JP2002161328A - 磁気特性に優れるＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れるＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】最終製品における介在物を極力低減するととも
に、成分偏析を極力抑えることによって、磁気特性に優
れたFe−Ni系パーマロイ合金の製造を可能にした、新規
な方法について提案する。 【解決手段】Ni：３０〜８５wt％を含むFe−Ni系パーマ
ロイ合金の原料を溶解して得られた溶鋼の脱酸および脱
硫工程において、該溶鋼に、石灰石、蛍石およびアルミ
ナをフラックスとして添加し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-Ｆ
系の溶融スラグを溶鋼上に形成したのち、Alを用いて脱
酸および脱硫を行って、溶鋼中の酸素および硫黄の合計
濃度を150ｐｐｍ以下に抑制する。
に、成分偏析を極力抑えることによって、磁気特性に優
れたFe−Ni系パーマロイ合金の製造を可能にした、新規
な方法について提案する。 【解決手段】Ni：３０〜８５wt％を含むFe−Ni系パーマ
ロイ合金の原料を溶解して得られた溶鋼の脱酸および脱
硫工程において、該溶鋼に、石灰石、蛍石およびアルミ
ナをフラックスとして添加し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-Ｆ
系の溶融スラグを溶鋼上に形成したのち、Alを用いて脱
酸および脱硫を行って、溶鋼中の酸素および硫黄の合計
濃度を150ｐｐｍ以下に抑制する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッド、磁気
シールド材やトランスコアの巻鉄心等に使用されFe-Ni
系パーマロイ合金の製造方法に関して、特にステンレス
鋼等を対象とする大量生産設備を用いて、安価に製造す
る技術を提供するものである。
シールド材やトランスコアの巻鉄心等に使用されFe-Ni
系パーマロイ合金の製造方法に関して、特にステンレス
鋼等を対象とする大量生産設備を用いて、安価に製造す
る技術を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】Fe-Ni系パーマロイ合金は、JIS C2531に
規定されるPD（３５〜４０wt％Ni）、PB（４０〜５０wt
％Ni）およびPC（７０〜８５wt％Ni-Mo-Cu）等がよく知
られており、PBは主として飽和磁束密度が大きい特徴を
生かした用途、例えば時計のステータや電磁レンズのポ
ールピースなどに多く使用されている。一方、PCは優れ
た透磁率を活かした高周波域の高感度トランスや磁気シ
ールド材等に使用されている。
規定されるPD（３５〜４０wt％Ni）、PB（４０〜５０wt
％Ni）およびPC（７０〜８５wt％Ni-Mo-Cu）等がよく知
られており、PBは主として飽和磁束密度が大きい特徴を
生かした用途、例えば時計のステータや電磁レンズのポ
ールピースなどに多く使用されている。一方、PCは優れ
た透磁率を活かした高周波域の高感度トランスや磁気シ
ールド材等に使用されている。
【０００３】この種のFe-Ni系パーマロイ合金の磁気特
性を改善する技術として、例えば特開平５−５１６２号
公報には、磁化容易軸＜100＞を含む｛200｝面を、２以
上の集積強度比で面内集積させることが提案されてい
る。
性を改善する技術として、例えば特開平５−５１６２号
公報には、磁化容易軸＜100＞を含む｛200｝面を、２以
上の集積強度比で面内集積させることが提案されてい
る。
【０００４】また、磁気特性に及ぼす不純物あるいは析
出物の影響について、特開平６−１２２９４７号公報に
は、不純物元素であるＳ、Ｂ及びＯを、Ｓ≦0.003wt
％、Ｏ≦0.005wt％およびＢ≦0.005wt％で、且つＳ＋Ｂ
＋Ｏ≦0.008wt％に規制することが提案されている。こ
のように析出物等の第二相が、磁壁移動に対して悪影響
を与えることは知られている。
出物の影響について、特開平６−１２２９４７号公報に
は、不純物元素であるＳ、Ｂ及びＯを、Ｓ≦0.003wt
％、Ｏ≦0.005wt％およびＢ≦0.005wt％で、且つＳ＋Ｂ
＋Ｏ≦0.008wt％に規制することが提案されている。こ
のように析出物等の第二相が、磁壁移動に対して悪影響
を与えることは知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た方策をもってしても、Fe-Ni系パーマイ合金の磁気特
性の改善は未だ満足されず、更なる改善が求められてい
た。すわち、前記した析出物の制御に止まらずに、非金
属介在物や成分偏析が磁気特性に与える影響を考慮し、
これらを制御するための技術開発が強く望まれていたの
である。
た方策をもってしても、Fe-Ni系パーマイ合金の磁気特
性の改善は未だ満足されず、更なる改善が求められてい
た。すわち、前記した析出物の制御に止まらずに、非金
属介在物や成分偏析が磁気特性に与える影響を考慮し、
これらを制御するための技術開発が強く望まれていたの
である。
【０００６】また、従来のFe-Ni系パーマロイ合金の製
造は、数トン〜１０トン規模の真空溶解を代表とする特
殊溶解法によるものが主流であったため、製造コストが
高いこともFe-Ni系パーマロイ合金が抱える問題であっ
た。
造は、数トン〜１０トン規模の真空溶解を代表とする特
殊溶解法によるものが主流であったため、製造コストが
高いこともFe-Ni系パーマロイ合金が抱える問題であっ
た。
【０００７】そこで、本発明は、最終製品における介在
物を極力低減するとともに、成分偏析を極力抑えること
によって、磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の
製造を可能にした、新規な方法について提案することを
目的とする。また、本発明の目的は、数十トン規模の溶
解が可能であるステンレ鋼等の溶解設備を用いて製造す
る技術を提供することにある。
物を極力低減するとともに、成分偏析を極力抑えること
によって、磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の
製造を可能にした、新規な方法について提案することを
