JPH07188817A - 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 - Google Patents
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
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- JPH07188817A JPH07188817A JP5348719A JP34871993A JPH07188817A JP H07188817 A JPH07188817 A JP H07188817A JP 5348719 A JP5348719 A JP 5348719A JP 34871993 A JP34871993 A JP 34871993A JP H07188817 A JPH07188817 A JP H07188817A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14708—Fe-Ni based alloys
- H01F1/14716—Fe-Ni based alloys in the form of sheets
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ９５０〜１１５０℃での絞り値が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Ｎ
ｉ−Ｆｅ系磁性合金を得ること 【構成】 不純物元素たるＰ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｃ，Ｃｒ，
Ｓｉの各含有量の制御の下で、Ｎｉ：７６．０〜８２．
０ｗｔ％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０
〜６．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓｂ：０．１ｗｔ
％以下、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０
の範囲で含有し、且つＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、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系磁性合金である。その製造方
法は、上記成分組成の合金を１２００〜１３４０℃に１
〜３０時間加熱した後、９５０℃以上の仕上温度で１回
以上分塊圧延し、次いで１１５０〜１３４０℃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。
える優れた熱間加工性を有し且つ磁気特性にも優れたＮ
ｉ−Ｆｅ系磁性合金を得ること 【構成】 不純物元素たるＰ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｃ，Ｃｒ，
Ｓｉの各含有量の制御の下で、Ｎｉ：７６．０〜８２．
０ｗｔ％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０
〜６．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜１．１０ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓｂ：０．１ｗｔ
％以下、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０
の範囲で含有し、且つＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、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系磁性合金である。その製造方
法は、上記成分組成の合金を１２００〜１３４０℃に１
〜３０時間加熱した後、９５０℃以上の仕上温度で１回
以上分塊圧延し、次いで１１５０〜１３４０℃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。
Description
【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。
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。
【０００２】
【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。
−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。
【０００３】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。
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。
【０００４】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。
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。
【０００５】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９５
０〜１０００℃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。
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９５
０〜１０００℃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。
【０００６】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）。
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）。
【０００７】（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）。
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）。
【０００８】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。
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。
【０００９】
【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。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×１００〕を
指す。
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。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×１００〕を
指す。
【００１０】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９５
０℃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。
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９５
０℃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。
【００１１】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。
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。
【００１２】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。
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。
【００１３】
【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。
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。
【００１４】（１） Ｎｉ：７６．０〜８２．０ｗｔ
％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．
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、Ｓｂ：０．１０ｗｔ％以下を含有
し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０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）
％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．
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、Ｓｂ：０．１０ｗｔ％以下を含有
し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０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）
【００１５】（２） Ｎｉ：７６．０〜８２．０ｗｔ
％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．
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、Ｓｂ：０．１０ｗｔ％以下を含有
し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０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、１２００〜１３４０℃の温度に１〜３０時間加熱し
た後、９５０℃以上の仕上温度で１回以上分塊圧延し、
次いで、１１５０〜１３４０℃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）
