JPH03207838A - Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法 - 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】 「発明の目的」 本発明は、Ｆｅ　−　Ｎｊ系高透磁率磁性合金に係り、
その磁気特性などの性能を改良し、特にＪＩＳ−ＰＢ相
当のＮｉ量で、ＪＩＳ−ＰＣにせまる直流磁気特性を有
し、かつＪＩＳ−ＰＲ並の高い飽和磁束密度を有し、耐
食性は従来の耐食性を向上させたＰＢバーマロイより優
れ、かつプレス打抜き性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率
磁性合金およびその製造法を提供しようとするものであ
る。

〈産業上の利用分野） Ｆｅ　−　Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造技術
。

従来の技術 Ｆｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金は、磁気ヘッド用シール
ドケース、シールドカバー、各種シールド板といった用
途の磁気シールド部材として広く用いられている。

その中でも、ＭＯ、Ｃｕなどを含む高Ｎｉバーマロイ（
ＪＩＳ−ＰＣ）および低旧バーマロイ（ＪＩＳ−ＰＢ）
が多く用いられている。前者は高透磁率、高耐食性を有
しているが、Ｎｉを８０％近く含み、さらに高価なＭＯ
をも含有しているため、他の磁性合金に比べて高価であ
るという欠点がある。一方、後者では、Ｎｉ量が約４５
％であるため、ＪＩＳ−ＰＣに比べて安価で、かつＩＯ
ＯＯＡ／ｍにおける飽和磁束密度１３＋ｏｏｏが１４．
５００ガウスと高いが、反面耐食性がＪＩＳ−ＰＣに比
べて極端に劣り、かつ、透磁率もＪＩＳ−ＰＣに比べて
低いという欠点がある。このような４５Ｎｉ−Ｆｅを磁
気シールド部材として用いるためには防錆処理を施す必
要があり、工業上不利である。このようにＪＩＳ−ＰＣ
とＪＩＳ−ＰＢでは一長一短があるため両者の欠点を補
い合うような透磁率および飽和磁束密度が高くて耐食性
に優れ、かつ安価な材料が望まれていた。特に、現在Ｊ
ＩＳ−ＰＣを使用しているものの中には、ＪＩＳ−ＰＣ
の極めて高い透磁率は必要ないにもかかわらず、ＪＩＳ
−ＰＢのｉ！ｉｉｍ率では不十分であり、かつ耐食性も
劣っているため、やむを得ずＪＩＳ−ＰＣを使用し、コ
スト高になっている例が多くみられる。

また、バーマロイは各種シールド部品にプレス打抜き加
工されるが、その際ダレ、ハリが出ると部品の加工精度
を落とすため、これらの出ないプレス打抜き性に優れた
材料が必要とされている。

以上の磁性材料に対する要求特性をまとめると以下の５
点になる。

（１）透磁率が高いこと。

（２）磁束密度が高いこと。

（３）耐食性に優れていること。

（４）　　プレス打抜き性が良好であること。

（５）価格が安いこと。

これらの要望に対して、以下に示す６つの開示技術が提
供されている。つまり、（ａｌ特公昭５６１０３７１で
は、Ｎｉが３５〜７０％の合金にＣｒ　，．　Ｍｏ、Ｃ
ｕを１種又は２種合計で０．３〜１２％添加し、さらに
Ｓｉを６％以下添加し、ＪＩＳ−ＰＣよりも低Ｎｉ域で
の耐食性向上を目的となし、（ｂｌ特公昭６０９０９５
では、Ｎｉが２５〜４０％の合金に、Ｃｕを１５％以下
添加し、さらにＳｉを６％以下添加し７、初透磁率の向
上を目的としており、（Ｃ）特公昭６２　−　２２２で
は、Ｎｉが３６〜５３％の合金にＣｒを８〜１３％添加
し、ＪＩＳ−ＰＢの耐食性向上を目的としており、（ｄ
）特開昭６０　−　４６３４１では、Ｎｉが５８〜７５
％の合金にＣｕを８〜２９％、Ｃｒを０．　３　〜５％
、さらにＳｉ　％　７ｒｒｓτｉｓ　Ｎｂｓ　Ｖ　ＳＨ
の１種以上を合計で８％以下添加し、ＪＩＳ−ＰＣより
も低Ｎｉ域での高透磁率、高耐食性を図っており、又（
ｅ）特開昭６２１４２７４９では、Ｎｔが４０〜５０％
の合金で、○，Ｓを極低レベルとすることにより透磁率
の向上、プレス打抜き性の向上を目的としている。更に
（ｆ）の特公昭５９　−　７７８０では、Ｎｉが２５〜
４０％の合金にＣｕを０．１〜１５％添加し、ＪＩＳ−
ＰＢよりも低Ｎｉ　とし、かつ初透磁率はＪＩＳ−ＰＢ
に相当するレベルを達威しようとしている。

