JPH06316736A

JPH06316736A - 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

Info

Publication number: JPH06316736A
Application number: JP5128496A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Inoue; 正井上; Kiyoshi Tsuru; 清鶴; Shinichi Okimoto; 伸一沖本; Shinichi Yamamura; 真一山村; Tetsuo Yamamoto; 徹夫山本; Hirohisa Haishi; 裕久拝司
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1993-04-30
Filing date: 1993-04-30
Publication date: 1994-11-15
Anticipated expiration: 2013-09-24
Also published as: DE4336882C2; KR960008887B1; DE4345264C2; US5669989A; US5525164A; DE4336882A1; US5500057A; JP2803522B2

Abstract

(57)【要約】【目的】９５０〜１１５０℃の温度域における絞り値
が６０％を超える優れた熱間加工性を有し、且つ磁気特
性にも優れたＮｉ−Ｆｅ系磁性合金を提供すること【構成】Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｃ，Ｃｒ，Ｓｉという不純
物元素の制御の下で、Ｎｉ：７７．０〜８０．０ｗｔ
％、Ｍｏ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．５〜３．
０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ａｌ：
０．００１〜０．０５０ｗｔ％、ＣａをＳとの重量比Ｃ
ａ／Ｓで２．６〜６．０の範囲で含有し、且つＮｉ、Ｍ
ｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＦｅの成分バランスを特定範囲内
とし、Ｍｏの成分偏析率を５％以下としたＮｉ−Ｆｅ系
磁性合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、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に
関するものである。

【従来の技術】ＪＩＳに規定されたＰＣに対応するＮｉ
−Ｆｅ系合金（以下、ＰＣパーマロイという）は、磁気
ヘッドのケースや磁芯、各種変圧器の磁芯、各種磁気遮
蔽材等として広く利用されている。

【０００２】このＰＣパーマロイのインゴットは熱間加
工性に劣っているため、分塊圧延すると後述するような
理由によってスラブに多くの表面疵が発生する。ＰＣパ
ーマロイのインゴットの熱間加工性は合金のＮｉ含有量
によって変化し、Ｎｉ含有量が多くなるほど熱間加工性
が低下する。したがって、８０ｗｔ％程度のＮｉを含有
するＰＣパーマロイのインゴットの熱間加工性は、３５
〜４５ｗｔ％程度のＮｉを含有するＮｉ−Ｆｅ系合金の
インゴットのそれに較べて著しく劣っている。このため
従来では、ＰＣパーマロイのインゴットからエッジ割れ
等の表面疵が少ない、すなわち、優れた表面性状を有す
るスラブを製造するには分塊圧延法は採用できず、鍛造
法を採用せざるを得なかった。鍛造法により表面疵が少
ないスラブを製造できるのは、分塊圧延法ではインゴッ
トに主として多軸応力および剪断応力が作用するのに対
し、鍛造法では主に圧縮応力が作用するためである。し
かしながら、鍛造法は分塊圧延法に較べて熱間加工能率
が低く、しかも、鍛造法によってもスラブの表面疵の発
生を大幅に低減することはできない。このため、鍛造法
においてもスラブの表面疵を除去する必要があり、スラ
ブの製造に余分な手間と時間を要するという問題があ
る。

【０００３】ＰＣパーマロイのインゴットに限らず、熱
間加工性に劣るインゴットを分塊圧延してスラブを製造
すると、スラブには多くの表面疵が発生する傾向があ
る。この理由は次の通りである。すなわち、インゴット
を分塊圧延するとインゴットは１×１／Ｓ以上の歪速度
で変形するが、この時のインゴットのエッジ部および表
層部の温度はインゴット中心部の温度に較べて低く、９
００℃程度にもなる。したがって、このような内外部で
温度差を有するインゴットに分塊圧延によって変形を加
えると、得られたスラブにエッジ割れ等の表面疵が発生
することになる。特に、熱間加工性に劣るＰＣパーマロ
イのインゴットを分塊圧延した場合には、インゴットの
温度降下時にオーステナイトの結晶粒界に不純物元素が
偏析し、結晶粒界が脆化するため、インゴットの温度が
９５０〜１０００℃になった時の延性が著しく低下し、
スラブに極めて多くの表面疵が発生することになる。ま
た、このような熱間加工性の問題はスラブを熱間圧延し
て合金板を製造する際や、圧延された合金板を熱間プレ
スしてプレス成形品を製造する場合等においても生じ
る。

【０００４】従来、このような問題を解決するためのＮ
ｉ−Ｆｅ系合金として、以下のような提案がなされてい
る。（１）特公昭６０−７０１７号公報Ｎｉ：７５．０〜８４．９ｗｔ％、Ｔｉ：０．５〜５．
０ｗｔ％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０ｗｔ％、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、不可避不純物と
してのＣおよびＳの含有量が、Ｃ：０．０３ｗｔ％以
下、Ｓ：０．００３ｗｔ％以下である強磁性Ｎｉ−Ｆｅ
系合金（以下、先行技術１という）。（２）特開昭６２−２２７０５４号公報Ｎｉ：７０〜８５ｗｔ％、Ｍｎ：１．２ｗｔ％以下、Ｍ
ｏ：１．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．０ｗｔ
％、Ｃｒ：１．０〜５．０ｗｔ％、Ｂ：０．００２０〜
０．０１５０ｗｔ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物から
なり、不可避不純物としてのＳ、ＰおよびＣの含有量
が、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｐ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下であり、且つＢ含有量の
Ｓ、ＰおよびＣの合計含有量に対する重量比が０．０８
〜７．０である強磁性Ｎｉ−Ｆｅ系合金（以下、先行技
術２という）。