％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．
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、Ｓｂ：０．１０ｗｔ％以下を含有
し、ＣａをＳとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０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、１２００〜１３４０℃の温度に１〜３０時間加熱し
た後、９５０℃以上の仕上温度で１回以上分塊圧延し、
次いで、１１５０〜１３４０℃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）
【００１６】（３） 上記（１）の合金板からなる磁気
シールド用部材または構造体。
シールド用部材または構造体。
【００１７】（４） 上記（２）の製造方法により得ら
れた合金板を磁気シールド用部材または構造体に加工す
ることを特徴とする磁気シールド用部材または構造体の
製造方法。
れた合金板を磁気シールド用部材または構造体に加工す
ることを特徴とする磁気シールド用部材または構造体の
製造方法。
【００１８】
【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。
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。
【００１９】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、Ｓｂ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。
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、Ｓｂ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。
【００２０】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０．０１０ｗｔ％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の下限は特に限定し
ないが、溶製上の経済性の面から０．０００５ｗｔ％程
度が実質的な下限となる。
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０．０１０ｗｔ％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の下限は特に限定し
ないが、溶製上の経済性の面から０．０００５ｗｔ％程
度が実質的な下限となる。
【００２１】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。Ｓの下限
は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から０．００
０１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。
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。Ｓの下限
は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から０．００
０１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。
【００２２】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。Ｏの下限は特に限定しな
いが、溶製上の経済性の面から０．０００１ｗｔ％程度
が実質的な下限となる。
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。Ｏの下限は特に限定しな
いが、溶製上の経済性の面から０．０００１ｗｔ％程度
が実質的な下限となる。
【００２３】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。Ｎの
下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から０．
０００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。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。Ｃの下限は特に限定し
ないが、溶製上の経済性の面から０．０００１ｗｔ％程
度が実質的な下限となる。
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。Ｎの
下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から０．
０００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。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。Ｃの下限は特に限定し
ないが、溶製上の経済性の面から０．０００１ｗｔ％程
度が実質的な下限となる。
【００２４】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。Ｃｒの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の
面から０．００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。Ａ
ｌは脱酸剤として有効な成分であり、０．００１ｗｔ％
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０．００１〜０．０５０ｗｔ％と
する。
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。Ｃｒの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の
面から０．００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。Ａ
ｌは脱酸剤として有効な成分であり、０．００１ｗｔ％
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０．００１〜０．０５０ｗｔ％と
する。
【００２５】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。Ｓｉの下限は特に限定しないが、溶製上の
経済性の面から０．００１ｗｔ％程度が実質的な下限と
なる。Ｓｂは、本発明合金においては不純物元素であ
り、磁気特性、熱間加工性に有害である。Ｓｂが０．１
ｗｔ％を超えると本発明で意図する磁気特性、熱間加工
性が得られないため、Ｓｂは０．１ｗｔ％以下とする。
Ｓｂの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面か
ら０．０００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。
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。Ｓｉの下限は特に限定しないが、溶製上の
経済性の面から０．００１ｗｔ％程度が実質的な下限と
なる。Ｓｂは、本発明合金においては不純物元素であ
り、磁気特性、熱間加工性に有害である。Ｓｂが０．１
ｗｔ％を超えると本発明で意図する磁気特性、熱間加工
性が得られないため、Ｓｂは０．１ｗｔ％以下とする。
Ｓｂの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面か
ら０．０００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。
【００２６】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。
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。
【００２７】Ｎｉは、７６．０〜８２．０ｗｔ％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７６．０ｗｔ％未満、８２．０ｗｔ％超
のいずれの場合も透磁率が低下するため、Ｎｉは７６．
０〜８２．０ｗｔ％とする。Ｍｏは、３．０〜６．０ｗ
ｔ％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３．０ｗｔ％未満、６．０ｗ
ｔ％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３．０〜６．０ｗｔ％とする。
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７６．０ｗｔ％未満、８２．０ｗｔ％超
のいずれの場合も透磁率が低下するため、Ｎｉは７６．
０〜８２．０ｗｔ％とする。Ｍｏは、３．０〜６．０ｗ
ｔ％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３．０ｗｔ％未満、６．０ｗ
ｔ％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３．０〜６．０ｗｔ％とする。
【００２８】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：７６．０〜８２．
０ｗｔ％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％の時に表われ、
最適のＣｕ量は１．０〜６．０ｗｔ％である。Ｃｕが
１．０ｗｔ％未満ではＣｕ添加による特性向上効果が得
られず、一方、６．０ｗｔ％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１．０〜６．０ｗｔ％
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。Ｍ
ｎ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。
