JPH10298717A - 表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板 - Google Patents
表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板Info
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−
Ｎｉ系合金薄板を提供する。 【解決手段】 重量％にて、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０２
％、Ａｌ≦０．００１５％、Ｏ≦１５０ｐｐｍを含有し
かつ、Ｍｎ（重量％）／Ｓｉ（重量％）による値が２０
以上、好ましくは６０以上であるＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
である。好ましくは、Ａｌ≦０．０００５％、Ｓｉ≦
０．０１％、Ｏ≦９０ｐｐｍとし、あるいはさらに、Ｓ
≦０．００５％、Ｂ≦０．００５％とする。
Ｎｉ系合金薄板を提供する。 【解決手段】 重量％にて、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０２
％、Ａｌ≦０．００１５％、Ｏ≦１５０ｐｐｍを含有し
かつ、Ｍｎ（重量％）／Ｓｉ（重量％）による値が２０
以上、好ましくは６０以上であるＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
である。好ましくは、Ａｌ≦０．０００５％、Ｓｉ≦
０．０１％、Ｏ≦９０ｐｐｍとし、あるいはさらに、Ｓ
≦０．００５％、Ｂ≦０．００５％とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、表示装置に使用さ
れるシャドウマスクやＩＣ用リードフレームなどの製造
に適する表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎ
ｉ系合金薄板に関するものである。
れるシャドウマスクやＩＣ用リードフレームなどの製造
に適する表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎ
ｉ系合金薄板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板は、そ
の優れた低熱膨張特性やメッキ付着性から、シャドウマ
スクやＩＣ用リードフレームなどの電子部品用素材とし
て使用されている。上述したような電子部品用Ｆｅ−Ｎ
ｉ系合金薄板には、例えば、シャドウマスクとしての電
子透過孔やリードフレームとしてのインナーリードの形
成という微細なフォトエッチング加工が施されるが、最
近の高精細化や高集積化に伴って、そのエッチング性の
向上やそれに附随した更なる薄板化は、いっそう求めら
れている。
の優れた低熱膨張特性やメッキ付着性から、シャドウマ
スクやＩＣ用リードフレームなどの電子部品用素材とし
て使用されている。上述したような電子部品用Ｆｅ−Ｎ
ｉ系合金薄板には、例えば、シャドウマスクとしての電
子透過孔やリードフレームとしてのインナーリードの形
成という微細なフォトエッチング加工が施されるが、最
近の高精細化や高集積化に伴って、そのエッチング性の
向上やそれに附随した更なる薄板化は、いっそう求めら
れている。
【０００３】エッチング性の改善手段としては、従来よ
り、エッチング腐食されにくいＡｌ2Ｏ3系介在物の低減
や微細化によるものがあるが、最近では、エッチング面
の荒れの原因となるＮｉなどの成分偏析の軽減が注目さ
れている。そして、更なる薄板化を達成する手段として
も、上述したＡｌ2Ｏ3系介在物の低減が挙げられる。
り、エッチング腐食されにくいＡｌ2Ｏ3系介在物の低減
や微細化によるものがあるが、最近では、エッチング面
の荒れの原因となるＮｉなどの成分偏析の軽減が注目さ
れている。そして、更なる薄板化を達成する手段として
も、上述したＡｌ2Ｏ3系介在物の低減が挙げられる。
【０００４】Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造における従来の精
錬工程は、その脱酸処理過程において、脱酸能の高いＡ
ｌが主な脱酸剤として使用されてきた。そのため、精錬
後の溶湯中には、Ａｌによる脱酸効果によって生成され
たＡｌ2Ｏ3が残留し、その結果、造塊後の鋼塊組織中に
おいてもＡｌ2Ｏ3系介在物として確認される。このＡｌ
2Ｏ3系介在物は、その融点や硬度の高さから、その後の
鍛造やソーキング処理を経ても分解、拡散され難く、更
には、熱間圧延しても展伸性に劣る上に、冷間圧延して
も微細にならない。
錬工程は、その脱酸処理過程において、脱酸能の高いＡ
ｌが主な脱酸剤として使用されてきた。そのため、精錬
後の溶湯中には、Ａｌによる脱酸効果によって生成され
たＡｌ2Ｏ3が残留し、その結果、造塊後の鋼塊組織中に
おいてもＡｌ2Ｏ3系介在物として確認される。このＡｌ
2Ｏ3系介在物は、その融点や硬度の高さから、その後の
鍛造やソーキング処理を経ても分解、拡散され難く、更
には、熱間圧延しても展伸性に劣る上に、冷間圧延して
も微細にならない。
【０００５】その結果、厚さが０．２５ｍｍといった薄
板になると、表面にＡｌ2Ｏ3系介在物の露出が発生する
ことが懸念され、ロール疵やロール巻き上げ工程などに
よって表面疵の原因となり、さらには、エッチング後の
パターン形状の歪みといったエッチング不良など品質劣
化の原因となるのである。さらに、今後の特性向上に則
して、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金を厚さ０．１５ｍｍの薄
板にもすると、Ａｌ2Ｏ3系介在物に起因する表面疵の発
生はより顕著となり、もはや、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板には限界の厚さであった。
板になると、表面にＡｌ2Ｏ3系介在物の露出が発生する
ことが懸念され、ロール疵やロール巻き上げ工程などに
よって表面疵の原因となり、さらには、エッチング後の
パターン形状の歪みといったエッチング不良など品質劣
化の原因となるのである。さらに、今後の特性向上に則
して、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金を厚さ０．１５ｍｍの薄
板にもすると、Ａｌ2Ｏ3系介在物に起因する表面疵の発
生はより顕著となり、もはや、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板には限界の厚さであった。
【０００６】このような問題に対し、例えば、特開平７
−２５２６０４号は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金に含有されるＡ
ｌ量を０．０２％、好ましくは０．０１％以下に限定す
ることで、低延性のＡｌ2Ｏ3系介在物の発生を抑え、優
れた表面特性を得る方法を提案している。また、上述し
たＦｅ−Ｎｉ系合金薄板に生じるＮｉ成分偏析の低減方
法としては、例えば、特開昭６０−１２８２５３号およ
び特開平１−２５２７２５号は、インゴットあるいはス
ラブにソーキング処理を行なう方法を提案している。
−２５２６０４号は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金に含有されるＡ
ｌ量を０．０２％、好ましくは０．０１％以下に限定す
ることで、低延性のＡｌ2Ｏ3系介在物の発生を抑え、優
れた表面特性を得る方法を提案している。また、上述し
たＦｅ−Ｎｉ系合金薄板に生じるＮｉ成分偏析の低減方
法としては、例えば、特開昭６０−１２８２５３号およ
び特開平１−２５２７２５号は、インゴットあるいはス
