JPH076046B2 - 優れた磁気特性を有するNi―Fe系合金板の製造方法 - Google Patents
優れた磁気特性を有するNi―Fe系合金板の製造方法Info
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- JPH076046B2 JPH076046B2 JP7676289A JP7676289A JPH076046B2 JP H076046 B2 JPH076046 B2 JP H076046B2 JP 7676289 A JP7676289 A JP 7676289A JP 7676289 A JP7676289 A JP 7676289A JP H076046 B2 JPH076046 B2 JP H076046B2
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Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] この発明は、優れた直流磁気特性および優れた交流磁気
特性を有するNi-Fe系合金板の製造方法に関するもので
ある。
特性を有するNi-Fe系合金板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系磁性合金(以下、
“PCパーマロイ”という)は、磁気ヘッドのケースおよ
び磁心、各種変成器の磁心、ならびに、各種磁気遮蔽材
として広く利用される磁性材料である。
“PCパーマロイ”という)は、磁気ヘッドのケースおよ
び磁心、各種変成器の磁心、ならびに、各種磁気遮蔽材
として広く利用される磁性材料である。
上述したPCパーマロイは、高い透磁率および低い保磁力
を有することを特徴としている。現在実用化されている
PCパーマロイの、最も高い透磁率、および、最も低い保
磁力は、次の通りである。
を有することを特徴としている。現在実用化されている
PCパーマロイの、最も高い透磁率、および、最も低い保
磁力は、次の通りである。
初透磁率μi :80,000、 最大透磁率μm:280,000、 実効透磁率μe:15,000、 保磁力Hc :0.010(0e)。
しかしながら、昨今のエレクトロニクス分野における、
技術のめざましい発達によって、各種機器の小型化およ
び高性能化が進行し、その結果、上述したPCパーマロイ
の直流磁気特性および交流磁気特性の、より一層の向上
が望まれている。
技術のめざましい発達によって、各種機器の小型化およ
び高性能化が進行し、その結果、上述したPCパーマロイ
の直流磁気特性および交流磁気特性の、より一層の向上
が望まれている。
高い透磁率を有するNi-Fe系合金板として、次に示す合
金が提案されている。
金が提案されている。
(1) 特開昭62-227,053号公報に開示された、下記か
らなる高い透磁率を有するNi-Fe系合金: ニッケル :70から85wt.%、 マンガン :1.2から10.0wt.%、 モリブデン:1.0から6.0wt.%、 カッパー :1.0から6.0wt.%、 クロム :1.0から5.0wt.%、 ボロン :0.0020から0.0150wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐およびカー
ボンのそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.005wt.%以下、 燐については、0.01wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 (以下、“先行技術1"という)。
らなる高い透磁率を有するNi-Fe系合金: ニッケル :70から85wt.%、 マンガン :1.2から10.0wt.%、 モリブデン:1.0から6.0wt.%、 カッパー :1.0から6.0wt.%、 クロム :1.0から5.0wt.%、 ボロン :0.0020から0.0150wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐およびカー
ボンのそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.005wt.%以下、 燐については、0.01wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 (以下、“先行技術1"という)。
(2) 特開昭62-227,054号公報に開示された、下記か
らなる高い透磁率を有するNi-Fe系合金: ニッケル :70から85wt.%、 マンガン :1.2wt.%以下、 モリブデン:1.0から6.0wt.%、 カッパー :1.0から6.0wt.%、 クロム :1.0から5.0wt.%、 ボロン :0.0020から0.0150wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐およびカー
ボンのそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.005wt.%以下、 燐については、0.01wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 そして、ボロン含有量の、前記不可避的不純物としての
硫黄、燐およびカーボンの合計量に対する比は、0.08か
ら7.0の範囲内である。
らなる高い透磁率を有するNi-Fe系合金: ニッケル :70から85wt.%、 マンガン :1.2wt.%以下、 モリブデン:1.0から6.0wt.%、 カッパー :1.0から6.0wt.%、 クロム :1.0から5.0wt.%、 ボロン :0.0020から0.0150wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐およびカー
ボンのそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.005wt.%以下、 燐については、0.01wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 そして、ボロン含有量の、前記不可避的不純物としての
硫黄、燐およびカーボンの合計量に対する比は、0.08か
ら7.0の範囲内である。
(以下、“先行技術2"という)。
[発明が解決しようとする課題] 上述した先行技術1および2は、次のような問題を含ん
でいる。即ち、先行技術1および2においては、それぞ
れの実施例に開示されているように、上述した化学成分
組成を有する合金の素材を熱間圧延して、合金板を調製
し、そして、このように調製した合金板に、92%の圧下
率で、冷間圧延を施し、そして、次いで、このように冷
間圧延を施こした合金板に、1,100℃の温度で、焼鈍を
施こしている。しかしながら、先行技術1および2にお
いては、1回の冷間圧延および1回の焼鈍が施こされる
だけであって、これ等に続く第2回冷間圧延および第2
回焼鈍が行われていない。その結果、初透磁率は、先行
技術1においては60,000以下、そして、先行技術2にお
いては100,000以下と、何れも低い。更に、不可避的不
純物である酸素および窒素は、合金中において、酸化物
介在物および窒化物介在物を形成し、これ等は、磁壁の
移動を阻害し、その結果、合金の透磁率を低下させる
が、先行技術1および2は、不可避的不純物である酸素
および窒素の上限値を教示していない。また、先行技術
1においては、直流磁気特性を改善するために、合金に
マンガンを添加しているが、マンガン含有量が、1.2か
ら10.0wt.%の範囲内と多いために、熱間加工性が悪
い。
でいる。即ち、先行技術1および2においては、それぞ
れの実施例に開示されているように、上述した化学成分
組成を有する合金の素材を熱間圧延して、合金板を調製
し、そして、このように調製した合金板に、92%の圧下
率で、冷間圧延を施し、そして、次いで、このように冷
間圧延を施こした合金板に、1,100℃の温度で、焼鈍を
施こしている。しかしながら、先行技術1および2にお
いては、1回の冷間圧延および1回の焼鈍が施こされる
だけであって、これ等に続く第2回冷間圧延および第2
回焼鈍が行われていない。その結果、初透磁率は、先行
技術1においては60,000以下、そして、先行技術2にお
いては100,000以下と、何れも低い。更に、不可避的不
純物である酸素および窒素は、合金中において、酸化物
介在物および窒化物介在物を形成し、これ等は、磁壁の
移動を阻害し、その結果、合金の透磁率を低下させる
が、先行技術1および2は、不可避的不純物である酸素
および窒素の上限値を教示していない。また、先行技術
1においては、直流磁気特性を改善するために、合金に
マンガンを添加しているが、マンガン含有量が、1.2か
ら10.0wt.%の範囲内と多いために、熱間加工性が悪
い。
このようなことから、上述した先行技術1および2に比
べて、150,000以上の初透磁率μi、300,000以上の最大
透磁率μmおよび0.009エルステッド(0e)以下の保磁
力Hcを含む、より優れた直流磁気特性と、そして、19,0
00以上の実効透磁率μe、および、0.90以上の、磁化ヒ
ステリシス曲線における、残留磁束密度Brの飽和磁束密
度Bmに対する比(以下、単に、“Br/Bm比”という)を
含む、より優れた交流磁気特性とを有する、Ni-Fe系合
金板の製造方法の開発が強く望まれているが、かかる方
法は、まだ提案されていない。
べて、150,000以上の初透磁率μi、300,000以上の最大
透磁率μmおよび0.009エルステッド(0e)以下の保磁
力Hcを含む、より優れた直流磁気特性と、そして、19,0
00以上の実効透磁率μe、および、0.90以上の、磁化ヒ
ステリシス曲線における、残留磁束密度Brの飽和磁束密
度Bmに対する比(以下、単に、“Br/Bm比”という)を
含む、より優れた交流磁気特性とを有する、Ni-Fe系合
金板の製造方法の開発が強く望まれているが、かかる方
法は、まだ提案されていない。
