JPH0759742B2 - Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法 - Google Patents
Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法Info
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- JPH0759742B2 JPH0759742B2 JP63098185A JP9818588A JPH0759742B2 JP H0759742 B2 JPH0759742 B2 JP H0759742B2 JP 63098185 A JP63098185 A JP 63098185A JP 9818588 A JP9818588 A JP 9818588A JP H0759742 B2 JPH0759742 B2 JP H0759742B2
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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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 「発明の目的」 本発明はFe−Ni系高透磁率磁性合金およびその製造方法
に係り、Fe−Ni系高透磁率磁性合金の磁気特性、特に直
流磁気特性、交流磁気特性が共に優れた製品を低コスト
に得ようとするものである。
に係り、Fe−Ni系高透磁率磁性合金の磁気特性、特に直
流磁気特性、交流磁気特性が共に優れた製品を低コスト
に得ようとするものである。
（産業上の利用分野） Fe−Ni系高透磁率磁性合金の改良。
（従来の技術） パーマロイはNi量によって得られる磁気性質が変化す
る。即ちJIS PB相当のパーマロイはNiを約45％含有し、
直流での透磁率は高く優れているが、体質抵抗率が低い
ため交流透磁率が低い欠点がある。これに対してJIS PD
相当のパーマロイはNiを約36％含有し、上記PBパーマロ
イに比較し体積抵抗率が高いために交流透磁率は優れて
おり、且つ低価格であるが、Ni量が低いため直流透磁率
が低い。このようにPBパーマロイとPDパーマロイでは夫
々長所はあるものの短所を有していた。
る。即ちJIS PB相当のパーマロイはNiを約45％含有し、
直流での透磁率は高く優れているが、体質抵抗率が低い
ため交流透磁率が低い欠点がある。これに対してJIS PD
相当のパーマロイはNiを約36％含有し、上記PBパーマロ
イに比較し体積抵抗率が高いために交流透磁率は優れて
おり、且つ低価格であるが、Ni量が低いため直流透磁率
が低い。このようにPBパーマロイとPDパーマロイでは夫
々長所はあるものの短所を有していた。
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、高性能化が進行し、上記PB、PDパーマロイ
の短所を補い合うような直流透磁率、交流透磁率の共に
優れた材料が望まれている。このような要求に対しPDパ
ーマロイでの直流透磁率の向上を目的とした特開昭62−
142748および特開昭62−227065の如きが提案されてい
る。即ち前者はＯ、Ｓの低減、後者はＰ、Ｓの低減に加
えてMo添加をそれぞれ行うことにより磁気特性の向上を
図ろうとしている。
機器の小型、高性能化が進行し、上記PB、PDパーマロイ
の短所を補い合うような直流透磁率、交流透磁率の共に
優れた材料が望まれている。このような要求に対しPDパ
ーマロイでの直流透磁率の向上を目的とした特開昭62−
142748および特開昭62−227065の如きが提案されてい
る。即ち前者はＯ、Ｓの低減、後者はＰ、Ｓの低減に加
えてMo添加をそれぞれ行うことにより磁気特性の向上を
図ろうとしている。
（発明が解決しようとする課題） 前記した特開昭62−227065の技術で特徴としている不純
物元素の低減、Moの添加によっても、水素雰囲気での熱
処理（1100℃×３時間）後の初透磁率はせいぜい3,000
である。一方上記した特開昭62−142748で特徴としいる
不純物低減によっても最後の水素雰囲気での熱処理（11
00℃×１時間）後における最大透磁率は高々48,000であ
る。
