JPH06172938A - 耐磨耗性、熱間加工性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金お よびその製造方法 - Google Patents
耐磨耗性、熱間加工性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金お よびその製造方法Info
- Publication number
- JPH06172938A JPH06172938A JP4060957A JP6095792A JPH06172938A JP H06172938 A JPH06172938 A JP H06172938A JP 4060957 A JP4060957 A JP 4060957A JP 6095792 A JP6095792 A JP 6095792A JP H06172938 A JPH06172938 A JP H06172938A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- magnetic
- less
- wear resistance
- hot workability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 PB相当のNi量でPCにせまる直流・交流磁気特
性と耐磨耗性、熱間加工性を有し、且つPB並の飽和磁束
密度を有するNi-Fe 系高透磁率合金及びその製造方法を
提供する。 【構成】 wt%でNi:30 〜60% 、Cu:1.0〜6.0%、Cr:0.5〜
7.0%、Mn:0.1〜7.0%、C:0.05% 以下、N:0.005%以下、P:
0.08% 以下、0:0.010%以下、S:0.005%以下、Nb:0.01 〜
10% を含有し、残部がFe及び不可避不純物であるNi-Fe
系高透磁率合金及びその製造方法。
性と耐磨耗性、熱間加工性を有し、且つPB並の飽和磁束
密度を有するNi-Fe 系高透磁率合金及びその製造方法を
提供する。 【構成】 wt%でNi:30 〜60% 、Cu:1.0〜6.0%、Cr:0.5〜
7.0%、Mn:0.1〜7.0%、C:0.05% 以下、N:0.005%以下、P:
0.08% 以下、0:0.010%以下、S:0.005%以下、Nb:0.01 〜
10% を含有し、残部がFe及び不可避不純物であるNi-Fe
系高透磁率合金及びその製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はNi−Fe系透磁率合金に係
り、その磁性合金、耐磨耗性などの性能を改良し特にＰ
Ｂ相当のNi量でＰＣにせまる直流、交流磁気特性と耐磨
耗性、熱間加工性を有し、かつ、ＰＢ並の高い飽和磁束
密度を有するNi−Fe系の高透磁率磁性合金およびその製
造方法を提供しようとするものである。
り、その磁性合金、耐磨耗性などの性能を改良し特にＰ
Ｂ相当のNi量でＰＣにせまる直流、交流磁気特性と耐磨
耗性、熱間加工性を有し、かつ、ＰＢ並の高い飽和磁束
密度を有するNi−Fe系の高透磁率磁性合金およびその製
造方法を提供しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】Fe−Ni系高透磁率合金は、磁気ヘッド、
磁気ヘッドシールドケース、シールドカバー、各種シー
ルド板と言った用途の磁気シールド部材として広く用い
られており、それらの中でも、Mo，Cuなどを含む高Niパ
ーマロイ（JIS-PC) 及び低Niパーマロイが多く用いられ
ている。前者は高透磁率を有しているが、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言う欠点がある。一方、後
者では、Niが約４５％であるため、JIS-PCに比べて安価
で、かつ１０００Ａ／ｍにおける飽和磁束密度Ｂ１００
０が１４５００ガウスと高いが、半面、透磁率はJIS-PC
に比べて低いという欠点がある。
磁気ヘッドシールドケース、シールドカバー、各種シー
ルド板と言った用途の磁気シールド部材として広く用い
られており、それらの中でも、Mo，Cuなどを含む高Niパ
ーマロイ（JIS-PC) 及び低Niパーマロイが多く用いられ
ている。前者は高透磁率を有しているが、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言う欠点がある。一方、後
者では、Niが約４５％であるため、JIS-PCに比べて安価
で、かつ１０００Ａ／ｍにおける飽和磁束密度Ｂ１００
０が１４５００ガウスと高いが、半面、透磁率はJIS-PC
に比べて低いという欠点がある。
【０００３】特に、現在ＰＣを使用しているもののなか
には、ＰＣの極めて高い透磁率、耐磨耗性は必要ないに
もかかわらず、ＰＢの透磁率では不十分であるため、や
むをえずＰＣを使用してコスト高になっている例が多く
みられる。即ち上記したような磁性材料に対する要求を
まとめると以下の６点になる。 （１）透磁率が高い。 （２）磁束密度が高い。 （３）成型性に優れている。 （４）価格が安い。 （５）耐磨耗性が優れている。 （６）熱間加工性が優れている。
には、ＰＣの極めて高い透磁率、耐磨耗性は必要ないに
もかかわらず、ＰＢの透磁率では不十分であるため、や
むをえずＰＣを使用してコスト高になっている例が多く
みられる。即ち上記したような磁性材料に対する要求を
まとめると以下の６点になる。 （１）透磁率が高い。 （２）磁束密度が高い。 （３）成型性に優れている。 （４）価格が安い。 （５）耐磨耗性が優れている。 （６）熱間加工性が優れている。
【０００４】これらの要望に対して、以下に示す３つの
開示技術が提供されている。つまり、（ａ）特開平1-25
2756では、Ni：３６〜５２％の合金に、Crを0.５〜８％
添加し、交流磁気特性の向上を図っており、また（ｂ）
特開昭62-142749 では、Niが４０〜５０％の合金で、
Ｏ，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（ｃ）特開
平2-225621ではNi：３４〜６５％、Si：1.０％以下、M
n：1.０％以下、Mo、Cu、Cr、Ｖ、Nb、Ta、Ｗ、Ti、Zr
の１種または２種を合計で１０％以下添加した素材を９
