(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％、
Ｓ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：２０〜２６ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：１〜６ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下、
Ｂ：０．００１ｍａｓｓ％未満および
Ｔｉ：０．０５ｍａｓｓ％未満を含有し、さらに、
Ｍｇ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％およびＯ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％を含有し、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、
合金中に含まれる非金属介在物が、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系であり、その成分組成が、ＭｎＯ：０．１〜１０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：５〜４０ｍａｓｓ％、ＣａＯ：１０〜４０ｍａｓｓ％であるバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金。
【請求項２】
鉄屑、フェロニッケル、純Ｎｉを用いた溶解原料を電気炉で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤを用いて、酸化精錬して脱燐、脱炭し、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入して脱酸および仕上脱硫した後、Ｃｒを添加して請求項１に記載の成分組成とすることを特徴とするバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法。
【請求項３】
鉄屑、ステンレス屑、フェロニッケル、フェロクロム、純Ｎｉを用いた、Ｐの含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下の低燐溶解原料を電気炉で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤを用いて、酸化精錬して脱炭し、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入してＣｒ還元し、脱酸および仕上脱硫して請求項１に記載の成分組成とすることを特徴とするバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法。
【請求項４】
上記Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入する脱酸工程では、生成するスラグを、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が１〜６で、ＭｇＯが２〜１０ｍａｓｓ％およびＡｌ２Ｏ３が０．２〜１０ｍａｓｓ％であるＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系に制御するとともに、溶鋼中のＳｉを０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％の範囲に制御することを特徴とする請求項２または３に記載のバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、バイメタルに用いられる高熱膨張性Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金に関し、具体的には、熱間加工性と表面性状に優れたバイメタル用高熱膨張性Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金とその溶製方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
温度センサーや温度補償部品として電気製品などに広く用いられているバイメタルは、熱膨張率の異なる２種類の金属板を機械的圧接や拡散、溶接などで接合し、熱膨張率の違いによって湾曲を起こさせる複合材料である。低熱膨張性の金属板としては、一般に、Ｎｉを３６ｍａｓｓ％程度含有するＦｅ−Ｎｉ系合金が使用され、一方、高熱膨張性の金属板としては、Ｆｅ−２０〜２５％Ｎｉ合金にＣｒを添加したオーステナイト単相組織からなるステンレス鋼が使用されている。
【０００３】
ところで、上記高熱膨張性の金属板には、３０〜１００℃の温度範囲での熱膨張係数αが１８×１０−６／℃以上、電気抵抗ρが７０μΩ・ｃｍ以上という物理的特性を満たすことに加えて、製造性や表面性状にも優れていることが必要である。しかしながら、従来のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金は、加工性が悪く、熱間圧延時に耳割れが生じやすく、また、製品板表面に介在物起因の表面欠陥が発生しやすいという問題があった。上記耳割れが生じると、熱延板の両幅端部を耳切りして除去しなければならず、製品歩留まりの低下や生産性の低下を招く原因となる。また、製品板表面に表面欠陥が発生すると、製品としての外観のみならず、バイメタルとしての品質特性にも悪影響を及ぼす。
【０００４】
そこで、この問題に対する解決策として、特許文献１には、Ｎｉ：８〜３０ｗｔ％、Ｃｒ：０．５〜１４ｗｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金において、Ｓを０．０８ｗｔ％以下、Ｐを０．０４０ｗｔ％以下に規制し、さらに、Ｂ：０．００１〜０．０３０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜２ｗｔ％、Ｚｒ：０．００１〜１ｗｔ％のうちの１種または２種以上を添加することで、熱間加工性に優れたバイメタル用高膨張合金が得られることが開示されている。しかしながら、この特許文献１の技術においては、表面性状についての検討はなされていない。