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：７６．０〜８２．
０ｗｔ％、Ｍｏ：３．０〜６．０ｗｔ％の時に表われ、
最適のＣｕ量は１．０〜６．０ｗｔ％である。Ｃｕが
１．０ｗｔ％未満ではＣｕ添加による特性向上効果が得
られず、一方、６．０ｗｔ％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１．０〜６．０ｗｔ％
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。Ｍ
ｎ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。
【００２９】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〕）／（２．１３×〔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〕）／（２．１３×〔Ｆｅ〕）
【００３０】図１は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、
Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｃａ、Ａｌの各含有量とＭ
ｏ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３
３ｍｍのＪＩＳ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、１
００℃／ｈｒで冷却したものである。
Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｃａ、Ａｌの各含有量とＭ
ｏ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３
３ｍｍのＪＩＳ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、１
００℃／ｈｒで冷却したものである。
【００３１】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。
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。
【００３２】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、Ｓｂ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（％） ここで、Ｍｏの偏析とは鋼塊が凝固する際の樹脂状晶間
に存在するミクロ的な偏析、または鋼塊内の位置の違い
によるセミマクロ的な偏析を意味し、偏析域とは平均濃
度に対して最も偏った濃度（最大または最小）の領域を
意味する。
る。図２は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、
Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｂ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（％） ここで、Ｍｏの偏析とは鋼塊が凝固する際の樹脂状晶間
に存在するミクロ的な偏析、または鋼塊内の位置の違い
によるセミマクロ的な偏析を意味し、偏析域とは平均濃
度に対して最も偏った濃度（最大または最小）の領域を
意味する。
【００３３】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。
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。
【００３４】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１．５〜６．０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。
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１．５〜６．０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。
【００３５】ＣａはＳ量に対する重量比においてＣａ／
Ｓ：１．５〜６．０の範囲で添加される必要がある。Ｃ
ａ／Ｓが１．５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、Ｃａ／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。
Ｓ：１．５〜６．０の範囲で添加される必要がある。Ｃ
ａ／Ｓが１．５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、Ｃａ／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。
【００３６】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。
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。
【００３７】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。
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。
【００３８】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１．５〜６．０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１．５〜６．０と規定する。
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１．５〜６．０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１．５〜６．０と規定する。
【００３９】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、１２００〜１３４０℃の温度に１〜３０時間加
熱した後、９５０℃以上の仕上温度で１回以上分塊圧延
し、次いで、１１５０〜１３４０℃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。
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、１２００〜１３４０℃の温度に１〜３０時間加
熱した後、９５０℃以上の仕上温度で１回以上分塊圧延
し、次いで、１１５０〜１３４０℃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。
【００４０】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
１２００〜１３４０℃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
１２００〜１３４０℃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１２００〜１３４０℃
の範囲に限定される。
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
１２００〜１３４０℃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
１２００〜１３４０℃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１２００〜１３４０℃
の範囲に限定される。
【００４１】また、加熱時間については、これを１〜３
０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１〜３０時間に限定
される。なお、分塊圧延におけるヒート数はＣａ／Ｓが
本発明範囲内であれば１ヒート以上で圧延可能であり、
特にＣａ／Ｓが２．６〜６．０では１ヒートでの圧延が
可能である。なお、２ヒート以上の分塊圧延を行う場合
にも、各ヒートにおいて上記した加熱条件（加熱温度：
１２００〜１３４０℃、加熱時間：１〜３０時間）に従
えばよい。
０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１〜３０時間に限定
される。なお、分塊圧延におけるヒート数はＣａ／Ｓが
本発明範囲内であれば１ヒート以上で圧延可能であり、
特にＣａ／Ｓが２．６〜６．０では１ヒートでの圧延が
可能である。なお、２ヒート以上の分塊圧延を行う場合
にも、各ヒートにおいて上記した加熱条件（加熱温度：
１２００〜１３４０℃、加熱時間：１〜３０時間）に従
えばよい。
【００４２】次に、分塊圧延に続く熱間圧延では、１１
５０〜１３４０℃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。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１１
５０〜１３４０℃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１１
５０〜１３４０℃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１１５０〜１３４０℃の範
囲に限定される。
５０〜１３４０℃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。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１１
５０〜１３４０℃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１１
５０〜１３４０℃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１１５０〜１３４０℃の範
囲に限定される。
【００４３】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。
