すべきである
。

【００２９】次に、この発明に従って、Ｆｅ−Ｎｉ　系
溶融合金を取鍋内において精錬するに際して、下記から
なるＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　系スラグ：ＣａＯ　
およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．％以上、但し、Ｃａ
Ｏ　／（ＣａＯ　＋　Ａｌ２Ｏ３）の比は０．４５以上
、ＭｇＯ　　　　　　　　　　　　：　２５　ｗｔ．％
　　以下　　、ＳｉＯ２　　　　　　　　　　　：　１
５　ｗｔ．％　　以下、および、シリコンよりも酸素親
和力の弱い金属の酸化物　：　　３　ｗｔ以下、を使用
する理由を、以下に述べる。

【００３０】（１）　　ＣａＯ　／（ＣａＯ　＋　Ａｌ
２Ｏ３）の比が０．４５未満では、スラグ中のＡｌ２Ｏ
３　の活量が０．５　を超える。スラグ中のＡｌ２Ｏ３
　の活量が０．５　を超えると、アルミニウムの量を一
定にした場合のアルミニウムの脱酸力が低下する。 従って、ＣａＯ　／　（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３）　の比は
、０．４５以上に限定すべきである。

【００３１】上述したことを、図５を参照して詳述する
。図５は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　系スラグ中の
Ａｌ２Ｏ３　およびＣａＯ　の各々の活量と　ＣａＯ　
／（ＣａＯ　＋　Ａｌ２Ｏ３）の比との間の関係を示す
グラフである。縦軸は、Ａｌ２Ｏ３　およびＣａＯ　の
各々の活量　　（ａＡｌ２Ｏ３　ａｎｄ　　ａＣａＯ　
）　を示し、そして、横軸は、　ＣａＯ　／（ＣａＯ　
＋　Ａｌ２Ｏ３）　の比を示す。更に、図５は、Ａｌ２
Ｏ３　およびＣａＯ　の一般に知られている３種類の等
活量線を示す。図５から明らかなように、ＣａＯ　／　
（ＣａＯ　＋　　Ａｌ２Ｏ３）の比が、０．４５以上で
は、何れの　Ａｌ２Ｏ３の等活量線においても、Ａｌ２
Ｏ３　の活量（ａＡｌ２Ｏ３）が　０．５以下に抑制さ
れる。その結果、ＣａＯ　／（ＣａＯ　＋　Ａｌ２Ｏ３
）の比が、０．４５以上のときには、アルミニウムの脱
酸力が強いスラグを得ることができる。

【００３２】（２）　　スラグ中のＭｇＯ　の含有量が
、　２５　ｗｔ．％を超えると、スラグの融点が上昇し
て、スラグのＦｅ−　Ｎｉ系溶融合金との反応が低下す
る。従って、　ＭｇＯの含有量は、２５　ｗｔ．％以下
に限定すべきである。

【００３３】（３）　　スラグ中のＳｉＯ２の含有量が
１５　ｗｔ．％　を超えると、スラグ中のＳｉＯ２の活
量（ａＳｉＯ２）　が上昇し、そして、Ｆｅ−Ｎｉ　系
溶融合金中の酸素量が、ＳｉＯ２によって増加する。そ
の結果、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金冷延板中に存在する酸素含
有量が、０．００２０ｗｔ．％を超える。従って、Ｓｉ
Ｏ２の含有量は、　１５　ｗｔ．％以下に限定すべきで
ある。

【００３４】（４）　　スラグ中における、　Ｓｉ　よ
りも酸素親和力の弱い金属の酸化物の合計量が３　ｗｔ
．％を超えると、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金冷延板中に存在す
る酸素含有量が、０．００２０ｗｔ．％を超える。従っ
て、シリコンよりも酸素親和力の弱い金属の酸化物の合
計量は、３　ｗｔ．％以下に、そして、より望ましくは
、１．５　ｗｔ．％以下に限定すべきである。

【００３５】更に、上述したスラグを使用してＦｅ−Ｎ
ｉ　系溶融合金を脱酸することによって、清浄性に優れ
たＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板を得ることができる理由を
、図６を参照して詳述する。図６は、１，５５０　℃の
温度の、３６ｗｔ．％のニッケルを含有するＦｅ−Ｎｉ
　系溶融合金において、アルミニウムまたはシリコンに
よって脱酸が平衡状態に達したときの、脱酸に使用した
アルミニウムまたはシリコンの、溶融合金中における溶
存量と、そして、溶融合金中における酸素の溶存量との
間の関係を示すグラフである。

