JPH03140426A - 高Ni―Fe合金の急冷凝固時の表面疵低減方法 - Google Patents
高Ni―Fe合金の急冷凝固時の表面疵低減方法Info
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- JPH03140426A JPH03140426A JP27709989A JP27709989A JPH03140426A JP H03140426 A JPH03140426 A JP H03140426A JP 27709989 A JP27709989 A JP 27709989A JP 27709989 A JP27709989 A JP 27709989A JP H03140426 A JPH03140426 A JP H03140426A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は急冷凝固法により高Ni −Fe合金を製造す
るに際し、急冷凝固時の表面疵発生を低減するための方
法に関する。
るに際し、急冷凝固時の表面疵発生を低減するための方
法に関する。
従来、電磁用Ni −Fe合金薄板は、10 Ton以
下の小型鋼塊の分塊または垂直型の連続鋳造によりスラ
ブを得た後、疵取り、熱延、コイルの表面疵取り、以降
冷延−焼鈍工程を経て製造され、所定の寸法、材質を得
ている。
下の小型鋼塊の分塊または垂直型の連続鋳造によりスラ
ブを得た後、疵取り、熱延、コイルの表面疵取り、以降
冷延−焼鈍工程を経て製造され、所定の寸法、材質を得
ている。
ところで、このようなNi −Fe合金は高温延性の低
いことおよび高温選択酸化を生じ易いというその本来の
性質から、従来の熱間加工工程において極めて不経済な
製造工程を採らざるを得ない状況にある。すなわち、鋼
塊の分塊圧延あるいは熱延時の加熱の際に、鋼塊やスラ
ブの割れ防止のため極端な徐加熱を余儀なくされている
。また、高温加熱時に粒界1粒内の選択酸化が生じるこ
とから、熱間圧延後の分塊スラブや熱延コイルは疵取り
のための表面の重研削が不可欠であり、それだけ労力を
強いられ、歩留低下を招いている。
いことおよび高温選択酸化を生じ易いというその本来の
性質から、従来の熱間加工工程において極めて不経済な
製造工程を採らざるを得ない状況にある。すなわち、鋼
塊の分塊圧延あるいは熱延時の加熱の際に、鋼塊やスラ
ブの割れ防止のため極端な徐加熱を余儀なくされている
。また、高温加熱時に粒界1粒内の選択酸化が生じるこ
とから、熱間圧延後の分塊スラブや熱延コイルは疵取り
のための表面の重研削が不可欠であり、それだけ労力を
強いられ、歩留低下を招いている。
このような問題を解決するため、極力製品サイズに近い
形に鋳造することで、加熱炉を通さずできるだけ熱間圧
延を簡易化し、これによって熱延板焼鈍と酸洗板の重研
削を省略し、且つ、この合金で薄鋳造の際に問題となる
鋳片の表面割れを発生しにくくすることを内容とした特
開昭64−17823号が提案されている。
形に鋳造することで、加熱炉を通さずできるだけ熱間圧
延を簡易化し、これによって熱延板焼鈍と酸洗板の重研
削を省略し、且つ、この合金で薄鋳造の際に問題となる
鋳片の表面割れを発生しにくくすることを内容とした特
開昭64−17823号が提案されている。
この提案の技術的ポイントは、鋳片の表面割れに深い関
連を示す材料特性として、鋳造直後の高温延性、特に溶
融点直下から30〜50″C低温域の高温延性が重要で
あることを見い出し、且つ、この高温延性の向上、すな
わち表面割れの防止を、S、 O,P、 N、 Cとい
った不純物制御、およびSi、 Mnの低減により達成
した点にある。
連を示す材料特性として、鋳造直後の高温延性、特に溶
融点直下から30〜50″C低温域の高温延性が重要で
あることを見い出し、且つ、この高温延性の向上、すな
わち表面割れの防止を、S、 O,P、 N、 Cとい
った不純物制御、およびSi、 Mnの低減により達成
した点にある。
しかし、この特開昭64−17823号において鋳片の
割れ防止を達成しているのは、Niが高々71.3 w
t%程度の合金に過ぎない。
割れ防止を達成しているのは、Niが高々71.3 w
t%程度の合金に過ぎない。
本発明者らは、JISに規定されたPCに相当するNi
