JP5187464B1 - 半硬質磁性材料及びそれを用いてなる盗難防止用磁気センサ並びに半硬質磁性材料の製造方法 - Google Patents
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Abstract
盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に求められる保磁力と残留磁束密度を従来の半硬質磁性材料と同じ範囲に維持しつつ、Ｎｉ含有量を低減した省資源型の半硬質磁性材料とそれを用いてなる盗難防止用磁気センサ並びに半硬質磁性材料の製造方法を提供する。
質量％でＮｉ：５．０％以上１３．０％未満、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ａｌ：０％を超え３．０％以下、Ｔｉ：０％を超え１．０％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上である半硬質磁性材料である。前述の半硬質磁性材料の製造方法は、冷間圧延後の薄板に５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行い、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上とする半硬質磁性材料の製造方法である。
【選択図】図２
質量％でＮｉ：５．０％以上１３．０％未満、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ａｌ：０％を超え３．０％以下、Ｔｉ：０％を超え１．０％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上である半硬質磁性材料である。前述の半硬質磁性材料の製造方法は、冷間圧延後の薄板に５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行い、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上とする半硬質磁性材料の製造方法である。
【選択図】図２
Description
本発明は、半硬質磁性材料及びそれを用いてなる盗難防止用磁気センサ並びに半硬質磁性材料の製造方法に関するものである。
従来、大型量販店等における盗難防止を目的に磁気センサが用いられている。この磁気センサの素子は、アモルファス強磁性合金から構成された警報条と、半硬質磁性材料で構成された磁気バイアス条から成っている。
前記磁気バイアス条用の半硬質磁性材料としては、例えば、質量％でＮｉ:８．０〜２５．０％、Ｔｉ：０．５〜３％、Ａｌ：１．５〜４．５％、残部がＦｅで成る半硬質磁性材料が提案されている（例えば、特許文献１参照）。この半硬質磁性材料は、１０００〜２４００Ａ／ｍの保磁力Ｈｃと、１．３Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られることが開示されており、特に有利な合金として１３．０〜１７．０％のＮｉと、１．８〜２．８％のＡｌと、０．５〜１．５％のＴｉとを含み、その実施例では１５．０％と１８．０％の高いＮｉを含んだ半硬質磁性材料が開示されている。
前記磁気バイアス条用の半硬質磁性材料としては、例えば、質量％でＮｉ:８．０〜２５．０％、Ｔｉ：０．５〜３％、Ａｌ：１．５〜４．５％、残部がＦｅで成る半硬質磁性材料が提案されている（例えば、特許文献１参照）。この半硬質磁性材料は、１０００〜２４００Ａ／ｍの保磁力Ｈｃと、１．３Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られることが開示されており、特に有利な合金として１３．０〜１７．０％のＮｉと、１．８〜２．８％のＡｌと、０．５〜１．５％のＴｉとを含み、その実施例では１５．０％と１８．０％の高いＮｉを含んだ半硬質磁性材料が開示されている。
上述した特許文献１に開示される半硬質磁性材料は、磁気バイアス条に求められる保磁力と残留磁束密度が得られる点では有利であるものの、レアメタルであるＮｉを多量に含有するために高コストとなる問題があった。
本発明の目的は、盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に求められる保磁力と残留磁束密度を従来の半硬質磁性材料と同じ範囲に維持しつつ、Ｎｉ含有量を低減した省資源型の半硬質磁性材料とそれを用いてなる盗難防止用磁気センサ並びに半硬質磁性材料の製造方法を提供することである。
本発明の目的は、盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に求められる保磁力と残留磁束密度を従来の半硬質磁性材料と同じ範囲に維持しつつ、Ｎｉ含有量を低減した省資源型の半硬質磁性材料とそれを用いてなる盗難防止用磁気センサ並びに半硬質磁性材料の製造方法を提供することである。
本発明者は、半硬質磁性材料の化学組成と磁気特性の関係を検討し、Ｎｉと比較して安価で、かつ資源埋蔵量の豊富なＭｎを積極的に含有させることにより、Ｎｉ含有量を従来の半硬質磁性材料より減らしても、従来と同等の磁気特性が得られることを見いだし本発明に到達した。
すなわち本発明は、質量％でＮｉ：５．０％以上１３．０％未満、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ａｌ：０％を超え３．０％以下、Ｔｉ：０％を超え１．０％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上である半硬質磁性材料である。
また本発明は、厚さが０．０３０〜０．３０ｍｍの薄板である半硬質磁性材料である。
また、本発明は、上記の半硬質磁性材料を用いて磁気バイアス条とし、該磁気バイアス条とアモルファス強磁性合金からなる警報条とを組合わせて構成する盗難防止用磁気センサである。
また、本発明は、上述の半硬質磁性材料の製造方法であって、冷間圧延後に５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行う半硬質磁性材料の製造方法である。