【００３６】図６において、縦軸は、溶融合金中におけ
る酸素の溶存量を示し、そして、横軸は、溶融合金中に
おけるアルミニウムまたはシリコンの溶存量を示す。更
に、図６において、斜め実線は、Ａｌ２Ｏ３　の等活量
線を示し、そして、斜め破線は、ＳｉＯ２の等活量線を
示す。更に、図６において、「Ｃ」は、本発明の上述し
たスラグを使用して溶融合金を脱酸した本発明の溶融合
金における、シリコンまたはアルミニウム溶存量と酸素
溶存量とを示し、そして、「Ａ（Ａ１，Ａ２　）」およ
び「Ｂ」の各々は、本発明のスラグを使用しない、この
発明の範囲外の方法（以下、「比較用脱酸法」という）
Ｎｏ．　１または２によって脱酸した溶融合金における
シリコンまたはアルミニウムの溶存量と酸素溶存量とを
示す。

【００３７】図６から明らかなように、本発明の溶融合
金においては、酸素溶存量が少ない。即ち、充分な量の
アルミニウムおよび上述したスラグの存在の下に、溶融
合金を強く攪拌することによって、平衡状態にあるそれ
ぞれの活量ａＡｌ２Ｏ３　および　ａＳｉＯ２が低下す
ると共に、平衡状態にある酸素濃度は、より低く安定す
る。かくして、溶融合金中の酸化物から成る非金属介在
物は、スラグに吸着され除去される。その結果、溶融合
金を清浄化し、そして、融点が高く且つ粒径が極めて微
細な、微量の非金属介在物を、溶融合金中に分布させる
ことができる。

【００３８】Ｆｅ−Ｎｉ　系合金インゴットの分塊圧延
において、圧延率を、７０％　以上とし、そして、圧延
温度を、１，１５０　から１，２５０　℃の範囲内とす
ることが望ましい。その理由は、次の通りである。 （１）　圧延率が７０％　以上のときには、分塊圧延時
における合金の組織および合金中の非金属介在物を破砕
して、冷延板中の非金属介在物の粒径を極微細にする効
果がある。従って、圧延率を、７０％　以上に限定すべ
きである。 （２）　圧延温度が１，１５０　℃未満のときには、分
塊圧延が困難であり、一方、圧延温度が１，２５０　℃
を超えるときには、マトリックス金属の変形抵抗が小さ
くなって、非金属介在物の破砕が困難になる。従って、
圧延温度を、１，１５０　から１，２５０　℃の範囲内
に限定すべきである。

【００３９】

【実施例】次に、この発明の清浄性およびエッチング穿
孔性に優れた　Ｆｅ−Ｎｉ系合金冷延板およびその製造
方法を、この発明の範囲外の比較例と対比しながら、実
施例により、更に詳細に説明する。表１に示す原料を使
用して、次の製造工程によって、Ｆｅ−Ｎｉ　系合金冷
延板を調製した。

【００４０】１．転炉を使用する精錬 ２．下記を含むＶＡＤ（真空−電弧−脱ガスの省略）設
備を使用する精錬 脱燐精錬 ニッケル溶解 ３．ＶＯＤ（真空−酸素−脱炭の省略）設備を使用する
精錬 送酸脱炭 真空脱炭 スラグ脱酸 ４．造塊 ５．分塊圧延 ６．熱間圧延 ７．冷間圧延

【００４１】

【表１】

【００４２】上述したＶＡＤおよびＶＯＤ設備を使用す
る精錬の工程を図７に示す。即ち、攪拌用ガスを吹き込
むための底部プラグを備えた２５０ｔ上吹き転炉内にお
いて、脱燐溶銑を精錬して、未脱酸のままの溶鋼を得、
次いで、これを２５０ｔ取鍋内に移した。次いで、この
ようにして得た２５０ｔの溶鋼のうち、２０ｔ　を２５
０ｔ取鍋から５０ｔ　取鍋内に収容した。前記溶鋼の成
分組成は下記の通りであった。

【００４３】

【００４４】上述した２０ｔの溶鋼を、５７．２　ｗｔ
．％　のＭｇＯ　、３８．４　ｗｔ．％　のＣａＯ　、
１．６　ｗｔ．％のＳｉＯ２および０．２　ｗｔ．％の
Ａｌ２Ｏ３　からなるマグネシア−ドロマイト煉瓦を使
用した別の２０ｔ取鍋に、ロ−タリ−ノズルで注湯した
。次いで、前記取鍋をＶＡＤ（真空−電弧−脱ガス）設
備内に配置し、そして、ここで前記溶鋼を脱燐した。こ
のように、未脱酸のままの溶鋼を使用することによって
、溶鋼中に窒素が吸収されることを防止した。次いで、
除滓した後、減圧下において、３相電極加熱装置によっ
て、取鍋内の溶鋼を　１，６００℃以上の温度に加熱し
ながら、下記条件下で、純ニッケル塊およびニッケル合
金塊を、取鍋内に装入して、これを溶解した。

