JPH046249A - 磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ―Ｎｉ系磁性合金およびその製造方法 - Google Patents
磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ―Ｎｉ系磁性合金およびその製造方法Info
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- JPH046249A JPH046249A JP10836590A JP10836590A JPH046249A JP H046249 A JPH046249 A JP H046249A JP 10836590 A JP10836590 A JP 10836590A JP 10836590 A JP10836590 A JP 10836590A JP H046249 A JPH046249 A JP H046249A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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。
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〕
本発明は、磁気ヘッドや磁気シールド等に軟質磁性材料
として広《利用されているＦｅ−Ｎｉ系磁性合金の磁気
特性及び表面性状の改良に関するものである。
として広《利用されているＦｅ−Ｎｉ系磁性合金の磁気
特性及び表面性状の改良に関するものである。
Ｆｅ−Ｎｉ系磁性合金は、パーマロイと呼ばれ、その製
品は、電気炉で溶解後ＡＯＤ炉で精錬されるか、あるい
は真空誘導溶解炉等により溶製された後、熱延および冷
延を経て薄板に製造され、その後、所定の形状に加工さ
れた後、磁性焼鈍が施されて所定の磁気特性が得られて
いる。所定の形状に加工する際、深絞り加工等の強加工
が行われる場合は、加工前に軟質化のための焼鈍が行わ
れる。
品は、電気炉で溶解後ＡＯＤ炉で精錬されるか、あるい
は真空誘導溶解炉等により溶製された後、熱延および冷
延を経て薄板に製造され、その後、所定の形状に加工さ
れた後、磁性焼鈍が施されて所定の磁気特性が得られて
いる。所定の形状に加工する際、深絞り加工等の強加工
が行われる場合は、加工前に軟質化のための焼鈍が行わ
れる。
しかしながら、Ｆｅ −Ｎｉ系磁性合金は、熱間加工性
が極めて悪く、熱間圧延時に耳割れ現象が発生し、製造
歩留及び生産性を大きく低下させるという問題がある。
が極めて悪く、熱間圧延時に耳割れ現象が発生し、製造
歩留及び生産性を大きく低下させるという問題がある。
その対策として本出願人は、熱間加工性低下の原因とな
るＳの粒界偏析を防止するために、Ｓの低減化（０，０
１％以下）及びＢの適量添加が存効であることを特願昭
６３−２６３８５０号により提案している。
るＳの粒界偏析を防止するために、Ｓの低減化（０，０
１％以下）及びＢの適量添加が存効であることを特願昭
６３−２６３８５０号により提案している。
一方、磁性焼鈍時の白濁現象による表面性状の劣化など
の問題もある。その対策として本出願人は、白濁生成元
素であるＴｉ、Ｍｇ、Ａｆの低減化が有効であることを
特開平１−１７６０５０号公報において提案している。
の問題もある。その対策として本出願人は、白濁生成元
素であるＴｉ、Ｍｇ、Ａｆの低減化が有効であることを
特開平１−１７６０５０号公報において提案している。
栄、冷凝固鋳造法によるＦｅ−Ｎｉ系磁性合金の製造に
関して、特開昭６３−１２１６３７号公報に開示されて
いるが、同公報記載の方法では鋳造稜角、冷を行うため
、鋳造材の板厚が薄（実施例に示されている板厚は０．
８ ｍｍ以下であり、冷延後の板圧は０，２１以下の薄
板が対象である。また、磁気特性は、交流磁場中の初比
透磁率及び角型比の改善を図るものであり、上記問題点
に関しては開示されていない。
関して、特開昭６３−１２１６３７号公報に開示されて
いるが、同公報記載の方法では鋳造稜角、冷を行うため
、鋳造材の板厚が薄（実施例に示されている板厚は０．
８ ｍｍ以下であり、冷延後の板圧は０，２１以下の薄