ラブにソーキング処理を行なう方法を提案している。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上述した方法は、Ｆｅ
−Ｎｉ系合金薄板に生じる表面疵やＮｉ偏析を低減する
方法として有効である。
−Ｎｉ系合金薄板に生じる表面疵やＮｉ偏析を低減する
方法として有効である。
【０００８】しかし、上述した特開平７−２５２６０４
号の方法をしても、組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物の十分な
低減には至らず、薄板の表面特性やエッチング性の改善
においては、依然として問題が残り得るものである。ま
た、特開昭６０−１２８２５３号や特開平１−２５２７
２５号の方法をしても、Ｎｉ偏析は十分には軽減され
ず、依然としてエッチング性の改善に問題を残すもので
あった。
号の方法をしても、組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物の十分な
低減には至らず、薄板の表面特性やエッチング性の改善
においては、依然として問題が残り得るものである。ま
た、特開昭６０−１２８２５３号や特開平１−２５２７
２５号の方法をしても、Ｎｉ偏析は十分には軽減され
ず、依然としてエッチング性の改善に問題を残すもので
あった。
【０００９】そこで、本発明は、以上の点に鑑み、介在
物に起因する表面疵などを防ぎかつ、Ｎｉ偏析を軽減す
ることで、厚さ０．１５ｍｍ以下という薄板化によって
も、優れた表面特性とエッチング性を備えたＦｅ−Ｎｉ
系合金薄板を提供することを目的とする。
物に起因する表面疵などを防ぎかつ、Ｎｉ偏析を軽減す
ることで、厚さ０．１５ｍｍ以下という薄板化によって
も、優れた表面特性とエッチング性を備えたＦｅ−Ｎｉ
系合金薄板を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】まず、本発明者らは、Ｆ
ｅ−Ｎｉ系合金中に存在するＡｌ2Ｏ3系介在物とその生
成すべき条件との関係について綿密なる研究を行なっ
た。
ｅ−Ｎｉ系合金中に存在するＡｌ2Ｏ3系介在物とその生
成すべき条件との関係について綿密なる研究を行なっ
た。
【００１１】その結果、組織中に存在するＡｌ2Ｏ3系介
在物の発生程度は、Ａｌの含有量に加えて、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金を構成する他の元素およびその組成に大きく支配
されるという知見を得た。そして、Ａｌ2Ｏ3系介在物の
低減を成し得る合金組成について、更なる研究を行なっ
た結果、Ａｌ量の低減に加えて、ＳｉとＯの含有量を適
確に調整しかつ、ＭｎとＳｉの相互含有量比を制御する
ことが最も重要であることを突きとめた。
在物の発生程度は、Ａｌの含有量に加えて、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金を構成する他の元素およびその組成に大きく支配
されるという知見を得た。そして、Ａｌ2Ｏ3系介在物の
低減を成し得る合金組成について、更なる研究を行なっ
た結果、Ａｌ量の低減に加えて、ＳｉとＯの含有量を適
確に調整しかつ、ＭｎとＳｉの相互含有量比を制御する
ことが最も重要であることを突きとめた。
【００１２】また、本発明者らは、上述したＳｉ、Ｏ量
の調整およびＭｎとＳｉの相互含有量比の制御によって
組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物を低減したＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板は、組織中のＮｉ偏析度が軽減されるという新規の
効果を見いだした。
の調整およびＭｎとＳｉの相互含有量比の制御によって
組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物を低減したＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板は、組織中のＮｉ偏析度が軽減されるという新規の
効果を見いだした。
【００１３】そして、これらの知見に鑑みて、最適な合
金組成を検討した結果、本発明の合金組成であれば、Ａ
ｌ2Ｏ3系介在物に起因する表面特性およびエッチング性
の劣化に加えて、Ｎｉ偏析に起因するエッチング不良を
も解消でき、表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板となることを突きとめたのである。
金組成を検討した結果、本発明の合金組成であれば、Ａ
ｌ2Ｏ3系介在物に起因する表面特性およびエッチング性
の劣化に加えて、Ｎｉ偏析に起因するエッチング不良を
も解消でき、表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板となることを突きとめたのである。
【００１４】すなわち、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
は、重量％にて、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｍｎ：０．０５
〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ≦
０．００１５％、Ｏ≦１５０ｐｐｍを含有しかつ、Ｍｎ
（重量％）／Ｓｉ（重量％）≧２０を満たすものであ
り、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板であれば、優れた表
面特性およびエッチング性を具備させることができるの
である。
は、重量％にて、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｍｎ：０．０５
〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ≦
０．００１５％、Ｏ≦１５０ｐｐｍを含有しかつ、Ｍｎ
（重量％）／Ｓｉ（重量％）≧２０を満たすものであ
り、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板であれば、優れた表
面特性およびエッチング性を具備させることができるの
である。
【００１５】好ましくは、上記の組成において、Ａｌ≦
０．０００５％あるいはＯ≦９０ｐｐｍあるいはＳｉ≦
０．０１％に調整したＦｅ−Ｎｉ系合金薄板であり、ま
たは、Ｍｎ（重量％）／Ｓｉ（重量％）≧６０のＦｅ−
Ｎｉ系合金薄板である。
０．０００５％あるいはＯ≦９０ｐｐｍあるいはＳｉ≦
０．０１％に調整したＦｅ−Ｎｉ系合金薄板であり、ま
たは、Ｍｎ（重量％）／Ｓｉ（重量％）≧６０のＦｅ−
Ｎｉ系合金薄板である。
【００１６】また、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板は、
熱間加工性の向上の目的でＳおよびＢの含有量をＳ≦
０．００５％、Ｂ≦０．００５％に調整することが可能
である。
熱間加工性の向上の目的でＳおよびＢの含有量をＳ≦
０．００５％、Ｂ≦０．００５％に調整することが可能
である。
【００１７】上述した本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板で
あれば、厚さ０．１５ｍｍ以下の薄板化によっても、優
れた表面特性とエッチング性を達成することができるの
である。
あれば、厚さ０．１５ｍｍ以下の薄板化によっても、優
れた表面特性とエッチング性を達成することができるの
である。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明の最大の特徴の一つは、Ａ
ｌ量の低減に加えて、ＳｉとＯの含有量およびＭｎとＳ
ｉの相互含有量比を適確に制御することによって、表面
特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
を提供できるところにある。