【００４５】 真空度　　　　　　　　　　　　　　　　　　：２００
　〜６００　Ｔｏｒｒ、底吹きアルゴンガスの流量：０
．５　〜１．５　Ｎｌ／ｍｉｎ．ｔ、溶滓剤の投入時期
　　　　　　　　：ＶＡＤ　精錬開始直前、溶滓剤の組
成　　　　　　　　　　　　：焼石灰　１５　Ｋｇ／Ｔ
、　　　　蛍石　　４　Ｋｇ／Ｔ。

【００４６】ニッケルの溶解後、今や約３０ｔ　に増量
した、取鍋内のこのようにして得られたＦｅ−Ｎｉ　系
溶融合金を、下記条件下で、１，７００　℃以上、より
好ましくは、１，７５０　℃以上の温度に加熱した。 真空度　　　　　　　　　　　　　　　　　　：　　２
００　〜４００　Ｔｏｒｒ、底吹きアルゴンガスの流量
：　　０．５　〜１．５　Ｎｌ／ｍｉｎ．ｔ、造滓剤投
入　　　　　　　　　　　　　　：　　なし。

【００４７】この段階における、Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合
金中の炭素およびニッケル含有量を調べた結果は、次ぎ
の通りであった。

【００４８】ニッケル溶解後の上述した加熱によって、
次のＶＯＤ（真空−酸素−脱炭）設備を使用した精錬完
了後の加熱は不要であった。次いで、前記取鍋を、ＶＯ
Ｄ設備内に移して、ここでＦｅ−Ｎｉ　系溶融合金を脱
炭した。溶融合金の脱炭は、上吹きランスによって酸素
を吹き込みながら行なう脱炭（以下、「上吹きランスに
よる送酸脱炭」という）、および、減圧下における真空
脱炭からなっていた。

【００４９】先ず、上吹きランスによる送酸脱炭を、下
記条件下で行った。 真空度　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
：１００　Ｔｏｒｒ以下、底吹きアルゴンの流量　　　
　　　　　：１．０　〜２．０　Ｎｌ／ｍｉｎ．ｔ、上
吹き酸素ガスの流量　　　　　　　　：　　８〜２０　
Ｎｍ３／ｍｉｎ．ｔ、送酸量　　　　　　　　　　　　
　　　　　　　　　　：　　２〜５　Ｎｍ３／ｔ　、ラ
ンス−溶融合金表面間の距離：７００　〜　９００　ｍ
ｍ　、溶滓剤投入　　　　　　　　　　　　　　　　　
　：なし。

【００５０】このようにして、酸素を富化したＦｅ−Ｎ
ｉ　系溶融合金を、底吹きアルゴンガスによって攪拌し
ながら、炭素−酸素間反応を促進させることによって、
その炭素含有量が　０．００５ｗｔ．％以下に減少する
まで、溶融合金を減圧下で脱炭した。なお、上述した上
吹きランスによる送酸脱炭の末期において、取鍋を再度
ＶＯＤ設備に移し、そして、溶融合金中にニッケルを添
加して、溶融合金中のニッケル成分を微調整し、そして
、溶融合金の温度を、約１，７５０　℃に調整した。こ
の段階における、溶融合金中のニッケル、炭素および窒
素の含有量は、次の通りであった。

【００５１】

【００５２】次いで、減圧処理下における真空脱炭を、
下記条件下で行った。 真空度　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　　：１　Ｔｏｒｒ以下、底吹きアルゴンガスの流量　
　　　　　：１．５　〜２．５　Ｎｌ／ｍｉｎ．ｔ、 溶滓剤投入　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
：なし、真空脱炭開始時の溶融合金の温度：１，７４５
　℃その結果、その炭素含有量が、０．０００９ｗｔ．
％以下に減少するまで、Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金を脱炭
することができた。

【００５３】次いで、引き続きＶＯＤ設備内において、
Ｆｅ−　Ｎｉ系溶融合金中に、アルミニウムなどの脱酸
剤および溶滓剤を添加し、そして、底吹きアルゴンガス
によって溶融合金を強く攪拌しながら、下記条件下にお
いて、溶融合金とスラグとの間の反応によって、溶融合
金を脱酸した（以下、「本発明の脱酸法」という）。