目的とする。また、本発明の目的は、数十トン規模の溶
解が可能であるステンレ鋼等の溶解設備を用いて製造す
る技術を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、磁壁移動
を妨げる要因の一つである、介在物を極力低減するため
の方法について鋭意究明したところ、溶鋼を特定組成の
スラグ存在下において、Alを用いて脱酸および脱硫する
こと、さらには、酸化物系介在物を、熱間圧延時に伸ば
されずに最終板厚製品において微細分散し難い、高融点
介在物に制御すること、また成分偏析を極力抑えるため
には、中間成品であるスラブの偏析、特にNi偏析を小さ
くすること、が極めて有効であるとの知見を得て、本発
明を完成するに到った。
を妨げる要因の一つである、介在物を極力低減するため
の方法について鋭意究明したところ、溶鋼を特定組成の
スラグ存在下において、Alを用いて脱酸および脱硫する
こと、さらには、酸化物系介在物を、熱間圧延時に伸ば
されずに最終板厚製品において微細分散し難い、高融点
介在物に制御すること、また成分偏析を極力抑えるため
には、中間成品であるスラブの偏析、特にNi偏析を小さ
くすること、が極めて有効であるとの知見を得て、本発
明を完成するに到った。
【０００９】すなわち、本発明の要旨構成は、次のとお
りである。 （１）Ni：３０〜８５wt％を含むFe-Ni系パーマロイ合
金の製造方法であって、原料を溶解して得られた溶鋼の
脱酸および脱硫工程において、該溶鋼に、石灰石、蛍石
およびアルミナをフラックスとして添加し、CaO-SiO2-A
l2O3-MgO-Ｆ系の溶融スラグを溶鋼上に形成したのち、A
lを用いて脱酸および脱硫を行って、溶鋼中の酸素およ
び硫黄の合計濃度を150ｐｐｍ以下に抑制することを特
徴とする磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の製
造方法。
りである。 （１）Ni：３０〜８５wt％を含むFe-Ni系パーマロイ合
金の製造方法であって、原料を溶解して得られた溶鋼の
脱酸および脱硫工程において、該溶鋼に、石灰石、蛍石
およびアルミナをフラックスとして添加し、CaO-SiO2-A
l2O3-MgO-Ｆ系の溶融スラグを溶鋼上に形成したのち、A
lを用いて脱酸および脱硫を行って、溶鋼中の酸素およ
び硫黄の合計濃度を150ｐｐｍ以下に抑制することを特
徴とする磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の製
造方法。
【００１０】（２）Ni：３０〜８５wt％を含むFe-Ni系
パーマロイ合金の製造方法であって、原料を溶解して得
られた溶鋼の脱酸および脱硫工程において、該溶鋼に、
石灰石、蛍石およびアルミナをフラックスとして添加
し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-Ｆ系の溶融スラグを鋼上に形
成したのち、Alを用いて脱酸および脱硫を行うに当り、
溶融スラグにおける塩基度CaO/SiO2を重量比で３〜１
０、Al2O3濃度を１〜２０wt％およびMgO濃度を１〜２０
wt％に調整するとともに、0.001〜0.050wt％のAlを添加
することにより、酸素および硫黄の合計濃度を150ｐｐ
ｍ以下、かつ介在物の組成を、MgO・Al2O3およびMgOの
いずれか１種または２種以上に制御することを特徴とす
る磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造
方法。
パーマロイ合金の製造方法であって、原料を溶解して得
られた溶鋼の脱酸および脱硫工程において、該溶鋼に、
石灰石、蛍石およびアルミナをフラックスとして添加
し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-Ｆ系の溶融スラグを鋼上に形
成したのち、Alを用いて脱酸および脱硫を行うに当り、
溶融スラグにおける塩基度CaO/SiO2を重量比で３〜１
０、Al2O3濃度を１〜２０wt％およびMgO濃度を１〜２０
wt％に調整するとともに、0.001〜0.050wt％のAlを添加
することにより、酸素および硫黄の合計濃度を150ｐｐ
ｍ以下、かつ介在物の組成を、MgO・Al2O3およびMgOの
いずれか１種または２種以上に制御することを特徴とす
る磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造
方法。
【００１１】（３）上記（１）または（２）において、
Fe-Ni系パーマロイ合金が、Ni：３５〜４０wt％を含有
し、最大透磁率μｍ：50000以上、初透磁率μ0：10000
以上および保磁力Hc：0.05〔Oe〕以下の磁気特性を示す
ものであることを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の
製造方法。
Fe-Ni系パーマロイ合金が、Ni：３５〜４０wt％を含有
し、最大透磁率μｍ：50000以上、初透磁率μ0：10000
以上および保磁力Hc：0.05〔Oe〕以下の磁気特性を示す
ものであることを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の
製造方法。
【００１２】（４）上記（１）または（２）において、
Fe-Ni系パーマロイ合金が、Ni：４０〜５０wt％を含有
し、最大透磁率μｍ：10000以上、初透磁率μ0：30000
以上および保磁力Hc：0.02〔Oe〕以下の磁気特性を示す
ものであることを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の
製造方法。
Fe-Ni系パーマロイ合金が、Ni：４０〜５０wt％を含有
し、最大透磁率μｍ：10000以上、初透磁率μ0：30000
以上および保磁力Hc：0.02〔Oe〕以下の磁気特性を示す
ものであることを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の
製造方法。
【００１３】（５）上記（１）または（２）において、
Fe-Ni系パーマロイ合金がNi：７０〜８５wt％を含有
し、最大透磁率μｍ：400000以上、初透磁率μ0：20000
以上および保磁力Hc：0.006〔Oe〕以下の磁気特性を示
