JPH0813101A - 熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金 - Google Patents
熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金Info
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- JPH0813101A JPH0813101A JP14606194A JP14606194A JPH0813101A JP H0813101 A JPH0813101 A JP H0813101A JP 14606194 A JP14606194 A JP 14606194A JP 14606194 A JP14606194 A JP 14606194A JP H0813101 A JPH0813101 A JP H0813101A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ合
金を得る。 【構成】 Ｎｉを３０〜５２％含有し、かつ不可避的不
純物としてのＳ、Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７％
以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｓｎ：０．１％以下と規
制し、かつＣａが０．０００１〜０．００６％、かつＣ
ａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内と
なるよう、添加された熱間加工性に優れた電子部品用Ｆ
ｅ−Ｎｉ系合金。Ｎｉを２６〜３８％、Ｃｏ：１〜２０
％を含有し、かつ不可避不純物としてのＳ、Ｏ、Ｓｎを
それぞれＳ：０．００７％以下、Ｏ：０．００６％以
下、Ｓｎ：０．１％以下と規制し、かつＣａが０．００
０１〜０．００６％、かつＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓ
ｎ）＝０．１〜６の範囲内となるよう添加された熱間加
工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金。
金を得る。 【構成】 Ｎｉを３０〜５２％含有し、かつ不可避的不
純物としてのＳ、Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７％
以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｓｎ：０．１％以下と規
制し、かつＣａが０．０００１〜０．００６％、かつＣ
ａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内と
なるよう、添加された熱間加工性に優れた電子部品用Ｆ
ｅ−Ｎｉ系合金。Ｎｉを２６〜３８％、Ｃｏ：１〜２０
％を含有し、かつ不可避不純物としてのＳ、Ｏ、Ｓｎを
それぞれＳ：０．００７％以下、Ｏ：０．００６％以
下、Ｓｎ：０．１％以下と規制し、かつＣａが０．００
０１〜０．００６％、かつＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓ
ｎ）＝０．１〜６の範囲内となるよう添加された熱間加
工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱間加工性に優れたカ
ラー受像管用シャドウマスク、ＩＣリードフレーム、Ｐ
Ｂ級、ＰＤ級のパーマロイ等の電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系
合金に関するものである。
ラー受像管用シャドウマスク、ＩＣリードフレーム、Ｐ
Ｂ級、ＰＤ級のパーマロイ等の電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系
合金に関するものである。
【０００２】
【従来技術】Ｎｉを２６〜５２ｗｔ％含むＦｅ−Ｎｉ系
合金およびＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は、室温から３００
℃にわたる温度域で低い熱膨張係数または、優れた軟磁
気特性を有し、カラー受像管用シャドウマスク、ＩＣリ
ードフレーム、ＰＢ級、ＰＤ級のパーマロイ等の電子部
品用の材料として、広く用いられている。
合金およびＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は、室温から３００
℃にわたる温度域で低い熱膨張係数または、優れた軟磁
気特性を有し、カラー受像管用シャドウマスク、ＩＣリ
ードフレーム、ＰＢ級、ＰＤ級のパーマロイ等の電子部
品用の材料として、広く用いられている。
【０００３】しかしながら、これらのＦｅ−Ｎｉ系合金
やＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は、本質的に熱間延性能が悪
く、湾曲型連続鋳造機により連続鋳造スラブを鋳造する
場合には、スラブの曲げ戻し時にスラブの表面割れ、コ
ーナー割れが多発しやすい合金である。この表面疵はそ
のまま放置すると、最終製品において重大な欠陥となる
ので、疵取りを行なう必要がある。このため歩留りは著
しく低下し、製造に要する時間も長く、それだけコスト
