(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Si：0.001〜0.3wt%、Mn：0.01〜0.5wt%、Ni：30〜45wt%、Al：0.005wt%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ前記不可避的不純物の中には、MnO：5〜45wt%、SiO2：10〜65wt%、Al2O3：40wt%以下、かつCaO＋MgO＋FeO：1〜50wt%を含むMnO-SiO2-Al2O3-CaO-MgO-FeO系非金属介在物を含有する他、MgO・Al2O3スピネルを体積比にして全非金属介在物量の10〜45vol%含有することを特徴とする表面性状に優れたFe-Ni系合金。
【請求項２】
請求項１に記載のFe-Ni系合金において、上記成分に加えてさらに、Mg：0.001wt%以下、Ca：0.002wt%以下、O：0.0005〜0.02wt%を含有することを特徴とする表面性状に優れたFe-Ni系合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載のFe-Ni系合金において、上記成分に加えてさらに、Nb：0.001〜2.0wt%を含有することを特徴とする表面性状に優れたFe-Ni系合金。
【請求項４】
請求項１、２または３のうちのいずれか１に記載のFe-Ni系合金において、上記成分に加えてさらに、Co：1〜8wt%を含有することを特徴とする表面性状に優れたFe-Ni系合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電子部品用材料として用いられるFe−Ni系合金、特に、表面性状に優れた該Fe−Ni系合金の薄板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｎｉを３０〜４５ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ系合金は、その特性から電子部品材料として多く用いられている。例えば、Ｎｉを３６ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ系合金は、熱膨張率が極めて低いことから、シャドウマスク材やバイメタル材として用いられている。また、４２ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ系合金は熱膨張率が低くかつ、電気伝導性に優れていることから、リードフレーム材として用いられている。これらのＦｅ−Ｎｉ系合金は、数百μｍ以下の薄板（冷延板）に圧延され、エッチングが施されて製品化される。
【０００３】
Ｆｅ−Ｎｉ系合金は、その溶製時にＡｌを添加すると、たとえその量が微量であったとしても、  Ａｌ２Ｏ３系の非金属介在物が生成しやすい。しかも、この非金属介在物は、クラスター化して粗大化しやすいので、表面性状を悪化させる。  その表面性状を向上させるためには、  Ａｌ２Ｏ３クラスターの発生を阻止すると共に、発生したそのクラスターを除去することが望まれる。しかしながら、クラスター化した非金属介在物は見かけの比重が溶鋼の比重と近くなるため、取鍋やタンディッシュあるいはモールド内に浮上除去することは困難であることが知られている。
【０００４】
そこで、この間題の解決策として、従来、特開平６−４１６８７  号公報では、合金組成としてＭｎ：０．１  〜０．４  ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜０．２  ｗｔ％、酸可溶性Ａｌ：０．００１  〜０．００３  ｗｔ％のものを溶製することで、非金属介在物の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系に制御する方法、あるいは、特開平２２５８８１号公報では、Ａｌ：０．００３  ｗｔ％以下、かつ、Ｓｉ（ｗｔ％）／Ａｌ（ｗｔ％）≧１０として非金属介在物の組成をＭｎ−シリケート系に制御する方法などが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記各従来技術にあっては、表面疵等の欠陥が生じにくいＦｅ−Ｎｉ系合金の薄板が得られた旨が報告されているが、このような薄板は発明者らの研究によると、Ａｌの低レベル添加時におけるＡｌ成分のコントロール下では、副原料のＣａＯ  やＣａＦ２あるいはＦｅ−Ｓｉ合金中のＡｌやＡｌ２Ｏ３の存在のために、技術的に困難である。しかも、所定量以上のＡｌが混入する虞れがあり、再び  Ａｌ２Ｏ３クラスターが生成してしまう。また、上掲の技術によると、清浄度が高いと、表面性状に悪影響を及ぼす危険性がある旨を指摘している。
