JPH0737652B2 - Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法 - Google Patents
Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法Info
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- JPH0737652B2 JPH0737652B2 JP2084326A JP8432690A JPH0737652B2 JP H0737652 B2 JPH0737652 B2 JP H0737652B2 JP 2084326 A JP2084326 A JP 2084326A JP 8432690 A JP8432690 A JP 8432690A JP H0737652 B2 JPH0737652 B2 JP H0737652B2
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- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明はFe-Ni系高透磁率磁性合金の製造方法に係り、
特に熱延工程省略材の材質改善を図ろうとするものであ
る。
特に熱延工程省略材の材質改善を図ろうとするものであ
る。
Fe-Ni系高透磁率磁性合金は、磁気シールド部材、例え
ば磁気ヘッドのケース材やカセットテープの磁気遮蔽板
として広く用いられている。なかでもMo,Cr,Cu等を含む
高Niパーマロイ（JIS-PC）および低Niパーマロイ（JIS-
PB）が多く用いられている。前者は高透磁率、高耐食性
を有するが高価なNiを80％前後と多量に含むうえ、さら
に高価なMoも含有しているため価格が高いと云う欠点が
ある。また後者はNi量が45％前後で前者に比して安価で
あり、飽和磁束密度が15,000Gと高い反面、交流での透
磁率が前者に比して著しく劣ると云う欠点がある。ま
た、パーマロイは通常溶湯をインゴットに鋳込み、必要
に応じて１回以上の1000℃以上での高温加熱と熱間圧延
を行なって冷間圧延素材を得ている。ところが、このよ
うな高温加熱の際にインゴットあるいは中間厚みの板の
表面、特に粒界が著しく酸化し易く、熱間圧延の際に破
断が生じたり、表面研削が必要であるなど操業上特別の
配慮を必要として工程負荷が大きいばかりか、いわゆる
歩留りが著しく悪いなどの問題がある。さらに近年のNi
原価の高騰と相俟って、パーマロイ製造方法の抜本的な
見直しが望まれている。
ば磁気ヘッドのケース材やカセットテープの磁気遮蔽板
として広く用いられている。なかでもMo,Cr,Cu等を含む
高Niパーマロイ（JIS-PC）および低Niパーマロイ（JIS-
PB）が多く用いられている。前者は高透磁率、高耐食性
を有するが高価なNiを80％前後と多量に含むうえ、さら
に高価なMoも含有しているため価格が高いと云う欠点が
ある。また後者はNi量が45％前後で前者に比して安価で
あり、飽和磁束密度が15,000Gと高い反面、交流での透
磁率が前者に比して著しく劣ると云う欠点がある。ま
た、パーマロイは通常溶湯をインゴットに鋳込み、必要
に応じて１回以上の1000℃以上での高温加熱と熱間圧延
を行なって冷間圧延素材を得ている。ところが、このよ
うな高温加熱の際にインゴットあるいは中間厚みの板の
表面、特に粒界が著しく酸化し易く、熱間圧延の際に破
断が生じたり、表面研削が必要であるなど操業上特別の
配慮を必要として工程負荷が大きいばかりか、いわゆる
歩留りが著しく悪いなどの問題がある。さらに近年のNi
原価の高騰と相俟って、パーマロイ製造方法の抜本的な
見直しが望まれている。
使用Ni含有量の一部を廉価な他元素で置換する方法とし
て、例えばCuによる置換に関しては特開昭62-5973号公
報、特開昭62-5974号公報、特公平1-53338号公報に記載
の方法、Cr置換に関しては特願昭62-31849号、特開平1-
252756号公報記載の方法などがあるが、製造プロセスに
関しては従来の技術の熱延法によるものである。他方熱
延プロセス省略に関しては特開平1-290715号公報記載の
方法などが提案されている。
て、例えばCuによる置換に関しては特開昭62-5973号公
報、特開昭62-5974号公報、特公平1-53338号公報に記載
の方法、Cr置換に関しては特願昭62-31849号、特開平1-
252756号公報記載の方法などがあるが、製造プロセスに
関しては従来の技術の熱延法によるものである。他方熱
延プロセス省略に関しては特開平1-290715号公報記載の
方法などが提案されている。
前記特開平1-290715号公報記載の方法は、磁気特性を支
配する要因のひとつである結晶方位に着目し、｛100｝
集合組織の集積度の高い材料をいわゆる薄板直接鋳造法
により得、それを直接冷間圧延して磁性に有利な立方体
集合組織を良く発達させると共に、工程省略によるコス
ト低減を図ろうとしたものである。本発明者等も製造プ
ロセスの抜本改善策として薄板直接鋳造法について鋭意
