JP5316922B2 - 半硬質磁性材料の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、例えば防犯センサーのバイアス材として用いられる半硬質磁性材料の製造方法に関する。
大型量販店等において、盗難防止のために商品に取り付けられる磁気センサータグ（以下、防犯センサーと記す）は、共振する磁歪薄片とそれに磁界を与えるバイアスとで構成される。
防犯センサーのシステムは、料金を支払わずに商品を店外に持ち出そうとすると、磁歪薄片が共振して警報が鳴る機能を有しているが、正規に料金が支払われた場合には、磁歪薄片が共振しないように共振周波数を変化させる必要がある。磁歪薄片の共振周波数を変えるためには、バイアスが磁歪薄片に与える磁界の大きさを変える必要があり、より具体的には、料金が支払われるまでは着磁状態にあるバイアスを、料金支払い後には脱磁状態に変える必要がある。
このため、料金支払い後には、レジのカウンター台に付属した脱磁装置でバイアスを脱磁する作業が行われる。この際、バイアスを構成する材料の保磁力が大き過ぎると脱磁し難くなる。逆に、保磁力が小さ過ぎると脱磁し易いものの、着磁状態で磁歪薄片に与える磁界が小さくなる問題がある。更には、バイアスに僅かな逆磁場が印加されることによって防犯センサーとしての機能を失うため、信頼性に乏しくなる。
防犯センサーのシステムは、料金を支払わずに商品を店外に持ち出そうとすると、磁歪薄片が共振して警報が鳴る機能を有しているが、正規に料金が支払われた場合には、磁歪薄片が共振しないように共振周波数を変化させる必要がある。磁歪薄片の共振周波数を変えるためには、バイアスが磁歪薄片に与える磁界の大きさを変える必要があり、より具体的には、料金が支払われるまでは着磁状態にあるバイアスを、料金支払い後には脱磁状態に変える必要がある。
このため、料金支払い後には、レジのカウンター台に付属した脱磁装置でバイアスを脱磁する作業が行われる。この際、バイアスを構成する材料の保磁力が大き過ぎると脱磁し難くなる。逆に、保磁力が小さ過ぎると脱磁し易いものの、着磁状態で磁歪薄片に与える磁界が小さくなる問題がある。更には、バイアスに僅かな逆磁場が印加されることによって防犯センサーとしての機能を失うため、信頼性に乏しくなる。
前述のバイアス用の材料としては、８０００Ａ／ｍ以上の高保磁力を持つ硬質磁性材料（永久磁石）と８００Ａ／ｍ以下の低保磁力を持つ軟磁性材料との中間の大きさの保磁力を持つ半硬質磁性材料が好んで用いられている。
具体的には、保磁力Ｈｃが１０００〜５６００Ａ／ｍ、より望ましくは１２００〜４０００Ａ／ｍの範囲の磁気特性と、着磁状態と脱磁状態でのオン・オフの違いが明確であることが望まれるため、飽和磁束密度Ｂｓと残留磁束密度Ｂｒが高く、更にＢ−Ｈ曲線における角型比Ｂｒ／Ｂｓが高い値を示す磁気特性とを併せ持った材料であることが望まれる。
具体的には、保磁力Ｈｃが１０００〜５６００Ａ／ｍ、より望ましくは１２００〜４０００Ａ／ｍの範囲の磁気特性と、着磁状態と脱磁状態でのオン・オフの違いが明確であることが望まれるため、飽和磁束密度Ｂｓと残留磁束密度Ｂｒが高く、更にＢ−Ｈ曲線における角型比Ｂｒ／Ｂｓが高い値を示す磁気特性とを併せ持った材料であることが望まれる。
また半硬質磁性材料は、上述した防犯センサー用途の他に、リレー用途やモータ用途にも使用されている。
このような半硬質磁性材料の一つとして、特開昭６０−１１６１０９号公報（特許文献１）には、質量％でＮｉ：１６．０〜３０．０％、Ｍｏ：３．０〜１０．０％、残部が実質的にＦｅで成るＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ系半硬質磁性材料とその製造方法が開示されている。
この提案では、加工率２０〜８０％の圧延、引抜、スウェージング加工を行う。この時の金属組織は加工度に応じてマルテンサイト組織が増加し、オーステナイト＋マルテンサイト組織となる。その後、６００〜７００℃の温度で１０分〜５時間保持して逆変態オーステナイトを生成させて３０〜７０％のオーステナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織とし、再度、圧下率５０〜９８％の加工を施し、更に最終の時効処理を５００〜６００℃の温度で１０分〜５時間保持して、逆変態オーステナイト組織を生成させて、質量％で３０〜７０％のオーステナイト組織に調整する製造方法を開示している。
このような半硬質磁性材料の一つとして、特開昭６０−１１６１０９号公報（特許文献１）には、質量％でＮｉ：１６．０〜３０．０％、Ｍｏ：３．０〜１０．０％、残部が実質的にＦｅで成るＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ系半硬質磁性材料とその製造方法が開示されている。
この提案では、加工率２０〜８０％の圧延、引抜、スウェージング加工を行う。この時の金属組織は加工度に応じてマルテンサイト組織が増加し、オーステナイト＋マルテンサイト組織となる。その後、６００〜７００℃の温度で１０分〜５時間保持して逆変態オーステナイトを生成させて３０〜７０％のオーステナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織とし、再度、圧下率５０〜９８％の加工を施し、更に最終の時効処理を５００〜６００℃の温度で１０分〜５時間保持して、逆変態オーステナイト組織を生成させて、質量％で３０〜７０％のオーステナイト組織に調整する製造方法を開示している。
また、特表２０００−５０４０６９号公報（特許文献２）には、質量％でＮｉ：１６．０〜３０．０％、Ｍｏ：３．０〜１０．０％、残部が実質的にＦｅで成るＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ系半硬質磁性材料の製造方法として、マルテンサイト組織の材料を約４７５〜６２５℃で約４分間加熱して逆変態オーステナイトを生成させた後、冷間圧延によって、この逆変態オーステナイトを細長く伸ばして伸展状の組織とし、所望の保磁力（２４００Ａ／ｍ以上）を得る提案がなされている。
上述した２つの提案では、最終的なマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織を得るために、中間工程においても意図的に逆変態オーステナイトを生成させてマルテンサイト＋オーステナイトの混合組織としている。
特許文献１では、３０〜７０％のオーステナイト組織をマルテンサイト組織中に生成させるために、各工程中もオーステナイト組織＋マルテンサイト組織の混合組織を維持しつづけ、最後のエージングにより所望の金属組織に調整する。しかしながら、最終エージング前の金属組織は、例えば熱履歴により金属組織がその都度変化し易く、更に冷間圧延時の各パスでの圧下率でも金属組織を変化させることから、最終エージング条件を固定しようとすると、磁気特性にばらつきが生じることがある。
特許文献１では、３０〜７０％のオーステナイト組織をマルテンサイト組織中に生成させるために、各工程中もオーステナイト組織＋マルテンサイト組織の混合組織を維持しつづけ、最後のエージングにより所望の金属組織に調整する。しかしながら、最終エージング前の金属組織は、例えば熱履歴により金属組織がその都度変化し易く、更に冷間圧延時の各パスでの圧下率でも金属組織を変化させることから、最終エージング条件を固定しようとすると、磁気特性にばらつきが生じることがある。
また、特許文献２においては、生成した逆変態オーステナイトを冷間圧延して伸展状の組織とし、マルテンサイトと逆変態オーステナイトの層状組織を得ようとしている。しかしながら、本発明者の検討によれば、逆変態オーステナイトを冷間圧延すると、僅かな圧下率でマルテンサイトに変態し、その変態量は、材料と接触する圧延ロールの温度（圧延温度）にも依存して変化する。それ故、冷間圧延工程を最終工程として逆変態オーステナイト量を調整する技術には、高い生産技術が必要とされる。
本発明の目的は、上記の問題に鑑み、効率良い工業生産が可能で、かつ逆変態オーステナイト量の調整も比較的容易な半硬質磁性材料の製造方法を提供することである。更には、所望の材料組織と磁気特性（保磁力と角型比）をもった半硬質磁性材料を提供することである。
本発明の目的は、上記の問題に鑑み、効率良い工業生産が可能で、かつ逆変態オーステナイト量の調整も比較的容易な半硬質磁性材料の製造方法を提供することである。更には、所望の材料組織と磁気特性（保磁力と角型比）をもった半硬質磁性材料を提供することである。
本発明者は、強磁性のマルテンサイト組織と常磁性の逆変態オーステナイト組織を混在させて所望の保磁力の半硬質磁性材料を得る最適な方法を鋭意検討した。
その結果、冷間加工に先立って行う熱処理或いは熱間加工工程から磁気特性（特に保磁力）を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の直前までは、少なくとも９５％以上がマルテンサイト組織の、実質的にマルテンサイト組織単相となるような工程とし、最後に行う磁気特性を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって、常磁性の逆変態オーステナイト組織を生成させる方法が最も安定的に所望の磁気特性が得られることを見出し、本発明に到達した。
更に本発明者は、半硬質磁性材料の組織と残留磁束密度ならびに角型比の関係について検討した結果、金属間化合物を微細析出させた高硬度の組織とすることにより、高い残留磁束密度と角型比が得られることを見出し、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理時に高硬度の組織を得るための熱処理温度と保持時間を検討した結果、本発明に到達した。
その結果、冷間加工に先立って行う熱処理或いは熱間加工工程から磁気特性（特に保磁力）を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の直前までは、少なくとも９５％以上がマルテンサイト組織の、実質的にマルテンサイト組織単相となるような工程とし、最後に行う磁気特性を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって、常磁性の逆変態オーステナイト組織を生成させる方法が最も安定的に所望の磁気特性が得られることを見出し、本発明に到達した。
更に本発明者は、半硬質磁性材料の組織と残留磁束密度ならびに角型比の関係について検討した結果、金属間化合物を微細析出させた高硬度の組織とすることにより、高い残留磁束密度と角型比が得られることを見出し、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理時に高硬度の組織を得るための熱処理温度と保持時間を検討した結果、本発明に到達した。
すなわち本発明は、防犯センサーのバイアス材のための半硬質磁性材料の製造方法において、前記半硬質磁性材料は、質量％でＮｉ：１０．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．０〜６．０％、残部がＦｅ及び不可避不純物でなる半硬質磁性材料素材を、７００℃を超え１２００℃以下の熱処理或いは熱間加工により９０％以上のマルテンサイト組織に調整した後、減面率５０％以上の冷間加工を行ってマルテンサイト組織が９５％以上であって伸展状の組織を有する素材とし、その後、逆変態オーステナイト量を調整する最終工程として、前記素材を４００〜５７０℃の範囲で逆変態オーステナイトを１．２以上３０．０％未満生成させる熱処理を行って、保磁力Ｈｃを１０００〜５６００Ａ／ｍ、磁場８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）と残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）との比Ｂｒ／Ｂ８０００が０．７０以上とする半硬質磁性材料の製造方法である。