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。
【００４４】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。
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。
【００４５】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。本発明の合金板
を加工して得られた磁気シールド材は地磁気のような低
磁場に対しても優れた磁気シールド性能を有する。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、連続鋳造法を適用して製造することも
できる。また例えば、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。
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。本発明の合金板
を加工して得られた磁気シールド材は地磁気のような低
磁場に対しても優れた磁気シールド性能を有する。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、連続鋳造法を適用して製造することも
できる。また例えば、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。
【００４６】
〔実施例１〕表１〜表４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．２３）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１
２００℃×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５およ
び表６に本発明合金および比較合金の材料特性を示す。
系合金（本発明合金：Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０、比較合
金：Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．２３）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１
２００℃×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５およ
び表６に本発明合金および比較合金の材料特性を示す。
【００４７】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。
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。
【００４８】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。
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。
【００４９】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５および表６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。
は、熱延コイルの表面検査をコイル全長にわたり行い、
表５および表６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。
【００５０】表５および表６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。
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。
【００５１】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。
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。
【００５２】材料Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．２３
は、それぞれＰ量、Ｓ量、Ｓｂ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％、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。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、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎ
ｏ．１９、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３は、材料の歩留りが
本発明例に較べて著しく低かった。
は、それぞれＰ量、Ｓ量、Ｓｂ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％、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。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、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎ
ｏ．１９、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３は、材料の歩留りが
本発明例に較べて著しく低かった。
【００５３】〔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７に示す条件で１ヒートで分塊圧延し、スラブとし
た。また、合金Ｎｏ．１０材（材料Ｎｏ．２８）は表７
に示す条件で２ヒート（１ヒート、２ヒートとも表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１
２００℃×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７に併せて示す。
３、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１９のインゴットを
表７に示す条件で１ヒートで分塊圧延し、スラブとし
た。また、合金Ｎｏ．１０材（材料Ｎｏ．２８）は表７
に示す条件で２ヒート（１ヒート、２ヒートとも表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１
２００℃×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７に併せて示す。
【００５４】表７において、材料Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．２
８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．２９〜Ｎｏ．３１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．３０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。
８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．２９〜Ｎｏ．３１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．３０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。
【００５５】材料Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３３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．３３（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．２９〜Ｎｏ．３３は、材料の歩留りが
本発明例に較べて著しく低かった。
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．３３（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．２９〜Ｎｏ．３３は、材料の歩留りが
本発明例に較べて著しく低かった。
【００５６】〔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
８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８に併せて示す。表８におい
て、材料Ｎｏ．３４〜Ｎｏ．３７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。
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
８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８に併せて示す。表８におい
て、材料Ｎｏ．３４〜Ｎｏ．３７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。
【００５７】これに対して、材料Ｎｏ．３８〜Ｎｏ．４
０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．３９
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．３８〜Ｎｏ．４０は、
材料の歩留りが本発明例に較べて著しく低かった。な
お、上記した実施例１〜実施例３における本発明例の磁
気遮蔽度は、実施例１における比較例と較べて著しく高
く、これを磁気シールド用部材または磁気シールド用構
造体とした場合にも優れた性能を発揮し得ることが確認
された。
０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．３９
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．３８〜Ｎｏ．４０は、
材料の歩留りが本発明例に較べて著しく低かった。な