（発明が解決しようとする課題） 上記したように従来提案されている（Ｍｌ〜（ｆ）の技
術においては、上述したような（１）〜（５）の各特性
をすべて満足するものがない。即ち（ａｌの技術では、
従来のＪＩＳ−ＰＢよりも耐食性は優れており、交流で
のｉ３磁率や保磁力といった磁気特性は優れているもの
の、１００ｅにおける磁束密度（以下Ｂ．。

と略す）は高４９．４００Ｇであり、ＪＩＳ−ＰＢ　ニ
比べるとこの値は明らかに低い。又（ｂ）の特公昭６ｏ
９０９５では、μｉはＪＩＳ−ＰＢに比べて高いものの
、Ｂ１。は高々８．３００Ｇであり、ＪＩＳ−ＰＢ　ニ
比ヘルとこの値は明らかに近い。（Ｃ）の特公昭６２　
−　２２２では、従来のＪＩＳ−ＰＢよりも耐食性は優
れたレヘルにあるが、最大透磁率（以下μｍと略す）は
ＪＩＳＰＢ並みであり、かつ、Ｂ，。は高々７，　１　
０　０　ＧとＪＩＳ−ＰＢに比べて明らかに低い。（ｄ
ｉの特開昭６０−４６３４１ではＪＩＳ−ＰＣより優れ
た耐食性を有し、かつ初透磁率（以下μｉと略す）もＪ
ＩＳ−ＰＣ並の値を有しているが、Ｎｉが６９〜７４％
とＪＩＳ−ＰＢ　ニ比べて高いため、ＢＩＧは高１．７
００ＧとＪＩＳ−ＰＢニ比べて明らかに低い。

前記（ｆｌの特公昭５９　−　７７８０では低Ｎｉとし
て低コスト化を図っているが磁気特性をみると、μｉは
ＪＩＳ−ＰＢ並みであるが、８１０はＪＩＳ−ＰＢに比
較して低いレベルであって同様に好ましくない。又前記
（８１の特開昭６２　−　１４２７４９ではＪＩＳ−Ｐ
Ｃ　ニせまるｐｍを有し、プレス打抜き性も改善されて
いるが、耐食性の改善が見られていない。なお、この技
術の中で耐食性向上のためのＣｒ添加をするといった記
述もあるがこのようなＣｒ添加により％　Ｂ＋ｏがＪＩ
Ｓ−ＰＢに比べて明らかに低くなることは前記ｆａ）の
特公昭５６−１０３７１などで見られる通りである。さ
らに、この技術では、プレス打抜き後のぼりといった材
料端面の形状は、良好なレベルに達しているものの、実
はプレス金型の磨耗といった特性までを改善するには至
らず、逆に金型の磨耗を早めるといったことも認められ
る。すなわち、連続的に多数回のプレス打抜きを行なう
場合では、材料側ではプレス金型の磨耗を早める介在物
が存在すると、金型の磨耗は早く、ひいては、打抜き後
の材料の形状不良（特にダレ）につながり、プレス製品
の品位を落としてしまうことがしばしば発生している。

この意味からして、この技術のみではプレス打抜き性を
総合的に解決したとはいえない。

以上のように、従来のパーマロイでは、上記した（１１
〜（５）の５つの要求特性をすべて満足することができ
ない。

「発明の構威」 （課題を解決するための手段） 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ねて創案さ
れたものであって、前述したような（１）〜（５）の各
要求特性を共に満足することに或功したものであって、
以下の如くである。

１．　　Ｎｉ　：　３７〜５５ｗｔχ、　　Ｃｕ　：　
４　〜１２ｗｔχ、Ｃｒ：０．３　〜１．ＯｗｔＺ，　
　Ｃ　　：０．０１０ｗｔχ以下、Ｍｎ　：　０．１　
〜１．ＯｗｔＺ，　　Ｓｉ：　０．１０”０．３０ｍｔ
χ、Ｐ　　：　０．００５ｗｔＸ以下、　Ｏ　：　０．
００３０ｗｔ＄以下、Ｎ　　：　０．００１５ｗｔ％以
下、Ｓ　：　０．００２０ｗｔＸ以下、ｓｏ　ｊ！　．
Ａ　ｌ　：　０．００３０ｗｔＸ以下を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物から戒ることを特徴とし、耐食
性、プレス打抜き性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性
合金。

