JPH0250931A - 強磁性Ｎｉ―Ｆｅ系合金、および、前記合金の優れた表面性状を有するスラブまたは熱間圧延鋼帯を製造するための方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、強磁性Ｎｊ、−Ｆｅ系合金、および、前記
合金の、優れた表面性状を有するスラブを製造するため
の方法に関するものである。

［従来の技術］ ＪＩＳに規定されたＰＣに対応するＮｊ−ＦＣ系合金（
以下、”ＰＣパーマロイ″という）は、磁気ヘッドのケ
ースおよび磁芯、各種変成器の磁芯、ならびに、各種磁
気遮蔽材として広く利用される磁性材料である。

上述したＰＣパーマロイのインゴットは、熱間加工性に
劣っている。従って、ＰＣパーマロイのインボッ１−を
分塊圧延すると、得られたスラブに、後述する理由によ
って、多くの表面疵が発生する。

ＰＣパーマロイのインゴットの熱間加工性は、前記イン
ボッ１−のニッケル含有量によって変化する。即ち、Ｐ
Ｃパーマロイのインゴットのニッケル含有量が多くなる
程、前記インボッ）・の熱間加工性が低丁する。従って
、８（ｈｔ、％程度のニッケルを含有する、ＰＣパーマ
ロイのインゴットの熱間加工性は、３５から４５ｔｉｔ
、ｒ程度のニッケルを含有するＮｉ−Ｆｅ系合金のイン
コツトに比べて、熱間加工性が著しく劣る。このために
、ＰＣパーマロイのインゴットから、エツジ割れ等の表
面疵が少ない、即ち、優れた表面性状を有するスラブを
製造するには、分塊圧延法を採用できないので、鍛造法
を採用せさるを得なかった。この理由は、次の通りであ
る：即ち、分塊圧延法においては、インゴットに多軸応
力および剪断応力が主として作用し、一方、鍛造法にお
いては、インボッ１−に圧縮応力が主に作用するからで
ある。しかしながら、鍛造法は、分塊圧延法に比べて、
熱間加工能率が低く、しかも、鍛造法によっても、スラ
ブの表面疵の発生を大幅に軽減することができない。従
って、分塊圧延法においても、スラブの表面疵を除去す
る必要があり、スラブの製造に余分な手間と時間を要す
る。

ＰＣパーマロイのインコツトに限らす、熱間加工性に劣
るインゴットを分塊圧延して、スラブを製造すると、こ
のように製造されたスラブに多くの表面疵が発生する。

この理由は、次の通りである：即ち、インゴットを分塊
圧延すると、インゴットは、ｌ５−１以上の歪み速度で
変形する。このときのインゴットのエツジ部および表層
部の温度は、インゴットの中心部の温度に比べて低く、
８００℃程度である。従って、このような温度差を有す
るインゴットに分塊圧延によって変形を加えると、得ら
れたスラブにエツジ割れ等の表面疵が発生する。

特に、熱間加工性に劣る、ＰＣパーマロイのインゴット
を分塊圧延すると、得られたスラブに、極めて多くの表
面疵か発生する。この理由は、次の通りである：即ち、
ＰＣパーマロイのインゴットを分塊圧延すると、インゴ
ットの温度降下時に、オーステナイ１への結晶粒界に不
純物元素が偏析して、前記結晶粒界が脆化する。このた
めに、インボッ１〜の温度が８００から１０００℃にな
ったときのインゴットの延性が著しく低下する。従って
、スラブに極めて多くの表面疵が発生する。

上述した問題は、スラブを熱間圧延して、合金板を製造
する場合や、圧延された合金板を熱間プレスして、プレ
ス成形品を製造する場合等においても生じる。

従来、」二連した問題を解決するためのＮｉ−Ｆｅ系合
金として、次に述へる強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金が提案さ
れている。

（１）特公昭６０　−　７，０１７号公報に開示された
、下記からなる強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金： ニア’７　）Ｌｔ　　　：　７５．０カら８４．９ｔ１
ｔ．％、チタン　　　＝０．５から５　、　（ｈｔ　、
ダ、マグネシウム：　ｏ．ｏｏｉｏから０．００２０す
ｔ．％、および、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としてのカーボンおよび硫黄
のそれぞれの含有量は、 カーボンニツイテは、０．０３　ｔｌｔ．％以下、およ
び、 硫　　黄しこついては、０．００：ｈｔ．％以下、（以
下、″先行技術］″という）。

（２）特開昭６２　−　２２７，０５３号公報に開示さ
れた、下記からなる強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金： ニアケル　　ニア０から８５すｔ．％、マンガン　　：
１，２からｌＯ．０すｔ．％、モリブテン　＝１．０か
ら６．（ｈｔ．％、カッパー　　二１．０から６．ＯＬ
ｌｔ．χ、クロム　　　：１．０から５．０すｔ．％、
ボＯ　ン：　０，００２０カラ０．０１−５０ｔｉｔ．
％、および、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐およびカー
ボンのそれぞれの含有量は、硫　　黄ニツイては、０．
００５ｔｙｔ．％以下、燐　　　については、０．０１
ｗｔ，％以下、および、 カーボンについては、０．０１．ｔａｊ，％以下、（以
下、″先行技術２″という）。