ｌ量の低減に加えて、ＳｉとＯの含有量およびＭｎとＳ
ｉの相互含有量比を適確に制御することによって、表面
特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
を提供できるところにある。
【００１９】従来のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板は、介在物の
組成および制御方法に依然として不十分な点が残り、特
に、組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物の低減が不十分であった
ため、圧延工程における表面疵の発生が懸念された。
組成および制御方法に依然として不十分な点が残り、特
に、組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物の低減が不十分であった
ため、圧延工程における表面疵の発生が懸念された。
【００２０】つまり、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の製造における
従来の精錬工程は、その脱酸処理に使用する脱酸剤とし
て主にＡｌを使用していたため、造塊後の鋼塊組織中に
Ａｌ2Ｏ3系介在物が形成されるのである。そして、この
Ａｌ2Ｏ3系介在物は、融点が１６００℃以上と高い高硬
度介在物であるため、その後の鍛造、あるいはソーキン
グ処理を経ても分解、拡散されることがなく、その結
果、圧延後の薄板表面にＡｌ2Ｏ3に起因する疵が生じて
しまうのである。
従来の精錬工程は、その脱酸処理に使用する脱酸剤とし
て主にＡｌを使用していたため、造塊後の鋼塊組織中に
Ａｌ2Ｏ3系介在物が形成されるのである。そして、この
Ａｌ2Ｏ3系介在物は、融点が１６００℃以上と高い高硬
度介在物であるため、その後の鍛造、あるいはソーキン
グ処理を経ても分解、拡散されることがなく、その結
果、圧延後の薄板表面にＡｌ2Ｏ3に起因する疵が生じて
しまうのである。
【００２１】そこで、本発明者らは、圧延工程における
表面疵の発生防止を目的として、Ａｌを主な脱酸材とす
る従来方法に代わる脱酸手段を検討した。その結果、Ｓ
ｉ、Ｏの含有量およびＭｎとＳｉの含有量比を適確に制
御すれば、強脱酸剤であるＡｌの含有量を低減しても十
分な脱酸処理を行なうことが可能であり、そして、薄板
化の際の表面特性にも優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板を提
供できることを突きとめた。
表面疵の発生防止を目的として、Ａｌを主な脱酸材とす
る従来方法に代わる脱酸手段を検討した。その結果、Ｓ
ｉ、Ｏの含有量およびＭｎとＳｉの含有量比を適確に制
御すれば、強脱酸剤であるＡｌの含有量を低減しても十
分な脱酸処理を行なうことが可能であり、そして、薄板
化の際の表面特性にも優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板を提
供できることを突きとめた。
【００２２】そして、上述の知見に基づき、組織中のＡ
ｌ2Ｏ3系介在物の状態とＳｉ、Ｏ、Ｍｎ／Ｓｉ比との相
関について更なる研究を行ない、最も優れた表面特性を
得るに最適な合金組成をついに突きとめたのである。す
なわち、本発明の組成を満足するように制御されたＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板であれば、その十分な脱酸処理と共
に、Ａｌ2Ｏ3系介在物の十分な低減による優れた表面特
性とすることができ、Ａｌ2Ｏ3系介在物に起因するエッ
チング不良をも十分に解消できるのである。
ｌ2Ｏ3系介在物の状態とＳｉ、Ｏ、Ｍｎ／Ｓｉ比との相
関について更なる研究を行ない、最も優れた表面特性を
得るに最適な合金組成をついに突きとめたのである。す
なわち、本発明の組成を満足するように制御されたＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板であれば、その十分な脱酸処理と共
に、Ａｌ2Ｏ3系介在物の十分な低減による優れた表面特
性とすることができ、Ａｌ2Ｏ3系介在物に起因するエッ
チング不良をも十分に解消できるのである。
【００２３】また、従来のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板は、そ
の組織中に生じるＮｉの成分偏析が顕著であったため、
そのＮｉ偏析に起因して、エッチング後のパターン面に
「すじむら」と呼ばれる荒れを生じることが懸念され
た。この問題に対しても、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄
板は、その組織において従来よりＮｉ偏析が軽減されて
おり、その結果、Ｎｉ偏析によるエッチング不良をも低
減することができるのである。
の組織中に生じるＮｉの成分偏析が顕著であったため、
そのＮｉ偏析に起因して、エッチング後のパターン面に
「すじむら」と呼ばれる荒れを生じることが懸念され
た。この問題に対しても、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄
板は、その組織において従来よりＮｉ偏析が軽減されて
おり、その結果、Ｎｉ偏析によるエッチング不良をも低
減することができるのである。
【００２４】本発明の合金組成を満足させることによっ
て組織中に含まれるＡｌ2Ｏ3系介在物を低減すること
で、Ｎｉ偏析が軽減されるメカニズムは不明である。し
かし、本発明者らは、Ｎｉ偏析の発生およびその程度
が、造塊工程における凝固過程に支配されることに加え
て、Ｆｅ−Ｎｉ系合金溶湯中に存在する高融点のＡｌ2
Ｏ3が、凝固過程におけるＮｉ偏析の発生程度に影響を
及ぼすことを確認している。つまり、凝固過程におい
て、既にＡｌ2Ｏ3が低減されている本発明のＦｅ−Ｎｉ
系合金薄板は、Ａｌ2Ｏ3系介在物に起因するＮｉ偏析が
軽減されているのである。
て組織中に含まれるＡｌ2Ｏ3系介在物を低減すること
で、Ｎｉ偏析が軽減されるメカニズムは不明である。し
かし、本発明者らは、Ｎｉ偏析の発生およびその程度
が、造塊工程における凝固過程に支配されることに加え
て、Ｆｅ−Ｎｉ系合金溶湯中に存在する高融点のＡｌ2
Ｏ3が、凝固過程におけるＮｉ偏析の発生程度に影響を
及ぼすことを確認している。つまり、凝固過程におい
て、既にＡｌ2Ｏ3が低減されている本発明のＦｅ−Ｎｉ
系合金薄板は、Ａｌ2Ｏ3系介在物に起因するＮｉ偏析が
軽減されているのである。
【００２５】次に、本発明の効果を、図をもって説明す
る。図１は、造塊後に１２８０℃にて４０時間のソーキ
ング処理を施したＦｅ−Ｎｉ系合金鋼塊の組織を示すも
のである。図１において、左側は、４００倍の光学顕微
鏡にて観察したミクロ写真であり、介在物の評価に利用
するものである。そして、右側は、ＥＰＭＡにて面分析
したＮｉの濃度分布を色の濃淡で示した模式図であり、
色の濃淡が著しい部分ほどＮｉの濃度差つまり、Ｎｉ偏
析が著しいことを示している。
る。図１は、造塊後に１２８０℃にて４０時間のソーキ
ング処理を施したＦｅ−Ｎｉ系合金鋼塊の組織を示すも
のである。図１において、左側は、４００倍の光学顕微
鏡にて観察したミクロ写真であり、介在物の評価に利用
するものである。そして、右側は、ＥＰＭＡにて面分析
したＮｉの濃度分布を色の濃淡で示した模式図であり、
色の濃淡が著しい部分ほどＮｉの濃度差つまり、Ｎｉ偏
析が著しいことを示している。
【００２６】また、図１のうち、（１）の鋼塊は、後の
実施例に示す試料Ｎｏ．４の組成を満たすものであり、
本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板に対応するものである。
そして（２）の鋼塊は、従来のＡｌ脱酸剤による強脱酸
を適用した試料Ｎｏ．２１に対応する従来例である。
実施例に示す試料Ｎｏ．４の組成を満たすものであり、