２。Ｎｉ　：　３７〜５５ｗｔχ、　　Ｃｕ　：　４　
〜１２ｗｔ％、Ｃｒ　：　０．３　〜１．０ｗｔ％、　
Ｃ　　二Ｏ．０１０ｗｔ％以下、Ｍｎ　：　０．１　　
〜ｌ．０ｗｔ％、　　　Ｓｉ　：　０．１０〜０．３０
ｉｍｔχ　、Ｐ　：　０．０（１５ｗｔχ以下、　Ｏ　
　：　０．００３０ｗｔＸ以下、Ｎ　　：　０．ＯＯＬ
５ｗｔ％以下、Ｓ　　：　０．００２０ｉｖｔ！以下、
Ｓｏｌ．＾１　：　０．００３０ｗｔχ以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物から戒るＦｅ　−　Ｎｉ
系合金の薄鋼帯を熱間圧延とそれに続く熱延板焼鈍およ
びその後の冷間圧延およびこれに続く再結晶焼鈍工程の
組み合わせを１回以上行い、最終工程を冷間圧延工程に
よって製造するに際して熱間圧延での圧延終了温度を９
００℃以上とすることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ系高透磁
率磁性合金の製造方法９ ３．熱間圧延での圧延終了温度を９００℃以上とすると
共に熱延板焼鈍温度を９５０〜１０５０℃とすることを
特徴とする前記２項に記載のＦｅＮｉ系高透磁率磁性合
金の製造方法。

４．熱間圧延での圧延終了温度を９００℃以上とすると
共に熱延板焼鈍温度を９５０〜１０５０℃とし、冷延焼
鈍工程における最終の再結晶焼鈍温度を７００〜８００
℃とすることを特徴とする前記２項に記載のＦｅ−Ｎｉ
系高ｉ３磁率磁性合金の製造方法。

５．熱間圧延での圧延終了温度を９００℃以上とすると
共に熱延板焼鈍温度を９５０〜１０５０℃とし、冷延焼
純工程における最終の再結晶焼鈍温度を７００〜８００
℃となし、最終の冷間圧延圧下率を２〜６％とすること
を特徴とする前記２項に記載のＲｅ−Ｎｉ系高ｉ３磁率
磁性合金の製造方法。

〈作用〉 本発明によるものは、ＪＩＳ−ＰＢ相当のＮｉ量で、Ｊ
ＩＳ−ＰＢなみの８，。を有し、しかもＪＩＳ−ＰＣに
せまるμｉ、μｍを示し、耐食性は従来技術で耐食性を
改善した低Ｎｉバーマロイより優れ、しかもプレス打抜
き性が良好とされものであって、その戒分組威限定理由
をｗｔ％（以下単に％という）で説明すると、以下の如
くである。

Ｎｉはそれが３７％未満、または５５％超えでは後述す
るＣｕの適量添加などによっても透磁率が本発明で目的
とするレベルまで向上しないので３７％を下限とし、５
５％を上限とした。

Ｃｕは、Ｎｉが３７〜５５％の範囲のとき、後述のＣ，
Ｐ，Ｏ．Ｎ，Ｓの不純物元素低減およびｓｏｌ．Ａｌの
通量添加のもとで、それが適量添加されることにより８
。の低下は小さく、しかもμｉ、μｍを飛躍的に向上せ
しめる元素である。又このＣｕはＮｉが３７〜５５％で
耐食性を向上させるために添加されるＣｒ量を従来より
低くすることを可能とする元素である。

即ち、第１図はＣ，　Ｐ，　Ｏ，　Ｎ，　Ｓ，　ｓｏｌ
．ＡＩｌが本発明規定範囲内で、ＮｘｓＣｕ量と直流磁
気特性の関係をＣｒ量別に示したものであるが、該図（
ａｌのＣｒ≦１．０％の場合で、Ｎｉ．．Ｃｕが共に本
発明規定範囲内のときに高い直流磁気特性が得られてい
ることは明かである。一方Ｃｒが１．０％を超える場合
は同図（ａ）の本発明範囲で得られるような高い磁気特
性が得られないため、このようなＣｒ量範囲は本発明範
囲外である，なおＭｏもＣｒと同様に本発明で目的とし
た高い磁気特性を得るには有害な元素である。

このＣｏ添加量が４％未満および１２％超えではこれら
の効果が適切に得られないので４〜１２％と定めた。な
おμｉ、μ講をより高レベルとするためのＣｕ量範囲は
６〜１０％である。

本発明で意図するμｉ、μ慣の向上及び他の特性の向上
は上記のようなＮｉ，　Ｃｕ量の適正化のもとで、Ｃ，
Ｐ，０．Ｎ．Ｓの低減が必要である。すなわち、Ｃは、
０．０１０％を越えると熱間加工性が劣化し、絞り威形
性、耐食性、プレス打抜き性も劣化し、かつ透磁率も本
発明で意図するレベルまで到達できなくなるため、０．
０１０％を上限とした。なお、μ１１μ−をより高レベ
ルとし、かつ耐食性を良好とするに好ましいＣ量は、０
．００２０％以下である。