【０００６】
そこで、本発明は、表面性状のより優れたＦｅ−Ｎｉ系合金、特に冷延板の如きその薄板とその冷延板を好適に製造し得るＦｅ−Ｎｉ系合金板の製造方法を提供することを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、圧延時や成形時に表面疵が生じたFe−Ni系合金板の疵部分を詳細に調査したところ、表面疵の原因は、クラスター状 Al2O3およびクラスター状MgO ・Al2O3系非金属介在物にあることがわかった。それは、この種の非金属介在物は高融点であり、クラスター化しやすく硬質であることが原因である。本発明者らは、このような調査結果をもとに非金属介在物組成について種々検討したところ、非金属介在物の組成が基本的に、MnO-SiO2-Al2O3-CaO-MgO-FeO系であり、かつ、MnO ：５〜45wt％、SiO2：10〜65wt％、かつ、CaO 、MgO およびFeO の合計量が１〜50wt％であり、そして不可避的不純物中のAl2O3が40wt％以下であるシリケート系介在物である場合、さらに、MgO ・Al2O3スピネルが、体積比にして全介在物量の10〜45 vol％含有すると、クラスターを形成せず、表面性状に悪影響を及ぼすことなく、そして表面疵の発生原因になりにくいことを見出した。また、このような非金属介在物は、熱問および冷間圧延で微細に分断されるので、清浄度に優れることも判った。
【０００８】
本発明は、上記の知見に基いて開発されたものであり、Si：0.001〜0.3wt％、Mn：0.01〜0.5wt％、Ni：30〜45wt％、Al：0.005wt％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ前記不可避的不純物の中には、MnO：5〜45wt%、SiO2：10〜65wt%、Al2O3：40wt%以下、かつCaO＋MgO＋FeO：１〜50wt％を含むMnO-SiO2-Al2O3-CaO-MgO-FeO系非金属介在物を含有する他、およびMgO・Al2O3スピネルを体積比にして全非金属介在物量の10〜45vol%含有することを特徴とする表面性状に優れたFe−Ni系合金を基本とする。
【０００９】
また、本発明は、 上記成分に加えてさらに、Mg：0.001wt ％以下、Ca：0.002wt％以下、Ｏ：0.0005〜0.02wt％、Nb：0.001 〜2.0 wt％、Co：１〜８wt％ (好ましくは２〜７wt％) を含有すること、上記MnO-SiO2-Al2O3-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、MnO ：５〜45wt％、SiO2：10〜65wt％、Al2O3：40wt％以下、好ましくは30wt％以下、より好ましくは20wt％以下、さらに好ましくは10wt％以下を含有し、かつCaO+MgO+FeO ：１〜50wt％であること、そして上記不可避的不純物の中には、MnO-SiO2-Al2O3-CaO-MgO-FeO系非金属介在物の他に、MgO・Al2O3スピネルを、体積比にして全非金属介在物量の10〜45vol％を含有させる。
【００１０】
また、本発明に係るＦｅ−Ｎｉ系合金は、薄板のとき、そのの圧延方向に平行な断面における「ＪＩＳ  Ｇ  Ｏ５５５」による清浄度が０．０５以下であることが好ましい。
【００１１】