（３）特開昭６２　−　２２７，０５４号公報に開示さ
れた、下記からなる強磁性Ｎｊ−Ｆｅ系合金： ニッケル　＝７０から８５ｗｔ．％、 マンガン　：１．２すｔ．ｚ以下、 モリブデン：　１．０から６．ＯＩｌｔ．％、カンバー
　二１．０から６．（ｈｔ．％、クロム　　；１．０か
ら５．０すｔ．％、ボロン　　：　０，００２０から０
．０１５（ｈｔ．％、および、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐およびカー
ボンのそれぞれの含有量は、硫　　黄については、０．
００５ｗｔ、％以下、燐　　　については、０．０１す
ｔ０％以下、および、 カーボンについては、０．０１ｔｉｔ、％以下、そして
、ボロン含有量の、前記不可避的不純物としての硫黄、
燐およびカーボンの合計含有量に対する重量比は、０．
０８から７．０の範囲内である。

（以下、″先行技術３″という）。

［発明が解決しようとする課題］ 上述した先行技術１は、次のような問題を有している：
即ち、先行技術１の特徴は、不純物元素の１つである硫
黄を、硫化物の形成傾向の強いマグネシウムによって固
定することによって、合金の熱間加工性を向上させるこ
とにある。しかしながら、熱間加工上、特に重要な、８
００から１，０００°Ｃの温度範囲内における絞り値は
、先行技術１の実施例に開示されているように、４０か
ら６０％と低い。

従って、先行技術１の合金の素材に熱間加工を施こすと
、得られたスラブに多くの表面疵が発生する。

」二連した先行技術２および３は、次のような問題を有
している：即ち、先行技術２および３の特徴は、不純物
元素としての硫黄、燐およびカーボンの含有量を低減し
、そして、ボロンを添加して、オーステナイトの結晶粒
界に不純物元素か偏析するのを抑制することによって、
合金の熱間加工性を向上させることにある。しかしなが
ら、先行技術２および３の合金の熱間加工性は、以下に
述べるように、著しく悪い。即ち、先行技術２の実施例
に開示された合金Ｎα２を、真空溶解炉内で溶解し、次
いで、インゴットに鋳造した。次いて、鋳造されたイン
ボッ１〜から、直径５１■、長さ１．ＯＯｍｍの試験片
を切り出した。次いで、試験片を１　、２００℃の温度
に加熱し、次いで、９００″Ｃの温度まで冷却した。次
いで、このように加熱し冷却した試験片の絞り値を測定
した。その結果、試験片の絞り値は、２０％であった。

絞り値は、次のように定義される：引張り試験において
、試験片が破断するまで、試験片に、ｌ５−１以上の歪
み速度で、引張り応力を加えたとする。このとき、絞り
値とは、試験片の原断面積（Ａ）と、破断時における、
その最小断面積（Ａ′）との間の差（Ａ−Ａ’　）の、
試験片の原断面積（Ａ）に対する百分率（（Ａ−Ａ’　
）／ＡＸ１００）をいう。」二連した定義は、以下に述
べるすべての″絞り値″′に適用される。

次に、先行技術３の実施例に開示された合金Ｎ。

５から、上述した先行技術２におけると同様にして、試
験片を切り出し、□そして、先行技術２におけると同一
条件下で、試験片の絞り値を測定した。

その結果、試験片の絞り値は、２５％であった。

先行技術２および３においては、熱間加工」二特に重要
な、９００°Ｃにおける絞り値は、　上述したように、
何れも低い。従って、先行技術２および３の合金の素材
に熱間加工を施こすと、得られたスラブに多くの表面疵
が発生する。

このようなことから、８００から１，０００℃の範囲内
の温度における絞り値が、６０％を超えるような、優れ
た熱間加工性を有する強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金、および
、前記合金の、優れた表面性状を有するスラブを製造す
るための方法の開発が強く望まれているが、かかる合金
、および、前記合金のかかるスラブの製造方法は、まだ
提案されていない。

従って、この発明の目的は、８００から１，０００℃の
温度範囲内における絞り値が、６０％を超えるような、
優れた熱間加工性を有する強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金、お
よび、前記合金の、優れた表面性状を有するスラブを製
造するための方法を提供することにある。

［課題を解決するための手段］ この発明は、 ニッケル モリブデン ＝７５から８２すｔ、％、 ＝　２から６すｔ、ぶ、 ：　０．００１から０．００５すｔ１％。

：不可避的不純物としての酸素の 含有量が、０．００１超から０．００３１１ｔ。

％の範囲内の場合は、不可避的 ボロン カルシウム 不純物としての硫黄に対する重 量比において、下式を満足する 範囲内： １．５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５−・−・（１，）、または、 不可避的不純物としての酸素の 含有量が、０．００１ｗｔ、％以下の場合は、不可避的
不純物としての 硫黄に対する重量比において、 下式を満足する範囲内： １．１５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５０・・・・（２）、および
、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐、カーボン
、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫　　黄については、０．００２すｔ、％以下、燐　　
　については、０．００６すｔ、％以下、カーボンニツ
イテは、０．００３ｔｙｔ、％以下、酸　　素について
は、０．００３すｔ、％以下、および、 窒　　素については、０．００１５すｔ、％以下からな
ることに特徴を有するものである。