【０００５】また、以上述べたようなＰＣパーマロイは
高透磁率で且つ低保磁力であることが特徴であり、今日
実用化されているものには、８０％Ｎｉ−５％Ｍｏ−Ｆ
ｅ（スーパーマロイ）や、７７％Ｎｉ−５％Ｃｕ−４％
Ｍｏ−Ｆｅ（Ｍｏ，Ｃｕパーマロイ）等があり、これら
の合金で通常得られる透磁率のレベルは、初透磁率が１
５０，０００、最大透磁率が３００，０００程度であ
る。ところが、昨今におけるエレクトロニクスの発達か
ら各種機器の小型高性能化が進み、上記したような磁性
合金の特性についてもより一層の向上が望まれている。
そして、このような要求に対し、上記成分系の磁性合金
の磁気特性を、不純物元素の低減およびＣｒの添加によ
り向上させた技術としては上記の先行技術２がある。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た先行技術には以下のような問題がある。先ず、先行技
術１の特徴は、不純物元素の一つであるＳを硫化物の形
成傾向の強いＭｇで固定することによって、合金の熱間
加工性を向上させることにある。しかしながら、先行技
術１の合金は、その実施例に開示されているように熱間
加工において特に重要な９５０〜１１５０℃での絞り値
が５０〜６０％と低く、このため合金素材に熱間加工を
施すと、得られたスラブに多くの表面疵が発生してしま
う。

【０００７】なお、上記絞り値とは、引張試験において
試験片に対して破断するまでの間に１×１／Ｓ以上の歪
速度で引張応力を加えた時、試験片の原断面積Ａと破断
時における最小断面積Ａ´との差（Ａ−Ａ´）の、試験
片の原断面積Ａに対する百分率〔（Ａ−Ａ´）／Ａ×１
００〕を指す。次に、先行技術２の特徴は、不純物元素
としてのＳ、ＰおよびＣの含有量を低減し、且つＢを添
加してオーステナイトの結晶粒界に不純物元素が偏析す
るのを抑制することにより、合金の熱間加工性を向上さ
せることにある。しかしながら、本発明者らによる実験
の結果から、この先行技術２の合金は熱間加工性が著し
く劣っていることが判明した。すなわち、本発明者らは
先行技術２の実施例に開示された合金Ｎｏ．５を真空溶
解炉内で溶解してインゴットに鋳造し、このインゴット
から直径５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を切り出し
た。そして、この試験片を１２００℃に加熱し、次いで
９５０℃まで冷却した後、その絞り値を測定した結果、
試験片の絞り値は３５％であった。

【０００８】このように先行技術２の合金も、熱間加工
において特に重要な９５０℃における絞り値が低く、こ
のため合金素材に熱間加工を施した場合、得られたスラ
ブに多くの表面疵が発生してしまう。また、磁気特性に
関しても、先行技術２で特徴としている不純物元素の低
減化、Ｃｒ添加によっても、最終の水素雰囲気焼鈍（１
１００℃×３時間）後の直流磁気特性は初透磁率で高々
１００，０００程度であり、それ以上の磁気特性が要求
される用途に対しては不十分である。また、先行技術１
でも最終の水素雰囲気焼鈍（１１００℃×３時間）後の
直流磁気特性は初透磁率で２６，０００程度であり、上
記の先行技術２と同様、より高い磁気特性が要求される
用途には不十分である。

【０００９】本発明は以上のような従来技術の問題に鑑
みなされたもので、９５０〜１１５０℃の温度域におけ
る絞り値が６０％を超えるような優れた熱間加工性を有
し、且つ磁気特性にも優れたＮｉ−Ｆｅ系磁性合金およ
びその製造方法を提供しようとするものである。

【課題を解決するための手段】このような目的を達成す
るため、本発明は以下のような構成からなることをその
特徴とする。

【００１０】（１）Ｎｉ：７７．０〜８０．０ｗｔ
％、Ｍｏ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．５〜３．
０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ｃｒ：
０．１０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００３０ｗｔ％以下、
Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｏ：０．００５０ｗｔ％以
下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｃ：０．０２０ｗｔ
％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓｉ：
１．０ｗｔ％以下を含有し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／
Ｓで２．６〜６．０の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなり、下記（１）式を満足するととも
に、下記（２）式により定義されるＭｏの成分偏析率が
５％以下である磁気特性および製造性に優れたＮｉ−Ｆ
ｅ系磁性合金。３．２≦（２．０２×〔Ｎｉ〕−１１．１３×〔Ｍｏ〕−１．２５×〔Ｃｕ〕 −５．０３×〔Ｍｎ〕）／（２．１３×〔Ｆｅ〕）≦３．８ …（１）但し〔Ｎｉ〕：Ｎｉ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｏ〕：Ｍｏ含有量（ｗｔ％）〔Ｃｕ〕：Ｃｕ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｎ〕：Ｍｎ含有量（ｗｔ％）〔Ｆｅ〕：Ｆｅ含有量（ｗｔ％）｜（〔偏析域におけるＭｏ濃度〕−〔Ｍｏ平均濃度〕）／〔Ｍｏ平均濃度〕｜ ×１００（％） …（２）