板が対象である。また、磁気特性は、交流磁場中の初比
透磁率及び角型比の改善を図るものであり、上記問題点
に関しては開示されていない。
本発明は、磁気特性および表面性状の優れたＦｅ−Ｎｉ
系磁性合金を提供すること、および該合金を歩留よく製
造する方法の提供を目的とする。
系磁性合金を提供すること、および該合金を歩留よく製
造する方法の提供を目的とする。
〔課題を解決するための手段および作用〕本発明者は、
Ｆｅ−Ｎｉ系磁性合金を用いて、磁気特性および白濁現
象で代表される表面性状の改善を目的として種々の実験
を行い検討した。
Ｆｅ−Ｎｉ系磁性合金を用いて、磁気特性および白濁現
象で代表される表面性状の改善を目的として種々の実験
を行い検討した。
磁気特性は磁性焼鈍後の平均結晶粒径を所定サイズより
大きくすることにより改善されることを究明し、これは
最終冷延の圧下率および磁性焼鈍温度を制御することで
達成できる。
大きくすることにより改善されることを究明し、これは
最終冷延の圧下率および磁性焼鈍温度を制御することで
達成できる。
白濁現象の発生は、磁性焼鈍時に表層の微量Ｔ ｉ＋
Ｍｇ ＋ ＡＩが酸化物を生成するためであり、脱酸元
素としてＳｔ、 Ｍｎを用い、ＡＩ添加量を制限し、Ｔ
ｉおよびＭｇは添加しないことで著しく改善できること
が明らかになった。
Ｍｇ ＋ ＡＩが酸化物を生成するためであり、脱酸元
素としてＳｔ、 Ｍｎを用い、ＡＩ添加量を制限し、Ｔ
ｉおよびＭｇは添加しないことで著しく改善できること
が明らかになった。
本発明はこのような実験結果に基づくものであり、その
要旨はつぎのとおりである。
要旨はつぎのとおりである。
（１）重量％にて、Ｎｉ ： ３５〜８５％、Ｃ： ０
．０３％以下、Ｓｔ ： ０．０５〜１．０％、Ｍｎ
： ２．０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｔ ： ０
．０５％以下、Ｏ： ０．００８％以下、Ｎ：０．００
８％以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
り、平均結晶粒径を１００ｎ以上とした磁気特性及び表
面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金。
．０３％以下、Ｓｔ ： ０．０５〜１．０％、Ｍｎ
： ２．０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｔ ： ０
．０５％以下、Ｏ： ０．００８％以下、Ｎ：０．００
８％以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
り、平均結晶粒径を１００ｎ以上とした磁気特性及び表
面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金。
（２）重量％にて、Ｎｉ：３５〜８５％、Ｃ： ０．０
３％以下、Ｓｔ ： ０．０５〜１．０％、Ｍｎ ：
２．０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ ： ０．０
５％以下、Ｏ： ０．００８％以下、Ｎ：０．００８％
以下、Ｍｏ：１〜１２％とし、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなり、平均結晶粒径を１００ｎ以上とした
磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金。
３％以下、Ｓｔ ： ０．０５〜１．０％、Ｍｎ ：
２．０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ ： ０．０
５％以下、Ｏ： ０．００８％以下、Ｎ：０．００８％
以下、Ｍｏ：１〜１２％とし、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなり、平均結晶粒径を１００ｎ以上とした
磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金。
（３）重量％にて、Ｎｉ ： ３５〜８５％、Ｃ：０．