この発明の他の１つは、 ニッケル　　ニア５から８２ｗｔ、％、モリブデン　：
　２からｈ＋ｔ、ハ ボｏ　ン：　０．００１から０．００５ｖｔ、％、カル
シウム　：不可避的不純物としての酸素の含有量が、０
．００１超から０．００：ｈｔ。

％の範囲内の場合は、不可避的 不純物としての硫黄に対する重 量比において、下式を満足する 範囲内： １．５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５・−・−・−・（１）、また
は、 不可避的不純物としての酸素の 含有量が、Ｏ，００１ｗｔ、％以下の場合は、不可避的
不純物としての 硫黄に対する重量比において、 下式を満足する範囲内： １．１５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５０・・・・・（２）、およ
び、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐、カーボン
、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫　　黄については、０．００：ｈｔ、％以下、燐　　
　にツイテは、０，００６１１ｔ、％以下、カーボンに
ついては、０．００：ｈｔ、％以下、酸　　素にツイテ
は、０　、　ＯＯ３１，Ｉｔ　、　Ｚ　以下、および、 窒　　素については、０．００１５すｔ、ｙＪ以下から
なる素材を使用し、前記素材を、　１，１００から１．
２５０℃の範囲内の温度に加熱し、　次いで、このよう
に加熱した前記素材を、ｇ　ｏ　ｏ　’ｃ以上の仕」二
げ温度で熱間加工して、強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金の、優
れた表面性状を有するスラブを製造することに特徴を有
するものである。

我々は、」二連した観点から、前述した先行技術１から
３よりもより優れた熱間加工性を有する強磁性Ｎｉ−Ｆ
ｅ系合金、および、前記合金の、優れた表面性状を有す
るスラブを製造するための方法を開発すべく、鋭意、研
究を重ねた。その結果、我々は、次の知見を得た：即ち
、カルシウムの、不可避的不純物としての硫黄に対する
重量比を、所定の範囲内に維持し、所定量のボロンを添
加し、そして、不可避的不純物としての硫黄、燐、カー
ボンおよび窒素のそれぞれの含有量を、所定量以下に低
減させれば、著しく優れた熱間加工性を有する強磁性Ｎ
ｉ−Ｆｅ系合金を得ることができる。

我々は、更に、次の知見を得た：即ち、強磁性Ｎｉ−Ｆ
ｅ系合金中の不可避的不純物としての酸素の含有量を、
所定量以下に低減させれば、合金の磁気特性に悪影響を
及ぼすカルシウム含有量を、合金の熱間加工性を劣化さ
せることなく、低減させることができる。

我々は、更に、次の知見を得た：即ち、上述したＮｉ−
Ｆｅ系合金の素材を、　１，１００から１　、２５０℃
の範囲内の温度に加熱し、そして、次いで、このように
加熱した素材を、８００°Ｃ以上の仕上げ温度で熱間加
工すれば、強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金の、優れた表面性状
を有するスラブを製造することができる。

この発明は、上述した知見に基づいてなされたものであ
る。

この発明の強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金の化学成分組成を、
上述した範囲内に限定した理由について、以下に述べる
。

（１）ニッケル： ニッケルは、合金の透磁率に大きな影響を及ぼす成分で
ある。しかしながら、ニッケル含有量が７５ωｔ０％未
満では、透磁率が低下する。一方、ニッケル含有量が８
２ｔｏｔ、％を超えてもまた、透磁率が低下する。従っ
て、ニッケル含有量は、７５から８：ｈｔ。

％の範囲内に限定すべきである。

（２）モリブデン： モリブデンには、Ｎ１−Ｆｅ系合金において、Ｎｉ３Ｆ
ｅ規則格子の生成を抑制し、もって、合金の透磁率を高
める作用がある。しかしながらモリブデン含有量が２ｔ
ｉｔ、％未満ては、上述した作用に所望の効果が得られ
ない。一方、モリブデン含有量が６ｔａｔ、％を超えて
もまた、透磁率が低下する。

従って、モリブデン含有量は、２から６１．、ｌｔ、％
の範囲内に限定すべきである。

（３）ボロン： ボロンには、合金中の不可避的不純物の１っである燐の
粒界偏析、および、後述するカルシウムによって固定で
きなかった、同様に合金中の不可避的不純物の１っであ
る硫黄の粒界偏析を抑制し、もって、合金の熱間加工性
を向」ニさせる作用がある。　しかしながら、ボロン含
有量が０．００１すｔ、％未満では、上述した作用に所
望の効果か得られない。