【００１１】（２）Ｎｉ：７７．０〜８０．０ｗｔ
％、Ｍｏ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．５〜３．
０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ｃｒ：
０．１０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００３０ｗｔ％以下、
Ｐ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｏ：０．００５０ｗｔ％以
下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｃ：０．０２０ｗｔ
％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓｉ：
１．０ｗｔ％以下を含有し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／
Ｓで２．６〜６．０の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなり、且つ下記（１）式を満足する成分
組成を有する合金素材を、１２００〜１３００℃の温度
に１０〜３０時間加熱した後、９５０℃以上の仕上温度
で分塊圧延し、次いで、１１５０〜１２７０℃の温度に
１〜５時間加熱した後、９５０℃以上の仕上温度で熱間
圧延することにより、下記（２）式により定義されるＭ
ｏの成分偏析率が５％以下のＮｉ−Ｆｅ系磁性合金を得
ることを特徴とする磁気特性および製造性に優れたＮｉ
−Ｆｅ系磁性合金の製造方法。３．２≦（２．０２×〔Ｎｉ〕−１１．１３×〔Ｍｏ〕−１．２５×〔Ｃｕ〕 −５．０３×〔Ｍｎ〕）／（２．１３×〔Ｆｅ〕）≦３．８ …（１）但し〔Ｎｉ〕：Ｎｉ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｏ〕：Ｍｏ含有量（ｗｔ％）〔Ｃｕ〕：Ｃｕ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｎ〕：Ｍｎ含有量（ｗｔ％）〔Ｆｅ〕：Ｆｅ含有量（ｗｔ％）｜（〔偏析域におけるＭｏ濃度〕−〔Ｍｏ平均濃度〕）／〔Ｍｏ平均濃度〕｜ ×１００（％） …（２）

【００１２】

【作用】本発明のＮｉ−Ｆｅ系磁性合金は、不純物元素
の適正制御とＡｌ、Ｃａの適量添加の下で、Ｎｉ、Ｍ
ｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＦｅの各添加量を適正化し、且つ
これら元素の成分バランスを特定範囲内とし、さらにＭ
ｏの成分偏析率を特定値以下に制御することにより、同
じ成分系である従来のＭｏ、Ｃｕパーマロイやスーパー
マロイでは得られない高い透磁率を達成し、同時に熱間
加工性も向上させたものである。

【００１３】以下、本発明の詳細をその限定理由ととも
に説明する。まず、本発明で目的とする磁気特性の向上
は、合金中の不純物元素たるＰ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｃ
ｒ、Ｓｉの各含有量の制御の下で達成される。これら各
元素の限定理由は以下の通りである。Ｐは本発明が対象
とする高Ｎｉ−Ｆｅ系合金の熱間加工性に有害な元素で
あり、しかも、最終の水素雰囲気焼鈍時における立方体
集合組織の形成傾向を弱める作用がある。Ｐが０．０１
０ｗｔ％を超えると初透磁率が劣化し、また熱間加工性
も劣化するため、上限を０．０１０ｗｔ％とする。な
お、Ｐの下限は溶製上の経済性から０．０００５ｗｔ％
とすることが好ましい。

【００１４】Ｓは熱間加工性に有害な元素であり、しか
も、硫化物の形成を通じて最終の水素雰囲気焼鈍時にお
ける粒成長を阻害し透磁率を劣化させるため、磁気特性
にとっても極めて有害な元素である。Ｓが０．００３０
ｗｔ％を超えると、以下に述べるようなＮｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｕ、Ｍｎ、Ｆｅの各添加量を適正化しても本発明が目的
とする磁気特性の向上は図れず、また、熱間加工性も著
しく劣化するため、０．００３０ｗｔ％を上限とする。
なお、直流での初透磁率をさらに向上させるためには、
０．００１０ｗｔ％以下とすることが好しい。

【００１５】Ｏは本発明が対象とする合金中では酸化物
系介在物として存在し、その含有量が多いと最終の水素
雰囲気焼鈍時における粒成長性が阻害され、焼鈍後の粒
径が小さく透磁率が向上しないことから、磁気特性にと
って極めて有害な元素である。Ｏが０．００５０ｗｔ％
を超えると、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｆｅの各添加量
を適正化しても本発明が目的とする磁気特性の向上は図
れず、このため０．００５０ｗｔ％を上限とする。な
お、初透磁率をさらに向上させるためには、０．００２
０％以下とすることが好しい。

【００１６】Ｎは本発明が対象とする合金中においては
窒化物を形成し、この窒化物により磁気特性が著しく劣
化する。Ｎが０．００３０ｗｔ％を超えると上記の理由
から磁気特性が著しく劣化するため、０．００３０ｗｔ
％を上限とする。なお、初透磁率をさらに向上させるた
めには、０．００１０％以下とすることが好しい。Ｃは
本発明が対象とする合金中では侵入型元素として存在
し、その含有量が多いと透磁率が低下するため、磁気特
性にとって有害な元素である。Ｃが０．０２０ｗｔ％を
超えると上記の理由により磁気特性の劣化が著しくなる
ため、０．０２０ｗｔ％を上限とする。

【００１７】Ｃｒは本発明が対象とする合金中では不純
物として存在し、透磁率を劣化させる元素である。Ｃｒ
が０．１０ｗｔ％を超えると、本発明が目的とする初透
磁率の向上が図れないため、０．１０ｗｔ％を上限とす
る。Ａｌは脱酸剤として有効な成分であり、０．００１
ｗｔ％未満ではＯ量が本発明の規定する上限を超えてし
まう。一方、Ａｌが０．０５０ｗｔ％を超えると透磁率
が低下する。このためＡｌは０．００１〜０．０５０ｗ
ｔ％とする。ＳｉはＡｌと同様に脱酸剤として有効な成
分であるが、その含有量が１．０ｗｔ％を超えると初透
磁率が劣化する。一方、Ｓｉが１．０ｗｔ％以下では、
初透磁率を劣化させることなくＯをより好しいレベルま
で低減させることができるので、Ｓｉは１．０ｗｔ％を
上限とする。

【００１８】本発明が目的とする高い初透磁率を得るた
めには、上記のような不純物元素の制御の下でＮｉ、Ｍ
ｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＦｅの各添加量を適正化するとと
もに、これら各元素の成分バランスを特定範囲内とし、
且つＭｏの成分偏析率を特定値以下とすることが必要で
ある。以下、これらの成分条件の限定理由について説明
する。Ｎｉは、７７．０〜８０．０ｗｔ％の範囲におい
て本発明の目的とする高い磁気特性を得ることができ
る。Ｎｉが７７．０ｗｔ％未満、８０．０ｗｔ％超のい
ずれの場合も透磁率が低下するため、Ｎｉは７７．０〜
８０．０ｗｔ％とする。

【００１９】Ｍｏは、３．５〜５．０ｗｔ％の範囲にお
いて本発明の目的とする高い磁気特性を得ることができ
る。Ｍｏが３．５ｗｔ％未満、５．０ｗｔ％超のいずれ
の場合も透磁率向上が達成されないため、Ｍｏは３．５
〜５．０ｗｔ％とする。Ｃｕは、本発明の規定する成分
組成の合金において直流磁気特性を飛躍的に向上させる
効果を有する。このようなＣｕの効果は、Ｎｉ：７７．
０〜８０．０ｗｔ％、Ｍｏ：３．５〜５．０ｗｔ％の時
に表われ、最適のＣｕ量は１．５〜３．０ｗｔ％であ
る。Ｃｕが１．５ｗｔ％未満ではＣｕ添加による特性向
上効果が得られず、一方、３．０ｗｔ％を超えると逆に
磁気特性が劣化してしまう。このためＣｕは１．５〜
３．０ｗｔ％とする。Ｍｎは、上記のＭｏ、Ｃｕと同様
に本発明が対象とする合金の磁気特性に影響を及ぼす元
素である。Ｍｎが１．１０ｗｔ％を超えると透磁率の向
上が図れず、一方、０．１０ｗｔ％未満では熱間加工性
が劣化する。このためＭｎは０．１０〜１．１０ｗｔ％
とする。

【００２０】次に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＦｅ
の成分バランスについて説明する。本発明者らは、上記
各成分元素の成分バランスに関して、初透磁率と極めて
良好な相関を有する下記のようなパラメータＸを見出し
た。Ｘ＝（２．０２×〔Ｎｉ〕−１１．１３×〔Ｍｏ〕−
１．２５×〔Ｃｕ〕−５．０３×〔Ｍｎ〕）／（２．１
３×〔Ｆｅ〕）図１は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、
Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｃａ、Ａｌの各含有量とＭｏの成分偏析
率が本発明範囲にある合金について、上記パラメータＸ
と初透磁率との関係を調べたものである。各供試材は、
熱間加工後、冷延、焼鈍を繰り返して作成された板厚
１．０ｍｍの薄板から外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍのＪ
ＩＳリングを打ち抜き、それらに水素気流中雰囲気下で
１１００℃×３時間の熱処理を施した後、１００℃／ｈ
ｒで冷却したものである。

【００２１】図１によれば、パラメータＸが３．２未満
および３．８超では初透磁率は２００，０００未満であ
るのに対し、パラメータＸが３．２〜３．８の範囲では
２００，０００以上の高い初透磁率が得られている。こ
のため本発明では、高い初透磁率が得られる成分バラン
スとして、上記パラメータＸを３．２〜３．８と規定す
る。

【００２２】次に、Ｍｏの成分偏析率について説明す
る。図２は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、
Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｃａ、Ａｌの各添加量とパラメータ
Ｘが本発明範囲にある合金について、初透磁率とＭｏの
成分偏析率との関係を調べたものである。ここで、Ｍｏ
の成分偏析率は下式で定義される。｜（〔偏析域におけるＭｏ濃度〕−〔Ｍｏ平均濃度〕）
／〔Ｍｏ平均濃度〕｜×１００（％）図２によれば、Ｍｏの成分偏析率が５％以下の範囲にお
いて、２００，０００以上の高い初透磁率が得られてい
る。このため本発明では、Ｍｏの成分偏析率を５％以下
と規定する。なお、本発明においてはＣｏ量は特に限定
しないが、Ｃｏは通常Ｎｉ−Ｆｅ合金中に不可避不純物
としてある程度含まれている。Ｃｏ量が１．０％以下で
は初透磁率にほとんど影響を与えないので、本発明合金
ではＣｏを１．０％以下の範囲で含有させることができ
る。

【００２３】本発明者らは上述した高い透磁率を有する
Ｎｉ−Ｆｅ系磁性合金において、優れた熱間加工性が得
られる成分条件を検討し、その結果、上述した成分条件
の下でＣａをＳ量に応じて適量添加すること、具体的に
はＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで２．６〜６．０の範囲
で添加することにより、上述した優れた磁気特性を確保
しつつ、熱間加工性を著しく改善できることを見出し
た。また、このようなＣａの適量添加による熱間加工性
の著しい改善は、合金の凝固時に粒界に偏析するＳをＣ
ａが固定することによるものであることが判った。Ｃａ
はＳ量に対する重量比においてＣａ／Ｓ：２．６〜６．
０の範囲で添加される必要がある。Ｃａ／Ｓが２．６未
満ではＳがＣａによって十分に固定されないため、Ｃａ
添加による効果を十分に得ることができない。一方、Ｃ
ａ／Ｓが６．０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るため、粒界脆化が生じ、その
結果、合金の熱間加工性が低下する。