物元素の低減、Moの添加によっても、水素雰囲気での熱
処理（1100℃×３時間）後の初透磁率はせいぜい3,000
である。一方上記した特開昭62−142748で特徴としいる
不純物低減によっても最後の水素雰囲気での熱処理（11
00℃×１時間）後における最大透磁率は高々48,000であ
る。
なお前記特開昭62−227065号のものでは、Ｂの添加も行
われているが、この場のＢの添加は熱間加工性および打
抜き性を改善するために行うものであって、この技術で
意図するＢの添加だけでは磁気特性の明らかな向上はみ
られず、逆に劣化する場合も認められる。又このものの
具体的実施例においてはNiが40wt％以上のものが多く、
高価である。
われているが、この場のＢの添加は熱間加工性および打
抜き性を改善するために行うものであって、この技術で
意図するＢの添加だけでは磁気特性の明らかな向上はみ
られず、逆に劣化する場合も認められる。又このものの
具体的実施例においてはNiが40wt％以上のものが多く、
高価である。
「発明の構成」 （課題を解決するための手段） 本発明は上記したような実情に鑑み、更に検討を重ねて
創案されたものであって、以下の如くである。
創案されたものであって、以下の如くである。
（１）Ni:33〜38wt％、S:0.0005〜0.002wt％、 C:0.01wt％以下、P:0.001〜0.006wt％、 O:0.003wt％以下、N:0.0015wt％以下、 B:0.0015〜0.005wt％ を含有し、残部は基本的にFeからなるFe−Ni系高透磁率
磁性合金。
磁性合金。
（２）前記（１）項の成分を有する薄鋼帯を製造するに
当り、前記合金の熱間加工後における冷延を中間焼鈍を
はさんで２回行い、かつ１回目の冷延での圧下率を50〜
98％、２回目の冷延での圧下率を75〜98％、中間焼鈍を
700〜870℃でそれぞれ行うことを特徴とするFe−Ni系高
透磁率磁性合金の製造方法。
当り、前記合金の熱間加工後における冷延を中間焼鈍を
はさんで２回行い、かつ１回目の冷延での圧下率を50〜
98％、２回目の冷延での圧下率を75〜98％、中間焼鈍を
700〜870℃でそれぞれ行うことを特徴とするFe−Ni系高
透磁率磁性合金の製造方法。
（作用） 上記のような本発明で対象とするFe−Ni合金は成分組成
的にPDパーマロイであり、その成分組成限定理由につい
て述べると次の如くである。
的にPDパーマロイであり、その成分組成限定理由につい
て述べると次の如くである。
Niが、wt％（以下単に％という）で、33.0〜38.0％の範
囲では前記したPDパーマロイにおける所要の交流透磁率
を有しているが、33.0％未満では直流透磁率が低くな
り、一方38.0％を超えると体積抵抗率が低くなり交流透
磁率が低下するため33.0〜38.0％と定めた。ところで本
発明者等は、上記のようなPDパーマロイの磁気特性を向
上すべく数々の実験を重ねたところ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｏ、
Ｎの各量を制御し、しかもＢを適量添加した合金である
ことによってその磁気特性が飛躍的に向上することを見
出した。これらの関係について説明すると以下の如くで
ある。
囲では前記したPDパーマロイにおける所要の交流透磁率
を有しているが、33.0％未満では直流透磁率が低くな
り、一方38.0％を超えると体積抵抗率が低くなり交流透
磁率が低下するため33.0〜38.0％と定めた。ところで本
発明者等は、上記のようなPDパーマロイの磁気特性を向
上すべく数々の実験を重ねたところ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｏ、
Ｎの各量を制御し、しかもＢを適量添加した合金である
ことによってその磁気特性が飛躍的に向上することを見
出した。これらの関係について説明すると以下の如くで
ある。
Ｐは、本発明で対象とするFe−Ni合金の熱間加工性に有
害であり、かつ最終の水素焼鈍時における立方体集合組
織の形成傾向を弱める元素である。即ちこのＰが0.006
％を越えると立方体集合組織が弱まり、高い透磁率が得
られず、又熱間加工性が悪くなるため上限を0.006％と
した。なお下限は溶製時の経済性から0.001％とする。
害であり、かつ最終の水素焼鈍時における立方体集合組
織の形成傾向を弱める元素である。即ちこのＰが0.006