すなわち本発明は、質量％でＮｉ：５．０％以上１３．０％未満、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ａｌ：０％を超え３．０％以下、Ｔｉ：０％を超え１．０％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上である半硬質磁性材料である。
また本発明は、厚さが０．０３０〜０．３０ｍｍの薄板である半硬質磁性材料である。
また、本発明は、上記の半硬質磁性材料を用いて磁気バイアス条とし、該磁気バイアス条とアモルファス強磁性合金からなる警報条とを組合わせて構成する盗難防止用磁気センサである。
また、本発明は、上述の半硬質磁性材料の製造方法であって、冷間圧延後に５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行う半硬質磁性材料の製造方法である。
本発明の半硬質磁性材料は、磁気特性に影響を及ぼすＮｉ含有量を減らしているにもかかわらず、盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に求められる保磁力と残留磁束密度を従来の半硬質磁性材料と同等の範囲に維持することができる。そのため、従来の半硬質磁性材料より安価で、省資源の効果がある。それ故、これを用いてなる盗難防止用磁気センサも、安価で省資源の効果を奏するものである。
上述したように、本発明の重要な特徴は、高価なレアメタルのＮｉ含有量を低減しつつ、従来と同等の磁気特性が得られる最適な組成にある。本発明で規定する元素とその含有量を規定した理由は以下の通りである。なお、含有量は質量％として記す。
Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下
Ｍｎは本発明の重要な元素である。本発明では、Ｎｉを低減することによるオーステナイトひいてはマルテンサイトの生成能力の低下をＭｎによって補う。しかも、ＭｎはＮｉと同様、Ｆｅと合金化して半硬質磁性材料の保磁力を高める作用を持った元素である。そのため、本発明ではＭｎを０．５％以上４．０％以下の範囲で必須添加する。但し、Ｍｎが０．５％未満であると保磁力を高める効果が小さく、逆にＭｎが４．０％を超える範囲では、保磁力が高くなり過ぎるとともに残留磁束密度が低下する。そのため、Ｍｎは０．５％以上４．０％以下の範囲に規定する。Ｍｎの好ましい下限は１．０％であり、より好ましい下限は２．０％である。また、高い残留磁束密度を維持するためのＭｎの好ましい上限は３．０％である。
Ｎｉ：５．０％以上１３．０％未満
Ｎｉは、オーステナイトの生成能力を高める元素である。Ｎｉが２５．０％以下の含有量の範囲でＦｅと合金化すると、オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始温度（Ｍｓ）が室温より高いので、室温では体心立方晶のマルテンサイト組織となる作用を持った元素である。このＦｅ−Ｎｉ合金で構成されるマルテンサイト組織は、純Ｆｅのフェライト組織と比較して、材料内部の歪が大きく、磁壁移動がし難い組織であるため、純Ｆｅのフェライト組織と比較して、保磁力が大きくなる。それ故、Ｎｉは、半硬質磁性材料の保磁力を調整するために必要な本発明の必須元素である。Ｎｉが５．０％未満であると半硬質磁性材料の保磁力を高める効果が小さく、逆にＮｉが１３．０％以上となると本発明の所定量のＭｎを含む組成では保磁力が高くなり過ぎる。また、残留磁束密度がやや低下するとともに、省資源の効果が薄れるので、Ｎｉは５．０％以上１３．０％未満の範囲に規定する。保磁力を高める効果を得るためのＮｉの好ましい下限は６．５％であり、より好ましくは８．０％である。また、Ｎｉ量の増加に伴い、残留磁束密度は飽和し、保磁力が高くなるので、Ｎｉの好ましい上限は１１．５％である。より好ましくは１１．０％であり、さらに好ましくは１０．５％である。
Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下
Ｍｎは本発明の重要な元素である。本発明では、Ｎｉを低減することによるオーステナイトひいてはマルテンサイトの生成能力の低下をＭｎによって補う。しかも、ＭｎはＮｉと同様、Ｆｅと合金化して半硬質磁性材料の保磁力を高める作用を持った元素である。そのため、本発明ではＭｎを０．５％以上４．０％以下の範囲で必須添加する。但し、Ｍｎが０．５％未満であると保磁力を高める効果が小さく、逆にＭｎが４．０％を超える範囲では、保磁力が高くなり過ぎるとともに残留磁束密度が低下する。そのため、Ｍｎは０．５％以上４．０％以下の範囲に規定する。Ｍｎの好ましい下限は１．０％であり、より好ましい下限は２．０％である。また、高い残留磁束密度を維持するためのＭｎの好ましい上限は３．０％である。
Ｎｉ：５．０％以上１３．０％未満
Ｎｉは、オーステナイトの生成能力を高める元素である。Ｎｉが２５．０％以下の含有量の範囲でＦｅと合金化すると、オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始温度（Ｍｓ）が室温より高いので、室温では体心立方晶のマルテンサイト組織となる作用を持った元素である。このＦｅ−Ｎｉ合金で構成されるマルテンサイト組織は、純Ｆｅのフェライト組織と比較して、材料内部の歪が大きく、磁壁移動がし難い組織であるため、純Ｆｅのフェライト組織と比較して、保磁力が大きくなる。それ故、Ｎｉは、半硬質磁性材料の保磁力を調整するために必要な本発明の必須元素である。Ｎｉが５．０％未満であると半硬質磁性材料の保磁力を高める効果が小さく、逆にＮｉが１３．０％以上となると本発明の所定量のＭｎを含む組成では保磁力が高くなり過ぎる。また、残留磁束密度がやや低下するとともに、省資源の効果が薄れるので、Ｎｉは５．０％以上１３．０％未満の範囲に規定する。保磁力を高める効果を得るためのＮｉの好ましい下限は６．５％であり、より好ましくは８．０％である。また、Ｎｉ量の増加に伴い、残留磁束密度は飽和し、保磁力が高くなるので、Ｎｉの好ましい上限は１１．５％である。より好ましくは１１．０％であり、さらに好ましくは１０．５％である。