【００２４】Ｃａの添加効果を調べるため次のような試
験を行った。表１に示す合金Ｎｏ．３（Ｃａ／Ｓ：３．
５、本発明合金）、合金Ｎｏ．１３（Ｃａ無添加、比較
合金）および合金Ｎｏ．１９（Ｃａ／Ｓ：７．０、比較
合金）を電気炉で溶解して炉外精錬した後、インゴット
に鋳造した。このインゴットから直径５ｍｍ、長さ１０
０ｍｍの試験片を切り出し、これら試験片を１２８０℃
の温度に２０時間加熱した。次いで、上記試験片をそれ
ぞれ異なる引張試験温度まで冷却し、それぞれの引張試
験温度における試験片の絞り値を測定した。また、これ
とは別に合金Ｎｏ．３のインゴットを分塊圧延した後、
上記と同様の試験片を採取し、１２００℃の温度に３時
間加熱した後、同様の引張試験を行った。

【００２５】図３はその試験結果を示すもので、Ｃａ／
Ｓ：３．５の合金Ｎｏ．３の絞り値は、Ｃａ／Ｓ：０の
合金Ｎｏ．１３およびＣａ／Ｓ：７．０の合金Ｎｏ．１
９の絞り値に較べて大きく、特に、熱間加工において重
要な９５０〜１１５０℃の温度域において著しく大きく
なっている。このことは合金Ｎｏ．３が熱間加工性に優
れていることを意味し、合金の熱間加工性を向上させる
ためには、Ｃａ／Ｓが特定範囲になるような条件でＣａ
を添加する必要があることを示している。

【００２６】次に、ＣａのＳに対する最適重量比を調べ
るために、次のような試験を行った。表１に示す合金Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．１０（いずれも、本発明合金）、合金Ｎ
ｏ．１３（比較合金）および合金Ｎｏ．１９（比較合
金）を電気炉で溶解して炉外精錬した後、インゴットに
鋳造し、これらのインゴットから直径５ｍｍ、長さ１０
０ｍｍの試験片を切り出した。これらの試験片を１２８
０℃の温度に２０時間加熱した後、９５０〜１１５０℃
の温度に冷却し、この温度範囲における試験片の最低絞
り値を測定した。その結果を図４に示す。これによれ
ば、Ｃａ／Ｓが２．６〜６．０の範囲において本発明の
目標とする６０％を超える絞り値が得られている。ま
た、Ｃａ／Ｓが６．０を超えると初透磁率も劣化する。
以上の理由から、本発明におけるＣａの添加量はＳ量と
の重量比Ｃａ／Ｓで２．６〜６．０と規定する。

【００２７】次に本発明の合金の製造方法について説明
する。本発明の合金を分塊圧延−熱間圧延により製造す
る場合、上記の成分組成（パラメータＸを含む）の合金
素材を、１２００〜１３００℃の温度に１０〜３０時間
加熱した後、９５０℃以上の仕上温度で分塊圧延し、次
いで、１１５０〜１２７０℃の温度に１〜５時間加熱し
た後、９５０℃以上の仕上温度で熱間圧延する。これに
より表面疵の発生が極めて少なく、且つ優れた磁気特性
を有するＮｉ−Ｆｅ系合金を得ることができる。

【００２８】まず、合金素材の分塊圧延では、上記の特
定の加熱条件と仕上温度で熱間加工することにより優れ
た表面性状を有するスラブを製造する必要がある。分塊
圧延時の最適加熱温度を調べるため、次のような試験を
行った。表１に示す合金Ｎｏ．３（本発明合金）を電気
炉で溶解して炉外精錬した後、インゴットに鋳造し、こ
のインゴットから直径５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片
を切り出した。この試験片をそれぞれ異なる温度に２０
時間加熱し、それぞれの加熱温度における試験片の絞り
値を測定した。図５はその結果を示すもので、加熱温度
１２００〜１３００℃の範囲において、本発明の目標と
する６０％を超える絞り値が得られている。このように
１２００〜１３００℃の加熱温度において高い絞り値が
得られるのは、加熱温度が１２５０℃に達するまでは粒
界に偏析したＳおよびＰの再固溶によって絞り値は高く
なるが、加熱温度が１２５０℃を超えると再固溶したＳ
およびＰの粒界再偏析が起こり、この結果、絞り値が小
さくなるためである。また、加熱温度が１２００℃未満
ではＭｏの成分偏析率が５％を超えてしまう。以上の理
由から、分塊圧延時の加熱温度は１２００〜１３００℃
の範囲に限定される。

【００２９】また、加熱時間については、これを１０〜
３０時間の範囲とすることにより、後述する熱間圧延条
件の適正化の下で、本発明が意図するＭｏの成分偏析率
の制御と熱間加工性の改善が可能となる。加熱時間が１
０時間未満ではＭｏの成分偏析率が５％を超え、一方、
３０時間を超えると熱間加工性の劣化が著しくなる。以
上の理由から、分塊圧延時の加熱時間は１０〜３０時間
に限定される。次に、分塊圧延に続く熱間圧延では、１
１５０〜１２７０℃で１〜５時間加熱した後、９５０℃
以上の仕上温度で熱間圧延することにより優れた表面性
状を有する熱延コイルを製造する必要がある。

【００３０】この熱間圧延時の最適加熱温度を調べるた
め、次のような試験を行った。表１に示す合金Ｎｏ．３
（本発明合金）を電気炉で溶解して炉外精錬した後、イ
ンゴットに鋳造した。このインゴットを上述した本発明
条件で分塊圧延し、得られたスラブから直径５ｍｍ、長
さ１００ｍｍの試験片を切り出した。この試験片をそれ
ぞれ異なる温度に３時間加熱し、それぞれの加熱温度に
おける試験片の絞り値を測定した。図６はその結果を示
すもので、加熱温度１１５０〜１２７０℃の範囲におい
て、本発明の目標とする６０％を超える絞り値が得られ
ている。このように１１５０〜１２７０℃の加熱温度に
おいて高い絞り値が得られるのは、加熱温度が１２００
℃に達するまでは粒界に偏析したＳおよびＰの再固溶に
よって絞り値は高くなるが、加熱温度が１２００℃を超
えると再固溶したＳおよびＰの粒界再偏析が起こり、こ
の結果、絞り値が小さくなるためである。また、加熱温
度が１１５０℃未満ではＭｏの成分偏析率が５％を超え
てしまう。以上の理由から、熱間圧延時の加熱温度は１
１５０〜１２７０℃の範囲に限定される。