％を越えると立方体集合組織が弱まり、高い透磁率が得
られず、又熱間加工性が悪くなるため上限を0.006％と
した。なお下限は溶製時の経済性から0.001％とする。
Ｓは、熱間加工性に有害であり、又硫化物の形成を通じ
て最終の水素焼鈍時における粒成長を阻害し、焼鈍後の
粒径が小さいため保磁力が大きくなったり、硫化物によ
り磁区が移動しにくくなり透磁率が低くなるため磁気特
性に対しても極めて有害な元素である。このＳ量が0.00
20％を超えると以下に示すようなＢ添加および特定の冷
延、焼鈍条件の採用によっても本発明の目的とする磁気
特性の飛躍的改善が計れず、熱間加工性も著しく悪くな
るため0.0020％を上限と定めた。又下限は溶製時の経済
性から0.0005％とした。
て最終の水素焼鈍時における粒成長を阻害し、焼鈍後の
粒径が小さいため保磁力が大きくなったり、硫化物によ
り磁区が移動しにくくなり透磁率が低くなるため磁気特
性に対しても極めて有害な元素である。このＳ量が0.00
20％を超えると以下に示すようなＢ添加および特定の冷
延、焼鈍条件の採用によっても本発明の目的とする磁気
特性の飛躍的改善が計れず、熱間加工性も著しく悪くな
るため0.0020％を上限と定めた。又下限は溶製時の経済
性から0.0005％とした。
Ｃは、0.01％を超えると熱間加工性が劣化し、かつ磁気
特性が劣化するため0.01％を上限とした。なお下限は特
に定めないが、溶製時の経済性からは、好ましくは0.00
10％である。
特性が劣化するため0.01％を上限とした。なお下限は特
に定めないが、溶製時の経済性からは、好ましくは0.00
10％である。
Ｏは、本発明で対象とする合金の中では、酸化物系介在
物として存在し、その量が多いと、最終の水素焼鈍にお
ける粒成長を阻害し、該焼鈍後の粒径が小さいことによ
って保磁力が大きくなる。また、上記介在物の存在によ
り磁区の移動が阻害されるために透磁率が低下する等の
理由により磁気特性における極めて有害な元素である。
Ｏ量が0.0030wt％を超えるものは、以下に示すようなＢ
の添加などによっても、本発明で意図する磁気特性の飛
躍的改善が達成されないため、この0.0030wt％を本発明
におけるＯ量の上限と定めた。なお、下限については特
に定めないが、溶製時の経済性から0.0005wt％が望まし
い。
物として存在し、その量が多いと、最終の水素焼鈍にお
ける粒成長を阻害し、該焼鈍後の粒径が小さいことによ
って保磁力が大きくなる。また、上記介在物の存在によ
り磁区の移動が阻害されるために透磁率が低下する等の
理由により磁気特性における極めて有害な元素である。
Ｏ量が0.0030wt％を超えるものは、以下に示すようなＢ
の添加などによっても、本発明で意図する磁気特性の飛
躍的改善が達成されないため、この0.0030wt％を本発明
におけるＯ量の上限と定めた。なお、下限については特
に定めないが、溶製時の経済性から0.0005wt％が望まし
い。
Ｂは、適量添加のもとで熱間加工性の改善効果があり、
かつ固溶状態で本発明で対象とする合金を集合組織を始
めとする組織因子を磁気特性を有利な方向に変える働き
があると認められる。Ｂ量が0.0015wt％未満では、本発
明で意図する磁気特性の向上が計れず、他方0.0050wt％
を超えたものはＢの金属間化合物が形成されて磁気特性
が劣化するため、0.0015wt％を下限、0.0050wt％を上限
と定めた。このようなＢの磁気特性向上効果の本質的な
機構については必らずしも解明されていないが、何れに
しても固溶のＢが重要なものと考えられる。従って、Ｎ
量レベルの変化に応じて最適なＢ量は、多少変化し得る
ものである。
かつ固溶状態で本発明で対象とする合金を集合組織を始
めとする組織因子を磁気特性を有利な方向に変える働き
があると認められる。Ｂ量が0.0015wt％未満では、本発
明で意図する磁気特性の向上が計れず、他方0.0050wt％
を超えたものはＢの金属間化合物が形成されて磁気特性
が劣化するため、0.0015wt％を下限、0.0050wt％を上限
と定めた。このようなＢの磁気特性向上効果の本質的な
機構については必らずしも解明されていないが、何れに
しても固溶のＢが重要なものと考えられる。従って、Ｎ
量レベルの変化に応じて最適なＢ量は、多少変化し得る
ものである。