検討実験を行って来た。その結果、特開平1-290715号公
報記載の方法は磁気特性の確保の点からはまだ不充分で
あることが判明した。即ち、特開平1-290715号公報記載
の方法は前述の如く、｛100｝集合組織の高い素材を薄
板直接鋳造法により得ることを前提としているが、現実
に得られる鋳片の集合組織は｛100｝面の強度はさ程高
くなく、むしろランダマイズされていること、また周知
の如くパーマロイPCでは結晶磁気異方性定数が殆ど零に
近いことから、前記特許公開公報に言う如き効果が殆ど
期待出来ず、逆に熱延法プロセス材よりも磁性が劣化す
る傾向にあることが判明した。かくして、本発明の目的
とするところは、製造プロセスの抜本改善策としての薄
板直接鋳造法によるパーマロイの磁性確保策を提供する
にある。
配する要因のひとつである結晶方位に着目し、｛100｝
集合組織の集積度の高い材料をいわゆる薄板直接鋳造法
により得、それを直接冷間圧延して磁性に有利な立方体
集合組織を良く発達させると共に、工程省略によるコス
ト低減を図ろうとしたものである。本発明者等も製造プ
ロセスの抜本改善策として薄板直接鋳造法について鋭意
検討実験を行って来た。その結果、特開平1-290715号公
報記載の方法は磁気特性の確保の点からはまだ不充分で
あることが判明した。即ち、特開平1-290715号公報記載
の方法は前述の如く、｛100｝集合組織の高い素材を薄
板直接鋳造法により得ることを前提としているが、現実
に得られる鋳片の集合組織は｛100｝面の強度はさ程高
くなく、むしろランダマイズされていること、また周知
の如くパーマロイPCでは結晶磁気異方性定数が殆ど零に
近いことから、前記特許公開公報に言う如き効果が殆ど
期待出来ず、逆に熱延法プロセス材よりも磁性が劣化す
る傾向にあることが判明した。かくして、本発明の目的
とするところは、製造プロセスの抜本改善策としての薄
板直接鋳造法によるパーマロイの磁性確保策を提供する
にある。
〔課題を解決するための手段〕 本発明者らは、かかる従来技術の問題点を解決すべく種
々の検討を重ねたところ、薄板直接鋳造法プロセス特有
の磁性劣化因子を見出し、且つかかる因子の原因を消去
する方法を見出すことにより、従来熱延法プロセス材と
同等以上の磁性を確保出来る様になった。
々の検討を重ねたところ、薄板直接鋳造法プロセス特有
の磁性劣化因子を見出し、且つかかる因子の原因を消去
する方法を見出すことにより、従来熱延法プロセス材と
同等以上の磁性を確保出来る様になった。
ところでパーマロイ製品の磁気特性は製品の結晶粒サイ
ズが所定のサイズ以上でないと著しく劣化することが知
られている。かかる点に着目し、熱延法プロセス材と薄
板直接鋳造法プロセス材を同一冷延、焼鈍した製品の結
晶粒を比較検討したところ、鋳造プロセス材の製品の結
晶粒は部分的に小さい粒からなる事実を見出した。圧延
再結晶の実験を重ねた結果、それは圧延素材、即ち薄板
直接鋳造法による鋳片の結晶粒サイズに起因する問題で
ある事を見出した。即ち薄板直接鋳造法の鋳片の結晶粒
は、熱延法による熱延板の結晶粒サイズの約数10〜数10
0倍も大きく、それを圧延した場合に粒内に蓄積される
加工歪に差が出るものと推定される。従来の熱延法によ
る熱延板は小さい結晶粒のため、冷延での加工歪、即ち
転位等の格子欠陥が均一に且つ次工程の、通常1100℃で
２時間の最終磁性焼鈍時に充分内部歪が解放され、粒成
長の駆動力になるだけの量の加工歪エネルギーが加わる
ものと推定される。他方薄板直接鋳造法の場合には結晶
粒が著しく大きいので、圧延時に転位の蓄積が少ない結
晶方位の個所では最終磁性焼鈍時にアニールアウトされ
るだけの駆動力が少なく、結果として製品に小さく結晶
粒からなる部分が残るものと推定した。
ズが所定のサイズ以上でないと著しく劣化することが知
られている。かかる点に着目し、熱延法プロセス材と薄
板直接鋳造法プロセス材を同一冷延、焼鈍した製品の結
晶粒を比較検討したところ、鋳造プロセス材の製品の結
晶粒は部分的に小さい粒からなる事実を見出した。圧延
再結晶の実験を重ねた結果、それは圧延素材、即ち薄板
直接鋳造法による鋳片の結晶粒サイズに起因する問題で
ある事を見出した。即ち薄板直接鋳造法の鋳片の結晶粒
は、熱延法による熱延板の結晶粒サイズの約数10〜数10
0倍も大きく、それを圧延した場合に粒内に蓄積される
加工歪に差が出るものと推定される。従来の熱延法によ
る熱延板は小さい結晶粒のため、冷延での加工歪、即ち
転位等の格子欠陥が均一に且つ次工程の、通常1100℃で
２時間の最終磁性焼鈍時に充分内部歪が解放され、粒成
長の駆動力になるだけの量の加工歪エネルギーが加わる
ものと推定される。他方薄板直接鋳造法の場合には結晶
粒が著しく大きいので、圧延時に転位の蓄積が少ない結
晶方位の個所では最終磁性焼鈍時にアニールアウトされ
るだけの駆動力が少なく、結果として製品に小さく結晶
粒からなる部分が残るものと推定した。
かかる欠点は本発明の請求項１記載の方法により消去出
来ることを見出したものである。
来ることを見出したものである。
すなわち、本発明の要旨とするところは、重量でNi35〜
85％、並びにFe-Ni系磁性材として公知の合金元素を含
み、残部がFe及び不可避不純物からなる溶湯を、一面又
は二面から成る冷却面が移動更新する冷却体上に連続的
に供給して急冷凝固し、0.3〜7mm厚みの鋳片を得るこ
と、その際前記冷却体から出た鋳片は液体又は気体と液
体の混合噴流により強制冷却され、凝固後1200℃までの
間の冷却速度が75℃／秒以上であること、かくして強制
冷却された鋳片に圧化率20％以上の冷間圧延を施すこと
を特徴とする最終磁性焼鈍後の磁性の優れたFe-Ni系高
透磁率磁性合金の製造方法にある。
85％、並びにFe-Ni系磁性材として公知の合金元素を含
み、残部がFe及び不可避不純物からなる溶湯を、一面又
は二面から成る冷却面が移動更新する冷却体上に連続的
に供給して急冷凝固し、0.3〜7mm厚みの鋳片を得るこ
と、その際前記冷却体から出た鋳片は液体又は気体と液
体の混合噴流により強制冷却され、凝固後1200℃までの
間の冷却速度が75℃／秒以上であること、かくして強制
冷却された鋳片に圧化率20％以上の冷間圧延を施すこと
を特徴とする最終磁性焼鈍後の磁性の優れたFe-Ni系高
透磁率磁性合金の製造方法にある。
さらに本発明者らは、工業生産の際に必要となる鋳片コ
イルの巻取り温度を制御することにより前記磁性劣化因
子を消去出来ることを見出し、本発明の請求項２記載の
方法を提案する。すなわち請求項２記載の方法は、請求
項１記載の方法において、鋳片の冷却途上、1200℃以下
を急冷し、鋳片コイルの巻取り温度を850℃以下とする
ことを特徴とする。
イルの巻取り温度を制御することにより前記磁性劣化因
子を消去出来ることを見出し、本発明の請求項２記載の
方法を提案する。すなわち請求項２記載の方法は、請求
項１記載の方法において、鋳片の冷却途上、1200℃以下
を急冷し、鋳片コイルの巻取り温度を850℃以下とする
ことを特徴とする。
また、前記特開平1-290715号公報記載の方法では、得ら
れた鋳片を直接冷間圧延しているが、本発明では、請求
項３として、鋳片を冷間圧延する前に700〜1200℃の温
度で、実質０秒以上の加熱処理を行ない、さらに必要に
応じ表面に存在するスケール層を、酸洗除去するか、あ
るいは鋳片表面に剛体小粒を衝突させるかあるいは表面
研削法等により除去する請求項１または２記載の方法を
提案する 省工程を旨とする薄板直接鋳造法の採用とは云うもの
の、特に冷間圧延率を50％以上とする特開平1-290715号
公報記載の方法に対し、本発明では20％以上の低い冷間
圧延率範囲までの磁性確保が可能であり、製品板厚範囲
が広がる利益は実質上極めて大きいものがある。
れた鋳片を直接冷間圧延しているが、本発明では、請求
項３として、鋳片を冷間圧延する前に700〜1200℃の温
度で、実質０秒以上の加熱処理を行ない、さらに必要に
応じ表面に存在するスケール層を、酸洗除去するか、あ
るいは鋳片表面に剛体小粒を衝突させるかあるいは表面
研削法等により除去する請求項１または２記載の方法を
提案する 省工程を旨とする薄板直接鋳造法の採用とは云うもの
の、特に冷間圧延率を50％以上とする特開平1-290715号
公報記載の方法に対し、本発明では20％以上の低い冷間
圧延率範囲までの磁性確保が可能であり、製品板厚範囲
が広がる利益は実質上極めて大きいものがある。
本発明では、さらに請求項４として、鋳片を加熱処理す
るに先立ち、鋳片表面に剛体小粒を衝突させ加工する請
求項３記載の方法を提案する。
るに先立ち、鋳片表面に剛体小粒を衝突させ加工する請
求項３記載の方法を提案する。
これは、本発明者の一部が薄板直接鋳造法による鋳片を
素材とする圧延性金属一般の製造法としてさきに出願し
た特願平1-79981号発明の採用であるが、実際得られる
凹凸の多い鋳片から良好な圧延板を得る上で利点の多い
方法である。
素材とする圧延性金属一般の製造法としてさきに出願し
た特願平1-79981号発明の採用であるが、実際得られる
凹凸の多い鋳片から良好な圧延板を得る上で利点の多い
方法である。
上記の手段によれば、省工程等のメリットが大きいにも
拘らず磁性確保に難点のあった薄板直接鋳造法によるパ
ーマロイの磁性が、従来熱延法プロセス材によるものに
比し勝るとも劣らないものが得られる。
拘らず磁性確保に難点のあった薄板直接鋳造法によるパ
ーマロイの磁性が、従来熱延法プロセス材によるものに
比し勝るとも劣らないものが得られる。
次に本発明において製造条件を上述の様に限定した理由
を詳細に説明する。
を詳細に説明する。
Niは本発明対象合金の基本成分であり、Niが35％未満の
場合、または85％を越える場合は合金の磁気特性が低下
して軟質磁性材料としての特性を発揮出来なくなる。従
ってNiの範囲は35〜85％とした。これらは日本工業規格
C2531に規定されているPB,PC,PCS,PE並びにPD等であ
り、公知の合金元素としてはMo,Cu,Cr,Nb,Ti,Ta,V等が
良く知られて居り、また脱酸その他の目的で必要に応じ
て小量のAl,Si,Mg,Mn,C等が含まれているのが常であ
る。なお、製品の磁性にはC,O,S,N等は少く程良いこと