一方、　ボロン含有量が０．００５すｔ、％を超えると
、ボロンの金属間化合物が形成されて、粒界脆化か生じ
、そのために、合金の熱間加工性が低下する。

従って、ボロン含有量は、０．００１から０．００５ｕ
ｔ、％の範囲内に限定すべきである。

ボロンの添加効果を調べるために、次の試験を行った：
即ち、後述する第１表に示す本発明合金Ｎｏ、　７、比
較合金Ｎｏｓ、］８および２０を真空溶解炉内で溶解し
、次いで、インゴットに鋳造した。次いで、このように
鋳造されたインボッ１〜から、直径５ｍｍ、長さ１００
ｎｎの試験片を切り出した。次いて、これ等の試験片を
１．．２００°Ｃの温度に加熱した。次いで、これ等の
試験片をそれぞれ異なる引張り試験温度まで冷却して、
それぞれの引張り試験温度における試験片の絞り値を測
定した。この結果を第１図に示す。第１図において、△
″印は、本発明合金Ｎｏ、　７の試験片を示し、″・印
は、カルシウム、硫黄および燐の含有量は、この発明の
範囲内であるが、ボロンが添加されていない、比較合金
Ｎα１８の試験片を示し、そして、■″印は、カルシウ
ム、硫黄および燐の含有量は、この発明の範囲内である
が、ボロン含有量が、この発明の範囲を外れて高い比較
合金Ｎｏ、２０の試験片を示す。

第１図から明らかなように、本発明合金Ｎα７の試験片
の絞り値は、比較合金Ｎｏｓ、１８および２０の試験片
の絞り値に比へて大きく、熱間加工上、特に重要な、８
００から１．．０００℃の温度範囲内において著しく大
きい。このことは、本発明合金Ｎｏ、　７の試験片は、
熱間加工性に優れていること、従って、合金の熱間加工
性を向上させるためには、所定量のボロンを添加する必
要があることを示している。

次に、ボロン含有量の最適範囲を調べるために、次の試
験を行った：即ち、後述する第１表に示す比較合金Ｎｏ
、１８を、異なる量のボロンを添加しながら、真空溶解
炉内で溶解し、次いで、インボッ１へに鋳造した。次い
で、このように鋳造されたインボッＩ・から、直径５　
ｎｕｎの試験片を切り出した。次いで、　これ等の試験
片を１．．２００℃の温度に加熱した。次いで、これ等
の試験片を８００から１　、０００℃の範囲内の温度に
冷却して、この温度範囲内における試験片の最低絞り値
を測定した。この結果を第２図に示す。

第２図から明らかなように、ボロン含有量が、０．００
１から０，００５ｔｉｔ、ダの範囲内において、最低絞
り値は、この発明の目的とする６０％を超えている。

（４）カルシウム： カルシウムには、合金の凝固時に、粒界に偏析する、不
可避的不純物の１つである硫黄を固定して、合金の熱間
加工性を向上させる作用かある。

しかしながら、カルシウムの硫黄に対する重量比が１．
５未満では、硫黄がカルシウムによって十分に固定され
ないので、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、カルシラｌ＼の硫黄に対する重量比が３．５を超え
ると、　過剰なカルシラ１１によって低融点の金属間化
合物が形成されて、粒界脆化が生し、その結果、合金の
熱間加工性か低下する。従って、カルシウムの硫黄に対
する重量比は、１．５から３．５の範囲内に限定すべき
である。

カルシウムの添加効果を調べるために、次の試験を行っ
た：即ち、後述する第１表に示す本発明合金Ｎｏ、　５
、比較合金Ｎα１５および１７を真空溶解炉内で溶解し
、次いて、インボッ１へに鋳造した。次いて、このよう
に鋳造されたインボッ１−から、直径５　＋ｍｎ、長さ
１００ｎｘｎの試験片を切り出した。次いて、これ等の
試験片を１．．２００°Ｃの温度に加熱した。次いで、
これ等の試験片をそれぞれ異なる引張り試験温度まで冷
却し、そして、それぞれの引張り試験温度における試験
片の絞り値を測定した。この結果を第３図に示す。第３
図において、パ△″′印は、　カルシウムの硫黄に対す
る重量比が２．０である、本発明合金Ｎα５の試験片を
示し、″・印は、カルシウムが添加されていない、即ち
、カルシウムの硫黄に対する重量比が零である、比較合
金Ｎ。

１５の試験片を示し、そして、ｕ　１１１　ｎ印は、カ
ルシウムの硫黄に対する重量比が４．６である、比較合
金Ｎｏ、　１７の試験片を示す。

第３図から明らかなように、本発明合金Ｎα５の試験片
の絞り値は、比較合金Ｎｏｓ、１．５および１７の試験
片の絞り値に比べて大きく、熱間加工上、特に重要な、
８００から１．ＯＯＯ’Ｃの温度範囲内において著しく
太きい。このことは、本発明合金Ｎｏ、　５の試験片は
、熱間加工性に優れていること、従って、合金の熱間加
工性を向上させるためには、カルシウムの硫黄に対する
重量比が特定の値になるように、カルシウムを添加する
必要があることを示している。

次に、カルシウムの硫黄に対する最適重量比を調べるた
めに、次の試験を行った：即ち、後述する第１表に示す
本発明合金Ｎｏ、　５を、そのカルシウム含有量を変化
させながら、真空溶解炉内で溶解し、次いで、インゴッ
トに鋳造した。次いで、このように鋳造されたインゴッ
トから、直径５冊１、長さ］００■の試験片を切り出し
た。次いて、これ等の試験片を１．．２００’Ｃの温度
に加熱した。次いて、これ等の試験片を８００から１　
、０００℃の範囲内の温度に冷却して、この温度範囲に
おける試験片の最低絞り値詮測定した。この結果を第４
図に示す。

