JPH04354853A - 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：　０．０００４〜０．００２
０　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６に示すＡｌ２Ｏ３−Ｍｎ０−ＳｉＯ２系三元状態
図において、 ポイント１： Ａｌ２Ｏ３：　４　ｗｔ．％　、 ＭｎＯ　　：５８　ｗｔ．％　、 ＳｉＯ２　：３８　ｗｔ．％　、 ポイント２： Ａｌ２Ｏ３：　５　ｗｔ．％　、 ＭｎＯ　　：４９　ｗｔ．％　、 ＳｉＯ２　：４６　ｗｔ．％　、 ポイント３： Ａｌ２Ｏ３：２３　ｗｔ．％　、 ＭｎＯ　　：２３　ｗｔ．％　、 ＳｉＯ２　：５４　ｗｔ．％　、 ポイント４： Ａｌ２Ｏ３：２７　ｗｔ．％　、 ＭｎＯ　　：３１　ｗｔ．％　、 ＳｉＯ２　：４２　ｗｔ．％　、および、ポイント５： Ａｌ２Ｏ３：１７　ｗｔ．％　、 ＭｎＯ　　：５４　ｗｔ．％　、 ＳｉＯ２　：２９　ｗｔ．％　、 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６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，
２００　℃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
アルミニウムおよびチタンを添加し、アルミニウムおよ
びチタンを添加した前記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
−　Ｔｉ０２−ＭｇＯ系スラグ： ＣａＯ　およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．％以上、Ｔ
ｉ０２　　　　　　　　　　　：　３０　ｗｔ．％以下
、但し、ＣａＯ　／（ＣａＯ　＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０
２）　の比は０．７　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。Ｆｅ−Ｎｉ　
系合金冷延板中に存在する非金属介在物は、主として、
チタン酸化物からなっており、その粒径は６μｍ　以下
である。

【００１１】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．％　、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、チタン、
炭素、窒素、硫黄、燐、酸素、アルミニウムおよび非金
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　ｗｔ．％以下、チタンについては、
０．６　ｗｔ．％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、アルミニウムにつ
いては、　０．０３０　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、からなり、前記非金属介在物は、主とし
てチタン酸化物からなっている。

【００１２】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Ｆｅ
−Ｎｉ　系溶融合金にアルミニウムおよびチタンを添加
し、アルミニウムおよびチタンを添加した前記Ｆｅ−Ｎ
ｉ　系溶融合金を、前記取鍋内において、下記からなる
　ＣａＯ−　Ａｌ２Ｏ３−Ｔｉ０２−ＭｇＯ系スラグ：
ＣａＯ　およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．％以上、Ｔ
ｉ０２　　　　　　　　　　　：　３０　ｗｔ．％以下
、但し、ＣａＯ　／（ＣａＯ　＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０
２）　の比は、０．７　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．％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０．００
２　ｗｔ．％以下の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。

【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。

【００１４】（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。

【００１５】（３）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。

【００１６】（４）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。

【００１７】（５）チタン チタンは、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。チタン含有量は、少ない程、好ま
しいが、チタン含有量を、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
、チタンの含有量が０．６　ｗｔ．％を超えると、合金
板の黒化処理性が低下し、且つ、チタン酸化物の被膜が
生成して、エッチング性能が低下する。従って、チタン
含有量は、０．６　ｗｔ．％以下に、より好ましくは０
．１　ｗｔ．％以下に限定すべきである。

【００１８】（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。

【００１９】（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。

【００２０】（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。

【００２１】（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。

【００２２】（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。

【００２３】（１１）アルミニウム：アルミニウムは、
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。アルミニウム含有量は、少ない程、好ましい
が、アルミニウム含有量を、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、アルミニウムが０．０３０ｗｔ．％　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、０．０３０ｗｔ．％　以下に限定すべきで
ある。

【００２４】（１２）　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、チタン酸化
物からなっており、Ｆｅ−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　ｗ
ｔ．％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】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（ｐｅｎｅ
ｔｒａｔｉｏｎ　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（　
ｗｏｒｎｒａｔｉｏ）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。

【００２６】上述したことを、図２を参照して詳述する
。図２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２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２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。

【００２７】（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
。

【００２８】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−Ｔｉ０２−ＭｇＯ系スラグ：
ＣａＯ　およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．％以上、Ｔ
ｉ０２　　　　　　　　　　　：　３０　ｗｔ．％以下
、但し、ＣａＯ　／（ＣａＯ　＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０
２）　の比は０．７　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、を使用する理由を、以下に述べる。