は良く知られている事実である。
場合、または85％を越える場合は合金の磁気特性が低下
して軟質磁性材料としての特性を発揮出来なくなる。従
ってNiの範囲は35〜85％とした。これらは日本工業規格
C2531に規定されているPB,PC,PCS,PE並びにPD等であ
り、公知の合金元素としてはMo,Cu,Cr,Nb,Ti,Ta,V等が
良く知られて居り、また脱酸その他の目的で必要に応じ
て小量のAl,Si,Mg,Mn,C等が含まれているのが常であ
る。なお、製品の磁性にはC,O,S,N等は少く程良いこと
は良く知られている事実である。
本発明の溶湯成分元素は、かかるFe-Ni系磁性材料とし
て従来の熱延法等により公知のもので良い。
て従来の熱延法等により公知のもので良い。
本発明法における冷間圧延素材の製造方法は、いわゆる
薄板直接鋳造法であり、双ロール式、片ロール式もしく
はベルト式などが有利に適合する。即ち前記溶湯を一面
又は二面から成る冷却面が移動更新する冷却体上に連続
的に供給して急冷凝固する内容のものであればいずれの
方式でも良い。
薄板直接鋳造法であり、双ロール式、片ロール式もしく
はベルト式などが有利に適合する。即ち前記溶湯を一面
又は二面から成る冷却面が移動更新する冷却体上に連続
的に供給して急冷凝固する内容のものであればいずれの
方式でも良い。
次に薄鋳片の板厚を0.3〜7mmとした理由であるが、7mm
を越える場合には省工程の利点が減少するので好ましく
ない。また0.3mmより薄い場合には安定した板厚の薄鋳
片が得難いので好ましくない。
を越える場合には省工程の利点が減少するので好ましく
ない。また0.3mmより薄い場合には安定した板厚の薄鋳
片が得難いので好ましくない。
上記移動更新する冷却体から出て来た鋳片は直ちに1200
℃までの間に75℃／秒以上の冷却速度で冷却される必要
がある。この場合の冷却は、水、塩水等の液体、あるい
は空気等の気体と液体との混合噴流を鋳片表面に当てる
ことにより実現される。
℃までの間に75℃／秒以上の冷却速度で冷却される必要
がある。この場合の冷却は、水、塩水等の液体、あるい
は空気等の気体と液体との混合噴流を鋳片表面に当てる
ことにより実現される。
第１図には、薄板直接鋳造法によって得られた各種のFe
-46Ni並びに76％Ni-4％Mo-5％Cu-Fe薄鋳片を冷間圧延し
た後、水素中1100℃にて２時間の最終磁性焼鈍処理を施
し、得られた製品の最大透磁率（μｍ）を示す。その際
鋳造後1200℃まで各種量の気水噴流で鋳片を冷却した。
第１図から明らかな様に、本発明に従う、即ち鋳造後12
00℃までの冷却速度が75℃／秒以上の場合には、従来法
の空冷（第１図●印）又は冷却速度75℃／秒未満の場合
に比較し各段の磁性改善がなされていることが判る。
-46Ni並びに76％Ni-4％Mo-5％Cu-Fe薄鋳片を冷間圧延し
た後、水素中1100℃にて２時間の最終磁性焼鈍処理を施
し、得られた製品の最大透磁率（μｍ）を示す。その際
鋳造後1200℃まで各種量の気水噴流で鋳片を冷却した。
第１図から明らかな様に、本発明に従う、即ち鋳造後12
00℃までの冷却速度が75℃／秒以上の場合には、従来法
の空冷（第１図●印）又は冷却速度75℃／秒未満の場合
に比較し各段の磁性改善がなされていることが判る。
本発明では以上の様にして得られた薄鋳片を20％以上の
冷間圧延を施すことを前提としている。
冷間圧延を施すことを前提としている。
第１図中には冷延率20％以上の例を示してある。20％未
満では所期の磁気特性が得られ難いので20％以上の冷延
率とした。
満では所期の磁気特性が得られ難いので20％以上の冷延
率とした。
ところで、工業的にパーマロイを生産する場合には、得
られた薄鋳片をコイル状に巻取る。種々の検討の結果、
いわゆる巻取り温度が高い場合には最終磁性が劣化する
ことが判明した。その対策としては前記1200℃までの冷
却速度制御の他に、1200℃以下850℃までを必要に応じ
て強制冷却して鋳片コイルの巻取り温度を850℃以下に
することにより解決し得ることが判明した。
られた薄鋳片をコイル状に巻取る。種々の検討の結果、
いわゆる巻取り温度が高い場合には最終磁性が劣化する
ことが判明した。その対策としては前記1200℃までの冷
却速度制御の他に、1200℃以下850℃までを必要に応じ
て強制冷却して鋳片コイルの巻取り温度を850℃以下に
することにより解決し得ることが判明した。
第２図は、薄板直接鋳造法によって得た板厚0.9〜2.5mm
のFe-46％Ni並びに76％Ni-4％Mo-5％Cu-Fe鋳片を、1200
℃までは200℃／秒で冷却した後、1200℃以下を気水噴
流による方法で冷却し、その後、巻取り温度保定状態を
シミュレートする意味で各温度に設定してある加熱炉の
中に２時間保定し、空冷後40〜90％の圧下率で冷間圧延
を行ない、さらに水素中1100℃にて２時間の熱処理を施
したものの量大透磁率（μｍ）を測定し、巻取温度に相
当する鋳片加熱の保定温度との関係を示したものであ
る。
のFe-46％Ni並びに76％Ni-4％Mo-5％Cu-Fe鋳片を、1200
℃までは200℃／秒で冷却した後、1200℃以下を気水噴
流による方法で冷却し、その後、巻取り温度保定状態を
シミュレートする意味で各温度に設定してある加熱炉の
中に２時間保定し、空冷後40〜90％の圧下率で冷間圧延
を行ない、さらに水素中1100℃にて２時間の熱処理を施
したものの量大透磁率（μｍ）を測定し、巻取温度に相
当する鋳片加熱の保定温度との関係を示したものであ
る。
第２図からも判る様に、巻取り温度が850℃より高温の
場合には磁性が劣化するので850℃以下にすべきことが
明らかである。
場合には磁性が劣化するので850℃以下にすべきことが
明らかである。
ところで、以上の様にして得られた鋳片を冷延するに際
し、実際上の鋳片には大なり小なり表面の凹凸が存在す
る。かかる鋳片を冷延すると、特に冷延率が低い場合に
は仕上った形状が劣化し易いことが判明した。かかる問
題は冷間圧延する前に700〜1200℃の温度で零秒以上の
加熱処理を行うことにより大幅に軽減されることが判明
した。例えば前記の様にして得られた鋳片を焼鈍無しで
40％の圧下率で冷延し、板厚1mm、幅80mm、長さ300mmの
サンプルを平らな定板の上に押付けた場合、側面が大き
くうねり、うねりの高さが20mmに達する場合があった。
同一鋳片サンプルを1000℃の炉中に30秒保定したものを
同様に冷延した場合には、うねりの高さ5mmに減少し
た。またかゝる鋳片加熱処理の前に鋳片両面にサンドプ
ラスチング処理（特願平1-79981号）したものに関する
同様な結果については、うねりは殆ど認められなかっ
た。
し、実際上の鋳片には大なり小なり表面の凹凸が存在す
る。かかる鋳片を冷延すると、特に冷延率が低い場合に
は仕上った形状が劣化し易いことが判明した。かかる問
題は冷間圧延する前に700〜1200℃の温度で零秒以上の
加熱処理を行うことにより大幅に軽減されることが判明
した。例えば前記の様にして得られた鋳片を焼鈍無しで
40％の圧下率で冷延し、板厚1mm、幅80mm、長さ300mmの
サンプルを平らな定板の上に押付けた場合、側面が大き
くうねり、うねりの高さが20mmに達する場合があった。
同一鋳片サンプルを1000℃の炉中に30秒保定したものを
同様に冷延した場合には、うねりの高さ5mmに減少し
た。またかゝる鋳片加熱処理の前に鋳片両面にサンドプ
ラスチング処理（特願平1-79981号）したものに関する
同様な結果については、うねりは殆ど認められなかっ
た。
尚、加熱処理温度が700℃未満の場合には、かかる効果
が少なく、1200℃より高い温度での加熱処理は不経済な
ので、鋳片加熱処理温度を700〜1200℃の範囲とした。
が少なく、1200℃より高い温度での加熱処理は不経済な
ので、鋳片加熱処理温度を700〜1200℃の範囲とした。
以上の様にして、本発明法により産業上有用なパーマロ
イの製造が可能となる。
イの製造が可能となる。
以下本発明の実施例について説明する。
実施例１ 第１表にした各種Fe-Ni合金組成からなる溶湯を、7.5kg
電気炉にて溶解し、直径400mmの双ロール式薄板直接鋳
造法により0.7mm〜4mmの板厚の鋳片に連続鋳造した。
電気炉にて溶解し、直径400mmの双ロール式薄板直接鋳
造法により0.7mm〜4mmの板厚の鋳片に連続鋳造した。
その際、双ロール直下から気水噴流を鋳片の両面に吹付
け、その吹付け量を制御することにより、1200℃までの
冷却速度を50〜250℃／秒まで取った。かかる鋳片を表
面研削によりスケール層を取除き、40〜98％の圧下率で
冷延した。JISによる磁性測定片を切出し、焼鈍分離剤
としてマグネシアを板間に介在させ、露点−60℃の水素
気流中1100℃で２時間の最終磁性焼鈍を行なった。かか
る試片の最大透磁率（μｍ）を1200℃までの冷却速度等
と共に第１表に示す。
け、その吹付け量を制御することにより、1200℃までの
冷却速度を50〜250℃／秒まで取った。かかる鋳片を表
面研削によりスケール層を取除き、40〜98％の圧下率で
冷延した。JISによる磁性測定片を切出し、焼鈍分離剤
としてマグネシアを板間に介在させ、露点−60℃の水素
気流中1100℃で２時間の最終磁性焼鈍を行なった。かか
る試片の最大透磁率（μｍ）を1200℃までの冷却速度等
と共に第１表に示す。
PD（記号A,B,C）,PB（D,E,F）,PE（G,H,I）,PC（J,K,
L）並びにPCS（M,N,O）共に、1200℃までの冷却速度が7
5℃／秒以上の本発明法による場合の方が良い磁性が得
られている。
L）並びにPCS（M,N,O）共に、1200℃までの冷却速度が7
5℃／秒以上の本発明法による場合の方が良い磁性が得
られている。
実施例２ 実施例１のPC成分系（記号J,K,L）に関し、600kg電気炉
で溶解後、直径400mmの双ロールにて20mmの鋳片コイル
Ａ〜Ｇを得た。その際双ロール直下から実施例１と同じ
方法により1200℃までを200℃／秒にて冷却後、必要に
応じ適宜水冷して各種の巻取り温度となした。ただし、
Ａサンプルについてはコイルに巻取らずに一部を切断
し、空冷したものを使用した。
で溶解後、直径400mmの双ロールにて20mmの鋳片コイル
Ａ〜Ｇを得た。その際双ロール直下から実施例１と同じ
方法により1200℃までを200℃／秒にて冷却後、必要に
応じ適宜水冷して各種の巻取り温度となした。ただし、
Ａサンプルについてはコイルに巻取らずに一部を切断
し、空冷したものを使用した。
鋳片コイルＡ〜Ｅは、圧下率75％にて冷間圧延した。コ
イルＦは1100℃で30秒の加熱を行った後同様に冷間圧延
した。コイルＧに関しては、両表面に直径0.5〜1.0mmの
鋼製グリッドをブラスチングし、全表面層に加工層を形
成させた後、Ｆと同様の加熱処理と冷間圧延処理を行な
った。その後各コイルから磁性測定試片を切出し、表面
にマグネシアを塗布した後、露点−60℃の水素気流中11
00℃で２時間均熱し、毎時80℃の速度で室温まで冷却し
た。その後測定した磁性測定結果を第２表中に、本発明
の各請求項毎に巻取り温度並びに冷延板形状結果と共に
示した。尚、この冷延板形状は、前節、作用の説明の項
で触れた方法により、◎が良好、○がまずまず、△は劣
とランクづけしたものである。
イルＦは1100℃で30秒の加熱を行った後同様に冷間圧延
した。コイルＧに関しては、両表面に直径0.5〜1.0mmの
鋼製グリッドをブラスチングし、全表面層に加工層を形
成させた後、Ｆと同様の加熱処理と冷間圧延処理を行な
った。その後各コイルから磁性測定試片を切出し、表面
にマグネシアを塗布した後、露点−60℃の水素気流中11
00℃で２時間均熱し、毎時80℃の速度で室温まで冷却し
た。その後測定した磁性測定結果を第２表中に、本発明
の各請求項毎に巻取り温度並びに冷延板形状結果と共に
示した。尚、この冷延板形状は、前節、作用の説明の項
で触れた方法により、◎が良好、○がまずまず、△は劣
とランクづけしたものである。
第２表のＡ〜Ｅの磁性結果から、鋳片コイルの巻取りの
場合には巻取り温度を850℃以下にすべきと云う請求項
２の方法の効果が明確である。またＦの様に鋳片の加熱
処理の導入を行なう請求項３の方法、さらには、加熱処
理前の表層面加工処理の導入を行なう請求項４の方法に
より、冷延板の形状が大幅に改善されることが明らかで
ある。
場合には巻取り温度を850℃以下にすべきと云う請求項
２の方法の効果が明確である。またＦの様に鋳片の加熱
処理の導入を行なう請求項３の方法、さらには、加熱処
理前の表層面加工処理の導入を行なう請求項４の方法に
より、冷延板の形状が大幅に改善されることが明らかで
ある。
実施例３ Ni45.6％,Si0.24％,Mn0.59％,Cr0.11％,C0.006％,S0.00
30％、残りFeからなる成分組成の板厚７〜1.5mmの鋳片
を、直径800mmの双ロール式薄板直接鋳造法により得
た。その際、双ロール直下から気水噴流を鋳片の両面に
吹付け、1200℃までの冷却速度を30〜250℃／秒にし
た。かかる鋳片を20〜92％の圧下率で冷間圧延し、実施
例１と同様の磁性焼鈍、磁性測定を行なった。
30％、残りFeからなる成分組成の板厚７〜1.5mmの鋳片
を、直径800mmの双ロール式薄板直接鋳造法により得
た。その際、双ロール直下から気水噴流を鋳片の両面に
吹付け、1200℃までの冷却速度を30〜250℃／秒にし
た。かかる鋳片を20〜92％の圧下率で冷間圧延し、実施
例１と同様の磁性焼鈍、磁性測定を行なった。
第３表にその結果を示す。
従来法A,C,Eに対し、本発明法B,D,Fでは磁性が向上して
いることが判る。
いることが判る。
実施例４ 実施例３と同一成分からなる溶湯を、直径70mmの双ロー
ルで鋳造し、板厚0.3〜0.7mmの薄鋳片を得た。その際鋳
造後、1200℃までの冷却速度は300℃／秒以上であっ
た。かかる鋳片を各圧下率で冷間圧延し、実施例１と同
様の磁性焼鈍、磁性測定を行なった。
ルで鋳造し、板厚0.3〜0.7mmの薄鋳片を得た。その際鋳
造後、1200℃までの冷却速度は300℃／秒以上であっ
た。かかる鋳片を各圧下率で冷間圧延し、実施例１と同
様の磁性焼鈍、磁性測定を行なった。
第４表にその結果を示す。
冷延圧下率の範囲が外れるA,C,Eに対し、本発明法B,D,F
では磁性が良い事が判る。
では磁性が良い事が判る。
以上の如く、本発明により製造されたFe-Ni系高透磁率
磁性合金板は、従来の製品よりさらに高度に優れた磁気
特性、並びに優れた冷延形状等の特長を有し、熱延工程
省略としての急冷凝固薄鋳片を素材とするプロセスの実
用性を拡大するため、省エネルギー、省設備投資額など
工業上極めて有用である。
磁性合金板は、従来の製品よりさらに高度に優れた磁気
特性、並びに優れた冷延形状等の特長を有し、熱延工程
省略としての急冷凝固薄鋳片を素材とするプロセスの実
用性を拡大するため、省エネルギー、省設備投資額など
工業上極めて有用である。
第１図は鋳造後1200℃までの冷却速度と磁性との関係を
示す図、第２図は鋳片を所定温度に２時間保定した場合
の磁性の変化状況を示した図である（この保定温度は鋳
片を工業的規模で製造する際の鋳片コイルの巻取り温度
を想定したものである）。
示す図、第２図は鋳片を所定温度に２時間保定した場合
