(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを０．０１〜０．０３質量％、Ｍｎ：０．００１〜０．６０質量％、Ｎｉ：２０〜５０質量％、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０質量％、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法であって、
溶解した原料の酸化精錬をＡＯＤとＶＯＤの両方か、またはいずれか一方の工程で精錬を行った後、ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添加する脱酸工程において、生成するスラグの塩基度（Ｃ／Ｓ）を２．２以上４．８以下の範囲に制御し、非金属介在物の組成がＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０質量％、ＳｉＯ２が３０〜６０質量％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３０質量％であり、さらに、その他の不可避的不純物として含まれるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０質量％以下に制御することを特徴とするＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法。
【請求項２】
前記スラグ中のＡｌ２Ｏ３濃度を１５質量％以下、かつ、ＭｇＯ濃度を２０質量％以下に制御することを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電子部品材料として多用されるＦｅ−Ｎｉ合金冷延板に係り、特に、エッチング性および表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造するにあたって好適なＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｎｉを２０〜５０質量％含有するＦｅ−Ｎｉ合金は、その特性から電子部品材料に多く用いられている。例えば、Ｎｉを３６質量％含有するＦｅ−Ｎｉ合金は、熱膨張率がきわめて低いことから、シャドウマスク材やバイメタル材に用いられている。また、Ｎｉを４２質量％含有するＦｅ−Ｎｉ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Ｆｅ−Ｎｉ合金は、数百μｍ以下の冷延板に圧延され、エッチングが施されて製品化される。
【０００３】
ところで、このようなＦｅ−Ｎｉ合金冷延板の溶製時には、通常、脱酸剤としてＡｌが添加されていたが、このＡｌによって冷延板にはＡｌ２Ｏ３系の非金属介在物が存在していた。そして、このＡｌ２Ｏ３系の非金属介在物がクラスター化して硬質なものになると、表面のすじ状の欠陥や、エッチング孔の不均一あるいは乱れといった不具合を招いていた。Ａｌの添加量が微量であってもＡｌ２Ｏ３系の非金属介在物は生成しやすく、しかもそ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、表面性状やエッチング性を向上させるためには、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、タンディッシュあるいはモールド内で浮上した非金属介在物を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、この問題の解決策として、次の技術が公知である。まず、特開平６−４１６８７号公報では、Ｍｎ：０．１〜０．４質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．２質量％、酸可溶性Ａｌ：０．００１〜０．００３質量％に規定して非金属介在物の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系に制御している。また、特開平８−２２５８８１号公報では、Ａｌ：０．００３質量％以下で、かつ、Ｓｉ（質量％）／Ａｌ（質量％）≧１０として非金属介在物の組成をＭｎ−シリケート系に制御している。
【０００５】
また、特開平９−８７８１３号公報では、Ｓｉ：０．０２〜０．３質量％、Ａｌ：０．００３質量％に規定する一方、溶湯との接触部分がＣｒ２Ｏ３の含有量２質量％以下の耐火物でライニングされ、かつ、前チャージでＡｌの含有量が０．０１０質量％以下の溶鋼の精錬に使用された容器によって溶製することにより、非金属介在物のＣｒ２Ｏ３の含有量を５質量％以下、Ａｌ２Ｏ３の含有量を４０質量％以下に規定している。さらに、特開平９−１２５２１０号公報では、精錬工程において生成するスラグの組成の（％ＣａＯ）／（％ＳｉＯ２）を、重量比で２．５〜３．９に制御している。
上記いずれの公報にあっても、表面傷等の欠陥が生じない表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板が得られるとされている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、上記の各従来技術では、合金および非金属介在物の組成についての規定はなされているものの、その量や分布についての規定はなされていない。表面傷の発生状況やエッチングの特性は、非金属介在物の組成のみならず、量や分布にも大きく左右され、例えば、量が多かったり密度が高かったりすれば表面性状に悪影響を及ぼす。また、非金属介在物の組成、量あるいは分布は、精錬方法、とりわけ脱酸時に用いる脱酸剤や生成するスラグの組成に大きく影響されるが、これらのファクターに関する規定も、上記各公報では規定されていない。脱酸時にスラグ組成が適正に制御されていないと、Ａｌ２Ｏ３（アルミナ）やＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）等の非金属介在物がクラスター化し、表面に欠陥が生じたりエッチング性が阻害されたりする不具合を招く。