０％以上の最終冷間加工率とし、次に磁気焼鈍を施し高
い直流磁気特性を得るというものである。
開示技術が提供されている。つまり、（ａ）特開平1-25
2756では、Ni：３６〜５２％の合金に、Crを0.５〜８％
添加し、交流磁気特性の向上を図っており、また（ｂ）
特開昭62-142749 では、Niが４０〜５０％の合金で、
Ｏ，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（ｃ）特開
平2-225621ではNi：３４〜６５％、Si：1.０％以下、M
n：1.０％以下、Mo、Cu、Cr、Ｖ、Nb、Ta、Ｗ、Ti、Zr
の１種または２種を合計で１０％以下添加した素材を９
０％以上の最終冷間加工率とし、次に磁気焼鈍を施し高
い直流磁気特性を得るというものである。
【０００５】
【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（ａ）〜（ｃ）の技術においては、上述し
たような（１）〜（６）の各特性をすべて満足するもの
がない。即ち（ａ）の特開平1-252756の技術では、交流
磁気特性はJIS-PCは、同等かまたはそれ以上の値を示し
ているものの、直流での透磁率、保磁力の向上はあまり
みられておらず、その値のレベルは依然として、JIS-PB
値のレベルにある。
案されている（ａ）〜（ｃ）の技術においては、上述し
たような（１）〜（６）の各特性をすべて満足するもの
がない。即ち（ａ）の特開平1-252756の技術では、交流
磁気特性はJIS-PCは、同等かまたはそれ以上の値を示し
ているものの、直流での透磁率、保磁力の向上はあまり
みられておらず、その値のレベルは依然として、JIS-PB
値のレベルにある。
【０００６】また、前記（ｂ）の特開昭62-142749 では
JIS-PCにせまるμm を有しているが、μi 、Hcといった
直流磁気特性や、成形性の向上は達成されていない。さ
らには、この技術では、耐食性や耐摩耗性向上のため、
Cr、Mo、Ｗ、Co、Ca、Mn、Cu、Ｖ、Nb、Ta、Ti、Al、S
i、Mg及び希土類金属を総量で１０％以下含有すること
が開示されているが、実は、上記のうち、例えばTi、C
o、Ca、Mgといった元素の添加は場合により直流の透磁
率、保磁力を著しく劣化させてしまう元素であり、この
ようなものは直流磁気特性に対しては極めて有害な元素
である。
JIS-PCにせまるμm を有しているが、μi 、Hcといった
直流磁気特性や、成形性の向上は達成されていない。さ
らには、この技術では、耐食性や耐摩耗性向上のため、
Cr、Mo、Ｗ、Co、Ca、Mn、Cu、Ｖ、Nb、Ta、Ti、Al、S
i、Mg及び希土類金属を総量で１０％以下含有すること
が開示されているが、実は、上記のうち、例えばTi、C
o、Ca、Mgといった元素の添加は場合により直流の透磁
率、保磁力を著しく劣化させてしまう元素であり、この
ようなものは直流磁気特性に対しては極めて有害な元素
である。
【０００７】更に前記した（ｃ）の特開平2-225621では
JIS-PCにせまるμi 、μm を有しているが、この技術で
特徴としている９０％以上の冷間加工を施した素材は硬
度（Hv) で２５０以上と高硬度であるため、成形性が極
めて劣るという問題を有している。更には、この技術で
は磁気特性の向上のため、Mo、Cu、Cr、Ｖ、Nb、Ta、
Ｗ、Ti、Zrの１種または２種を合計で１０％以下添加す
ることが開示されているが、実は上記のうち、Tiといっ
た元素の添加は場合により、直流の透磁率、保磁力を著
しく劣化させてしまう元素であり、このようなものは直
流磁気特性に対して極めて有害な元素なのである。
JIS-PCにせまるμi 、μm を有しているが、この技術で
特徴としている９０％以上の冷間加工を施した素材は硬
度（Hv) で２５０以上と高硬度であるため、成形性が極
めて劣るという問題を有している。更には、この技術で
は磁気特性の向上のため、Mo、Cu、Cr、Ｖ、Nb、Ta、
Ｗ、Ti、Zrの１種または２種を合計で１０％以下添加す
ることが開示されているが、実は上記のうち、Tiといっ
た元素の添加は場合により、直流の透磁率、保磁力を著
しく劣化させてしまう元素であり、このようなものは直
流磁気特性に対して極めて有害な元素なのである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は以上のように、
従来のＰＢ級のパーマロイでは、上記した（１）〜
（６）の６つの要求特性をすべて満足することができな
い実情に鑑み検討を重ね、前述したような（１）〜
（６）の各要求特性を共に満足することに成功したもの
であって、以下の如くである。
従来のＰＢ級のパーマロイでは、上記した（１）〜
（６）の６つの要求特性をすべて満足することができな
い実情に鑑み検討を重ね、前述したような（１）〜
（６）の各要求特性を共に満足することに成功したもの
であって、以下の如くである。
【０００９】（１） wt％で、Ni：３０〜６０％、Cu：
1.０〜6.０％、Cr：0.５〜7.０％、Mn：0.１〜7.０％、
Ｃ：0.０５％以下、Ｎ：0.００５％以下、Ｐ：0.０８％
以下、Ｏ：0.０１０％以下、Ｓ：0.００５％以下、Nb：
0.０１〜１０％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなることを特徴とした耐磨耗性、熱間加工性に優れ
たFe−Ni系高透磁率磁性合金。
1.０〜6.０％、Cr：0.５〜7.０％、Mn：0.１〜7.０％、
Ｃ：0.０５％以下、Ｎ：0.００５％以下、Ｐ：0.０８％
以下、Ｏ：0.０１０％以下、Ｓ：0.００５％以下、Nb：
0.０１〜１０％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなることを特徴とした耐磨耗性、熱間加工性に優れ
たFe−Ni系高透磁率磁性合金。
【００１０】（２） wt％で、Ni：３０〜６０％、Cu：
1.０〜6.０％、Cr：0.５〜7.０％、Mn：0.１〜7.０％、
Ｃ：0.０５％以下、Ｎ：0.００５％以下、Ｐ：0.０８％
以下、Ｏ：0.０１０％以下、Ｓ：0.００５％以下、Ta：