お、上記した実施例１〜実施例３における本発明例の磁
気遮蔽度は、実施例１における比較例と較べて著しく高
く、これを磁気シールド用部材または磁気シールド用構
造体とした場合にも優れた性能を発揮し得ることが確認
された。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【表４】
【００６２】
【表５】
【００６３】
【表６】
【００６４】
【表７】
【００６５】
【表８】
【００６６】
【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。すなわち、従来よりもさらに高い磁気シールド特性
の要求される各種磁気シールド部材や磁気ヘッドケー
ス、コア材、さらには磁気増幅器や磁気シールドルーム
のような構造体とした場合でも所要の性能を発揮するこ
とができ、近時におけるエレクトロニクス産業の要請に
対して適切に対応し得るものである。
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。すなわち、従来よりもさらに高い磁気シールド特性
の要求される各種磁気シールド部材や磁気ヘッドケー
ス、コア材、さらには磁気増幅器や磁気シールドルーム
のような構造体とした場合でも所要の性能を発揮するこ
とができ、近時におけるエレクトロニクス産業の要請に
対して適切に対応し得るものである。
【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
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
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
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
℃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
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
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 山田 誠 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 沖本 伸一 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 山村 直一 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 見崎 裕之 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 (4)
- 【請求項１】 Ｎｉ：７６．０〜８２．０ｗｔ％、Ｍ
ｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．０ｗｔ
％、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、Ｓｂ：０．１０ｗｔ％以下を含有し、Ｃａを
Ｓとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０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：７６．０〜８２．０ｗｔ％、Ｍ
ｏ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜６．０ｗｔ
％、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、Ｓｂ：０．１０ｗｔ％以下を含有し、Ｃａを
Ｓとの重量比Ｃａ／Ｓで１．５〜６．０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、１２
００〜１３４０℃の温度に１〜３０時間加熱した後、９
５０℃以上の仕上温度で１回以上分塊圧延し、次いで、
１１５０〜１３４０℃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） - 【請求項３】 請求項１に記載の合金板からなる磁気シ
ールド用部材または構造体。 - 【請求項４】 請求項２に記載の製造方法により得られ
た合金板を磁気シールド用部材または構造体に加工する
ことを特徴とする磁気シールド用部材または構造体の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5348719A JP2803550B2 (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5348719A JP2803550B2 (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07188817A true JPH07188817A (ja) | 1995-07-25 |
| JP2803550B2 JP2803550B2 (ja) | 1998-09-24 |
Family
ID=18398913
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5348719A Expired - Fee Related JP2803550B2 (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2803550B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| CN104046849A (zh) * | 2014-07-01 | 2014-09-17 | 张家港市佳晟机械有限公司 | 一种精密电阻镍基合金 |
| CN109524191A (zh) * | 2019-01-11 | 2019-03-26 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种高性能铁镍软磁合金 |
| CN116445764A (zh) * | 2023-03-08 | 2023-07-18 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种铁镍基软磁合金箔材及其制备方法和应用 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0250931A (ja) * | 1988-05-13 | 1990-02-20 | Nkk Corp | 強磁性Ｎｉ―Ｆｅ系合金、および、前記合金の優れた表面性状を有するスラブまたは熱間圧延鋼帯を製造するための方法 |
| JPH02111838A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-24 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性及び磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金 |
| JPH03122236A (ja) * | 1989-10-06 | 1991-05-24 | Nkk Corp | Ｎｉ―Ｆｅ系高透磁率磁性合金 |
-
1993
- 1993-12-27 JP JP5348719A patent/JP2803550B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0250931A (ja) * | 1988-05-13 | 1990-02-20 | Nkk Corp | 強磁性Ｎｉ―Ｆｅ系合金、および、前記合金の優れた表面性状を有するスラブまたは熱間圧延鋼帯を製造するための方法 |
| JPH02111838A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-24 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性及び磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系磁性合金 |
| JPH03122236A (ja) * | 1989-10-06 | 1991-05-24 | Nkk Corp | Ｎｉ―Ｆｅ系高透磁率磁性合金 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US8157929B2 (en) | 2007-02-13 | 2012-04-17 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic shielding material, magnetic shielding component, and magnetic shielding room |
| JP5326576B2 (ja) * | 2007-02-13 | 2013-10-30 | 日立金属株式会社 | 地磁気シールド材料、地磁気シールド部品及び地磁気シールドルーム |
| CN104046849A (zh) * | 2014-07-01 | 2014-09-17 | 张家港市佳晟机械有限公司 | 一种精密电阻镍基合金 |
| CN109524191A (zh) * | 2019-01-11 | 2019-03-26 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种高性能铁镍软磁合金 |
| CN109524191B (zh) * | 2019-01-11 | 2020-09-04 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种高性能铁镍软磁合金 |
| CN116445764A (zh) * | 2023-03-08 | 2023-07-18 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种铁镍基软磁合金箔材及其制备方法和应用 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2803550B2 (ja) | 1998-09-24 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |