JPH0631406A - 磁気特性及び形状性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法 - Google Patents
磁気特性及び形状性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法Info
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- JPH0631406A JPH0631406A JP18524892A JP18524892A JPH0631406A JP H0631406 A JPH0631406 A JP H0631406A JP 18524892 A JP18524892 A JP 18524892A JP 18524892 A JP18524892 A JP 18524892A JP H0631406 A JPH0631406 A JP H0631406A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 磁気特性の向上を図りながら高温処理を可能
にして、形状不良を改善でき、さらには加工性，靱性，
耐摩耗性等の機械的特性を向上できるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ
系磁性薄帯の製造方法を提供する。 【構成】 Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯６を一対のロー
ル２により急冷凝固させながら圧延して急冷薄帯７を得
た後、これを熱処理して磁性薄帯を製造する場合に、上
記合金溶湯６中に、急冷凝固時に結晶核を形成する元
素，又はその酸化物，炭化物，窒化物を添加する。これ
により結晶粒が微細化した急冷薄帯を得る。また、添加
元素にＣ，あるいはＬａ，Ｃｅを採用する。
にして、形状不良を改善でき、さらには加工性，靱性，
耐摩耗性等の機械的特性を向上できるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ
系磁性薄帯の製造方法を提供する。 【構成】 Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯６を一対のロー
ル２により急冷凝固させながら圧延して急冷薄帯７を得
た後、これを熱処理して磁性薄帯を製造する場合に、上
記合金溶湯６中に、急冷凝固時に結晶核を形成する元
素，又はその酸化物，炭化物，窒化物を添加する。これ
により結晶粒が微細化した急冷薄帯を得る。また、添加
元素にＣ，あるいはＬａ，Ｃｅを採用する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えばプリペイドカー
ドや自動改札機等の産業用、あるいはオーディオ等の民
生用の磁気記録，磁気再生を行う磁気ヘッドコアに採用
されるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法に関し、
特に磁気特性の向上を図りながら、形状不良を改善で
き、また靱性，耐摩耗性等の機械的特性を向上できるよ
うにした製造方法に関する。
ドや自動改札機等の産業用、あるいはオーディオ等の民
生用の磁気記録，磁気再生を行う磁気ヘッドコアに採用
されるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法に関し、
特に磁気特性の向上を図りながら、形状不良を改善で
き、また靱性，耐摩耗性等の機械的特性を向上できるよ
うにした製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】例えば、磁気テープやプリペイドカード
等の磁気記録層に磁気記録，磁気再生を行う場合、磁気
ヘッドコアが用いられている。この磁気ヘッドコアに採
用される材料には、磁気特性に優れ，かつ耐摩耗性，耐
蝕性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金が汎用されてい
る。このようなＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金を用いた磁気ヘ
ッドコア材の製造方法として、従来、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ
系合金鋳塊を製造し、この鋳塊を冷間あるいは熱間圧延
加工により平板状に形成する。次に、これに切断，研削
等の機械加工を施して所定形状のコア材を形成し、この
後、該コア材の加工歪の除去，及び磁気特性を発現させ
るために焼鈍処理を施す方法がある。しかしこの方法
は、鋳塊を製造し、これを圧延した後機械加工を施して
コア材に仕上げるという方法であることから、製造工程
数の多い分生産性が低く、製造コストが上昇するという
問題がある。
等の磁気記録層に磁気記録，磁気再生を行う場合、磁気
ヘッドコアが用いられている。この磁気ヘッドコアに採