すものであることを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金
の製造方法。
Fe-Ni系パーマロイ合金がNi：７０〜８５wt％を含有
し、最大透磁率μｍ：400000以上、初透磁率μ0：20000
以上および保磁力Hc：0.006〔Oe〕以下の磁気特性を示
すものであることを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金
の製造方法。
【００１４】（６）上記（１）または（２）において、
溶鋼を精錬した後、連続鋳造にてスラブを作製し、該ス
ラブに熱間圧延、次いで冷間圧延を施すことを特徴とす
る磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の製造方
法。
溶鋼を精錬した後、連続鋳造にてスラブを作製し、該ス
ラブに熱間圧延、次いで冷間圧延を施すことを特徴とす
る磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の製造方
法。
【００１５】次に、本発明を導くに到った実験結果につ
いて、詳述する。すなわち、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-Ｆ系
の溶融スラグ存在下において、種々の脱酸剤を用いて脱
酸および脱硫の実験を行った。この際、精錬容器の耐火
物には、マグネシアあるいはアルミナを用いた。その
後、金型あるいは砂型に鋳込み、デンドライトアーム間
隔が小さいものと大きいものとを、それぞれ作製した。
こうして得られた鋼塊を鍛造した後、均熱加熱処理（13
50度×５０時間）を施した後、熱間圧延、次いで冷間圧
延し、0.35ｍｍ厚みの製品とした。その後、磁気焼鈍を
1100℃で３時間行ったのち、直流磁化特性を調べた。
いて、詳述する。すなわち、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-Ｆ系
の溶融スラグ存在下において、種々の脱酸剤を用いて脱
酸および脱硫の実験を行った。この際、精錬容器の耐火
物には、マグネシアあるいはアルミナを用いた。その
後、金型あるいは砂型に鋳込み、デンドライトアーム間
隔が小さいものと大きいものとを、それぞれ作製した。
こうして得られた鋼塊を鍛造した後、均熱加熱処理（13
50度×５０時間）を施した後、熱間圧延、次いで冷間圧
延し、0.35ｍｍ厚みの製品とした。その後、磁気焼鈍を
1100℃で３時間行ったのち、直流磁化特性を調べた。
【００１６】その調査結果の一例を、図１に示す。この
実験結果は、JIS C2531に規定される、PC（Fe−77.4wt
％ Ni−４wt％ Mo−4.5wt％Cu）の最大透磁率に及ぼ
す、硫黄濃度および酸素濃度の和と、鋳型すなわちデン
ドライトアーム間隔（金型で短く砂型で長い）と、の影
響を示したものである。同図から、Ｓ＋Ｏ濃度が低いほ
ど最大透磁率が高くなることがわかる。また、Ｓ＋Ｏ、
特にＯが高濃度の時には、介在物が低融点シリケートと
なっており、磁気特性には不利であることがわかる。さ
らに、同じ均質化熱処理を行っても、デンドライトアー
ム間隔が短い金型材の方が、磁気特性に優れており、そ
の効果はＳとＯの和が低濃度側でより顕著に表れてい
る。
実験結果は、JIS C2531に規定される、PC（Fe−77.4wt
％ Ni−４wt％ Mo−4.5wt％Cu）の最大透磁率に及ぼ
す、硫黄濃度および酸素濃度の和と、鋳型すなわちデン
ドライトアーム間隔（金型で短く砂型で長い）と、の影
響を示したものである。同図から、Ｓ＋Ｏ濃度が低いほ
ど最大透磁率が高くなることがわかる。また、Ｓ＋Ｏ、
特にＯが高濃度の時には、介在物が低融点シリケートと
なっており、磁気特性には不利であることがわかる。さ
らに、同じ均質化熱処理を行っても、デンドライトアー
ム間隔が短い金型材の方が、磁気特性に優れており、そ
の効果はＳとＯの和が低濃度側でより顕著に表れてい
る。
【００１７】以上の例を含む種々の実験結果から、脱酸
剤としてAlを用いた場合、さらにはスラグ塩基度CaO／S
iO2を重量比で３〜１０、Al2O3濃度を１〜２０wt％およ
びMgO濃度を１〜２０wt％とした場合、非金属介在物を
生成する酸素と硫黄濃度が低くなり、酸化物系非金属介
在物がAl2O3、MgO-Al2O3およびMgOのいずれか１種また
は２種以上となり、高い透磁率が得られるまた、凝固組
織の影響を調べた実験からは、砂型より金型に鋳込む方
が、冷却速度が速いため、デンドライトアーム間隔が小
さく、最終製品でのNi偏析が少なくなり、透磁率が向上
することも明らかになった。
剤としてAlを用いた場合、さらにはスラグ塩基度CaO／S
iO2を重量比で３〜１０、Al2O3濃度を１〜２０wt％およ
びMgO濃度を１〜２０wt％とした場合、非金属介在物を
生成する酸素と硫黄濃度が低くなり、酸化物系非金属介
在物がAl2O3、MgO-Al2O3およびMgOのいずれか１種また
は２種以上となり、高い透磁率が得られるまた、凝固組
織の影響を調べた実験からは、砂型より金型に鋳込む方
が、冷却速度が速いため、デンドライトアーム間隔が小
さく、最終製品でのNi偏析が少なくなり、透磁率が向上
することも明らかになった。
【００１８】ここに、前記の条件に従って脱酸および脱
硫を行うことによって、次の磁気特性を有するFe-Ni系
パーマロイ合金を製造することが可能である。すなわ
ち、 （ｉ）Ni：３５〜４０wt％を含有する場合、最大透磁率
μｍ：50000以上、初透磁率μ0：10000以上および保磁
力Hc：0.05〔Oe〕以下の磁気特性を示すFe-Ni系パーマ
ロイ合金。 （ii）Ni：４０〜５０wt％を含有する場合、最大透磁率
μｍ：100000以上、初透磁率μ0：30000以上および保磁
力Hc：0.02〔Oe〕以下の磁気特性を示すFe-Ni系パーマ
ロイ合金。 （iii）Ni：７０〜８５wt％を含有する場合、最大透磁
率μｍ：400000以上、初透磁率μ0：20000以上および保
磁力Hc：0.006〔Oe〕以下の磁気特性を示すFe-Ni系パー
マロイ合金。
硫を行うことによって、次の磁気特性を有するFe-Ni系
パーマロイ合金を製造することが可能である。すなわ
ち、 （ｉ）Ni：３５〜４０wt％を含有する場合、最大透磁率