０３％以下、Ｓｉ ： ０．０５〜１．０％、Ｍｎ ：
２．０％以下、ｓ：ｏ、ｏｚ％以下、Ａｌ ： ０．
０５％以下、Ｏ： ０．００８％以下、Ｎ：０．００８
％以下、Ｍｏ：１〜１２％とし、Ｃｒ、 Ｃｕ、 Ｎｂ
のうち１種または２種以上を総量で１〜２０％含み、残
部がＦｅおよび不可避的不純物がらなり、平均結晶粒径
を１００ｐ以上とした磁気特性及び表面性状に優れたＦ
ｅ−Ｎｉ系磁性合金。
０３％以下、Ｓｉ ： ０．０５〜１．０％、Ｍｎ ：
２．０％以下、ｓ：ｏ、ｏｚ％以下、Ａｌ ： ０．
０５％以下、Ｏ： ０．００８％以下、Ｎ：０．００８
％以下、Ｍｏ：１〜１２％とし、Ｃｒ、 Ｃｕ、 Ｎｂ
のうち１種または２種以上を総量で１〜２０％含み、残
部がＦｅおよび不可避的不純物がらなり、平均結晶粒径
を１００ｐ以上とした磁気特性及び表面性状に優れたＦ
ｅ−Ｎｉ系磁性合金。
（４）前項（１）（２）および（３）の成分組成の溶湯
を薄帯連続鋳造法により板厚１〜１０＋ａｍ以下の鋳片
に鋳造し、圧下率６０％以上で最終冷延を行い、１．０
００〜１３００℃の温度域で磁性焼鈍を行うことを特徴
とする特許 金の製造方法。
を薄帯連続鋳造法により板厚１〜１０＋ａｍ以下の鋳片
に鋳造し、圧下率６０％以上で最終冷延を行い、１．０
００〜１３００℃の温度域で磁性焼鈍を行うことを特徴
とする特許 金の製造方法。
以下、先ず本発明合金の化学成分の限定理由について詳
細に説明する。
細に説明する。
Ｎｉは、本合金の基本成分であり、Ｎｉが３５％未満の
場合、または８５％を超える場合は合金の磁気特性が低
下して、軟質磁性材料としての特性を発揮できなくなる
。従って、Ｎｉの範囲は３５〜８５％とした。
場合、または８５％を超える場合は合金の磁気特性が低
下して、軟質磁性材料としての特性を発揮できなくなる
。従って、Ｎｉの範囲は３５〜８５％とした。
Ｃは、含有量が多くなりすぎると合金中に炭化物を形成
し、磁気特性を劣化させるため、その上限を０．０３％
とした。
し、磁気特性を劣化させるため、その上限を０．０３％
とした。
Ｓｉは、脱酸剤として有効な成分であり、０．０５％未
満ではその効果が少な（、また１、０％を超える場合は
、Ｓｉｎｇが顕著に生成するために磁気特性が劣化する
。従って、Ｓｉの範囲は０．０５〜１．０％とした。さ
らに好ましくは、０，２０〜０．５０％が良い。
満ではその効果が少な（、また１、０％を超える場合は
、Ｓｉｎｇが顕著に生成するために磁気特性が劣化する
。従って、Ｓｉの範囲は０．０５〜１．０％とした。さ
らに好ましくは、０，２０〜０．５０％が良い。
Ｍｎは、脱酸剤として有効な成分であるが、２．０％を
超えると磁気特性を劣化させるため、その上限を２．０
％とした。
超えると磁気特性を劣化させるため、その上限を２．０
％とした。
Ｓは、含有量が多くなりすぎると合金中に硫化物を粗大
且つ多量に形成し、磁気特性を劣化させるため、その上
限を０．０２％とした。尚、本発明者は熱間加工性を向
上させるためにＳを０．０１％以下に抑えることを提案
しているが、本発明では熱間加工を行うことなく製品を
製造できるので、Ｓ含有量の許容範囲が大きく広がる。
且つ多量に形成し、磁気特性を劣化させるため、その上
限を０．０２％とした。尚、本発明者は熱間加工性を向
上させるためにＳを０．０１％以下に抑えることを提案
しているが、本発明では熱間加工を行うことなく製品を
製造できるので、Ｓ含有量の許容範囲が大きく広がる。
ＡＩは、脱酸剤として有効な成分であるが、０．０５％
を超えると磁性焼鈍時にＡ１ｔ０３が製品表面に偏析し
白濁現象を起こすので、その上限を０．０５％とした。
を超えると磁性焼鈍時にＡ１ｔ０３が製品表面に偏析し
白濁現象を起こすので、その上限を０．０５％とした。
さらに好ましくは、０．０３％以下が良い。
０は、含有量が多くなりすぎると酸化物が析出し磁気特
性を劣化させるので、その上限を０．００８％とした。
性を劣化させるので、その上限を０．００８％とした。
さらに好ましくは、０．００３％以下が良い。
Ｎは、含有量が多くなりすぎると窒化物が析出し磁気特
性を劣化させるので、その上限を０．００８％とした。
性を劣化させるので、その上限を０．００８％とした。
さらに好ましくは、０．００３％以下が良い。