本発明はさらに、Fe-Ni 系合金の溶製に際し、Niを30〜45wt％含有する合金溶湯をSiおよびMnで脱酸すると共に、CaO-SiO2-MgO-Al2O3- Ｆ系スラグを用いて、請求項１または２に記載の組成となるように成分調整を行い、その後該合金溶湯を鋳造し、次いで均熱炉で均熱した後熱間圧延し、その後冷間圧延することを特徴とする表面性状に優れたFe−Ni系合金を提案する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
発明者らは、アルミナおよびスピネルのクラスター形成を防止することを目的に種々の実験を行った。その実験方法は、アルゴン雰囲気に調整されたチャンバー内に１０ｋｇ容量のＭｇＯ  製るつぼを設置してなる高周波誘導加熱炉を使用し、前記るつぼ中に電解鉄、電解Ｎｉを収容して溶解し、合金溶湯に種々の組成のＣａＯ−ＳｉＯ２−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３−  Ｆ系スラグを用いて、金属Ｓｉ、金属Ｍｎおよび金属Ａｌを種々の組成にて添加して脱酸を施し、所定の時間経過後、鋳型に鋳込んで、鋼魂を作製した。得られた鋼塊は所定の温度に加熱し、鍛造し、その後、熱間圧延および冷間圧延を施して、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の薄板を作製した。
【００１３】
このようにして得られたＦｅ−Ｎｉ系合金の薄板について、非金属介在物の形態および変形能の調査を行った他、熱間圧延して厚さ５．５  ｍｍの圧延板を作成し、介在物組成をＥＤＳにて測定し、さらに、非金属介在物の変形能を顕微鏡観察にて行った。その後、冷間圧延を施して、厚さ０．２５ｍｍの薄板を作成し、この薄板の圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５」による清浄度測定および板表面２０ｍ２当りの表面欠陥個数の測定を行った。
【００１４】
上記各試験の結果、Ａｌは少量でも、アルミナクラスターを形成するため、極力少ないことが好ましいことがわかった。即ち、  非金属介在物の組成は、全てがＡｌ２Ｏ３の場合はクラスターを形成して表面疵を発生してしまい、一方、全てがスピネルの場合にも同じようにクラスターを形成し、表面疵を発生してしまうので好ましくない。
【００１５】
一方、その非金属介在物がＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系の形態をとる場合には、クラスターが生成せず、表面疵が発生しないため、合金板の表面性状は良好なものになった。
そしてさらに調査した結果では、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系非金属介在物は、ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＦｅＯ  の合計量が１〜５０ｗｔ％、好ましくは１０〜４０ｗｔ％のとき、ＭｎＯ−ＳｉＯ２系介在物を低融点化する作用が生じることを見出した。
【００１６】
ところで、上掲の非金属介在物をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系に制御する方法としては、Ｆｅ−Ｎｉ系合金溶湯中に、  まずＭｎ合金を、次いでＳｉ合金を添加することにより、非金属介在物の成分組成をＭｎＯ  −ＳｉＯ２系のものに制御する。その上で、ＣａＯ  は、Ｓｉ合金中に含まれるＣａをＭｎＯ  −ＳｉＯ２系介在物と反応させることにより添加し、ＭｇＯ  は、スラグ中ＭｇＯ  をＳｉ合金で還元して生成する溶鋼中溶存Ｍｇを、ＭｎＯ−ＳｉＯ２系介在物と反応させることにより添加し、ＦｅＯ  は、酸素濃度が０．０００５〜０．０２ｗｔ％の範囲であれば、介在物をＭｎＯ  −ＳｉＯ２系に制御できるので、この介在物をＦｅと反応させることにより添加することにより行う。
ただし、Ａｌ２Ｏ３は、クラスタの形成防止のためには少ないことが好ましい成分であるが、ＡｌやＡｌ２Ｏ３は、副原料であるＣａＯ  やＣａＦ２、あるいはＳｉ合金中にも含まれており、これらが該介在物中に不可避に混入する。この意味で、副原料としては、Ａｌおよび  Ａｌ２Ｏ３濃度が低い原料をもちいることが好ましい。このような原料をもちいることにより、  Ａｌ２Ｏ３を４０ｗｔ％以下、好ましくは３０ｗｔ％以下、より好ましくは２０ｗｔ％以下、さらに好ましくは１０ｗｔ％以下に制御することができる。