【０００７】
よって本発明は、エッチング性および表面性状のより優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を好適に製造し得るＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法を提供することを目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、圧延時や成形時に表面傷が生じたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板の傷部分を詳細に調査することにより、表面傷の原因はクラスター状のＡｌ２Ｏ３およびＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３系の非金属介在物であることを見い出した。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いことに加え硬質であるため、傷や割れの基点となっていた。また、クラスター化していない単独の非金属介在物でも、長さが１０μｍを超える硬質な非金属介在物は、パンチング加工やエッチング加工時に欠陥の原因となっていた。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の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系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０質量％、ＳｉＯ２が３０〜６０質量％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３０質量％であり、さらに、その中に含有される不可避的不純物であるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０質量％以下のシリケート系非金属介在物である場合に、その非金属介在物はクラスター化しにくく表面傷の発生原因になりにくいことを見い出した。また、そのような非金属介在物は、熱間および冷間圧延で微細に分断され、清浄性に優れることも判った。
【０００９】
よって本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は上記知見になされたものであり、Ｓｉ：０．０１〜０．０３質量％、Ｍｎ：０．００１〜０．６０質量％、Ｎｉ：２０〜５０質量％、Ａｌ：０．０００１〜０．０２０質量％、残部はＦｅおよびＣ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ等の不可避的不純物からなり、非金属介在物の組成が基本的にＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０質量％、ＳｉＯ２が３０〜６０質量％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３０質量％であり、さらに、その他の不可避的不純物として含まれるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０質量％以下であることを特徴としている。さらに本発明は、必要に応じてＮｂ：０．００１〜２．０質量％、Ｃｏ：１〜８質量％を含有することを特徴としている。
【００１０】
以下、上記数値限定の根拠を本発明の作用とともに説明する。
（１）基本元素
・Ｓｉ：０．０１〜０．０３質量％
Ｓｉは熱膨張率を上げる元素であり、０．３０質量％を超えると熱膨張率が大きくなり過ぎて電子部品材料として適当でない。また、０．００１質量％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０．００１〜０．３０質量％が良いが、この範囲では、好ましくは０．００５〜０．０５質量％であり、より好ましくは０．０１〜０．０３質量％である。
【００１１】
・Ｍｎ：０．００１〜０．６０質量％
Ｍｎは熱膨張率を上げる元素であり、できるだけ低濃度であることが望まれるものの、精錬時において０．００１質量％未満まで濃度を下げるには時間がかかり過ぎ、コスト面で適切ではない。そこで、熱膨張率に与える影響を考慮し、Ｍｎの含有量を０．００１〜０．６０質量％と定めた。この範囲では、好ましくは０．００１〜０．０５質量％である。
【００１２】
・Ｎｉ：２０〜５０質量％
Ｎｉは熱膨張率に大きく影響を及ぼす元素であり、２００℃では３６質量％付近、５００℃では４２質量％付近で熱膨張率が極小となることが知られている。２０質量％未満または５０質量％を超えると熱膨張率が大き過ぎ、用途的にシャドウマスク材やリードフレーム材には適さない。したがって、Ｎｉの含有量を２０〜５０質量％と定めた。
【００１３】
・Ａｌ：０．０００１〜０．０２０質量％