第４図から明らかなように、カルシウムの硫黄に対する
重量比が、１．５から３．５の範囲内において、最低絞
り値は、この発明の目的とする６０％を超えている。

次に、合金中に含有されている不純物の１つとしての酸
素が、カルシウムの硫黄に対する重量比に及ぼす影響に
ついて調べた。即ち、合金中の酸素含有量を０，０Ｏ１
ｔｙｔ、％以下とした外は、　第４図を参照して述べた
合金と同一の成分組成を有する合金の試験片について、
８００から］　、　０００℃の温度範囲内における最低
絞り値と、そして、カルシウムの硫黄に対する重量比と
の間の関係を、第４図を参照して述べたと同一の試験条
件下において調べた。

この結果を第５図に示す。

第５図から明らかなように、合金中の酸素含有量が０．
ＯＯｌｔｖｔ、％以下の場合には、　カルシウムの硫黄
に対する重量比が、１．１５から３．５０の範囲内にお
いて、最低絞り値は、この発明の目的とする６０％を超
えている。また、第５図から明らかなように、合金中の
酸素含有量が０．ＯＯｌすｔ、％以下であると、本発明
の目的とする絞り値を得るための、カルシウムの硫黄に
対する重量比の下限値が小さくなる。

即ち、合金中の酸素含有量を、Ｏ，０Ｏ１ｔｏｔ、％以
下に低減すると、合金の磁気特性に悪影響を及ぼすカル
シウムの添加量を、合金の熱間加工性を劣化させない範
囲で、低減することかできる。従って、合金中の酸素含
有量がＯ，００１ｗｔ、％以下の場合には、カルシウム
の硫黄に対する重量比は、１．１５から３．５０の範囲
内に限定すべきである。

（５）カッパｍ： カッパーには、」二連したモリブデンと同様に、合金の
透磁率を高める作用がある。従って、この発明において
は、必要に応じて、カッパーを伺加的に添加する。しか
しながら、カッパー含有量が１ｗｔ、％未満では、上述
した作用に所望の効果が得られない。一方、カッパー含
有量が５ｗｔ、％を超えると、透磁率が低下する。従っ
て、カッパー含有量は、１から５すｔ、％の範囲内に限
定すべきである。

（６）マンガン： マンガンには、合金の熱間加工性を改善する作用がある
。従って、この発明においては、必要に応じて、マンガ
ンを付加的に添加する。しかしながら、マンガン含有量
が、０．１ｗｔ、％未満では、−上述した作用に所望の
効果が得られず、そして、合金中の不可避的不純物の１
つである硫黄を固定することができない。一方、マンガ
ン含有量が０．４１１ｔ、％を超えると、合金のマトリ
ックスの強度が高くなって、粒界破壊が発生し易くなり
、熱間加工性が低下する。従って、マンガン含有基は、
０．１から０．４ｔｉｔ、％の範囲内に限定すべきであ
る。

（７）硫　黄： 硫黄は、合金中に不可避的に混入する不純物の１つであ
る。硫黄含有量は、少ない程、好ましいが、硫黄含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、硫黄含有量が０．０
０２すｔ０％を超えると、カルシウムおよびボロンを添
加しても、合金の熱間加工性が改善されない。従って、
硫黄含有量は、０．００２ｗｔ、％以下に限定すべきで
ある。

（８）燐： 燐は、合金中に不可避的に混入する不純物の１つである
。燐含有量は、少ない程、好ましいが。

燐含有量を、工業的規模で大幅に低減させることは経済
性の観点から困難である。しかしながら、燐含有量が、
０　、００６ｗｔ　０石を超えると、粒界脆化が生じて
、合金の熱間加工性が低下する。従って、燐含有量は、
０．００６ｗｔ、％以下に限定すべきである。

（９）カーボン： カーボンは、合金中に不可避的に混入する不純物の１つ
である。カーボン含有量は、少ない程、好ましいが、カ
ーボン含有量を、工業的規模で大幅に低減させることは
、経済性の観点から困難である。しかしながら、カーボ
ン含有量が０．００３１１ｔ。

％を超えると、合金の磁気特性が劣化する。従って、カ
ーボン含有量は、０．００３ｗｔ、％以下に、　そして
、　より好ましくは０．００２ｗｔ、％以下に限定すべ
きである。

（１０）酸　素： 酸素は、合金中に不可避的に混入する不純物の１つであ
る。酸素含有量は、少ない程、好ましいが、酸素含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、酸素含有量が、０．
００３ｔｖｔ、％を超えると、合金中に酸化物介在物が
形成されて、合金の熱間加工性が低下する。従って、酸
素含有量は、０．００：ｈｔ、ｚ以下に、そして、　よ
り好ましくは、前述したように、カルシウムの添加量を
低減するために、０．００１ｗｔ、％以下に限定すべき
である。