0.０１〜5.０％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなることを特徴とした耐磨耗性、熱間加工性に優れ
たFe−Ni系高透磁率磁性合金。
1.０〜6.０％、Cr：0.５〜7.０％、Mn：0.１〜7.０％、
Ｃ：0.０５％以下、Ｎ：0.００５％以下、Ｐ：0.０８％
以下、Ｏ：0.０１０％以下、Ｓ：0.００５％以下、Ta：
0.０１〜5.０％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなることを特徴とした耐磨耗性、熱間加工性に優れ
たFe−Ni系高透磁率磁性合金。
【００１１】（３） 前記（１）項または（２）項に記
載の成分およびＹ，Hf，Ｖ，Ｗ，Zr，Ge，Sn，Si，Al，
Ta，Sb，Be，Mo，Au，Ga，In，Zn，Cd，La，Ce，Pt，S
r，Ba，Agを単独または２種以上で0.０１〜3.０％含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなることを特徴とす
る耐磨耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性
合金。
載の成分およびＹ，Hf，Ｖ，Ｗ，Zr，Ge，Sn，Si，Al，
Ta，Sb，Be，Mo，Au，Ga，In，Zn，Cd，La，Ce，Pt，S
r，Ba，Agを単独または２種以上で0.０１〜3.０％含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなることを特徴とす
る耐磨耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性
合金。
【００１２】（４） 前記（１）項または（２）項若し
くは（３）項に記載の成分およびＢ，Ca，Mgの１種また
は２種以上を合計で0.００１〜0.０１０％含有し、残部
Feおよび不可避不純物からなることを特徴とする耐磨耗
性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金。
くは（３）項に記載の成分およびＢ，Ca，Mgの１種また
は２種以上を合計で0.００１〜0.０１０％含有し、残部
Feおよび不可避不純物からなることを特徴とする耐磨耗
性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金。
【００１３】（５） 前記（１）項〜（４）項に記載の
成分組成を有する鋼を熱間圧延における圧延終了温度を
９００℃以上とすることを特徴とする耐磨耗性、熱間加
工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。
成分組成を有する鋼を熱間圧延における圧延終了温度を
９００℃以上とすることを特徴とする耐磨耗性、熱間加
工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。
【００１４】（６） 前記（１）項〜（４）項に記載の
成分組成を有する鋼を熱間圧延した後の熱延板焼鈍温度
を９５０〜１０５０℃とすることを特徴とする耐磨耗
性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製
造方法。
成分組成を有する鋼を熱間圧延した後の熱延板焼鈍温度
を９５０〜１０５０℃とすることを特徴とする耐磨耗
性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製
造方法。
【００１５】（７） 前記（１）項〜（４）項に記載の
成分組成を有する鋼を熱間圧延すると共に冷間圧延した
後の冷延焼鈍工程における最終の再結晶焼鈍温度を７０
０〜８００℃とすることを特徴とする耐磨耗性、熱間加
工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。
成分組成を有する鋼を熱間圧延すると共に冷間圧延した
後の冷延焼鈍工程における最終の再結晶焼鈍温度を７０
０〜８００℃とすることを特徴とする耐磨耗性、熱間加
工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。
【００１６】（８） 前記（１）項〜（４）項に記載の
成分組成を有する鋼を熱間圧延すると共に冷間圧延し、
最終の冷間圧下率を２〜６％とすることを特徴とする耐
磨耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金
の製造方法。
成分組成を有する鋼を熱間圧延すると共に冷間圧延し、
最終の冷間圧下率を２〜６％とすることを特徴とする耐
磨耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金
の製造方法。
【００１７】（９） 前記（５）項〜（８）項に記載の
方法の何れか２つ以上を併用することを特徴とする耐磨
耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の
製造方法。
方法の何れか２つ以上を併用することを特徴とする耐磨
耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の
製造方法。
【００１８】
【作用】本発明によるものは、JIS-PB相当のNi量で、JI
S-PB並のＢ１０００を有し、しかもJIS-PCにせまる初透
磁率（μi)、最大透磁率（μm)、インダクタンス透磁率
（μe)を示し、成型性、硬度、熱間圧延性は従来のＰＢ
パーマロイより優れたものであって、その成分組成限定
理由をwt％（以下単に％という）によって説明すると、
以下の如くである。
S-PB並のＢ１０００を有し、しかもJIS-PCにせまる初透
磁率（μi)、最大透磁率（μm)、インダクタンス透磁率
（μe)を示し、成型性、硬度、熱間圧延性は従来のＰＢ
パーマロイより優れたものであって、その成分組成限定
理由をwt％（以下単に％という）によって説明すると、
以下の如くである。
【００１９】Ni：３０〜６０％ Niは、それが３０％未満、または６０％超えでは後述す
るCu，Crなどの適量添加によっても透磁率、保磁力が本
発明で目的とするレベルまで向上しないので３０％を下
限とし、６０％を上限とした。
るCu，Crなどの適量添加によっても透磁率、保磁力が本