【０００５】
なお、介在物起因の表面欠陥を防止する技術としては、同じ分野で使用されているＦｅ−Ｎｉ合金におけるものが幾つか開示されており、例えば、特許文献２には、Ｎｉ：３０〜５０ｗｔ％を含有するＦｅ−Ｎｉ合金において、添加合金のＡｌ含有量をできるだけ低減することによる脱酸制御とスラグ組成が制御された鍋内スラグによって精錬を行う介在物組成制御によって、介在物は安定して低融点化し、熱間圧延および冷間圧延で延伸、微細化されて、冷間加工性に優れ介在物性表面疵や内部欠陥のない品質の良好な高Ｎｉ合金が得られることが開示されている。また、特許文献３には、Ｎｉ：２０〜５０ｗｔ％を含有するＦｅ−Ｎｉ合金において、非金属介在物の組成を、基本的にＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系で、ＭｎＯが５〜５０ｗｔ％、ＳｉＯ２が３０〜６０ｗｔ％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３０ｗｔ％で、さらに、その中に含まれるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０ｗｔ％以下のシリケート系非金属介在物に制御することで、表面性状とエッチング性に優れるＦｅ−Ｎｉ合金が得られることが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平０６−０９３３８１号公報
【特許文献２】特開平１１−３１５３５４号公報
【特許文献３】特開２００２−００４００６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金においては、熱間加工性を改善する技術は開示されているが、表面性状を改善する技術については、ほとんど検討がなされていない。
また、発明者らの調査したところによれば、上記特許文献１の技術おいて熱間加工性を改善する効果が認められたＢやＴｉは、却って熱間加工性を悪化させることがあることが明らかとなった。
【０００８】
そこで、本発明は、従来技術が抱える上記問題点を解決するべく開発したものであり、その目的は、熱間加工性と表面性状に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金と、その有利な溶製方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記課題の解決に向けて、各種実験を行って鋭意検討した。その結果、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金における熱間加工性の低下は、鋼中に不純物として混入しているＳに起因するものであるが、ＢやＴｉ添加による熱間加工性の低下は、ＢやＴｉがＮと結合して粒界に析出し、粒界強度を低下させるためであること、したがって、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金における熱間加工性を改善するためには、ＳとＮの含有量を低減することに加えて、ＢやＴｉの添加量を制限する必要があることを見出した。
【００１０】
また、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金における表面性状の低下は、鋼中に存在する延伸性に劣る非金属介在物に起因すること、したがって、表面性状を改善するには、非金属介在物を延伸性に優れるＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系に制御してやる必要があり、そのためには、精錬工程において生成するスラグの成分組成等を適性範囲に制御してやることが有効であることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２０〜２６ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１〜６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００１ｍａｓｓ％未満およびＴｉ：０．０５ｍａｓｓ％未満を含有し、さらに、Ｍｇ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％およびＯ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％を含有し、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、合金中に含まれる非金属介在物が、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系であり、その成分組成が、ＭｎＯ：０．１〜１０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：５〜４０ｍａｓｓ％、ＣａＯ：１０〜４０ｍａｓｓ％であるバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金である。
【００１４】