Ｎは、Ｂの添加を基本とする合金においては、Ｂと容易
に結合して、BNを形成して有効Ｂ量を低下せしめる元素
である。また形成されたBNにより、磁気特性は著しく劣
化させるなどの理由により、合金中のＮは合金に著しい
悪影響を及ぼす。Ｎ量が0.0015wt％を超えると上記理由
により、磁気特性の劣化が著しくなるため、Ｎの上限は
0.0015wt％と定めた。
に結合して、BNを形成して有効Ｂ量を低下せしめる元素
である。また形成されたBNにより、磁気特性は著しく劣
化させるなどの理由により、合金中のＮは合金に著しい
悪影響を及ぼす。Ｎ量が0.0015wt％を超えると上記理由
により、磁気特性の劣化が著しくなるため、Ｎの上限は
0.0015wt％と定めた。
さて、以上述べた不純物元素Ｓ、Ｐ、Ｏ、Ｎの低減及び
微量Ｂの添加という成分的配慮により、高い磁気特性を
有するFe−Ni合金は提供しうるが、磁気特性をさらに高
めるためには、熱間加工後の冷延・焼鈍条件の適正化が
必要である。
微量Ｂの添加という成分的配慮により、高い磁気特性を
有するFe−Ni合金は提供しうるが、磁気特性をさらに高
めるためには、熱間加工後の冷延・焼鈍条件の適正化が
必要である。
第１図は、後述する第１表に記載の１号材（本発明によ
る合金）の熱延板を用いて数々の冷延・焼鈍条件下で作
製した板厚0.2mmの薄板サンプルより外径45mm、内径33m
mのJISリングに打ち抜き試料とし、それらを水素雰囲気
中で1100℃×１時間の熱処理を施し、100℃/hrで冷却し
たサンプルのμｉ及びμｍを測定した結果を冷却条件に
よって整理したものである。２回冷延材の場合の中間焼
鈍は700〜870℃内で行っている。２回冷延材の内、１次
冷延率が50％以上かつ２次冷延率が75％以上のとき、μ
ｉは10,000以上で、μｍも70,000以上であり、優れた直
流特性を示していることがわかる。なお１回冷延材で得
られるμｉ及びμｍはそれぞれ上記のレベルに比較して
明かに低い。
る合金）の熱延板を用いて数々の冷延・焼鈍条件下で作
製した板厚0.2mmの薄板サンプルより外径45mm、内径33m
mのJISリングに打ち抜き試料とし、それらを水素雰囲気
中で1100℃×１時間の熱処理を施し、100℃/hrで冷却し
たサンプルのμｉ及びμｍを測定した結果を冷却条件に
よって整理したものである。２回冷延材の場合の中間焼
鈍は700〜870℃内で行っている。２回冷延材の内、１次
冷延率が50％以上かつ２次冷延率が75％以上のとき、μ
ｉは10,000以上で、μｍも70,000以上であり、優れた直
流特性を示していることがわかる。なお１回冷延材で得
られるμｉ及びμｍはそれぞれ上記のレベルに比較して
明かに低い。
第２図は第１図のものと同じ条件で作製したサンプルの
周波数1KHzでの実効透磁率μｅを測定した結果を冷延条
件で整理したものである。２回冷延材の場合の中間焼鈍
は700〜870℃で行っており、２回冷延材のうち１次冷延
率が50％以上、かつ２次冷延率が75％以上のときμｅは
6,000以上であり、優れた交流磁気特性を示しているこ
とが明かである。なお１次冷延率および２次冷延率の上
限は冷延時のエッジ割れや、ミル負荷の点から夫々98％
とした。
周波数1KHzでの実効透磁率μｅを測定した結果を冷延条
件で整理したものである。２回冷延材の場合の中間焼鈍
は700〜870℃で行っており、２回冷延材のうち１次冷延
率が50％以上、かつ２次冷延率が75％以上のときμｅは
6,000以上であり、優れた交流磁気特性を示しているこ
とが明かである。なお１次冷延率および２次冷延率の上
限は冷延時のエッジ割れや、ミル負荷の点から夫々98％
とした。
本発明で目的とする高透磁率材料は上記のような冷延条
件に加えて、焼鈍条件を適正としなければ達成できな
い。第３図は後述する第１表のNo.1材（本発明合金）の
熱延板を65％の圧下率で冷延し、引き続き中間焼鈍の後
に75％の圧下率で冷延した板厚0.2mmの薄板サンプルよ
り外径45mm、内径33mmのJISリングに打抜き試料とし、
それらを水素雰囲気中で1100℃×１時間の熱処理を施
し、100℃/hrで冷却したもののμｉ、μｍ及びμｅ（1K
Hz）を測定した結果を、その中間焼鈍温度で整理したも
のである。中間焼鈍温度が700〜870℃の範囲内で、μｉ
が10,000以上で、μｍも70,000を超えており、μｅも6,