Ｐは、本発明で対象とするＣｕ添加のＦｅ−Ｎｉ合金に
おいては、熱間加工性を著しく劣化させ、かつμｉ、μ
ｍに有害な元素である。このＰが・０．００６０％を越
えると、熱間加工性が著しく劣化し、かつ、μｉ、μ−
も本発明で意図するレベルに比べて著しく低くなるため
、０．００６０％を上限とした。なお、μｉをより高い
レベルとするための好ましいＰ量は０．００１０％以下
である。

０は、非金属介在物の形或を通して、最終の磁気焼鈍時
の粒或長を抑制し、μｉやμｍを劣化させるため、磁気
特性からは有害な元素である。即ち、このＯが０．　０
　０　３　０％を越えると、μｉ、μｍが本発明で目的
とするレベルに比べて著しく低くなり、かつプレス打抜
き性、耐食性も劣化するため、０．　０　０　３　０％
を上限とした。なお、μ１１μ層をより高いレベルとす
るための好ましいＯ量は０．　０　０　０　５％以下で
ある。

Ｓは、本発明で対象とするＣｕ添加のＦｅ　−　Ｎｉ合
金においては、熱間加工性及び耐食性を著しく劣化させ
、かつ、硫化物の形或を通して最終の水素焼鈍時におけ
る粒戒長を阻害し、焼鈍後の粒径が小さいため保磁力が
大きくなったり、磁化物により磁区が移動し難くなるた
めμｉ、μｍが低くなり、磁点特性に対しても極めて有
害な元素である。このＳ量がＯ．　Ｏ　Ｏ　２　０％を
越えると、熱間加工性が著しく悪くなり、μｉ、μｍも
本発明で意図するレベルに比べて著しく低くなるため、
０．００２０％を上限とした。なお、μｉ、μｍをより
高レベルとするための好ましいＳ量は、０．０００５％
以下である。

Ｎは、合金中に多く含まれる時、μｉ、μｍを劣化させ
、かつ、耐食性に有害な元素である。Ｎ量が０．００１
５％を越えるとμｉ、μｍの劣化が著しくなり、プレス
打抜き性も劣化するためＮの上限は０．００１５％と定
めた。なお、この本発明範囲においてもμｉ、μｍをよ
り高めるための好ましいＮ量は０．０　０　０　５％以
下である。

Ｍｎは、合金中のＳを固定し、熱間加工性を向上せしめ
る元素であって、０．　１％未満ではこれらの効果が得
られず、又介在物組織もプレス打抜き性に対し有害で硬
質のものが主体となって好ましくなく、一方１．０％を
越えると逆にマトリックスが強化し熱間加工性、プレス
或形性が劣化するので０．　１％、１．０％をそれぞれ
上、下限とした。

ｓｏ／．Ａ＃は、本発明においては、低減されるべき元
素である。すなわち、このｓｏ１．ＡＩが０．００３０
％を越えると、製鋼時の脱酸時に生或される介在物はＡ
　ＩｌｔＯ，系が主体となり、０量が０．００３０％以
下であっても、微細なＡ　ｌ　，Ｏ，として合金中に残
り、最終の磁気焼鈍によっても純化して、合金外部にガ
スとして反応していくことが困難となり、最終の水素焼
鈍後でも合金内に微細な介在物が残るため、μｉ、μｍ
が本発明で意図するレヘルまで向上しない。

このように、Ａ　ｌ　ｚｏｉ系の介在物が純化しにくい
理由としては、この介在物の融点が極めて高いためと推
察される。更に介在物の組威が、Ａ　Ｉｌ２０３を主体
としたものになると、打抜きプレス金型の摩耗が著しく
なり、多数回打抜きした後における材料のグレが著しく
なるため好ましくない。即ちこれらのことからＳｏｌ．
＾ｌの上限は０．００３０％と定めた。

以上の関係を戒分の観点からより詳しく図示すると第２
図のようになる。すなわち、Ｎｉ，　Ｃｕ，　Ｃｒが本
発明規定内の合金で、後述の実施例に示すようなプレス
打抜き性及び直流磁気特性を満足する領域をＭｎ，Ｃ，
Ｎ，Ｐ，ｓｏｌ．Ａｌｌ量別に示しているもので、（ａ
）のＭｎ，Ｃ　％　Ｎ　，Ｐ　，ｓｏ　１２　．Ａ　ｆ
の少なくとも１種以上が本発明規定を超える場合、本発
明で意図する磁気特性を満たす領域は存在しないのに対
して、同図（ｂ）では、Ｍｎ，Ｃ，Ｎ，Ｐ、ｓｏｊｉ！
．Ａｌｌが本発明規定内の条件下でＳ≦Ｏ．　Ｏ　Ｏ　
２％、０≦０．００３％の領域で、本発明の意図する磁
気特性及びパリ、ダレといったプレス打抜き性のいずれ
も満足している。

以上のように本発明においては下記のように酸化物系介
在物の組戒を純化しやすく、かつ、打抜きプレスの金型
の摩耗を低減するような低融点のものに制御することが
本発明における技術的ポイントの１つである。

５ｉは有効な脱酸元素であり、０．１０％未満では０量
が０．　０　０　３　０％以下まで脱酸できず、０．３
０％を越えると、μｉ、μｍが劣化し、耐食性も劣化す
るため、Ｓｉの下限と上限は、それぞれ０．１０％、０
．３０％と定めた。

Ｃｒは、本発明で対象とするＣｕ添加のＦｅ−Ｎｉ合金
においては、上記のようなＣ，Ｐ，Ｏ，Ｎ，Ｓの低減及
び介在物の組戒の制御のもとで、微量レベルで耐食性を
著しく向上させる元素である。すなわち、第３図に示す
ようにＮｉが３７〜５５％のＮｉ合金で、Ｃｕが４〜１
２％添加された合金において、ＣＸＰ％　０１Ｎ．．Ｓ
ＳＳｉ−　ｓｏｌ．＾ｌを本発明規定内とした合金では
、Ｃｒが０．　３％以上で耐食性は飛躍的に向上する。

なお、１．　０％を越えると、その耐食性の向上効果は
飽和し、逆にＢ，。やμｉ、μ一が劣化する。以上の理
由より、本発明におけるＣｒ量は、０．３〜１．０％範
囲内と定めた。

なお他の戒分については特に規定しないが、Ｍｏは０．
３％以下の含有が許容される。

上記したような本発明合金に関して、本発明で意図する
高ｉ３ｍ率とプレス打抜き性は、上記の戒分規定に加え
て、製造条件をより適正化することにより、さらに向上
させることができる。

すなわち、この技術のポイントは熱延条件、熱延板焼鈍
温度、冷延・焼鈍工程における最終焼鈍温度、及び最終
の冷間圧延の圧下率の適正化にある。

熱延においては、圧延終了温度を９００℃以上とした材
料を９５０〜１０５０℃範囲で熱延板焼鈍を施すことに
より、最終のＨ２焼鈍後の磁気特性の向上、すなわち、
μｉ１μｍのさらなる向上、保磁力（以下Ｈｃと略称す
る）のさらなる低下が可能となる。この理由としては、
上記の処理により磁気特性に好ましい集合組織が形威さ
れる、介在物が最終のＨ２焼鈍時に、純化するに際して
より好ましいサイズに破砕されるということが効いてい
る。さらにはこのような熱延条件及び熱延板焼鈍を上記
の条件にて行なうことにより、冷延時のエソヂ割れを少
なくすることができ、製造時の歩留りを向上することも
可能となる。

上記の製造条件に加えて、冷延・焼鈍工程における最終
の再結晶焼鈍温度を７００〜８００℃とし、かつその後
の冷間圧延の圧下率を２〜６％とすることで、さらに磁
気特性の向上、すなわち、μｉ、μｍの向上、Ｈｃの低
下を達威させ、かつプレス打抜き性をより向上させるこ
とができる。

すなわち、上記の最終の再結晶焼鈍温度が７００〜８０
０℃では、本発明で規定された戒分の合金では、１００
％再結晶でかつ、細粒の組織となるため次の２〜６％の
圧下率の冷間圧延による歪の付加により、最終のＨ２焼
鈍時での結晶粒の戒長が促進され、μｉ、μｍが向上す
る。

最終の再結晶焼鈍温度が７００℃未満では１００％再結
晶せず、最終のＨ２焼鈍時での粒戒長が阻害されるため
本発明で意図するさらなる磁気特性の向上が図れず、一
方、最終の再結晶焼鈍温度が８００℃を越えると、１０
０％再結晶はするものの結晶粒が粗大化し、次工程での
、適正な冷間圧延による歪の付加を施しても、最終のＨ
２焼鈍時のさらなる粒或長の促進効果が得られないため
、７００℃、８００℃をそれぞれ本発明における下限、
上限に定めた。

最終の冷間圧延は、最終のＨ２焼鈍での一層の粗粒化に
よるμｉ、μｍの向上を図るためには前記の最終の再結
晶焼鈍温度の適正化と合わせて、必須の規定条件である
。すなわち、最終の冷間圧延での圧下率が２〜６％では
、この冷延前の結晶粒が細粒の条件下で、最終のＨ２焼
鈍時の歪粒或長効果が付与される。従来より、歪付加に
よる焼鈍時での粒或長の促進効果は知られていたが、本
発明で対象としているようなＣｕが添加され、又不純物
元素が低減されかつ介在物が低融点に制御された合金に
おいて、この効果が上記範囲に存在することはこれまで
知られていなかった。なお最終の冷間圧延での圧下率が
２％未満では、歪粒或長効果があらわれず、一方、圧下
率が６％を越えると、最終のＨ２焼鈍で逆に細粒化傾向
もあらわれて、μｉ、μｍが逆に低下するので、最終の
冷間圧延での圧下率の下限、上限はそれぞれ２％、６％
と定めた。

（実施例） 本発明によるものの具体的な実施例について説明すると
以下の如くである。

実施例１ 次の第１表に示すような化学或分を有する高Ｎｉ−Ｆｅ
合金の本発明合金および比較合金を真空溶解にて溶製し
、これを熱間加工、脱スケールを施し、冷延素材を準備
した。ＭＯ量は０．　２％以下である。

又これらの素材は次いで冷延加工、焼鈍して０．　５ｎ
の薄板サンプルとし、これらより外径が４５ｍｍで内径
３３ｍｍのＪＩＳリングを打抜き試料とした。

又磁気特性をこれらの試料について、パラジウム膜を透
過させ精製した高純度水素気流中雰囲気下において１１
００℃で３時間の熱処理を行い、その後は炉冷させて、
磁気特性（μｉ、μｍ　％　ｔｉｃおよびＢ，。）を測
定した。

耐食性は上記の磁気焼鈍した切板サンプルを用いて、塩
水噴霧試験（ＪＩＳ　Ｚ２３７１）　２　０　０時間連
続試験した時の腐食部分の面積比率〈％）で評価した。

プレス打抜き性は、磁気焼鈍前の薄板サンプルより、リ
ングサンプルを多数回連続打抜きして、その後のサンプ
ルの打抜き端面のパリ、ダレの発生状況について調べた
。パリ、ダレのランクは発生状況に応じて３つ（○：な
し、△：少し発生、×：多く発生）に分けて評価した。

また熱間加工性は、第１表に示した合金の鋼塊（厚さ７
０皿）を１１５０℃に加熱し、最終板厚５Ｒまで熱間圧
延を行い、該熱延板のエソヂ部における割れの発生状態
を観察して調査した。一般に熱間加工性が悪い場合にエ
ソヂ部に割れが発生し易くなることは経験的に知られて
いる。

なお、エリクセン試験は前記の０．　５　ｍの焼鈍した
薄板サンプルにより行った。

第 １ 表（至） 即ち、Ｎｌｌｌ　〜Ｎｌ４の各材ともＮｉ，　Ｃｕ、Ｃ
ｒ，　Ｃ、Ｍｎ，ＳｉｓＰｓＯ，Ｎ，Ｓ，ｓｏｌ．Ａｌ
は本発明の規定内にある発明合金であり、μｉは２０，
０００以上、μ一は１６０，０００以上、ＢＩＧは１２
，　５００Ｇ以上、耐食性は３％以下、プレス打抜き性
はハリ、ダレの発生状況も良好で、熱延時のエッヂ割れ
もなく、本発明で意図する磁気特性、耐食性、プレス打
抜き性、熱間加工性をすべて満たしている。特に磁３の
材料はＣ、○、Ｎ，Ｓ，Ｐが他の発明例に比べてより好
ましいレベルまで低減されているものでアリ、μｉ、μ
Ｉｌｌ　、Ｈｃ及び耐食性が、その他の本発明例に比べ
てより優れたレベルになっている。

これに対して、Ｎｌｌ５の材料ではＮｉが本発明規定上
限を越えるもの、魚６の材料では、Ｎｉが本発明規定下
限未満のものであり、いずれの場合でも８．。は本発明
例に比べて低く、がっ旭６材では、耐食性が著しく悪い
。Ｎ［Ｌ７の材料では、Ｃｕが本発明規定を越えるもの
であり、Ｉｌｈ８の材料では、Ｃｕが本発明規定未満の
ものであって、隘９の材料は、Ｃｒが本発明規定を越え
るもの、Ｎ［Ｌ１０はＣｒが本発明規定範囲未満のもの
、Ｎ［Ｌ１　１、Ｉｌｈｌ　４、階１６〜Ｎｌ１９の各
材はＣ％ＳＬ、Ｐ−．ｓｏ＆，八ｌ　Ｎ，Ｓのいずれか
が本発明規定の上限を越えるものであり、これらの材料
では磁気特性、耐食性、プレス打抜き性、エッヂ割れの
１つ以上の特性が劣っており、本発明で目的とする効果
は得られていない。

因みにぬ６および階７の各材は前記従来技術（特公昭５
９　−　７７８０）の或分範囲内合金であるが、磁気特
性および耐食性が本発明例に比較し劣っていることは明
らかである。又ＮＩＩＯ、１１の各材は公知合金である
Ｒａｄｉｏ　Ｍｅｔａｌに相当するＮｉ，　Ｃｕ量を含
有した合金であるが、Ｎｉｓ　Ｃｕ以外の本発明規定威
分の何れか１種が規定範囲を外れているものであり、こ
の場合には本発明で目的とするすべての効果が得られて
いない。又Ｍ１２の材料はＭｎが本発明規定範囲の上限
を超えるものであり、寛１３の材料は旧が本発明規定未
満のものであって、磁気特性、プレス打抜き性、熱間加
工性は本発明例に比べて劣っている。

なお、阻１５の材料では、Ｓｔが本発明規定未満の場合
であり、この場合は脱酸が不十分となり、○が、本発明
規定の上限を越えていて、磁気特性、耐食性、プレス打
抜き性は、本発明例に比べて、やはり劣っている。

以上のように、Ｘｉ．．Ｃｕ，　Ｃｒ．．　Ｃ，　Ｍｎ
，　Ｓｉ．．Ｐ％○、Ｎ％　Ｓ％　ｓｏＩ！．Ａｌを本
発明規定範囲内にしなければ、本発明で意図する磁気特
性、耐食性、プレス打抜き性、エフヂ割れ（熱間加工性
）のすべてを満足させることができないことが理解され
る。

本発明は、上記したような実施例の製造方法のみでなく
、溶解・溶製して薄鋳板に鋳造し、鋳造のまま、又は熱
間加工後およびまたは脱スケールし、冷延加工、焼鈍し
ても良い。

熱間加工に代えて、または冷間加工の高能率化のために
温間加工を施しても良い。但し表面性状、板厚形状、寸
法精度が要求される場合は、最終溶製の前に冷延加工を
施した方が好ましい。これらのような製造方法であって
も、本発明の規定範囲以内であればほぼ同等のものが得
られる。

実施例２ 上記した実施例１で用いた合金患３（発明合金と、合金
ｍｌ９（比較合金）の分塊スラブをＩＩＯＣ℃に加熱し
、熱間圧延を行なってから、場合により熱延板焼鈍をな
し、引き続く冷間圧延の後に再結晶焼鈍を行ない、その
後、場合により冷間圧延を施し、最終板厚０．５ｎの薄
板サンプルとした。

各サンプルの熱延仕上げ温度、熱延板焼鈍温度、最終の
再結晶焼鈍温度、最終の冷間圧延率は、それぞれ次の第
２表に示す条件である。これら薄板サンプルより、外径
が４５ｍで内径３３（１）のＪＩＳリングを打抜き、磁
気特性測定用サンプルとしたまた、耐食性試験用の切板
サンプル、及びプレス打抜き用サンプルも採取した。磁
気焼鈍は磁気特性測定用サンプル及び耐食性試験用サン
プルについて行なった。磁気焼鈍は、パラジウム膜を透
過させ精製した高純度水素気流中雰囲気下において１１
００℃で３時間の熱処理を行ない、その後は炉冷させて
、磁気特性（μｉ、μｍ　、Ｈｃ及びＢｏｏ）を測定し
た。耐食性、及びプレス打抜き性は実施例ｌと同し方法
にて調べた。

） なお、エリクセン試験は前記の０．　５　ｔｘの薄板サ
ンプルにより行った。

本発明合金の隘３のものを用いる場合、耐食性、プレス
打抜き性はいずれの製造条件においても優れたレヘルに
あるが、磁気特性（μｉ、μａ＋　，　Ｈｃ）はサンプ
ル隊１〜９の各材のように、熱延仕上げ温度を本発明に
規定することにより、一層優れたレヘルにすることが可
能で、更には、サンプル階１〜６の各材のように、熱延
仕上げ温度を本発明規定内としたサンプルの中でも、熱
延板焼鈍温度を本発明規定内とすれば、磁気特性をより
優れたレベルにすることが可能であり、又サンプル隘１
〜４の各材のように、熱延仕上げ温度、熱延板焼鈍温度
を本発明規定範囲内としたサンプルの中でも、最終の再
結晶焼鈍温度を本発明規定範囲内とすれば、磁気特性を
より優れたレベルにすることが可能である。更に、サン
プルＭ１〜Ｉｌｈ２の各材のように、熱延仕上げ温度、
熱延板焼鈍温度、最終の再結晶焼鈍温度を本発明規定範
囲内としたサンプルの中でも、最終の冷間圧延率を本発
明規定内とすれば、磁気特性をより優れたレベルにする
ことができる。

一方、サンプル咀１２材は比較合金を用いた場合であり
、製造条件は本発明規定範囲内であるにもかかわらず、
本発明で意図する磁気特性、耐食性、プレス打抜き性は
得られていない。すなわち、本発明の目的とする特性の
向上は、合金戊分の本発明規定範囲内とするとすること
が必要であることが理解される。

以上のように本発明で規定された戒分を有し、かつ本発
明で規定した製造条件を採ることにより、本発明合金を
用いる場合の中でもより高い磁気特性を発揮し得ること
が明らかである。