発明で目的とするレベルまで向上しないので３０％を下
限とし、６０％を上限とした。
【００２０】Cu：1.0 〜 6.0％、Cr：0.5 〜7.0 ％ Cu，Crは、Niが３０％〜６０％の範囲の時、後述のＣ，
Ｐ，Ｏ，Ｎ，Ｓの不純物低減のもとで、それらが適量添
加されることによりＢ１０００の低下は小さく、しかも
μi ，μm ，μe を飛躍的に向上せしめる元素である。
このCu添加量が１％未満及び６％越えでは本発明で意図
する効果が適切に得られないので1.０〜6.０％と定め
た。なお、μi ，μm ，μe をより高いレベルとするた
めのCu量範囲は2.５％〜3.５％である。Crは、本発明で
対象とするCu，Cr添加のFe−Ni合金においては、適量添
加で直流磁気特性を著しく向上させ、かつ成形性を向上
させる元素である。Cr添加量が0.５％未満及び７％超で
は本発明で意図する効果が得られないので0.５％〜7.０
％と定めた。
Ｐ，Ｏ，Ｎ，Ｓの不純物低減のもとで、それらが適量添
加されることによりＢ１０００の低下は小さく、しかも
μi ，μm ，μe を飛躍的に向上せしめる元素である。
このCu添加量が１％未満及び６％越えでは本発明で意図
する効果が適切に得られないので1.０〜6.０％と定め
た。なお、μi ，μm ，μe をより高いレベルとするた
めのCu量範囲は2.５％〜3.５％である。Crは、本発明で
対象とするCu，Cr添加のFe−Ni合金においては、適量添
加で直流磁気特性を著しく向上させ、かつ成形性を向上
させる元素である。Cr添加量が0.５％未満及び７％超で
は本発明で意図する効果が得られないので0.５％〜7.０
％と定めた。
【００２１】Ｃ：0.05％以下 本発明で意図するμi ，μm ，μe の向上及び他の特性
の向上は上記のようなNi，Cr，Cu量の適正化のもとで
Ｃ，Ｐ，Ｏ，Ｎ，Ｓの低減が必要である。すなわちＣ
は、0.０５０％を越えると熱間加工性が劣化すると共
に、絞り成形性も劣化し、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0.０５％を上限とし
た。なお、μi ，μm ，μe をより高いレベルとするに
好ましい量は0.００５０％以下である。なお下限は特に
定めないが溶製上の経済性から0.００１０％である。
の向上は上記のようなNi，Cr，Cu量の適正化のもとで
Ｃ，Ｐ，Ｏ，Ｎ，Ｓの低減が必要である。すなわちＣ
は、0.０５０％を越えると熱間加工性が劣化すると共
に、絞り成形性も劣化し、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0.０５％を上限とし
た。なお、μi ，μm ，μe をより高いレベルとするに
好ましい量は0.００５０％以下である。なお下限は特に
定めないが溶製上の経済性から0.００１０％である。
【００２２】Ｐ：0.08％以下 Ｐは、本発明で対象とするCu，Crなどの添加の合金にお
いては、熱間加工性を著しく劣化させると共に成形性も
劣化し、かつ透磁率などに有害な元素である。このＰが
0.０８％を越えると、熱間加工性が著しく劣化するのみ
ならず、成形性も劣化し、かつ、μi ，μm ，μe 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0.０
８％を上限とした。なお、μi ，μm ，μe をより高い
レベルとするための好ましい量は0.００５％以下であ
る。また、下限は特に定めないが溶製時の経済性から0.
００１０％である。
いては、熱間加工性を著しく劣化させると共に成形性も
劣化し、かつ透磁率などに有害な元素である。このＰが
0.０８％を越えると、熱間加工性が著しく劣化するのみ
ならず、成形性も劣化し、かつ、μi ，μm ，μe 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0.０
８％を上限とした。なお、μi ，μm ，μe をより高い
レベルとするための好ましい量は0.００５％以下であ
る。また、下限は特に定めないが溶製時の経済性から0.
００１０％である。
【００２３】Ｏ：0.010 ％以下 Ｏは、非金属介在物の形成を通じて、最後の磁気焼鈍時
の粒成長を抑制し、μi ，μm ，μe を劣化させるた
め、磁気特性からは有害な元素であり、また成形に対し
ても有害な元素である。すなわち、このＯが0.０１％を
越えると、μi ，μm ，μe が本発明で目的と知るレベ
ルに比べて著しく低くなり、成形性も劣化するため、0.
０１％を上限とした。なお、μi ，μm ，μe をより高
いレベルとするための好ましい量は0.００５％以下であ
る。
の粒成長を抑制し、μi ，μm ，μe を劣化させるた
め、磁気特性からは有害な元素であり、また成形に対し
ても有害な元素である。すなわち、このＯが0.０１％を
越えると、μi ，μm ，μe が本発明で目的と知るレベ
ルに比べて著しく低くなり、成形性も劣化するため、0.
０１％を上限とした。なお、μi ，μm ，μe をより高
いレベルとするための好ましい量は0.００５％以下であ
る。
【００２４】Ｓ：0.005 ％以下 Ｓは、本発明で対象とするCu，Cr等の添加のFe−Ni合金
においては、熱間加工性を著しく劣化させ、かつ、硫化
物の形成を通じて最後の水素焼鈍時における粒成長を阻
害し、焼鈍時の粒径が小さいため保磁力が大きくなった
り、磁化物により磁壁が移動し難くなるためμi 、μm
が低くなり、磁気特性に対しても極めて有害な元素であ
り、成形性に対しても有害な元素である。このＳ量が0.
００５０％を越えると、熱間加工性が著しく悪くなり、
成形性も劣化し、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、0.００５０％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、0.００１０％以下である。
においては、熱間加工性を著しく劣化させ、かつ、硫化
物の形成を通じて最後の水素焼鈍時における粒成長を阻
害し、焼鈍時の粒径が小さいため保磁力が大きくなった
り、磁化物により磁壁が移動し難くなるためμi 、μm
が低くなり、磁気特性に対しても極めて有害な元素であ
り、成形性に対しても有害な元素である。このＳ量が0.