本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板に対応するものである。
そして（２）の鋼塊は、従来のＡｌ脱酸剤による強脱酸
を適用した試料Ｎｏ．２１に対応する従来例である。
【００２７】従来例に対応する鋼塊（２）のミクロ写真
には、多数のＡｌ2Ｏ3系介在物が認められる。上述した
ように、鋼塊の組織中に存在するＡｌ2Ｏ3系介在物は、
その後の鍛造を経ても分解、拡散され難く、更には、熱
間圧延しても展伸性に劣る上に、冷間圧延しても微細に
ならないため、鋼塊（２）は、薄板とした際に、表面疵
の発生が懸念されるのである。
には、多数のＡｌ2Ｏ3系介在物が認められる。上述した
ように、鋼塊の組織中に存在するＡｌ2Ｏ3系介在物は、
その後の鍛造を経ても分解、拡散され難く、更には、熱
間圧延しても展伸性に劣る上に、冷間圧延しても微細に
ならないため、鋼塊（２）は、薄板とした際に、表面疵
の発生が懸念されるのである。
【００２８】一方、本発明に対応する鋼塊（１）のミク
ロ写真の場合、Ａｌ2Ｏ3系介在物が低減されており、代
わって球状の介在物が認められる。そして、調査・分析
したところ、この球状介在物は、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共
晶型介在物であることが認められた。
ロ写真の場合、Ａｌ2Ｏ3系介在物が低減されており、代
わって球状の介在物が認められる。そして、調査・分析
したところ、この球状介在物は、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共
晶型介在物であることが認められた。
【００２９】ここで、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物
について説明する。図２は、従来より知られるＭｎＯ−
ＳｉＯ2二元系状態図（第３版鉄鋼便覧（Ｉ）より抜
粋）であり、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の特性を
簡便に説明する上で有効である。図２において、本発明
の言うところのＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物とは、
Ｍｎ2ＳｉＯ4およびＭｎＳｉＯ3の組成を有する化合物
で囲まれた（ロドナイト＋テフロイト）の組成領域を指
し、これは、Ａｌ2Ｏ3系介在物はもちろん、他のＭｎＯ
−ＳｉＯ2二元系組成域に比べても、融点が低いことが
わかる。
について説明する。図２は、従来より知られるＭｎＯ−
ＳｉＯ2二元系状態図（第３版鉄鋼便覧（Ｉ）より抜
粋）であり、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の特性を
簡便に説明する上で有効である。図２において、本発明
の言うところのＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物とは、
Ｍｎ2ＳｉＯ4およびＭｎＳｉＯ3の組成を有する化合物
で囲まれた（ロドナイト＋テフロイト）の組成領域を指
し、これは、Ａｌ2Ｏ3系介在物はもちろん、他のＭｎＯ
−ＳｉＯ2二元系組成域に比べても、融点が低いことが
わかる。
【００３０】つまり、Ｆｅ−Ｎｉ系合金組織中に存在す
る介在物が低融点・低硬度のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型
介在物であれば、従来の鍛造および熱間圧延温度におい
て、その介在物の十分な微細化と展伸が可能なので、優
れた脱酸処理性に加えて、介在物に起因する表面疵およ
びエッチング不良の発生を防止することができるのであ
る。特に、重量％にて、約６２％ＭｎＯ−ＳｉＯ2の組
成を有する共晶型介在物は、その融点が１２５１℃であ
り、本発明の組織中における好ましい介在物状態であ
る。
る介在物が低融点・低硬度のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型
介在物であれば、従来の鍛造および熱間圧延温度におい
て、その介在物の十分な微細化と展伸が可能なので、優
れた脱酸処理性に加えて、介在物に起因する表面疵およ
びエッチング不良の発生を防止することができるのであ
る。特に、重量％にて、約６２％ＭｎＯ−ＳｉＯ2の組
成を有する共晶型介在物は、その融点が１２５１℃であ
り、本発明の組織中における好ましい介在物状態であ
る。
【００３１】また、鋼塊組織のＮｉ偏析を示す図におい
て、組織中にＡｌ2Ｏ3系介在物が多量に残存する従来例
（２）は、Ｎｉ成分の濃度変化を示す濃淡に局部的な変
化があることから、Ｎｉ偏析の発生が著しいことがわか
る。しかし、本発明の鋼塊（１）は、その濃淡が均一で
あり、よって、Ｎｉ偏析が緩和されているのである。つ
まり、本発明であれば、その造塊工程において発生する
Ｎｉ偏析が、従来に比べて十分に解消できる。そして、
その後の鍛造工程によって、拡散による更なるＮｉ偏析
の軽減が可能なので、その結果、薄板のエッチング性を
向上させることができるのである。
て、組織中にＡｌ2Ｏ3系介在物が多量に残存する従来例
（２）は、Ｎｉ成分の濃度変化を示す濃淡に局部的な変
化があることから、Ｎｉ偏析の発生が著しいことがわか
る。しかし、本発明の鋼塊（１）は、その濃淡が均一で
あり、よって、Ｎｉ偏析が緩和されているのである。つ
まり、本発明であれば、その造塊工程において発生する
Ｎｉ偏析が、従来に比べて十分に解消できる。そして、
その後の鍛造工程によって、拡散による更なるＮｉ偏析
の軽減が可能なので、その結果、薄板のエッチング性を
向上させることができるのである。
【００３２】また、上述した本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板の効果を得るにあたっては、造塊法によらず、連続
鋳造法によってもよい。この場合、本発明にかかるＦｅ
−Ｎｉ系合金溶湯はＡｌ2Ｏ3の含有量が低減されている
ため、タンディシュ内にＡｌ2Ｏ3系介在物の除去装置、
例えば、フィルターなどを設ける必要も無く、製造コス
ト面にも優れるのである。
薄板の効果を得るにあたっては、造塊法によらず、連続
鋳造法によってもよい。この場合、本発明にかかるＦｅ
−Ｎｉ系合金溶湯はＡｌ2Ｏ3の含有量が低減されている
ため、タンディシュ内にＡｌ2Ｏ3系介在物の除去装置、
例えば、フィルターなどを設ける必要も無く、製造コス
ト面にも優れるのである。
【００３３】以下に、本発明の効果を達成できるＦｅ−
Ｎｉ系合金薄板として、その成分構成を述べる。
Ｎｉ系合金薄板として、その成分構成を述べる。
【００３４】Ｎｉは、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の低熱膨張特性
に大きな影響を及ぼす元素である。ＩＣ用リードフレー
ムやシャドウマスクに用いられる電子部品材料は、Ｓｉ
チップやパッケージ、ブラウン管に用いられるガラス素
材などに近い熱膨張係数を得る必要があり、特にシャド
ウマスクに関しては、その低熱膨張特性によって色ずれ
を防止する。よって、本発明は、上記の効果を達成する
含有量として、３０〜５０％とした。
に大きな影響を及ぼす元素である。ＩＣ用リードフレー
ムやシャドウマスクに用いられる電子部品材料は、Ｓｉ
チップやパッケージ、ブラウン管に用いられるガラス素
材などに近い熱膨張係数を得る必要があり、特にシャド
ウマスクに関しては、その低熱膨張特性によって色ずれ
を防止する。よって、本発明は、上記の効果を達成する
含有量として、３０〜５０％とした。
【００３５】Ｍｎは、脱酸元素であると同時に、組織中
に生成されるＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の構成元
素である。０．０５％より低いと脱酸効果に劣り、０．