高になることを余儀なくされていた。
やＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は、本質的に熱間延性能が悪
く、湾曲型連続鋳造機により連続鋳造スラブを鋳造する
場合には、スラブの曲げ戻し時にスラブの表面割れ、コ
ーナー割れが多発しやすい合金である。この表面疵はそ
のまま放置すると、最終製品において重大な欠陥となる
ので、疵取りを行なう必要がある。このため歩留りは著
しく低下し、製造に要する時間も長く、それだけコスト
高になることを余儀なくされていた。
【０００４】一般に熱間加工時の表面疵は、以下のよう
にして形成されると考えられる。即ち湾曲型連続鋳造機
で連続鋳造スラブを鋳造する場合、スラブは歪速度２×
１０ -3Ｓ-1程度の低速変形曲げ、曲げ戻しを伴う。この
際のスラブのエッジや表層近傍は、中心に比べ温度降下
しており、その温度は７００℃以下になる。このような
高温変形条件での延性が劣ると表面疵が発生する。
にして形成されると考えられる。即ち湾曲型連続鋳造機
で連続鋳造スラブを鋳造する場合、スラブは歪速度２×
１０ -3Ｓ-1程度の低速変形曲げ、曲げ戻しを伴う。この
際のスラブのエッジや表層近傍は、中心に比べ温度降下
しており、その温度は７００℃以下になる。このような
高温変形条件での延性が劣ると表面疵が発生する。
【０００５】従来の高Ｆｅ−Ｎｉ合金とその製造方法と
しては、特開昭６２−４０３４３に開示されたものがあ
る。この製造方法は、Ｎｉ：３０．０〜５２．０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．４０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．
８０ｗｔ％、Ｃ：０．０５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．００
６〜０．０２ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓ：
０．００２ｗｔ％以下、Ｏ：０．００５ｗｔ％以下を含
有し、且つＳ＋Ｐ／１０≦０．００２０ｗｔ％の条件を
満たし、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を製造するに
当たり、分塊圧延及び熱間圧延における加熱温度を１０
６０〜１２５０℃とし、仕上げ温度を８００℃以上とす
るものである。
しては、特開昭６２−４０３４３に開示されたものがあ
る。この製造方法は、Ｎｉ：３０．０〜５２．０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．４０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．
８０ｗｔ％、Ｃ：０．０５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．００
６〜０．０２ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｓ：
０．００２ｗｔ％以下、Ｏ：０．００５ｗｔ％以下を含
有し、且つＳ＋Ｐ／１０≦０．００２０ｗｔ％の条件を
満たし、残部ＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ合金を製造するに
当たり、分塊圧延及び熱間圧延における加熱温度を１０
６０〜１２５０℃とし、仕上げ温度を８００℃以上とす
るものである。
【０００６】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、上述
した従来の合金を用いた場合でも、前記した連続鋳造時
の低歪速度変形下での曲げ、曲げ戻し時のスラブ表面割
れを抑制することはできないという問題点がある。
した従来の合金を用いた場合でも、前記した連続鋳造時
の低歪速度変形下での曲げ、曲げ戻し時のスラブ表面割
れを抑制することはできないという問題点がある。
【０００７】本発明は製造加工変形工程即ち連続鋳造に
おいて疵発生が極めて少なく、スラブの疵取り工程を大
幅に短縮でき、スラブの歩留りも向上し、製造コスト低
減に寄与するＮｉ：２６〜５２ｗｔ％の電子・電磁用材
料、たとえばインバー材である３６Ｎｉ合金、リードフ
レーム用４２Ｎｉ合金、パーマロイ等のＦｅ−Ｎｉ系合
金およびＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金を提供することを目的
としたものである。
おいて疵発生が極めて少なく、スラブの疵取り工程を大
幅に短縮でき、スラブの歩留りも向上し、製造コスト低
減に寄与するＮｉ：２６〜５２ｗｔ％の電子・電磁用材
料、たとえばインバー材である３６Ｎｉ合金、リードフ
レーム用４２Ｎｉ合金、パーマロイ等のＦｅ−Ｎｉ系合
金およびＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金を提供することを目的
としたものである。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明に係る熱間加工
性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、Ｎｉを３０
〜５２ｗｔ％含有し、かつ不可避的不純物としてのＳ、
Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７ｗｔ％以下、Ｏ：
０．００６ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．１ｗｔ％以下と規制
し、かつＣａが０．０００１〜０．００６ｗｔ％、かつ
Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内
となるよう、添加されたものである。
性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、Ｎｉを３０
〜５２ｗｔ％含有し、かつ不可避的不純物としてのＳ、
Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７ｗｔ％以下、Ｏ：
０．００６ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．１ｗｔ％以下と規制
し、かつＣａが０．０００１〜０．００６ｗｔ％、かつ
Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内
となるよう、添加されたものである。
【０００９】また、Ｎｉを２６〜３８ｗｔ％、Ｃｏ：１
〜２０ｗｔ％を含有し、かつ不可避不純物としてのＳ、
Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７ｗｔ％以下、Ｏ：
０．００６ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．１ｗｔ％以下と規制
し、かつＣａが０．０００１〜０．００６ｗｔ％、かつ
Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内
となるよう添加されたものである。
〜２０ｗｔ％を含有し、かつ不可避不純物としてのＳ、
Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７ｗｔ％以下、Ｏ：
０．００６ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．１ｗｔ％以下と規制
し、かつＣａが０．０００１〜０．００６ｗｔ％、かつ
Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内
となるよう添加されたものである。
【００１０】
【作用】従来技術で述べた如くＦｅ−Ｎｉ系合金の連続
鋳造時の疵発生に対しては、とくに７００℃以上の延性
が極めて重要であることが理解される。熱間延性能を精
度良く調べる方法は、高温引張試験での試験片の絞り値
を用いるものであるが、一般に絞り値と疵発生傾向は一
致することが良く知られており、難加工材の連続鋳造の
際のスラブ疵は、絞り値が５０％未満の時に多発する傾
向を示す。
鋳造時の疵発生に対しては、とくに７００℃以上の延性
が極めて重要であることが理解される。熱間延性能を精
度良く調べる方法は、高温引張試験での試験片の絞り値
を用いるものであるが、一般に絞り値と疵発生傾向は一
致することが良く知られており、難加工材の連続鋳造の
際のスラブ疵は、絞り値が５０％未満の時に多発する傾
向を示す。
【００１１】本発明者らは多くのＦｅ−Ｎｉ系およびＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金について高温引張試験を実施し、
疵発生傾向を検討した。粒界強度が低下し、粒界破壊が
支配的となるような場合、絞り値が５０％未満と低延性
を示し、疵発生につながることが明らかになった。
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金について高温引張試験を実施し、
疵発生傾向を検討した。粒界強度が低下し、粒界破壊が
支配的となるような場合、絞り値が５０％未満と低延性
を示し、疵発生につながることが明らかになった。
【００１２】Ｆｅ−Ｎｉ系合金の低歪速度変形下での熱
間延性低下は、本合金中に不可避的不純物として存在す
るＳ或いはＯ、Ｓｎの、粒界への偏析若しくは硫化物、
酸化物又はスズの化合物の粒界への析出に支配されてい
る。ここではＳは最も悪影響を及ぼし、Ｏ、ＳｎはＳの
悪影響を助長する効果を有する。普通鋼の場合に比べ
て、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の低歪速度変形下の熱間延性が、
不純物の影響を特に著しく受けることは、本発明の対象
とするＦｅ−Ｎｉ系合金で不純物元素の偏析傾向が著し
く、かつ低歪速度変形時の動的析出が起こるためと考え
られる。
間延性低下は、本合金中に不可避的不純物として存在す
るＳ或いはＯ、Ｓｎの、粒界への偏析若しくは硫化物、
酸化物又はスズの化合物の粒界への析出に支配されてい
る。ここではＳは最も悪影響を及ぼし、Ｏ、ＳｎはＳの
悪影響を助長する効果を有する。普通鋼の場合に比べ
て、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の低歪速度変形下の熱間延性が、
不純物の影響を特に著しく受けることは、本発明の対象
とするＦｅ−Ｎｉ系合金で不純物元素の偏析傾向が著し
く、かつ低歪速度変形時の動的析出が起こるためと考え
られる。