【００５４】 真空度　　　　　　　　　　　　　　：１Ｔｏｒｒ以下
、底吹きアルゴンの流量：０．５　〜　２．５　Ｎｌ／
ｍｉｎ．ｔ、溶滓剤および脱酸剤の投入（２回） 第１回投入 溶滓剤の組成： 焼石灰　　　　　　　　　　：３０　Ｋｇ／ｔ　、蛍石
　　　　　　　　　　　　：　５　Ｋｇ／ｔ　、脱酸剤
の組成： アルミニウム　　　　：１０　Ｋｇ／ｔ　、フェロシリ
コン　　：　２　Ｋｇ／ｔ　、投入時期：　脱酸精錬開
始直前、 第２回投入 添加物の組成：溶融合金成分の微調整剤、投入時期　　
　　：　脱酸精錬中期。

【００５５】溶融合金をスラグによって脱酸する前の、
Ｆｅ−　Ｎｉ系溶融合金中のシリコンおよびＳｏｌ．Ａ
ｌの含有量は、次の通りであった。

【００５６】上述した、溶融合金と反応させたＣａＯ−
Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　系スラグは、下記からなっていた
。（ａ）　　成分組成 （ｂ）　　ＣａＯ　／（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３）の比　：
　０．７２　（ｃ）　　Ｓｉ　よりも酸素親和力の弱い
金属の酸化物の合計含有量（　即ち、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ
　＋Ｃｒ２Ｏ３）：１．４　ｗｔ．％

【００５７】Ｆｅ
−Ｎｉ　系溶融合金のＶＯＤ　設備内における上述した
脱酸精錬の結果は、下記の通りであった。 溶融合金中のＳｉ含有量　　　　　　　　　　　　：０
．１　　　〜０．３　ｗｔ．％、 ＳｉＯ２の活量（ａＳｉＯ２）の推定値　　　　：０．
００１　〜０．００５　、溶融合金中のＳｏｌ．Ａｌの
含有量　　　　　　：０．００５　〜０．０３０　ｗｔ
．％、 Ａｌ２Ｏ３　の活量（ａ　Ａｌ２Ｏ３　）の推定値：０
．１　　　〜０．３　、平衡酸素の推定濃度　　　　　
　　　　　　　　　：１　ｐｐｍ　、および、溶融合金
中の　Ｔ．　酸素の実績含有量：１０〜５０　ｐｐｍ。

【００５８】更に、Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金とスラグと
の間の反応による、溶融合金の上述した脱酸は、高い真
空度の下に、溶融合金を強く攪拌しながら行われたので
、溶融合金中への吸窒を防止することができた。なお、
スラグによるＦｅ−Ｎｉ　系溶融合金の上述した脱酸は
、炭素ピックアップを防止するために、ア−ク加熱を適
用しないで行われた。

【００５９】このときのＦｅ−Ｎｉ　系溶融合金の成分
組成は次の通りであった。

【００６０】次いで、ＶＡＤ設備およびＶＯＤ設備にお
ける処理の終了後、上広型の７ｔまたは５ｔ鋳型を使用
して、下注ぎ造塊法によって、下記条件で、Ｆｅ−Ｎｉ
　系溶融合金をインゴットに鋳造した。 （１）　注入流の温度：１，４９０　〜　１，５２５℃
、（２）　鋳込み速度　　：　　１５０　〜　１９０ｍ
ｍ／　分、（３）　シ−ルの状況：取鍋ノズルと注入管
との間を覆いで囲み、そして、アルゴンガスを、１３０
Ｎｍ３／Ｈｒ　の割合で供給した。

【００６１】注入流を、アルゴンガスによって、大気か
ら完全に密閉したので、鋳込みを開始してから２分経過
以降は、覆い内の酸素濃度は、０．１　％　以下であっ
た。その結果、空気の巻き込みによる、溶融合金の再酸
化または溶融合金中への吸窒を防止することができた。

【００６２】上述した注入流から採取したＦｅ−Ｎｉ　
系溶融合金の成分組成は次の通りであった。

【００６３】このようにして調製した合金のインゴット
の清浄性を調べるために、下注インゴットの湯道部分の
凝固塊中の非金属介在物を，ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）
分析した結果を、表２および図３に示す。

【００６４】

【００６５】下注ぎインゴットの湯道部分の凝固塊中の
、Ｓｏｌ．Ａｌ、窒素および酸素の含有量は次の通りで
あった。

【００６６】図２および図３から明らかなように、本発
明のＦｅ−Ｎｉ　系合金インゴットの湯道における凝固
塊の試験片Ｎｏ．　■〜■中の非金属介在物の組成は、
何れも、図３に示す、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　三
元系状態図において、１，６００　℃の液相線温度によ
って特定された、１，６００　℃以上の融点の領域にお
ける値であった。