用される材料には、磁気特性に優れ，かつ耐摩耗性，耐
蝕性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金が汎用されてい
る。このようなＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金を用いた磁気ヘ
ッドコア材の製造方法として、従来、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ
系合金鋳塊を製造し、この鋳塊を冷間あるいは熱間圧延
加工により平板状に形成する。次に、これに切断，研削
等の機械加工を施して所定形状のコア材を形成し、この
後、該コア材の加工歪の除去，及び磁気特性を発現させ
るために焼鈍処理を施す方法がある。しかしこの方法
は、鋳塊を製造し、これを圧延した後機械加工を施して
コア材に仕上げるという方法であることから、製造工程
数の多い分生産性が低く、製造コストが上昇するという
問題がある。
【０００３】このような熱間圧延法等に対して、双ロー
ルよる製造方法がある。これは、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合
金溶湯を一対の冷却ロール間に供給し、これにより溶湯
を急冷凝固させるとともに圧延して急冷薄帯を製造する
方法である。この双ロール法によれば、溶湯から一気に
コア用薄帯が得られることから、上記熱間圧延法等に比
べて製造工数を削減でき、生産性を向上できるととも
に、コストを低減できる。
ルよる製造方法がある。これは、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合
金溶湯を一対の冷却ロール間に供給し、これにより溶湯
を急冷凝固させるとともに圧延して急冷薄帯を製造する
方法である。この双ロール法によれば、溶湯から一気に
コア用薄帯が得られることから、上記熱間圧延法等に比
べて製造工数を削減でき、生産性を向上できるととも
に、コストを低減できる。
【０００４】ここで、上記双ロールにより得られた急冷
薄帯は、その製法上エッジ割れ，捩じれ, 歪み，エッジ
部の波うち等の形状不良が生じ易い。このため、従来、
上記急冷薄帯に熱処理を施し、これで形状性の改善を図
って加工性を向上するようにしている。そしてこの熱処
理によって得られた磁性薄帯を積層加工し、この後コア
形状に製品加工している。
薄帯は、その製法上エッジ割れ，捩じれ, 歪み，エッジ
部の波うち等の形状不良が生じ易い。このため、従来、
上記急冷薄帯に熱処理を施し、これで形状性の改善を図
って加工性を向上するようにしている。そしてこの熱処
理によって得られた磁性薄帯を積層加工し、この後コア
形状に製品加工している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところで、上記急冷薄
帯の形状不良を改善するには、850 〜1000℃の高温処理
するのが望ましい。しかしながら、上記従来のＦｅ−Ｓ
ｉ−Ａｌ系合金薄帯を、高温処理すると急冷薄帯の結晶
粒が異常成長して粗大化し、その結果、集合組織の優先
方位に変化が生じ、磁気特性が悪化するという問題点が
ある。従って、従来では、結晶粒の成長を抑制するため
に800 ℃程度の低温処理を行っている。このため形状不
良の改善が不充分となることから、取り扱う際の加工性
が悪化するとともに、靱性，耐摩耗性等の機械的特性が
低いという問題が生じる。
帯の形状不良を改善するには、850 〜1000℃の高温処理
するのが望ましい。しかしながら、上記従来のＦｅ−Ｓ
ｉ−Ａｌ系合金薄帯を、高温処理すると急冷薄帯の結晶
粒が異常成長して粗大化し、その結果、集合組織の優先
方位に変化が生じ、磁気特性が悪化するという問題点が
ある。従って、従来では、結晶粒の成長を抑制するため
に800 ℃程度の低温処理を行っている。このため形状不
良の改善が不充分となることから、取り扱う際の加工性
が悪化するとともに、靱性，耐摩耗性等の機械的特性が
低いという問題が生じる。
【０００６】本発明は上記従来の状況に鑑みてなされた
もので、磁気特性，及び形状特性の両方を向上でき、ま
た靱性，耐摩耗性等の機械的特性に優れたＦｅ−Ｓｉ−
Ａｌ系磁性薄帯の製造方法を提供することを目的として
いる。
もので、磁気特性，及び形状特性の両方を向上でき、ま
た靱性，耐摩耗性等の機械的特性に優れたＦｅ−Ｓｉ−
Ａｌ系磁性薄帯の製造方法を提供することを目的として
いる。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本件発明者らは、Ｆｅ−
Ｓｉ−Ａｌ系合金の磁気特性，形状特性の両方を向上さ
せる観点から、急冷薄帯の金属組織について検討したと
ころ、この薄帯の結晶粒を微細化することによって、高
温熱処理を行う際の結晶粒の異常成長を抑制できること
に着目した。そしてこのような微細組織を得るには、Ｆ
ｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯を急冷凝固させる際に結晶核