【００１７】
このように制御されて生成するMnO-SiO2-Al2O3-CaO-MgO-FeO系非金属介在物は、熱間圧延工程で塑性変形しやすく、一方では表面性状に優れたFe−Ni系合金の製造に有利である。なお、上記実験において、表面性状が良好なチャージの全てに MgO・Al2O3スピネルが観察されないわけではない。化学的に抽出した全介在物量の中には、体積比にして、MgO ・Al2O3スピネルが10〜45 vol％であればクラスターを形成せず、一方、 清浄度0.05以下の条件を満たしつつ、良好な表面性状のFe−Ni系合金が得られる。
【００１８】
次に、合金成分組成の限定の理由について説明する。
Ｓｉは、合金の成分組成熱膨張率を上げる元素であり、０．３  ｗｔ％を超えると、熱膨張率が大きくなりすぎて電子部品材料として適当でない。一方、  この量が０．００１  ｗｔ％未満では脱酸力が弱くなって清浄度が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．００１  〜０．３  ｗｔ％とした。好ましくは、０．００５  〜０．１  ｗｔ％である。
【００１９】
Ｍｎは、介在物組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２系に制御するために、有用な元素であるが、熱膨張率を上昇させる元素でもある。こうした観点から、Ｍｎ含有量を、０．０１〜０．５  ｗｔ％と定めた。好ましくは、０．０１〜０．３ｗｔ  ％である。
【００２０】
Ｎｉは、熱膨張率に大きく影響を及ぼす元素であり、２００  ℃では３６ｗｔ％付近、５００  ℃では４２ｗｔ％付近で熱膨張率が極小となることが知られている。即ち、  ３０ｗｔ％未満、または５０ｗｔ％超えると熱膨張率が大きくなり過ぎ、用途的にシャドウマスク材やリードフレーム材には適しなくなる。したがって、Ｎｉの含有量は３０〜４５ｗｔ％とした。
【００２１】
Ａｌは、所定量以上混入すると  Ａｌ２Ｏ３クラスターが生成してしまう危険性がある。但し、Ａｌの低レベル制御は技術的に困難である。そこで、本発明では不可避的不純物として含まれるＡｌは、０．００５  ｗｔ％以下と制限する。好ましくは、０．００３  ｗｔ％以下である。このＡｌは、工業規模での生産においては、合金元素として添加したものではないが、副原料としてのＣａＯ  やＣａＦ２、あるいは脱酸用Ｓｉ合金中に含まれるＡｌあるいは  Ａｌ２Ｏ３に起因して混入するので、副原料等はなるべく、Ａｌおよび  Ａｌ２Ｏ３濃度の低いものを厳選して使用する必要がある。
【００２２】
Ｍｇは、非金属介在物組成を熱間圧延にて塑性変形しやすいＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系のものに制御するために有用な元素である。しかし、０．００１  ｗｔ％を超えるとノズル閉塞などの操業上の問題を引き起こす。したがって、０．００１  ｗｔ％以下とした。好ましくは、０．０００８ｗｔ％以下である。
【００２３】
Ｃａは、非金属介在物組成を熱間圧延にて塑性変形しやすいＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系のものに制御するために有用な元素である。しかし、０．００２  ｗｔ％を超えると、該非金属介在物中のＣａＯ  濃度を上昇させ、耐食性に悪影響を与え、製品にする際のエッチング時に、エッチングむらを引き起こす危険性がある。したがって、Ｃａは０．００２  ｗｔ％以下とした。好ましくは、０．００１５ｗｔ％以下である。
【００２４】
Ｏは、濃度が高いと清浄度を悪化させるとともに、介在物組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系のものに制御することができなくなる。また、このＯ濃度が低いと、介在物組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系のものに制御することができなくなるばかりか、表面欠陥の原因である、高融点で硬い  Ａｌ２Ｏ３や  ＭｇＯ・  Ａｌ２Ｏ３系になり、表面欠陥などの間題が発生する。したがって、Ｏは０．０００５〜０．０２ｗｔ％とした。好ましくは、０．００１  〜０．０１ｗｔ％である。