μｍ：50000以上、初透磁率μ0：10000以上および保磁
力Hc：0.05〔Oe〕以下の磁気特性を示すFe-Ni系パーマ
ロイ合金。 （ii）Ni：４０〜５０wt％を含有する場合、最大透磁率
μｍ：100000以上、初透磁率μ0：30000以上および保磁
力Hc：0.02〔Oe〕以下の磁気特性を示すFe-Ni系パーマ
ロイ合金。 （iii）Ni：７０〜８５wt％を含有する場合、最大透磁
率μｍ：400000以上、初透磁率μ0：20000以上および保
磁力Hc：0.006〔Oe〕以下の磁気特性を示すFe-Ni系パー
マロイ合金。
【００１９】さらに、実機において、電気炉、ＡＯＤ、
ＶＯＤおよび連続鋳造機（CC）等のステンレス鋼等を対
象とする大量生産設備を用いて、安価に製造するための
実験を行ったところ、前記した条件を満足していれば、
これらの設備によって特に問題なくFe-Ni系パーマロイ
合金の製造が可能であることがわかった。
ＶＯＤおよび連続鋳造機（CC）等のステンレス鋼等を対
象とする大量生産設備を用いて、安価に製造するための
実験を行ったところ、前記した条件を満足していれば、
これらの設備によって特に問題なくFe-Ni系パーマロイ
合金の製造が可能であることがわかった。
【００２０】
【発明の実施の形態】次に、本発明の製造方法における
各条件について、詳しく説明する。すなわち、Fe-Ni系
パーマロイ合金は、所定配合の原料を溶解して得られた
溶鋼を精錬し、造塊−分塊法または連続鋳造によって得
られたスラブに、熱間圧延そして冷間圧延して最終製品
厚とする、一連の工程を経て製造される。
各条件について、詳しく説明する。すなわち、Fe-Ni系
パーマロイ合金は、所定配合の原料を溶解して得られた
溶鋼を精錬し、造塊−分塊法または連続鋳造によって得
られたスラブに、熱間圧延そして冷間圧延して最終製品
厚とする、一連の工程を経て製造される。
【００２１】本発明では、まず精錬の脱酸および脱硫工
程において、基本的に脱酸後の酸素ポテンシャルを極力
低減する必要があるため、比較的取り扱いが容易であ
り、かつ強力な脱酸剤であるAlを用いる。また、脱硫反
応は低酸素ポテンシャル下にて、かつCaOリッチのスラ
グ共存下において、スラグ−メタル間で進行することか
らも、脱酸剤としてAlを用いることが有利である。
程において、基本的に脱酸後の酸素ポテンシャルを極力
低減する必要があるため、比較的取り扱いが容易であ
り、かつ強力な脱酸剤であるAlを用いる。また、脱硫反
応は低酸素ポテンシャル下にて、かつCaOリッチのスラ
グ共存下において、スラグ−メタル間で進行することか
らも、脱酸剤としてAlを用いることが有利である。
【００２２】かくして脱酸剤にAlを用いて、またスラグ
塩基度CaO/SiO2を重量比で３〜１０に調整したところに
おいて、脱硫が効果的に進行し、酸素濃度および硫黄濃
度の合計が150ｐｐｍ以下となる。なお、酸素濃度およ
び硫黄濃度の合計を110ｐｐｍ以下、より好ましく８０
ｐｐｍ以下とすることが、磁気特性の向上に有利であ
る。
塩基度CaO/SiO2を重量比で３〜１０に調整したところに
おいて、脱硫が効果的に進行し、酸素濃度および硫黄濃
度の合計が150ｐｐｍ以下となる。なお、酸素濃度およ
び硫黄濃度の合計を110ｐｐｍ以下、より好ましく８０
ｐｐｍ以下とすることが、磁気特性の向上に有利であ
る。
【００２３】なお、スラグの塩基度が３未満では十分な
脱硫が不可能であり、１０を超えるとスラグの流動性が
悪化し、逆に脱硫が進行しにくくなることと、滓化不良
により出鋼ができなくなるなど、操業に悪影響を与える
ため、塩基度は３〜１０の範囲に規定した。好ましく
は、CaO/SiO2：５〜８である。
脱硫が不可能であり、１０を超えるとスラグの流動性が
悪化し、逆に脱硫が進行しにくくなることと、滓化不良
により出鋼ができなくなるなど、操業に悪影響を与える
ため、塩基度は３〜１０の範囲に規定した。好ましく
は、CaO/SiO2：５〜８である。
【００２４】また、酸素は酸化物系非金属介在物を、硫
黄は硫化物系非金属介在物を形成することが知られてい
るが、酸素と硫黄の合計濃度が150ｐｐｍ以下になる
と、磁壁移動が容易となり、磁気特性を向上することが
できる。ただし、Alは添加しすぎると、固溶による格子
歪を生じ、磁気特性を悪化させてしまう。また、0.001w
t％未満では、脱酸および脱硫が効果的に進行しないた
め、Alの範囲を0.001〜0.050wt％、好ましくは0.005〜
0.030wt％とする。
黄は硫化物系非金属介在物を形成することが知られてい
るが、酸素と硫黄の合計濃度が150ｐｐｍ以下になる
と、磁壁移動が容易となり、磁気特性を向上することが
できる。ただし、Alは添加しすぎると、固溶による格子
歪を生じ、磁気特性を悪化させてしまう。また、0.001w
t％未満では、脱酸および脱硫が効果的に進行しないた
め、Alの範囲を0.001〜0.050wt％、好ましくは0.005〜
0.030wt％とする。
【００２５】さらに、脱酸および脱硫工程において溶鋼
上に形成する溶融スラグは、Al2O3濃度を１〜２０wt％
およびMgO濃度を１〜２０wt％に規制することにより、
介在物の組成をAl2O3、MgO・Al2O3およびMgOのいずれか
１種または２種以上に制御することが好ましい。Al
2O3、MgO・Al2O3およびMgOは高融点酸化物であり、熱間
圧延工程で容易に伸ばされないため、最終製品でも、分
散することなく集中して存在することとなる。その結
果、磁壁の移動を妨げる介在物の存在頻度が低くなり、
磁気特性を向上させることができのである。本発明で
は、特に精錬容器の耐火物を限定する必要はないが、介
在物を制御する観点から、ハイアルミナなどのアルミナ
系、あるいはマグネシアカーボン質、アルミナマグネシ
アカーボン質等のマグネシア系を用いることが好まし
い。
上に形成する溶融スラグは、Al2O3濃度を１〜２０wt％
およびMgO濃度を１〜２０wt％に規制することにより、
介在物の組成をAl2O3、MgO・Al2O3およびMgOのいずれか
１種または２種以上に制御することが好ましい。Al
2O3、MgO・Al2O3およびMgOは高融点酸化物であり、熱間
圧延工程で容易に伸ばされないため、最終製品でも、分
散することなく集中して存在することとなる。その結
果、磁壁の移動を妨げる介在物の存在頻度が低くなり、