５％を越えるとエッチング速度を低下させるため、その
含有量を０．０５〜０．５％とした。
に生成されるＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の構成元
素である。０．０５％より低いと脱酸効果に劣り、０．
５％を越えるとエッチング速度を低下させるため、その
含有量を０．０５〜０．５％とした。
【００３６】Ｓｉは、脱酸元素であると同時に、Ｍｎと
同じく、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の構成元素で
ある。０．００１％より低いと脱酸効果に劣り、０．０
２％を越えると必要以上のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介
在物が生成されてしまい、かえってエッチング性に悪影
響を及ぼす。よって、本発明の効果を達成するに十分な
Ｓｉ含有量として、０．００１〜０．０２％を規定し
た。好ましくは、０．０１％以下とする。
同じく、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の構成元素で
ある。０．００１％より低いと脱酸効果に劣り、０．０
２％を越えると必要以上のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介
在物が生成されてしまい、かえってエッチング性に悪影
響を及ぼす。よって、本発明の効果を達成するに十分な
Ｓｉ含有量として、０．００１〜０．０２％を規定し
た。好ましくは、０．０１％以下とする。
【００３７】Ａｌは、Ａｌ2Ｏ3系介在物の生成における
中心元素であり、低減することが好ましい。本発明にお
いては、Ａｌ含有量を０．００１５％以下まで低減する
ことで、Ａｌ2Ｏ3系介在物による障害は回避できるた
め、その上限を０．００１５％とした。また、Ａｌ含有
量を０．００１％以下にすることで、Ａｌ2Ｏ3系介在物
の更なる低減が可能であり、好ましくは、０．０００５
％以下とすることが望ましい。
中心元素であり、低減することが好ましい。本発明にお
いては、Ａｌ含有量を０．００１５％以下まで低減する
ことで、Ａｌ2Ｏ3系介在物による障害は回避できるた
め、その上限を０．００１５％とした。また、Ａｌ含有
量を０．００１％以下にすることで、Ａｌ2Ｏ3系介在物
の更なる低減が可能であり、好ましくは、０．０００５
％以下とすることが望ましい。
【００３８】Ｏは、合金中に含まれるＭｎおよびＳｉの
量に応じて、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の総生成
量を支配する重要な含有元素である。ＭｎやＳｉの含有
量に応じたＯの含有量として１５０ｐｐｍを越えると、
必要以上のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物が生成され
てしまい、かえってエッチング性に悪影響を及ぼす。ま
た、過剰のＯの含有は、ＳｉＯ2といった表面特性やエ
ッチング性に害を及ぼす介在物をも生成する原因ともな
り、よって、本発明の効果を達成するＯ含有量として、
その上限を１５０ｐｐｍとした。好ましくは、９０ｐｐ
ｍ以下とする。
量に応じて、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の総生成
量を支配する重要な含有元素である。ＭｎやＳｉの含有
量に応じたＯの含有量として１５０ｐｐｍを越えると、
必要以上のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物が生成され
てしまい、かえってエッチング性に悪影響を及ぼす。ま
た、過剰のＯの含有は、ＳｉＯ2といった表面特性やエ
ッチング性に害を及ぼす介在物をも生成する原因ともな
り、よって、本発明の効果を達成するＯ含有量として、
その上限を１５０ｐｐｍとした。好ましくは、９０ｐｐ
ｍ以下とする。
【００３９】次に、本発明の効果を達成するにあたっ
て、最も重要な値であるＭｎ（重量％）／Ｓｉ（重量
％）について説明する。上述したように、本発明のＳｉ
は、溶湯中のＭｎおよびＯと結合することで、ＭｎＯ−
ＳｉＯ2系共晶型介在物を構成する元素である。しか
し、Ｍｎ含有量に対して、Ｓｉの含有量が多くなると、
その合金中に生成されるＳｉＯ2系介在物の量が増え、
表面特性やエッチング性にかえって悪影響を及ぼす。
て、最も重要な値であるＭｎ（重量％）／Ｓｉ（重量
％）について説明する。上述したように、本発明のＳｉ
は、溶湯中のＭｎおよびＯと結合することで、ＭｎＯ−
ＳｉＯ2系共晶型介在物を構成する元素である。しか
し、Ｍｎ含有量に対して、Ｓｉの含有量が多くなると、
その合金中に生成されるＳｉＯ2系介在物の量が増え、
表面特性やエッチング性にかえって悪影響を及ぼす。
【００４０】つまり、ＳｉはＭｎに比べて、その酸素と
の親和力が大きいため、所定のＭｎ量に対してＳｉが過
度に含有されると、組織中の介在物がＳｉＯ2に支配さ
れてしまうのである。上述したように、ＳｉＯ2系介在
物は、表面特性やエッチング性の劣化の原因となるた
め、低減することが望ましく、そこで、本発明者らは、
ＳｉＯ2系介在物の低減に最適なＭｎ（重量％）／Ｓｉ
（重量％）比をＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の生成
と共に検討したのである。
の親和力が大きいため、所定のＭｎ量に対してＳｉが過
度に含有されると、組織中の介在物がＳｉＯ2に支配さ
れてしまうのである。上述したように、ＳｉＯ2系介在
物は、表面特性やエッチング性の劣化の原因となるた
め、低減することが望ましく、そこで、本発明者らは、
ＳｉＯ2系介在物の低減に最適なＭｎ（重量％）／Ｓｉ
（重量％）比をＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶型介在物の生成
と共に検討したのである。
【００４１】その結果、本発明の効果を得るにあたって
は、Ｏの含有量が１５０ｐｐｍ以下かつ、Ｍｎの含有量
をＳｉ含有量の少なくとも２０倍（重量％比）とするこ
とが重要である知見に到達した。よって、本発明のＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板は、その成分組成において、Ｍｎ（重
量％）／Ｓｉ（重量％）による値を２０以上とするもの
であり、好ましくは、６０以上である。
は、Ｏの含有量が１５０ｐｐｍ以下かつ、Ｍｎの含有量
をＳｉ含有量の少なくとも２０倍（重量％比）とするこ
とが重要である知見に到達した。よって、本発明のＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板は、その成分組成において、Ｍｎ（重
量％）／Ｓｉ（重量％）による値を２０以上とするもの
であり、好ましくは、６０以上である。
【００４２】また、本発明は、ＳおよびＢの含有量を調
整することで、更なる熱間加工性の向上が可能である。
Ｓは、合金中の結晶粒界に偏析して、粒界を脆化させ、
その結果、熱間加工における粒界割れを生じる原因とな
る。よって、本発明は、その含有量として０．００５％
を上限とした。Ｂも、Ｓと同じく、粒界を脆化させるこ
とで、熱間加工性を劣化させる原因となる元素である。
よって、その含有量としては、０．００５％を上限とし
た。
整することで、更なる熱間加工性の向上が可能である。
Ｓは、合金中の結晶粒界に偏析して、粒界を脆化させ、
その結果、熱間加工における粒界割れを生じる原因とな
る。よって、本発明は、その含有量として０．００５％
を上限とした。Ｂも、Ｓと同じく、粒界を脆化させるこ
とで、熱間加工性を劣化させる原因となる元素である。
よって、その含有量としては、０．００５％を上限とし
た。
【００４３】よって、本発明は、Ａｌ量の低減に加え
て、ＳｉとＯの含有量を適確に調整しかつ、ＭｎとＳｉ