【００１３】上記したような、熱間延性低下を抑制する
ためには、Ｓｎ、Ｏ、Ｓ量の特定値以下への低減と、こ
れらの不純物元素の総量に応じたＣａの適量添加が必須
となる。
ためには、Ｓｎ、Ｏ、Ｓ量の特定値以下への低減と、こ
れらの不純物元素の総量に応じたＣａの適量添加が必須
となる。
【００１４】Ｓｎは、本合金の溶製時の鉄源としてのス
クラップから不可避的に混入する不純物元素であり、低
融点の化合物をオーステナイト粒界に形成し、粒界強度
を低下させるため、熱間延性に対しては、極めて有害な
元素である。Ｓｎ量が０．１ｗｔ％を超えると、後述す
るＯ、Ｓ量の低減、Ｃａの微量添加を行なっても、本発
明で意図する７００℃以上の延性を改善することができ
ない。よって、Ｓｎ量の上限は０．１ｗｔ％と定めた。
下限は特に定めないが、溶製上の経済性から０．０００
１ｗｔ％以上である。
クラップから不可避的に混入する不純物元素であり、低
融点の化合物をオーステナイト粒界に形成し、粒界強度
を低下させるため、熱間延性に対しては、極めて有害な
元素である。Ｓｎ量が０．１ｗｔ％を超えると、後述す
るＯ、Ｓ量の低減、Ｃａの微量添加を行なっても、本発
明で意図する７００℃以上の延性を改善することができ
ない。よって、Ｓｎ量の上限は０．１ｗｔ％と定めた。
下限は特に定めないが、溶製上の経済性から０．０００
１ｗｔ％以上である。
【００１５】Ｏは、不純物元素として本合金中に存在す
るが、その含有量が、０．００６ｗｔ％を超えると、本
合金中で酸化物が多くなり、特に、本発明で特徴とする
Ｃａの微量添加を行なう場合、低融点の酸化物が多く形
成されることになり、熱間延性を低下させる。Ｏ量が
０．００６ｗｔ％以下で、Ｓｎ、Ｓ量の規制とＣａの適
量添加のもとに、本発明で意図する優れた熱間延性が得
られる。以上より、Ｏ量は、０．００６ｗｔ％以下と定
めた。なお、下限は特に定めないが、溶製上の経済性か
ら０．０００２ｗｔ％以上である。
るが、その含有量が、０．００６ｗｔ％を超えると、本
合金中で酸化物が多くなり、特に、本発明で特徴とする
Ｃａの微量添加を行なう場合、低融点の酸化物が多く形
成されることになり、熱間延性を低下させる。Ｏ量が
０．００６ｗｔ％以下で、Ｓｎ、Ｓ量の規制とＣａの適
量添加のもとに、本発明で意図する優れた熱間延性が得
られる。以上より、Ｏ量は、０．００６ｗｔ％以下と定
めた。なお、下限は特に定めないが、溶製上の経済性か
ら０．０００２ｗｔ％以上である。
【００１６】Ｓは、本合金の７００℃以上での熱間延性
を低下させる有害な元素である。特に、本合金を低歪速
度にて７００℃で変形する際に、顕著に生じる粒界破壊
に強く関与している。Ｓ量が０．００７ｗｔ％を超える
と、上記した粒界破壊に基づくスラブの表面割れが多発
するため、Ｓ量は０．００７ｗｔ％以下に定めた。下限
は特に定めないが、溶製上の経済性から、０．０００１
ｗｔ％以上である。
を低下させる有害な元素である。特に、本合金を低歪速
度にて７００℃で変形する際に、顕著に生じる粒界破壊
に強く関与している。Ｓ量が０．００７ｗｔ％を超える
と、上記した粒界破壊に基づくスラブの表面割れが多発
するため、Ｓ量は０．００７ｗｔ％以下に定めた。下限
は特に定めないが、溶製上の経済性から、０．０００１
ｗｔ％以上である。
【００１７】本発明で意図する優れた熱間延性は、上記
したＳｎ、Ｏ、Ｓ量の規制のみでは達成されない。
したＳｎ、Ｏ、Ｓ量の規制のみでは達成されない。
【００１８】図１は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の温度と絞り値
の関係を示すグラフである。図１の実線で示すグラフ
は、本発明合金のうち後述する実施例の表１の発明例に
おける材料No. ２に対応するものであり、Ｓｎ：０．０
０３ｗｔ％、Ｏ：０．００１１ｗｔ％、Ｓ：０．０００
６ｗｔ％、Ｃａ：０．０００２ｗｔ％、Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ
＋０．１×Ｓｎ）＝０．１である。また、点線で示すグ
ラフは、比較合金であり、Ｓｎ：０．０２８ｗｔ％、
Ｏ：０．００３２ｗｔ％、Ｓ：０．００２４ｗｔ％でＣ
ａが無添加のものである（実施例の表１の材料No. １
３）。この場合、温度が加工する（冷却される）に伴っ
て、絞り値は１１００℃付近から急激に低下し、１００
０℃近傍で４０％を切る低い値になっている。その後の
温度低下によって一旦回復するが、８００℃付近から再
び劣化しはじめ、７００℃付近で３０％程度になってい
る。これに対して、本発明の成分合金は、７００℃以上
で常に高延性を示し、低歪速度変形下での熱間延性の飛
躍的な改善が見られた。なお、上記した、比較合金の７
００℃引張りでの破面は、粒界破面を呈しており、かつ
この粒界破面では、前記したＳｎ、Ｓ、Ｏが濃化してい
た。このことは、これらの不純物元素により粒界が脆化
し、粒界破壊したことを示していると推察される。
の関係を示すグラフである。図１の実線で示すグラフ
は、本発明合金のうち後述する実施例の表１の発明例に
おける材料No. ２に対応するものであり、Ｓｎ：０．０
０３ｗｔ％、Ｏ：０．００１１ｗｔ％、Ｓ：０．０００
６ｗｔ％、Ｃａ：０．０００２ｗｔ％、Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ
＋０．１×Ｓｎ）＝０．１である。また、点線で示すグ