また、本発明は、鉄屑、フェロニッケル、純Ｎｉを用いた溶解原料を電気炉で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤを用いて、酸化精錬して脱燐、脱炭し、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入して脱酸および仕上脱硫した後、Ｃｒを添加して請求項１に記載の成分組成とすることを特徴とする溶解原料を電気炉で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤを用いて、酸化精錬して脱燐、脱炭し、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入して脱酸および仕上脱硫した後、Ｃｒを添加して上記に記載の成分組成とすることを特徴とするバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法を提案する。
【００１５】
また、本発明は、鉄屑、ステンレス屑、フェロニッケル、フェロクロム、純Ｎｉを用いた、Ｐの含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下の低燐溶解原料を電気炉で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤを用いて、酸化精錬して脱炭し、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入してＣｒ還元し、脱酸および仕上脱硫して上記に記載の成分組成とすることを特徴とするバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法を提案する。
【００１６】
また、本発明のバイメタル用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法は、上記Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入する脱酸工程では、生成するスラグを、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が１〜６で、ＭｇＯが２〜１０ｍａｓｓ％およびＡｌ２Ｏ３が０．２〜１０ｍａｓｓ％であるＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系に制御するとともに、溶鋼中のＳｉを０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％の範囲に制御することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、バイメタル用高熱膨張性Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の熱間加工性を著しく改善させるとともに、介在物起因の表面欠陥を大幅に低減することができるので、生産性の向上と製品歩留りの向上のみならず、バイメタルの品質向上にも寄与する。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金（鋼塊）の粒界析出物をＢ添加の有無で比較したミクロ組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明を開発する契機となった実験について説明する。
特許文献１によれば、Ｓは熱間加工性を劣化させる元素であり、また、Ｎも多量に含有させると熱間加工性を劣化させる元素であるので、それぞれ０．００８ｗｔ％以下、０．２ｗｔ％以下に低減する必要があるとしている。そこで、発明者らは、まず、特許文献１の技術を確認する実験を行った。
【００２０】
上記実験では、高周波誘導炉を用いて、マグネシア坩堝中でＮｉ：２２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：３ｍａｓｓ％を含有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金を溶解し、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを１ｋｇ添加し、さらに、ＳｉおよびＭｎを添加して脱酸し、脱硫してＳ：０．００５ｍａｓｓ％以下に低減し、さらに、大気からにＮの侵入を抑制してＮ：０．０５ｍａｓｓ％以下に低減したＦｅ−２２Ｎｉ−３Ｃｒ合金（Ｂ：０．０００３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１ｍａｓｓ％）と、さらに、熱間加工性を向上するべく、上記合金にＢを添加したＦｅ−２２Ｎｉ−３Ｃｒ合金（Ｂ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２２ｍａｓｓ％）の２種類の合金を溶製し、鋳造してそれぞれ２０ｋｇの鋼塊とした。次いで、上記２種類の鋼塊を１２００℃に加熱後、熱間圧延して加工性の評価を行ったところ、Ｂを添加しなかった合金の熱間加工性は良好であったものの、Ｂを添加した合金では大きな耳割れが発生し、実用に供せられるレベルではないことが明らかとなった。
【００２１】
そこで、上記耳割れの発生原因を調査するため、Ｂを添加した合金の鋼塊と、Ｂ無添加の合金の鋼塊についてミクロ組織観察を行ったところ、図１に示したように、Ｂを添加した合金では、粒界に巨大なＢＮが析出していることがわかった。この結果から、Ｂ添加による熱間加工性の低下は、粒界に巨大に析出したＢＮが起点となってボイドが形成され、粒界破壊を起こしたためであると推測された。なお、Ｔｉ添加合金でも、同様の調査を行った結果、Ｂ添加合金と同様の耳割れが発生した。さらに、結晶粒界へのＴｉＮの析出も確認されており、同じ原因で熱間加工性が低下したものと考えられる。
【００２２】
上記実験の結果から、ＢやＴｉは、従来、熱間加工性を改善する元素であると考えられていたが、Ｎを含有する合金においては、ＢやＴｉの添加は、ＢＮやＴｉＮの粒界析出を促進し、却って、熱間加工性を害するようになること、したがって、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金における熱間加工性を改善するには、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下に低減するだけではなく、さらに、ＢやＴｉの添加量も極力低減し、それぞれＢ：０．００１ｍａｓｓ％未満、Ｔｉ：０．０５ｍａｓｓ％未満に制限する必要があることがわかった。