−Fa系合金に関し、薄鋳造に際しての表面割れの発
生状態を調べたが、Niが76wt%以上で、且つMo
、Cuを1種または2種含む一般的なPCの組成の場合
、上述の71%Niのものに比べて、表面割れの発生傾
向が著しく高くなり、特開昭64−17823号の技術
の適用だけでは表面割れの発生を効果的に抑制できない
ことが判った。
−Fa系合金に関し、薄鋳造に際しての表面割れの発
生状態を調べたが、Niが76wt%以上で、且つMo
、Cuを1種または2種含む一般的なPCの組成の場合
、上述の71%Niのものに比べて、表面割れの発生傾
向が著しく高くなり、特開昭64−17823号の技術
の適用だけでは表面割れの発生を効果的に抑制できない
ことが判った。
本発明はこのような従来の課題を解決しようとするもの
で、その目的は、Niが76 wt%以上で、且つMo
、Cuを1種または2種含む一般的なPCパーマロイの
組成を有する合金において、急冷凝固時の表面疵発生を
効果的に低減するための方法を堤供することにある。
で、その目的は、Niが76 wt%以上で、且つMo
、Cuを1種または2種含む一般的なPCパーマロイの
組成を有する合金において、急冷凝固時の表面疵発生を
効果的に低減するための方法を堤供することにある。
〔課題を解決するための手段およびその作用〕本発明者
らは、上述した観点からNi : 76 wt%以上で
、且つMo、Cuを1種または2種以上含む一般的なP
Cパーマロイの組成を有する合金について、急冷凝固時
の表面疵発生を極力低減することができる方法を開発す
べく研究を重ねたものであり、その結果1次のような事
実を知見した。
らは、上述した観点からNi : 76 wt%以上で
、且つMo、Cuを1種または2種以上含む一般的なP
Cパーマロイの組成を有する合金について、急冷凝固時
の表面疵発生を極力低減することができる方法を開発す
べく研究を重ねたものであり、その結果1次のような事
実を知見した。
■ Niが76 wt%以上で、且つMo、 Cuを1
種または2種含む一般的なPCパーマロイの組成を有す
る合金において、不可避的不純物としてのSに対するC
aの 重量比を適当な範囲内に維持し、且つ適量の8を添加し
、さらに、不可避的不 純物としてのs、 p、 cおよびNのそれぞれの含有
量を、所定量以下に低減させれば、鋳片の表面割れ発生
に対して重要な融点直下から30〜50℃低温域での熱
間延性(以下単に熱間延性という)を飛躍的に向上させ
ることができる。
種または2種含む一般的なPCパーマロイの組成を有す
る合金において、不可避的不純物としてのSに対するC
aの 重量比を適当な範囲内に維持し、且つ適量の8を添加し
、さらに、不可避的不 純物としてのs、 p、 cおよびNのそれぞれの含有
量を、所定量以下に低減させれば、鋳片の表面割れ発生
に対して重要な融点直下から30〜50℃低温域での熱
間延性(以下単に熱間延性という)を飛躍的に向上させ
ることができる。
■ 高Ni −Fe系合金中に不可避的不純物としての
O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Ca含有
量を1合金の熱間延性を劣化させることなく低減させる
ことが できる。
O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Ca含有
量を1合金の熱間延性を劣化させることなく低減させる
ことが できる。
本発明はこのような知見に基づいてなされたもので、そ
の特徴とするところは以下の通りである。
の特徴とするところは以下の通りである。
fil Ni : 76〜82 wt%、Mo :
2〜6 wt%を含有するNi −Fe合金を急冷凝固
法によって板厚10nn以下に鋳造するに際し、合金成
分を上記成分に加えさらに、 B :0.001〜0.005すt%Ca:不可避的
不純物としてのOの含有量が、o、oot超〜0.00
3臀t%の場合は、不可避的不純物としてのSに対する 重量比において、下記(1)式を満足する範囲 1.5≦Ca/S≦3.5 ・・・・・・・・・・・・
・・・ (1)また、不可避的不純物としての0の 含有量が、0.001 tyt%以下の場合は、不可避