Ａｌは熱膨張率を上げる元素であり、しかも、有害なＡｌ２Ｏ３系の非金属介在物を生成する元素であることから、極力低濃度であることが望まれる。しかしながら、非金属介在物を低融点のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系に制御する上で有用な元素である。これらの観点に加えて、コストを著しく上げない範囲で原料や副原料を選択する必要性を考慮した結果、Ａｌの含有量を０．０００１〜０．０２０質量％と定めた。この範囲では、好ましくは０．０００５〜０．０１５質量％、より好ましくは０．０００８〜０．００８質量％である。
【００１４】
・Ｎｂ：０．００１〜２．０質量％
Ｎｂは、シャドウマスク材等の材料の強度を向上させるために有用な元素であり、強度の向上を図りながら熱膨張率を大きくさせない観点から、含有量を０．００１〜２．０質量％の範囲に定めた。
【００１５】
・Ｃｏ：１〜８質量％
Ｃｏはシャドウマスク材等の材料の強度を向上させる元素であるとともに、Ｎｉと最適な含有率で組み合わせると、熱膨張率をＮｉを３６質量％含有するＦｅ−Ｎｉ合金よりも小さくすることができる。Ｃｏの含有量が１〜８質量％を逸脱すると熱膨張率が大きくなってシャドウマスク材等の材料に適さなくなるので、含有量を１〜８質量％とした。
【００１６】
（２）非金属介在物
前述の如く、クラスター化しにくく、かつ、熱間および冷間圧延で微細に分断されて清浄性の向上が図られる観点から、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板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ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系で、かつ、ＭｎＯが５〜５０質量％、ＳｉＯ２が３０〜６０質量％、Ａｌ２Ｏ３が５〜３０質量％であり、さらに、その中に含有される不可避的不純物であるＣａＯおよびＭｇＯが合計で３０質量％以下のシリケート系非金属介在物であることを特徴としている。
【００１７】
さて、本発明者らは、上記本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板につき、厚さ０．３ｍｍ以下に圧延した薄板における圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳ  Ｇ０５５５」による清浄度と、同様の薄板における圧延方向に垂直な断面（光学顕微鏡で４００倍、６０視野）に存在する非金属介在物の粒径およびエッチング加工時の不良品発生の有無を詳細に調査した。その結果、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板は、次に挙げる限定要素を好ましい態様としている。
【００１８】
厚さ０．３ｍｍ以下に圧延した薄板における圧延方向に平行な断面の「ＪＩＳ  Ｇ０５５５」による清浄度が０．０５を超えると、加工時にエッチング孔の乱れが生じることが判った。そこで、その清浄度が０．０５以下であることを好ましい態様とし、０．０２以下であればより好ましいものとする。
【００１９】
「ＪＩＳ  Ｇ０５５５」で分類されるＡ系の非金属介在物が存在すると、エッチング性に悪影響を及ぼすことが判った。したがって、存在する非金属介在物の全てが、「ＪＩＳ  Ｇ０５５５」で分類されたＢ系およびＣ系に制御されていることを好ましい態様とする。
【００２０】
長さ１０μｍを超える非金属介在物の１００ｍｍ２の断面に存在する個数が１０個を超えていると、加工時にエッチング孔の乱れが生じることが判った。したがって、その個数が１０個以下であることを好ましい態様とし、５個以下であればより好ましいものとする。
【００２１】
Ｂ系の非金属介在物の一連の最大長さが３００μｍを超えていると、加工時にエッチング孔の乱れが生じることが判った。したがって、Ｂ系の非金属介在物の一連の最大長さが３００μｍ以下であることを好ましい態様とし、１５０μｍ以下であればより好ましいものとする。
【００２２】
次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法について説明する。
上記の如く基本元素や清浄度、さらには非金属介在物の組成、種類、大きさ等を規定した本発明のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する場合においては、特に精錬工程、とりわけ脱酸工程で、ＳｉやＡｌの含有量、スラグの塩基度および不純物成分に配慮して精錬する必要がある。本発明者らが脱酸工程に関し種々の実験を行って検討したところ、まず、Ａｌを脱酸剤として用いた場合には、スピネルやアルミナ系介在物が生成されることが判った。そして、これらはクラスター化して表面欠陥を招いたりエッチング性を阻害したりすることが判明した。
【００２３】
この問題点を根本的に解決するには、脱酸剤としてＳｉまたはＳｉ合金鉄を用いることが有効である。ただし、Ｓｉ系の脱酸剤によって生成するスラグの塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２の濃度比）やＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３等の不純物成分によっては、Ａｌによる脱酸時と同様にアルミナやスピネル介在物が生成する。そのメカニズムは、次の通りである。
まず、以下の反応によってスラグ中のＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３が還元される。
【００２４】
Ｓｉ＋２（ＭｇＯ）＝（ＳｉＯ２）＋２Ｍｇ        …（１）
（Ｓｉがスラグ中のＭｇＯを還元する反応）
３Ｓｉ＋２（Ａｌ２Ｏ３）＝３（ＳｉＯ２）＋４Ａｌ  …（２）
（Ｓｉがスラグ中のＡｌ２Ｏ３を還元する反応）
【００２５】
還元されたＭｇおよびＡｌは、その濃度のバランスによって、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを生成したりＡｌ２Ｏ３アルミナ介在物を生成したりする。この反応に強く関わる因子は、スラグ中の塩基度、ＭｇＯ濃度、Ａｌ２Ｏ３濃度および溶鋼中のＳｉ濃度である。以下、これら因子について検証する。
【００２６】
まず、スラグ中のＭｇＯの量が多いと、上記（１）式が右に進み、スピネルが生成しやすくなる。ＭｇＯは、例えば、ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburization）炉、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）炉あるいは取鍋等の内張り煉瓦として用いられるＭｇＯ系ドロマイト（ＭｇＯ−ＣａＯ）から、溶損によって混入する。また、ＭｇＯは、場合によっては溶損防止の目的で積極的に添加される。そこで、精錬温度が必要以上に上がらないようにするために、ＭｇＯ濃度を２０質量％以下に制御することが好ましかった。
【００２７】
次に、スラグ中のＡｌ２Ｏ３は、石灰石、蛍石あるいは珪砂といったフラックスに微量含まれていること、そして、脱酸剤として用いるＳｉもしくはＳｉ合金鉄にＡｌとして含まれるものが酸化して混入することが判った。そこで、スラグ中のＡｌ２Ｏ３濃度を１５質量％以下に制御すれば、Ａｌの混入量を有効に下げることができることが判った。なお、フラックスやＳｉもしくはＳｉ合金鉄を添加するにあたっては、コストを著しく上げない範囲で高純度のものを選択することが好ましい。
【００２８】
次に、本発明者らは、スラグの塩基度とＳｉ濃度の相関関係を調べたところ、図１に示すａ，ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲にスラグの塩基度とＳｉ濃度を制御すれば、非金属介在物の生成が抑えられるとともに清浄度が向上した高品質のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を得られることを見い出した。まず、Ｓｉに関しては、前述したようにＳｉ濃度が高いほど熱膨張率はそれにつれて大きくなる。また、スラグの塩基度が高いとアルミナやスピネル介在物の生成率が高くなる一方、塩基度が低いと清浄度が低下する。ここで、Ｓｉは、前述したように熱膨張率の観点から０．００１〜０．３０質量％が適切である。また、塩基度が１．２未満の場合には、Ｓｉ濃度に関わらず、「ＪＩＳ  Ｇ０５５５」による清浄度を０．０５以下とすることができなかった。また、スラグの塩基度が図１のａ（Ｓｉ濃度：０．００１，塩基度５），ｂ（Ｓｉ濃度：０．３，塩基度３）の２点を結ぶ直線よりも高い範囲ではスラグ中のＳｉＯ２の活量が下がり、上記（１）式および（２）式がともに右に進行してアルミナやスピネル介在物が生成することが判った。
【００２９】
以上の結果から、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法は、溶解した原料の酸化精錬後、ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添加する脱酸工程において、生成するスラグの塩基度（Ｃ／Ｓ）とＳｉ濃度を、図１のａ，ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲に制御することを特徴としている。そして、本方法においては、スラグ中のＡｌ２Ｏ３濃度を１５質量％以下、かつ、ＭｇＯ濃度を２０質量％以下に制御することを好ましい態様とする。
【００３０】
上記本発明の精錬方法を実施するにあたって用いられる原料は、例えば、精錬時に発生するスクラップにＮｉ等の他の元素を適宜に添加したものが適用され、この原料は、通常の電気炉等で溶解される。酸化精錬工程では、前述のＡＯＤとＶＯＤの両方か、またはいずれか一方の工程により、脱炭、脱りん、脱クロム等が行われる。その後の脱酸工程では、ＳｉまたはＳｉ合金鉄を添加する前に、フラックスとして石灰石、蛍石、珪砂等を添加することが好ましい。
【００３１】
ここで、Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造するにあたって冷延板の素材となる鋼塊の製造工程を説明する。鋼塊の製造工程は、主に表１（ａ），（ｂ），（ｃ）に示すように、ＡＯＤ工程、ＶＯＤ工程およびＡＯＤ→ＶＯＤ工程の３通りに分けられる。
【００３２】
【表１】
0003881626.tif 000002
【００３３】
表１（ａ）に示すＡＯＤ工程は、原料を電気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＡＯＤで脱炭、除滓した後、フラックス添加、仕上げ脱酸、成分調整を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を行い、次いで、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
【００３４】