Ｍｏは、磁気特性をより改善するために有効であり、そ
の効果は１％以上の添加で発揮される。しかし１２％を
超えると逆に磁気特性、特に飽和磁束密度が小さくなる
。従って、Ｍｏの範囲は１〜１２％とした。
の効果は１％以上の添加で発揮される。しかし１２％を
超えると逆に磁気特性、特に飽和磁束密度が小さくなる
。従って、Ｍｏの範囲は１〜１２％とした。
Ｃｒ、 Ｃｕ、 Ｎｂは、Ｍｏと複合添加された場合、
磁気特性および耐摩耗性の改善に有効な元素であり、１
種または２種以上複合して総量で１％以上添加すると効
果があるので、耐摩耗性が要求される場合に添加される
。しかし、これらの元素を２０％を超えて添加すると、
逆に磁気特性および耐摩耗性が低下する。
磁気特性および耐摩耗性の改善に有効な元素であり、１
種または２種以上複合して総量で１％以上添加すると効
果があるので、耐摩耗性が要求される場合に添加される
。しかし、これらの元素を２０％を超えて添加すると、
逆に磁気特性および耐摩耗性が低下する。
平均結晶粒径は、大きいほど磁気特性を改善するが１０
０Ｑ未満ではその効果は小さいために、下限を１１００
ａとした。好ましくは２００Ｉｎａ以上が良い。軟質磁
性材料として使用する際、磁化過程において磁壁の移動
が結晶粒界で阻止されるので、結晶粒界を少なくするた
めに粒界を大きくする。
０Ｑ未満ではその効果は小さいために、下限を１１００
ａとした。好ましくは２００Ｉｎａ以上が良い。軟質磁
性材料として使用する際、磁化過程において磁壁の移動
が結晶粒界で阻止されるので、結晶粒界を少なくするた
めに粒界を大きくする。
次に、本発明合金の製造方法について説明する。
上記成分の合金溶湯を薄帯連続鋳造法により板厚１〜１
０１１Ｑ＋の薄帯鋳片に鋳造し、熱間圧延を行うことな
しに冷間圧延をする。冷間圧延率は、最終圧延において
６０％以上とする。
０１１Ｑ＋の薄帯鋳片に鋳造し、熱間圧延を行うことな
しに冷間圧延をする。冷間圧延率は、最終圧延において
６０％以上とする。
すなわち、中間焼鈍を行わない場合は製品板厚までの全
圧下率を６０％以上とし、中間焼鈍を行う場合は中間焼
鈍後の製品板厚までの圧下率を６０％以上とする。中間
焼鈍を２回以上行う場合は最終焼鈍後の圧下率を６０％
以上とする。
圧下率を６０％以上とし、中間焼鈍を行う場合は中間焼
鈍後の製品板厚までの圧下率を６０％以上とする。中間
焼鈍を２回以上行う場合は最終焼鈍後の圧下率を６０％
以上とする。
最終冷延を行った後、打抜き加工あるいは深絞り加工等
により所定の形状にし、ついで磁性焼鈍を行う。なお打
抜き加工等の軽加工は冷延ままで行うことができるが、
深絞加工等の強加工は、軟質化焼鈍を必要に応じて施し
た後に行う。磁性焼鈍は１０００〜１３００℃の温度域
で行う。焼鈍時間は１〜５時間、雰囲気は露点−３０℃
以下の水素、冷却速度は６００〜３００℃間を平均冷却
速度１０〜５００”Ｃ／ｈｒで行うのが望ましい。
により所定の形状にし、ついで磁性焼鈍を行う。なお打
抜き加工等の軽加工は冷延ままで行うことができるが、
深絞加工等の強加工は、軟質化焼鈍を必要に応じて施し
た後に行う。磁性焼鈍は１０００〜１３００℃の温度域
で行う。焼鈍時間は１〜５時間、雰囲気は露点−３０℃
以下の水素、冷却速度は６００〜３００℃間を平均冷却
速度１０〜５００”Ｃ／ｈｒで行うのが望ましい。
鋳片の板厚が１ｍｍ未満では鋳片の疵取りを行った場合
さらに薄くなり、均一な板厚の鋳片を得る事が困難であ
る。一方、鋳片の板厚が１０ｗｍを超える場合は鋳片の
結晶粒径が粗大化し、冷延圧下率６０％以上でも磁性焼
鈍後に平均結晶粒径１００−以上に成長しない。従って
、鋳片の板厚は１〜１０＋ａｍとした。また、磁性焼鈍
温度が１０００″Ｃ未満では再結晶粒が十分に成長しな
い、一方、１３００℃を超える場合は熱処理にかかる経
済的負担が増大するので−船釣に行われない。従って、
磁性焼鈍温度は１０００〜１３００℃とした。
さらに薄くなり、均一な板厚の鋳片を得る事が困難であ
る。一方、鋳片の板厚が１０ｗｍを超える場合は鋳片の
結晶粒径が粗大化し、冷延圧下率６０％以上でも磁性焼
鈍後に平均結晶粒径１００−以上に成長しない。従って
、鋳片の板厚は１〜１０＋ａｍとした。また、磁性焼鈍