好ましくは、半硬質磁性材料素材のＮｉ量は、質量％で１５．０〜２２．０％である上記の半硬質磁性材料の製造方法である。
また、好ましくは、半硬質磁性材料素材に行う熱処理或いは熱間加工は８００〜１１５０℃で行う半硬質磁性材料の製造方法である。
更に好ましくは、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を４７０〜５３０℃の範囲で行う半硬質磁性材料の製造方法であり、上記熱処理の保持時間を１０分以上とする半硬質磁性材料の製造方法である。
好ましくは、半硬質磁性材料素材のＮｉ量は、質量％で１５．０〜２２．０％である上記の半硬質磁性材料の製造方法である。
また、好ましくは、半硬質磁性材料素材に行う熱処理或いは熱間加工は８００〜１１５０℃で行う半硬質磁性材料の製造方法である。
更に好ましくは、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を４７０〜５３０℃の範囲で行う半硬質磁性材料の製造方法であり、上記熱処理の保持時間を１０分以上とする半硬質磁性材料の製造方法である。
本発明によれば、半硬質磁性材料の最終製造工程を逆変態オーステナイトを生成させる熱処理とすることによって、最終工程を冷間圧延とした場合より保磁力の調整が容易である。それ故、本発明は、半硬質磁性材料を工業的に製造する上で、重要な技術となる。
また、本発明の半硬質磁性材料は、逆変態オーステナイトの量や硬さの調整により、所望範囲の保磁力と高い残留磁束密度と角型比を得ることができるので、防犯センサーのバイアス材として使用することができる。
また、本発明の半硬質磁性材料は、逆変態オーステナイトの量や硬さの調整により、所望範囲の保磁力と高い残留磁束密度と角型比を得ることができるので、防犯センサーのバイアス材として使用することができる。
上述したように、本発明の重要な特徴は、防犯センサーのバイアス材のための半硬質磁性材料の製造途中過程で意図的に逆変態オーステナイトを生成する工程や、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後の冷間圧延によってオーステナイトの形態を制御する工程を含まず、最終冷間圧延後の逆変態オーステナイトを生成させる熱処理工程のみで逆変態オーステナイトの量、ひいては半硬質磁性材料の磁気特性を調整する製造方法を採用し、半硬質磁性材料の製造工程を簡素化したことにある。
以下、本発明の半硬質磁性材料の製造方法における規定理由を述べる。
以下、本発明の半硬質磁性材料の製造方法における規定理由を述べる。
まず、本発明の製造方法における半硬質磁性材料素材の化学成分を規定した理由を述べる。なお、各元素の含有量は質量％である。
Ｎｉ：１０．０〜２５．０％
Ｎｉは、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって常磁性のオーステナイト組織を生成させて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量が１０．０％より低いと、熱処理中に生成した逆変態オーステナイトが室温まで冷却される過程において、オーステナイトからマルテンサイトに変態開始する温度（Ｍｓ点）が高くなる。
その結果、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の加熱中に生成したオーステナイトの大部分がマルテンサイトに変態していまい、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後に適量のオーステナイトを残せない懸念がある。それ故、Ｎｉ量の下限を１０．０％に規定した。一方、Ｎｉ量の上限が２５．０％を超えると、逆変態オーステナイトは安定化するものの、半硬質磁性材料の残留磁束密度Ｂｒが低下する。それ故、Ｎｉ量の上限を２５．０％に規定した。Ｎｉ量のより望ましい範囲は、１５．０〜２２．０％である。
Ｎｉ：１０．０〜２５．０％
Ｎｉは、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって常磁性のオーステナイト組織を生成させて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量が１０．０％より低いと、熱処理中に生成した逆変態オーステナイトが室温まで冷却される過程において、オーステナイトからマルテンサイトに変態開始する温度（Ｍｓ点）が高くなる。
その結果、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の加熱中に生成したオーステナイトの大部分がマルテンサイトに変態していまい、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後に適量のオーステナイトを残せない懸念がある。それ故、Ｎｉ量の下限を１０．０％に規定した。一方、Ｎｉ量の上限が２５．０％を超えると、逆変態オーステナイトは安定化するものの、半硬質磁性材料の残留磁束密度Ｂｒが低下する。それ故、Ｎｉ量の上限を２５．０％に規定した。Ｎｉ量のより望ましい範囲は、１５．０〜２２．０％である。
Ｍｏ：２．０〜６．０％
Ｍｏは、マルテンサイトからの逆変態で生成したオーステナイトを安定化させるのに有効な元素である。また、Ｍｏは、Ｎｉとの金属間化合物として組織中に微細に析出して半硬質磁性材料の硬さを高め、ひいては半硬質磁性材料の残留磁束密度と角型比を高める役割がある。但し、２．０％未満ではオーステナイト安定化の効果と金属間化合物として析出する効果がともに小さく、逆に６．０％を超える範囲では半硬質磁性材料の残留磁束密度Ｂｒが低下するので、２．０〜６．０％の範囲に規定した。金属間化合物として微細析出して半硬質磁性材料の硬さを高める点からは、Ｍｏのより望ましい範囲は、３．０〜５.５％である。
Ｍｏは、マルテンサイトからの逆変態で生成したオーステナイトを安定化させるのに有効な元素である。また、Ｍｏは、Ｎｉとの金属間化合物として組織中に微細に析出して半硬質磁性材料の硬さを高め、ひいては半硬質磁性材料の残留磁束密度と角型比を高める役割がある。但し、２．０％未満ではオーステナイト安定化の効果と金属間化合物として析出する効果がともに小さく、逆に６．０％を超える範囲では半硬質磁性材料の残留磁束密度Ｂｒが低下するので、２．０〜６．０％の範囲に規定した。金属間化合物として微細析出して半硬質磁性材料の硬さを高める点からは、Ｍｏのより望ましい範囲は、３．０〜５.５％である。
残部：実質的にＦｅ
残部を実質的にＦｅとするのは、単一の化学組成で成る半硬質磁性材料において、強磁性のマルテンサイト組織（体心立方格子）と常磁性のオーステナイト組織（面心立方格子）を混在させるために、Ｆｅ基合金の相変態を利用する必要があるからである。
なお、本発明の半硬質磁性材料には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等の不可避不純物は当然ながら含まれる。これらの不純物元素は、半硬質磁性材料の磁気特性（飽和磁束密度ＢＳ、残留磁束密度Ｂｒ、角型比Ｂｒ／ＢＳ、保磁力Ｈｃ）に特に影響を及ぼさない範囲として、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ≦１．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．１０％、Ｏ≦０．０１０％、Ｎ≦０．０１０％の範囲に規制することが好ましい。
残部を実質的にＦｅとするのは、単一の化学組成で成る半硬質磁性材料において、強磁性のマルテンサイト組織（体心立方格子）と常磁性のオーステナイト組織（面心立方格子）を混在させるために、Ｆｅ基合金の相変態を利用する必要があるからである。
なお、本発明の半硬質磁性材料には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等の不可避不純物は当然ながら含まれる。これらの不純物元素は、半硬質磁性材料の磁気特性（飽和磁束密度ＢＳ、残留磁束密度Ｂｒ、角型比Ｂｒ／ＢＳ、保磁力Ｈｃ）に特に影響を及ぼさない範囲として、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ≦１．０％、Ｐ≦０．１０％、Ｓ≦０．１０％、Ｏ≦０．０１０％、Ｎ≦０．０１０％の範囲に規制することが好ましい。
次に本発明の製造工程の規定理由について述べる。
本発明の製造方法で最も特徴的なものは、冷間加工に先立って行う熱処理或いは熱間加工工程から磁気特性を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の直前までは、マルテンサイト組織が９０％以上の実質的にマルテンサイト組織単相状態を維持し続けるような工程とし、最後に行う磁気特性を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって、常磁性の逆変態オーステナイト組織を生成させる方法にある。
なお、以下で説明するマルテンサイト量はエックス線積分強度比により算出したものである。後述する逆変態オーステナイト組織の計算方法と併せて、組織量の計算方法を以下に示す。
本発明の製造方法で最も特徴的なものは、冷間加工に先立って行う熱処理或いは熱間加工工程から磁気特性を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の直前までは、マルテンサイト組織が９０％以上の実質的にマルテンサイト組織単相状態を維持し続けるような工程とし、最後に行う磁気特性を決定付ける逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって、常磁性の逆変態オーステナイト組織を生成させる方法にある。
なお、以下で説明するマルテンサイト量はエックス線積分強度比により算出したものである。後述する逆変態オーステナイト組織の計算方法と併せて、組織量の計算方法を以下に示す。
＜組織計算方法＞
例えば９０％以上のマルテンサイト組織とは、次式（１）〜（３）で表されるＸα（％）の値が９０％以上となる組織を指す。
また、本発明で逆変態オーステナイト量（またはオーステナイト量）という場合には、（２）式で示すＸγ（％）を指す。
Ｘα（％）＝１００×{ΣＩα／（ΣＩα＋ΣＩγ）}…（１）
Ｘγ（％）＝１００−Ｘα（％）…（２）
ΣＩα＝Ｉα（１１０）＋Ｉα（２００）＋Ｉα（２１１）…（３）
ΣＩγ＝Ｉγ（１１１）＋Ｉγ（２００）＋Ｉγ（２２０）＋Ｉγ（３１１）…（４）
ここで、（３）、（４）式に記したＩα（１１０）、Ｉα（２００）、Ｉα（２１１）、Ｉγ（１１１）、Ｉγ（２００）、Ｉγ（２２０）、Ｉγ（３１１）は、それぞれ素材の表面を電解研磨してエックス線回折した際に検出されるマルテンサイト組織のα（１１０）、α（２００）、α（２１１）面、及びオーステナイト組織のγ（１１１）、γ（２００）、γ（２２２）、γ（３１１）面の各面の積分強度値である。
例えば９０％以上のマルテンサイト組織とは、次式（１）〜（３）で表されるＸα（％）の値が９０％以上となる組織を指す。
また、本発明で逆変態オーステナイト量（またはオーステナイト量）という場合には、（２）式で示すＸγ（％）を指す。