磁気特性を向上させることができのである。本発明で
は、特に精錬容器の耐火物を限定する必要はないが、介
在物を制御する観点から、ハイアルミナなどのアルミナ
系、あるいはマグネシアカーボン質、アルミナマグネシ
アカーボン質等のマグネシア系を用いることが好まし
い。
【００２６】次に、スラグ中各成分について説明する。
すなわち、Al2O3およびMgOは、介在物をAl2O3、MgO・Al
2O3およびMgOのいずれか１種または２種以上に制御する
ために、必要な成分である。そのためには、それぞれ１
wt％未満では３種のうちのいずれにもならず、Siが酸化
した形態の、低融点シリケート系介在物となってしま
う。この介在物は、熱間圧延で容易に伸ばされ、冷間圧
延で分断されるため、最終製品では微細に分散し、その
存在頻度が高くなってしまう。一方、２０wt％を超える
とスラグの融点が著しく上昇し、流動性が損なわれる結
果、スラグ−メタル間反応により進行する脱硫反応を妨
げることになる。さらに、流動性の悪化は、脱酸時に生
成する介在物（一次脱酸生成物）の吸収能をも低下させ
る。このような観点から、Al2O3濃度を１〜２０wt％、M
gO濃度を１〜２０wt％と定めた。
すなわち、Al2O3およびMgOは、介在物をAl2O3、MgO・Al
2O3およびMgOのいずれか１種または２種以上に制御する
ために、必要な成分である。そのためには、それぞれ１
wt％未満では３種のうちのいずれにもならず、Siが酸化
した形態の、低融点シリケート系介在物となってしま
う。この介在物は、熱間圧延で容易に伸ばされ、冷間圧
延で分断されるため、最終製品では微細に分散し、その
存在頻度が高くなってしまう。一方、２０wt％を超える
とスラグの融点が著しく上昇し、流動性が損なわれる結
果、スラグ−メタル間反応により進行する脱硫反応を妨
げることになる。さらに、流動性の悪化は、脱酸時に生
成する介在物（一次脱酸生成物）の吸収能をも低下させ
る。このような観点から、Al2O3濃度を１〜２０wt％、M
gO濃度を１〜２０wt％と定めた。
【００２７】ちなみに、精錬容器の内張り煉瓦にハイア
ルミナを用い、この容器の中でスラグ中アルミナ濃度を
高め、マグネシア濃度を低めにすると、介在物はアルミ
ナとなる。また、ハイアルミナあるいはマグネシアアル
ミナカーボンあるいはマグネシア煉瓦を用いた容器の中
で、スラグ中アルミナおよびマグネシア濃度を１０wt％
ほどの中間に制御すると、介在物はスピネルとなる。さ
らに、マグネシアアルミナカーボンあるいはマグネシア
煉瓦を用いた容器の中で、スラグ中アルミナを低めに、
スラグ中マグネシア濃度を高めに制御すると、介在物は
マグネシアになる。
ルミナを用い、この容器の中でスラグ中アルミナ濃度を
高め、マグネシア濃度を低めにすると、介在物はアルミ
ナとなる。また、ハイアルミナあるいはマグネシアアル
ミナカーボンあるいはマグネシア煉瓦を用いた容器の中
で、スラグ中アルミナおよびマグネシア濃度を１０wt％
ほどの中間に制御すると、介在物はスピネルとなる。さ
らに、マグネシアアルミナカーボンあるいはマグネシア
煉瓦を用いた容器の中で、スラグ中アルミナを低めに、
スラグ中マグネシア濃度を高めに制御すると、介在物は
マグネシアになる。
【００２８】以上の技術によっても、磁気特性は十二分
に改善されるが、さらに高い透磁率を得ようとする場合
は、Ni偏析を低減し、Fe-Niマトリックスを均質化する
必要がある。Ni偏析は凝固組織のデンドライトアーム間
隔と密接な関係があり、デンドライトアーム間隔が小さ
い方がNi偏析低減に有利である。なぜなら、デンドライ
トアーム間隔が小さい方が均質化熱処理時のNi拡散距離
が短くなるからである。連続鋳造材では、普通造塊材や
エレクトロスラグ再溶解（ESR）材と比較し、デンドラ
イトアーム間隔が1/5〜1/10と小さいため、連続鋳造材
を利用することにより、Ni偏析を低減し、さらに磁気特
性を向上させることが可能である。
に改善されるが、さらに高い透磁率を得ようとする場合
は、Ni偏析を低減し、Fe-Niマトリックスを均質化する
必要がある。Ni偏析は凝固組織のデンドライトアーム間
隔と密接な関係があり、デンドライトアーム間隔が小さ
い方がNi偏析低減に有利である。なぜなら、デンドライ
トアーム間隔が小さい方が均質化熱処理時のNi拡散距離
が短くなるからである。連続鋳造材では、普通造塊材や
エレクトロスラグ再溶解（ESR）材と比較し、デンドラ
イトアーム間隔が1/5〜1/10と小さいため、連続鋳造材
を利用することにより、Ni偏析を低減し、さらに磁気特
性を向上させることが可能である。
【００２９】
【実施例】所定のFe-Ni組成（PB：Fe−46.5wt％Ni、P
C：Fe−７７〜８０wt％Ni、PD：Fe−35.5wt％Ni）に成
る溶鋼６０トンを、電気炉で溶解し、その後ＡＯＤある
いはＶＯＤ法による精錬において、石灰石、蛍石および
アルミナ等のフラックスを添加し、CaO−SiO2−Al2O3−
MgO−Ｆ系の溶融スラグを形成した後、Alを用いて脱酸
を行った。その際の溶解条件および精錬条件を、表１に
示す。
C：Fe−７７〜８０wt％Ni、PD：Fe−35.5wt％Ni）に成
る溶鋼６０トンを、電気炉で溶解し、その後ＡＯＤある
いはＶＯＤ法による精錬において、石灰石、蛍石および
アルミナ等のフラックスを添加し、CaO−SiO2−Al2O3−
MgO−Ｆ系の溶融スラグを形成した後、Alを用いて脱酸
を行った。その際の溶解条件および精錬条件を、表１に
示す。
【００３０】その後、普通造塊材は鍛造してスラブと
し、連続鋳造材はそのままNi偏析の均質化熱処理を行っ
た。この均質化熱処理条件は1350℃×５０ｈである。引
き続き、熱間圧延、そして冷間圧延を行い、0.35mm厚み
の製品とした。その後、磁気焼鈍を1100℃×３ｈ、水素
雰囲気にて行い、直流磁化特性を測定した。
し、連続鋳造材はそのままNi偏析の均質化熱処理を行っ
た。この均質化熱処理条件は1350℃×５０ｈである。引
き続き、熱間圧延、そして冷間圧延を行い、0.35mm厚み
の製品とした。その後、磁気焼鈍を1100℃×３ｈ、水素
雰囲気にて行い、直流磁化特性を測定した。
【００３１】ここで、直流磁化特性は、JIS C2531の規
定に基づき、４５ｍｍφ×３３ｍｍφのリング試験片を