【００２３】
次に、発明者らは、表面性状を害する非金属介在物の組成を調査するため、上記実験と同様、高周波誘導炉を用いて、マグネシア坩堝中でＦｅ−２２％Ｎｉ−３％Ｃｒ合金を溶解した後、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを１ｋｇ添加し、さらに、ＳｉおよびＭｎを添加して脱酸、脱硫し、脱酸時に生成したスラグの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）および成分組成を変化させることによって、鋼中に生成する非金属介在物の成分組成を種々に変化させた合金を溶製し、鋳造して２０ｋｇ鋼塊とした。その後、上記鋼塊を１２００℃に加熱し、熱間圧延し、表面のスケールを除去し、冷間圧延して板厚が１ｍｍの冷延板とし、その冷延板表面を目視観察して表面疵の発生有無を調査する実験を行った。
その結果、ＳｉおよびＭｎ添加による脱酸時に生成するスラグの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１〜６とし、そのスラグの成分組成をＭｇＯ：２〜１０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：０．２〜１０ｍａｓｓ％とし、さらに、そのときの溶鋼中のＳｉ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％とすることで、鋼中の介在物を延伸性に優れるＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系に制御することができ、表面疵が発生しなくなることを突き止めた。
【００２４】
ここで、溶鋼中のＳｉを０．０５ｍａｓｓ％以上とする理由は、０．０５％未満になると、脱酸が不足して、溶鋼中のＯが０．００５０ｍａｓｓ％を超え、介在物量が多くなると同時に大型化し、表面疵を発生しやすくなるからである。一方、０．４０ｍａｓｓ％以下とする理由は、Ｓｉが０．４０ｍａｓｓ％を超えると、スラグ中のＭｇＯやＡｌ２Ｏ３の還元が進行しすぎて、溶鋼中に形成される介在物の組成が延伸性に劣るＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３系となり、表面疵を発生するようになるためである。なお、上記ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３系の介在物は、連続鋳造における浸漬ノズル内壁に付着して脱落しすることでも表面疵の発生原因となるので、極力、生成させないようにする必要がある。
【００２５】
さらに、上記実験の結果によれば、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系の介在物は、その成分組成を、ＭｎＯ：０．１〜１０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＣａＯ：１０〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：５〜４０ｍａｓｓ％の範囲に制御すれば、大型介在物が形成されることがなく、しかも、熱間圧延で延伸され、冷間圧延で微細に分断されるようになるため、より表面疵が発生し難くなることもわかった。
本発明は、上記の知見に、さらに検討を加えて開発したものである。
【００２６】
次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％
Ｃは、固溶強化等で鋼を高強度化するのに有効な元素でもあるとともに、オーステナイト生成元素でもある。室温でオーステナイト単相組織とし、バイメタル用として必要な高熱膨張係数を確保するためには、Ｃを０．０５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．３０ｍａｓｓ％を超えるＣの添加は、多量の炭化物が生成して熱間加工性が低下するようになる。よって、Ｃは０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤および脱硫剤として添加される元素であり、０．０５ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。しかし、０．４０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、精錬時に生成するスラグ中のＭｇＯやＡｌ２Ｏ３の還元が進行しすぎて、溶鋼中に形成される介在物の組成がＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３系となるため、表面疵が発生するようになる。よって、Ｓｉは０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０５〜０．３５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、また、粒界に偏析するＳをＭｎＳとして固定し、熱間加工性の向上に寄与する元素である。斯かる効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、耐食性を低下させてしまう。よって、Ｍｎは０．０５〜０．６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．６ｍａｓｓ％、より好ましくは０．２０〜０．６ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２９】