【００２９】（１）　　ＣａＯ／（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３
　＋Ｔｉ０２）　の比が０．７　未満では、スラグ中の
Ａｌ２Ｏ３　，Ｔｉ０２の活量が０．５　を超える。ス
ラグ中のＡｌ２Ｏ３　，Ｔｉ０２の活量が０．５　を超
えると、ＡｌおよびＴｉの量を一定にした場合のＡｌお
よびＴｉの脱酸力が低下する。従って、ＣａＯ／（Ｃａ
Ｏ＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０２）　の比は、０．７　以上
に限定すべきである。

【００３０】上述したことを、図３を参照して詳述する
。図３は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−Ｔｉ０２−ＭｇＯ系ス
ラグ中のＡｌ２Ｏ３　、Ｔｉ０２およびＣａＯ　の各々
の活量と　ＣａＯ　／（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０
２）　の比との間の関係を示すグラフである。縦軸は、
Ａｌ２Ｏ３　、Ｔｉ０２およびＣａＯ　の各々の活量　
　（ａＡｌ２Ｏ３，ａＴｉｏ２　ａｎｄ　ａＣａＯ　）
　を示し、そして、横軸は、　ＣａＯ　／（ＣａＯ＋　
Ａｌ２Ｏ３＋Ｔｉ０２）　の比を示す。更に、図３は、
Ａｌ２Ｏ３　，Ｔｉ０２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３から明らかなよう
に、ＣａＯ　／　（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋Ｔｉ０２）　
の比が、０．７　以上では、何れの　Ａｌ２Ｏ３，Ｔｉ
０２の等活量線においても、Ａｌ２Ｏ３　およびＴｉ０
２の活量が　０．５以下に抑制される。その結果、Ｃａ
Ｏ　／（ＣａＯ　＋Ａｌ２Ｏ３＋Ｔｉ０２）　の比が、
０．７　以上のときには、アルミニウムおよびチタンの
脱酸力が強いスラグを得ることができる。

【００３１】（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。

【００３２】（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。

【００３３】（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。

【００３４】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４を参照して詳述する。図４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、シリコンまたは
チタ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、シリコンまたはチタンの、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。

【００３５】図４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、シリコンまたはチタンの溶存量を
示す。更に、図４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４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、アルミニウムまたはチ
タンの溶存量と酸素溶存量とを示し、そして、「Ａ（Ａ
１，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、アルミニウムまたはチタ
ンの溶存量と酸素溶存量とを示す。

【００３６】図４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、チタン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　、ａＴｉｏ２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、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。

【００３７】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。

【００３８】

【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。

【００３９】

【表１】

【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】上述したＶＡＤおよびＶＯＤ設備を使用す
る精錬の工程を図１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。

【００４２】

【００４３】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。

【００４４】 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。

【００４５】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。

【００４６】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、次の
通りであった。

【００４７】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。

【００４８】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　　　　　　　　：０．８　〜１．
２　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　ｍｍ　、溶滓剤投入　　
　　　　　　　　　　　　　　　　：なし。

【００４９】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。

【００５０】

【００５１】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。

【００５２】次いで、引き続きＶＯＤ設備内において、
Ｆｅ−Ｎｉ　系溶融合金中に、チタン合金、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）。

【００５３】 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　、フェロチタン　　　　：
　８　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。

【００５４】溶融合金をスラグによって脱酸する前の、
Ｆｅ−　Ｎｉ系溶融合金中のチタン、シリコンおよびＳ
ｏｌ．Ａｌの含有量は、次の通りであった。

【００５５】上述した、溶融合金と反応させたＣａＯ−
Ａｌ２Ｏ３−Ｔｉ０２−ＭｇＯ系スラグは、下記からな
っていた。 （ａ）　　成分組成 （ｂ）　　ＣａＯ　／（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０
２）　の比　：　０．５８（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）：０．９　ｗｔ．％

【００
５６】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Ｔｉの含有量　
　　　　　　　　　：０．１　　　〜０．６　　　ｗｔ
．％、 ＴｉＯ２の活量（ａ　ＴｉＯ２）の推定値　　　　：１
０−２　　〜１０−８、平衡酸素の推定濃度　　　　　
　　　　　　　　　：１　　　　〜２ｐｐｍ　、および
、 溶融合金中の　Ｔ．　酸素の実績含有量：７〜１４　ｐ
ｐｍ。

【００５７】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。

【００５８】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。

【００５９】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。

【００６０】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。

【００６１】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。

【００６２】このようにして調製した下注インゴットの
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、非金属介在物は、チタン酸化
物からなっていた。そして、湯道部分の凝固塊中のＳｏ
ｌ．Ａｌ、窒素および酸素の含有量は次の通りであった
。