００５０％を越えると、熱間加工性が著しく悪くなり、
成形性も劣化し、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、0.００５０％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、0.００１０％以下である。
【００２５】Ｎ：0.005 ％以下 Ｎは、合金中に多く含まれる時、μi 、μm を劣化させ
る元素である。Ｎ量が0.００５０％を越えるとμi 、μ
m の劣化が著しくなり、成形性も劣化するためＮの上限
は0.００５０％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
０１０％以下である。
る元素である。Ｎ量が0.００５０％を越えるとμi 、μ
m の劣化が著しくなり、成形性も劣化するためＮの上限
は0.００５０％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
０１０％以下である。
【００２６】Mn：0.1 〜 7.0％ Mnは、合金中のＳを固定し、熱間加工性、磁気特性を向
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、一方、7.０％を越えると逆にマトリックス
が強化し熱間加工性、成形性が劣下し磁気特性も劣下す
るので7.０％、0.１０％をそれぞれ上限、下限とした。
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、一方、7.０％を越えると逆にマトリックス
が強化し熱間加工性、成形性が劣下し磁気特性も劣下す
るので7.０％、0.１０％をそれぞれ上限、下限とした。
【００２７】Nb：0.01〜10％ Nbは、磁気特性、硬度を向上させるのに効果的な元素で
あるが、0.０１％以下ではその効果が少く、また、１０
％以上では硬度が飽和し、さらにμi ，μm ，μe が劣
化するため範囲を0.０１％〜１０％とした。
あるが、0.０１％以下ではその効果が少く、また、１０
％以上では硬度が飽和し、さらにμi ，μm ，μe が劣
化するため範囲を0.０１％〜１０％とした。
【００２８】Ta：0.01〜５％ Taは、磁気特性、硬度を向上させるに効果的な元素であ
るが、0.０１％以下ではその効果が少なく、また、５％
以上では硬度が飽和し、さらにμi ，μm ，μe が劣化
するため範囲を0.０１％〜５％とした。
るが、0.０１％以下ではその効果が少なく、また、５％
以上では硬度が飽和し、さらにμi ，μm ，μe が劣化
するため範囲を0.０１％〜５％とした。
【００２９】また、Ｙ，Hf，Ｖ，Ｗ，Zr，Ge，Sn，Si，
Al，Sb，Be，Mo，Au，Ga，In，Zn，Cd，La，Ce，Pt, S
r，Ba，Agを２種以上で添加することにより本願で特徴
とする直流磁気特性は損なわれず交流磁気特性、およ
び、耐磨耗性を向上させる。さらに、上記の成分規定に
加えて、Ｃ，Mg，Ｂを単独または２種以上で合計して、
0.００１％以上の範囲で添加することにより本発明合金
の熱間加工性を、本願で特徴とする直流磁気特性、交流
磁気特性、耐磨耗性を損なわずに向上せしめる。一方、
これら元素の１種または２種以上で合計して0.０１％を
越える場合、本願で特徴とする磁気特性が得られなくな
るので0.０１％を上限とした。
Al，Sb，Be，Mo，Au，Ga，In，Zn，Cd，La，Ce，Pt, S
r，Ba，Agを２種以上で添加することにより本願で特徴
とする直流磁気特性は損なわれず交流磁気特性、およ
び、耐磨耗性を向上させる。さらに、上記の成分規定に
加えて、Ｃ，Mg，Ｂを単独または２種以上で合計して、
0.００１％以上の範囲で添加することにより本発明合金
の熱間加工性を、本願で特徴とする直流磁気特性、交流
磁気特性、耐磨耗性を損なわずに向上せしめる。一方、
これら元素の１種または２種以上で合計して0.０１％を
越える場合、本願で特徴とする磁気特性が得られなくな
るので0.０１％を上限とした。
【００３０】上記したような本発明合金に関して、本発
明で意図する優れた磁気特性は、上記の成分規定に加え
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。
明で意図する優れた磁気特性は、上記の成分規定に加え
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。
【００３１】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、μi 、μm 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
が形成され、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
ているからである。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
エッ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。
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、μi 、μm 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
が形成され、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
ているからである。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
エッ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。
【００３２】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 、
μe の向上、Hcの低下を達成させることができる。
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 、
μe の向上、Hcの低下を達成させることができる。
【００３３】すなわち、上記の最終の再結晶焼鈍温度が
７００〜８００℃では、本発明で規定された成分の合金
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成長が促進され、μi 、μm
が向上する。
７００〜８００℃では、本発明で規定された成分の合金
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成長が促進され、μi 、μm
が向上する。
【００３４】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焼鈍時での粒成長が阻害
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、１００％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H2焼鈍時のさらなる粒成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。
１００％再結晶せず、最終のH2焼鈍時での粒成長が阻害
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、１００％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H2焼鈍時のさらなる粒成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。
【００３５】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焼鈍時の歪粒成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成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、Crが添加さ
れ、又不純物元素が低減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
粒成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。
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焼鈍時の歪粒成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成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、Crが添加さ
れ、又不純物元素が低減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
粒成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。
【００３６】
【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＞本発明者等は次の表１，表２に示すような
化学成分を有する高Ni−Fe合金の本発明合金（サンプル
１〜９，11〜30) および比較合金（サンプル10) を真空
溶解にて溶製し、これに熱間加工、脱スケールを施し、
冷延素材を準備した。
説明すると以下の如くである。 ＜実施例１＞本発明者等は次の表１，表２に示すような
化学成分を有する高Ni−Fe合金の本発明合金（サンプル
１〜９，11〜30) および比較合金（サンプル10) を真空
溶解にて溶製し、これに熱間加工、脱スケールを施し、
冷延素材を準備した。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】又これらの素材は次いで冷延加工、焼鈍し