Ａｌ：０％を超え３．０％以下
Ａｌは、半硬質磁性材料に含まれるＮｉと金属間化合物を生成することにより、半硬質磁性材料の保磁力と残留磁束密度を高める本発明の有効な元素である。そのため、Ａｌは０％を超えて必須で添加する。但し、Ａｌが３．０％を超える範囲では残留磁束密度の低下を招くので、Ａｌの上限を３．０％と規定する。残留磁束密度を高める効果をより確実に得るためのＡｌの好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは１．０％である。また、高い残留磁束密度を維持するためのＡｌの好ましい上限は２．５％である。
Ｔｉ：０％を超え１．０％以下
ＴｉはＡｌと同様に半硬質磁性材料に含まれるＮｉと金属間化合物を生成することにより、半硬質磁性材料の保磁力と残留磁束密度を高める有効な元素である。そのため、Ｔｉは０％を超えて必須で添加する。但し、Ｔｉが１．０％を超える範囲では保磁力が高くなり過ぎるので、Ｔｉの上限を１．０％とする。Ｔｉによる残留磁束密度を高める効果を得るための好ましい下限は０．３％であり、より好ましくは０．５％である。
Ａｌは、半硬質磁性材料に含まれるＮｉと金属間化合物を生成することにより、半硬質磁性材料の保磁力と残留磁束密度を高める本発明の有効な元素である。そのため、Ａｌは０％を超えて必須で添加する。但し、Ａｌが３．０％を超える範囲では残留磁束密度の低下を招くので、Ａｌの上限を３．０％と規定する。残留磁束密度を高める効果をより確実に得るためのＡｌの好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは１．０％である。また、高い残留磁束密度を維持するためのＡｌの好ましい上限は２．５％である。
Ｔｉ：０％を超え１．０％以下
ＴｉはＡｌと同様に半硬質磁性材料に含まれるＮｉと金属間化合物を生成することにより、半硬質磁性材料の保磁力と残留磁束密度を高める有効な元素である。そのため、Ｔｉは０％を超えて必須で添加する。但し、Ｔｉが１．０％を超える範囲では保磁力が高くなり過ぎるので、Ｔｉの上限を１．０％とする。Ｔｉによる残留磁束密度を高める効果を得るための好ましい下限は０．３％であり、より好ましくは０．５％である。
残部はＦｅ及び不純物
残部は実質的にＦｅであるが、製造上不可避的に混入する不純物は含まれる。不純物含有量は少ない方が好ましいが、以下の範囲であれば差し支えない。
Ｃ≦０．０３％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ｎ≦０．０３％、Ｏ≦０．０１％
残部は実質的にＦｅであるが、製造上不可避的に混入する不純物は含まれる。不純物含有量は少ない方が好ましいが、以下の範囲であれば差し支えない。
Ｃ≦０．０３％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．０５％、Ｎ≦０．０３％、Ｏ≦０．０１％
次に、本発明の半硬質磁性材料の磁気特性を、残留磁束密度（Ｂｒ）が１．３Ｔ以上、保磁力（Ｈｃ）が１０００〜２４００Ａ／ｍの範囲に規定した理由について述べる。
例えば、量販店で商品が陳列されている際、および、商品が盗難された際の盗難防止用磁気センサにおける磁気バイアス条帯の役割は、アモルファス強磁性合金で構成される警報条に磁界を与えることであり、そのためには残留磁束密度が高いことが求められる。残留磁束密度を１．３Ｔ以上としたのは、この範囲が、盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に望まれる特性であるためである。
なお、本発明では特に規定しないが、外部磁界が僅かに変動しても残留磁束密度が変動しないことを示す指標として、Ｂ−Ｈ曲線の角形性が高いことが望ましい。具体的には、８０００Ａ／ｍの磁界をかけた際の磁束密度Ｂ８０００と、残留磁束密度Ｂｒの比Ｂｒ／Ｂ８０００の値が０．８０以上であることが望ましい。
また、保磁力（Ｈｃ）が小さ過ぎると、外部磁界が僅かに変動した場合にも、残留磁束密度Ｂｒひいては警報条に与える磁界の大きさが変動して盗難防止用磁気センサの誤動作の原因となる。それ故、保磁力の範囲に下限値を設け、１０００Ａ／ｍ以上とした。
一方、正規に料金が支払われた後には、盗難防止用磁気センサのセンサ機能を消去するため、脱磁する必要があり、保磁力が高過ぎると脱磁し難くなるという課題が生じる。それ故、保磁力の上限を２４００Ａ／ｍとした。
例えば、量販店で商品が陳列されている際、および、商品が盗難された際の盗難防止用磁気センサにおける磁気バイアス条帯の役割は、アモルファス強磁性合金で構成される警報条に磁界を与えることであり、そのためには残留磁束密度が高いことが求められる。残留磁束密度を１．３Ｔ以上としたのは、この範囲が、盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に望まれる特性であるためである。
なお、本発明では特に規定しないが、外部磁界が僅かに変動しても残留磁束密度が変動しないことを示す指標として、Ｂ−Ｈ曲線の角形性が高いことが望ましい。具体的には、８０００Ａ／ｍの磁界をかけた際の磁束密度Ｂ８０００と、残留磁束密度Ｂｒの比Ｂｒ／Ｂ８０００の値が０．８０以上であることが望ましい。
また、保磁力（Ｈｃ）が小さ過ぎると、外部磁界が僅かに変動した場合にも、残留磁束密度Ｂｒひいては警報条に与える磁界の大きさが変動して盗難防止用磁気センサの誤動作の原因となる。それ故、保磁力の範囲に下限値を設け、１０００Ａ／ｍ以上とした。
一方、正規に料金が支払われた後には、盗難防止用磁気センサのセンサ機能を消去するため、脱磁する必要があり、保磁力が高過ぎると脱磁し難くなるという課題が生じる。それ故、保磁力の上限を２４００Ａ／ｍとした。
上述した本発明の半硬質磁性材料は、Ｎｉを低減しているにもかかわらず、従来のＮｉを多量に含む半硬質磁性材料と同等の磁気特性を得ることができる。具体的には、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上の優れた磁気特性を得ることができる。
本発明の半硬質磁性材料に対しては、冷間圧延後に時効処理を適用することで金属間化合物を析出させ、磁壁移動と磁区回転の障壁を作り、保磁力と残留磁束密度を高めることができる。