【００６３】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．　１〜３
を調製した。

【００６４】

【表３】

【００６５】本発明の供試体Ｎｏ．　１の成分組成は、
次の通りであった：

【００６６】更に、本発明の供試体Ｎｏ．　１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。 　　上記から、本発明供試体Ｎｏ．　１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。

【００６７】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に併せて示す、０．１５　ｍ
ｍ　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．　１および２を調製した。

【００６８】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。

【００６９】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　〜０．３　、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
．１０〜０．２０、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。

【００７０】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．　３および
４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。

【００７１】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。

【００７２】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．１〜３におい
て最も少なく、次いで、比較用供試体Ｎｏ．　３および
４がこれに続き、そして、比較用供試体Ｎｏ．　１およ
び２において、多かった。即ち、図４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。

【００７３】次いで、このように調製した本発明供試体
Ｎｏ．　１〜３、並びに、比較用供試体Ｎｏ．　１〜４
の各々における、長手方向の板厚断面内の６０ｍｍ２　
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。

【００７４】

【表４】

【００７５】表４に示すように、本発明供試体　Ｎｏ．
１〜３における非金属介在物の数は、次の通りであった
。即ち、本発明供試体Ｎｏ．　１においては、幅３μｍ
　未満の球状非金属介在物が６個のみであり、本発明供
試体Ｎｏ．　２においては、幅８μｍ　未満の球状非金
属介在物が８個と、幅　３μｍ　〜　６μｍ　未満の球
状非金属介在物が１個のみであり、そして、本発明供試
体Ｎｏ．　３においては、幅３μｍ　未満の球状非金属
介在物が７個のみであった。このように、本発明供試体
においては、粒径が極めて小さい球状非金属介在物が少
量存在するのみであった。

【００７６】一方、比較用供試体　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
　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。 上記のように、比較用供試体　Ｎｏ．１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．２に関しても、同様であった。

【００７７】更に、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　　　　　　　　　　：１０個、幅　
３μｍ　〜　６μｍ　未満　　：　　４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。

【００７８】即ち、比較用供試体　Ｎｏ．５においては
、本発明供試体Ｎｏ．　１〜３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．６に関しても、同様であった。

【００７９】上述したように、比較用供試体Ｎｏ．　１
〜４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．　１〜３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。

【００８０】次に、上述した本発明供試体Ｎｏ．　１〜
３、および、比較用供試体Ｎｏ．　１〜４に対して、実
際に、直径　１３５ー　２８０μｍ　のピッチエッチン
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５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
。

【００８１】本発明供試体　Ｎｏ．１および３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および３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。

【００８２】一方、比較用供試体　Ｎｏ．１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％、

【００８３】上述したところから明ら
かなように、比較用供試体　Ｎｏ．１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．１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．２に関しても、同様であった。

【００８４】更に、比較用供試体　Ｎｏ．３においては
、エッチング穿孔不良発生状況は、次の通りであった。 （Ａ）　型の不良発生率：　　０．７５％、（Ｂ）　型
の不良発生率：　　０．０４％、（Ｃ）　型の不良発生
率：　　０．５０％、および（Ｄ）　型の不良発生率：
　　０．０１％。

【００８５】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、本発明供試体Ｎｏ．　
１〜３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．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。

【００８６】

【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】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２】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３】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４】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、「Ａｌ
−脱酸平衡」状態にある溶存アルミニウムレベル、また
は、「Ｔｉー脱酸平衡」状態にある溶存チタンレベルと
、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５Ａ〜図５Ｄ】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６】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。

Claims (5)

【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．％　、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、チタン、炭素、窒素、硫黄、燐、酸素、アルミニ
   ウム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　ｗｔ．％以下、チタンについては、０．６
   　ｗｔ．％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、アルミニウムについては
   、０．０３０　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、主としてチタン酸化
   物からなっ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およびチタンを添加し、アル
   ミニウムおよびチタンを添加した前記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−Ｔｉ０２−ＭｇＯ　系スラグ：ＣａＯ　
   およびＡｌ２Ｏ３：　５７　ｗｔ．％　　以上、Ｔｉ０
   ２　　　　　　　　　　　：　３０　ｗｔ．％　　以下
   、但し、ＣａＯ／（ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３　＋Ｔｉ０２）
   　の比は０．７　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。
4. 【請求項４】　　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。
5. 【請求項５】　　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４
   の何れか１つに記載の方法。