の磁性の変化状況を示した図である（この保定温度は鋳
片を工業的規模で製造する際の鋳片コイルの巻取り温度
を想定したものである）。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｅ Ｈ０１Ｆ 1/14 (72)発明者 原勢 二郎 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭63−121637（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】重量でNi35〜85％、並びにFe-Ni系磁性材
として公知の合金元素を含み、残部がFe及び不可避不純
物からなる溶湯を、一面又は二面から成る冷却面が移動
更新する冷却体上に連続的に供給して急冷凝固し、0.3
〜7mm厚みの鋳片を得ること、その際前記冷却体から出
た鋳片は液体又は気体と液体の混合噴流により強制冷却
され、凝固後1200℃までの間の冷却速度が75℃／秒以上
であること、かくして強制冷却された鋳片に圧下率20％
以上の冷間圧延を施すことを特徴とする最終磁性焼鈍後
の磁性の優れたFe-Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。 - 【請求項２】鋳片の冷却途上、1200℃以下を急冷し、鋳
片コイルの巻取り温度を850℃以下とする請求項１記載
のFe-Ni系高透磁率磁性合金の製造方法。 - 【請求項３】鋳片を冷間圧延する前に700〜1200℃の温
度で、実質０秒以上の加熱処理を行ない、さらに必要に
応じ表面に存在するスケール層を、酸洗除去するか、あ
るいは鋳片表面に剛体小粒を衝突させ、あるいは表面研
削法等により除去する請求項１または２記載のFe-Ni系
高透磁率磁性合金の製造方法。 - 【請求項４】鋳片を加熱処理するに先立ち、鋳片表面に
剛体小粒を衝突させ加工する請求項３記載のFe-Ni系高
透磁率磁性合金の製造法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2084326A JPH0737652B2 (ja) | 1990-03-30 | 1990-03-30 | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法 |
| CA002039408A CA2039408C (en) | 1990-03-30 | 1991-03-28 | Method of manufacturing high permeability fe-ni system alloy |
| EP19910105004 EP0449289A3 (en) | 1990-03-30 | 1991-03-28 | Method of manufacturing high permeability fe-ni system alloy |
| US07/759,189 US5102477A (en) | 1990-03-30 | 1991-09-10 | Method of manufacturing high permeability fe-ni system alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2084326A JPH0737652B2 (ja) | 1990-03-30 | 1990-03-30 | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03285019A JPH03285019A (ja) | 1991-12-16 |
| JPH0737652B2 true JPH0737652B2 (ja) | 1995-04-26 |
Family
ID=13827395
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2084326A Expired - Lifetime JPH0737652B2 (ja) | 1990-03-30 | 1990-03-30 | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5102477A (ja) |
| EP (1) | EP0449289A3 (ja) |
| JP (1) | JPH0737652B2 (ja) |
| CA (1) | CA2039408C (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JPH11269554A (ja) * | 1998-03-19 | 1999-10-05 | Nippon Mining & Metals Co Ltd | 電子銃部品用Ｆｅ−Ｎｉ合金の製造方法 |
| KR100334253B1 (ko) * | 1999-11-22 | 2002-05-02 | 장인순 | 고온 용융염에서 내부식성이 우수한 합금강 |
| CN100424370C (zh) * | 2003-11-26 | 2008-10-08 | 赫格纳斯公司 | 冶金粉组合物和制品及其使用方法 |