金属間化合物を析出させるために行う時効処理は、５２０〜６８０℃の温度範囲で行うこととする。これは、時効処理温度が５２０℃未満であると析出する金属間化合物の大きさが微細過ぎるためか保磁力を高める効果が小さく、一方、６８０℃を超えると、母相の再結晶が起きるためか保磁力が低下するためである。そのため、本発明では、時効処理を５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行うこととする。好ましい時効処理温度の下限は５５０℃であり、より好ましくは５８０℃である。一方、好ましい時効処理温度の上限は６７０℃であり、より好ましくは６３０℃である。
また、時効処理時間は０．５〜２時間がよい。これは、時効処理時の金属間化合物の析出には、元素の拡散が必要であるため、拡散を進めるには０．５時間以上保持させることが好ましい。逆に、２時間を超えて保持しても、金属間化合物の析出状態はあまり変化せず、磁気特性の変化も起きない。それ故、時効処理時間は０．５〜２時間で十分である。
本発明の半硬質磁性材料に対しては、冷間圧延後に時効処理を適用することで金属間化合物を析出させ、磁壁移動と磁区回転の障壁を作り、保磁力と残留磁束密度を高めることができる。
金属間化合物を析出させるために行う時効処理は、５２０〜６８０℃の温度範囲で行うこととする。これは、時効処理温度が５２０℃未満であると析出する金属間化合物の大きさが微細過ぎるためか保磁力を高める効果が小さく、一方、６８０℃を超えると、母相の再結晶が起きるためか保磁力が低下するためである。そのため、本発明では、時効処理を５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行うこととする。好ましい時効処理温度の下限は５５０℃であり、より好ましくは５８０℃である。一方、好ましい時効処理温度の上限は６７０℃であり、より好ましくは６３０℃である。
また、時効処理時間は０．５〜２時間がよい。これは、時効処理時の金属間化合物の析出には、元素の拡散が必要であるため、拡散を進めるには０．５時間以上保持させることが好ましい。逆に、２時間を超えて保持しても、金属間化合物の析出状態はあまり変化せず、磁気特性の変化も起きない。それ故、時効処理時間は０．５〜２時間で十分である。
なお、上述した組成を有する本発明の半硬質磁性材料に圧延を行って、厚さを０．０３０〜０．３０ｍｍの薄板とすることで、盗難防止用磁気センサ用途に好適となる。盗難防止用磁気センサ用途とする場合、厚さが０．０３ｍｍ未満の板材の場合、警報条に十分な磁力を与えることが難しくなる。また、０．３０ｍｍを超える板材の場合、Ｂ−Ｈ曲線の角形性が低くなる。より望ましい範囲は、０．０４０〜０．２５ｍｍである。
前述の時効処理は、最終の製品板厚となった状態で磁気特性を調整する手段であるから、冷間圧延によって厚さを０．０３０〜０．３０ｍｍの薄板とした後に行うと良い。時効処理を冷間圧延後に行うと、冷間圧延による歪の蓄積によって、時効処理時の金属間化合物の析出の駆動力は大きくなっているので、金属間化合物の析出が起きやすいという利点もある。
以上説明する本発明の半硬質磁性材料を用いた盗難防止用磁気センサとするには、本発明の半硬質磁性材料を適当な形状の磁気バイアス条とし、これをアモルファス強磁性合金からなる警報条とを組合わせて構成する。
前述の時効処理は、最終の製品板厚となった状態で磁気特性を調整する手段であるから、冷間圧延によって厚さを０．０３０〜０．３０ｍｍの薄板とした後に行うと良い。時効処理を冷間圧延後に行うと、冷間圧延による歪の蓄積によって、時効処理時の金属間化合物の析出の駆動力は大きくなっているので、金属間化合物の析出が起きやすいという利点もある。
以上説明する本発明の半硬質磁性材料を用いた盗難防止用磁気センサとするには、本発明の半硬質磁性材料を適当な形状の磁気バイアス条とし、これをアモルファス強磁性合金からなる警報条とを組合わせて構成する。
（実施例１）
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
真空溶解で表１に示す８種類の半硬質磁性材料の１０ｋｇ鋼塊を溶製した。
表中のＮｏ．１〜３合金は、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ｎｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。また、Ｎｏ．３〜５合金は、Ｎｉ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ｍｎ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。Ｎｏ．６及び７合金は、Ｍｎの含有量を変化させた比較例である。また、Ｎｏ．８合金ではＮｉ含有量が本発明の上限を超えるとともに、Ｍｎ量が本発明の下限未満となっている。このＮｏ．８合金は、特許文献１に相当する従来例の半硬質磁性材料である。
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
真空溶解で表１に示す８種類の半硬質磁性材料の１０ｋｇ鋼塊を溶製した。
表中のＮｏ．１〜３合金は、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ｎｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。また、Ｎｏ．３〜５合金は、Ｎｉ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ｍｎ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。Ｎｏ．６及び７合金は、Ｍｎの含有量を変化させた比較例である。また、Ｎｏ．８合金ではＮｉ含有量が本発明の上限を超えるとともに、Ｍｎ量が本発明の下限未満となっている。このＮｏ．８合金は、特許文献１に相当する従来例の半硬質磁性材料である。