的不純物としてのSに対する 重量比において、下記(2)式を満足する範囲 1.15≦Ca/S≦3.5O−=−−−・−・−+2
+を含有し、残部Feおよび不可避的不純物とし、且つ
不可避的不純物としてのs、 p、 c。
2〜6 wt%を含有するNi −Fe合金を急冷凝固
法によって板厚10nn以下に鋳造するに際し、合金成
分を上記成分に加えさらに、 B :0.001〜0.005すt%Ca:不可避的
不純物としてのOの含有量が、o、oot超〜0.00
3臀t%の場合は、不可避的不純物としてのSに対する 重量比において、下記(1)式を満足する範囲 1.5≦Ca/S≦3.5 ・・・・・・・・・・・・
・・・ (1)また、不可避的不純物としての0の 含有量が、0.001 tyt%以下の場合は、不可避
的不純物としてのSに対する 重量比において、下記(2)式を満足する範囲 1.15≦Ca/S≦3.5O−=−−−・−・−+2
+を含有し、残部Feおよび不可避的不純物とし、且つ
不可避的不純物としてのs、 p、 c。
0およびNの含有量を、
S : 0.001 wt%以下
P : 0.006 wt%以下
C: 0.003 wt%以下
0 : 0.003留t%以下
N : 0.0015 tit%以下
に調整する高Ni −Fe合金の急冷凝固時の表面疵低
減方法。
減方法。
(2)合金中に、さらに1〜5 wt%のCuを添加す
る上記(1)の方法。
る上記(1)の方法。
(3)合金中に、さらに0.1〜0.4 wt%のMn
を添加する上記(1)の方法。
を添加する上記(1)の方法。
(4)合金中に、さらに1〜5 wt%のCuと、0.
1〜0.4wt%のMn を添加する上記(1)の方法
。
1〜0.4wt%のMn を添加する上記(1)の方法
。
以下、本発明法の合金組成の限定理由について説明する
。
。
Niは、合金の透磁率に大きな影響を及ぼす成分であり
、その含有量が76 wt%未満では、十分な透磁率が
得られない。一方、Ni含有量が82 tgt%を超え
てもまた、透磁率が低下する。
、その含有量が76 wt%未満では、十分な透磁率が
得られない。一方、Ni含有量が82 tgt%を超え
てもまた、透磁率が低下する。
したがって、Ni含有量は、76〜82 wt%の範囲
とする。
とする。
MOには、Ni −Fe系合金においてNi、Fe規則
格子の生成を抑制し、これによって合金の透磁率を高め
る作用があり、その含有量が2 wt%未満では、その
ような作用が十分得られない。
格子の生成を抑制し、これによって合金の透磁率を高め
る作用があり、その含有量が2 wt%未満では、その
ような作用が十分得られない。
一方、Mo含有量が6 wt%を超えてもまた、透磁率
が低下する。したがって、阿。含有量は、2〜6すt%
の範囲とする。
が低下する。したがって、阿。含有量は、2〜6すt%
の範囲とする。
Bには、合金中の不可避的不純物の1つであるPの粒界
偏析と、後述するCaによって固定できなかった同じく
不可避的不純物の1つであるCの粒界偏析を抑制し1合
金の熱間延性を向上させる作用がある。そして、B含有
量が0.001すt%未満では、上述した作用が十分得
られない。一方、B含有量が0.005 wt%を超え
ると、Bの金属間化合物が形成されて、粒界脆化が生じ
、このため合金の熱間延性が低下する。
偏析と、後述するCaによって固定できなかった同じく
不可避的不純物の1つであるCの粒界偏析を抑制し1合
金の熱間延性を向上させる作用がある。そして、B含有
量が0.001すt%未満では、上述した作用が十分得
られない。一方、B含有量が0.005 wt%を超え
ると、Bの金属間化合物が形成されて、粒界脆化が生じ
、このため合金の熱間延性が低下する。
したがって、Bの含有量は、0.001〜o、oosす
t%の範囲とする。
t%の範囲とする。
Caには、合金の凝固時に粒界に偏析する不可避的不純
物たるSを固定し、合金の熱間延性を向上させる作用が
ある。
物たるSを固定し、合金の熱間延性を向上させる作用が
ある。
ここで、0含有量が0.001超〜0,00.3すt%
の場合、CaのSに対する重量比が1.5未満では、S
がCaによって十分に固定されないため、上述した作用
が十分得られない。一方、CaのSに対する重量比が3
.5を超えると、過剰なCaによって低融点の金属間化