【００６７】次いで、このように調製したインゴットを
、７０％　以上の圧下率、および、１，１５０　から１
，２５０　℃の範囲内の温度において、分塊圧延し、次
いで、スラブの表面手入れ、熱間圧延、脱スケ−ル、冷
間圧延、焼鈍、冷間圧延および歪取り熱処理からなる一
連の工程によって、表３に示す、０．１５　ｍｍ　の厚
さを有する、本発明のＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板の供試
体（以下、「本発明の供試体という」）Ｎｏ．　１およ
び２を調製した。

【００６８】本発明の供試体Ｎｏ．　１および２の、マ
ンガン、シリコン、硫黄、窒素および酸素の含有量は、
次の通りであった。

【００６９】更に、本発明の供試体Ｎｏ．　１および２
の各々のトップ端およびボトム端におけるマンガン、シ
リコン、硫黄、窒素および酸素の分布状態を調べた結果
は次の通りであった。

【００７０】本発明の供試体Ｎｏ．　１および２中のマ
ンガン、シリコン、硫黄、窒素および酸素は、実用レベ
ルでは、極めて均一に分布していることがわかる。更に
、本発明の供試体Ｎｏ．　１および２の成分組成は、次
の通りであった。

【００７１】次いで、比較のために、脱酸精錬を減圧下
において、スラグを使用することなく、シリコンおよび
マンガンを使用して行なった（以下、「比較用脱酸法　
Ｎｏ．１　」という）以外は、上述した本発明における
と同一の工程によって、表３に示す、０．１５　ｍｍ　
の厚さを有する、本発明の範囲外のＦｅ−Ｎｉ　系合金
冷延板の供試体（以下、「比較用供試体」という）Ｎｏ
．　３および４を調製した。

【００７２】比較用脱酸法　Ｎｏ．１　によると、脱酸
精錬における酸化物からなる非金属介在物は、主として
、Ａｌ２Ｏ３　、ＭｎＯおよび　ＳｉＯ２　からなって
おり、そして、その組成は、図１に示す、スペッサ−タ
イトの領域内にあり、そして、その融点が低く、且つ、
熱間圧延において展伸性が高かった。

【００７３】上述した比較用脱酸法　Ｎｏ．１　におけ
る脱酸精錬の結果は、下記の通りであった。 溶融合金中のＳｉ含有量　　　　　　　　　　　　：０
．１　〜０．３　ｗｔ．％、ＳｉＯ２の活量（ａＳｉＯ
２）の推定値　　　　：０．１　〜０．２　、溶融合金
中のＳｏｌ．Ａｌの含有量　　　　　　：０．０００４
〜０．００２０　ｗｔ．％　、 Ａｌ２Ｏ３　の活量（ａ　Ａｌ２Ｏ３　）の推定値：０
．１５〜０．２５、平衡酸素の推定濃度　　　　　　　
　　　　　　　：１０〜１５　ｐｐｍ、および 溶融合金中の　Ｔ．　酸素の実績含有量：２５〜３５　
ｐｐｍ。

【００７４】更に、比較のために、脱酸精錬を減圧下に
おいて、スラグを使用することなく、アルミニウムを使
用して行なった（以下、「比較用脱酸法　Ｎｏ．２　」
という）以外は、上述した本発明におけると同一の工程
によって、表３に示す、０．１５　ｍｍ　の厚さを有す
る、本発明の範囲外のＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板の供試
体（以下、「比較用供試体」という）Ｎｏ．　５および
６を調製した。比較用脱酸法　Ｎｏ．２　によると、脱
酸精錬における酸化物からなる非金属介在物は、主とし
て、Ａｌ２Ｏ３　からなっており、そして、融点が高く
、且つ、熱間圧延において展伸性が低かった。

【００７５】上述した比較用脱酸法Ｎｏ．２における脱
酸精錬の結果は、下記の通りであった。 溶融合金中のＳｉ含有量　　　　　　　　　　　　：０
．１　〜０．３　ｗｔ．％、ＳｉＯ２の活量（ａＳｉＯ
２）の推定値　　　　：０．１　〜０．２　、溶融合金
中のＳｏｌ．Ａｌの含有量　　　　　　：０．００５　
〜０．０３０　ｗｔ．％、 Ａｌ２Ｏ３　の活量（ａ　Ａｌ２Ｏ３　）の推定値：１
、平衡酸素の推定濃度　　　　　　　　　　　　　　：
３　ｐｐｍ　、および溶融合金中の　Ｔ．　酸素の実績
含有量：１５〜２０　ｐｐｍ。