000以上を示し、直流磁気特性、交流磁気特性がともに
優れている。中間焼鈍温度がこの範囲内のときに最終の
水素焼鈍後で磁気特性が優れているのは中間焼鈍後で10
0％再結晶していること、かつその再結晶オーステナイ
トが細粒であり、また再結晶後に磁気特性に有利な集合
組織が強く形成されていることなどが、最終の焼鈍時に
形成される磁気特性に有利な集合組織の集積を著しく強
める因子として働いているためと考えられる。なお中間
焼鈍温度が上記範囲の場合でも、１次冷延率および２次
冷延率が本発明規定範囲内でなければ本発明で意図する
磁気特性向上が計られないことは第１図で述べた通りで
ある。また上記のように１次冷延での圧下率、２次冷延
での圧下率および中間焼鈍温度が何れも本発明要件を満
たした場合でも成分が本発明範囲内でなければ本発明が
目的としている磁気特性向上が図られないことは以下の
実施例で示す通りである。
件に加えて、焼鈍条件を適正としなければ達成できな
い。第３図は後述する第１表のNo.1材（本発明合金）の
熱延板を65％の圧下率で冷延し、引き続き中間焼鈍の後
に75％の圧下率で冷延した板厚0.2mmの薄板サンプルよ
り外径45mm、内径33mmのJISリングに打抜き試料とし、
それらを水素雰囲気中で1100℃×１時間の熱処理を施
し、100℃/hrで冷却したもののμｉ、μｍ及びμｅ（1K
Hz）を測定した結果を、その中間焼鈍温度で整理したも
のである。中間焼鈍温度が700〜870℃の範囲内で、μｉ
が10,000以上で、μｍも70,000を超えており、μｅも6,
000以上を示し、直流磁気特性、交流磁気特性がともに
優れている。中間焼鈍温度がこの範囲内のときに最終の
水素焼鈍後で磁気特性が優れているのは中間焼鈍後で10
0％再結晶していること、かつその再結晶オーステナイ
トが細粒であり、また再結晶後に磁気特性に有利な集合
組織が強く形成されていることなどが、最終の焼鈍時に
形成される磁気特性に有利な集合組織の集積を著しく強
める因子として働いているためと考えられる。なお中間
焼鈍温度が上記範囲の場合でも、１次冷延率および２次
冷延率が本発明規定範囲内でなければ本発明で意図する
磁気特性向上が計られないことは第１図で述べた通りで
ある。また上記のように１次冷延での圧下率、２次冷延
での圧下率および中間焼鈍温度が何れも本発明要件を満
たした場合でも成分が本発明範囲内でなければ本発明が
目的としている磁気特性向上が図られないことは以下の
実施例で示す通りである。
以上が中間焼鈍温度を本発明範囲に規定した理由であ
る。なお中間焼鈍温度が700℃未満のときに透磁率が低
いのは、この温度域では焼鈍後に100％再結晶せず、続
く冷延および最終焼鈍で磁気特性に好ましい集合組織が
充分に発達しないためと考えられる。一方中間焼鈍温度
が870℃を超えて透磁率が低下するのは、中間焼鈍後の
オーステナイト粒径が大きくなるため、引続く冷延後に
行われる水素焼鈍時に形成される集合組織が全体的にラ
ンダム化し、磁気特性に有利な集合組織が十分に発達し
ないことによるものと考えられる。
る。なお中間焼鈍温度が700℃未満のときに透磁率が低
いのは、この温度域では焼鈍後に100％再結晶せず、続
く冷延および最終焼鈍で磁気特性に好ましい集合組織が
充分に発達しないためと考えられる。一方中間焼鈍温度
が870℃を超えて透磁率が低下するのは、中間焼鈍後の
オーステナイト粒径が大きくなるため、引続く冷延後に
行われる水素焼鈍時に形成される集合組織が全体的にラ
ンダム化し、磁気特性に有利な集合組織が十分に発達し
ないことによるものと考えられる。
（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。
以下の如くである。
実施例1. 次の第１表に示すような化学成分を有するFe−Ni合金
（本発明合金および比較合金）を真空溶解にし溶製し、
熱間加工、脱スケールを施して冷延素材を準備した。
（本発明合金および比較合金）を真空溶解にし溶製し、
熱間加工、脱スケールを施して冷延素材を準備した。
これらの素材を先ず65％の圧下率で冷延し、次に780℃
にて焼鈍し、その後に75％の圧下率で冷延した板厚0.2m
mの薄板サンプルより外径45mm、内径33mmのJISリングに
打抜き、試料とした。
にて焼鈍し、その後に75％の圧下率で冷延した板厚0.2m