の相互含有量比を制御することによって、十分な脱酸処
理と共に、組織中に残存するＡｌ2Ｏ3系介在物およびＮ
ｉ偏析の低減が可能となる。その結果、特性向上に伴う
厚さ０．１５ｍｍ以下といった薄板化によっても、優れ
た表面特性を達成でき、そして、優れたエッチング性を
も達成することができるのである。
て、ＳｉとＯの含有量を適確に調整しかつ、ＭｎとＳｉ
の相互含有量比を制御することによって、十分な脱酸処
理と共に、組織中に残存するＡｌ2Ｏ3系介在物およびＮ
ｉ偏析の低減が可能となる。その結果、特性向上に伴う
厚さ０．１５ｍｍ以下といった薄板化によっても、優れ
た表面特性を達成でき、そして、優れたエッチング性を
も達成することができるのである。
【００４４】なお、本発明の効果を達成するにおいて、
より好ましいＦｅ−Ｎｉ系合金薄板としては、Ｆｅ−３
０〜５０％Ｎｉを基にその組成の組み合わせを、Ｍｎ：
０．０５〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ≦１ｐｐｍ、Ｏ：６０〜７０ｐｐｍかつ、Ｍｎ（重
量％）／Ｓｉ（重量％）≧２０に調整することが望まし
い。
より好ましいＦｅ−Ｎｉ系合金薄板としては、Ｆｅ−３
０〜５０％Ｎｉを基にその組成の組み合わせを、Ｍｎ：
０．０５〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ≦１ｐｐｍ、Ｏ：６０〜７０ｐｐｍかつ、Ｍｎ（重
量％）／Ｓｉ（重量％）≧２０に調整することが望まし
い。
【００４５】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。ま
ず、試料の作製にさきがけて、真空溶解によって所定の
成分に調整したＦｅ−Ｎｉ系合金溶湯を鋳造し、鋼塊を
得る。次に、この鋼塊に１２８０℃にて４０時間のソー
キング処理を施した後、鍛造して熱間圧延用スラブを作
製した。そして、以上の工程によって作製されたＦｅ−
Ｎｉ系合金スラブを熱間圧延し、その後、焼鈍と冷間圧
延を繰り返すことで、本発明および比較例となる所定の
板厚のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板試料を得た。表１は、本発
明および比較例となる試料について、その板厚および組
成を示すものである。
ず、試料の作製にさきがけて、真空溶解によって所定の
成分に調整したＦｅ−Ｎｉ系合金溶湯を鋳造し、鋼塊を
得る。次に、この鋼塊に１２８０℃にて４０時間のソー
キング処理を施した後、鍛造して熱間圧延用スラブを作
製した。そして、以上の工程によって作製されたＦｅ−
Ｎｉ系合金スラブを熱間圧延し、その後、焼鈍と冷間圧
延を繰り返すことで、本発明および比較例となる所定の
板厚のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板試料を得た。表１は、本発
明および比較例となる試料について、その板厚および組
成を示すものである。
【００４６】
【表１】
【００４７】まず、その表面特性の評価として、薄板表
面を目視観察した。そのうち、介在物に起因する疵が認
められず、十分に優れた表面特性を有するものを△、そ
して、更に表面特性に優れるものとして○、特に優れる
ものについては二重丸で評価し、また、劣るものを×と
した。ただし、取り扱いによる疵など、介在物を原因と
しない疵については、評価対象から除くものとする。そ
の評価結果を表１に併せて示す。
面を目視観察した。そのうち、介在物に起因する疵が認
められず、十分に優れた表面特性を有するものを△、そ
して、更に表面特性に優れるものとして○、特に優れる
ものについては二重丸で評価し、また、劣るものを×と
した。ただし、取り扱いによる疵など、介在物を原因と
しない疵については、評価対象から除くものとする。そ
の評価結果を表１に併せて示す。
【００４８】本発明を満たす試料Ｎｏ．１〜１８は、そ
の組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物が低減されているため、板
厚を０．１５ｍｍ以下としても、表面に介在物に起因す
る疵が認められず、表面特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板であることがわかる。そのうち、試料Ｎｏ．１〜３
および１２、１３を除く本発明の試料は、ＡｌやＳｉあ
るいはＯの含有量を低く調整しているため、Ａｌ2Ｏ3系
介在物に加え、ＳｉＯ2系など他の介在物をも更に低減
でき、その結果、更なる表面特性の向上が達成されてい
る。特に、試料Ｎｏ．８および１８は、更なるＡｌの低
減も手伝って、非常に良好な表面特性を呈しており、試
料Ｎｏ．１８は、厚さ０．１３ｍｍという薄板化におい
ても、なお優れた表面特性を保っている。
の組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物が低減されているため、板
厚を０．１５ｍｍ以下としても、表面に介在物に起因す
る疵が認められず、表面特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金
薄板であることがわかる。そのうち、試料Ｎｏ．１〜３
および１２、１３を除く本発明の試料は、ＡｌやＳｉあ
るいはＯの含有量を低く調整しているため、Ａｌ2Ｏ3系
介在物に加え、ＳｉＯ2系など他の介在物をも更に低減
でき、その結果、更なる表面特性の向上が達成されてい
る。特に、試料Ｎｏ．８および１８は、更なるＡｌの低
減も手伝って、非常に良好な表面特性を呈しており、試
料Ｎｏ．１８は、厚さ０．１３ｍｍという薄板化におい
ても、なお優れた表面特性を保っている。
【００４９】一方、本発明の比較例である試料Ｎｏ．１
９〜２２は、その組織中にＡｌ2Ｏ3系介在物やＳｉＯ2
系介在物が存在するため、表面疵が生じており、表面特
性に劣るものとなった。試料Ｎｏ．２１は、従来のＡｌ
による強脱酸処理を適用した試料であるが、先述したよ
うに、組織中に多数のＡｌ2Ｏ3系介在物が残存するた
め、優れた表面特性に欠けるものである。試料Ｎｏ．２
０は、Ｍｎ／Ｓｉの含有量比こそ本発明を満たすが、精
練工程における高Ａｌ化から、依然として組織中に多く
のＡｌ2Ｏ3系介在物が残存し、やはり、表面特性に劣る
ものとなる。また、試料Ｎｏ．１９および２２は、本発
明のＡｌ量を満たしてはいるが、Ｓｉ量が高い上に、Ｍ
ｎ／Ｓｉの含有量比が本発明を下回るため、組織中に多
数のＳｉＯ2系介在物が存在する結果となり、表面の清
浄性が劣化する。
９〜２２は、その組織中にＡｌ2Ｏ3系介在物やＳｉＯ2
系介在物が存在するため、表面疵が生じており、表面特
性に劣るものとなった。試料Ｎｏ．２１は、従来のＡｌ
による強脱酸処理を適用した試料であるが、先述したよ
うに、組織中に多数のＡｌ2Ｏ3系介在物が残存するた
め、優れた表面特性に欠けるものである。試料Ｎｏ．２
０は、Ｍｎ／Ｓｉの含有量比こそ本発明を満たすが、精
練工程における高Ａｌ化から、依然として組織中に多く
のＡｌ2Ｏ3系介在物が残存し、やはり、表面特性に劣る
ものとなる。また、試料Ｎｏ．１９および２２は、本発
明のＡｌ量を満たしてはいるが、Ｓｉ量が高い上に、Ｍ
ｎ／Ｓｉの含有量比が本発明を下回るため、組織中に多
数のＳｉＯ2系介在物が存在する結果となり、表面の清
浄性が劣化する。
【００５０】以上より、本発明を満たすＦｅ−Ｎｉ系合
金薄板であれば、厚さ０．１５ｍｍ以下としても、優れ
た表面特性を得ることが可能であることが確認できた。
金薄板であれば、厚さ０．１５ｍｍ以下としても、優れ
た表面特性を得ることが可能であることが確認できた。
【００５１】次に、表１に示す試料にエッチング処理を
施し、そのエッチング性を評価した。エッチング条件と
しては、表１の試料表面に、φ２００μｍの開孔を有す
るフォトレジスト膜を形成してから、４２ボーメの塩化
第二鉄溶液を用いて、６０℃×５分間のスプレーエッチ