これら８種類の鋼塊を１１００℃に加熱して熱間鍛造を行い、厚さ２０ｍｍの熱間鍛造材を得た。この熱間鍛造材を再度１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、厚さ３ｍｍの熱間圧延材を得た。酸洗とバフ研磨により表面の酸化スケールを除去し、厚さ２．８５ｍｍとした後、総圧下率９３％の冷間圧延を行って厚さ０．２ｍｍの薄板の半硬質磁性材料とした。
この薄板の半硬質磁性材料より、幅８ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試料を切り出し、Ａｒ雰囲気炉中で６００℃、６２５℃、６５０℃の各温度で１時間保持する時効処理後、空冷した。
各時効処理を施した短冊状試料に対し、直流磁束計を用いて最大印加磁場８０００Ａ／ｍの直流磁場を印加し、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。このＢ−Ｈ曲線から、８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）を決定した。
また、各試料の硬さを、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）により測定した。
また、本発明で規定する組成範囲のＮｏ．３合金と従来例のＮｏ．８合金については、総圧下率９３％の冷間圧延ままの状態での磁気特性と硬さの測定も行った。磁気特性と硬さの測定値を一覧にして表２に示す。
この薄板の半硬質磁性材料より、幅８ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試料を切り出し、Ａｒ雰囲気炉中で６００℃、６２５℃、６５０℃の各温度で１時間保持する時効処理後、空冷した。
各時効処理を施した短冊状試料に対し、直流磁束計を用いて最大印加磁場８０００Ａ／ｍの直流磁場を印加し、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。このＢ−Ｈ曲線から、８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）を決定した。
また、各試料の硬さを、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）により測定した。
また、本発明で規定する組成範囲のＮｏ．３合金と従来例のＮｏ．８合金については、総圧下率９３％の冷間圧延ままの状態での磁気特性と硬さの測定も行った。磁気特性と硬さの測定値を一覧にして表２に示す。
表２に示すように、本発明で規定する組成範囲と時効処理条件を適用した半硬質磁性材料は、安定的に優れた磁束密度、残留磁束密度を得られることが分かる。但し、Ｎｉが１０％を超えるＮｏ．３合金では、時効処理条件によっては、残留磁束密度が１．３Ｔに満たないものがあり、Ｎｉの含有量が本発明で規定する上限に近づくと、適切に時効処理温度を選択することが重要であることが分かる。また、Ｍｎの含有量が３．０％を超えるＮｏ．５合金でも時効処理条件によっては、残留磁束密度が１．３Ｔを満たさず、保磁力も２４００Ａ／ｍを超えるものがあり、Ｍｎの含有量が本発明で規定する上限に近づくと、適切に時効処理温度を選択することが重要であることが分かる。
また、Ｍｎが本発明の範囲を超える比較例のＮｏ．６合金では、時効処理温度が２５℃変化しただけで、磁気特性が不安定となっている。また、残留磁束密度もやや低くなっている。Ｍｎを更に多く含有する比較例のＮｏ．７合金では、磁束密度、残留磁束密度が低下し、磁気特性の不安定さが増している。
また、Ｍｎが本発明の範囲を超える比較例のＮｏ．６合金では、時効処理温度が２５℃変化しただけで、磁気特性が不安定となっている。また、残留磁束密度もやや低くなっている。Ｍｎを更に多く含有する比較例のＮｏ．７合金では、磁束密度、残留磁束密度が低下し、磁気特性の不安定さが増している。
また、本発明で規定する組成範囲のＮｏ．３合金と従来例のＮｏ．８合金について対比してみると、冷間圧延まま（表中の（ＣＲ）９３％）と６００℃で１時間の時効処理後（表中の（ＣＲ）９３％−（Ａｇ）６００℃×１ｈＡＣ）の磁気特性では、Ｎｏ．３合金、Ｎｏ．８合金のいずれも、時効処理を行うことによって残留磁束密度Ｂｒと保磁力Ｈｃが顕著に増加している。特に、盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯に求められる１．３Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒを得るためには、冷間圧延後に時効処理を行うと有効であることが分かる。
冷間圧延後と時効処理後のビッカース硬さでは、６００℃での時効処理を行うことによって、本発明のＮｏ．３合金は４３５から５３７へと硬さが上昇している。これは、時効処理によって、半硬質磁性材料中に含まれるＡｌやＴｉが、Ｎｉと金属間化合物を生成して析出したと考えられる。この析出した金属間化合物が磁気特性にも影響を及ぼし、保磁力と残留磁束密度を高めるものと考えられる。
このことから、半硬質磁性材料の磁気特性を調整するためには、冷間圧延後に時効処理を施すことが有効であるといえる。
冷間圧延後と時効処理後のビッカース硬さでは、６００℃での時効処理を行うことによって、本発明のＮｏ．３合金は４３５から５３７へと硬さが上昇している。これは、時効処理によって、半硬質磁性材料中に含まれるＡｌやＴｉが、Ｎｉと金属間化合物を生成して析出したと考えられる。この析出した金属間化合物が磁気特性にも影響を及ぼし、保磁力と残留磁束密度を高めるものと考えられる。
このことから、半硬質磁性材料の磁気特性を調整するためには、冷間圧延後に時効処理を施すことが有効であるといえる。
次に、各温度で時効処理した半硬質磁性材料の化学組成と磁気特性の関係を調査した。
図１は、残留磁束密度Ｂｒと保磁力Ｈｃに及ぼすＮｉ量の影響を示す。
保磁力は、いずれの時効処理温度においても、Ｎｉ量の増加とともに高まっており、時効処理温度が６００℃、６２５℃、６５０℃と高くなるにつれて保磁力が高くなる傾向にある。図１においては、いずれの場合にも、特許文献１に示された従来例の磁気バイアス条が有する１０００〜２４００Ａ／ｍの保磁力が得られている。