１次、および２次側とも５０ターン巻線し、磁場２０
〔Oe〕の条件下で測定した。また、メタルおよびスラグ
組成は蛍光Ｘ線により定量分析し、介在物組成はエネル
ギー分散型分析装置（EDS）により、各ロット２０点ず
つの定量分析を行った。その評価結果を、表２に示す。
なお、表１および２には、ＰＢ、ＰＣおよびＰＤ相当の
合金毎に分類し、各々発明例および比較例を示してあ
る。以下に各鋼種毎の評価結果について、説明する。
定に基づき、４５ｍｍφ×３３ｍｍφのリング試験片を
１次、および２次側とも５０ターン巻線し、磁場２０
〔Oe〕の条件下で測定した。また、メタルおよびスラグ
組成は蛍光Ｘ線により定量分析し、介在物組成はエネル
ギー分散型分析装置（EDS）により、各ロット２０点ず
つの定量分析を行った。その評価結果を、表２に示す。
なお、表１および２には、ＰＢ、ＰＣおよびＰＤ相当の
合金毎に分類し、各々発明例および比較例を示してあ
る。以下に各鋼種毎の評価結果について、説明する。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】〔PB相当合金〕表１に示したように、成分
並びにスラグ組成が本発明の範囲を満足する、発明例で
あるNo.１、２および３は、酸素および硫黄の合計濃度
が全て150ｐｐｍ以下である。また、表２に示したよう
に、発明例No.１、２および３において、介在物組成は
アルミナ、スピネルおよびマグネシアの１種または２種
以上に制御されていた。その結果、直流磁化特性に優れ
たものとなり、PC相当合金に匹敵する磁気特性レベルに
あることが確認された。
並びにスラグ組成が本発明の範囲を満足する、発明例で
あるNo.１、２および３は、酸素および硫黄の合計濃度
が全て150ｐｐｍ以下である。また、表２に示したよう
に、発明例No.１、２および３において、介在物組成は
アルミナ、スピネルおよびマグネシアの１種または２種
以上に制御されていた。その結果、直流磁化特性に優れ
たものとなり、PC相当合金に匹敵する磁気特性レベルに
あることが確認された。
【００３５】一方、比較例であるNo.４においては、Al
が本発明の下限未満であるため、介在物が全てアルミ
ナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもならず、熱
間圧延工程で伸びやすいシリケート系主体となった。さ
らに、No.４では、スラグ中のアルミナ濃度が本発明の
上を上回っており、スラグの流動性が悪く、ＡＯＤで鋼
に悪影響を及ぼし、操業時間の延長を引き起こした。ま
た、No.５では、Al量が本発明の上限を超えているた
め、固溶Alの影響により、磁気特性が悪化した。
が本発明の下限未満であるため、介在物が全てアルミ
ナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもならず、熱
間圧延工程で伸びやすいシリケート系主体となった。さ
らに、No.４では、スラグ中のアルミナ濃度が本発明の
上を上回っており、スラグの流動性が悪く、ＡＯＤで鋼
に悪影響を及ぼし、操業時間の延長を引き起こした。ま
た、No.５では、Al量が本発明の上限を超えているた
め、固溶Alの影響により、磁気特性が悪化した。
【００３６】〔PC相当合金〕表１に示したように、成分
並びにスラグ組成が本発明の範囲を満足する、発明例で
あるNo.６、７および８は、酸素および硫黄の合計濃度
が全て150ｐｐｍ以下である。また、表２に示したよう
に、発明例No.６、７および８において、介在物組成は
アルミナ、スピネルおよびマグネシアの１種または２種
以上に制御されていた。その結果、直流磁化特性に優れ
たものであることが確認された。
並びにスラグ組成が本発明の範囲を満足する、発明例で
あるNo.６、７および８は、酸素および硫黄の合計濃度
が全て150ｐｐｍ以下である。また、表２に示したよう
に、発明例No.６、７および８において、介在物組成は
アルミナ、スピネルおよびマグネシアの１種または２種
以上に制御されていた。その結果、直流磁化特性に優れ
たものであることが確認された。
【００３７】一方、比較例であるNo.９においては、Al
が本発明の下限未満であるため、酸素および硫黄の合計
濃度が150ｐｐｍを超えているとともに、介在物が全て
アルミナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもなら
ず、熱間圧延工程で伸びやすいシリケート系主体となっ
た。また、No.１０では、スラグ塩基度が1.45と本発明
の下限未満であるため、酸素および硫黄の合計濃度が15
0ｐｐｍを超えているとともに、介在物が全てアルミ
ナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもならず、熱
間圧延工程で伸びやすいシリケート系が一部に生成し
た。さらに、No.１０では、MgOが本発明の上限を超えた
ため、No.４同様に、スラグ流動性が悪化し、AOD出鋼に
悪影響を及ぼし、操業時間の延長を引き起こした。これ
ら比較例は、いずれも直流磁化特性が劣っていることが
確認された。
が本発明の下限未満であるため、酸素および硫黄の合計
濃度が150ｐｐｍを超えているとともに、介在物が全て
アルミナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもなら
ず、熱間圧延工程で伸びやすいシリケート系主体となっ
た。また、No.１０では、スラグ塩基度が1.45と本発明
の下限未満であるため、酸素および硫黄の合計濃度が15
0ｐｐｍを超えているとともに、介在物が全てアルミ
ナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもならず、熱
間圧延工程で伸びやすいシリケート系が一部に生成し
た。さらに、No.１０では、MgOが本発明の上限を超えた
ため、No.４同様に、スラグ流動性が悪化し、AOD出鋼に
悪影響を及ぼし、操業時間の延長を引き起こした。これ
ら比較例は、いずれも直流磁化特性が劣っていることが
確認された。
【００３８】〔PD相当合金〕表１に示したように、成分
並びにスラグ組成が本発明の範囲を満足する、発明例で
あるNo.１１、１２および１３は、酸素および硫黄の合
計濃度が全て150ｐｐｍ以下である。また、表２に示し