【００７６】

【表３】

【００７７】表３から明らかなように、供試体中におけ
るＴ．Ｏ　含有量は、本発明供試体Ｎｏ．　１および２
において最も少なく、次いで、比較用供試体Ｎｏ．　５
および６がこれに続き、そして、比較用供試体Ｎｏ．３
および４において、多かった。即ち、図６から明らかな
ように、本発明の脱酸法においては、比較用脱酸法Ｎｏ
．　１および２に比して、平衡酸素の濃度が低下し、そ
して、スラグによる懸濁介在物の吸着除去による効果に
よって、Ｔ．酸素含有量が低下している。

【００７８】次いで、このように調製した本発明供試体
Ｎｏ．　１および２、並びに、比較用供試体Ｎｏ．　３
〜６の各々における、長手方向の板厚断面内の６０　ｍ
ｍ２の区域内を、８００　倍の顕微鏡によって観察して
、その区域内に存在する非金属介在物の幅および長さを
測定した。その際、非金属介在物を、形状および大きさ
によって下記の通り分類し、そして、１ｍｍ２　当たり
に存在する非金属介在物の個数を測定した。 （ａ）　長さ／幅の比が３以下の非金属介在物（以下、
「球状非金属介在物」という）、および、 （ｂ）　長さ／幅の比が３を超える非金属介在物（以下
「線状非金属介在物」という）。 その結果を、表４に示す。

【００７９】

【表４】

【００８０】表４に示すように、本発明供試体　Ｎｏ．
１における非金属介在物の数は、次の通りであった。 球状非金属介在物の数： 幅　３μｍ　未満　　　　　　　　　　：８個、幅　３
μｍ　−　６μｍ　未満　　：１個、線状非金属介在物
の数：　 幅　３μｍ　未満　　　　　　　　　　：　　１個、幅
　３μｍ　以上　　　　　　　　　　：　　なし。

【００８１】即ち、本発明供試体Ｎｏ．　１においては
、非金属介在物の大部分は、３　μｍ　以下の球状非金
属介在物からなっており、従って、非金属介在物の粒径
が極めて小さいことがわかった。上述したことは、本発
明供試体Ｎｏ．　２に関しても、同様であった。

【００８２】一方、比較用供試体　Ｎｏ．３における非
金属介在物の数は、次の通りであった。球状非金属介在
物の数： 幅　３μｍ　未満　　　　　　　　　　：　　８個、幅
　３μｍ　−　６μｍ　未満　　：　　１個、線状非金
属介在物の数： 幅　３μｍ　未満　　　　　　　　　　：２０個、幅　
３μｍ　以上　　　　　　　　　　：　　８個。

【００８３】即ち、比較用供試体　Ｎｏ．３においては
、線状非金属介在物が多数存在しており、従って、非金
属介在物の粒径が大きいことがわかった。上述したこと
は、比較用供試体　Ｎｏ．４に関しても、同様であった
。

【００８４】更に、比較用供試体　Ｎｏ．６における非
金属介在物の数は、次の通りであった。球状非金属介在
物の数： 幅　３μｍ　未満　　　　　　　　　　：１１個、幅　
３μｍ　〜　６μｍ　未満　　：　　６個、幅　６μｍ
　〜１４μｍ　未満　　：　　１個、線状非金属介在物
の数：　 幅　３μｍ　未満　　　　　　　　　　　　　　１個、
幅　３μｍ　以上　　　　　　　　　　　　　　なし。

【００８５】即ち、比較用供試体　Ｎｏ．６においては
、本発明供試体Ｎｏ．　１および２に比して、球状非金
属介在物の数が多かった。上述したことは、比較用供試
体　Ｎｏ．５に関しても、同様であった。

【００８６】上述したように、比較用供試体Ｎｏ．　３
〜６の何れも、非金属介在物の数が多く、および／また
は、非金属介在物の粒径が大きかった。その結果、Ｆｅ
−Ｎｉ　系合金冷延板のエッチング穿孔性を阻害した。 これに対して、本発明供試体Ｎｏ．　１および２におい
ては、非金属介在物の数が少なく、そして、その粒径が
小さかった。その結果、Ｆｅ−　Ｎｉ系合金冷延板のエ
ッチング穿孔性に優れていた。

【００８７】次に、上述した本発明供試体Ｎｏ．　１お
よび２、並びに、比較用供試体Ｎｏ．　３〜６に対して
、実際に、直径　１３５〜　２８０μｍ　のエッチング
穿孔を実施して、その結果を調べた。エッチング穿孔を
実施したそれぞれの供試体を、顕微鏡によって観察した
ところ、エッチング穿孔欠陥は、図８に示す、（Ａ）　
、（Ｂ）　、（Ｃ）　および（Ｄ）　の４つの型に分類
することができた。その結果を、表４に、併せて示す。