ングを行うものとした。そして、エッチング孔の形状に
歪みが無く、エッチング面にも荒れが生じず、十分に優
れたエッチング性を有するものを△、そして、更にエッ
チング性に優れるものを○、特に優れるものは二重丸で
評価し、また、劣るものを×とした。その評価結果を表
１に併せて示す。
施し、そのエッチング性を評価した。エッチング条件と
しては、表１の試料表面に、φ２００μｍの開孔を有す
るフォトレジスト膜を形成してから、４２ボーメの塩化
第二鉄溶液を用いて、６０℃×５分間のスプレーエッチ
ングを行うものとした。そして、エッチング孔の形状に
歪みが無く、エッチング面にも荒れが生じず、十分に優
れたエッチング性を有するものを△、そして、更にエッ
チング性に優れるものを○、特に優れるものは二重丸で
評価し、また、劣るものを×とした。その評価結果を表
１に併せて示す。
【００５２】本発明を満たす試料Ｎｏ．１〜１８は、そ
の組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物が低減されており、Ｎｉ偏
析も軽減されているため、板厚を０．１５ｍｍ以下とし
ても、エッチング形状や面に歪み、荒れが認められず、
エッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板であること
がわかる。そのうち、試料Ｎｏ．１〜３および１２、１
３を除く本発明の試料は、ＡｌやＳｉあるいはＯの含有
量を低く調整しているため、Ａｌ2Ｏ3系介在物に加え、
ＳｉＯ2系など他の介在物をも更に低減でき、その結
果、更なるエッチング性の向上が達成されている。特
に、試料Ｎｏ．８および１８は、更なるＡｌの低減によ
って、その結果、更なるＡｌ2Ｏ3系介在物の低減とＮｉ
偏析の軽減がなされており、非常に良好なエッチング性
を呈している。
の組織中のＡｌ2Ｏ3系介在物が低減されており、Ｎｉ偏
析も軽減されているため、板厚を０．１５ｍｍ以下とし
ても、エッチング形状や面に歪み、荒れが認められず、
エッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板であること
がわかる。そのうち、試料Ｎｏ．１〜３および１２、１
３を除く本発明の試料は、ＡｌやＳｉあるいはＯの含有
量を低く調整しているため、Ａｌ2Ｏ3系介在物に加え、
ＳｉＯ2系など他の介在物をも更に低減でき、その結
果、更なるエッチング性の向上が達成されている。特
に、試料Ｎｏ．８および１８は、更なるＡｌの低減によ
って、その結果、更なるＡｌ2Ｏ3系介在物の低減とＮｉ
偏析の軽減がなされており、非常に良好なエッチング性
を呈している。
【００５３】一方、本発明の比較例である試料Ｎｏ．１
９〜２２は、その組織中にＡｌ2Ｏ3系介在物やＳｉＯ2
系介在物、そして著しいＮｉ偏析が存在するため、エッ
チング不良が生じた。試料Ｎｏ．２１は、従来のＡｌに
よる強脱酸処理を適用した試料であるが、先述したよう
に、組織中に多数のＡｌ2Ｏ3系介在物が残存する上に、
Ｎｉ偏析も目立つため、優れたエッチング性に欠けるも
のである。試料Ｎｏ．２０は、Ｍｎ／Ｓｉの含有量比こ
そ本発明を満たすが、精練工程における高Ａｌ化から、
依然として組織中に多くのＡｌ2Ｏ3系介在物およびＮｉ
偏析が残存し、やはり、エッチング性に劣るものとな
る。また、試料Ｎｏ１９および２２は、本発明のＡｌ量
を満たしてはいるが、Ｓｉ量が高い上に、Ｍｎ／Ｓｉの
含有量比が本発明を下回るため、組織中に多数のＳｉＯ
2系介在物が存在する結果となり、エッチング性が劣化
する。
９〜２２は、その組織中にＡｌ2Ｏ3系介在物やＳｉＯ2
系介在物、そして著しいＮｉ偏析が存在するため、エッ
チング不良が生じた。試料Ｎｏ．２１は、従来のＡｌに
よる強脱酸処理を適用した試料であるが、先述したよう
に、組織中に多数のＡｌ2Ｏ3系介在物が残存する上に、
Ｎｉ偏析も目立つため、優れたエッチング性に欠けるも
のである。試料Ｎｏ．２０は、Ｍｎ／Ｓｉの含有量比こ
そ本発明を満たすが、精練工程における高Ａｌ化から、
依然として組織中に多くのＡｌ2Ｏ3系介在物およびＮｉ
偏析が残存し、やはり、エッチング性に劣るものとな
る。また、試料Ｎｏ１９および２２は、本発明のＡｌ量
を満たしてはいるが、Ｓｉ量が高い上に、Ｍｎ／Ｓｉの
含有量比が本発明を下回るため、組織中に多数のＳｉＯ
2系介在物が存在する結果となり、エッチング性が劣化
する。
【００５４】
【発明の効果】本発明であれば、十分な脱酸処理と共
に、組織中のＡｌ2Ｏ3およびＮｉ偏析の低減を達成した
Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板とすることが可能である。その結
果、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板は、板厚を０．１５
ｍｍ以下としても、優れた表面特性とエッチング性を備
えるものである。これによって、本発明のＦｅ−Ｎｉ系
合金薄板は、シャドウマスクやＩＣ用リードフレームな
どに使用される電子部品用材料の更なる品質向上化に対
応が可能でありかつ、従来の製造方法にも別段の変更を
必要としないことから、工業上の効果は極めて高い。
に、組織中のＡｌ2Ｏ3およびＮｉ偏析の低減を達成した
Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板とすることが可能である。その結
果、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板は、板厚を０．１５
ｍｍ以下としても、優れた表面特性とエッチング性を備
えるものである。これによって、本発明のＦｅ−Ｎｉ系
合金薄板は、シャドウマスクやＩＣ用リードフレームな
どに使用される電子部品用材料の更なる品質向上化に対
応が可能でありかつ、従来の製造方法にも別段の変更を
必要としないことから、工業上の効果は極めて高い。
【図１】本発明および従来例にかかるＦｅ−Ｎｉ系合金
鋼塊のミクロ組織を示す顕微鏡写真およびＮｉの偏析状
況を示す模式図である。
鋼塊のミクロ組織を示す顕微鏡写真およびＮｉの偏析状
況を示す模式図である。
【図２】本発明のＭｎＯ−ＳｉＯ2系共晶介在物の組成
を説明するＭｎＯ−ＳｉＯ2二元系状態図（第３版鉄鋼
便覧（Ｉ）より抜粋）である。
を説明するＭｎＯ−ＳｉＯ2二元系状態図（第３版鉄鋼
便覧（Ｉ）より抜粋）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｊ 31/20 Ｈ０１Ｊ 31/20 Ａ Ｈ０１Ｌ 23/50 Ｈ０１Ｌ 23/50 Ｖ (72)発明者 高尾 秀実 島根県安来市安来町2107番地２ 日立金属 株式会社安来工場内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｎｉ：３０〜５０％、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｉ：０．００１〜０．０２
％、Ａｌ≦０．００１５％、Ｏ≦１５０ｐｐｍを含有し
かつ、Ｍｎ（重量％）／Ｓｉ（重量％）≧２０であるこ
とを特徴とする表面特性およびエッチング性に優れたＦ
ｅ−Ｎｉ系合金薄板。 - 【請求項２】 重量％にて、Ａｌ≦０．０００５％であ
ることを特徴とする請求項１に記載の表面特性およびエ
ッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板。 - 【請求項３】 重量％にて、Ｓｉ≦０．０１％であるこ
とを特徴とする請求項１ないし２に記載の表面特性およ
びエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板。 - 【請求項４】 重量％にて、Ｏ≦９０ｐｐｍであること
を特徴とする請求項１ないし３に記載の表面特性および
エッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板。 - 【請求項５】 Ｍｎ（重量％）／Ｓｉ（重量％）≧６０