ラフは、比較合金であり、Ｓｎ：０．０２８ｗｔ％、
Ｏ：０．００３２ｗｔ％、Ｓ：０．００２４ｗｔ％でＣ
ａが無添加のものである（実施例の表１の材料No. １
３）。この場合、温度が加工する（冷却される）に伴っ
て、絞り値は１１００℃付近から急激に低下し、１００
０℃近傍で４０％を切る低い値になっている。その後の
温度低下によって一旦回復するが、８００℃付近から再
び劣化しはじめ、７００℃付近で３０％程度になってい
る。これに対して、本発明の成分合金は、７００℃以上
で常に高延性を示し、低歪速度変形下での熱間延性の飛
躍的な改善が見られた。なお、上記した、比較合金の７
００℃引張りでの破面は、粒界破面を呈しており、かつ
この粒界破面では、前記したＳｎ、Ｓ、Ｏが濃化してい
た。このことは、これらの不純物元素により粒界が脆化
し、粒界破壊したことを示していると推察される。
【００１９】このことより、連続鋳造時での表面疵発生
を低減させるためには、本発明の成分範囲を満たすこと
が必要であると判断した。なお、連続鋳造時の曲げ、曲
げ戻しを行なう温度域としては、７００℃以上１３００
℃以下とすることにより、上記した連続鋳造スラブの表
面疵発生を抑制することが可能となった。特に、本発明
材は、７００℃付近での延性に加え、１０００℃付近の
延性も高いため、連続鋳造時の連続鋳造スラブに曲げ加
工が施される１０００℃付近の熱間延性も高く、連続鋳
造時の曲げ加工時または造塊−分塊圧延時にスラブに表
面疵が発生することが抑制される。
を低減させるためには、本発明の成分範囲を満たすこと
が必要であると判断した。なお、連続鋳造時の曲げ、曲
げ戻しを行なう温度域としては、７００℃以上１３００
℃以下とすることにより、上記した連続鋳造スラブの表
面疵発生を抑制することが可能となった。特に、本発明
材は、７００℃付近での延性に加え、１０００℃付近の
延性も高いため、連続鋳造時の連続鋳造スラブに曲げ加
工が施される１０００℃付近の熱間延性も高く、連続鋳
造時の曲げ加工時または造塊−分塊圧延時にスラブに表
面疵が発生することが抑制される。
【００２０】次に、Ｓｎ、Ｓ、Ｏの各量が単独で本発明
範囲内にあって、Ｃａ量を変化させたＦｅ−Ｎｉ系合金
を用いて熱間引張試験を行ない、７００〜１３００℃に
おける絞り値の最低値を調べ、Ｓｎ、Ｓ、ＯとＣａ添加
量との関係を調べた結果、絞り値はＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋
０．１×Ｓｎ）というパラメータで整理できることを見
い出した。その結果を図２のグラフに示す。この図より
Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が０．１〜６の範囲内
で絞り値が５０％以上の高延性を示し、この範囲の前後
では、絞り値は低い値を示すことが分かった。また、Ｃ
ａ量としては、単独で０．０００１ｗｔ％以上、０．０
０６ｗｔ％以下の範囲内とすることにより、上記した高
延性が得られることも分かった。
範囲内にあって、Ｃａ量を変化させたＦｅ−Ｎｉ系合金
を用いて熱間引張試験を行ない、７００〜１３００℃に
おける絞り値の最低値を調べ、Ｓｎ、Ｓ、ＯとＣａ添加
量との関係を調べた結果、絞り値はＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋
０．１×Ｓｎ）というパラメータで整理できることを見
い出した。その結果を図２のグラフに示す。この図より
Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が０．１〜６の範囲内
で絞り値が５０％以上の高延性を示し、この範囲の前後
では、絞り値は低い値を示すことが分かった。また、Ｃ
ａ量としては、単独で０．０００１ｗｔ％以上、０．０
０６ｗｔ％以下の範囲内とすることにより、上記した高
延性が得られることも分かった。
【００２１】このように、本発明で対象とするＦｅ−Ｎ
ｉ系合金の高い熱間延性能は、Ｓｎ、Ｓ、Ｏ量が単独で
それぞれ、０．１ｗｔ％以下、０．００７ｗｔ％以下、
０．００６ｗｔ％以下にあり、かつＣａ量が０．０００
１〜０．００６ｗｔ％以下でかつＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．
１×Ｓｎ）が０．１〜６の範囲内となるようＣａ添加さ
れた時に得られることが判明した。
ｉ系合金の高い熱間延性能は、Ｓｎ、Ｓ、Ｏ量が単独で
それぞれ、０．１ｗｔ％以下、０．００７ｗｔ％以下、
０．００６ｗｔ％以下にあり、かつＣａ量が０．０００
１〜０．００６ｗｔ％以下でかつＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．
１×Ｓｎ）が０．１〜６の範囲内となるようＣａ添加さ
れた時に得られることが判明した。
【００２２】以上がＳｎ、Ｓ、Ｏ、Ｃａ、Ｃａ／（Ｓ＋
Ｏ＋０．１×Ｓｎ）の各量を本発明範囲内に規定した理
由である。
Ｏ＋０．１×Ｓｎ）の各量を本発明範囲内に規定した理
由である。
【００２３】本発明の対象とするＦｅ−Ｎｉ系合金、Ｆ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は特にインバー合金、リードフレ
ーム用４２合金、ＰＤパーマロイ等熱膨張特性や磁気特
性を主体とする物理的性質が要求される合金である。