残留磁束密度も、Ｎｉ量の変化とともに変化するが、時効処理温度によって変化の挙動が異なっている。
具体的には、６００℃での時効処理後の残留磁束密度は、Ｎｉ量が６．０７％（Ｎｏ．１合金）、７．８０％（Ｎｏ．２合金）、１０．０３％（Ｎｏ．３合金）と増えるにつれて単調増加する。６２５℃での時効処理後では、Ｎｉ量が６．０７％（Ｎｏ．１合金）、７．８０％（Ｎｏ．２合金）では増加するものの、７．８０％（Ｎｏ．２合金）と１０．０３％（Ｎｏ．３合金）では、ほぼ同じ値を示している。更に、６５０℃での時効処理後には６．０７％（Ｎｏ．１合金）と７．８０％（Ｎｏ．２合金）でほぼ同じ値を示した後、１０．０３％（Ｎｏ．３合金）で低下している。
このことから、Ｎｉ量とともに時効処理温度を調節することで優れた残留磁束密度が得られることが分かる。本発明では、Ｎｉ含有量を低減しているにも関わらず、従来例と同程度（１．３Ｔ以上）の残留磁束密度を得ることができる。
図１は、残留磁束密度Ｂｒと保磁力Ｈｃに及ぼすＮｉ量の影響を示す。
保磁力は、いずれの時効処理温度においても、Ｎｉ量の増加とともに高まっており、時効処理温度が６００℃、６２５℃、６５０℃と高くなるにつれて保磁力が高くなる傾向にある。図１においては、いずれの場合にも、特許文献１に示された従来例の磁気バイアス条が有する１０００〜２４００Ａ／ｍの保磁力が得られている。
残留磁束密度も、Ｎｉ量の変化とともに変化するが、時効処理温度によって変化の挙動が異なっている。
具体的には、６００℃での時効処理後の残留磁束密度は、Ｎｉ量が６．０７％（Ｎｏ．１合金）、７．８０％（Ｎｏ．２合金）、１０．０３％（Ｎｏ．３合金）と増えるにつれて単調増加する。６２５℃での時効処理後では、Ｎｉ量が６．０７％（Ｎｏ．１合金）、７．８０％（Ｎｏ．２合金）では増加するものの、７．８０％（Ｎｏ．２合金）と１０．０３％（Ｎｏ．３合金）では、ほぼ同じ値を示している。更に、６５０℃での時効処理後には６．０７％（Ｎｏ．１合金）と７．８０％（Ｎｏ．２合金）でほぼ同じ値を示した後、１０．０３％（Ｎｏ．３合金）で低下している。
このことから、Ｎｉ量とともに時効処理温度を調節することで優れた残留磁束密度が得られることが分かる。本発明では、Ｎｉ含有量を低減しているにも関わらず、従来例と同程度（１．３Ｔ以上）の残留磁束密度を得ることができる。
また、図２は、残留磁束密度Ｂｒと保磁力Ｈｃに及ぼすＭｎ量の影響を示す。
いずれの時効処理温度においても、Ｍｎ量の増加とともに残留磁束密度は低下し、保磁力は増加する傾向にあるが、Ｍｎ量が４．０％を超えると（比較例のＮｏ．６合金とＮｏ．７合金）、この傾向が特に顕著になる。このことから、本発明で規定するＭｎが０．５〜４．０％の範囲において（本発明のＮｏ．３〜５合金）、特許文献１で規定される従来例の保磁力（１０００〜２４００Ａ／ｍ）と同等の保磁力と、従来例と同程度（１．３Ｔ以上）の残留磁束密度を得ることができる。
いずれの時効処理温度においても、Ｍｎ量の増加とともに残留磁束密度は低下し、保磁力は増加する傾向にあるが、Ｍｎ量が４．０％を超えると（比較例のＮｏ．６合金とＮｏ．７合金）、この傾向が特に顕著になる。このことから、本発明で規定するＭｎが０．５〜４．０％の範囲において（本発明のＮｏ．３〜５合金）、特許文献１で規定される従来例の保磁力（１０００〜２４００Ａ／ｍ）と同等の保磁力と、従来例と同程度（１．３Ｔ以上）の残留磁束密度を得ることができる。
（実施例２）
実施例２として、半硬質磁性材料のＡｌ、ＴｉとＮｉ添加量における磁気特性の変化を調査するため、以下の試料調製を行った。
真空溶解で表３に示す１４種類の半硬質磁性材料の１０ｋｇ鋼塊を溶製した。
表中のＮｏ．９〜１４合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ａｌ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。また、Ｎｏ．１３、１５〜１８合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量をほぼ一定として、Ｔｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。そして、Ｎｏ．１３、１９〜２２合金は、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ｎｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。
実施例２として、半硬質磁性材料のＡｌ、ＴｉとＮｉ添加量における磁気特性の変化を調査するため、以下の試料調製を行った。
真空溶解で表３に示す１４種類の半硬質磁性材料の１０ｋｇ鋼塊を溶製した。
表中のＮｏ．９〜１４合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ａｌ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。また、Ｎｏ．１３、１５〜１８合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量をほぼ一定として、Ｔｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。そして、Ｎｏ．１３、１９〜２２合金は、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ｎｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。
これら１４種類の鋼塊を実施例１と同条件下にて、厚さ０．２ｍｍの薄板の半硬質磁性材料を準備した。
この薄板の半硬質磁性材料より、幅８ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試料を切り出し、Ａｒ雰囲気炉中で５５０℃、５７５℃、６００℃、６２５℃の各温度で１時間保持する時効処理後、空冷した。