て0.４mm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１１００℃
で３時間保持後急冷（１０００℃／ｈ）の熱処理を行
い、磁気特性（μi ，μm ，μe ，Hc，B1000)をJIS C2
531 に従って測定した。なお、B1000 は１０００Ａ／ｍ
での磁束密度である。
て0.４mm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１１００℃
で３時間保持後急冷（１０００℃／ｈ）の熱処理を行
い、磁気特性（μi ，μm ，μe ，Hc，B1000)をJIS C2
531 に従って測定した。なお、B1000 は１０００Ａ／ｍ
での磁束密度である。
【００４０】また熱間加工性は、前記表１，表２に示し
た合金の鋼塊（厚さ７０mm）を１１５０℃に加熱し、最
終板厚５mmまで熱間圧延を行い、該熱延板のエッヂ部に
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ッ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、ビッカース硬度は前
記の板厚0.４mmの焼鈍した薄板サンプルで行った。
た合金の鋼塊（厚さ７０mm）を１１５０℃に加熱し、最
終板厚５mmまで熱間圧延を行い、該熱延板のエッヂ部に
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ッ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、ビッカース硬度は前
記の板厚0.４mmの焼鈍した薄板サンプルで行った。
【００４１】表３，表４にサンプル１〜９、１１〜３０
の本発明例及び、合金１０の比較例の結果をそれぞれ示
す。即ち、比較例に比べ本発明例はμi ≧２５０００、
μm≧１６００００、μe ≧５８００、Hc≦0.０３６、B
s≒１３６００の優れた磁気特性を示す。さらに硬度は
比較例に比べてHv１３０以上と高い値を示す。また、本
発明例ではいずれも熱間加工性は良好であるが、特に、
合金No.6はＢとCaが添加されており熱間加工性がさらに
優れていることがわかる。このように本発明で特徴とす
る成分規定を満たすことより優れた熱間加工性、磁気特
性、高い硬度が得られることがわかる。
の本発明例及び、合金１０の比較例の結果をそれぞれ示
す。即ち、比較例に比べ本発明例はμi ≧２５０００、
μm≧１６００００、μe ≧５８００、Hc≦0.０３６、B
s≒１３６００の優れた磁気特性を示す。さらに硬度は
比較例に比べてHv１３０以上と高い値を示す。また、本
発明例ではいずれも熱間加工性は良好であるが、特に、
合金No.6はＢとCaが添加されており熱間加工性がさらに
優れていることがわかる。このように本発明で特徴とす
る成分規定を満たすことより優れた熱間加工性、磁気特
性、高い硬度が得られることがわかる。
【００４２】また、サンプル３，４はそれぞれNb、Taが
単独添加されたものであるが、それらに比べて、サンプ
ル１，２，５〜９，１１〜３０の各材は、Nb、Taに加え
て本発明で意図する更なる高い硬度、高いμe を得るた
めの副次元素が添加されたものであり、これらの硬度、
μe はサンプル３，４に比べて更に高くなっていること
がわかる。
単独添加されたものであるが、それらに比べて、サンプ
ル１，２，５〜９，１１〜３０の各材は、Nb、Taに加え
て本発明で意図する更なる高い硬度、高いμe を得るた
めの副次元素が添加されたものであり、これらの硬度、
μe はサンプル３，４に比べて更に高くなっていること
がわかる。
【００４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】＜実施例２＞上記した実施例で用いた合金
No.3（発明合金）と合金No.10(比較合金）を分塊．圧
延．熱間圧延を行った後、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0.４mm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、それぞれ後述する表５に示す条件である。これら薄
板サンプルより、外径が４５mmで内径３３mm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、エ
リクセン試験用サンプルも採取した。
No.3（発明合金）と合金No.10(比較合金）を分塊．圧
延．熱間圧延を行った後、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0.４mm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、それぞれ後述する表５に示す条件である。これら薄
板サンプルより、外径が４５mmで内径３３mm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、エ
リクセン試験用サンプルも採取した。
【００４６】また、磁気焼鈍は磁気測定用サンプルにつ
いて行った。磁気特性は、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、１１００℃で
３時間の熱処理を行ない、その後は急冷（１０００℃／
hr) させて、磁気特性（μi，μm ，Hc及びB1000)を測
定した。また、ビッカース硬度は実施例１と同じ方法に
て調べた。なお、エリクセン試験は前記の0.４mmの薄板
サンプルにより行った。
いて行った。磁気特性は、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、１１００℃で
３時間の熱処理を行ない、その後は急冷（１０００℃／
hr) させて、磁気特性（μi，μm ，Hc及びB1000)を測
定した。また、ビッカース硬度は実施例１と同じ方法に
て調べた。なお、エリクセン試験は前記の0.４mmの薄板
サンプルにより行った。
【００４７】
【表５】
【００４８】本発明合金No.3のものを用いる場合、エリ
クセン値性はいずれの製造条件においても優れたレベル
にあるが、磁気特性（μi ，μm ，Hc）はサンプルNo.3
1 〜39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、一層優れたレベルにすることが可能
で、更には、サンプルNo.31 〜36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No.3
1 〜34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
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
No.31 〜32の各材のように、熱延仕上げ温度、熱延板焼
鈍温度、最終の最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。
クセン値性はいずれの製造条件においても優れたレベル
にあるが、磁気特性（μi ，μm ，Hc）はサンプルNo.3
1 〜39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、一層優れたレベルにすることが可能
で、更には、サンプルNo.31 〜36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No.3
1 〜34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
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
No.31 〜32の各材のように、熱延仕上げ温度、熱延板焼
鈍温度、最終の最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。
【００４９】なお、本発明合金No.3を用いる場合では、
いずれの製造条件をとっても硬度は後述する比較例に比
べて高く優れた耐摩耗性を有していることが明らかであ
る。一方、サンプルNo.42 は比較合金を用いた場合であ
り、製造条件は本発明規定内であり高い磁気特性は有し
ているが、本発明で意図する高い硬度は得られていな
い。すなわち本発明の目的とする特性の向上は、合金成
分を本発明範囲内とすることが必要であることが理解さ
れる。
いずれの製造条件をとっても硬度は後述する比較例に比
べて高く優れた耐摩耗性を有していることが明らかであ
る。一方、サンプルNo.42 は比較合金を用いた場合であ
り、製造条件は本発明規定内であり高い磁気特性は有し
ているが、本発明で意図する高い硬度は得られていな
い。すなわち本発明の目的とする特性の向上は、合金成
分を本発明範囲内とすることが必要であることが理解さ
れる。
【００５０】以上のように本発明で規定された成分を有
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硬度を発揮し
得ることが明らかである。
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硬度を発揮し
得ることが明らかである。
【００５１】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を上回る磁気特性硬度
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。なお、本発明の
合金は、最終の磁気焼鈍の雰囲気が真空や不活性ガスや
真空中に微量のH2を還流させたような酸化雰囲気であれ
ば、本発明で意図する磁気特性は得られる。また、磁気
焼鈍での冷却速度が５０℃／hr〜１０００℃／hrといっ
た広い範囲で本発明で意図する磁気特性、硬度は得られ
る。
常の磁気焼鈍条件を採り、JIS-PCを上回る磁気特性硬度
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。なお、本発明の