Ｘα（％）＝１００×{ΣＩα／（ΣＩα＋ΣＩγ）}…（１）
Ｘγ（％）＝１００−Ｘα（％）…（２）
ΣＩα＝Ｉα（１１０）＋Ｉα（２００）＋Ｉα（２１１）…（３）
ΣＩγ＝Ｉγ（１１１）＋Ｉγ（２００）＋Ｉγ（２２０）＋Ｉγ（３１１）…（４）
ここで、（３）、（４）式に記したＩα（１１０）、Ｉα（２００）、Ｉα（２１１）、Ｉγ（１１１）、Ｉγ（２００）、Ｉγ（２２０）、Ｉγ（３１１）は、それぞれ素材の表面を電解研磨してエックス線回折した際に検出されるマルテンサイト組織のα（１１０）、α（２００）、α（２１１）面、及びオーステナイト組織のγ（１１１）、γ（２００）、γ（２２２）、γ（３１１）面の各面の積分強度値である。
上述した組成を有する半硬質磁性材料素材を熱処理或いは熱間加工により９０％以上のマルテンサイト組織に調整する。
９０％以上のマルテンサイト組織に調整するには、マルテンサイト変態させるに十分な高い温度に加熱し、空冷以上の冷却速度で冷却することによって金属組織をマルテンサイト化することができる。そのための加熱は製品重量、製品寸法に応じて熱処理のみとしても、熱間加工のみとしても、或いは熱処理と熱間加工とを組合わせても良い。なお、重量や寸法が大きかったりすると、冷却速度を速める衝風冷却を行っても良いが、例えば熱間圧延材のように厚さが１．５〜５．０ｍｍ程度の板材であれば、空冷であっても差し支えない。
また、冷却過程で過度な変形を伴うような水冷等は後工程の冷間加工前に変形を矯正する工程を追加する必要が生じるため、空冷、衝風冷却、液体を噴霧するミスト冷却を適用するのが良い。
９０％以上のマルテンサイト組織に調整するには、マルテンサイト変態させるに十分な高い温度に加熱し、空冷以上の冷却速度で冷却することによって金属組織をマルテンサイト化することができる。そのための加熱は製品重量、製品寸法に応じて熱処理のみとしても、熱間加工のみとしても、或いは熱処理と熱間加工とを組合わせても良い。なお、重量や寸法が大きかったりすると、冷却速度を速める衝風冷却を行っても良いが、例えば熱間圧延材のように厚さが１．５〜５．０ｍｍ程度の板材であれば、空冷であっても差し支えない。
また、冷却過程で過度な変形を伴うような水冷等は後工程の冷間加工前に変形を矯正する工程を追加する必要が生じるため、空冷、衝風冷却、液体を噴霧するミスト冷却を適用するのが良い。
この熱処理或いは熱間加工時の加熱温度は７００℃を超える温度範囲とする。
この理由は、７００℃を超える温度域に加熱した後に空冷以上の冷却を行うと、金属組織を９０％以上のマルテンサイト組織に調整し易いためである。
特に好ましいのは８００℃以上の温度域であり、より確実に金属組織を９０％以上のマルテンサイト組織に調整できる。
また、加熱温度の上限は１２００℃を超える温度に加熱してもより一層のマルテンサイト化効果は望めないことから、上限は１２００℃とする。特に望ましい上限は１１５０℃である。
なお、熱処理を行う場合、熱処理条件としては温度８００〜１０００℃、処理時間は０．５〜５．０時間であれば良く、熱間圧延等の熱間加工の場合は９００〜１１５０℃程度が最適である。
この理由は、７００℃を超える温度域に加熱した後に空冷以上の冷却を行うと、金属組織を９０％以上のマルテンサイト組織に調整し易いためである。
特に好ましいのは８００℃以上の温度域であり、より確実に金属組織を９０％以上のマルテンサイト組織に調整できる。
また、加熱温度の上限は１２００℃を超える温度に加熱してもより一層のマルテンサイト化効果は望めないことから、上限は１２００℃とする。特に望ましい上限は１１５０℃である。
なお、熱処理を行う場合、熱処理条件としては温度８００〜１０００℃、処理時間は０．５〜５．０時間であれば良く、熱間圧延等の熱間加工の場合は９００〜１１５０℃程度が最適である。
次に、上述の金属組織を９０％以上のマルテンサイト組織に調整した素材を、減面率５０％以上の冷間加工を行ってマルテンサイト組織が９５％以上であって伸展状の組織を有する素材とする。
減面率を５０％以上としたのは、前述の熱処理或いは熱間加工工程後のマルテンサイト組織量を同等以上に維持・向上させ、金属組織を十分に伸展状の組織にするためである。また、減面率が高いと、その後の逆変態オーステナイトを生成させる熱処理時に、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態の駆動力と、金属間化合物の析出サイトを増す効果がある。好ましくは７０％以上の減面率とするのが良く、更に好ましい減面率は９０％以上である。
減面率を５０％以上としたのは、前述の熱処理或いは熱間加工工程後のマルテンサイト組織量を同等以上に維持・向上させ、金属組織を十分に伸展状の組織にするためである。また、減面率が高いと、その後の逆変態オーステナイトを生成させる熱処理時に、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態の駆動力と、金属間化合物の析出サイトを増す効果がある。好ましくは７０％以上の減面率とするのが良く、更に好ましい減面率は９０％以上である。
ここで、本発明の半硬質磁性材料の製造方法において、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理前の素材の組織を規定した理由を述べる。
素材の組織形態を伸展状の組織とした第１の理由は、この組織が、後工程となる逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって、高温で生成したオーステナイトを室温まで安定に存在させるために必要な組織であるからである。高温で生成した逆変態オーステナイトの安定性は、オーステナイトの結晶粒径と関係し、結晶粒径が細かいほどマルテンサイト変態への抵抗力が高まることによって安定化する。
各結晶粒が細かく伸ばされた伸展状の組織は、逆変態オーステナイトを安定化するのに好適である。逆に、熱間加工や熱間加工後の熱処理によって、再結晶組織となった素材では、結晶粒が大きいために高温で生成した逆変態オーステナイトが安定化し難い。それ故、素材の組織形態を伸展状の組織に規定した。
素材の組織形態を伸展状の組織とした第１の理由は、この組織が、後工程となる逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって、高温で生成したオーステナイトを室温まで安定に存在させるために必要な組織であるからである。高温で生成した逆変態オーステナイトの安定性は、オーステナイトの結晶粒径と関係し、結晶粒径が細かいほどマルテンサイト変態への抵抗力が高まることによって安定化する。
各結晶粒が細かく伸ばされた伸展状の組織は、逆変態オーステナイトを安定化するのに好適である。逆に、熱間加工や熱間加工後の熱処理によって、再結晶組織となった素材では、結晶粒が大きいために高温で生成した逆変態オーステナイトが安定化し難い。それ故、素材の組織形態を伸展状の組織に規定した。
また、素材の組織形態を伸展状の組織とした第２の理由は、高い残留磁束密度Ｂｒと角型比Ｂｒ／Ｂ８０００を得るために、この異方性組織が必要となるからである。更に、素材の組織をマルテンサイト組織が９５％以上の組織で成ることとした理由は、この組織が高い残留磁束密度Ｂｒを得る上で必要な組織であるからである。より望ましくは、マルテンサイト組織が９８％以上であると良い。
上記した伸展状のマルテンサイト組織が９５％以上の板状素材を得るための一例としては、１０００℃以上の高温での熱間圧延によって作製されたコイル状に巻かれた板状素材を、８００℃以上の温度に保持したバッチ炉内で０．５〜５．０時間保持後、空冷する熱処理を施して、再結晶したマルテンサイト組織とした後に、減面率９０％以上の冷間圧延を施してマルテンサイト組織を細かく伸ばすと良い。
また、熱間圧延後の素材も圧延中の動的再結晶によって再結晶組織となっていることが多いので、素材を製造する際の工程短縮を図りたい場合には、バッチ炉を用いた熱処理工程を省略しても良い。
また、熱間圧延後の素材も圧延中の動的再結晶によって再結晶組織となっていることが多いので、素材を製造する際の工程短縮を図りたい場合には、バッチ炉を用いた熱処理工程を省略しても良い。
また、冷間加工中の加工硬化によって、素材の端部の割れが懸念される場合には、冷間加工工程の途中に熱処理工程（以下、中間熱処理と記す）を入れても良い。この場合、中間熱処理が本発明における熱処理となる。
但し、この中間熱処理をバッチ炉で行うと、素材の生産効率が著しく低下することから、中間熱処理は、連続炉で行うことが好ましく、素材の温度が８００℃以上となるように調整された加熱炉の中を順次通板して行くと良い。
この中間熱処理を行うことによって、板状素材は再結晶したマルテンサイト組織に調整できる。中間熱処理を行った場合には、中間熱処理の後に冷間加工を施して、再び伸展状のマルテンサイト組織にすると良く、中間熱処理後の冷間加工時の減面率を９０％以上とする。換言すれば、最終板厚まで冷間加工した時に最終減面率が９０％以上となるように、中間熱処理を行う板厚を決定すると良い。
以上、述べた方法により伸展状のマルテンサイト組織が９５％以上の板状素材とすることができる。
但し、この中間熱処理をバッチ炉で行うと、素材の生産効率が著しく低下することから、中間熱処理は、連続炉で行うことが好ましく、素材の温度が８００℃以上となるように調整された加熱炉の中を順次通板して行くと良い。
この中間熱処理を行うことによって、板状素材は再結晶したマルテンサイト組織に調整できる。中間熱処理を行った場合には、中間熱処理の後に冷間加工を施して、再び伸展状のマルテンサイト組織にすると良く、中間熱処理後の冷間加工時の減面率を９０％以上とする。換言すれば、最終板厚まで冷間加工した時に最終減面率が９０％以上となるように、中間熱処理を行う板厚を決定すると良い。
以上、述べた方法により伸展状のマルテンサイト組織が９５％以上の板状素材とすることができる。
次に逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の温度範囲を４００〜５７０℃に規定した理由を述べる。このオーステナイトを生成させる熱処理工程は最終工程とする。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理は、半硬質磁性材料中のオーステナイト量を調整し、ひいては半硬質磁性材料の保磁力を調整するための重要工程である。また、この熱処理は、逆変態オーステナイトの生成と併せて金属間化合物を析出させる時効処理としての役割も兼ねており、この金属間化合物の析出によって半硬質磁性材料の残留磁束密度と角型比を調整するための重要工程でもある。
本発明者の検討によれば、例えば、防犯センサー用のバイアス材に望まれる１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲の保磁力を得るためには、逆変態オーステナイト量を３０．０％未満の範囲に調整することが必要とされる。更に、より望ましい範囲である１２００〜４０００Ａ／ｍの保磁力を得るためには、逆変態オーステナイト量を３０．０％未満（０％は含まない）の範囲に調整すると良く、更に望ましくは５．０〜２５．０％の範囲に調整するのが良い。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理は、半硬質磁性材料中のオーステナイト量を調整し、ひいては半硬質磁性材料の保磁力を調整するための重要工程である。また、この熱処理は、逆変態オーステナイトの生成と併せて金属間化合物を析出させる時効処理としての役割も兼ねており、この金属間化合物の析出によって半硬質磁性材料の残留磁束密度と角型比を調整するための重要工程でもある。
本発明者の検討によれば、例えば、防犯センサー用のバイアス材に望まれる１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲の保磁力を得るためには、逆変態オーステナイト量を３０．０％未満の範囲に調整することが必要とされる。更に、より望ましい範囲である１２００〜４０００Ａ／ｍの保磁力を得るためには、逆変態オーステナイト量を３０．０％未満（０％は含まない）の範囲に調整すると良く、更に望ましくは５．０〜２５．０％の範囲に調整するのが良い。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の下限を４００℃としたのは、４００℃未満の温度では逆変態オーステナイトが生成せず、保磁力を１０００Ａ／ｍまで高める効果が小さいからである。また、４００℃未満の温度では、金属間化合物を析出させる効果も小さく、ひいては残留磁束密度と角型比を高める効果が小さいからである。但し、熱処理温度が４００〜４７０℃の範囲では、逆変態オーステナイトが生成しても望ましい範囲である５．０％に満たない場合がある。それ故、逆変態オーステナイト量をより確実に５．０％以上とするためには、熱処理温度の下限は４７０℃であることが望ましい。
一方、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の上限を５７０℃としたのは、熱処理温度が５７０℃より高温になると、再結晶が始まることによって、伸展状の異方性組織が崩れ始め、残留磁束密度と角型比が低下するからである。それ故、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の上限を５７０℃に規定した。但し、熱処理温度が５３０〜５７０℃の範囲では、逆変態オーステナイト量が３０．０％近傍となり易く、残留磁束密度と角型比が低下する惧れがある。それ故、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度のより望ましい上限は、５３０℃である。逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の更に望ましい範囲は、４９０〜５２０℃である。
一方、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の上限を５７０℃としたのは、熱処理温度が５７０℃より高温になると、再結晶が始まることによって、伸展状の異方性組織が崩れ始め、残留磁束密度と角型比が低下するからである。それ故、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の上限を５７０℃に規定した。但し、熱処理温度が５３０〜５７０℃の範囲では、逆変態オーステナイト量が３０．０％近傍となり易く、残留磁束密度と角型比が低下する惧れがある。それ故、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度のより望ましい上限は、５３０℃である。逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の更に望ましい範囲は、４９０〜５２０℃である。
次に、望ましい範囲として、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の保持時間を１０分以上とした理由は、保持時間が１０分未満の範囲では、逆変態オーステナイトの生成と金属間化合物の析出がともに不十分であるため、所望の範囲の保磁力と角型比が得られ難いからである。より望ましい保持時間は３０分以上である。また、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の保持時間の上限は、特に規定しないが、半硬質磁性材料の生産性を劣化させない範囲として、５時間以下であることが望ましい。
最終工程となる逆変態オーステナイトを生成させる熱処理は、コイル状に巻かれた板状素材をバッチ炉に入れて行えば良い。また、熱処理雰囲気はアルゴン、窒素、水素等の無酸化雰囲気中かあるいは真空中で行っても良い。また、熱処理後の冷却は、空冷するかあるいは空気、アルゴンガスや窒素ガスを吹き付ける衝風冷却としても良い。
次に、本発明の半硬質磁性材料における磁気特性の規定理由を述べる。
保磁力Ｈｃの範囲を１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲に規定したのは、この範囲が、例えば、防犯センサー用のバイアス材として必要とされる範囲であるからである。より望ましくは、１２００〜４０００Ａ／ｍであると良い。
また、磁場８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）と残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）との比Ｂｒ／Ｂ８０００が０．７０以上であることとしたのは、この範囲が、着磁状態と脱磁状態でのオン・オフの違いが明確であることとして望まれる範囲であり、防犯センサー用のバイアス材として用いるのに好ましいからである。より望ましくは、比Ｂｒ／Ｂ８０００が０．８０以上であると良い。また、本発明においては、残留磁束密度Ｂｒの範囲は特に規定しないが、防犯センサー用のバイアス材として用いるためには、１．０Ｔ以上であることが望ましい。
保磁力Ｈｃの範囲を１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲に規定したのは、この範囲が、例えば、防犯センサー用のバイアス材として必要とされる範囲であるからである。より望ましくは、１２００〜４０００Ａ／ｍであると良い。
また、磁場８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）と残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）との比Ｂｒ／Ｂ８０００が０．７０以上であることとしたのは、この範囲が、着磁状態と脱磁状態でのオン・オフの違いが明確であることとして望まれる範囲であり、防犯センサー用のバイアス材として用いるのに好ましいからである。より望ましくは、比Ｂｒ／Ｂ８０００が０．８０以上であると良い。また、本発明においては、残留磁束密度Ｂｒの範囲は特に規定しないが、防犯センサー用のバイアス材として用いるためには、１．０Ｔ以上であることが望ましい。
次に、本発明の半硬質磁性材料の組織規定理由を述べる。マルテンサイトと逆変態オーステナイトの組織でなることとしたのは、強磁性のマルテンサイト中に常磁性の逆変態オーステナイトを存在させることによって磁化過程における磁壁移動を阻害し、保磁力を高めるためである。なお、本発明のマルテンサイトと逆変態オーステナイトでなる組織とは、半硬質磁性材料をエックス線回折により分析した際、マルテンサイトとオーステナイトの相が検出される状態を指す。
この組織の内、逆変態オーステナイトの量を３０．０％未満としたのは、逆変態オーステナイトが３０．０％以上の範囲では、保磁力が５６００Ａ／ｍを超える場合があるとともに、残留磁束密度と角型比が低下するためである。逆変態オーステナイト量のより望ましい上限は、２５．０％である。
一方、逆変態オーステナイト量の下限は１０００Ａ／ｍ以上の保磁力を得るために１．２以上とする。逆変態オーステナイト量のより望ましい下限は５．０％である。
この組織の内、逆変態オーステナイトの量を３０．０％未満としたのは、逆変態オーステナイトが３０．０％以上の範囲では、保磁力が５６００Ａ／ｍを超える場合があるとともに、残留磁束密度と角型比が低下するためである。逆変態オーステナイト量のより望ましい上限は、２５．０％である。
一方、逆変態オーステナイト量の下限は１０００Ａ／ｍ以上の保磁力を得るために１．２以上とする。逆変態オーステナイト量のより望ましい下限は５．０％である。
望ましい範囲として、半硬質磁性材料のビッカース硬さを４００Ｈｖ以上であることとしたのは、硬さがこの範囲であれば、金属間化合物が微細に析出していると見なすことができ、ひいては半硬質磁性材料の残留磁束密度と角型比を高めることができるからである。
本発明の半硬質磁性材料中に生成する金属間化合物は極めて微細であるため、光学顕微鏡や電子顕微鏡を用いて金属間化合物を直接観察することは極めて難しい。しかしながら、金属間化合物が微細に析出すると、析出硬化によって高硬度化するので、ビッカース硬さを金属間化合物が析出していることの指標とすることができる。
ビッカース硬さが４００Ｈｖ以上であれば、金属間化合物が微細に析出していると見なすことができ、更にＢｒ／Ｂ８０００を０．７０以上に調整することができる。それ故、ビッカース硬さを４００Ｈｖ以上の範囲に規定した。尚、本発明の半硬質磁性材料中に生成する金属間化合物は、ＮｉとＭｏの化合物であると考えており、より具体的にはＮｉ３Ｍｏであると考えている。
本発明の製造方法により作製した半硬質磁性材料は、保磁力Ｈｃを１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲内に調整することができるとともに、残留磁束密度を高めることができ、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００を望ましい範囲である０．７０以上の値に調整することができる。それ故、本発明の半硬質磁性材料は、例えば、防犯センサー用のバイアス材として用いることができる。
本発明の半硬質磁性材料中に生成する金属間化合物は極めて微細であるため、光学顕微鏡や電子顕微鏡を用いて金属間化合物を直接観察することは極めて難しい。しかしながら、金属間化合物が微細に析出すると、析出硬化によって高硬度化するので、ビッカース硬さを金属間化合物が析出していることの指標とすることができる。
ビッカース硬さが４００Ｈｖ以上であれば、金属間化合物が微細に析出していると見なすことができ、更にＢｒ／Ｂ８０００を０．７０以上に調整することができる。それ故、ビッカース硬さを４００Ｈｖ以上の範囲に規定した。尚、本発明の半硬質磁性材料中に生成する金属間化合物は、ＮｉとＭｏの化合物であると考えており、より具体的にはＮｉ３Ｍｏであると考えている。
本発明の製造方法により作製した半硬質磁性材料は、保磁力Ｈｃを１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲内に調整することができるとともに、残留磁束密度を高めることができ、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００を望ましい範囲である０．７０以上の値に調整することができる。それ故、本発明の半硬質磁性材料は、例えば、防犯センサー用のバイアス材として用いることができる。
以下の実施例で、本発明を更に詳しく説明する。
工業規模の量産用設備を用いて真空溶解後、１１００℃での熱間鍛造工程を行い、半硬質磁性材料素材Ｎｏ．１を得た。この半硬質磁性材料素材Ｎｏ．１の化学組成を表１に示す。
工業規模の量産用設備を用いて真空溶解後、１１００℃での熱間鍛造工程を行い、半硬質磁性材料素材Ｎｏ．１を得た。この半硬質磁性材料素材Ｎｏ．１の化学組成を表１に示す。
Ｎｏ．１の組成を有する半硬質磁性材料素材に１１００℃での熱間圧延を行い２.５ｍｍ厚さに仕上げ、更に８３０℃に保持したＡｒ雰囲気中で１時間保持後、空冷の熱処理を行った。