Ｓ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｓは、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の熱間加工性を低下させる極めて有害な元素であり、極力低減するのが望ましい。特に、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、熱間加工性が著しく低下し、熱間圧延時に、耳割れを生じるようになる。一方、バイメタル作製のための打抜き性や溶接性を確保するためには、Ｓは０．０００１ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。よって、本発明では、Ｓは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０００１〜０．００３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３０】
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、Ｓと同様、熱間加工性を害する有害な元素であり、極力低減するのが望ましい。特に、０．０４０ｍａｓｓ％を超えるとなると、熱間加工性が低下するようになる。よって、Ｐは０．０４０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以下である。
【００３１】
Ｎｉ：２０〜２６ｍａｓｓ％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、室温でオーステナイト単相組織とし、必要な高熱膨張係数を確保するためには、２０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、２６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、逆に熱膨張係数が低下するようになる。よって、Ｎｉは２０〜２６ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３２】
Ｃｒ：１〜６ｍａｓｓ％
Ｃｒは、高い熱膨張係数を確保するために必要な元素であり、１ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、逆に熱膨張係数が低下するようになる。よって、Ｃｒは１〜６ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３３】
Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ｎは、Ｃと同様、オーステナイト生成元素である。しかし、Ｎは、ＢやＴｉ等と結合して窒化物を形成し、熱間加工性を著しく低下させる元素であるため、ＢやＴｉを少量でも添加する場合には、極力低減するのが望ましい。よって、本発明においては、Ｎは０．０２ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１８ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０１６ｍａｓｓ％以下である。
【００３４】
Ｂ：０．００１ｍａｓｓ％未満
Ｂは、熱間加工性の向上に有効な元素である。しかし、発明者らの研究によれば、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金においては、０．００１ｍａｓｓ％以上添加すると、鋼中のＮと結合してＢ窒化物を形成し、熱間加工性を著しく低下させるようになる。そのため、本発明では、Ｂは０．００１ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０００８ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０００６ｍａｓｓ％以下である。
【００３５】
Ｔｉ：０．０５ｍａｓｓ％未満
Ｔｉは、熱間加工性の向上に有効な元素である。しかし、発明者らの研究によれば、Ｔｉは、Ｂと同様、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金においては、０．０５ｍａｓｓ％以上添加すると、鋼中のＣやＮと結合してＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成し、熱間加工性を著しく低下させるようになる。そのため、本発明では、Ｔｉは０．０５ｍａｓｓ％未満に制限する。好ましくは０．０４５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０４ｍａｓｓ％以下である。
【００３６】
本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金は、上記必須とする成分に加えてさらに、Ｍｇ，Ｃａ，ＡｌおよびＯを下記の範囲で含有することが好ましい。
Ｍｇ：０．００１ｍａｓｓ％以下
Ｍｇは、精錬工程で、スラグや耐火物中のＭｇＯが還元されることによって溶鋼中に供給される元素であり、介在物組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系とするためには、０．００１ｍａｓｓ％以下含有することが好ましい。限定はしないが、すくなくとも０．０００１ｍａｓｓ％以上含有するのが好ましい。一方、Ｍｇが０．００１ｍａｓｓ％を超えると、非金属介在物の主体が硬質なＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３系となり、表面疵を引き起こす原因となる。よって、Ｍｇは０．００１ｍａｓｓ％以下含有するのが好ましいが、より好ましくは０．０００１〜０．０００８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３７】
Ｃａ：０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％
Ｃａは、スラグ中に含まれるＣａＯが、精錬工程の脱酸過程で還元されることによって溶鋼中に供給される元素であり、非金属介在物組成を、硬質なＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３となるのを防止し、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系とする作用があるため、０．０００１ｍａｓｓ％以上含有するのが好ましい。一方、Ｃａが０．００２ｍａｓｓ％を超えると、非金属介在物中のＣａＯが上昇し、耐食性に悪影響を及ぼすようになる。よって、Ｃａは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％の範囲で含有するのが好ましい。
【００３８】
Ａｌ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％
Ａｌは、非金属介在物の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系に制御する働きがあるため、０．０００１ｍａｓｓ％以上含有するのが好ましい。一方、０．０１ｍａｓｓ％を超える含有は、非金属介在物が硬質なＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３となり、表面疵を引き起こすようになる。よって、Ａｌは０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲で含有するのが好ましい。
【００３９】
Ｏ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｏは、酸化物系非金属介在物として鋼中に存在する元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、非金属介在物の量が多くなり、大型介在物の発生頻度も高くなるため、表面疵が発生するようになる。一方、Ｏが０．０００１ｍａｓｓ％未満になると、脱酸し過ぎて、スラグ中のＡｌ２Ｏ３やＭｇＯが還元されて、鋼中に生成する非金属介在物が硬質なＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３介在物が主体となるため、表面疵を引き起こすようになる。よって、本発明では、Ｏは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲で含有させることが好ましい。なお、Ｏの含有量を上記範囲に制御するには、脱酸元素であるＳｉ，ＭｎおよびＡｌを上記の組成範囲に制御するのが有効である。
【００４０】
次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金中に存在する非金属介在物について説明する。
本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金中に存在する非金属介在物は、熱間圧延および冷間圧延において延伸、分断して微細に分散され易く、製品板となったときに表面疵を発生させないものであることが必要であり、そのためには、以下に説明する成分組成からなるＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＣａＯ系非金属介在物であることが好ましい。
【００４１】
ＭｎＯ：０．１〜１０ｍａｓｓ％
ＭｎＯは、０．１ｍａｓｓ％未満となると、非金属介在物の延伸性が著しく低下するため、表面疵が発生するようになる。一方、１０ｍａｓｓ％を超えるＭｎＯの含有は、Ｏの含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超える場合に相当するので、非金属介在物の量が多くなって、やはり、表面疵が発生するようになる。よって、非金属介在物中のＭｎＯは０．１〜１０ｍａｓｓ％の範囲であることが好ましい。なお、ＭｎＯの組成を上記範囲とするには、鋼中のＡｌ、Ｍｇ含有量を前述した範囲に制御するか、スラグの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１〜６の範囲に制御するのが有効である。
【００４２】
ＳｉＯ２：１０〜４０ｍａｓｓ％
ＳｉＯ２は、１０ｍａｓｓ％未満あるいは４０ｍａｓｓ％超えのいずれの場合も、非金属介在物の融点が上昇し、延伸性が低下して表面疵を発生させるようになる。よって、非金属介在物中のＳｉＯ２は、１０〜４０ｍａｓｓ％の範囲であることが好ましい。なお、ＳｉＯ２の組成を上記範囲とするには、スラグの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１〜６の範囲に制御し、鋼中のＳｉとＡｌ含有量を前述した範囲に制御するのが有効である。
【００４３】
Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％
Ａｌ２Ｏ３は、５ｍａｓｓ％未満では、非金属介在物の融点が上昇し、延伸性が低下してしまう。一方、４０ｍａｓｓ％を超えると、非金属介在物が急激にクラスター化し易くなったり、硬質化して熱間圧延で延伸されなくなったりして、表面欠陥を引き起こす原因となる。よって、非金属介在物中のＡｌ２Ｏ３は５〜４０ｍａｓｓ％の範囲であることが好ましい。なお、Ａｌ２Ｏ３の組成を上記範囲とするには、鋼中のＡｌ含有量を前述した範囲に制御するか、スラグ中のＡｌ２Ｏ３を０．２〜１０ｍａｓｓ％の範囲に制御するのが有効である。
【００４４】
ＭｇＯ：５〜４０ｍａｓｓ％
ＭｇＯは、５ｍａｓｓ％未満あるいは４０ｍａｓｓ％超えのいずれの場合も、非金属介在物の融点が上昇し、延伸性が低下して表面疵を発生させるようになる。よって、非金属介在物中のＭｇＯは５〜４０ｍａｓｓ％の範囲であることが好ましい。なお、ＭｇＯは、精錬工程において、スラグや耐火物中のＭｇＯが還元されることによって溶鋼中に供給される成分であり、ＭｇＯの組成を上記範囲とするには、鋼中のＭｇ含有量を前述した範囲に制御するか、スラグ中のＭｇＯの組成を２〜１０ｍａｓｓ％の範囲に制御するのが有効である。