mの薄板サンプルより外径45mm、内径33mmのJISリングに
打抜き、試料とした。
上記試料を水素雰囲気中で1100℃×１時間の熱処理を施
し、100℃/hrで冷却したサンプルの直流磁気特性および
交流磁気特性を調べた。第２表にはそのμｉ、μｍ、Hc
およびμｅ（1KHz）の各測定結果が示されている。
し、100℃/hrで冷却したサンプルの直流磁気特性および
交流磁気特性を調べた。第２表にはそのμｉ、μｍ、Hc
およびμｅ（1KHz）の各測定結果が示されている。
即ち、No.1、２の各合金材はＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｂの各量
とも本発明成分範囲内の合金であり、この実施例の如
く、冷延、焼鈍条件が本発明の規定範囲内の場合にはμ
ｉは10,000以上、μｍも70,000以上、Hcは0.05（Ｏｅ）
より小さく、μｅも6,000以上と、直流磁気特性および
交流磁気特性がともに優れている。
とも本発明成分範囲内の合金であり、この実施例の如
く、冷延、焼鈍条件が本発明の規定範囲内の場合にはμ
ｉは10,000以上、μｍも70,000以上、Hcは0.05（Ｏｅ）
より小さく、μｅも6,000以上と、直流磁気特性および
交流磁気特性がともに優れている。
またNo.3合金材はＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｂの各量が本発明成
分範囲内にあり、又熱間加工性の向上を意図して微量の
Ca添加を行った合金であるが、この場合もμｉ、μｍ、
HC、μｅは前記したNo.1、２の各材と略同じレベルにあ
る。このように微量のCa添加が行われた合金において
も、本発明の効果が充分に発揮されることが認識され
た。
分範囲内にあり、又熱間加工性の向上を意図して微量の
Ca添加を行った合金であるが、この場合もμｉ、μｍ、
HC、μｅは前記したNo.1、２の各材と略同じレベルにあ
る。このように微量のCa添加が行われた合金において
も、本発明の効果が充分に発揮されることが認識され
た。
一方合金No.4〜７の各材は、それぞれＳ、Ｐ、Ｏ、Ｎの
各量が本発明成分範囲を超えるもの、No.8およびNo.9は
Ｂ量が本発明規定の下限未満のもの、No.10はＢ量がそ
の上限を超えるものであり、かつこれらの各材ともその
他の成分は本発明規定範囲内にある場合であるが、何れ
の場合でもμｉは6,000以下、μｍは高々50,000であ
り、Hcは0.05（Ｏｅ）より大きく、μｅも4,000以下で
あり、これらの材料の直流磁気特性および交流磁気特性
は本発明合金で得られたものより劣っている。なおNo.1
0材はNi、Ｂ、Ｓ、Ｐの各量が特開昭62−227065の技術
における規定範囲を満たすものであるが、この材料の磁
気特性は上記の如く本発明例に比し明かに悪く、本発明
で意図する如き磁気特性の向上はこの特開昭62−227065
のものでは達成されないことがわかる。
各量が本発明成分範囲を超えるもの、No.8およびNo.9は
Ｂ量が本発明規定の下限未満のもの、No.10はＢ量がそ
の上限を超えるものであり、かつこれらの各材ともその
他の成分は本発明規定範囲内にある場合であるが、何れ
の場合でもμｉは6,000以下、μｍは高々50,000であ
り、Hcは0.05（Ｏｅ）より大きく、μｅも4,000以下で
あり、これらの材料の直流磁気特性および交流磁気特性
は本発明合金で得られたものより劣っている。なおNo.1
0材はNi、Ｂ、Ｓ、Ｐの各量が特開昭62−227065の技術
における規定範囲を満たすものであるが、この材料の磁
気特性は上記の如く本発明例に比し明かに悪く、本発明
で意図する如き磁気特性の向上はこの特開昭62−227065
のものでは達成されないことがわかる。
即ち本発明の目的とする磁気特性の向上は冷延、焼鈍の
各条件を本発明規定範囲内としたとしてもその成分が本
発明の規定範囲内でなければ達成できないことが、この
実施例の場合においても確認された。
各条件を本発明規定範囲内としたとしてもその成分が本
発明の規定範囲内でなければ達成できないことが、この
実施例の場合においても確認された。
実施例2. 本発明規定範囲内の成分を有する前記第１表のNo.1合金
材による冷延素材を次の第３表に示すような冷延、焼鈍
条件により作製した板厚0.2mmの薄板サンプルNo.1〜No.