各時効処理を施した短冊状試料に対し、直流磁束計を用いて最大印加磁場８０００Ａ／ｍの直流磁場を印加し、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。このＢ−Ｈ曲線から、８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）を決定した。
また、各試料の硬さを、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）により測定した。
磁気特性と硬さの測定値を表４、５に示す。
この薄板の半硬質磁性材料より、幅８ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試料を切り出し、Ａｒ雰囲気炉中で５５０℃、５７５℃、６００℃、６２５℃の各温度で１時間保持する時効処理後、空冷した。
各時効処理を施した短冊状試料に対し、直流磁束計を用いて最大印加磁場８０００Ａ／ｍの直流磁場を印加し、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。このＢ−Ｈ曲線から、８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）を決定した。
また、各試料の硬さを、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）により測定した。
磁気特性と硬さの測定値を表４、５に示す。
表４、５に示すように、本発明で規定する組成範囲と時効処理条件を適用した半硬質磁性材料は、安定的に優れた磁束密度、残留磁束密度そして保磁力を得られることが分かる。但し、本材の残留磁束密度や保磁力の変化はＡｌ、Ｔｉ、Ｎｉ添加量、時効処理温度によって異なる。
各温度で時効処理した半硬質磁性材料におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｉ量と磁気特性の関係を示す図を図３〜８に示す。
Ｎｏ．９〜１４について、本材の残留磁束密度について、Ａｌ添加量とともに各時効処理温度における残留磁束密度のバラツキが小さくなる傾向にある。また、保磁力は、Ａｌ添加量が増加するにつれて小さくなる傾向にあり、時効処理温度とともに大きくなる傾向にある。但し、Ａｌ添加量が少なく、時効処理温度が高い場合、保磁力が２４００Ａ／ｍを超える。
以上より、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ａｌ添加量が多い場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
Ｎｏ．１３、１５〜１８について、本材の残留磁束密度は、Ｔｉ添加量とともに大きくなる傾向にあり、時効処理温度が高くなるにつれて小さくなる傾向にある。また、保磁力は、いずれのＴｉ添加量においても同等傾向にあり、時効処理温度とともに大きくなる傾向にある。
以上より、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ｔｉ添加量が多い場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
各温度で時効処理した半硬質磁性材料におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｉ量と磁気特性の関係を示す図を図３〜８に示す。
Ｎｏ．９〜１４について、本材の残留磁束密度について、Ａｌ添加量とともに各時効処理温度における残留磁束密度のバラツキが小さくなる傾向にある。また、保磁力は、Ａｌ添加量が増加するにつれて小さくなる傾向にあり、時効処理温度とともに大きくなる傾向にある。但し、Ａｌ添加量が少なく、時効処理温度が高い場合、保磁力が２４００Ａ／ｍを超える。
以上より、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ａｌ添加量が多い場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
Ｎｏ．１３、１５〜１８について、本材の残留磁束密度は、Ｔｉ添加量とともに大きくなる傾向にあり、時効処理温度が高くなるにつれて小さくなる傾向にある。また、保磁力は、いずれのＴｉ添加量においても同等傾向にあり、時効処理温度とともに大きくなる傾向にある。
以上より、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ｔｉ添加量が多い場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
また、Ｎｏ．１３、１９〜２２について、残留磁束密度は、時効処理温度が５５０℃、５７５℃の場合、いずれのＮｉ添加量においても同等傾向にある。一方、時効処理温度が６００℃、６２５℃の場合、残留磁束密度は、Ｎｉ添加量が増加するにつれて小さくなる傾向にある。また、残留磁束密度は、時効処理温度が高くなるにつれて小さくなる傾向にある。また、保磁力は、Ｎｉ添加量、時効処理温度とともに大きくなる傾向にある。但し、Ｎｉ添加量が多く、時効処理温度が高い場合、保磁力が２４００Ａ／ｍを超える。
以上より、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ｎｉ添加量が１２％以下の場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
以上より、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ｎｉ添加量が１２％以下の場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
（実施例３）
実施例３では、厚さ０．０４５ｍｍの半硬質磁性材料における磁気特性の変化を調査するため、以下の試料調製を行った。
真空溶解で表６に示す４種類の半硬質磁性材料の１０ｋｇ鋼塊を溶製した。