従って、この発明の目的は、150,000以上の初透磁率μ
i、300,000以上の最大透磁率μmおよび0.009(0e)以
下の保磁力Hcを含む優れた直流磁気特性と、そして、1
9,000以上の実効透磁率μeおよび0.90以上のBr/Bm比を
含む優れた交流磁気特性とを有するNi-Fe系合金板の製
造方法を提供することにある。
i、300,000以上の最大透磁率μmおよび0.009(0e)以
下の保磁力Hcを含む優れた直流磁気特性と、そして、1
9,000以上の実効透磁率μeおよび0.90以上のBr/Bm比を
含む優れた交流磁気特性とを有するNi-Fe系合金板の製
造方法を提供することにある。
[課題を解決するための手段] この発明の第1は、 ニッケル :75から82wt.%、 モリブデン:2から6wt.%、 ボロン :0.0015から0.0050wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐、カーボ
ン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.002wt.%以下、 燐については、0.006wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 酸素については、0.003wt.%以下、 窒素については、0.0015wt.%以下、 からなる素材を使用し、前記素材に熱間加工を施こし
て、Ni-Fe系合金板を調製し、このように調製した前記
合金板に、50から98%の範囲内の圧下率で、第1回冷間
圧延を施こし、このように前記第1回冷間圧延を施こし
た前記合金板に、780から950℃の範囲内の温度で、第1
回焼鈍を施こし、このように前記第1回焼鈍を施こした
前記合金板に、75から98%の範囲内の圧下率で、第2回
冷間圧延を施こし、そして、このように前記第2回冷間
圧延を施こした前記合金板に、950から1,200℃の範囲内
の温度で、第2回焼鈍を施こし、かくして、前記合金板
に、優れた直流磁気特性を付与することに特徴を有する
ものである。
ン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.002wt.%以下、 燐については、0.006wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 酸素については、0.003wt.%以下、 窒素については、0.0015wt.%以下、 からなる素材を使用し、前記素材に熱間加工を施こし
て、Ni-Fe系合金板を調製し、このように調製した前記
合金板に、50から98%の範囲内の圧下率で、第1回冷間
圧延を施こし、このように前記第1回冷間圧延を施こし
た前記合金板に、780から950℃の範囲内の温度で、第1
回焼鈍を施こし、このように前記第1回焼鈍を施こした
前記合金板に、75から98%の範囲内の圧下率で、第2回
冷間圧延を施こし、そして、このように前記第2回冷間
圧延を施こした前記合金板に、950から1,200℃の範囲内
の温度で、第2回焼鈍を施こし、かくして、前記合金板
に、優れた直流磁気特性を付与することに特徴を有する
ものである。
この発明の第2は、 ニッケル :76から81wt.%、 モリブデン:3から5wt.%、 カッパー :1.5から3.0wt.%、 ボロン :0.0015から0.0050wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐、カーボ
ン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.002wt.%以下、 燐については、0.006wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 酸素については、0.003wt.%以下、 窒素については、0.0015wt.%以下、 からなる素材を使用し、前記素材に熱間加工を施こし
て、Ni-Fe系合金板を調製し、このように調製した前記
合金板に、50から98%の範囲の圧下率で、第1回冷間圧
延を施こし、 このように前記第1回冷間圧延を施こした前記合金板
に、780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼鈍を施こ
し、このように前記第1回焼鈍を施こした前記合金板
に、75から98%の範囲内の圧下率で、第2回冷間圧延を
施こし、そして、このように前記第2回冷間圧延を施こ
した前記合金板に、950から1,200℃の範囲内の温度で、
第2回焼鈍を施こし、かくして、前記合金板に、優れた
直流磁気特性および優れた交流磁気特性を付与すること
に特徴を有するものである。
ン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.002wt.%以下、 燐については、0.006wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 酸素については、0.003wt.%以下、 窒素については、0.0015wt.%以下、 からなる素材を使用し、前記素材に熱間加工を施こし