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は特にインバー合金、リードフレ
ーム用４２合金、ＰＤパーマロイ等熱膨張特性や磁気特
性を主体とする物理的性質が要求される合金である。
【００２４】Ｎｉは、本合金の基本成分であり、熱膨張
係数を変化させる元素であって、カラー受像管シャドウ
マスク用（以下単にシャドウマスク用という）として
は、色ずれの発生を防止するために要求される３０〜１
００℃の温度域における平均熱膨張係数の上限は３０×
１０-6℃である。この平均熱膨張係数の条件を満たすＮ
ｉ量はＦｅ−Ｎｉ合金にあっては３０〜３８ｗｔ％の範
囲内である。従って、カラー受像管用シャドウマスク用
としては、Ｎｉ量を３０〜３８ｗｔ％の範囲内に限定す
べきである。なお、このようなＮｉ量の範囲内でも、平
均熱膨張係数を低下させうる好ましいＮｉ量は３５〜３
７ｗｔ％であり、更には、この平均熱膨張係数をより低
下させうる更に好ましいＮｉ量は３５．５〜３６．５ｗ
ｔ％である。
係数を変化させる元素であって、カラー受像管シャドウ
マスク用（以下単にシャドウマスク用という）として
は、色ずれの発生を防止するために要求される３０〜１
００℃の温度域における平均熱膨張係数の上限は３０×
１０-6℃である。この平均熱膨張係数の条件を満たすＮ
ｉ量はＦｅ−Ｎｉ合金にあっては３０〜３８ｗｔ％の範
囲内である。従って、カラー受像管用シャドウマスク用
としては、Ｎｉ量を３０〜３８ｗｔ％の範囲内に限定す
べきである。なお、このようなＮｉ量の範囲内でも、平
均熱膨張係数を低下させうる好ましいＮｉ量は３５〜３
７ｗｔ％であり、更には、この平均熱膨張係数をより低
下させうる更に好ましいＮｉ量は３５．５〜３６．５ｗ
ｔ％である。
【００２５】なお、Ｃｏを１．０ｗｔ％未満の範囲内で
含有する場合でも上記した平均熱膨張係数の上限を満足
するＮｉ量は３０〜３８ｗｔ％である。このような場合
でも、平均熱膨張係数を低下させる好ましいＮｉ量は３
５〜３７ｗｔ％である。また、１〜８ｗｔ％のＣｏを含
有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金の場合、上記した平均熱
膨張係数の条件を満たすＮｉ量範囲は２６〜３８ｗｔ％
であり、また、Ｎｉ量を３０〜３３ｗｔ％、Ｃｏ量を３
〜８ｗｔ％にすることにより、平均熱膨張係数は更に低
く優れたものとなる。
含有する場合でも上記した平均熱膨張係数の上限を満足
するＮｉ量は３０〜３８ｗｔ％である。このような場合
でも、平均熱膨張係数を低下させる好ましいＮｉ量は３
５〜３７ｗｔ％である。また、１〜８ｗｔ％のＣｏを含
有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金の場合、上記した平均熱
膨張係数の条件を満たすＮｉ量範囲は２６〜３８ｗｔ％
であり、また、Ｎｉ量を３０〜３３ｗｔ％、Ｃｏ量を３
〜８ｗｔ％にすることにより、平均熱膨張係数は更に低
く優れたものとなる。
【００２６】また、ＩＣリードフレーム用としては、半
導体素子、ガラスおよびセラミックス等との熱膨張の整
合性を保つためには、Ｎｉ量を３８ｗｔ％超、５２ｗｔ
％以下とすることが必要である。なお、このようなＮｉ
量の範囲内でも、リードフレームとともに用いられる半
導体素子、ガラスおよびセラミックス等の熱膨張係数に
応じてＮｉ量が適切に選択される。
導体素子、ガラスおよびセラミックス等との熱膨張の整
合性を保つためには、Ｎｉ量を３８ｗｔ％超、５２ｗｔ
％以下とすることが必要である。なお、このようなＮｉ
量の範囲内でも、リードフレームとともに用いられる半
導体素子、ガラスおよびセラミックス等の熱膨張係数に
応じてＮｉ量が適切に選択される。
【００２７】なお、Ｃｏを１．０ｗｔ％未満の範囲内で
含有する場合でも、ＩＣリードフレーム用としての熱膨
張の整合性を保つためのＮｉ量は３８ｗｔ％超え、５２
ｗｔ％以下である。また、ＩＣリードフレーム用材料と
してはＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金も本発明の対象としてい
るが、この場合、Ｃｏ：５〜２０ｗｔ％、Ｎｉ：２６〜
３３ｗｔ％の範囲内であれば、ＩＣリードフレーム用と
しての熱膨張の整合性を保つことが可能である。
含有する場合でも、ＩＣリードフレーム用としての熱膨
張の整合性を保つためのＮｉ量は３８ｗｔ％超え、５２
ｗｔ％以下である。また、ＩＣリードフレーム用材料と
してはＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金も本発明の対象としてい
るが、この場合、Ｃｏ：５〜２０ｗｔ％、Ｎｉ：２６〜
３３ｗｔ％の範囲内であれば、ＩＣリードフレーム用と
しての熱膨張の整合性を保つことが可能である。
【００２８】
【実施例】Ｆｅ−Ｎｉ系合金のうち代表的なインバー合
金（Ｆｅ−３６Ｎｉ合金）、４２アロイ（Ｆｅ−４２ｗ
ｔ％Ｎｉ合金）、パーマロイ（Ｆｅ−４５ｗｔ％Ｎｉ合
金）、コバール（Ｆｅ−３０ｗｔ％Ｎｉ−１７ｗｔ％Ｃ
ｏ合金）などの各合金での発明材および比較材を電気炉
にて溶解し、炉外精錬にて、表１に示す材料を準備し、
これらの材料の高温引張試験を実施した。
金（Ｆｅ−３６Ｎｉ合金）、４２アロイ（Ｆｅ−４２ｗ
ｔ％Ｎｉ合金）、パーマロイ（Ｆｅ−４５ｗｔ％Ｎｉ合