を形成する元素，あるいはその酸化物等を添加すること
によって、多数の固溶元素が酸化物等の形で析出し、こ
れが結晶の核となって結晶粒が微細化することを見出
し、本発明を成したものである。
Ｓｉ−Ａｌ系合金の磁気特性，形状特性の両方を向上さ
せる観点から、急冷薄帯の金属組織について検討したと
ころ、この薄帯の結晶粒を微細化することによって、高
温熱処理を行う際の結晶粒の異常成長を抑制できること
に着目した。そしてこのような微細組織を得るには、Ｆ
ｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯を急冷凝固させる際に結晶核
を形成する元素，あるいはその酸化物等を添加すること
によって、多数の固溶元素が酸化物等の形で析出し、こ
れが結晶の核となって結晶粒が微細化することを見出
し、本発明を成したものである。
【０００８】そこで本発明は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
溶湯を一対のロールにより急冷凝固させるとともに圧延
して急冷薄帯を得た後、これを熱処理して磁性薄帯を製
造するようにしたセンダスト系磁性薄帯の製造方法にお
いて、上記合金溶湯中に、急冷凝固時に結晶核を形成す
る元素，又はその酸化物，炭化物，窒化物の少なくとも
１つを添加し、これにより微細化した結晶粒を有する急
冷薄帯を得ることを特徴としている。
溶湯を一対のロールにより急冷凝固させるとともに圧延
して急冷薄帯を得た後、これを熱処理して磁性薄帯を製
造するようにしたセンダスト系磁性薄帯の製造方法にお
いて、上記合金溶湯中に、急冷凝固時に結晶核を形成す
る元素，又はその酸化物，炭化物，窒化物の少なくとも
１つを添加し、これにより微細化した結晶粒を有する急
冷薄帯を得ることを特徴としている。
【０００９】ここで、上記添加元素にはＣ，あるいはＬ
ａ，Ｃｅが有効である。このＣ量は0.01〜0.2 ％の範囲
が望ましく、またＬａ，Ｃｅ量は0.002 〜0.1 ％の範囲
が望ましい。また、他の添加元素としては、Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｔｉ，Ｚｒ等の炭化物，窒化物が採用できる。この
場合、上記Ｎｂ，Ｔａ等の単独では結晶核の形成は困難
であることから、カーバイト（ＮｂＣ），ナイトライド
（ＮｂＮ）として添加する。これにより溶湯時は固溶し
ているが、冷却すると析出することとなる。さらに、Ｒ
ＥＭのオキサイドを添加してもよい。これはカーバイド
等とはメカニズムが異なるが、融点が高いことから溶湯
段階でも酸化物として存在し、冷却後においてもそのま
ま結晶核として残る。なお、上記核酸化物等の添加量は
少なすぎると固溶したまま析出しないことから、析出に
十分な量を必要とする。
ａ，Ｃｅが有効である。このＣ量は0.01〜0.2 ％の範囲
が望ましく、またＬａ，Ｃｅ量は0.002 〜0.1 ％の範囲
が望ましい。また、他の添加元素としては、Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｔｉ，Ｚｒ等の炭化物，窒化物が採用できる。この
場合、上記Ｎｂ，Ｔａ等の単独では結晶核の形成は困難
であることから、カーバイト（ＮｂＣ），ナイトライド
（ＮｂＮ）として添加する。これにより溶湯時は固溶し
ているが、冷却すると析出することとなる。さらに、Ｒ
ＥＭのオキサイドを添加してもよい。これはカーバイド
等とはメカニズムが異なるが、融点が高いことから溶湯
段階でも酸化物として存在し、冷却後においてもそのま
ま結晶核として残る。なお、上記核酸化物等の添加量は
少なすぎると固溶したまま析出しないことから、析出に
十分な量を必要とする。
【００１０】また、上記Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金の組成
としては、磁気特性を確保するためにＳｉ量は5.0 〜1
1.0％、Ａｌ量は3.0 〜10.0％、残りＦｅとするのが望
ましい。また耐蝕性を向上させる目的からＴｉ，Ｃｒ，
Ｒｕ，Ｃｏ等の元素を５％以内で添加してもよい。
としては、磁気特性を確保するためにＳｉ量は5.0 〜1
1.0％、Ａｌ量は3.0 〜10.0％、残りＦｅとするのが望
ましい。また耐蝕性を向上させる目的からＴｉ，Ｃｒ，
Ｒｕ，Ｃｏ等の元素を５％以内で添加してもよい。
【００１１】
【作用】本発明に係るＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製
造方法によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯に、急冷
凝固時に結晶核を形成する元素，又はその酸化物等を添
加したので、これにより得られた急冷薄帯は上記酸化物
等が結晶核として析出し、これにより結晶粒が微細化し
た組織となる。このような微細組織の急冷薄帯を、850
℃以上の高温処理しても結晶粒の異常な成長を抑制で
き、集合組織状態の変化を生じることなく正常な結晶組