温度が１０００″Ｃ未満では再結晶粒が十分に成長しな
い、一方、１３００℃を超える場合は熱処理にかかる経
済的負担が増大するので−船釣に行われない。従って、
磁性焼鈍温度は１０００〜１３００℃とした。
このようにして製造した場合には、優れた磁気特性およ
び表面性状を有する製品を得ることができる。
び表面性状を有する製品を得ることができる。
薄帯連続鋳造法を用いて製造し、磁気特性の優れたＦｅ
−Ｎｉ系磁性合金が得られる作用について述べる。
−Ｎｉ系磁性合金が得られる作用について述べる。
一般に通常のステンレス鋼、例えば５ＵＳ３０４等のオ
ーステナイト系ステンレス鋼では二次再結晶による粗大
粒成長は起こらないために、再結晶粒径は冷間加工率に
あまり依存しないが、Ｆｅ−Ｎｉ系合金では粒界に蓄積
された歪エネルギーの解放による二次再結晶が起こるこ
とが知られている。
ーステナイト系ステンレス鋼では二次再結晶による粗大
粒成長は起こらないために、再結晶粒径は冷間加工率に
あまり依存しないが、Ｆｅ−Ｎｉ系合金では粒界に蓄積
された歪エネルギーの解放による二次再結晶が起こるこ
とが知られている。
Ｆｅ−Ｎｉ系合金において、薄帯連続鋳造によって得ら
れた鋳片を、最終冷延時の圧下率を６０％未満で圧延し
た場合は、高い加工歪エネルギーが蓄積されないと考え
られ、そのような組織を磁性焼鈍しても十分に粒成長し
ない。磁化過程において磁壁移動を阻止する粒界面積を
減少し、磁気特性を向上させるためには、磁性焼鈍にお
いて平均結晶粒径を１１００１ｒ以上の再結晶組織に成
長させる必要がある。本発明法によれば鋳片の冷間圧延
に際し、最終冷延時の圧下率を６０％以上にすることに
より歪エネルギーが充分に蓄積されるので、磁性焼鈍後
の製品は平均結晶粒径１１００ｆ以上となり優れた磁気
特性が得られる。
れた鋳片を、最終冷延時の圧下率を６０％未満で圧延し
た場合は、高い加工歪エネルギーが蓄積されないと考え
られ、そのような組織を磁性焼鈍しても十分に粒成長し
ない。磁化過程において磁壁移動を阻止する粒界面積を
減少し、磁気特性を向上させるためには、磁性焼鈍にお
いて平均結晶粒径を１１００１ｒ以上の再結晶組織に成
長させる必要がある。本発明法によれば鋳片の冷間圧延
に際し、最終冷延時の圧下率を６０％以上にすることに
より歪エネルギーが充分に蓄積されるので、磁性焼鈍後
の製品は平均結晶粒径１１００ｆ以上となり優れた磁気
特性が得られる。
次に、白濁による表面性状劣化のないＦｅ−Ｎｉ系磁性
合金が得られる作用について述べる。
合金が得られる作用について述べる。
本発明者らが特開平１−１７６０５０号公報において説
明した様に、白濁現象は、Ｔ １１ Ｍ ｇ ＋ ＡＮ
が磁性焼鈍時に合金表面に濃化し酸化物を生成すること
が原因であった。そのために、本発明では脱酸をＳｉ、
Ｍｎで行い、八！を０．０５％以下微量添加することで
白濁現象を防止できる。また、脱酸材としてのＴｉおよ
び脱硫のためのＭｇは不要であるが、添加する場合でも
０．０５％を超える添加は好ましくない。
明した様に、白濁現象は、Ｔ １１ Ｍ ｇ ＋ ＡＮ
が磁性焼鈍時に合金表面に濃化し酸化物を生成すること
が原因であった。そのために、本発明では脱酸をＳｉ、
Ｍｎで行い、八！を０．０５％以下微量添加することで
白濁現象を防止できる。また、脱酸材としてのＴｉおよ
び脱硫のためのＭｇは不要であるが、添加する場合でも
０．０５％を超える添加は好ましくない。
（１）第１表に示すような各種合金を真空誘導溶解炉で
溶製し、内部水冷式の双ロール鋳造法により板厚２ｎｕ
ｎ、板幅１００ｎ＋ｎ＋の鋳片を得た。尚、鋳造直後に
外部冷却方法は採らず空冷により冷却を行った結果、８
００℃までの冷却速度は１５０℃／秒であった。次いで
鋳片の疵取りを行い、圧下率９０％の１回の冷間圧延で
板厚０．２ｍｍの冷延薄板を得た。その後、外径４５ｖ
ｗＸ内径３３１１ＩＩＩのＪＩＳ規格に基づいたリング
片を採取し、磁性焼鈍（１１２０℃Ｘ３時間、水素雰囲
気中の露点ニー５０”Ｃ，６００〜３００℃間の平均冷
却速度：１００℃／ ｈ ｒ ）を行った。
溶製し、内部水冷式の双ロール鋳造法により板厚２ｎｕ
ｎ、板幅１００ｎ＋ｎ＋の鋳片を得た。尚、鋳造直後に
外部冷却方法は採らず空冷により冷却を行った結果、８