【００３１】また、加熱時間については、これを１〜５
時間の範囲とすることにより、上述した分塊圧延条件の
適正化の下で、本発明で意図するＭｏの成分偏析率の制
御と熱間加工性の改善が可能となる。加熱時間が１時間
未満ではＭｏの成分偏析率が５％を超え、一方、５時間
を超えると熱間加工性の劣化が著しくなる。以上の理由
から、熱間圧延時の加熱時間は１〜５時間に限定され
る。

【００３２】次に、分塊圧延および熱間圧延の仕上温度
の限定理由について説明すると、図３によれば、引張試
験温度が９５０℃未満では、本発明合金である合金Ｎ
ｏ．３は鋳造材、分塊圧延材ともに絞り値が急激に低下
している。これは９５０℃未満の温度においては、結晶
粒内の強度が結晶粒界の強度よりも大きいためであると
考えられる。したがって、優れた表面性状を有するスラ
ブおよび熱延コイルを製造するためには、分塊圧延およ
び熱間圧延を９５０℃以上の仕上温度で行う必要があ
る。

【００３３】通常、本発明による合金は、上記の熱間圧
延の後、冷間圧延および焼鈍を経て最終製品となるが、
熱延材のままで最終製品としてもよい。なお、本発明合
金の製造方法は上記の製造方法に限定されるものではな
く、例えば、上述した成分組成の合金を薄鋳板に鋳造
し、これを熱間圧延するか、若しくは熱間圧延すること
なく冷延素材としてもよい。また、薄鋳板を素材とする
場合には、熱間加工に代えて或いは冷間圧延の高効能率
化のために温間加工を施してもよい。本発明範囲の成分
を有する合金を用いれば、薄鋳板に鋳造する際の表面疵
の発生も抑制できる。

【００３４】

【実施例】

〔実施例１〕表１および表２に示す成分組成の高Ｎｉ−
Ｆｅ系合金（本発明合金：Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０、比較
合金：Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．２２）を電気炉にて溶解して
炉外精錬した後、インゴットに鋳造した。これらのイン
ゴットを手入れの後、分塊圧延（合金Ｎｏ．１３以外は
加熱条件１２８０℃×２０ｈｒ・圧延終了温度９７０
℃、合金Ｎｏ．１３は加熱条件１２００℃×１０ｈｒ・
圧延終了温度９５０℃）によりスラブとした。この際、
表面疵が発生したスラブについては疵取りを行った。引
き続きスラブに酸化防止剤を塗布して熱間圧延（加熱条
件１２００℃×３ｈｒ、圧延終了温度９５０℃）を行
い、熱延コイルとした。この熱延コイルを表面研削した
後、冷間圧延により厚さ１．０ｍｍの冷延板とし、この
冷延板を焼鈍（９３０℃）して、製品コイルを得た。表
３および表４に本発明合金および比較合金の材料特性を
示す。

【００３５】本実施例において、９５０〜１１５０℃に
おける最低絞り値は、インゴットから採取した丸棒試験
片（直径５ｍｍ、長さ１００ｍｍ）を１２８０℃に２０
時間加熱した後、試験片をそれぞれ異なる引張試験温度
まで冷却し、それぞれの引張試験温度における試験片の
絞り値を測定することにより求めた。

【００３６】分塊圧延後のスラブの表面疵については、
表面疵が分塊圧延時の応力分布のためにスラブエッジで
発生し易いことから、スラブエッジの表面疵について調
べた。スラブエッジの表面疵の定量化は、スラブの幅方
向におけるスラブエッジの単位表面積に生じた深さ２ｍ
ｍ以上の割れの長さを合計することによって行った。な
お、Ｎｉ−Ｆｅ系合金のインゴットは１１００℃以上に
加熱されると粒界酸化が生じ、この粒界酸化は加熱温度
の上昇にしたがって著しくなる。しかしながら、粒界酸
化は酸化防止剤を使用し、且つ加熱温度を１３５０℃以
下にするとほとんど発生しない。この実施例（後述する
実施例２、実施例３も同様）でも酸化防止剤を使用し、
且つインゴットの加熱温度を１３５０℃以下としたた
め、粒界酸化に基づく表面疵は無視できる程度であっ
た。

【００３７】また、熱延コイルのエッジ割れについて
は、熱延コイルの表面検査をコイル全長にわたり行い、
表３および表４の欄外に示す４種類のランクに分類し
た。Ｍｏの成分偏析率は、製品コイルの圧延方向と９０
°の角度をなす方向（圧延直角方向）の板断面にてＥＰ
ＭＡ（電子プローグマイクロアナライザー）による線分
析を行うことで測定し、下式により求めた。｜（〔偏析域におけるＭｏ濃度〕−〔Ｍｏ平均濃度〕）
／〔Ｍｏ平均濃度〕｜×１００（％）但し〔偏析域におけるＭｏ濃度〕：合金の断面の偏析
域におけるＭｏ濃度（ｗｔ％）〔平均Ｍｏ濃度〕：合金の断面でのＭｏの平均濃度（ｗ
ｔ％）初透磁率は、製品コイルから外径４５ｍｍ、内径３３ｍ
ｍのＪＩＳリングを打ち抜き、これに水素気流中雰囲気
下で１１００℃×３時間の熱処理を施し、１００℃／ｈ
ｒで冷却した試料について測定した。