織が得られることから、磁性特性を悪化させることはな
い。その結果、磁性特性の向上を図りながら高温処理が
可能となるので、急冷薄帯に生じる捩じれ, 歪み等の形
状不良を改善でき、ひいては取り扱う際の加工性を向上
できるとともに、靱性，耐摩耗性等の機械的特性を向上
できる。
造方法によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯に、急冷
凝固時に結晶核を形成する元素，又はその酸化物等を添
加したので、これにより得られた急冷薄帯は上記酸化物
等が結晶核として析出し、これにより結晶粒が微細化し
た組織となる。このような微細組織の急冷薄帯を、850
℃以上の高温処理しても結晶粒の異常な成長を抑制で
き、集合組織状態の変化を生じることなく正常な結晶組
織が得られることから、磁性特性を悪化させることはな
い。その結果、磁性特性の向上を図りながら高温処理が
可能となるので、急冷薄帯に生じる捩じれ, 歪み等の形
状不良を改善でき、ひいては取り扱う際の加工性を向上
できるとともに、靱性，耐摩耗性等の機械的特性を向上
できる。
【００１２】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。本実施例
では、本発明のＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法
の効果を確認するために行った試験について説明する。 実施例１ 図１は、本実施例に採用した双ロール装置を示す。この
双ロール装置１は、１対の圧延冷却ロール２，２を水平
に向けて配置してなり、このロール２は互いに内側に回
転駆動するように構成されている。またこのロール２間
の上方には溶湯容器３の噴射ノズル４が位置しており、
この容器３の外周部には誘導加熱装置５が配設されてい
る。ここで、上記双ロール装置１は、噴出ノズル径１m
m, 噴出圧力0.9Kg/cm2,ロール直径80mm, ロール周速3.6
m/ 秒, ロール圧下荷重10ton に設定されている。
では、本発明のＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法
の効果を確認するために行った試験について説明する。 実施例１ 図１は、本実施例に採用した双ロール装置を示す。この
双ロール装置１は、１対の圧延冷却ロール２，２を水平
に向けて配置してなり、このロール２は互いに内側に回
転駆動するように構成されている。またこのロール２間
の上方には溶湯容器３の噴射ノズル４が位置しており、
この容器３の外周部には誘導加熱装置５が配設されてい
る。ここで、上記双ロール装置１は、噴出ノズル径１m
m, 噴出圧力0.9Kg/cm2,ロール直径80mm, ロール周速3.6
m/ 秒, ロール圧下荷重10ton に設定されている。
【００１３】また、Ｓｉ：6.0 〜11.0wt％，Ａｌ：4.0
〜7.0 wt％, 残部ＦｅからなるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
粉末に、Ｃを0.01〜0.2 wt％％添加した。さらにＴｉ，
Ｃｒ，Ｒｕ，Ｃｏ等の元素を４wt％以下添加して材料粉
末を形成した。このＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末を上記
容器３内で溶製し、これによりＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
溶湯６を製造した。この合金溶湯６の温度は、融点より
150 〜200 ℃高い、1400℃に設定した。
〜7.0 wt％, 残部ＦｅからなるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
粉末に、Ｃを0.01〜0.2 wt％％添加した。さらにＴｉ，
Ｃｒ，Ｒｕ，Ｃｏ等の元素を４wt％以下添加して材料粉
末を形成した。このＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末を上記
容器３内で溶製し、これによりＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
溶湯６を製造した。この合金溶湯６の温度は、融点より
150 〜200 ℃高い、1400℃に設定した。
【００１４】そして、上記条件で両ロール２を回転させ
ながら、このロール２間に上記Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
溶湯６を噴射ノズル４から噴射する。すると、この合金
溶湯６は両ロール２により急冷凝固し、かつロール２間
で圧延されることとなり、これにより厚さ20〜100 μm
, 幅15〜50mmのリボン状の急冷薄帯７が製造される。
このようにして得られた急冷薄帯７は、これの固溶炭素
がカーバイドの形で多数析出した結晶核となって微細組
織を形成している。この後、上記急冷薄帯７を、真空中
にて1000℃に２時間熱処理を施すことにより、結晶粒の
異常成長が抑制された細粒状の粒子を有する本実施例の
Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金製磁性薄帯が製造される。
ながら、このロール２間に上記Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金
溶湯６を噴射ノズル４から噴射する。すると、この合金
溶湯６は両ロール２により急冷凝固し、かつロール２間
で圧延されることとなり、これにより厚さ20〜100 μm
, 幅15〜50mmのリボン状の急冷薄帯７が製造される。
このようにして得られた急冷薄帯７は、これの固溶炭素
がカーバイドの形で多数析出した結晶核となって微細組
織を形成している。この後、上記急冷薄帯７を、真空中
にて1000℃に２時間熱処理を施すことにより、結晶粒の
異常成長が抑制された細粒状の粒子を有する本実施例の
Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金製磁性薄帯が製造される。
【００１５】次に、上記製造方法により得られた磁性薄
帯の効果を確認するために行った試験結果を説明する。
図２は、上記磁性薄帯のＣ量と、靱性との関係を示す図
であり、同図からＣ量0.01〜0.02wt％の場合は最小曲げ
半径は５〜１０mmと高く、高靱性が得られていることが
わかる。また、図３及び図４は、Ｃ量と、磁性薄帯の１
m 当たりの曲がり，及び割れ個数を示す図であり、各図
からも明らかなように、Ｃ量0.01〜0.2wt ％の場合は、
曲がりは10mm以下, 割れは１〜20個と小さく、形状不良
が改善されている。これによって積層加工やコア形状加
工を行う際の取り扱いを容易にでき、量産性を向上でき
る。
帯の効果を確認するために行った試験結果を説明する。
図２は、上記磁性薄帯のＣ量と、靱性との関係を示す図
であり、同図からＣ量0.01〜0.02wt％の場合は最小曲げ
半径は５〜１０mmと高く、高靱性が得られていることが
わかる。また、図３及び図４は、Ｃ量と、磁性薄帯の１
m 当たりの曲がり，及び割れ個数を示す図であり、各図
からも明らかなように、Ｃ量0.01〜0.2wt ％の場合は、
曲がりは10mm以下, 割れは１〜20個と小さく、形状不良
が改善されている。これによって積層加工やコア形状加
工を行う際の取り扱いを容易にでき、量産性を向上でき
る。
【００１６】
【表１】
【００１７】表１は、上記磁性薄帯の耐摩耗性，及び硬
度を示し、同表からも明らかなように、Ｃ無添加のセン
ダスト合金やＦＲＰ，Ｔｉ合金等の他の部材に比べて本
実施例の磁性薄帯では摩耗量は0.95と小さく、かつ硬度
は545HV と大幅に向上している。
度を示し、同表からも明らかなように、Ｃ無添加のセン
ダスト合金やＦＲＰ，Ｔｉ合金等の他の部材に比べて本
実施例の磁性薄帯では摩耗量は0.95と小さく、かつ硬度
は545HV と大幅に向上している。
【００１８】図５ないし図８は、上記磁性薄帯の熱処理
温度と各磁性特性との関係を示す特性図である。各図に
おいて、実線はＣ元素を添加していないＦｅ−Ｓｉ−Ａ
ｌ系合金、破線はＣ元素を添加した本実施例の磁性薄帯
を示す。
温度と各磁性特性との関係を示す特性図である。各図に
おいて、実線はＣ元素を添加していないＦｅ−Ｓｉ−Ａ
ｌ系合金、破線はＣ元素を添加した本実施例の磁性薄帯
を示す。
【００１９】図５に示すように、〔200 〕軸における積
分強度比では、Ｃ元素無添加の場合は、850 ℃を越える
と結晶粒の異常成長により磁化容易軸の集合組織状態が
悪化し、積分強度比が６から1.5 に低下している。これ
に対して本実施例の磁性薄帯の場合は、850 ℃を越えて
も集合組織状態は変化することなく、異常成長が抑制さ
れていることがわかる。
分強度比では、Ｃ元素無添加の場合は、850 ℃を越える
と結晶粒の異常成長により磁化容易軸の集合組織状態が
悪化し、積分強度比が６から1.5 に低下している。これ
に対して本実施例の磁性薄帯の場合は、850 ℃を越えて
も集合組織状態は変化することなく、異常成長が抑制さ
れていることがわかる。
【００２０】また、図６に示すように、透磁率では、Ｃ
元素無添加の場合、800 ℃を越えると急激に低下してい
る。これに対して本実施例の磁性薄帯の場合は、処理温
度を高くする程透磁率が向上している。さらに、図７に
示すように、磁束密度では、Ｃ元素無添加の場合は、80
0 ℃を越えると急激に低下しているのに対して、本実施
例の磁性薄帯の場合は、処理温度を高くする程向上して
いる。さらにまた、図８に示す保磁力では、熱処理温度
が850 ℃を越えると、Ｃ元素無添加の場合は高くなる
が、本実施例の磁性薄帯の場合は、逆に低下している。
元素無添加の場合、800 ℃を越えると急激に低下してい
る。これに対して本実施例の磁性薄帯の場合は、処理温
度を高くする程透磁率が向上している。さらに、図７に
示すように、磁束密度では、Ｃ元素無添加の場合は、80
0 ℃を越えると急激に低下しているのに対して、本実施
例の磁性薄帯の場合は、処理温度を高くする程向上して
いる。さらにまた、図８に示す保磁力では、熱処理温度
が850 ℃を越えると、Ｃ元素無添加の場合は高くなる
が、本実施例の磁性薄帯の場合は、逆に低下している。
【００２１】ここで、図２ないし図８において、図中、
○印で示した磁性薄帯は、Ｃ元素を0.07wt％添加してな
るＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金（Ｓｉ８％，Ａｌ５％、残部
Ｆｅ）の特性を示す。
○印で示した磁性薄帯は、Ｃ元素を0.07wt％添加してな
るＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金（Ｓｉ８％，Ａｌ５％、残部
Ｆｅ）の特性を示す。
【００２２】実施例２ この実施例は、添加元素にＬａ，Ｃｅを採用し、これを
0.002 〜0.1 wt％添加して上述と同様の条件及び方法に
よりにＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金磁性薄帯を製造した。そ
して、これにより得られた磁性薄帯の効果を確認するた
めの試験を行った。
0.002 〜0.1 wt％添加して上述と同様の条件及び方法に
よりにＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金磁性薄帯を製造した。そ
して、これにより得られた磁性薄帯の効果を確認するた
めの試験を行った。
【００２３】図９は、上記第２実施例の磁性薄帯の靱性
特性を示す図であり、最小曲げ半径は略５mmと高い靱性
が得られていることがわかる。また、図１０及び図１１
は、それぞれ磁性薄帯の１m 当たりの曲がり，及び割れ
個数を示す図であり、各図からも明らかなように、曲が
りは10mm以下, 割れは１〜20個と小さく、この場合も形
状不良が改善されていることがわかる。
特性を示す図であり、最小曲げ半径は略５mmと高い靱性
が得られていることがわかる。また、図１０及び図１１
は、それぞれ磁性薄帯の１m 当たりの曲がり，及び割れ
個数を示す図であり、各図からも明らかなように、曲が
りは10mm以下, 割れは１〜20個と小さく、この場合も形
状不良が改善されていることがわかる。
【００２４】
【表２】
【００２５】表２は、上記磁性薄帯の耐摩耗性，及び硬
度を示し、同表からも明らかなように、Ｃ元素を添加し
ないＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金やＦＲＰ，Ｔｉ合金等の他
の部材に比べて本実施例の磁性薄帯は摩耗量が0.94と小
さく、硬度が560HV と大幅に向上していることがわか
る。
度を示し、同表からも明らかなように、Ｃ元素を添加し
ないＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金やＦＲＰ，Ｔｉ合金等の他
の部材に比べて本実施例の磁性薄帯は摩耗量が0.94と小
さく、硬度が560HV と大幅に向上していることがわか
る。
【００２６】また、図９ないし図１１において、図中、
●印で示した磁性薄帯は、Ｌａ元素を0.007wt ％添加し
てなるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金（Ｓｉ８％，Ａｌ５％，
Ｌａ＋Ｓｅ0.007 ％ ,残部Ｆｅ）の特性を示す。
●印で示した磁性薄帯は、Ｌａ元素を0.007wt ％添加し
てなるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金（Ｓｉ８％，Ａｌ５％，
Ｌａ＋Ｓｅ0.007 ％ ,残部Ｆｅ）の特性を示す。
【００２７】
【発明の効果】以上のように本発明に係るＦｅ−Ｓｉ−
Ａｌ系磁性薄帯の製造方法によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ
系合金溶湯に、急冷凝固時に結晶核を形成する元素，又
はその酸化物等を添加し、これにより結晶粒が微細化し
た急冷薄帯を得たので、磁気特性の向上を図りながら高
温処理が可能となることから、形状不良を改善できる効
果があり、かつ加工性を向上できるとともに、靱性，耐
摩耗性等の機械的特性を向上できる効果がある。
Ａｌ系磁性薄帯の製造方法によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ
系合金溶湯に、急冷凝固時に結晶核を形成する元素，又
はその酸化物等を添加し、これにより結晶粒が微細化し
た急冷薄帯を得たので、磁気特性の向上を図りながら高
温処理が可能となることから、形状不良を改善できる効
果があり、かつ加工性を向上できるとともに、靱性，耐
摩耗性等の機械的特性を向上できる効果がある。
【図１】本発明の一実施例によるＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁
性薄帯の製造方法を説明するための双ロール装置を示す