００℃までの冷却速度は１５０℃／秒であった。次いで
鋳片の疵取りを行い、圧下率９０％の１回の冷間圧延で
板厚０．２ｍｍの冷延薄板を得た。その後、外径４５ｖ
ｗＸ内径３３１１ＩＩＩのＪＩＳ規格に基づいたリング
片を採取し、磁性焼鈍（１１２０℃Ｘ３時間、水素雰囲
気中の露点ニー５０”Ｃ，６００〜３００℃間の平均冷
却速度：１００℃／ ｈ ｒ ）を行った。
磁性焼鈍後の試験片に対し、白濁生成の有無、最大比透
磁率及び再結晶粒径を測定した。これらの結果を第１表
に示す。本発明合金例は、何れも色濁現象が発生せず、
また磁気特性も優れていることが判る。
磁率及び再結晶粒径を測定した。これらの結果を第１表
に示す。本発明合金例は、何れも色濁現象が発生せず、
また磁気特性も優れていることが判る。
尚、冷延薄板を軟質化焼鈍（９００℃×１分。
水素雰囲気中）の後リング片を採取し、同様な磁性焼鈍
、測定を行っても同等の結果が得られた。
、測定を行っても同等の結果が得られた。
（２）第１表中の番号６の合金を、真空誘導溶解炉で溶
製し、内部水冷式の双ロール鋳造法により板厚２Ｉ、板
幅１００ｍｍ０薄帯鋳片を得た。尚、鋳造直後に外部冷
却方法は採らず空冷により冷却を行った結果、８００℃
までの冷却速度は、１５０’Ｃ／秒であった。次いで鋳
片の疵取りを行い、圧下率２０〜９０％の範囲の１回の
冷間圧延で、冷延薄板を得た。
製し、内部水冷式の双ロール鋳造法により板厚２Ｉ、板
幅１００ｍｍ０薄帯鋳片を得た。尚、鋳造直後に外部冷
却方法は採らず空冷により冷却を行った結果、８００℃
までの冷却速度は、１５０’Ｃ／秒であった。次いで鋳
片の疵取りを行い、圧下率２０〜９０％の範囲の１回の
冷間圧延で、冷延薄板を得た。
その後、外径４５ｍｍＸ内径３３ｍｍのＪＩＳ規格に基
づいたリング片を採取し、磁性焼鈍（１１５０℃Ｘ３時
間、水素雰囲気中の露点ニー５０℃，６００〜３００℃
間の平均冷却速度：５０℃／ｈｒ）を行った。磁性焼鈍
後の試験片に対し、最大比透磁率及び再結晶粒径を測定
した。その結果を、第１図に示す。
づいたリング片を採取し、磁性焼鈍（１１５０℃Ｘ３時
間、水素雰囲気中の露点ニー５０℃，６００〜３００℃
間の平均冷却速度：５０℃／ｈｒ）を行った。磁性焼鈍
後の試験片に対し、最大比透磁率及び再結晶粒径を測定
した。その結果を、第１図に示す。
最終冷延の圧下率６０％以上の場合に粒径が１００μｍ
以上に成長し、また、磁気特性も向上することが判る。
以上に成長し、また、磁気特性も向上することが判る。
（３）第１表中の番号４の合金を、真空誘導溶解炉で溶
製し、内部水冷式の双ロール鋳造法により板厚２．５
ｍ、板幅１０（１ｍの鋳片を得た。尚、鋳造直後に外部
冷却方法は採らず空冷により冷却を行った結果、８００
℃までの冷却速度は、１００℃７秒であった。次いで鋳
片の疵取りを行い、圧下率８０％の１回の冷間圧延で、
板厚０．５１の冷延薄板を得た。その後、外径４５ｍｍ
Ｘ内径３３ｍｍのＪＩＳ規格に基づいたリング片を採取
し、磁性焼鈍（８００〜１３００℃Ｘ３時間、水素雰囲
気中、露点−一６０℃，６００〜３００℃間の平均冷却
速度：３０℃／ｈｒ）を行った。磁性焼鈍後の試験片に
対し、最大比透磁率を測定した結果を第２図に、 再結晶粒径を測定した結果を第３図に示す。第２図及び
第３図の結果より、磁性焼鈍温度が１０００〜１３００
℃の場合に粒径が１００賜以上に成長し、また、磁気特
性も向上することが判る。
製し、内部水冷式の双ロール鋳造法により板厚２．５
ｍ、板幅１０（１ｍの鋳片を得た。尚、鋳造直後に外部
冷却方法は採らず空冷により冷却を行った結果、８００
℃までの冷却速度は、１００℃７秒であった。次いで鋳
片の疵取りを行い、圧下率８０％の１回の冷間圧延で、
板厚０．５１の冷延薄板を得た。その後、外径４５ｍｍ
Ｘ内径３３ｍｍのＪＩＳ規格に基づいたリング片を採取
し、磁性焼鈍（８００〜１３００℃Ｘ３時間、水素雰囲
気中、露点−一６０℃，６００〜３００℃間の平均冷却
速度：３０℃／ｈｒ）を行った。磁性焼鈍後の試験片に
対し、最大比透磁率を測定した結果を第２図に、 再結晶粒径を測定した結果を第３図に示す。第２図及び
第３図の結果より、磁性焼鈍温度が１０００〜１３００