金）、コバール（Ｆｅ−３０ｗｔ％Ｎｉ−１７ｗｔ％Ｃ
ｏ合金）などの各合金での発明材および比較材を電気炉
にて溶解し、炉外精錬にて、表１に示す材料を準備し、
これらの材料の高温引張試験を実施した。
【００２９】
【表１】
【００３０】試験は７００〜１３００℃の温度域で歪速
度１×１０-3Ｓ-1のもとで行ない、絞り値を調べて熱間
延性能を評価した。また、これらの材料を湾曲型連続鋳
造機により鋳造し、曲げ、曲げ戻しを７００℃以上、１
３００℃以下の温度範囲にて行ない、得られた連続鋳造
スラブの疵発生状況を調べた。疵発生傾向の判定は、ス
ラブのエッヂ断面で調べた。その定量化はスラブ断面の
単位面積において、２ｍｍ以上の深さに達するワレの表
面での長さの合計を採用した。
度１×１０-3Ｓ-1のもとで行ない、絞り値を調べて熱間
延性能を評価した。また、これらの材料を湾曲型連続鋳
造機により鋳造し、曲げ、曲げ戻しを７００℃以上、１
３００℃以下の温度範囲にて行ない、得られた連続鋳造
スラブの疵発生状況を調べた。疵発生傾向の判定は、ス
ラブのエッヂ断面で調べた。その定量化はスラブ断面の
単位面積において、２ｍｍ以上の深さに達するワレの表
面での長さの合計を採用した。
【００３１】各Ｆｅ−Ｎｉ系合金のうち材料No. １〜N
o. ９は、本発明材であり、Ｓｎ、Ｓ、Ｏ、Ｃａの単独
量およびＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が本発明範囲
内にあり、７００〜１３００℃での絞り値は５０％以上
と後述する比較例に比べて高く、表面疵発生は比較例に
比べて著しく少ない。
o. ９は、本発明材であり、Ｓｎ、Ｓ、Ｏ、Ｃａの単独
量およびＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が本発明範囲
内にあり、７００〜１３００℃での絞り値は５０％以上
と後述する比較例に比べて高く、表面疵発生は比較例に
比べて著しく少ない。
【００３２】これに対して、材料No. １０〜No. １５
は、それぞれＳｎの単独量が本発明規定上限を超えるも
の、Ｓの単独量が本発明規定上限を超えるもの、Ｏの単
独量が本発明規定上限を超えるもの、Ｃａの単独量およ
びＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が本発明規定下限未
満のもの、Ｃａの単独量が本発明規定上限超のもの、Ｃ
ａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が本発明規定上限超のも
のであり、いずれも７００〜１３００℃での絞り値は５
０％未満と本発明例に比べて低く、表面疵発生も本発明
例に比べて著しく多くなっている。
は、それぞれＳｎの単独量が本発明規定上限を超えるも
の、Ｓの単独量が本発明規定上限を超えるもの、Ｏの単
独量が本発明規定上限を超えるもの、Ｃａの単独量およ
びＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が本発明規定下限未
満のもの、Ｃａの単独量が本発明規定上限超のもの、Ｃ
ａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）が本発明規定上限超のも
のであり、いずれも７００〜１３００℃での絞り値は５
０％未満と本発明例に比べて低く、表面疵発生も本発明
例に比べて著しく多くなっている。
【００３３】このように、本発明合金において、Ｓｎ、
Ｓ、Ｏ、Ｃａ、Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）の各量
を制御することが、７００〜１３００℃での熱間延性を
向上させるために必須であり、このようにすることで、
ＣＣスラブの表面疵の発生を抑制できることが可能とな
ることが理解される。
Ｓ、Ｏ、Ｃａ、Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）の各量
を制御することが、７００〜１３００℃での熱間延性を
向上させるために必須であり、このようにすることで、
ＣＣスラブの表面疵の発生を抑制できることが可能とな
ることが理解される。
【００３４】また、このような本発明合金では、１００
０℃付近での熱間延性も高いため、造塊−分塊圧延時の
表面疵発生も極めて少なく、製造性も優れていることが
確認された。
０℃付近での熱間延性も高いため、造塊−分塊圧延時の
表面疵発生も極めて少なく、製造性も優れていることが
確認された。
【００３５】
【発明の効果】本発明によって、Ｆｅ−Ｎｉ系合金又は
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金を連続鋳造法または造塊−分塊
圧延法で製造する場合、表面疵発生頻度が極めて少な
く、疵取り工程を大幅に短縮でき、スラブの歩留りも向
上し、製造コストの大幅な低減が可能となり、その経済
性、生産性からみた工業的価値は極めて大きい。
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金を連続鋳造法または造塊−分塊
圧延法で製造する場合、表面疵発生頻度が極めて少な
く、疵取り工程を大幅に短縮でき、スラブの歩留りも向
上し、製造コストの大幅な低減が可能となり、その経済
性、生産性からみた工業的価値は極めて大きい。