【００８８】本発明供試体　Ｎｏ．１における、エッチ
ング穿孔不良発生率は、皆無であった。上述したように
、非金属介在物の数が少なかったこと、および、その粒
径が小さかったことに起因して、本発明供試体　Ｎｏ．
１は、エッチング穿孔性に優れていることが明らかであ
った。本発明供試体　Ｎｏ．２においても、（Ｃ）　型
および（Ｄ）　型の欠陥が発生したが、その発生率は、
極めて少なく、エッチング穿孔性に優れていることが明
らかであった。

【００８９】一方、比較用供試体　Ｎｏ．３においては
、エッチング穿孔不良発生状況は、次の通りであった。 （Ａ）　型の不良発生率：　　０．０４％、（Ｂ）　型
の不良発生率：　　０．０３％、（Ｃ）　型の不良発生
率：　　２．３５％、および（Ｄ）　型の不良発生率：
　　２．５４％、

【００９０】上述したところから明ら
かなように、比較用供試体　Ｎｏ．３においては、エッ
チング穿孔不良発生率が高かった。即ち、上述したよう
に、線状非金属介在物の数が多いことに起因して、比較
用供試体　Ｎｏ．３は、エッチング穿孔性に劣っている
ことが明らかであった。上述したことは、比較用供試体
　Ｎｏ．４に関しても、同様であった。

【００９１】更に、比較用供試体　Ｎｏ．６においては
、エッチング穿孔不良発生状況は、次の通りであった。 （Ａ）　型の不良発生率：　　０．１５％、（Ｂ）　型
の不良発生率：　　０．０５％、（Ｃ）　型の不良発生
率：　　０．８２％、および（Ｄ）　型の不良発生率：
　　０．０１％。

【００９２】上述したところから明らかなように、比較
用供試体　Ｎｏ．６においては、本発明供試体Ｎｏ．　
１および２に比して、エッチング穿孔不良発生率が高か
った。即ち、上述したように、球状非金属介在物の数が
多いことに起因して、比較用供試体　Ｎｏ．６は、エッ
チング穿孔性に劣っていることが明らかであった。上述
したことは、比較用供試体　Ｎｏ．５に関しても、同様
であった。

【００９３】

【発明の効果】以上詳述したように、この発明によれば
、高鮮明ＴＶのシャドウマスクとして使用するができる
、エッチング穿孔時に欠陥が発生せず、そして、熱膨張
率の低い、清浄性およびエッチング穿孔性に優れたＦｅ
−Ｎｉ　系合金冷延板およびその製造方法を提供するこ
とができ、かくして、工業上有用な効果がもたらされる
。