【００４５】
ＣａＯ：１０〜４０ｍａｓｓ％
ＣａＯは、１０ｍａｓｓ％未満あるいは４０ｍａｓｓ％超えでは、いずれの場合も非金属介在物の融点が上昇し、延伸性が低下して表面疵を発生させるおそれがある。よって、非金属介在物中のＣａＯは１０〜４０ｍａｓｓ％の範囲であることが好ましい。だと、非金属介在物の融点を上昇させてしまい、その延伸性が低下してしまう可能性がある。なお、ＣａＯは、スラグ中のＣａＯが脱酸工程にて還元されることによって溶鋼中に供給される成分であり、ＣａＯの組成を上記範囲とするには、鋼中のＣａ含有量を前述した範囲に制御するか、スラグ中の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１〜６の範囲に制御するのが有効である。
【００４６】
なお、本発明の合金中に含まれる非金属介在物は、上記ＭｎＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３，ＭｇＯおよびＣａＯの他に、ＦｅＯやＣｒ２Ｏ３等を合計で１０ｍａｓｓ％以下含有していてもよい。好ましくは、５ｍａｓｓ％以下である。
【００４７】
次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の溶製方法について説明する。
本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金を溶製する方法には、以下に説明するＡ法、Ｂ法があり、いずれの方法を用いてもよい。
＜Ａ法＞
ＦｅおよびＮｉを主成分とする溶解原料、すなわち、鉄屑、フェロニッケル、純Ｎｉ等の溶解原料を電気炉で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤで、酸化精錬して脱燐、脱炭し、一旦、除滓した後、生石灰と蛍石を添加し、さらに、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入して脱酸、仕上脱硫してＣｒを添加し、その後、取鍋精錬で最後の成分調整を行って、前述した本発明の成分組成にする方法。
＜Ｂ法＞
Ｐの含有量が０．０６ｍａｓｓ％以下の低燐Ｆｅと、Ｃｒ，Ｎｉを主成分とする溶解原料、すなわち、選別した鉄屑、ステンレス屑、フェロニッケル、フェロクロムおよび純Ｎｉ等の溶解原料を電気炉等で溶解した後、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤで、酸化精錬して脱炭した後、生石灰と蛍石を添加し、さらに、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入してＣｒ還元と脱酸、脱硫し、その後、取鍋精錬で最後の成分調整を行って、前述した本発明の成分組成にする方法。
【００４８】
ここで、上記Ａ法およびＢ法のいずれの溶製方法においても、生成するスラグはＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系とするのが好ましい。上記スラグ中のＳｉＯ２は、脱酸工程で投入したＳｉおよび／またはＳｉ合金鉄から生成される。また、ＣａＯおよびＦは、フラックスとして投入される生石灰および蛍石から生成する。また、ＭｇＯは、ＡＯＤおよびＶＯＤの精錬炉の耐火物に、ドロマイトやＭｇＯ−ＣなどＭｇＯを含む耐火物を用いた場合には、耐火物が溶解することでスラグ中に添加することができる。さらに、Ａｌ２Ｏ３は、フラックスで添加しても構わないが、脱酸に用いるＳｉ合金鉄に含まれる微量のＡｌの酸化によって形成させてもよい。
【００４９】
なお、上記脱酸工程で生成するＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系のスラグは、以下に説明する理由から、生成するスラグの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１〜６、スラグ中に含まれるＭｇＯを２〜１０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３を０．２〜１０ｍａｓｓ％とし、さらに、溶鋼中のＳｉを０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％の範囲に制御することが好ましい。
【００５０】
スラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）：１〜６
スラグの塩基度が１未満では、脱酸が十分に進行せず、Ｏの含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超えるため、非金属介在物が多くなり、表面疵発生の原因となる。一方、塩基度が６を超えると、スラグ中のＭｇＯの活量が高くなりすぎて、溶鋼中のＭｇが０．００１ｍａｓｓ％を超えるため、生成する介在物がＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３主体となり、やはり、表面疵の原因となるからである。そのため、塩基度は１〜６に制御するのが好ましい。好ましくは１．５〜４、より好ましくは１．７〜３．５の範囲である。
【００５１】
ＭｇＯ：２〜１０ｍａｓｓ％
スラグ中のＭｇＯが２ｍａｓｓ％未満では、生成する介在物中にＭｇＯを供給することができなくなり、介在物の延伸性が低下し、表面疵の原因となる。一方、１０ｍａｓｓ％を超えると、溶鋼中のＭｇが０．００１ｍａｓｓ％を超えるため、生成する介在物がＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３主体となり、やはり、表面疵の原因となるからである。そのため、スラグ中のＭｇＯは、２〜１０ｍａｓｓ％の範囲に制御するのが好ましい。好ましくは２．４〜９．５ｍａｓｓ％、より好ましくは３．５〜９．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００５２】