| ES2304096B1 (es) * | 2003-11-26 | 2009-05-07 | Hoeganaes Corporation | Suspensiones de composiciones de polvos metalurgicos y articulos y metodos que utilizan dichas composiciones. |
| CN102357629B (zh) * | 2011-11-01 | 2014-06-18 | 中冶东方工程技术有限公司 | 镍基软磁合金板坯自由锻造方法 |
| CN104602843A (zh) * | 2012-02-17 | 2015-05-06 | 迪肯大学 | 铸塑铁基特种合金 |
| CN106493374B (zh) * | 2016-11-04 | 2018-10-16 | 广东省钢铁研究所 | 一种铁硅软磁合金粉体的制备方法 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1901018A (en) * | 1932-02-19 | 1933-03-14 | Int Nickel Co | Treatment of magnetic alloys and products resulting therefrom |
| GB430987A (en) * | 1933-12-21 | 1935-06-21 | Telegraph Constr & Maintenance | Improvements in the manufacture of magnetic alloys |
| DE1258884B (de) * | 1963-11-27 | 1968-01-18 | Armco Steel Corp | Verfahren zur Herstellung von Siliziumeisenblech mit (110)[001]-Orientierung |
| JPS61222611A (ja) * | 1985-03-28 | 1986-10-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 薄板連続鋳造装置 |
| US4948434A (en) * | 1988-04-01 | 1990-08-14 | Nkk Corporation | Method for manufacturing Ni-Fe alloy sheet having excellent DC magnetic property and excellent AC magnetic property |
| JPH01290715A (ja) * | 1988-05-18 | 1989-11-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 磁気特性に優れるＦｅ−Ｎｉ系合金薄板の製造方法 |
| WO1990000454A1 (fr) * | 1988-07-08 | 1990-01-25 | Nippon Steel Corporation | PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES MINCES EN ACIER INOXYDABLE Cr-Ni, DE QUALITE ET FINITION EXCELLENTES |
| WO1990011849A1 (en) * | 1989-03-30 | 1990-10-18 | Nippon Steel Corporation | Method of producing rollable metal sheet based on quench-solidified thin cast sheet |
-
1990
- 1990-03-30 JP JP2084326A patent/JPH0737652B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-03-28 CA CA002039408A patent/CA2039408C/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-03-28 EP EP19910105004 patent/EP0449289A3/en not_active Ceased
- 1991-09-10 US US07/759,189 patent/US5102477A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0449289A3 (en) | 1992-12-02 |
| US5102477A (en) | 1992-04-07 |
| EP0449289A2 (en) | 1991-10-02 |
| CA2039408C (en) | 1995-03-07 |
| JPH03285019A (ja) | 1991-12-16 |
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