【００３８】表３および表４において、材料Ｎｏ．１〜
Ｎｏ．１０は成分組成およびＭｏの成分偏析率が全て本
発明条件を満足した本発明例である。これらは９５０〜
１１５０℃における最低絞り値（以下、単に絞り値とい
う）が６０％を超え、分塊圧延後のスラブには表面疵は
見られず、また、熱延コイルのエッジ割れも全く発生し
ておらず、製造性が優れていることが明らかである。ま
た、これらの材料は初透磁率が２００，０００以上とい
う優れたレベルにある。また、材料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４
はパラメータＸが３．３５〜３．５５で、Ｓ、Ｏ、Ｎが
より好しいレベルまで低減された本発明例であるが、こ
れらの初透磁率は４７０，０００以上であり、本発明例
の中でも最も優れたレベルにある。

【００３９】これに対して、材料Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１
２、Ｎｏ．２０およびＮｏ．２２は、それぞれＮｉ量お
よびパラメータＸが本発明の上限を超えた比較例、Ｎｉ
量およびパラメータＸが本発明の下限未満の比較例、Ａ
ｌ量が本発明の上限を超えた比較例、Ｍｎ量が本発明の
上限を超えた比較例であり、いずれも初透磁率が本発明
例と較べて低い。材料Ｎｏ．１３はＣａ無添加の比較例
であり、絞り値は１４％と著しく低く、分塊圧延後のス
ラブに表面疵が多く発生し、熱延コイルのエッジの割れ
も著しい。また、この材料のＭｏの成分偏析率は５％を
超えており、初透磁率は本発明例に較べて低い。

【００４０】材料Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５は、それぞれ
Ｐ量、Ｓ量が本発明の上限を超えた比較例であり、初透
磁率は本発明例に較べて低い。また、絞り値もそれぞれ
２３％、１１％と著しく低く、分塊圧延後のスラブに表
面疵が多く発生し、熱延コイルのエッジ割れも著しい。
材料Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１８は、それぞれ
Ｏ量、Ｎ量、Ｃ量が本発明の上限を超えた比較例であ
り、初透磁率は本発明例に較べて低い。材料Ｎｏ．１９
はＣｒ量およびＣａ／Ｓが本発明の上限を超えた比較例
であり、初透磁率は本発明例に較べて低い。また、絞り
値も１８％と著しく低く、分塊圧延後のスラブに表面疵
が多く発生し、熱延コイルのエッジ割れも著しい。ま
た、材料Ｎｏ．２１はＭｎ量が本発明の下限未満の比較
例であり、絞り値は２０％と著しく低く、分塊圧延後の
スラブに表面疵が多く発生し、熱延コイルのエッジ割れ
も著しい。さらに、比較例である材料Ｎｏ．１３、Ｎ
ｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１は、材
料の歩留りが本発明例に較べて著しく低かった。

【００４１】〔実施例２〕実施例１で用いた合金Ｎｏ．
３、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１９のインゴットを
表５に示す条件で分塊圧延し、スラブとした。この際、
表面疵が発生したスラブについては疵取りを行った。引
き続きスラブに酸化防止剤を塗布して熱間圧延（加熱条
件１２００℃×３ｈｒ、圧延終了温度９７０℃）を行
い、熱延コイルを得た。以降は実施例１と同様の製造工
程を実施し、製品コイル（板厚１．０ｍｍ）を得た。分
塊圧延後のスラブの表面疵、熱延コイルのエッジ割れ、
Ｍｏの成分偏析率および初透磁率を実施例１と同様の方
法で調べた。その結果を表５に併せて示す。

【００４２】表５において、材料Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２
６は本発明成分条件の合金を本発明で規定した分塊圧延
および熱間圧延条件により製造したものであり、いずれ
もＭｏの成分偏析率は５％以下で、初透磁率は２００，
０００以上という優れた値を示し、また、分塊圧延後の
スラブに表面疵の発生はなく、熱延コイルのエッジ割れ
も全くなく、製造性にも優れている。これに対して、材
料Ｎｏ．２７〜Ｎｏ．２９はいずれも本発明の成分条件
の合金であるが、これらの材料は分塊圧延条件に関し
て、それぞれ加熱温度が本発明の上限を超えた比較例、
加熱温度と加熱時間が本発明の下限未満の比較例、圧延
終了温度が本発明の下限未満の比較例であり、いずれも
分塊圧延後のスラブに表面疵が多く発生している。特
に、材料Ｎｏ．２８では分塊圧延時の加熱温度および加
熱時間が本発明の下限未満であるため、Ｍｏの成分偏析
率が５％を超え、初透磁率が本発明例に較べて低い。

【００４３】材料Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３１は比較合金を
用いた例であり、分塊圧延および熱間圧延の条件は本発
明範囲内であるが、分塊圧延後のスラブに表面疵が多く
発生しており、特に、材料Ｎｏ．３１（合金Ｎｏ．１９
を用いたもの）は初透磁率も本発明例に較べて低い。さ
らに、材料Ｎｏ．２７〜Ｎｏ．３１は、材料の歩留りが
本発明例に較べて著しく低かった。

【００４４】〔実施例３〕実施例１で用いた合金Ｎｏ．
３、Ｎｏ．６のインゴットを分塊圧延（加熱条件１２８
０℃×２０ｈｒ、圧延終了温度９７０℃）し、スラブと
した。この際、表面疵が発生したスラブについては疵取
りを行った。引き続きスラブに酸化防止剤を塗布して表
６に示す条件で熱間圧延を行い、熱延コイルを得た。以
降は実施例１と同様の製造工程を実施し、製品コイル
（板厚１．０ｍｍ）を得た。熱延コイルのエッジ割れ、
Ｍｏの成分偏析率および初透磁率を実施例１と同様の方
法で調べた。その結果を表６に併せて示す。表６におい
て、材料Ｎｏ．３２〜Ｎｏ．３５は本発明成分条件の合
金を本発明で規定した分塊圧延および熱間圧延条件によ
り製造したものであり、いずれもＭｏの成分偏析率は５
％以下で、初透磁率は２００，０００以上という優れた
値を示し、また、熱延コイルのエッジ割れも全くなく、
製造性にも優れている。