この時の熱間圧延後のマルテンサイト量は９８.８％、熱処理後のマルテンサイト量は９９.０％であった。なお、マルテンサイト量の測定方法は、上述したエックス線積分強度比によりマルテンサイト量を測定し、熱間圧延後及び熱処理後の金属組織は、何れも再結晶したオーステナイトが冷却中に変態したマルテンサイト組織であった。
熱処理後のコイル状素材に施す冷間加工として、減面率を６０％〜９６％の範囲で冷間圧延を行って、板状の素材とした。
この時の熱間圧延後のマルテンサイト量は９８.８％、熱処理後のマルテンサイト量は９９.０％であった。なお、マルテンサイト量の測定方法は、上述したエックス線積分強度比によりマルテンサイト量を測定し、熱間圧延後及び熱処理後の金属組織は、何れも再結晶したオーステナイトが冷却中に変態したマルテンサイト組織であった。
熱処理後のコイル状素材に施す冷間加工として、減面率を６０％〜９６％の範囲で冷間圧延を行って、板状の素材とした。
上述の板状素材の断面組織の例として、減面率９６％の板状素材を走査型電子顕微鏡で観察した結果を図１に示す。
圧延方向に沿って伸展状の異方性組織が得られていることが分かる。この減面率９６％の板状素材のエックス線回折図形では、図２に示すように体心立方格子の回折ピークのみが検出されており、マルテンサイト量が１００％の組織となっていることが分かる。
なお、減面率６０％〜９６％の冷間圧延を行った板状素材のマルテンサイト量も１００％であった。なお、冷間圧延の減面率が大きいほど、各結晶粒が細かく伸ばされた伸展状の組織となっており、後の逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって得られる磁気特性に影響を及ぼす結果となった。この結果は後述する。
これより、本実施例の製造方法では、冷間圧延が完了するまでの途中過程で、逆変態オーステナイトは殆ど生じていないことが確認された。
圧延方向に沿って伸展状の異方性組織が得られていることが分かる。この減面率９６％の板状素材のエックス線回折図形では、図２に示すように体心立方格子の回折ピークのみが検出されており、マルテンサイト量が１００％の組織となっていることが分かる。
なお、減面率６０％〜９６％の冷間圧延を行った板状素材のマルテンサイト量も１００％であった。なお、冷間圧延の減面率が大きいほど、各結晶粒が細かく伸ばされた伸展状の組織となっており、後の逆変態オーステナイトを生成させる熱処理によって得られる磁気特性に影響を及ぼす結果となった。この結果は後述する。
これより、本実施例の製造方法では、冷間圧延が完了するまでの途中過程で、逆変態オーステナイトは殆ど生じていないことが確認された。
冷間圧延によって伸展状のマルテンサイト組織が１００％となった各板状素材から、幅８ｍｍ×長さ９０ｍｍの短冊状試験片と幅１０ｍｍ×長さ１５ｍｍの試験片を切り出し、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理として、Ａｒ雰囲気炉中で４２５〜６５０℃の範囲で１時間保持後、空冷する熱処理を行い、半硬質磁性材料とした。
熱処理後のオーステナイト量をエックス線回折により測定し、冷間圧延後と熱処理後の硬さをビッカース硬度計を用いて荷重０．１ｋｇの条件で測定した。また、冷間圧延後と熱処理後の直流Ｂ−Ｈ曲線を直流磁束計により最大印加磁場８０００Ａ／ｍの条件で測定した。このＢ−Ｈ曲線より、磁場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。
熱処理後のオーステナイト量をエックス線回折により測定し、冷間圧延後と熱処理後の硬さをビッカース硬度計を用いて荷重０．１ｋｇの条件で測定した。また、冷間圧延後と熱処理後の直流Ｂ−Ｈ曲線を直流磁束計により最大印加磁場８０００Ａ／ｍの条件で測定した。このＢ−Ｈ曲線より、磁場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。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後のエックス線回折図形の例として、減面率９６％の板状素材を５００℃で１時間保持後、空冷する熱処理を行った材料のエックス線回折図形を図３に示す。体心立方格子のマルテンサイトと面心立方格子のオーステナイトが検出されており、マルテンサイトと逆変態オーステナイトの組織になっていることが分かる。
冷間圧延の減面率を変化させた各板状素材について、オーステナイト量に及ぼす逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の影響を図４に示す。
何れの減面率の板状素材においても、オーステナイトを生成させる熱処理温度が４００〜５７０℃の本発明の範囲では、熱処理温度の高温化とともにオーステナイト量が増加している。そして、オーステナイト量は、５７５℃で最大となった後には高温化とともに低下している。これは、５７５℃を超える温度では再結晶が始まるために、加熱中に生成したオーステナイトが不安定になるためと考えている。
また、本発明でより望ましい範囲とした４７０〜５３０℃の範囲では、オーステナイト量が３０．０％未満となっていることが分かる。
何れの減面率の板状素材においても、オーステナイトを生成させる熱処理温度が４００〜５７０℃の本発明の範囲では、熱処理温度の高温化とともにオーステナイト量が増加している。そして、オーステナイト量は、５７５℃で最大となった後には高温化とともに低下している。これは、５７５℃を超える温度では再結晶が始まるために、加熱中に生成したオーステナイトが不安定になるためと考えている。
また、本発明でより望ましい範囲とした４７０〜５３０℃の範囲では、オーステナイト量が３０．０％未満となっていることが分かる。
一方、図５は、冷間圧延の減面率を変化させた各板状素材について、ビッカース硬さに及ぼす逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の影響を示す。
何れの減面率の板状素材においても、ビッカース硬さは、オーステナイトを生成させる熱処理温度に対して逆Ｖ字型の挙動を示して変化しており、熱処理温度が４００〜５７０℃の範囲では、冷間圧延ままの状態より高い硬度を示している。
このことから、この４００〜５７０℃での熱処理後には、金属間化合物が析出していることが分かる。更に、本発明のより望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には、４００Ｈｖ以上の硬さが得られており、金属間化合物が特に微細に析出していることが分かる。
何れの減面率の板状素材においても、ビッカース硬さは、オーステナイトを生成させる熱処理温度に対して逆Ｖ字型の挙動を示して変化しており、熱処理温度が４００〜５７０℃の範囲では、冷間圧延ままの状態より高い硬度を示している。
このことから、この４００〜５７０℃での熱処理後には、金属間化合物が析出していることが分かる。更に、本発明のより望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には、４００Ｈｖ以上の硬さが得られており、金属間化合物が特に微細に析出していることが分かる。
図６は、各減面率の半硬質磁性材料素材に対して逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を施した後の残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）に及ぼす熱処理温度の影響を示す。
４２５〜５００℃の範囲で熱処理後の残留磁束密度Ｂｒは、冷間圧延後の状態より高い値を示し、５００℃を超える温度範囲では、一旦低下した後、５７５℃を超える温度で再び増加している。
角型比Ｂｒ／Ｂ８０００も、残留磁束密度Ｂｒとよく似た傾向を示し、４２５〜５２５℃の範囲では、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の高温化とともに増加するが、５２５℃で最大値を示した後に一旦低下し、５７５℃を超える温度で再び増加している。また、保磁力は、総じて逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の上昇とともに増加しているが、オーステナイト量が最大となる５７５℃付近では、一旦、低下している。
図６から、本発明で規定する４００〜５７０℃の範囲での逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行った場合には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力を持つ半硬質磁性材料が得られている。更に、本発明でより望ましい範囲とする４７０〜５３０℃で逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行った場合には、本発明で望ましい範囲とした０．７０以上の高い角型比（Ｂｒ／Ｂ８０００）も併せて得られることが分かる。
４２５〜５００℃の範囲で熱処理後の残留磁束密度Ｂｒは、冷間圧延後の状態より高い値を示し、５００℃を超える温度範囲では、一旦低下した後、５７５℃を超える温度で再び増加している。
角型比Ｂｒ／Ｂ８０００も、残留磁束密度Ｂｒとよく似た傾向を示し、４２５〜５２５℃の範囲では、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の高温化とともに増加するが、５２５℃で最大値を示した後に一旦低下し、５７５℃を超える温度で再び増加している。また、保磁力は、総じて逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の上昇とともに増加しているが、オーステナイト量が最大となる５７５℃付近では、一旦、低下している。
図６から、本発明で規定する４００〜５７０℃の範囲での逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行った場合には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力を持つ半硬質磁性材料が得られている。更に、本発明でより望ましい範囲とする４７０〜５３０℃で逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行った場合には、本発明で望ましい範囲とした０．７０以上の高い角型比（Ｂｒ／Ｂ８０００）も併せて得られることが分かる。
図７は、減面率９６％の半硬質磁性材料素材に対して、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を施した際の逆変態オーステナイト量（％）、ビッカース硬さＨｖ０．１、残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）、角型比Ｂｒ／Ｂ８０００、保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）に及ぼす熱処理温度の影響を一覧にして示す。
熱処理温度の変化に伴う保磁力Ｈｃの挙動は、逆変態オーステナイト量の挙動とよく似ており、逆変態オーステナイト量を調節することにより保磁力を制御できることが分かる。また、５００℃以上の熱処理温度では、残留磁束密度Ｂｒと角型比Ｂｒ／Ｂ８０００の挙動は、逆変態オーステナイト量と裏返しの関係になっていることから、逆変態オーステナイト量の調節は、ＢｒやＢｒ／Ｂ８０００の制御にも有効であることが分かる。
但し、逆変態オーステナイト量の少ない５００℃未満の熱処理温度域においては、ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００の挙動は、ビッカース硬さＨｖ０．１の挙動とよく似ており、この熱処理温度域においてＢｒとＢｒ／Ｂ８０００は高い値を示している。