【図面の簡単な説明】 【図１】従来の　Ｆｅ−Ｎｉ系合金冷延板中に存在する
非金属介在物の組成の領域を示すＡｌ２　Ｏ３−ＭｎＯ
−ＳｉＯ２　三元系状態図である。 【図２】この発明の　Ｆｅ−Ｎｉ系合金冷延板中に存在
する非金属介在物の組成の領域を示すＣａＯ−Ａｌ２Ｏ
３−ＭｇＯ　三元系状態図である。 【図３】この発明の１実施態様における　Ｆｅ−Ｎｉ系
合金冷延板中に存在する非金属介在物の組成を示すＣａ
Ｏ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　三元系状態図である。 【図４】取鍋で構成するＭｇＯ−ＣａＯ　系耐火物中の
、ＣａＯ　含有量と、前記耐火物の溶損度合と前記耐火
物中へのスラグの浸潤深さとの間の関係を示すグラフで
ある。 【図５】ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ　系スラグ中のＡ
ｌ２Ｏ３　およびＣａＯ　の各々の活量と、ＣａＯ　／
　（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３）の比との間の関係を示すグラ
フである； 【図６】１，５５０　℃の温度の、３６ｗｔ．％のニッ
ケルを含有するＦｅ−Ｎｉ　系溶融合金中における「Ｓ
ｉ−脱酸平衡」状態にある溶存シリコンレベル、または
、「Ａｌ−脱酸平衡」状態にある溶存アルミニウムレベ
ルと、そして、平衡溶存酸素レベルとの間の関係を示す
グラフである。 【図７】取鍋内における、この発明によるＦｅ−Ｎｉ　
系溶融合金の精錬のためのプロセスの１例を示す工程系
統図である。　　 【図８Ａ】Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板のエッチング穿孔時に
発生する欠陥の状態を示す概略説明図である。 【図８Ｂ】Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板のエッチング穿孔時に
発生する欠陥の状態を示す概略説明図である。 【図８Ｃ】Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板のエッチング穿孔時に
発生する欠陥の状態を示す概略説明図である。 【図８Ｄ】Ｆｅ−Ｎｉ　系合金板のエッチング穿孔時に
発生する欠陥の状態を示す概略説明図である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】ニッケル　　　　：　３０　　　　〜　４
   ５ｗｔ．％　、マンガン　　　　：　０．１　　　〜　
   １．０　ｗｔ．％　、アルミニウム：　０．００３　〜
   　０．０３０　ｗｔ．％　、および、残り、鉄および不
   可避的不純物、但し、前記不可避的不純物としてのシリ
   コン、クロム、炭素、窒素、硫黄、燐、酸素および非金
   属介在物のそれぞれの含有量は、シリコンについては、
   ０．４　ｗｔ．％以下、クロムについては、０．１　ｗ
   ｔ．％以下、炭素については、０．００５　ｗｔ．％以
   下、窒素については、０．００５　ｗｔ．％以下、硫黄
   については、０．００５ｗｔ．％以下、燐　　について
   は、０．０１０　ｗｔ．％以下、酸素については、０．
   ００２　ｗｔ．％以下、および、非金属介在物について
   は、酸素に換算して、０．００２　ｗｔ．％以下、から
   なり、前記非金属介在物は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−Ｍｇ
   Ｏ　三元系状態図において、１，６００　℃の液相線に
   よって特定された、１，６００　℃以上の融点の領域内
   の、　６μｍ　以下の粒径を有する組成物からなってお
   り、そして、前記組成物は、ＣａＯ　、Ａｌ２Ｏ３　お
   よび　ＭｇＯのうちの少なくとも１つを含有しているこ
   とを特徴とする、清浄性およびエッチング穿孔性に優れ
   たＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板。
2. 【請求項２】　　３０から４５ｗｔ．％の範囲内の量の
   ニッケルを含有する、脱燐および脱炭したＦｅ−Ｎｉ　
   系溶融合金を調製し、２０から４０ｗｔ．％の範囲内の
   量のＣａＯ　を含有するＭｇＯ−ＣａＯ　系耐火物製の
   取鍋内において、このように調製した前記Ｆｅ−Ｎｉ　
   系溶融合金にアルミニウムを添加し、アルミニウムを添
   加した前記Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金を、前記取鍋内にお
   いて、下記からなる　ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−　ＭｇＯ　
   系スラグ：ＣａＯ　およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．
   ％　　以上、但し、ＣａＯ／（ＣａＯ　＋　Ａｌ２Ｏ３
   ）　の比は０．４５以上、 ＭｇＯ　　　　　　　　　　　　：　２５　ｗｔ．％　
   　以下、ＳｉＯ２　　　　　　　　　　　：　１５　ｗ
   ｔ．％　　以下、および、シリコンよりも酸素親和力の
   弱い金属の酸化物の合計量　：　　３　ｗｔ．％　　以
   下、と反応させて、前記Ｆｅ−　Ｎｉ系溶融合金を脱酸
   し、前記脱酸したＦｅ−Ｎｉ　系溶融合金を、インゴッ
   トに鋳造し、そして、前記インゴットを分塊圧延し、熱
   間圧延し、そして、冷間圧延して、その粒径が６μｍ　
   以下で、且つ、酸素に換算して０．００２　ｗｔ．％以
   下の合計量の非金属介在物を含有するＦｅ−Ｎｉ　系合
   金冷延板を製造することを特徴とする、清浄性およびエ
   ッチング穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ　系合金冷延板の製
   造方法。
3. 【請求項３】　　前記スラグ中における前記金属の酸化
   物の総量は１．５　ｗｔ．％以下である、請求項２記載
   の方法。
4. 【請求項４】　　前記Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金の前記調
   製は、転炉内において溶鋼を精錬し、そして、前記溶鋼
   を、６００　トル以下に減圧された前記取鍋内において
   、脱燐し、溶融ニッケルを添加し、そして、脱炭するこ
   とからなっている、請求項２記載の方法。
5. 【請求項５】　　前記Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金の前記脱
   酸は、１　トル以下に減圧された前記取鍋内において行
   う、請求項２記載の方法。
6. 【請求項６】　　前記インゴットの前記分塊圧延は、７
   ０％　以上の圧下率および１，１５０　から１，２５０
   　℃の範囲内の温度において行われる、請求項２から５
   の何れか１つに記載の方法。