図である。
性薄帯の製造方法を説明するための双ロール装置を示す
図である。
【図２】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図３】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図４】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図５】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図６】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図７】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図８】上記第１実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図９】上記第２実施例の磁性薄帯の効果を示す特性図
である。
である。
【図１０】上記第２実施例の磁性薄帯の効果を示す特性
図である。
図である。
【図１１】上記第２実施例の磁性薄帯の効果を示す特性
図である。
図である。
２ 圧延冷却ロール ６ Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯 ７ 急冷薄帯
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 村上 晋一 兵庫県神戸市中央区脇浜町１丁目３番18号 株式会社神戸製鋼所神戸本社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金溶湯を一対のロ
ールにより急冷凝固させながら圧延して急冷薄帯を得た
後、これを熱処理して磁性薄帯を製造するようにしたＦ
ｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法において、上記合
金溶湯中に、急冷凝固時に結晶核を形成する元素，又は
その酸化物，炭化物，窒化物の少なくとも１つを添加し
て急冷薄帯の結晶粒を微細化せしめ、この薄帯を熱処理
したことを特徴とする磁気特性及び形状性に優れたＦｅ
−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、上記添加元素がＣで
あり、これを0.01〜0.2 ％添加したことを特徴とするＦ
ｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１において、上記添加元素がＬ
ａ，及び／又はＣｅであり、これを0.002 〜0.1 ％添加
したことを特徴とするＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18524892A JPH0631406A (ja) | 1992-07-13 | 1992-07-13 | 磁気特性及び形状性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18524892A JPH0631406A (ja) | 1992-07-13 | 1992-07-13 | 磁気特性及び形状性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0631406A true JPH0631406A (ja) | 1994-02-08 |
Family
ID=16167489
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18524892A Withdrawn JPH0631406A (ja) | 1992-07-13 | 1992-07-13 | 磁気特性及び形状性に優れたＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ系磁性薄帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0631406A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2003002771A1 (ja) * | 2001-06-28 | 2004-10-21 | 新日本製鐵株式会社 | 低炭素鋼板、低炭素鋼鋳片およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-07-13 JP JP18524892A patent/JPH0631406A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2003002771A1 (ja) * | 2001-06-28 | 2004-10-21 | 新日本製鐵株式会社 | 低炭素鋼板、低炭素鋼鋳片およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19991005 |