このことから、ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００を高めるためには、金属間化合物を微細析出させる必要があることが分かる。このように、本発明の半硬質磁性材料の保磁力と逆変態オーステナイト量には密接な関係があり、更に高いＢｒやＢｒ／Ｂ８０００と金属間化合物の析出状態にも密接な関係がある。
熱処理温度の変化に伴う保磁力Ｈｃの挙動は、逆変態オーステナイト量の挙動とよく似ており、逆変態オーステナイト量を調節することにより保磁力を制御できることが分かる。また、５００℃以上の熱処理温度では、残留磁束密度Ｂｒと角型比Ｂｒ／Ｂ８０００の挙動は、逆変態オーステナイト量と裏返しの関係になっていることから、逆変態オーステナイト量の調節は、ＢｒやＢｒ／Ｂ８０００の制御にも有効であることが分かる。
但し、逆変態オーステナイト量の少ない５００℃未満の熱処理温度域においては、ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００の挙動は、ビッカース硬さＨｖ０．１の挙動とよく似ており、この熱処理温度域においてＢｒとＢｒ／Ｂ８０００は高い値を示している。
このことから、ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００を高めるためには、金属間化合物を微細析出させる必要があることが分かる。このように、本発明の半硬質磁性材料の保磁力と逆変態オーステナイト量には密接な関係があり、更に高いＢｒやＢｒ／Ｂ８０００と金属間化合物の析出状態にも密接な関係がある。
図６において、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度の変化に伴う磁気特性の変化は、いずれの減面率を施した場合にも、よく似た挙動を示しているが、Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は減面率により異なっており、磁気特性が減面率依存性を持つことを示唆している。
そこで、冷間圧延後に５００℃で１ｈ保持後、空冷する熱処理を施した場合と、冷間圧延ままの状態でのＢｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値に及ぼす減面率の影響を図８に示す。冷間圧延ままの状態では（図中○）、減面率が変化しても、各特性値の変化は顕著でないが、５００℃での熱処理後には（図中●）、減面率の増加とともにＢｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は上昇している。
また、各特性値の上昇は、減面率を９０％以上とした場合に特に顕著であることが分かる。このことから、冷間圧延率の減面率を高めることによって、熱処理後に１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力Ｈｃと、好ましい範囲とした０．７０以上の高角型比Ｂｒ／Ｂ８０００が得られ、半硬質磁性材料の磁気特性に良好な結果をもたらすことが分かる。
そこで、冷間圧延後に５００℃で１ｈ保持後、空冷する熱処理を施した場合と、冷間圧延ままの状態でのＢｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値に及ぼす減面率の影響を図８に示す。冷間圧延ままの状態では（図中○）、減面率が変化しても、各特性値の変化は顕著でないが、５００℃での熱処理後には（図中●）、減面率の増加とともにＢｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は上昇している。
また、各特性値の上昇は、減面率を９０％以上とした場合に特に顕著であることが分かる。このことから、冷間圧延率の減面率を高めることによって、熱処理後に１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力Ｈｃと、好ましい範囲とした０．７０以上の高角型比Ｂｒ／Ｂ８０００が得られ、半硬質磁性材料の磁気特性に良好な結果をもたらすことが分かる。
図８の結果を材料組織の面から解釈するため、冷間圧延後に５００℃で１ｈ保持後、空冷する熱処理を施した場合と、冷間圧延ままの状態でのビッカース硬さＨｖ０．１と逆変態オーステナイト量（％）に及ぼす減面率の影響を図９に示す。
硬さは、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後、冷間圧延後のいずれの状態においても減面率の増加とともに上昇しているが、減面率６０％の場合には冷間圧延後（３３６Ｈｖ）と熱処理後（４１７Ｈｖ）の硬さの差が８１Ｈｖであるのに対し、減面率９６％の場合には冷間圧延後（３７８Ｈｖ）と熱処理後（４８４Ｈｖ）の硬さの差が１０６Ｈｖにまで広がっている。
また、冷間圧延後のオーステナイト量は、先述したように、いずれの減面率の材料においても０％であるが、熱処理後の逆変態オーステナイトの生成量は減面率６０％の場合で１．２％、減面率９６％の場合で６．３％と減面率とともに増加している。
このように逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後の硬さと逆変態オーステナイト量に減面率依存性がある要因は、減面率の増加により金属間化合物の時効析出サイトと、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態の駆動力が増加するためと考えられる。そして、これらの金属間化合物の時効析出サイトと、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態の駆動力の増加が、図８に示した減面率の変化に伴う磁気特性変化の要因であると考えている。
硬さは、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後、冷間圧延後のいずれの状態においても減面率の増加とともに上昇しているが、減面率６０％の場合には冷間圧延後（３３６Ｈｖ）と熱処理後（４１７Ｈｖ）の硬さの差が８１Ｈｖであるのに対し、減面率９６％の場合には冷間圧延後（３７８Ｈｖ）と熱処理後（４８４Ｈｖ）の硬さの差が１０６Ｈｖにまで広がっている。
また、冷間圧延後のオーステナイト量は、先述したように、いずれの減面率の材料においても０％であるが、熱処理後の逆変態オーステナイトの生成量は減面率６０％の場合で１．２％、減面率９６％の場合で６．３％と減面率とともに増加している。
このように逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後の硬さと逆変態オーステナイト量に減面率依存性がある要因は、減面率の増加により金属間化合物の時効析出サイトと、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態の駆動力が増加するためと考えられる。そして、これらの金属間化合物の時効析出サイトと、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態の駆動力の増加が、図８に示した減面率の変化に伴う磁気特性変化の要因であると考えている。
実施例１の結果を基に、以下の製造工程での半硬質磁性材料の工業的試作を実施した。
工業規模の量産用設備を用いて真空溶解後、１１００℃での熱間鍛造工程を行い、半硬質磁性材料素材を得た。この半硬質磁性材料素材に１１００℃での熱間圧延を行い２.５ｍｍ厚さに仕上げた後、真空熱処理炉での熱処理を施した。なお、半硬質磁性材料素材の化学組成は表１に示すものと同じである。
熱処理条件としては、８３０℃まで昇温後、１時間保持し、Ｎ２ガスにより急冷した。この時の熱間圧延後のマルテンサイト量は９８.８％、熱処理後のマルテンサイト量は９９.０％であった。なお、マルテンサイト量の測定方法は、上述したエックス線積分強度比によりマルテンサイト量を測定し、熱間圧延後及び熱処理後の金属組織は、何れも再結晶組織であった。
この熱処理した板状素材に対し、減面率６０％の冷間圧延を施して板厚１ｍｍとした後、中間熱処理（連続炉熱処理）として、板状素材の温度が約９００℃となるように調整された加熱炉の中を通板させて、板状素材を軟化させた。中間熱処理後の板状素材に対し、減面率９５％の冷間圧延（以下、最終冷間圧延と記す）を施して、板厚０．０５ｍｍの板状素材を得た。
中間熱処理後、及び最終冷間圧延後の板状素材のエックス線回折図形を調べたところ、いずれもマルテンサイトが１００％となっていた。
それ故、この実施例２の製造工程においても、途中過程で逆変態オーステナイトは生成していない。また、中間熱処理後と最終冷間圧延後の組織を観察したところ、中間熱処理後には再結晶組織となっていたが、その後の圧下率９５％の最終冷間圧延により、伸展状の組織となっていることを確認した。
工業規模の量産用設備を用いて真空溶解後、１１００℃での熱間鍛造工程を行い、半硬質磁性材料素材を得た。この半硬質磁性材料素材に１１００℃での熱間圧延を行い２.５ｍｍ厚さに仕上げた後、真空熱処理炉での熱処理を施した。なお、半硬質磁性材料素材の化学組成は表１に示すものと同じである。
熱処理条件としては、８３０℃まで昇温後、１時間保持し、Ｎ２ガスにより急冷した。この時の熱間圧延後のマルテンサイト量は９８.８％、熱処理後のマルテンサイト量は９９.０％であった。なお、マルテンサイト量の測定方法は、上述したエックス線積分強度比によりマルテンサイト量を測定し、熱間圧延後及び熱処理後の金属組織は、何れも再結晶組織であった。
この熱処理した板状素材に対し、減面率６０％の冷間圧延を施して板厚１ｍｍとした後、中間熱処理（連続炉熱処理）として、板状素材の温度が約９００℃となるように調整された加熱炉の中を通板させて、板状素材を軟化させた。中間熱処理後の板状素材に対し、減面率９５％の冷間圧延（以下、最終冷間圧延と記す）を施して、板厚０．０５ｍｍの板状素材を得た。
中間熱処理後、及び最終冷間圧延後の板状素材のエックス線回折図形を調べたところ、いずれもマルテンサイトが１００％となっていた。
それ故、この実施例２の製造工程においても、途中過程で逆変態オーステナイトは生成していない。また、中間熱処理後と最終冷間圧延後の組織を観察したところ、中間熱処理後には再結晶組織となっていたが、その後の圧下率９５％の最終冷間圧延により、伸展状の組織となっていることを確認した。
また、この板厚０．０５ｍｍの板状素材より、実施例１と同様の試験片を切り出し、４７５〜５２５℃に保持した実験用の小型Ａｒ雰囲気炉中で１時間保持する逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行って半硬質磁性材料を作製した後に、オーステナイト量と磁気特性を評価した。更に、板厚０．０５ｍｍの板状素材をコイル状に巻いた状態で、量産用の大型熱処理炉に挿入し、５０８℃に保持したＡｒ雰囲気中で１時間保持する逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行って半硬質磁性材料を作製した後に、オーステナイト量と磁気特性を評価した。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度とオーステナイト量（％）、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）の値を一覧にして表２に示す。また、半硬質磁性材料のＢ−Ｈ曲線の例として、量産用の大型熱処理炉において５０８℃で１時間熱処理後のＢ−Ｈ曲線を図１０に示す。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度とオーステナイト量（％）、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）の値を一覧にして表２に示す。また、半硬質磁性材料のＢ−Ｈ曲線の例として、量産用の大型熱処理炉において５０８℃で１時間熱処理後のＢ−Ｈ曲線を図１０に示す。
表２から、本発明の製造方法で作製した半硬質磁性材料では、オーステナイト量が望ましい範囲である１．０〜３０．０％未満の範囲内となり、１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲の保磁力が得られている。更に、ビッカース硬さも望ましい範囲である４００Ｈｖ以上となり、１．１６Ｔ以上の高い残留磁束密度と０．７９７以上の高い角型比が得られることが分かる。
また、図１０に示したＢ−Ｈ曲線からも、本発明の半硬質磁性材料における角型比の高さが分かる。
また、図１０に示したＢ−Ｈ曲線からも、本発明の半硬質磁性材料における角型比の高さが分かる。
実施例１の結果を基に、以下の製造工程での半硬質磁性材料の工業的試作を実施した。
工業規模の量産用設備を用いて真空溶解後、１１００℃での熱間鍛造工程を行い、半硬質磁性材料素材を得た。この半硬質磁性材料素材に１１００℃での熱間圧延を行い２.５ｍｍ厚さに仕上げた。なお、半硬質磁性材料素材の化学組成は表１に示すものと同じである。
次に、工程短縮のため、熱化処理を行わずに、そのまま圧下率９８％の冷間圧延を施し、板厚０．０５ｍｍの板状素材を得た。この板状素材においても、マルテンサイトが１００％で、かつ伸展状の組織となっていることを確認した。
実施例１、２と同様に、この板状素材から試験片を切り出し、４７５〜５２５℃の範囲で逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行って評価に供した。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度とオーステナイト量（％）、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）の値を一覧にして表３に示す。
工業規模の量産用設備を用いて真空溶解後、１１００℃での熱間鍛造工程を行い、半硬質磁性材料素材を得た。この半硬質磁性材料素材に１１００℃での熱間圧延を行い２.５ｍｍ厚さに仕上げた。なお、半硬質磁性材料素材の化学組成は表１に示すものと同じである。
次に、工程短縮のため、熱化処理を行わずに、そのまま圧下率９８％の冷間圧延を施し、板厚０．０５ｍｍの板状素材を得た。この板状素材においても、マルテンサイトが１００％で、かつ伸展状の組織となっていることを確認した。
実施例１、２と同様に、この板状素材から試験片を切り出し、４７５〜５２５℃の範囲で逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を行って評価に供した。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度とオーステナイト量（％）、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）の値を一覧にして表３に示す。
表３から、実施例３の製造方法においても、オーステナイト量が望ましい範囲である１．０〜３０．０％未満の範囲内となり、１０００〜５６００Ａ／ｍの範囲の保磁力が得られている。更に、１．３８Ｔ以上の高い残留磁束密度と０．７７５以上の高い角型比が得られている。
本実施例１〜３の製造方法で作製した半硬質磁性材料では、製造途中過程で意図的に逆変態オーステナイトを生成する工程や、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理後の冷間圧延によって逆変態オーステナイトの形態を制御する工程を含まなくても、冷間圧延後の逆変態オーステナイトを生成させる熱処理工程でオーステナイト量を調整することにより、所望の磁気特性を持った半硬質磁性材料が得られることが分かる。
すなわち、本実施例１〜３により、半硬質磁性材料の製造工程を簡素化できることを実証できた。
すなわち、本実施例１〜３により、半硬質磁性材料の製造工程を簡素化できることを実証できた。
実施例２で作製した最終冷間圧延での減面率９５％、板厚０．０５ｍｍの半硬質磁性材料素材から試験片を切り出し、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理時の保持時間の影響を調べる実験を行った。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度を４９０℃または５００℃に固定し、保持時間を５〜６０分の範囲で変動させた場合のビッカース硬さとオーステナイト量の変化を図１１に示す。
４９０℃、５００℃のいずれの熱処理温度でも、保持時間の増加とともにビッカース硬さとオーステナイト量は増加している。また、保持時間の増加に伴う磁気特性の変化を図１２に示す。
保持時間の増加とともに、Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は増加しており、本発明の製造方法で望ましい範囲とした１０分以上の保持により、ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００は、特に高い値となっている。更に、より望ましい範囲とした３０分以上の保持により、Ｈｃは１０００Ａ／ｍ以上となることが分かる。このように、最終工程となる逆変態オーステナイトを生成させる熱処理には１０分以上、より望ましくは３０分以上の保持をすると良いことから、バッチ炉による熱処理が適している。
逆変態オーステナイトを生成させる熱処理温度を４９０℃または５００℃に固定し、保持時間を５〜６０分の範囲で変動させた場合のビッカース硬さとオーステナイト量の変化を図１１に示す。
４９０℃、５００℃のいずれの熱処理温度でも、保持時間の増加とともにビッカース硬さとオーステナイト量は増加している。また、保持時間の増加に伴う磁気特性の変化を図１２に示す。
保持時間の増加とともに、Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は増加しており、本発明の製造方法で望ましい範囲とした１０分以上の保持により、ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００は、特に高い値となっている。更に、より望ましい範囲とした３０分以上の保持により、Ｈｃは１０００Ａ／ｍ以上となることが分かる。このように、最終工程となる逆変態オーステナイトを生成させる熱処理には１０分以上、より望ましくは３０分以上の保持をすると良いことから、バッチ炉による熱処理が適している。
表１に記した化学組成の周辺組成の半硬質磁性材料におけるオーステナイト量、硬さと磁気特性を調べるため、Ｎｉ量とＭｏ量を変動させた１１種類の半硬質磁性材料素材を真空溶解により各１０ｋｇずつ作製した。作製した各半硬質磁性材料素材の化学組成を表４のＮｏ．２〜１２に示す。
これらは、いずれも本発明の範囲内の化学組成である。これらを１１００℃に加熱して熱間鍛造して２０ｍｍ×６０ｍｍ×６００ｍｍ程度の鍛造材を得た後、各鍛造材を１１００℃に加熱して熱間圧延し、厚さ２．５ｍｍの熱延材を得た。この熱延材の酸化スケールを除去した後、８３０℃に保持したＡｒ雰囲気中で１時間保持後、空冷する熱処理を行った。この熱処理後に減面率９６％の冷間圧延を行って、板厚０．１ｍｍの板状の半硬質磁性材料素材とした。
これらは、いずれも本発明の範囲内の化学組成である。これらを１１００℃に加熱して熱間鍛造して２０ｍｍ×６０ｍｍ×６００ｍｍ程度の鍛造材を得た後、各鍛造材を１１００℃に加熱して熱間圧延し、厚さ２．５ｍｍの熱延材を得た。この熱延材の酸化スケールを除去した後、８３０℃に保持したＡｒ雰囲気中で１時間保持後、空冷する熱処理を行った。この熱処理後に減面率９６％の冷間圧延を行って、板厚０．１ｍｍの板状の半硬質磁性材料素材とした。
実施例１と同様に、各半硬質磁性材料素材より、幅８ｍｍ×長さ９０ｍｍの短冊状試験片を切り出し、逆変態オーステナイトを生成させる熱処理として、Ａｒ雰囲気炉中で４２５〜６５０℃の範囲で１時間保持後、空冷する熱処理を行った。この熱処理により、各半硬質磁性材料素材は、半硬質磁性材料となる。
冷間圧延後と熱処理後の直流Ｂ−Ｈ曲線を直流磁束計により最大印加磁場８０００Ａ／ｍの条件で測定した。このＢ−Ｈ曲線より、磁場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、磁性測定後の一部の試験片から幅８ｍｍ×長さ１５ｍｍ程度の試料を切り出し、エックス線回折によるオーステナイト量測定とビッカース硬さ測定に供した。
冷間圧延後と熱処理後の直流Ｂ−Ｈ曲線を直流磁束計により最大印加磁場８０００Ａ／ｍの条件で測定した。このＢ−Ｈ曲線より、磁場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、磁性測定後の一部の試験片から幅８ｍｍ×長さ１５ｍｍ程度の試料を切り出し、エックス線回折によるオーステナイト量測定とビッカース硬さ測定に供した。
半硬質磁性材料素材Ｎｏ．２、３、７、９と表１の半硬質磁性材料素材Ｎｏ．１に逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を施した際のオーステナイト量に及ぼす熱処理温度の影響を図１３に示す。
Ｎｏ．２、３、７、９においても、Ｎｏ．１と同様に熱処理温度の高温化とともにオーステナイト量は増加し、Ｎｏ．３とＮｏ．９においては５５０℃でオーステナイト量の最大値を示している。生成するオーステナイト量は、化学組成の違いによって変動しているが、いずれの半硬質磁性材料素材とも、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後にはオーステナイトが生成しており、本発明でより望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には、そのオーステナイト量は３０．０％未満となることが分かる。
Ｎｏ．２、３、７、９においても、Ｎｏ．１と同様に熱処理温度の高温化とともにオーステナイト量は増加し、Ｎｏ．３とＮｏ．９においては５５０℃でオーステナイト量の最大値を示している。生成するオーステナイト量は、化学組成の違いによって変動しているが、いずれの半硬質磁性材料素材とも、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後にはオーステナイトが生成しており、本発明でより望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には、そのオーステナイト量は３０．０％未満となることが分かる。
また、半硬質磁性材料素材Ｎｏ．２、３、７、９と表１の半硬質磁性材料素材Ｎｏ．１に逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を施した際の硬さに及ぼす熱処理温度の影響を図１４に示す。
いずれの半硬質磁性材料素材とも、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、冷間圧延ままの状態より高い硬度を示しており、金属間化合物の微細析出による硬化現象が起きている。特に、Ｍｏ量をそれぞれ４．１４％、４．０４％、５．９５％としたＮｏ．１、２、７では、本発明で望ましいとする４００Ｈｖ以上の高硬度が得られている。