【００４５】これに対して、材料Ｎｏ．３６〜Ｎｏ．３
８はいずれも本発明の成分条件の合金であるが、これら
の材料は熱間圧延条件に関して、それぞれ加熱時間が本
発明の上限を超えた比較例、加熱温度が本発明の上限を
超え且つ加熱時間が本発明の下限未満の比較例、圧延終
了温度が本発明の下限未満の比較例であり、いずれも熱
延コイルのエッジ割れが著しく、特に、材料Ｎｏ．３７
は熱間圧延の加熱時間が本発明の下限未満であるため、
Ｍｏの成分偏析率が５％を超え、初透磁率が本発明例に
較べて低い。さらに、材料Ｎｏ．３６〜Ｎｏ．３８は、
材料の歩留りが本発明例に較べて著しく低かった。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】

【表３】

【００４９】

【表４】

【００５０】

【表５】

【００５１】

【表６】

【００５２】

【発明の効果】以上述べたように本発明のＮｉ−Ｆｅ系
磁性合金は、スラブの表面疵や熱延コイルのエッジ割れ
が全く発生しないという優れた製造性を有し、しかも、
従来のＰＣパーマロイに較べて著しく高い初透磁率を有
し、このため従来材では対応できなかったより高い磁気
特性が要求される用途にも十分に対応することができ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明で規定するパラメータＸと初透磁率との
関係を示すグラフ

【図２】Ｍｏの成分偏析率と初透磁率との関係を示すグ
ラフ

【図３】ＣａとＳの重量比Ｃａ／Ｓが異なるＮｉ−Ｆｅ
系合金について、引張試験温度と絞り値との関係を示す
グラフ

【図４】ＣａとＳの重量比Ｃａ／Ｓと９５０〜１１５０
℃での最低絞り値との関係を示すグラフ

【図５】Ｎｉ−Ｆｅ系合金のインゴットから切り出した
試験片の加熱温度と絞り値との関係を示すグラフ

【図６】Ｎｉ−Ｆｅ系合金のスラブから切り出した試験
片の加熱温度と絞り値との関係を示すグラフ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者山村真一東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者山本徹夫東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者拝司裕久東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｎｉ：７７．０〜８０．０ｗｔ％、Ｍ
ｏ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．５〜３．０ｗｔ
％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ｃｒ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｓ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｐ：０．０
１０ｗｔ％以下、Ｏ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｎ：
０．００３０ｗｔ％以下、Ｃ：０．０２０ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓｉ：１．０ｗ
ｔ％以下を含有し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで２．
６〜６．０の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなり、下記（１）式を満足するとともに、下記
（２）式により定義されるＭｏの成分偏析率が５％以下
である磁気特性および製造性に優れたＮｉ−Ｆｅ系磁性
合金。３．２≦（２．０２×〔Ｎｉ〕−１１．１３×〔Ｍｏ〕−１．２５×〔Ｃｕ〕 −５．０３×〔Ｍｎ〕）／（２．１３×〔Ｆｅ〕）≦３．８ …（１）但し〔Ｎｉ〕：Ｎｉ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｏ〕：Ｍｏ含有量（ｗｔ％）〔Ｃｕ〕：Ｃｕ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｎ〕：Ｍｎ含有量（ｗｔ％）〔Ｆｅ〕：Ｆｅ含有量（ｗｔ％）｜（〔偏析域におけるＭｏ濃度〕−〔Ｍｏ平均濃度〕）／〔Ｍｏ平均濃度〕｜ ×１００（％） …（２）
【請求項２】Ｎｉ：７７．０〜８０．０ｗｔ％、Ｍ
ｏ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．５〜３．０ｗｔ
％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ｃｒ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｓ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｐ：０．０
１０ｗｔ％以下、Ｏ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｎ：
０．００３０ｗｔ％以下、Ｃ：０．０２０ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓｉ：１．０ｗ
ｔ％以下を含有し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで２．
６〜６．０の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなり、且つ下記（１）式を満足する成分組成を有
する合金素材を、１２００〜１３００℃の温度に１０〜
３０時間加熱した後、９５０℃以上の仕上温度で分塊圧
延し、次いで、１１５０〜１２７０℃の温度に１〜５時
間加熱した後、９５０℃以上の仕上温度で熱間圧延する
ことにより、下記（２）式により定義されるＭｏの成分
偏析率が５％以下のＮｉ−Ｆｅ系磁性合金を得ることを
特徴とする磁気特性および製造性に優れたＮｉ−Ｆｅ系
磁性合金の製造方法。３．２≦（２．０２×〔Ｎｉ〕−１１．１３×〔Ｍｏ〕−１．２５×〔Ｃｕ〕 −５．０３×〔Ｍｎ〕）／（２．１３×〔Ｆｅ〕）≦３．８ …（１）但し〔Ｎｉ〕：Ｎｉ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｏ〕：Ｍｏ含有量（ｗｔ％）〔Ｃｕ〕：Ｃｕ含有量（ｗｔ％）〔Ｍｎ〕：Ｍｎ含有量（ｗｔ％）〔Ｆｅ〕：Ｆｅ含有量（ｗｔ％）｜（〔偏析域におけるＭｏ濃度〕−〔Ｍｏ平均濃度〕）／〔Ｍｏ平均濃度〕｜ ×１００（％） …（２）