合物が形成され、粒界脆化が生じ、その結果、合金の熱
間延性が低下する。したがって0含有量が0.001超
〜0.003すt%の場合には、 CaのSに対する重
量比は、1.5から3.5の範囲内に限定される。
の場合、CaのSに対する重量比が1.5未満では、S
がCaによって十分に固定されないため、上述した作用
が十分得られない。一方、CaのSに対する重量比が3
.5を超えると、過剰なCaによって低融点の金属間化
合物が形成され、粒界脆化が生じ、その結果、合金の熱
間延性が低下する。したがって0含有量が0.001超
〜0.003すt%の場合には、 CaのSに対する重
量比は、1.5から3.5の範囲内に限定される。
また、0含有量を0.001 wt%以下に低減すると
、合金の磁気特性に悪影響を及ぼすCaの添加量を合金
の熱間延性を劣化させない範囲で低減することができる
。したがって、合金中の0含有量が0.001 wt%
以下の場合には、CaのSに対する重量比は、1.15
から3.50の範囲に限定される。
、合金の磁気特性に悪影響を及ぼすCaの添加量を合金
の熱間延性を劣化させない範囲で低減することができる
。したがって、合金中の0含有量が0.001 wt%
以下の場合には、CaのSに対する重量比は、1.15
から3.50の範囲に限定される。
Cuには、上述した訃と同様、合金の透磁率を高める作
用がある。したがってこの発明では、必要に応じてCu
を付加的に添加する。ここで、Cu含有量が1 wt%
未満では、上述した作用が十分得られない。一方、Cu
含有量が5wt%を超えると、透磁率が低下する。した
がって、Cu含有量は、1〜5 wt%の範囲とする。
用がある。したがってこの発明では、必要に応じてCu
を付加的に添加する。ここで、Cu含有量が1 wt%
未満では、上述した作用が十分得られない。一方、Cu
含有量が5wt%を超えると、透磁率が低下する。した
がって、Cu含有量は、1〜5 wt%の範囲とする。
Mnには、合金の熱間延性を改善する作用がある。した
がってこの発明では、必要に応じてMnを付加的に添加
する。ここで、Mn含有量が0.1 wt%未満では、
上述した作用が十分得られず、合金中の不可避的不純物
の1つであるSを固定することができない。一方、Mn
含有量が0.4 wt%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
間延性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.1
〜0.4 wt%の範囲とする。
がってこの発明では、必要に応じてMnを付加的に添加
する。ここで、Mn含有量が0.1 wt%未満では、
上述した作用が十分得られず、合金中の不可避的不純物
の1つであるSを固定することができない。一方、Mn
含有量が0.4 wt%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
間延性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.1
〜0.4 wt%の範囲とする。
S、 P、 C,OおよびNは、合金中に不可避的に混
入する不純物元素であり、その含有量は少ない程好まし
いが、これらの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。
入する不純物元素であり、その含有量は少ない程好まし
いが、これらの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。
ここで、Sは、その含有量が0.001 wt%を超え
ると、CaおよびBを添加しても、合金の熱間延性は改
善されない。したがって、S含有量は、0.001ツt
%以下とする。
ると、CaおよびBを添加しても、合金の熱間延性は改
善されない。したがって、S含有量は、0.001ツt
%以下とする。
Pは、その含有量が0.006 wt%を超えると粒界
脆化が生じ、合金の熱間延性が低下する。
脆化が生じ、合金の熱間延性が低下する。
したがって、P含有量は、0.006 wt%以下とす
る。
る。
Cは、その含有量が0.003 wt%を超えると、合
金の磁気特性が劣化する6したがって、C含有量は0.