たように、発明例No.１１、１２および１３において、
介在物組成はアルミナ、スピネルおよびマグネシアの１
種または２種以上に制御されていた。その結果、直流磁
化特性に優れたものとなり、ＰＢ相当合金に匹敵する磁
気特性レベルにあることが確認された。
並びにスラグ組成が本発明の範囲を満足する、発明例で
あるNo.１１、１２および１３は、酸素および硫黄の合
計濃度が全て150ｐｐｍ以下である。また、表２に示し
たように、発明例No.１１、１２および１３において、
介在物組成はアルミナ、スピネルおよびマグネシアの１
種または２種以上に制御されていた。その結果、直流磁
化特性に優れたものとなり、ＰＢ相当合金に匹敵する磁
気特性レベルにあることが確認された。
【００３９】一方、比較例であるNo.１４においては、A
lが本発明の下限未満であるため、酸素および硫黄の合
計濃度が150ｐｐｍを超えているとともに、介在物が全
てアルミナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもな
らず、熱間圧延工程で伸びやすいシリケート系主体とな
った。また、No.１６では、スラグ塩基度が12.8と本発
明の上限を超えて著しく高かったため、AODにて出鋼が
一部不可能となり、全て屑化扱いとなってしまった。そ
のため、介在物測定並びに直流磁化特性測定は不可能で
あった。
lが本発明の下限未満であるため、酸素および硫黄の合
計濃度が150ｐｐｍを超えているとともに、介在物が全
てアルミナ、スピネルおよびマグネシアのいずれにもな
らず、熱間圧延工程で伸びやすいシリケート系主体とな
った。また、No.１６では、スラグ塩基度が12.8と本発
明の上限を超えて著しく高かったため、AODにて出鋼が
一部不可能となり、全て屑化扱いとなってしまった。そ
のため、介在物測定並びに直流磁化特性測定は不可能で
あった。
【００４０】なお、前記のPB、PCおよびPDに分類した発
明例の中には、普通造塊材と連続鋳造材とを比較して示
してあり、この中で、酸素および硫黄の合計濃度が同等
レベルの例（例えばNo.６とNo.７）で比較すると、普通
造塊材よりも連続鋳造材の方が直流磁化特性に優れてい
る。これは、凝固時のデンドライトアーム間隔が連続鋳
造材の方が小さく、スラブでの均質化熱処理時のNi拡散
に有利なためであることが確認された。
明例の中には、普通造塊材と連続鋳造材とを比較して示
してあり、この中で、酸素および硫黄の合計濃度が同等
レベルの例（例えばNo.６とNo.７）で比較すると、普通
造塊材よりも連続鋳造材の方が直流磁化特性に優れてい
る。これは、凝固時のデンドライトアーム間隔が連続鋳
造材の方が小さく、スラブでの均質化熱処理時のNi拡散
に有利なためであることが確認された。
【００４１】なお、以上の実施例は、全てステンレス鋼
用の精錬設備を用いて、造塊、そして圧延を実施したも
のであり、６０トン規模のチャージである。これは、限
られたAl濃度の範囲で、高塩基度スラグに適量のアルミ
ナ、マグネシアを混合し、脱酸および脱硫すると同時
に、介在物組成をアルミナ、スピネル、マグネシアのい
ずれかに制御する技術を確立したことによって実現した
ものである。そのため、従来の数トン規模の真空溶解よ
りも、製造コストが安価である。
用の精錬設備を用いて、造塊、そして圧延を実施したも
のであり、６０トン規模のチャージである。これは、限
られたAl濃度の範囲で、高塩基度スラグに適量のアルミ
ナ、マグネシアを混合し、脱酸および脱硫すると同時
に、介在物組成をアルミナ、スピネル、マグネシアのい
ずれかに制御する技術を確立したことによって実現した
ものである。そのため、従来の数トン規模の真空溶解よ
りも、製造コストが安価である。
【００４２】
【発明の効果】以上説明してきたように、本発明によれ
ば、パーマロイ合金中の非金属介在物を形成する酸素と
硫黄の濃度を低減できるともに、非金属介在物組成を熱
間圧延工程において伸びないアルミナ、スピネルおよび
マグネシアのいずれか１種または２種以上に制御でき
る。その結果、磁気特性を改善し、１ランク上の特性を
持つ鋼種並みに、すなわちPDをPBに、PBをPCにまで引き
上げることができる。さらに、連続鋳造材を用いて製造
することによって、更に磁気特性を向上することができ
る。また、これらの製造を、ステンレス鋼等の大量生産
ラインで製造することが可能なため、製造コストの低減
が可能である。
ば、パーマロイ合金中の非金属介在物を形成する酸素と
硫黄の濃度を低減できるともに、非金属介在物組成を熱
間圧延工程において伸びないアルミナ、スピネルおよび
マグネシアのいずれか１種または２種以上に制御でき
る。その結果、磁気特性を改善し、１ランク上の特性を
持つ鋼種並みに、すなわちPDをPBに、PBをPCにまで引き
上げることができる。さらに、連続鋳造材を用いて製造
することによって、更に磁気特性を向上することができ
る。また、これらの製造を、ステンレス鋼等の大量生産
ラインで製造することが可能なため、製造コストの低減
が可能である。
【図１】PCの最大透磁率に及ぼす、硫黄濃度および酸素
濃度の和と、鋳型すなわちデンドライトアーム間隔（金
型で短く砂型で長い）と、の影響を示す図である。
濃度の和と、鋳型すなわちデンドライトアーム間隔（金
型で短く砂型で長い）と、の影響を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項１】Ni：３０〜８５wt％を含むFe-Ni系パーマ
ロイ合金の製造方法であって、原料を溶解して得られた
溶鋼の脱酸および脱硫工程において、該溶鋼に、石灰
石、蛍石およびアルミナをフラックスとして添加し、Ca
O−SiO2−Al2O3−MgO−Ｆ系の溶融スラグを溶鋼上に形
成したのち、Ａｌを用いて脱酸および脱硫を行って、溶
鋼中の酸素および硫黄の合計濃度を150ｐｐｍ以下に抑
制することを特徴とする磁気特性に優れたFe-Ni系パー
マロイ合金の製造方法。 - 【請求項２】Ni：３０〜８５wt％を含むFe-Ni系パーマ
ロイ合金の製造方法であって、原料を溶解して得られた
溶鋼の脱酸および脱硫工程において、該溶鋼に、石灰
石、蛍石およびアルミナをフラックスとして添加し、Ca
O−SiO2−Al2O3−MgO−Ｆ系の溶融スラグを溶鋼上に形
成したのち、Alを用いて脱酸および脱硫を行うに当り、
溶融スラグにおける塩基度CaO/SiO2を重量比で３〜１