て、Ni-Fe系合金板を調製し、このように調製した前記
合金板に、50から98%の範囲の圧下率で、第1回冷間圧
延を施こし、 このように前記第1回冷間圧延を施こした前記合金板
に、780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼鈍を施こ
し、このように前記第1回焼鈍を施こした前記合金板
に、75から98%の範囲内の圧下率で、第2回冷間圧延を
施こし、そして、このように前記第2回冷間圧延を施こ
した前記合金板に、950から1,200℃の範囲内の温度で、
第2回焼鈍を施こし、かくして、前記合金板に、優れた
直流磁気特性および優れた交流磁気特性を付与すること
に特徴を有するものである。
次に、この発明の、優れた直流磁気特性を有するNi-Fe
系合金板、ならびに、優れた直流磁気特性および優れた
交流磁気特性を有するNi-Fe系合金板の化学成分組成
を、上述した範囲内に限定した理由について、以下に述
べる。
系合金板、ならびに、優れた直流磁気特性および優れた
交流磁気特性を有するNi-Fe系合金板の化学成分組成
を、上述した範囲内に限定した理由について、以下に述
べる。
(1) ニッケル: ニッケルは、合金の直流透磁率に大きな影響を及ぼす成
分である。しかしながら、ニッケル含有量が75wt.%未
満では、直流透磁率が低下する。一方、ニッケル含有量
が82wt.%を超えても、直流透磁率が低下する。更に、
ニッケルには、その含有量が76から81wt.%の範囲内
で、モリブデンおよびカッパーとの共存のもとに、実効
透磁率、直流Br/Bm比および交流Br/Bm比を高める作用が
ある。従って、ニッケルの含有量は、75から82wt.%の
範囲内に限定すべきである。更に、実効透磁率および交
流Br/Bm比を含む交流磁気特性を向上させるためには、
ニッケルの含有量は、76から81wt.%の範囲内に限定す
べきである。
分である。しかしながら、ニッケル含有量が75wt.%未
満では、直流透磁率が低下する。一方、ニッケル含有量
が82wt.%を超えても、直流透磁率が低下する。更に、
ニッケルには、その含有量が76から81wt.%の範囲内
で、モリブデンおよびカッパーとの共存のもとに、実効
透磁率、直流Br/Bm比および交流Br/Bm比を高める作用が
ある。従って、ニッケルの含有量は、75から82wt.%の
範囲内に限定すべきである。更に、実効透磁率および交
流Br/Bm比を含む交流磁気特性を向上させるためには、
ニッケルの含有量は、76から81wt.%の範囲内に限定す
べきである。
(2) モリブデン: モリブデンには、Ni-Fe系合金において、Ni3Fe規則格子
の生成を抑制して、直流透磁率を高める作用がある。し
かしながらモリブデン含有量が2wt.%未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られない。一方、モリブデン含
有量が6wt.%を超えると、直流透磁率が低下する。更
に、モリブデンには、その含有量が3から5wt.%の範囲
内で、ニッケルおよびカッパーとの共存のもとに、実効
透磁率、直流Br/Bm比および交流Br/Bm比を高める作用が
ある。従って、モリブデンの含有量は、2から6wt.%の
範囲内に下限すべきである。更に、実効透磁率および交
流Br/Bm比を含む交流磁気特性を向上させるためには、
モリブデンの含有量は、3から5wt.%の範囲内に更に限
定すべきである。
の生成を抑制して、直流透磁率を高める作用がある。し
かしながらモリブデン含有量が2wt.%未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られない。一方、モリブデン含
有量が6wt.%を超えると、直流透磁率が低下する。更
に、モリブデンには、その含有量が3から5wt.%の範囲
内で、ニッケルおよびカッパーとの共存のもとに、実効
透磁率、直流Br/Bm比および交流Br/Bm比を高める作用が
ある。従って、モリブデンの含有量は、2から6wt.%の
範囲内に下限すべきである。更に、実効透磁率および交
流Br/Bm比を含む交流磁気特性を向上させるためには、
モリブデンの含有量は、3から5wt.%の範囲内に更に限
定すべきである。
(3) ボロン: ボロンには、合金の熱間加工性を改善する作用がある。
更に、ボロンには、固溶状態において、Ni-Fe系合金の
再結晶集合組織を形成する、再結晶粒およびその他の組
織因子の方位を、磁気特性に有利な方向に変化させる作
用がある。しかしながら、ボロン含有量が、0.0015wt.
%未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、ボロン含有量が、0.0050wt.%を超えると、ポロ
ンの金属間化合物が形成されて、合金の磁気特性が劣化
する。従って、ボロン含有量は、0.0015から0.0050wt.