いずれの半硬質磁性材料素材とも、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、冷間圧延ままの状態より高い硬度を示しており、金属間化合物の微細析出による硬化現象が起きている。特に、Ｍｏ量をそれぞれ４．１４％、４．０４％、５．９５％としたＮｏ．１、２、７では、本発明で望ましいとする４００Ｈｖ以上の高硬度が得られている。
次に、半硬質磁性材料素材Ｎｏ．２〜１２に対して逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を施した際の磁気特性（Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃ）に及ぼす熱処理温度の影響を図１５〜１７に示す。
図１５は、Ｍｏ量を約４％に固定し、Ｎｉ量を１２．５２〜２０．１９％の範囲で変動させた半硬質磁性材料素材Ｎｏ．２、５、８、１１の磁気特性に及ぼす熱処理温度の影響を示す。
ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００は、熱処理温度の高温化とともに上昇した後、５００〜５７５℃の範囲で一旦低下した後に再び上昇している。また、Ｈｃは、総じて熱処理温度の高温化とともに上昇する傾向にある。Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は、Ｎｉ量により異なっているが、この要因は、逆変態オーステナイトの安定度の違いによると思われる。すなわち、高Ｎｉ量の半硬質磁性材料素材ほど、マルテンサイトからの逆変態で生じたオーステナイトが安定であるため、室温で多量のオーステナイトが残存する結果、Ｂｒ，とＢｒ／Ｂ８０００は減少し、逆にＨｃは上昇すると思われる。
熱処理温度と磁気特性の関係に着目すると、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、望ましい範囲とした０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が得られている。更に、より望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が、より確実に得られていることが分かる。
図１５は、Ｍｏ量を約４％に固定し、Ｎｉ量を１２．５２〜２０．１９％の範囲で変動させた半硬質磁性材料素材Ｎｏ．２、５、８、１１の磁気特性に及ぼす熱処理温度の影響を示す。
ＢｒとＢｒ／Ｂ８０００は、熱処理温度の高温化とともに上昇した後、５００〜５７５℃の範囲で一旦低下した後に再び上昇している。また、Ｈｃは、総じて熱処理温度の高温化とともに上昇する傾向にある。Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性値は、Ｎｉ量により異なっているが、この要因は、逆変態オーステナイトの安定度の違いによると思われる。すなわち、高Ｎｉ量の半硬質磁性材料素材ほど、マルテンサイトからの逆変態で生じたオーステナイトが安定であるため、室温で多量のオーステナイトが残存する結果、Ｂｒ，とＢｒ／Ｂ８０００は減少し、逆にＨｃは上昇すると思われる。
熱処理温度と磁気特性の関係に着目すると、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、望ましい範囲とした０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が得られている。更に、より望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が、より確実に得られていることが分かる。
同様に、図１６は、Ｎｉ量を約１５％に固定し、Ｍｏ量を２．０３〜５．９５％の範囲で変動させた半硬質磁性材料素材Ｎｏ．３〜７の磁気特性に及ぼす熱処理温度の影響を示す。
Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性の熱処理温度依存性は、図１５とよく似た傾向を示している。また、各特性値の値は、Ｍｏ量により異なっており、Ｍｏ量が多くなる程、Ｂｒは低く、逆にＨｃは高くなっている。
熱処理温度と磁気特性の関係に着目すると、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、望ましい範囲とした０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が得られている。更に、より望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が、より確実に得られていることが分かる。
Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性の熱処理温度依存性は、図１５とよく似た傾向を示している。また、各特性値の値は、Ｍｏ量により異なっており、Ｍｏ量が多くなる程、Ｂｒは低く、逆にＨｃは高くなっている。
熱処理温度と磁気特性の関係に着目すると、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、望ましい範囲とした０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が得られている。更に、より望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が、より確実に得られていることが分かる。
更に、図１７は、Ｎｉ量を約２０％に固定し、Ｍｏ量を２．１０〜５．０８％の範囲で変動させた半硬質磁性材料素材Ｎｏ．９〜１２の磁気特性に及ぼす熱処理温度の影響を示す。
Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性の熱処理温度依存性は、図１５〜１６とよく似た傾向を示している。
熱処理温度と磁気特性の関係に着目すると、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、望ましい範囲とした０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が得られている。更に、より望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が、より確実に得られていることが分かる。
以上の実施例から、半硬質磁性材料素材の化学組成を本発明の範囲内とし、更に本発明で規定する方法で製造した本発明の半硬質磁性材料では、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、０．７０以上の高い角型比（Ｂｒ／Ｂ８０００）を得ることができ、防犯センサー用のバイアス材として適用できることが分かる。
Ｂｒ，Ｂｒ／Ｂ８０００，Ｈｃの各特性の熱処理温度依存性は、図１５〜１６とよく似た傾向を示している。
熱処理温度と磁気特性の関係に着目すると、本発明の４００〜５７０℃のいずれかの温度で熱処理した後には、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、望ましい範囲とした０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が得られている。更に、より望ましい範囲とした４７０〜５３０℃で熱処理後には０．７０以上のＢｒ／Ｂ８０００が、より確実に得られていることが分かる。
以上の実施例から、半硬質磁性材料素材の化学組成を本発明の範囲内とし、更に本発明で規定する方法で製造した本発明の半硬質磁性材料では、１０００〜５６００Ａ／ｍの保磁力と、０．７０以上の高い角型比（Ｂｒ／Ｂ８０００）を得ることができ、防犯センサー用のバイアス材として適用できることが分かる。
Claims (12)
- 防犯センサーのバイアス材のための半硬質磁性材料の製造方法において、前記半硬質磁性材料は、質量％で、Ｎｉ：１０．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．０〜６．０％、残部がＦｅ及び不可避不純物でなる半硬質磁性材料素材を、７００℃を超え１２００℃以下の熱処理或いは熱間加工により９０％以上のマルテンサイト組織に調整した後、減面率５０％以上の冷間加工を行ってマルテンサイト組織が９５％以上であって伸展状の組織を有する素材とし、その後、逆変態オーステナイト量を調整する最終工程として、前記素材を４００〜５７０℃の範囲で逆変態オーステナイトを１．２以上３０．０％未満生成させる熱処理を行って、保磁力Ｈｃを１０００〜５６００Ａ／ｍ、磁場８０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ８０００（Ｔ）と残留磁束密度Ｂｒ（Ｔ）との比Ｂｒ／Ｂ８０００が０．７０以上とすることを特徴とする半硬質磁性材料の製造方法。
- 半硬質磁性材料素材のＮｉ量は、質量％で１５．０〜２２．０％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の製造方法。
- 半硬質磁性材料素材のＭｏ量は、質量％で３．０〜５．５％であることを特徴とする請求項１または２に記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 半硬質磁性材料素材に行う熱処理或いは熱間加工は８００〜１１５０℃で行うことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 半硬質磁性材料素材には８００〜１０００℃の熱処理と、９００〜１１５０℃での熱間加工を行うことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 冷間加工の減面率は７０％以上であることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 冷間加工の減面率は９０％以上であることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を４７０〜５３０℃の範囲で行うことを特徴とする請求項１乃至７の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 逆変態オーステナイトを生成させる熱処理を４９０〜５２０℃の範囲で行うことを特徴とする請求項１乃至７の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 逆変態オーステナイトを生成させる熱処理の保持時間を１０分以上とすることを特徴とする請求項１乃至９の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 逆変態オーステナイトを生成させる熱処理により、逆変態オーステナイトを１．２以上３０．０％未満生成させる熱処理を行うことを特徴とする請求項１乃至１０の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
- 逆変態オーステナイトを生成させる熱処理により、逆変態オーステナイトを５％〜２５．０％生成させる熱処理を行うことを特徴とする請求項１乃至１０の何れかに記載の半硬質磁性材料の製造方法。
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