（１１）窒　素： 窒素は、合金中に不可避的に混入する不純物の１っであ
る。窒素含有量は、少ない程、好ましいが、窒素含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、窒素含有量が、０．
００１５ｗｔ、％を超えると、窒素は、合金中のボロン
と容易に結合して窒化硼素（ＢＮ）を形成し、その結果
、固溶状態のボロン量を低減させる。更に、上述した窒
化硼素（ＢＮ）は、磁壁の移動を阻害して、合金の透磁
率を低下させる。従って、窒素含有量は、Ｏ，０Ｏ１５
ｔｙｔ、％以下に、そして、より好ましくは、０．００
１０ｔｇｔ、％以下に限定すべきである。

この発明の方法においては、上述した化学成分組成を有
する合金の素材を、１，１００から１　、２５０℃の範
囲の温度に加熱し、そして、次いで、このように加熱し
た合金の素材を、８００°Ｃ以上の仕上げ温度で熱間加
工して、強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金の、優れた表面性状を
有するスラブを製造する。

この発明の方法において、合金の素材の加熱温度を、１
，１００から１，２５０℃の範囲に限定した理由につい
て説明する。

後述する第１表に示す本発明合金Ｎｏ、　５を真空溶解
炉内で溶解し、次いで、インゴットに鋳造した。

次いで、このように鋳造されたインゴットから直径５ｍ
、長さ１．　ＯＯｍｍの試験片を切り出した。次いて、
これ等の試験片をそれぞれ異なる温度に加熱して、それ
ぞれの加熱温度における試験片の絞り値を測定した。こ
の結果を第６図に示す。

第６図から明らかなように、試験片の加熱温度が、１，
１００から１．．２５０°Ｃの範囲内において、試験片
の絞り値が、この発明の目的とする６０％を超えている
。この事実は、以下のように説明される：即ち、加熱温
度が１，１５０℃に達するまでは、粒界に偏析した硫黄
および燐の再固溶によって、絞り値は高くなるが、加熱
温度が１，１５０℃を超えると、再固溶した硫黄および
燐の粒界再偏析が、ボロンの粒界偏析より優先する。こ
の結果、絞り値が小さくなる。従って、合金の素材の加
熱温度は、１．１００から］、、２５０℃の範囲内に限
定すべきである。

この発明の方法において、合金の素材の仕上げ温度をｇ
　ｏ　ｏ　’ｃ以上に限定した理由について説明する。

第１図から明らかなように、引張り試験温度が８００℃
未満では、本発明合金Ｎｏ、　７の試験片の絞り値は急
激に低下している。このことは、８００℃未満の温度に
おいては、結晶粒内の強度が、結晶粒界の強度より大き
いことにあると考えられる。この事実は、第３図からも
明らかである。従って、強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金の、優
れた表面性状を有するスラブを製造するためには、合金
の素材を、８００℃以上の仕上げ温度で熱間加工すべき
である。

次に、この発明の強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金を、実施例に
よって、更に詳細に説明する。

災旌析よ 第１表に示すように、この発明の範囲内の成分組成を有
するＮｉ−Ｆｅ系合金、および、同じく第１表に示すよ
うに、この発明の範囲外の成分組成を有するＮｉ−Ｆｅ
系合金を、真空溶解炉内で溶解し、次いで、インゴット
に鋳造した。次いで、このように鋳造されたそれぞれの
インゴットから、直径５　ｎｙｎ、長さ１００　ｎｎの
、この発明の範囲内の合金の試験片（以下、パ本発明試
験片″という）Ｎｏｓ、　１から１２、および、同様に
直径５１ＩＩｎ、長さ１００　ｏｎの、この発明の範囲
外の合金の試験片（以下″比較用試験片″という）　Ｎ
ｏｓ、］３から２３を切り出した。次いで、　これ等の
試験片を１，２００°Ｃの温度に加熱し、そして、次い
で、８００から１．．０００°Ｃの範囲内の温度に冷却
して、この温度範囲内における、これ等の試験片の最低
絞り値を測定した。この結果を第１表に併わせで示す。

第１表から明らかなように、本発明試験片Ｎｏｓ。

１から１２は、何れも、最低絞り値が、この発明の目標
である６０％を大幅に上回っており、優れた熱間加工性
を有している。本発明試験片Ｎｏｓ、］２とＮｏ、　２
とを比較すると、カルシラ１１の硫黄に対する重量比は
、はぼ回しであるか、本発明試験片Ｎ。

１２の酸素含有量は、本発明試験片Ｎｏ、　２に比べて
少なく、そして、本発明試験片Ｎｏ、　１２の最低絞り
値は、本発明試験片Ｎｎ　２に比べて大きい。このこと
から、カルシウムの硫黄に対する重量比がほぼ同してあ
っても、酸素含有量が少ない程、熱間加工性をより一層
向上させることができることがわかる。

なお、第１表に示す本発明合金Ｎα１から１２から０　
、１１Ｔｌｎの厚さを有する合金板を調製して、　これ
等の合金板の直流磁気特性を調へた。その結果、これ等
の合金板の初透磁率、最大透磁率、飽和磁束密度および
保磁力は、ＰＣパーマロイとほぼ同じであった。