003 wt%以下、好ましくは0.002 tgt%
以下とする。
金の磁気特性が劣化する6したがって、C含有量は0.
003 wt%以下、好ましくは0.002 tgt%
以下とする。
Oは、その含有量が0.003 wt%を超えると、合
金中に酸化物介在物が形成され1合金の熱間延性が低下
する。したがって、0含有量は0.003 wt%以下
、好ましくは、前述したようにCaの添加量を低減する
ため0,001 wt%以下とする。
金中に酸化物介在物が形成され1合金の熱間延性が低下
する。したがって、0含有量は0.003 wt%以下
、好ましくは、前述したようにCaの添加量を低減する
ため0,001 wt%以下とする。
Nは、その含有量が0.0015 wt%を超えると、
合金中のBと容易に結合してBNを形成し、固溶状態の
B量を低下させる。さらに、上記8Nは、磁壁の移動を
阻害して合金の透磁率を低下させる。したがってN含有
量は、0.0015すt%以下、好ましくは、0.00
10 wt%以下とする。
合金中のBと容易に結合してBNを形成し、固溶状態の
B量を低下させる。さらに、上記8Nは、磁壁の移動を
阻害して合金の透磁率を低下させる。したがってN含有
量は、0.0015すt%以下、好ましくは、0.00
10 wt%以下とする。
このような成分組成の合金は、急冷凝固法により板厚1
0+m以下に鋳造され、これにより表面疵の少ない薄鋳
片が得られる。
0+m以下に鋳造され、これにより表面疵の少ない薄鋳
片が得られる。
このような鋳片には、必要に応じて、薄板化、形状矯正
等の目的とした圧延がなされ、最終焼鈍を経て製品とさ
れる。
等の目的とした圧延がなされ、最終焼鈍を経て製品とさ
れる。
すなわち、鋳造後の鋳片は、熱間圧延または温間圧延の
1種または2種を施し、以降冷延−焼鈍工程を経て最終
板厚とし、その後最終の磁性焼鈍を施すことにより、所
要特性を満足し得る製品を製造することができる。
1種または2種を施し、以降冷延−焼鈍工程を経て最終
板厚とし、その後最終の磁性焼鈍を施すことにより、所
要特性を満足し得る製品を製造することができる。
また、鋳造後の鋳片は、表面手入れの後、直接に冷延−
焼鈍工程を経て最終板厚とし、その後最終の磁性焼鈍を
施すことにより、所要の特性を満足し得る製品とするこ
ともできる。
焼鈍工程を経て最終板厚とし、その後最終の磁性焼鈍を
施すことにより、所要の特性を満足し得る製品とするこ
ともできる。
第1表に示す成分組成のNi −Fe系合金を真空溶解
炉内で溶解し、次いで双ロール法により板厚3■の鋳片
に鋳造し、鋳片の表面疵の発生頻度を調べた。表面疵の
定量化は、カラーチエツク後の鋳片表面のクラックの長
さを合計し、表面積で割ることにより求めた。
炉内で溶解し、次いで双ロール法により板厚3■の鋳片
に鋳造し、鋳片の表面疵の発生頻度を調べた。表面疵の
定量化は、カラーチエツク後の鋳片表面のクラックの長
さを合計し、表面積で割ることにより求めた。
また、熱間延性試験は、前記の双ロール鋳造したと同じ
溶湯を別の鋳型(厚さ8mm)に鋳込み、そこから切り
出した丸棒試験片により行った。ヒートサイクルは、−
度定常部を融点以上まで加熱して急冷し、融点直下より
30℃低温になった時引張り破断させ、破面の絞り値(
断面減少率)を測定した。一般に、高温引張破面の断面
減少率と表面疵発生傾向は良い対応を示し、この特性値
は熱間延性を評価する上で精度の良い手法であると言わ
れている。
溶湯を別の鋳型(厚さ8mm)に鋳込み、そこから切り
出した丸棒試験片により行った。ヒートサイクルは、−
度定常部を融点以上まで加熱して急冷し、融点直下より
30℃低温になった時引張り破断させ、破面の絞り値(
断面減少率)を測定した。一般に、高温引張破面の断面
減少率と表面疵発生傾向は良い対応を示し、この特性値
は熱間延性を評価する上で精度の良い手法であると言わ
れている。
第1表から明らかなように、本発明例のNα1からNα
5はいずれも、融点直下から30°Ct@での絞り値が
、後述する比較例の絞り値に比べて高く、表面疵の発生
頻度も比較例に比べて著しく低い。また、本発明例Nα