℃の場合に粒径が１００賜以上に成長し、また、磁気特
性も向上することが判る。
以上のことから明らかなように、本発明に従い、薄帯連
続鋳造後、冷延、焼鈍を行えば、磁気特性および表面性
状の優れたＦｅ −Ｎｉ系磁性合金を短期かつ安価に得
ることができる。
続鋳造後、冷延、焼鈍を行えば、磁気特性および表面性
状の優れたＦｅ −Ｎｉ系磁性合金を短期かつ安価に得
ることができる。
第１図は、Ｆｅ−Ｎｉ系磁性合金の冷延圧下率と最大比
透磁率及び粒径の関係を示す図、第２図は、Ｐｅ−Ｎｉ
系磁性合金の磁性焼鈍温度と最大比透磁率の関係を示す
図、第３図は、Ｆｅ−Ｎｉ系磁性合金の粒径と最大比透
磁率の関係を示した図である。 第 図 θ０Ｏ ｑｏ。 Ａχυ ／にθ １２００ 温度 （０Ｑ） ＡにＶ Ａンり 第 圧下率 （％） 第３図 ＆ ４’！： （）ｌ”） 〃θ 〃ｚす
透磁率及び粒径の関係を示す図、第２図は、Ｐｅ−Ｎｉ
系磁性合金の磁性焼鈍温度と最大比透磁率の関係を示す
図、第３図は、Ｆｅ−Ｎｉ系磁性合金の粒径と最大比透
磁率の関係を示した図である。 第 図 θ０Ｏ ｑｏ。 Ａχυ ／にθ １２００ 温度 （０Ｑ） ＡにＶ Ａンり 第 圧下率 （％） 第３図 ＆ ４’！： （）ｌ”） 〃θ 〃ｚす
Claims (4)
- （１）重量％にて、Ｎｉ：３５〜８５％、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：２．０％以
下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｏ：
０．００８％以下、Ｎ：０．００８％以下とし、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、平均結晶粒径を１
００μｍ以上とした磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ
−Ｎｉ系磁性合金。 - （２）重量％にて、Ｎｉ：３５〜８５％、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：２．０％以
下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｏ：
０．００８％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｍｏ：１〜
１２％とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり
、平均結晶粒径を１００μｍ以上とした磁気特性及び表
面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金。 - （３）重量％にて、Ｎｉ：３５〜８５％、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：２．０％以
下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｏ：
０．００８％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｍｏ：１〜
１２％とし、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｂのうち１種または２種以
上を総量で１〜２０％含み、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなり、平均結晶粒径を１００μｍ以上とした
磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金。 - （４）請求項（１）（２）および（３）の成分組成の溶
湯を薄帯連続鋳造法により板厚１〜１０ｍｍ以下の鋳片
に鋳造し、圧下率６０％以上で最終冷延を行い、１００
０〜１３００℃の温度域で磁性焼鈍を行うことを特徴と
する磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合