０、Al2O3濃度を１〜２０wt％およびMgO濃度を１〜２０
wt％に調整するとともに、0.001〜0.050wt％のAlを添加
することにより、酸素および硫黄の合計濃度を150ｐｐ
ｍ以下、かつ介在物の組成をAl2O3、MgO・Al2O3およびM
gOのいずれか１種または２種以上に制御することを特徴
とする磁気特性に優れたFe-Ni系パーマロイ合金の製造
方法。 - 【請求項３】請求項１または２において、Fe-Ni系パー
マロイ合金が、Ni：３５〜４０wt％を含有し、最大透磁
率μm ：50000以上、初透磁率μ0：10000以上および保
磁力Hc：0.05〔Oe〕以下の磁気特性を示すものであるこ
とを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の製造方法。 - 【請求項４】請求項１または２において、Fe-Ni系パー
マロイ合金が、Ni：４０〜５０wt％を含有し、最大透磁
率μｍ：100000以上、初透磁率μ0：30000以上および保
磁力Hc：0.02〔Oe〕以下の磁気特性を示すものであるこ
とを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の製造方法。 - 【請求項５】請求項１または２において、Fe-Ni系パー
マロイ合金がNi：７０〜８５wt％を含有し、最大透磁率
μｍ：400000以上、初透磁率μ0：20000以上および保磁
力Hc：0.006〔Oe〕以下の磁気特性を示すものであるこ
とを特徴とするFe-Ni系パーマロイ合金の製造方法。 - 【請求項６】請求項１または２において、溶鋼を精錬し
た後、連続鋳造にてスラブを作製し、該スラブに熱間圧
延、次いで冷間圧延を施すことを特徴とする磁気特性に
優れたFe-Ni系パーマロイ合金の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000354949A JP4107801B2 (ja) | 2000-11-21 | 2000-11-21 | 磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000354949A JP4107801B2 (ja) | 2000-11-21 | 2000-11-21 | 磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006220968A Division JP4510787B2 (ja) | 2006-08-14 | 2006-08-14 | 磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002161328A true JP2002161328A (ja) | 2002-06-04 |
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|---|---|---|---|
| JP2000354949A Expired - Lifetime JP4107801B2 (ja) | 2000-11-21 | 2000-11-21 | 磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2007146208A (ja) * | 2005-11-25 | 2007-06-14 | Hitachi Metals Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ系合金板及びＦｅ−Ｎｉ系合金板の製造方法 |
| WO2008099812A1 (ja) * | 2007-02-13 | 2008-08-21 | Hitachi Metals, Ltd. | 磁気シールド材料、磁気シールド部品及び磁気シールドルーム |
| CN112063801A (zh) * | 2020-09-17 | 2020-12-11 | 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 | 不锈钢及其制备方法 |
| CN114855005A (zh) * | 2022-04-06 | 2022-08-05 | 中国科学院上海高等研究院 | 一种深冷低温坡莫合金及其制备方法以及应用 |
-
2000
- 2000-11-21 JP JP2000354949A patent/JP4107801B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JP2007146208A (ja) * | 2005-11-25 | 2007-06-14 | Hitachi Metals Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ系合金板及びＦｅ−Ｎｉ系合金板の製造方法 |
| WO2008099812A1 (ja) * | 2007-02-13 | 2008-08-21 | Hitachi Metals, Ltd. | 磁気シールド材料、磁気シールド部品及び磁気シールドルーム |
| US8157929B2 (en) | 2007-02-13 | 2012-04-17 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic shielding material, magnetic shielding component, and magnetic shielding room |
| JP5326576B2 (ja) * | 2007-02-13 | 2013-10-30 | 日立金属株式会社 | 地磁気シールド材料、地磁気シールド部品及び地磁気シールドルーム |
| CN112063801A (zh) * | 2020-09-17 | 2020-12-11 | 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 | 不锈钢及其制备方法 |
| CN114855005A (zh) * | 2022-04-06 | 2022-08-05 | 中国科学院上海高等研究院 | 一种深冷低温坡莫合金及其制备方法以及应用 |
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