5の表面疵発生頻度は、本発明例Nα2のそれに比べて
さらに小さく、絞り値も高い。このことから、CaのS
に対する重量比がほぼ同じであっても、0含有量が少な
い程、熱間延性はより一層向上し、表面疵発生頻度を低
減させ得ることが判る。
5はいずれも、融点直下から30°Ct@での絞り値が
、後述する比較例の絞り値に比べて高く、表面疵の発生
頻度も比較例に比べて著しく低い。また、本発明例Nα
5の表面疵発生頻度は、本発明例Nα2のそれに比べて
さらに小さく、絞り値も高い。このことから、CaのS
に対する重量比がほぼ同じであっても、0含有量が少な
い程、熱間延性はより一層向上し、表面疵発生頻度を低
減させ得ることが判る。
なお、第1表に示す本発明合金Nα1〜Nα5に関し、
脱スケール後、直接、冷延−焼鈍工程を経たもの、鋳片
を熱間にて軽圧下し、脱スケール後、直接、冷延−焼鈍
工程を経たもの、及び鋳片を熱間にて軽圧下した後、温
間にて圧延し。
脱スケール後、直接、冷延−焼鈍工程を経たもの、鋳片
を熱間にて軽圧下し、脱スケール後、直接、冷延−焼鈍
工程を経たもの、及び鋳片を熱間にて軽圧下した後、温
間にて圧延し。
脱スケール後、直接、冷延−焼鈍工程を経たものについ
て、それぞれからサンプルを打ち抜き。
て、それぞれからサンプルを打ち抜き。
磁性焼鈍(H2中、1100℃X1hr→100’C/
hr冷却)を施した後、磁気特性を調べたが、いずれも
初透磁率100,000〜250,000、最大透磁率
Zoo、000〜400,000、B工。(10エルス
テツドでの磁束密度)で7,500〜a、ooo、保磁
力0.015〜0.007エルステツドと、PCパーマ
ロイの本来有する特性レベルを示した。
hr冷却)を施した後、磁気特性を調べたが、いずれも
初透磁率100,000〜250,000、最大透磁率
Zoo、000〜400,000、B工。(10エルス
テツドでの磁束密度)で7,500〜a、ooo、保磁
力0.015〜0.007エルステツドと、PCパーマ
ロイの本来有する特性レベルを示した。
これに対し、比較例のNα6、Nα7、Nα10、Nc
i 13、Na 15はそれぞれP、 S、 Ca、
B、 Cが゛本発明規定の上限を超えるもの、Nα8、
Nα9はCuの添加量が本発明規定未満のもの、NQI
I、Nα12はBの添加量が本発明規定未満のもの、N
α14はCaが無添加であるが、Tiが添加されたもの
である。そしてこれらNG6〜N(115は、いずれも
融点直下から30℃低温での絞り値は、本発明例のHa
1〜Nα5の各村に比べて低く、表面疵も本発明例に
比べて多くなっている。
i 13、Na 15はそれぞれP、 S、 Ca、
B、 Cが゛本発明規定の上限を超えるもの、Nα8、
Nα9はCuの添加量が本発明規定未満のもの、NQI
I、Nα12はBの添加量が本発明規定未満のもの、N
α14はCaが無添加であるが、Tiが添加されたもの
である。そしてこれらNG6〜N(115は、いずれも
融点直下から30℃低温での絞り値は、本発明例のHa
1〜Nα5の各村に比べて低く、表面疵も本発明例に
比べて多くなっている。
なお、Nα11の材料のSiは0.20%であり、この
材料のC,S、 N、 P、 O,Mn、 Siは先行
技術の特開昭64−17823号の規定を満たすもので
あるが、融点直下から30℃低温での絞り値は本発明例
に比べて低く、且つ表面疵発生も本発明例に比べて多い
ことから、上記先行技術のみでは、78.8%Ni−4
,2%Mo−2,3%Cu −Feトイっf−高Ni
P Cパーマロイの表面割れ発生を防止することができ
ないことは明らかである。
材料のC,S、 N、 P、 O,Mn、 Siは先行
技術の特開昭64−17823号の規定を満たすもので
あるが、融点直下から30℃低温での絞り値は本発明例
に比べて低く、且つ表面疵発生も本発明例に比べて多い
ことから、上記先行技術のみでは、78.8%Ni−4
,2%Mo−2,3%Cu −Feトイっf−高Ni
P Cパーマロイの表面割れ発生を防止することができ
ないことは明らかである。
以上述べた本発明によれば、Niが76 wt%以上の