表中のＮｏ．２３〜２５合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ａｌ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。また、Ｎｏ．２４、２６合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量をほぼ一定として、Ｔｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。
実施例３では、厚さ０．０４５ｍｍの半硬質磁性材料における磁気特性の変化を調査するため、以下の試料調製を行った。
真空溶解で表６に示す４種類の半硬質磁性材料の１０ｋｇ鋼塊を溶製した。
表中のＮｏ．２３〜２５合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量をほぼ一定として、Ａｌ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。また、Ｎｏ．２４、２６合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量をほぼ一定として、Ｔｉ量を変動させた本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料である。
これら４種類の鋼塊を１１００℃に加熱して熱間鍛造を行い、厚さ２０ｍｍの熱間鍛造材を得た。この熱間鍛造材を再度１１００℃に加熱して熱間圧延を行い、厚さ３ｍｍの熱間圧延材を得た。酸洗とバフ研磨により表面の酸化スケールを除去し、厚さ２．８５ｍｍとした後、総圧下率９８．５％の冷間圧延を行って厚さ０．０４５ｍｍの箔材の半硬質磁性材料とした。
この薄板の半硬質磁性材料より、幅８ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試料を切り出し、各時効処理温度にて試料を５枚ずつ、Ａｒ雰囲気炉中で５７０℃、５８０℃、５９０℃、６００℃、６１０℃、６２０℃の各温度で１時間保持する時効処理後、空冷した。
各時効処理を施した５枚の短冊状試料を束ねた後、直流磁束計を用いて最大印加磁場８０００Ａ／ｍの直流磁場を印加し、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。このＢ−Ｈ曲線から、８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）を決定した。
また、各試料の硬さを、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）により測定した。
磁気特性と硬さの測定値を一覧にして表７に示す。
この薄板の半硬質磁性材料より、幅８ｍｍ、長さ９０ｍｍの短冊状試料を切り出し、各時効処理温度にて試料を５枚ずつ、Ａｒ雰囲気炉中で５７０℃、５８０℃、５９０℃、６００℃、６１０℃、６２０℃の各温度で１時間保持する時効処理後、空冷した。
各時効処理を施した５枚の短冊状試料を束ねた後、直流磁束計を用いて最大印加磁場８０００Ａ／ｍの直流磁場を印加し、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。このＢ−Ｈ曲線から、８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）を決定した。
また、各試料の硬さを、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）により測定した。
磁気特性と硬さの測定値を一覧にして表７に示す。
Ｎｏ．２３、２４および２５の半硬質磁性材料の組成はそれぞれＮｏ．１３、１２および１１のものの組成とほぼ同等である。表６に示すように、本発明で規定する組成範囲と時効処理条件を適用した厚さ０．０４５ｍｍの半硬質磁性材料は、厚さ０．２ｍｍものと比較すると、より優れた磁束密度、残留磁束密度を得られることが分かる。
また、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ａｌ、Ｔｉ添加量が多い場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
また、本発明で規定する組成範囲の半硬質磁性材料は、Ａｌ、Ｔｉ添加量が多い場合、本材の安定的に優れた磁気特性を得る傾向にあり、時効処理温度範囲は広い傾向にある。
以上の結果から、半硬質磁性材料の成分範囲を本発明で規定する成分範囲内に調節し、適切な時効処理を施した本発明の半硬質磁性材料は、従来例のＮｏ．８合金のよりもＮｉを低減しているにも関わらず従来例と同等の保磁力と残留磁束密度を得られることが分かった。
それ故、本発明の半硬質磁性材料は、従来の半硬質磁性材料と同じレベルの磁気特性を維持していることが分かる。
それ故、本発明の半硬質磁性材料は、従来の半硬質磁性材料と同じレベルの磁気特性を維持していることが分かる。
本発明は、従来の半硬質磁性材料の磁気特性を維持しつつ、Ｎｉ含有量を低減することにより、省資源と安価という効果を得ることができる。それ故、大型量販店での盗難防止用磁気センサの磁気バイアス条帯のように、半硬質磁性材料を大量に使用する用途に適用できる。
Claims (4)
- 質量％でＮｉ：５．０％以上１３．０％未満、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ａｌ：０％を超え３．０％以下、Ｔｉ：０％を超え１．０％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、保磁力が１０００〜２４００Ａ／ｍ、残留磁束密度が１．３Ｔ以上であることを特徴とする半硬質磁性材料。
- 厚さが０．０３０〜０．３０ｍｍの薄板であることを特徴とする請求項１に記載の半硬質磁性材料。
- 請求項１または２に記載の半硬質磁性材料を用いて磁気バイアス条とし、該磁気バイアス条とアモルファス強磁性合金からなる警報条とを組合わせて構成することを特徴とする盗難防止用磁気センサ。
- 請求項１または２に記載の半硬質磁性材料の製造方法であって、冷間圧延後に５２０〜６８０℃の温度範囲で時効処理を行うことを特徴とする半硬質磁性材料の製造方法。
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