であることを特徴とする請求項１ないし４に記載の表面
特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄
板。 - 【請求項６】 重量％にて、Ｓ≦０．００５％、Ｂ≦
０．００５％を含有することを特徴とする請求項１ない
し５に記載の表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板。 - 【請求項７】 板厚が０．１５ｍｍ以下であることを特
徴とする請求項１ないし６に記載の表面特性およびエッ
チング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09118759A JP3080301B2 (ja) | 1997-04-22 | 1997-04-22 | 表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板 |
| US09/062,559 US5958331A (en) | 1997-04-22 | 1998-04-20 | Fe-Ni based alloy sheet having superior surface characteristic and superior etchability |
| DE19817484A DE19817484B4 (de) | 1997-04-22 | 1998-04-20 | Legierungsblech auf Fe-Ni-Basis mit hervorragenden Oberflächeneigenschaften und hervorragender Ätzbarkeit |
| KR1019980014132A KR100263618B1 (ko) | 1997-04-22 | 1998-04-21 | 우수한 표면특성 및 우수한 에칭성을 갖는 철-니켈계 합금판 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09118759A JP3080301B2 (ja) | 1997-04-22 | 1997-04-22 | 表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298717A true JPH10298717A (ja) | 1998-11-10 |
| JP3080301B2 JP3080301B2 (ja) | 2000-08-28 |
Family
ID=14744364
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09118759A Expired - Lifetime JP3080301B2 (ja) | 1997-04-22 | 1997-04-22 | 表面特性およびエッチング性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5958331A (ja) |
| JP (1) | JP3080301B2 (ja) |
| KR (1) | KR100263618B1 (ja) |
| DE (1) | DE19817484B4 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010098399A (ko) * | 2000-04-19 | 2001-11-08 | 사카모토 다까시 | 에칭천공성이 우수한 철-니켈계 합금 섀도우마스크용 소재및 개재물의 간이관찰방법 및 전자선 투과공 균일성의판별방법 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU4948500A (en) * | 1999-05-27 | 2000-12-18 | Nippon Yakin Kogyo Co. Ltd. | Casting slab for shadow mask, method for heat treatment therof and material for shadow mask |
| JP3545684B2 (ja) * | 2000-07-17 | 2004-07-21 | 日鉱金属加工株式会社 | エッチング穿孔性に優れたＦｅ−Ｎｉ系合金シャドウマスク用素材 |
| EP4342603A4 (en) * | 2021-05-17 | 2025-11-05 | Nippon Steel Chemical & Mat Co Ltd | Iron alloy foil, manufacturing process for it and component thereof |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0468059B1 (en) * | 1990-02-15 | 1997-05-28 | Nkk Corporation | Thin sheet of iron-nickel alloy for shadow mask and production thereof |
| JP2567159B2 (ja) * | 1991-05-17 | 1996-12-25 | 日本冶金工業株式会社 | 黒化処理性に優れたＦｅ−Ｎｉ系シャドウマスク材 |
| EP0561120B1 (en) * | 1992-01-24 | 1996-06-12 | Nkk Corporation | Thin Fe-Ni alloy sheet for shadow mask and method for manufacturing thereof |
| JPH07268558A (ja) * | 1994-03-30 | 1995-10-17 | Hitachi Metals Ltd | シャドウマスク用オーステナイトＦｅ−Ｎｉ系合金原板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-04-22 JP JP09118759A patent/JP3080301B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1998
- 1998-04-20 DE DE19817484A patent/DE19817484B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-04-20 US US09/062,559 patent/US5958331A/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-04-21 KR KR1019980014132A patent/KR100263618B1/ko not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010098399A (ko) * | 2000-04-19 | 2001-11-08 | 사카모토 다까시 | 에칭천공성이 우수한 철-니켈계 합금 섀도우마스크용 소재및 개재물의 간이관찰방법 및 전자선 투과공 균일성의판별방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE19817484A1 (de) | 1998-10-29 |
| JP3080301B2 (ja) | 2000-08-28 |
| KR19980081572A (ko) | 1998-11-25 |
| US5958331A (en) | 1999-09-28 |
| KR100263618B1 (ko) | 2000-08-01 |
| DE19817484B4 (de) | 2007-05-31 |
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