これに対して、比較用試験片Ｎｏｓ、　２２および２３
は、ボロンおよびカルシウムを含有していない。比較用
試験片Ｎα２１は、熱間加工性の向上を図るために、チ
タンを含有しているが、カルシウムを含有していない。

比較用試験片Ｎα１５は、カルシウムを含有していない
。比較用試験片Ｎｏ、　１．３は、燐含有量が、本発明
の範囲を外れて高い。比較用試験片Ｎα１４は、硫黄含
有量が、本発明範囲の範囲を外れて高い。比較用試験片
Ｎｏ、　１６は、カルシウムの硫黄に対する重量比が、
本発明の範囲を外れて低い。比較用試験片Ｎｏ、　１７
は、カルシウムの硫黄に対する重量比が、本発明範囲を
外れて高い。比較用試験片Ｎｏ、　１８は、ボロンを含
有していない。比較用試験片Ｎｏ、　１９は、ボロン含
有量が、本発明の範囲を外れて低い。比較用試験片Ｎｏ
、　２０は、ボロン含有量が、本発明の範囲を外れて高
い。

その結果、比較用試験片Ｎｏｓ、１３から２３は、何れ
も、最低絞り値が本発明の目的とする６０％を大幅に下
回っている。

失絡態え 第２表に示すように、この発明の範囲内の成分組成を有
するＮｊ−Ｆｅ系合金、および、同しく第２表しこ示す
ように、この発明の範囲外の成分組成を有するＮｉ−Ｆ
ｅ系合金を、真空溶解炉内で溶解し、次いで、インボッ
１〜に鋳造した。次いて、得られたインゴットを、第２
表に示す異なる温度しこ加熱し、そして、次いて、同じ
く、第２表に示す仕上げ温度て分塊圧延して、この発明
の範囲内の合金のスラブ（以下、“本発明スラブ″とい
う）Ｎｏｓ、　１および２ならびに、この発明の範囲外
のスラブ（以下、″比較用スラブ″という）Ｎｏｓ、３
から６を製造した。そして、このようしこ製造したスラ
ブの表面疵を調べた。この結果を第２表に併せて示す。

スラブの表面疵は、次のようにして調へた；即ち、スラ
ブの表面疵は、分塊圧延時の応力分布のためにスラブエ
ツジで発生し易いことから、スラブエツジの表面疵を調
べた。スラブエツジの表面疵の定量化は、スラブの幅方
向における、スラブエツジの単位断面積に生した、深さ
が２ｍ以上の割れの長さを合計することによって行った
。なお、Ｎｉ−Ｆｅ系合金のインコントは、１，１００
°Ｃ以上に加熱されると、粒界酸化が生じ、そして、こ
の粒界酸化は加熱温度の上昇に伴って著しくなる。しか
しながら、粒界酸化は、酸化防止剤を使用し、且つ、加
熱温度を１　、２５０°Ｃ以下にすると、殆んど発生し
ない。この実施例においては、上述した事実に鑑みて、
酸化防止剤を使用し、且つ、インボッ１−の加熱温度を
１．．２５０℃以下にしたので、粒界酸化に基づく表面
疵は無視できる程度であった。

第２表から明らかなように、本発明スラブＮｏｓ。

１および２の表面疵は、何れも、きわめて少ない。

これに対して、比較用スラブＮｏ、　３は、その成分組
成は、本発明の範囲内であるが、インゴットの加熱温度
が、本発明の範囲を外れて高い。比較用スラブ４は、そ
の成分組成は、本発明の範囲内であるが、スラブの仕上
げ温度が、この発明の範囲を外れて低い。比較用スラブ
Ｎｏ、　５は、インゴットの加熱温度およびスラブの仕
上げ温度は、本発明の範囲内であるが、カルシウムの硫
黄に対する重量比が、本発明の範囲を外れて低い。比較
用スラブＮα６は、インゴットの加熱温度およびスラブ
の仕上げ温度は、本発明の範囲内であるが、ボロン含有
量が、本発明の範囲を外れて低い。その結果、比較用ス
ラブＮｏｓ、　３から６の表面疵は、本発明スラブＮｏ
ｓ、　１および２の表面疵に比へて著しく多い。

なお、第１表に示した本発明合金Ｎｏ、　１から１２か
ら、この発明の方法に従ってスラブを製造し、そして、
スラブの表面疵を、上述した実施例２におけると同様に
して調へた。その結果、何れのスラブの表面疵も極めて
少なかった。

」二連した実施例２から明らかなように、この発明の方
法によれば、優れた表面性状を有するスラブを製造する
ことができる。また、上述したスラブを、］、、１００
から１，２００’Ｃの範囲内の温度に加熱し、そして、
次いて、このように加熱したスラブを、８００℃以上の
仕上げ温度で熱間圧延すれば、優れた表面性状を有する
強磁性Ｎ１−Ｆｃ系合金板を製造することができる。更
に、−上述した合金板を、１．１００から１，２５０℃
の範囲内の温度に加熱し、そして、次いで、このように
加熱した合金板を、８００°Ｃ以上の仕」−げ温度で熱
間ブレスすれば、優れた表面性を有するプレス成形品を
製造することができる。