PCパーマロイの組成を有する合金を急冷凝固法により
鋳造するに際し、急冷凝固時の表面疵の発生を効果的に
低減させ、急冷凝固鋳片の疵取り工程を大幅に削減する
ことができ、これにより歩留向上と製造コストの低減化
を図ることができる。
PCパーマロイの組成を有する合金を急冷凝固法により
鋳造するに際し、急冷凝固時の表面疵の発生を効果的に
低減させ、急冷凝固鋳片の疵取り工程を大幅に削減する
ことができ、これにより歩留向上と製造コストの低減化
を図ることができる。
なお、本発明は板厚10mm以下に鋳造するいかなる種
類の急冷凝固法(双ロール法、単ロール法等)において
もその効果を得ることができる。
類の急冷凝固法(双ロール法、単ロール法等)において
もその効果を得ることができる。
Claims (4)
- (1)Ni:76〜82wt%、Mo:2〜6wt%を
含有するNi−Fe合金を急冷凝固法によって板厚10
mm以下に鋳造するに際し、合金成分を上記成分に加え
さらに、 B:0.001〜0.005wt% Ca:不可避的不純物としてのOの含有量 が、0.001超〜0.003wt%の場合は、不可避
的不純物としてのSに対する 重量比において、下記(1)式を満足する 範囲 1.5≦Ca/S≦3.5・・・・・・・・・(1)ま
た、不可避的不純物としてのOの含有量が、0.001
wt%以下の場合は、不可避的不純物としてのSに対す
る 重量比において、下記(2)式を満足する範囲 1.15≦Ca/S≦3.50・・・・・・・・・(2
)を含有し、残部Feおよび不可避的不純物とし、且つ
不可避的不純物としてのS、P、C、OおよびNの含有
量を、 S:0.001wt%以下 P:0.006wt%以下 C:0.003wt%以下 O:0.003wt%以下 N:0.0015wt%以下 に調整することを特徴とする高Ni−Fe合金の急冷凝
固時の表面疵低減方法。 - (2)合金中に、さらに1〜5wt%のCuを添加する
ことを特徴とする請求項(1)記載の方法。 - (3)合金中に、さらに0.1〜0.4wt%のMnを
添加することを特徴とする請求項(1)記載の方法。 - (4)合金中に、さらに1〜5wt%のCuと、0.1
〜0.4wt%のMnを添加することを特徴とする請求
項(1)記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1277099A JPH0627293B2 (ja) | 1989-10-26 | 1989-10-26 | 高Ni―Fe合金の急冷凝固時の表面疵低減方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1277099A JPH0627293B2 (ja) | 1989-10-26 | 1989-10-26 | 高Ni―Fe合金の急冷凝固時の表面疵低減方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03140426A true JPH03140426A (ja) | 1991-06-14 |
JPH0627293B2 JPH0627293B2 (ja) | 1994-04-13 |
Family
ID=17578764
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1277099A Expired - Fee Related JPH0627293B2 (ja) | 1989-10-26 | 1989-10-26 | 高Ni―Fe合金の急冷凝固時の表面疵低減方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0627293B2 (ja) |
-
1989
- 1989-10-26 JP JP1277099A patent/JPH0627293B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0627293B2 (ja) | 1994-04-13 |
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