【００２５】
本発明においてはさらに、必要に応じて、Ｎｂ，Ｃｏを添加させることができる。これらのうち、Ｎｂは、シャドウマスクの強度を向上させるために有用な元素であり、適正な範囲では熱膨張率が大きくならないようにするため、０．００１  〜２．０  ｗｔ％の範囲内で添加する。また、Ｃｏは、シャドウマスクの強度を向上させる元素であるとともに、Ｎｉと最適範囲で組み合わせると熱膨張率を３６Ｎｉよりも小さくすることができる。このＣｏが１〜８ｗｔ％を外れると、熱膨張率が大きくなり、シャドウマスク材料として適しなくなるため、１〜８ｗｔ％とするが、好ましくは２〜７ｗｔ％がよい。
【００２６】
前述したように、非金属介在物は、クラスター化しにくく、かつ熱間圧延および冷間圧延工程で微細に分断されて清浄度の向上が図られるようにするという観点から、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金に含有される非金属介在物の組成および種類は、基本的には、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系のものとし、ＭｎＯ  ：５〜４５ｗｔ％、ＳｉＯ２：１０〜６５ｗｔ％、  Ａｌ２Ｏ３：４０ｗｔ％以下、そしてＣａＯ  ＋ＭｇＯ  ＋ＦｅＯ：１〜５０ｗｔ％の組成を有するものとする。この理由は、該非金属介在物を熱間圧延時あるいは冷間圧延時に延伸させ、安定して分断性の良好な低融点介在物とするためである。
【００２７】
この非金属介在物の主成分は、ＭｎＯ  ：５〜４５ｗｔ％、ＳｉＯ２：１０〜６５ｗｔ％、および（ＣａＯ  ＋ＭｇＯ  ＋ＦｅＯ  ）：１〜５０ｗｔ％とするが、これは低融点の延伸性の良好なマンガン・シリケート系介在物にするためである。ここで、ＭｎＯ  が５ｗｔ％より少ないと、非金属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が悪化し、４５ｗｔ％より多い場合も該非金属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって、清浄度が悪化する。
【００２８】
同様にＳｉＯ２が１０ｗｔ％より少ないと、非金属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が悪化し、一方、６５ｗｔ％より多い場合も、同様に非金属介在物が高融点になり、延伸性が無くなって清浄度が悪化する。
【００２９】
そして、ＣａＯ  およびＭｇＯ  が５０ｗｔ％以上含まれると、これらは酸可溶性なのでエッチング時にエッチング不良が発生する。また、ＦｅＯ  は５０ｗｔ％以上含まれると、酸素含有量が０．０２ｗｔ％を超えてしまい、非金属介在物の生成量が増加して、清浄度が０．０５を超えるようになる。
一方、ＣａＯ  、ＦｅＯ  、ＭｇＯ  は、これらの和が１ｗｔ％よりも少なくなると、非金属介在物が高融点になり、大型の介在物が残留して表面疵を発生させたり、清浄度が０．０５を超えてしまったりする。
【００３０】
次に、Ａｌ２Ｏ３は４０ｗｔ％以下とする。このＡｌ２Ｏ３は、精錬時の副原料中のＣａＯ  やＣａＦ２、あるいはＳｉ合金中に含まれるＡｌおよびＡｌ２Ｏ３に起因して生成するものである。このＡｌ２Ｏ３が４０ｗｔ％を超えると、非金属介在物の形態が急激に、アルミナあるいはスピネルのクラスターを形成して表面欠陥の原因となる危険性が生じるからである。その危険の程度は、  Ａｌ２Ｏ３量が多くなるほど高く、少ないほど低くなる。従って、  Ａｌ２Ｏ３は、好ましくは３０ｗｔ％、より好ましくは２０ｗｔ％、さらに好ましくは１０ｗｔ％と少なくなるほど良い結果になる。
【００３１】
また、本発明のFe−Ni系合金中の該非金属介在物中のMgO ・ Al2O3スピネルの割合は、体積比にして全介在物量の10〜45 vol％とする。この理由は、熱間圧延および冷間圧延後の圧延方向に平行な断面の介在物形態の調査結果より、クラスターを形成せず、工業的に安定して表面性状の良好な製品を製造することが可能となるからである。一方、このものがあまりに多いと、硬質のクラスターを形成し表面性状に対して有害となる。
【００３２】
【実施例】
以下に、実施例を提示して本発明の効果をより明らかにする。
（１）冷延板の製造表1 に示す金属組成を有する本発明に係る実施例１、３、４、６、８、および参考例１〜４ (ただし、実施例８は、Fe−36wt％Ni−0.17wt％Nb合金、参考例４は、Fe−32wt％Ni− 5.1wt％Co合金) のFe−Ni合金冷延板と、本発明の要件から外れる比較例１〜９のFe−Ni合金冷延板とを、以下のようにして製造した。これらの冷延板は、参考例４を除きFe−36wt％Niを基本とし、残部は不可避的不純物である。
【００３３】
【表１】
0003554283.tif 000002
【００３４】
上記の合金は、スクラップやＮｉなどからなる原料６０ｔ  を電気炉で溶解しながら、Ｆｅ−３６ｗｔ％Ｎｉの組成に調整し、次いでＡＯＤ処理、ＶＯＤ処理およびＡＯＤ→ＶＯＤ処理の３通りのいずれかの処理より、酸化精錬（脱炭、脱燐、脱クロム等）を行った。続いて、ＡＯＤあるいはＶＯＤにおいて、酸化期のスラグを除去し、石灰石、螢石、および珪砂のうちの１種または２種以上をフラックスとして添加し、所定の塩基度に調整した。次に、Ｓｉ合金鉄を添加して溶鋼を脱酸し、取鍋精錬装置で微量成分調整および温度制御を行った後、普通造塊に鋳造するか、または連続鋳造機によって鋳造した。その後、普通造塊の場合は鍛造工程をはさんでから、鋳塊に熱間圧延を施し、５．５  ｍｍ厚のＦｅ−Ｎｉ合金熱延板を得て、さらにその後、冷間圧延を施して、０．２５ｍｍ厚のＦｅ−Ｎｉ合金の冷延板を得た。なお、表１には精錬工程の種別を併記した。
【００３５】
（２）調査および評価実施例１、３、４、６、８、および参考例１〜４および比較例１〜９の熱延板および冷延板につき、以下の調査を行った。その結果を表２に示す。
Ａ．非金属介在物の組成ＥＤＳ（エネルギー分散型分析装置）により、鋼塊中介在物を３０箇所ずつ定量分析して非金属介在物の組成を調査した。
Ｂ．清浄度「JIS GO555 」にしたがい、光学顕微鏡によって圧延方向に平行な断面を400倍／６０視野の条件で観察した。
Ｃ．表面欠陥数表面の任意の２０ｍ2部分に疵等の表面欠陥がいくつ存在するかを目視で観察した。
【００３６】
【表２】
0003554283.tif 000003
【００３７】
表２から明らかなように、非金属介在物組成が、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＦｅＯ系で、ＭｎＯ  ：５〜４５ｗｔ％、ＳｉＯ２：１０〜６５ｗｔ％、かつＣａＯ  ＋ＭｇＯ  ＋ＦｅＯ  ：１〜５  ｗｔ％、またはＡｌ２Ｏ３を４０ｗｔ％以下であり、そして介在物中のＭｇＯ  ・Ａｌ２Ｏ３スピネル割合を体積比にして総介在物量の５０  ｖｏｌ％以下にした場合には、クラスターを形成しないため、表面欠陥が無く、清浄度も０．０５以下と表面性状に優れた冷延板となった。
【００３８】
これに対し、比較例では、介在物中のＣａＯ  ＋ＭｇＯ  ＋ＦｅＯ  が５０ｗｔ％を上回る場合、非金属介在物がクラスター化してしまい、表面欠陥が発生したり、清浄度が０．０５を上回り、良好な冷延板が得られなかった。また、介在物中のＭｇＯ  ・Ａｌ２Ｏ３スピネル割合を体積比にして総介在物量の５０  ｖｏｌ％より大きい場合は、クラスターを形成してしまうため、表面欠陥が発生し、良好な表面性状の冷延板が得られなかった。
【００３９】
また、Ｓｉ、Ｍｎが請求範囲、Ｓｉ：０．００１  〜０．３  ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜０．６  ｗｔ％を満たさないと、電子材料としての熱膨張係数が好適な範囲を外れるので好ましくないことがわかった。
【００４０】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明に係るＦｅ−Ｎｉ系合金は、表面品質および内部品質ともに良好な製品が安定して得られる。また、本発明方法によれば、優れた表面特性を有するＦｅ−Ｎｉ合金の薄板を、工業規模で安価に製造することができる。