また、本発明法によれば、上記のように通常の磁気焼鈍
条件を採り、ＪＩＳ−ＰＣに迫る磁気特性を有している
が、例えば、ＪＩＳ−ＰＢ程度の磁気特性で十分な場合
は、従来のＰＢパーマロイで行なっているよりも磁気焼
鈍温度を低温化することができる。

「発明の効果」 以上説明したような本発明によるときは、ＦｅＮｉ系の
高透磁率磁性合金における磁気性質などの特性を適切に
改善し、特にＪＩＳ−ＰＢ相当のＮｉ量によりＪＩＳ−
ＰＢ並ミ＋７）８１。を確保し、かッＪＩＳ−ＰＣに迫
るμｉ、μ−を有し、又耐食性は、従来の耐食性を改善
した低Ｎｉバーマロイより優れ、プレス打抜き性および
熱間加工性が共に良好で、冷延時のエソヂ割れも少なく
することができ、製造時の歩留りを向上することも可能
な高透磁率磁性合金を提供せしめ、従って従来において
、ＪＩＳ−ＰＣを使用していた各種磁気シールド材や磁
気ヘソドヶース、コア類などに使用することも可能とな
り、更には、従来ＪＩＳ−ＰＢを使用していた上記の各
種磁気シールド材や磁気ヘッドヶース、コア類などでよ
り高いシールド特性が要求される場合にも、対応するこ
とができ、加うるに、従来のＪＩＳ−ＰＢ程度の磁気特
性が要求される場合には、従来のＰＢバーマロイに比べ
て磁気焼鈍温度を低温化することが可能であるなどの効
果を有し、近時におけるエレクトロニクス産業の要請に
対して適切に即応し得るものであるから工業的にその効
果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第ｌ図
は直流磁気特性とＮｉ，　Ｃｕ，　Ｃｒ量の関係を示し
た図表で、（ａ）はＣｒ≦１．０％、（ｂ）はＣｒ＞１
．０％の場合であり、第２図はプレス打抜き性および直
流磁気特性と成分量の関係を示した図表であって、（ａ
）はＭｎ，　Ｃ，　Ｎ％　Ｐ，　ｓｏＩｌ．Ａｊ！の少
くとも１種以上が本発明の規定範囲を超える場合、（ｂ
）はＮ，Ｐ、ｓｏｌ．ＡＮのすべてが本発明の規定範囲
を満たす場合であり、第３図は耐食性および透磁率とＣ
ｒとの関係を示した図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｎｉ：３７〜５５ｗｔ％、Ｃｕ：４〜１２ｗｔ％、
   Ｃｒ：０．３〜１．０ｗｔ％、Ｃ：０．０１０ｗｔ％以
   下、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０
   ．３０ｗｔ％、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｏ：０．０
   ０３０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１５ｗｔ％以下、Ｓ：
   ０．００２０ｗｔ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３０
   ｗｔ％以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成ること
   を特徴とし、耐食性、プレス打抜き性に優れたＦｅ−Ｎ
   ｉ系高透磁率磁性合金。 ２、Ｎｉ：３７〜５５ｗｔ％、Ｃｕ：４〜１２ｗｔ％、
   Ｃｒ：０．３〜１．０ｗｔ％、Ｃ：０．０１０ｗｔ％以
   下、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０
   ．３０ｗｔ％、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｏ：０．０
   ０３０ｗｔ％以下Ｎ：０．００１５ｗｔ％以下、Ｓ：０
   ．００２０ｗｔ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３０ｗ
   ｔ％以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成るＦｅ
   −Ｎｉ系合金の薄鋼帯を熱間圧延とそれに続く熱延板焼
   鈍およびその後の冷間圧延およびこれに続く再結晶焼鈍
   工程の組み合わせを１回以上行い、最終工程を冷間圧延
   工程によって製造するに際して熱間圧延での圧延終了温
   度を９００℃以上とすることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ系
   高透磁率磁性合金の製造方法。 ３、熱間圧延での圧延終了温度を９００℃以上とすると
   共に熱延板焼鈍温度を９５０〜１０５０℃とすることを
   特徴とする請求項２に記載のＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性
   合金の製造方法。 ４、熱間圧延での圧延終了温度を９００℃以上とすると
   共に熱延板焼鈍温度を９５０〜１０５０℃とし、冷延焼
   鈍工程における最終の再結晶焼鈍温度を７００〜８００
   ℃とすることを特徴とする請求項２に記載のＦｅ−Ｎｉ
   系高透磁率磁性合金の製造方法。 ５、熱間圧延での圧延終了温度を９００℃以上とすると
   共に熱延板焼鈍温度を９５０〜１０５０℃とし、冷延焼
   鈍工程における最終の再結晶焼鈍温度を７００〜８００
   ℃となし、最終の冷間圧延圧下率を２〜６％とすること
   を特徴とする請求項２に記載のＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁
   性合金の製造方法。