8を得、このサンプルより外径45mm、内径33mmのJISリン
グを打抜き、試料とした。
材による冷延素材を次の第３表に示すような冷延、焼鈍
条件により作製した板厚0.2mmの薄板サンプルNo.1〜No.
8を得、このサンプルより外径45mm、内径33mmのJISリン
グを打抜き、試料とした。
このようにして得られた試料を水素雰囲気中で1100℃×
１時間の熱処理を施し、100℃/hrの速度で冷却したサン
プルの直流磁気特性および交流磁気特性を調べて結果を
その冷延、焼鈍条件と共に示すと次の第３表の如くであ
る。
１時間の熱処理を施し、100℃/hrの速度で冷却したサン
プルの直流磁気特性および交流磁気特性を調べて結果を
その冷延、焼鈍条件と共に示すと次の第３表の如くであ
る。
即ち供試材No.1〜３各材は１次冷延の圧下率、２次冷延
の圧下率および中間焼鈍温度が何れも本発明の規定範囲
内のものであり、μｉは10,000以上でμｍも70,000以上
であり、Hcは0.04（Ｏｅ）未満、μｅは6,000以上と優
れた直流磁気特性および優れた交流磁気特性を示してい
る。
の圧下率および中間焼鈍温度が何れも本発明の規定範囲
内のものであり、μｉは10,000以上でμｍも70,000以上
であり、Hcは0.04（Ｏｅ）未満、μｅは6,000以上と優
れた直流磁気特性および優れた交流磁気特性を示してい
る。
これに対しNo.4材は、２冷延での圧下率が本発明規定の
下限未満のもの、No.5材は中間焼鈍温度が本発明規定の
下限未満のものであり、又No.6材はこの中間焼鈍温度が
本発明規定の上限を超えるもの、No.7材は１次冷延での
圧下率が本発明規定の下限に達しないものであり、その
他の条件はそれぞれ本発明の規定範囲内のものである
が、何れもμｉでせいぜい8,000、μｍで高々67,000、H
cは0.04（Ｏｅ）以上、μｅでせいぜい5,000と、これら
の材料の直流磁気特性および交流磁気特性は本発明方法
で得られたものより劣っている。また供試材No.8は１回
冷延法によるものであるが、μｉ、μｍ、Hc、μｅの各
レベルは本発明によるものより低い。
下限未満のもの、No.5材は中間焼鈍温度が本発明規定の
下限未満のものであり、又No.6材はこの中間焼鈍温度が
本発明規定の上限を超えるもの、No.7材は１次冷延での
圧下率が本発明規定の下限に達しないものであり、その
他の条件はそれぞれ本発明の規定範囲内のものである
が、何れもμｉでせいぜい8,000、μｍで高々67,000、H
cは0.04（Ｏｅ）以上、μｅでせいぜい5,000と、これら
の材料の直流磁気特性および交流磁気特性は本発明方法
で得られたものより劣っている。また供試材No.8は１回
冷延法によるものであるが、μｉ、μｍ、Hc、μｅの各
レベルは本発明によるものより低い。
このように本発明で意図する磁気特性は、成分が規定範
囲内とされても、冷延、焼鈍条件が本発明範囲を満足し
なければ達成できないことが、この例においても理解で
きる。
囲内とされても、冷延、焼鈍条件が本発明範囲を満足し
なければ達成できないことが、この例においても理解で
きる。
「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
磁率磁性合金の磁気特性を適切に改善し、特に直流磁気
特性、交流磁気特性が従来の同じ成分系であるJIS PDパ
ーマロイよりも飛躍的に優れて製品を得しめ、その用途
を従来より高い交流磁気特性の求められる変成器用鉄心
材料などのPDパーマロイ本来の利用分野に加えて直流磁
気特性がJIS PBパーマロイにせまる優れた特性を示すこ
とから従来PBパーマロイの高い透磁率、高い飽和磁束密
度は必要ないにも拘わらず、やむを得ずPBパーマロイを
使用せざるを得ないものとされコスト高となっていた各
種シールド材料（例えばテレビブラウン管用のインナー
シールド材、シャドウマスク材）の分野に対しても充分
適用せしめ、その利用範囲を拡大し、低コストに製品を
提供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。
磁率磁性合金の磁気特性を適切に改善し、特に直流磁気
特性、交流磁気特性が従来の同じ成分系であるJIS PDパ
ーマロイよりも飛躍的に優れて製品を得しめ、その用途
を従来より高い交流磁気特性の求められる変成器用鉄心
材料などのPDパーマロイ本来の利用分野に加えて直流磁
気特性がJIS PBパーマロイにせまる優れた特性を示すこ
とから従来PBパーマロイの高い透磁率、高い飽和磁束密
度は必要ないにも拘わらず、やむを得ずPBパーマロイを
使用せざるを得ないものとされコスト高となっていた各
種シールド材料（例えばテレビブラウン管用のインナー
シールド材、シャドウマスク材）の分野に対しても充分