金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10836590A JPH046249A (ja) | 1990-04-24 | 1990-04-24 | 磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ―Ｎｉ系磁性合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10836590A JPH046249A (ja) | 1990-04-24 | 1990-04-24 | 磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ―Ｎｉ系磁性合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH046249A true JPH046249A (ja) | 1992-01-10 |
Family
ID=14482911
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10836590A Pending JPH046249A (ja) | 1990-04-24 | 1990-04-24 | 磁気特性及び表面性状に優れたＦｅ―Ｎｉ系磁性合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH046249A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5496419A (en) * | 1993-07-30 | 1996-03-05 | The Foundation: The Research Institute Of Electric And Magnetic Alloys | Wear-resistant high permeability magnetic alloy and method of manufacturing the same |
| US5725687A (en) * | 1994-11-16 | 1998-03-10 | The Foundation: The Research Institute Of Electric And Magnetic Alloys | Wear-resistant high permability alloy and method of manufacturing the same and magnetic recording and reproducing head |
| JP2007146208A (ja) * | 2005-11-25 | 2007-06-14 | Hitachi Metals Ltd | Ｆｅ−Ｎｉ系合金板及びＦｅ−Ｎｉ系合金板の製造方法 |
| WO2008099812A1 (ja) * | 2007-02-13 | 2008-08-21 | Hitachi Metals, Ltd. | 磁気シールド材料、磁気シールド部品及び磁気シールドルーム |
| CN104451415A (zh) * | 2014-12-02 | 2015-03-25 | 常熟市良益金属材料有限公司 | 一种磁性合金 |
| JP2018031061A (ja) * | 2016-08-25 | 2018-03-01 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ系合金、軟磁性素材、軟磁性材料及び軟磁性材料の製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1990
- 1990-04-24 JP JP10836590A patent/JPH046249A/ja active Pending
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| JP2018031061A (ja) * | 2016-08-25 | 2018-03-01 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ系合金、軟磁性素材、軟磁性材料及び軟磁性材料の製造方法 |
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