%の範囲内に限定すべきである。
更に、ボロンには、固溶状態において、Ni-Fe系合金の
再結晶集合組織を形成する、再結晶粒およびその他の組
織因子の方位を、磁気特性に有利な方向に変化させる作
用がある。しかしながら、ボロン含有量が、0.0015wt.
%未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、ボロン含有量が、0.0050wt.%を超えると、ポロ
ンの金属間化合物が形成されて、合金の磁気特性が劣化
する。従って、ボロン含有量は、0.0015から0.0050wt.
%の範囲内に限定すべきである。
(4) カッパー: カッパーには、合金の直流磁気特性を低下させることな
く、実効透磁率を高める作用がある。更に、カッパーに
は、ニッケルおよびモリブデンとの共存のもとに、直流
Br/Bm比および交流Br/Bm比を高める作用がある。しかし
ながら、カッパー含有量が1.5wt.%未満では、上述した
作用に所望の効果が得られない。一方、カッパー含有量
が3.0wt.%を超えると、実効透磁率、直流Br/Bm比およ
び交流Br/Bm比が低下する。従って、カッパー含有量
は、1.5から3.0wt.%の範囲内に限定すべきである。
く、実効透磁率を高める作用がある。更に、カッパーに
は、ニッケルおよびモリブデンとの共存のもとに、直流
Br/Bm比および交流Br/Bm比を高める作用がある。しかし
ながら、カッパー含有量が1.5wt.%未満では、上述した
作用に所望の効果が得られない。一方、カッパー含有量
が3.0wt.%を超えると、実効透磁率、直流Br/Bm比およ
び交流Br/Bm比が低下する。従って、カッパー含有量
は、1.5から3.0wt.%の範囲内に限定すべきである。
(5) マンガン: マンガンには、合金の熱間加工性を改善する作用があ
る。従って、この発明においては、必要に応じて、マン
ガンを付加的に添加する。しかしながら、マンガン含有
量が、0.10wt.%未満では、上述した作用に所望の効果
が得られず、そして、合金中の不可避的不純物の1つで
ある硫黄を固定することができない。一方、マンガン含
有量が、0.60wt.%を超えると、合金のマトリックス強
度が高くなって、粒界破壊が発生し易くなる。従って、
マンガン含有量は、0.10から0.60wt.%の範囲内に限定
すべきである。
る。従って、この発明においては、必要に応じて、マン
ガンを付加的に添加する。しかしながら、マンガン含有
量が、0.10wt.%未満では、上述した作用に所望の効果
が得られず、そして、合金中の不可避的不純物の1つで
ある硫黄を固定することができない。一方、マンガン含
有量が、0.60wt.%を超えると、合金のマトリックス強
度が高くなって、粒界破壊が発生し易くなる。従って、
マンガン含有量は、0.10から0.60wt.%の範囲内に限定
すべきである。
(6) カルシウム: カルシウムには、合金の熱間加工性を改善する作用があ
る。従って、この発明においては、必要に応じて、カル
シウムを付加的に添加する。しかしながら、カルシウム
含有量が0.0007wt.%未満では、上述した作用に所望の
効果が得られない。一方、カルシウム含有量が、0.0060
wt.%を超えると、磁気特性が低下する。従って、カル
シウム含有量は、0.0007から0.0060wt.%の範囲内に限
定すべきである。
る。従って、この発明においては、必要に応じて、カル
シウムを付加的に添加する。しかしながら、カルシウム
含有量が0.0007wt.%未満では、上述した作用に所望の
効果が得られない。一方、カルシウム含有量が、0.0060
wt.%を超えると、磁気特性が低下する。従って、カル
シウム含有量は、0.0007から0.0060wt.%の範囲内に限
定すべきである。
(7) 硫黄: 硫黄は、合金中に不可避的に混入する不純物の1つであ
る。硫黄含有量は、少ない程、好ましいが、硫黄含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、硫黄含有量が、0.00
2wt.%を超えると、合金の熱間加工性を劣化させ、そし
て、合金中に硫化物が形成される。硫化物は、磁壁の移
動を阻害して、合金の透磁率を低下させる。更に、上述
した硫化物は、本発明の第1回焼鈍時において、再結晶
集合組織を形成する再結晶粒(オーステナイト)が、本
発明の第2回焼鈍時において、粗大化するのを阻害す