適用せしめ、その利用範囲を拡大し、低コストに製品を
提供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。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は直流透磁率と冷延条件の関係を要約して示した図表、
第２図は交流透磁率と冷延条件の関係を要約して示した
図表、第３図は直流および交流透磁率の中間焼鈍温度に
よる変化を要約して示した図表である。
は直流透磁率と冷延条件の関係を要約して示した図表、
第２図は交流透磁率と冷延条件の関係を要約して示した
図表、第３図は直流および交流透磁率の中間焼鈍温度に
よる変化を要約して示した図表である。
Claims (2)
- 【請求項１】Ni:33〜38wt％、S:0.0005〜0.002wt％、 C:0.01wt％以下、P:0.001〜0.006wt％、 O:0.003wt％以下、N:0.0015wt％以下、 B:0.0015〜0.005wt％ を含有し、残部は基本的にFeからなるFe−Ni系高透磁率
磁性合金。 - 【請求項２】請求項（１）の成分を有する薄鋼帯を製造
するに当り、前記合金の熱間加工後における冷延を中間
焼鈍をはさんで２回行い、かつ１回目の冷延での圧下率
を50〜98％、２回目の冷延での圧下率を75〜98％、中間
焼鈍を700〜870℃でそれぞれ行うことを特徴とする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 |
|---|---|---|---|
| JP63098185A JPH0759742B2 (ja) | 1988-04-22 | 1988-04-22 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP63098185A JPH0759742B2 (ja) | 1988-04-22 | 1988-04-22 | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01272716A JPH01272716A (ja) | 1989-10-31 |
| JPH0759742B2 true JPH0759742B2 (ja) | 1995-06-28 |
Family
ID=14212960
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63098185A Expired - Lifetime JPH0759742B2 (ja) | 1988-04-22 | 1988-04-22 | 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) | JPH0759742B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2760013B2 (ja) * | 1989-02-27 | 1998-05-28 | 大同特殊鋼株式会社 | 高透磁率磁性材料の製造方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6033337A (ja) * | 1983-08-05 | 1985-02-20 | Nisshin Steel Co Ltd | 電子部品用高Νｉ−Ｆｅ合金 |
| JPS60159157A (ja) * | 1984-01-30 | 1985-08-20 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 熱間加工性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 |
| JPS60248865A (ja) * | 1984-05-23 | 1985-12-09 | Nippon Gakki Seizo Kk | 高透磁率合金 |
| JPS62142748A (ja) * | 1985-12-18 | 1987-06-26 | Nippon Mining Co Ltd | プレス打抜き性に優れた高透磁率ｐｄパ−マロイ |
| JPH0665738B2 (ja) * | 1986-03-28 | 1994-08-24 | 住友特殊金属株式会社 | 熱間加工性及び打抜き性のすぐれた高透磁率磁性合金 |
-
1988
- 1988-04-22 JP JP63098185A patent/JPH0759742B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01272716A (ja) | 1989-10-31 |
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