［発明の効果］ 以上詳述したように、この発明によれば、優れた熱間加
工性を有する強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金、および、前記合
金の、優れた表面性状を有するスラブを製造することが
できるといった有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ボロン含有量が異なる、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の
素材における、絞り値と、そして、引張り試験温度との
間の関係を示すグラフである。第２図は、Ｎｉ−Ｆｅ系
合金の素材における、ボロン含有量と、そして、８００
から１　、０００℃の引張り試験温度範囲内における最
低絞り値との間の関係を示すグラフである。第３図は、
カルシラ１３の硫黄に対する重量比が異なる、Ｎｉ−Ｆ
ｅ系合金の素材における。絞り値と、そして、引張り試
験温度との間の関係を示すグラフである。第４図は、酸
素含有量がＯ，０Ｏ１ｔｖｔ、％超の、　Ｎｉ−Ｆｅ系
合金の素材における、カルシウムの硫黄に対する重量比
と、そして、８００から１　、０００℃の引張り試験温
度範囲内における最低絞り値との間の関係を示すグラフ
である。 第５図は、酸素含有量が０．００１ｔ１ｔ、％以下の、
ＮｊＦｅ系合金の素材における、　カルシウムの硫黄に
対する重量比と、そして、８００から１，０００’Ｃの
引張り試験温度範囲内における最低絞り値との間の関係
を示すグラフである。第６図は、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の素
材における、絞り値と、そして、試験片の加熱温度との
間の関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、ニッケル：７５から８２ｗｔ．％、 モリブデン：２から６ｗｔ．％、 ボロン：０．００１から０．００５ｗｔ．％、カルシウ
   ム：不可避的不純物としての酸素 の含有量が、０．００１超から０．０ ０３ｗｔ．％の範囲内の場合は、不 可避的不純物としての硫黄に 対する重量比において、下式 を満足する範囲内： １．５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５・・・（１）、 または、 不可避的不純物としての酸素 の含有量が、０．００１ｗｔ．％以下 の場合は、不可避的不純物と しての硫黄に対する重量比に おいて、下式を満足する範囲 内： １．１５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５０・・・・（２）、および
   、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、 燐、カーボン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、０．００２ｗｔ．％以下、燐について
   は、０．００６ｗｔ．％以下、 カーボンについては、０．００３ｗｔ．％以下、酸素に
   ついては、０．００３ｗｔ．％以下、および、 窒素については、０．００１５ｗｔ．％以下からなるこ
   とを特徴とする、強磁性Ｎｉ−Ｆｅ合金。 ２　前記Ｎｉ−Ｆｅ系合金は、１から５ｗｔ．％の範囲
   内の量のカッパーを、更に付加的に含有していることを
   特徴とする、請求項１記載の合金。 ３　前記Ｎｉ−Ｆｅ系合金は、０．１から０．４ｗｔ．
   ％の範囲内の量のマンガンを、更に付加的に含有してい
   ることを特徴とする、請求項１記載の合金。 ４　前記Ｎｉ−Ｆｅ系合金は、０．１から０．４ｗｔ．
   ％の範囲内の量のマンガンを、更に付加的に含有してい
   ることを特徴とする、請求項２記載の合金。 ５　ニッケル：７５から８２ｗｔ．％、 モリブデン：２から６ｗｔ．％、 ボロン：０．００１から０．００５ｗｔ．％、カルシウ
   ム：不可避的不純物としての酸素 の含有量が、０．００１超から０．０ ０３ｗｔ．％の範囲内の場合は、不 可避的不純物としての硫黄に 対する重量比において、下式 を満足する範囲内： １．５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５・・・・・（１）、または、 不可避的不純物としての酸素 の含有量が、０．００１ｗｔ．％以下 の場合は、不可避的不純物と しての硫黄に対する重量比に おいて、下式を満足する範囲 内： １．１５≦Ｃａ／Ｓ≦３．５０・・・（２）および、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、 燐、カーボン、酸素および窒素のそれぞれ の含有量は、 硫黄については、０．００２ｗｔ．％以下、燐について
   は、０．００６ｗｔ．％以下、 カーボンについては、０．００３ｗｔ．％以下、酸素に
   ついては、０．００３ｗｔ．％以下、および、 窒素については、０．００１５ｗｔ．％以下からなる素
   材を使用し、前記素材を、１，１００から１，２５０℃
   の範囲内の温度に加熱し、次いで、このように加熱した
   前記素材を、８００℃以上の仕上げ温度で熱間加工する
   ことを特徴とする、強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金の、優れた
   表面性状を有するスラブを製造するための方法。 ６　前記素材は、１から５ｗｔ．％の範囲内の量のカッ
   パーを、更に付加的に含有していることを特徴とする、
   請求項５記載の方法。 ７　前記素材は、０．１から０．４ｗｔ．％の範囲内の
   量のマンガンを、更に付加的に含有していることを特徴
   とする、請求項５記載の方法。 ８　前記素材は、０．１から０．４ｗｔ．％の範囲内の
   量のマンガンを、更に付加的に含有していることを特徴
   とする、請求項６記載の方法。