表１（ｂ）に示すＶＯＤ工程は、原料を電気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＶＯＤで脱炭後、フラックス添加、仕上げ脱酸、ガス成分除去を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を行い、次いで、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
【００３５】
表１（ｃ）に示すＡＯＤ→ＶＯＤ工程は、原料を電気炉で溶解して成分調整を行い、次いで、ＡＯＤで脱炭、除滓した後、フラックス添加、仕上げ脱酸、成分調整を行う。続いて、取鍋精錬装置で成分および温度の微調整を行い、次いで、ＶＯＤでガス成分除去を行う。この後、連続鋳造機（ＣＣ）または普通造塊で溶鋼を鋳造し、鋼塊を得る。
【００３６】
【実施例】
次に、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２に示す金属組成を有する実施例１〜９（本発明例は実施例１，５，９）のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板（実施例８はＦｅ−３６質量％Ｎｉ−０．２質量％Ｎｂ合金、Ｆｅ−３２質量％Ｎｉ−５質量％Ｃｏ合金）と、本発明から逸脱する比較例１〜９のＦｅ−Ｎｉ合金冷延板とを、以下のようにして製造した。これら冷延板は、実施例９以外はＦｅ−３６質量％を基本組成とし、残部は不可避的不純物である。
【００３７】
【表２】
0003881626.tif 000003
【００３８】
精錬時に発生するスクラップやＮｉ等からなる原料６０ｔを電気炉で溶解しながら、Ｆｅ−３６質量％の組成に調整し、次いでこの溶鋼を、上記３種類の工程（ＡＯＤ工程、ＶＯＤ工程、ＡＯＤ→ＶＯＤ工程）のうちのいずれかの工程により酸化精錬（脱炭、脱りん、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、蛍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。この後、普通造塊の場合は鍛造工程をはさんでから、鋳塊に熱間圧延を経て冷間圧延を施し、０．２５ｍｍ厚のＦｅ−Ｎｉ合金の薄板（冷延板）を得た。なお、表２には、精錬工程の種別を併記している。
【００３９】
（２）調査および評価
実施例１〜９および比較例１〜９の冷延板につき、以下の調査および評価を行った。それらの結果を、表３に示す。
【表３】
0003881626.tif 000004
【００４０】
Ａ．非金属介在物の組成
ＥＤＳ（エネルギー分散型分光分析装置）により、１０箇所ずつ定量分析して非金属介在物の組成を調査した。
【００４１】
Ｂ．清浄度
「ＪＩＳ  Ｇ０５５５」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視野の条件で測定した。
【００４２】
Ｃ．非金属介在物の個数
光学顕微鏡によって、１００ｍｍ２の断面に長さ１０μｍを超える非金属介在物がいくつ存在するかを数えた。光学顕微鏡の倍数は４００倍、断面は圧延方向に平行な断面とした。
【００４３】
Ｄ．非金属介在物の最大長さ
光学顕微鏡によって、一連のＢ系の非金属介在物の最大長さを測定した。光学顕微鏡の倍数は４００倍、断面は圧延方向に平行な断面とした。
【００４４】
Ｅ．スラグの塩基度および組成
蛍光Ｘ線分析装置により、精錬時に生成したスラグの組成を調べるとともに、そのスラグの塩基度を求めた。なお、図１で○は各実施例を、また、×は各比較例を示している。
【００４５】
Ｆ．表面欠陥数
表面の任意の２０ｍ２部分に傷等の表面欠陥がいくつ存在するかを目視で観察した。
【００４６】
Ｇ．エッチング性
エッチングを施した後の表面に形成されるエッチング孔の乱れを、真円度により評価した。真円度に優れる場合を○、真円度に劣る場合を×と評価した。
【００４７】
表３から明らかなように、スラグ中のＭｇＯ濃度が２０質量％以下、Ａｌ２Ｏ３濃度が１５質量％以下で、なおかつスラグ塩基度とＳｉ濃度が図１のａ，ｂ，ｃ，ｄで囲まれる範囲にあり、さらにＡｌ濃度が０．０００１〜０．０２質量％の各実施例の場合、いずれも非金属介在物はシリケート系に制御され、表面欠陥がなくエッチング性に優れた冷延板であった。
【００４８】
これに対し、比較例では、塩基度が高い場合（比較例２，３，９）にはＳｉによる脱酸でもアルミナやスピネル介在物が生成して表面欠陥を生じ、エッチング性も劣っていた。逆に塩基度が１．２未満と低い場合（比較例４，６，７）には非金属介在物はシリケート系であるものの、清浄度が０．０５を超え、さらに非金属介在物の個数が多くなる。比較例５，８はＡｌによる脱酸の結果であるが、いずれもスピネル介在物が生成され、表面欠陥が顕著に生じた。比較例１はＳｉ濃度が０．３質量％を超える０．３５質量％であり、非金属介在物に関しては問題なかったものの、熱膨張率が品質要求を満足する範囲を外れており、実用的でなかった。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のＦｅ−Ｎｉ合金の精錬方法によれば、スラグ塩基度とＳｉ濃度が適宜範囲に制御されることから、エッチング性および表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する際の精錬方法として有望であり、Ｆｅ−Ｎｉ合金冷延板を製造する上できわめて好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  スラグの塩基度とＳｉ濃度の相関関係を示す図である。
【図１】
0003881626.tif 000005