【図１】Ｆｅ−Ｎｉ系合金の温度と絞り値の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】Ｃａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）の値と絞り値
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 若狭 浩 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｎｉを３０〜５２％含有し、
かつ不可避的不純物としてのＳ、Ｏ、Ｓｎをそれぞれ
Ｓ：０．００７％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｓｎ：
０．１％以下と規制し、かつＣａが０．０００１〜０．
００６％、かつＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋０．１×Ｓｎ）＝０．
１〜６の範囲内となるよう、添加されたことを特徴とす
る熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｎｉを２６〜３８％、Ｃｏ：
１〜２０％を含有し、かつ不可避不純物としてのＳ、
Ｏ、ＳｎをそれぞれＳ：０．００７％以下、Ｏ：０．０
０６％以下、Ｓｎ：０．１％以下と規制し、かつＣａが
０．０００１〜０．００６％、かつＣａ／（Ｓ＋Ｏ＋
０．１×Ｓｎ）＝０．１〜６の範囲内となるよう添加さ
れたことを特徴とする熱間加工性に優れた電子部品用Ｆ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14606194A JPH0813101A (ja) | 1994-06-28 | 1994-06-28 | 熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14606194A JPH0813101A (ja) | 1994-06-28 | 1994-06-28 | 熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0813101A true JPH0813101A (ja) | 1996-01-16 |
Family
ID=15399200
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14606194A Pending JPH0813101A (ja) | 1994-06-28 | 1994-06-28 | 熱間加工性に優れた電子部品用Ｆｅ−Ｎｉ系合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0813101A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7226515B2 (en) | 2000-09-29 | 2007-06-05 | Hippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Fe—Ni based permalloy and method of producing the same and cast slab |
| JP2008070230A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Hitachi Ltd | 物理量検出装置 |
-
1994
- 1994-06-28 JP JP14606194A patent/JPH0813101A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7226515B2 (en) | 2000-09-29 | 2007-06-05 | Hippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Fe—Ni based permalloy and method of producing the same and cast slab |
| US7419634B2 (en) | 2000-09-29 | 2008-09-02 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Fe-Ni based permalloy and method of producing the same and cast slab |
| US7435307B2 (en) | 2000-09-29 | 2008-10-14 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd | Fe-Ni based permalloy and method of producing the same and cast slab |
| JP2008070230A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Hitachi Ltd | 物理量検出装置 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040302 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040706 |