合金は、最終の磁気焼鈍の雰囲気が真空や不活性ガスや
真空中に微量のH2を還流させたような酸化雰囲気であれ
ば、本発明で意図する磁気特性は得られる。また、磁気
焼鈍での冷却速度が５０℃／hr〜１０００℃／hrといっ
た広い範囲で本発明で意図する磁気特性、硬度は得られ
る。
【００５２】＜実施例３＞上記した実施例で用いた合金
No.5（発明合金）と合金No.10(比較合金）の分塊．圧
延．熱間圧延を行った後、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0.４mm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、それぞれ次の表６に示す条件である。これら薄板サ
ンプルより、外径が４５mmで内径３３mm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、エリク
セン試験用サンプルも採取した。
No.5（発明合金）と合金No.10(比較合金）の分塊．圧
延．熱間圧延を行った後、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0.４mm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、それぞれ次の表６に示す条件である。これら薄板サ
ンプルより、外径が４５mmで内径３３mm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、エリク
セン試験用サンプルも採取した。
【００５３】
【表６】
【００５４】また、磁気焼鈍は磁気測定用サンプルにつ
いて行った。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、１１００℃で
３時間の熱処理を行ない、その後は急冷（１０００℃／
hr）させて、磁気特性（μi，μm ，Hc及びＢ1000）を
測定した。また、ビッカース硬度は実施例１と同じ方法
にて調べた。なお、エリクセン試験は前記の0.４mmの薄
板サンプルにより行った。
いて行った。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、１１００℃で
３時間の熱処理を行ない、その後は急冷（１０００℃／
hr）させて、磁気特性（μi，μm ，Hc及びＢ1000）を
測定した。また、ビッカース硬度は実施例１と同じ方法
にて調べた。なお、エリクセン試験は前記の0.４mmの薄
板サンプルにより行った。
【００５５】本発明合金No.5のものを用いる場合、エリ
クセン値性はいずれの製造条件においても優れたレベル
にあるが、磁気特性（μi ，μm ，Hc) はサンプルNo.4
3 〜51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、一層優れたレベルにすることが可能
で、更には、サンプルNo.43 〜48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No.4
3 〜46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
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
No.43 〜44の各材のように、熱延仕上げ温度、熱延板焼
鈍温度、最終の最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。
クセン値性はいずれの製造条件においても優れたレベル
にあるが、磁気特性（μi ，μm ，Hc) はサンプルNo.4
3 〜51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、一層優れたレベルにすることが可能
で、更には、サンプルNo.43 〜48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No.4
3 〜46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
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
No.43 〜44の各材のように、熱延仕上げ温度、熱延板焼
鈍温度、最終の最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。
【００５６】なお、本発明合金No.5を用いる場合では、
いずれの製造条件をとっても硬度は後述する比較例に比
べて高く優れた耐摩耗性を有していることが明らかであ
る。一方、サンプルNo.54 は比較合金を用いた場合であ
り、製造条件は本発明規定内であり高い磁気特性は有し
ているが、本発明で意図する高い硬度は得られていな
い。すなわち本発明の目的とする特性の向上は、合金成
分を本発明範囲内とすることが必要であることが理解さ
れる。
いずれの製造条件をとっても硬度は後述する比較例に比
べて高く優れた耐摩耗性を有していることが明らかであ
る。一方、サンプルNo.54 は比較合金を用いた場合であ
り、製造条件は本発明規定内であり高い磁気特性は有し
ているが、本発明で意図する高い硬度は得られていな
い。すなわち本発明の目的とする特性の向上は、合金成
分を本発明範囲内とすることが必要であることが理解さ
れる。
【００５７】以上のように本発明で規定された成分を有
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硬度を発揮し
得ることが明らかである。
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硬度を発揮し
得ることが明らかである。
【００５８】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を上回る磁気特性硬度
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。なお、本発明の
合金は、最終の磁気焼鈍の雰囲気が真空や不活性ガスや
真空中に微量のH2を還流させたような酸化雰囲気であれ
ば、本発明で意図する磁気特性は得られる。また、磁気
焼鈍での冷却速度が５０℃／hr〜１０００℃／hrといっ
た広い範囲で本発明で意図する磁気特性、硬度は得られ
る。
常の磁気焼鈍条件を採り、JIS-PCを上回る磁気特性硬度
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。なお、本発明の
合金は、最終の磁気焼鈍の雰囲気が真空や不活性ガスや
真空中に微量のH2を還流させたような酸化雰囲気であれ
ば、本発明で意図する磁気特性は得られる。また、磁気
焼鈍での冷却速度が５０℃／hr〜１０００℃／hrといっ
た広い範囲で本発明で意図する磁気特性、硬度は得られ
る。
【００５９】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるとき
は、Fe−Ni系の高透磁率磁性合金における硬度などの特
性を適切に改善し、特にJIS-PB相当のNi量によりJIS-PB
並みのＢ1000を確保し、かつJIS-PCに迫るμi ，μm を
有し高い硬度を有し、又成形性および熱間加工性が共に
良好で、冷延時のエッジ割れも少くすることができ、製
造時の歩留りを向上することも可能な高透磁率高耐摩耗
性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ッド、磁気
ヘッドケース、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、磁気ヘッドケース、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パーマロイに比べて
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。
は、Fe−Ni系の高透磁率磁性合金における硬度などの特
性を適切に改善し、特にJIS-PB相当のNi量によりJIS-PB
並みのＢ1000を確保し、かつJIS-PCに迫るμi ，μm を
有し高い硬度を有し、又成形性および熱間加工性が共に
良好で、冷延時のエッジ割れも少くすることができ、製
造時の歩留りを向上することも可能な高透磁率高耐摩耗
性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ッド、磁気
ヘッドケース、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、磁気ヘッドケース、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パーマロイに比べて
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/147
Claims (9)
- 【請求項１】 wt％で、Ni：３０〜６０％、 Cu：1.０
〜6.０％、 Cr：0.５〜7.０％、 Mn：0.１〜7.０％、 Ｃ：0.０
５％以下、 Ｎ：0.００５％以下、 Ｐ：0.０８％以下、 Ｏ：0.０
１０％以下、 Ｓ：0.００５％以下、 Nb：0.０１〜１０％ を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなることを
特徴とした耐磨耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透
磁率磁性合金。 - 【請求項２】 wt％で、Ni：３０〜６０％、 Cu：1.０
〜6.０％、 Cr：0.５〜7.０％、 Mn：0.１〜7.０％、 Ｃ：0.０
５％以下、 Ｎ：0.００５％以下、 Ｐ：0.０８％以下、 Ｏ：0.０
１０％以下、 Ｓ：0.００５％以下、 Ta：0.０１〜5.０％ を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなることを
特徴とした耐磨耗性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透
磁率磁性合金。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２に記載の成分お
よびＹ，Hf，Ｖ，Ｗ，Zr，Ge，Sn，Si，Al，Ta，Sb，B
e，Mo，Au，Ga，In，Zn，Cd，La，Ce，Pt，Sr，Ba，Ag
を単独または２種以上で0.０１〜3.０％含有し、残部Fe
および不可避不純物からなることを特徴とする耐磨耗
性、熱間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金。 - 【請求項４】 請求項１または請求項２若しくは請求項
３に記載の成分およびＢ，Ca，Mgの１種または２種以上
を合計で0.００１〜0.０１０％含有し、残部Feおよび不
可避不純物からなることを特徴とする耐磨耗性、熱間加
工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金。 - 【請求項５】 請求項１〜請求項４に記載の成分組成を
有する鋼を熱間圧延における圧延終了温度を９００℃以
上とすることを特徴とする耐磨耗性、熱間加工性に優れ
たFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１〜請求項４に記載の成分組成を
有する鋼を熱間圧延した後の熱延板焼鈍温度を９５０〜
１０５０℃とすることを特徴とする耐磨耗性、熱間加工
性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１〜請求項４に記載の成分組成を
有する鋼を熱間圧延すると共に冷間圧延した後の冷延焼
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耐磨耗性、熱間加工性に優れ
たFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１〜請求項４に記載の成分組成を
有する鋼を熱間圧延すると共に冷間圧延し、最終の冷間
圧下率を２〜６％とすることを特徴とする耐磨耗性、熱
間加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方
法。 - 【請求項９】 請求項５〜請求項８に記載の方法の何れ
か２つ以上を併用することを特徴とする耐磨耗性、熱間
加工性に優れたFe−Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4060957A JPH06172938A (ja) | 1992-02-18 | 1992-02-18 | 耐磨耗性、熱間加工性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金お よびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4060957A JPH06172938A (ja) | 1992-02-18 | 1992-02-18 | 耐磨耗性、熱間加工性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金お よびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172938A true JPH06172938A (ja) | 1994-06-21 |
Family
ID=13157393
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4060957A Pending JPH06172938A (ja) | 1992-02-18 | 1992-02-18 | 耐磨耗性、熱間加工性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金お よびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06172938A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005522021A (ja) * | 2002-02-15 | 2005-07-21 | アンフイ・アロイ | 時計製造用の軟磁性合金 |
| JP2010258361A (ja) * | 2009-04-28 | 2010-11-11 | Dainippon Printing Co Ltd | メタルシールド板の製造方法 |
| JP2015196838A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ合金材の製造方法、軟磁性部品の製造方法、Ｆｅ−Ｎｉ合金及び軟磁性部品材料 |
-
1992
- 1992-02-18 JP JP4060957A patent/JPH06172938A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005522021A (ja) * | 2002-02-15 | 2005-07-21 | アンフイ・アロイ | 時計製造用の軟磁性合金 |
| JP2010258361A (ja) * | 2009-04-28 | 2010-11-11 | Dainippon Printing Co Ltd | メタルシールド板の製造方法 |
| JP2015196838A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ合金材の製造方法、軟磁性部品の製造方法、Ｆｅ−Ｎｉ合金及び軟磁性部品材料 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0958388B1 (en) | Process for improving magnetic performance in a free-machining ferritic stainless steel | |
| JPH11264058A (ja) | 鉄―コバルト合金 | |
| EP3358022A1 (en) | Continuous annealing method for low coercive force cold-rolled electromagnetic pure iron plate and strip | |
| JP5094888B2 (ja) | 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法 | |
| JP4471688B2 (ja) | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 | |
| JP4430502B2 (ja) | 延性に優れた低比重鋼板の製造方法 | |
| JP3692222B2 (ja) | 地磁気シールド特性の良好な高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP2803522B2 (ja) | 磁気特性および製造性に優れたＮｉ−Ｆｅ系磁性合金およびその製造方法 | |
| US6322638B1 (en) | Electromagnetic steel sheet having excellent high-frequency magnetic properties | |
| JP2760013B2 (ja) | 高透磁率磁性材料の製造方法 | |
| KR101952015B1 (ko) | Co-Cu-Ni-Mn계 고엔트로피 합금 | |
| JPH06172938A (ja) | 耐磨耗性、熱間加工性に優れたＦｅ−Ｎｉ系高透磁率磁性合金お よびその製造方法 | |
| EP3859036A1 (en) | Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor | |
| EP3940104A2 (en) | Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same | |
| JP2002080948A (ja) | 打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板 | |
| JP2898793B2 (ja) | 高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2003105508A (ja) | 加工性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0759741B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ系高透磁率合金およびその製造方法 | |
| JP2701526B2 (ja) | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法 | |
| JPH0699766B2 (ja) | Ｎｉ―Ｆｅ系高透磁率磁性合金 | |
| JPH03207838A (ja) | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法 | |
| JPH0699767B2 (ja) | Ｎｉ―Ｆｅ系高透磁率磁性合金 | |
| JPH07126753A (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ系合金板及びその成形加工品の製造方法 | |
| JPH0759742B2 (ja) | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法 | |
| JPS63243251A (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系耐食磁性材料とその製造方法 |