Ａｌ２Ｏ３：０．２〜１０ｍａｓｓ％
スラグ中のＡｌ２Ｏ３が０．２ｍａｓｓ％未満では、溶鋼中のＡｌ含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満となり、鋼中に生成する介在物中にＡｌ２Ｏ３を必要量供給できなくなるため、介在物の延伸性が阻害され、表面疵の原因となる。一方、１０ｍａｓｓ％を超えると、介在物中のＡｌ２Ｏ３が４０ｍａｓｓ％を超え、高融点化して延伸性を損なうようになる。そのため、スラグ中のＡｌ２Ｏ３は０．２〜１０ｍａｓｓ％の範囲に制御するのが好ましい。
【００５３】
Ｓｉ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％
脱酸工程における溶鋼中のＳｉは、脱酸剤および脱硫剤として添加される元素であり、０．０５ｍａｓｓ％以上が必要である。しかし、０．４０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、スラグ中のＭｇＯやＡｌ２Ｏ３の還元が進行しすぎて、溶鋼中にＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３介在物が形成されるため、表面疵の原因となる。よって、Ｓｉは０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０５〜０．３５ｍａｓｓ％の範囲である。
【実施例】
【００５４】
先述したＡ法またはＢ法で、表１に示した成分組成を有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを電気炉−ＡＯＤまたはＶＯＤプロセスで溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした。
具体的には、Ａ法では、鉄屑、フェロニッケル、純Ｎｉ等のＦｅおよびＮｉを主成分とする溶解原料を６０トン電気炉で溶解し、ＡＯＤで酸化精錬して脱燐、脱炭した後、除滓し、その後、生石灰と蛍石を添加し、さらに、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入して脱酸と仕上脱硫し、その後、Ｃｒを添加し、最終的に、取鍋精錬で温度調整と最終成分調整を行って表１に示した成分組成に調整した後、連続鋳造法で鋼スラブとした。なお、上記ＡＯＤには、ドロマイトを耐火物としたものを用いた。
また、Ｂ法では、鉄屑、ステンレス屑、フェロニッケル、フェロクロム、純Ｎｉ等の低燐（Ｐ≦０．０６ｍａｓｓ％）Ｆｅ、ＣｒおよびＮｉを主成分とする溶解原料を６０トン電気炉で溶解し、ＶＯＤで酸化精錬して脱炭した後、生石灰と蛍石を添加し、さらに、Ｓｉおよび／またはＳｉ合金鉄を投入してＣｒ還元し、さらに、Ａｒ撹拌して脱酸と仕上脱硫し、最終的に、取鍋精錬で、温度調整と最終成分調整を行って表１に示した成分組成に調整した後、連続鋳造法で鋼スラブとした。なお、上記ＶＯＤには、ＭｇＯ−Ｃを耐火物としたものを用いた。
なお、Ａ法、Ｂ法とも、脱酸時におけるスラグ組成は、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系に制御した。
また、合金の成分組成は、蛍光Ｘ線分析により測定した。ただし、Ｃは赤外線吸収法、酸素は不活性ガスインパルス融解赤外線吸収法で行った。また、スラグの成分組成は、蛍光Ｘ線分析法で測定した。
【００５５】
【表１】
0005680451.tif 000002
【００５６】
上記のようにして得たそれぞれの鋼スラブの幅方向１／４、厚さ方向１／４の位置に含まれる非金属介在物をランダムに３０個抽出し、ＥＤＳで成分分析して、それらの平均成分組成を求めた。
【００５７】
上記鋼スラブは、その後、１２００℃に加熱した後、熱間圧延して板厚：４．０ｍｍの熱延板とし、その後、さらに冷間圧延して、板厚：１ｍｍの冷延板とした。この際、熱延板については、鋼板エッジ部の耳割れの有無と大きさ（耳割れの深さ）を目視で調査し、耳割れの深さが１０ｍｍ未満のものを熱間加工性良（○）、１０ｍｍ以上のものを熱間加工性劣（×）と評価した。また、冷延板については、鋼板表面を目視観察し、長さが１５ｍｍ以上の表面疵の単位面積当たりの発生率を測定し、製品コイル全長における平均発生率が１個／ｍ２未満のものを表面性状良（○）、１個／ｍ２以上のものを表面性状劣（×）と評価した。
【００５８】
上記測定の結果を表２に示した。表２から、本発明に適合する成分組成を有し、かつ、精錬時のスラグを本発明に適合する成分組成に制御して溶製した発明例の合金（Ｎｏ．１〜７）は、いずれも熱延板に耳割れが発生していないか小さく、熱間加工性に優れているとともに、冷延板における表面疵の発生率も少なく、表面性状に優れている。
これに対して、合金の成分組成（Ｓ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ）が本発明から外れている比較例の合金（Ｎｏ．８〜１３）では、すべてにおいて熱延板に大きな耳割れが発生しており、さらに、精錬時のスラグの成分組成が本発明から外れている比較例の合金（Ｎｏ．１０〜１３）では、すべてにおいて冷延板の表面疵の発生率が高くなっている。
以上の結果から、本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金における熱間加工性、表面性状の改善に極めて有効であることが確認できる。
【００５９】
【表２】
0005680451.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００６０】
本発明の技術は、高熱膨張性のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金に限定されるものではなく、例えば、低熱膨張材、ステンレス、Ｆｅ-Ｎｉ合金、磁性材料等、同様の特性が要求される合金にも適用することができる。
【図１】
0005680451.tif 000004