る。その結果、上述した再結晶粒(オーステナイト)の
粒径が小さいので、合金の保磁力が増大する。従って、
硫黄含有量は、0.002wt.%以下、そして、より好ましく
は、0.001wt.%以下に限定すべきである。
る。硫黄含有量は、少ない程、好ましいが、硫黄含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、硫黄含有量が、0.00
2wt.%を超えると、合金の熱間加工性を劣化させ、そし
て、合金中に硫化物が形成される。硫化物は、磁壁の移
動を阻害して、合金の透磁率を低下させる。更に、上述
した硫化物は、本発明の第1回焼鈍時において、再結晶
集合組織を形成する再結晶粒(オーステナイト)が、本
発明の第2回焼鈍時において、粗大化するのを阻害す
る。その結果、上述した再結晶粒(オーステナイト)の
粒径が小さいので、合金の保磁力が増大する。従って、
硫黄含有量は、0.002wt.%以下、そして、より好ましく
は、0.001wt.%以下に限定すべきである。
(8) 燐: 燐は、合金中に不可避的に混入する不純物の1つであ
る。燐含有量は、少ない程、好ましいが、燐含有量を、
工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観点か
ら困難である。しかしながら、燐含有量が、0.006wt.%
を超えると、合金の熱間加工性を劣化させると共に、本
発明の第1回焼鈍時において、再結晶集合組織を形成す
る再結晶粒(オーステナイト)の方位が、磁気特性に有
利な方向に変化するのを阻害する。更に、燐含有量が0.
006wt.%を超えると、本発明の第2回焼鈍時において
も、上述した再結晶粒の方位は、磁気特性に有利な方向
に、十分には変化しない。その結果、合金の透磁率が低
下する。従って、燐含有量は、0.006wt.%以下に限定す
べきである。
る。燐含有量は、少ない程、好ましいが、燐含有量を、
工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観点か
ら困難である。しかしながら、燐含有量が、0.006wt.%
を超えると、合金の熱間加工性を劣化させると共に、本
発明の第1回焼鈍時において、再結晶集合組織を形成す
る再結晶粒(オーステナイト)の方位が、磁気特性に有
利な方向に変化するのを阻害する。更に、燐含有量が0.
006wt.%を超えると、本発明の第2回焼鈍時において
も、上述した再結晶粒の方位は、磁気特性に有利な方向
に、十分には変化しない。その結果、合金の透磁率が低
下する。従って、燐含有量は、0.006wt.%以下に限定す
べきである。
(9) カーボン: カーボンは、合金中に不可避的に混入する不純物の1つ
である。カーボン含有量は、少ない程、好ましいが、カ
ーボン含有量を、工業的規模で大幅に低減させること
は、経済性の観点から困難である。しかしながら、カー
ボン含有量が0.01wt.%を超えると、合金の熱間加工性
および磁気特性が劣化する。従って、カーボン含有量
は、0.01wt.%以下に、そして、より好ましくは0.004w
t.%以下に限定すべきである。
である。カーボン含有量は、少ない程、好ましいが、カ
ーボン含有量を、工業的規模で大幅に低減させること
は、経済性の観点から困難である。しかしながら、カー
ボン含有量が0.01wt.%を超えると、合金の熱間加工性
および磁気特性が劣化する。従って、カーボン含有量
は、0.01wt.%以下に、そして、より好ましくは0.004w
t.%以下に限定すべきである。
(10) 酸素: 酸素は、合金中に不可避的に混入する不純物の1つであ
る。酸素含有量は、少ない程、好ましいが、酸素含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、酸素含有量が、0.00
3wt.%を超えると、合金中に酸化物介在物が形成され
る。酸化物介在物は、磁壁の移動を阻害し、その結果、
合金の透磁率を低下させる。更に、上述した酸化物介在
物は、本発明の第1回焼鈍時において、再結晶集合組織
を形成する再結晶粒(オーステナイト)が、本発明の第
2回焼鈍時において、粗大化するのを阻害する。その結
果、上述した再結晶粒(オーステナイト)の粒径が小さ
いので、合金の保磁力が増大する。従って、酸素含有量
は、0.003wt.%以下、そして、より好ましくは、0.002w
t.%以下に限定すべきである。
る。酸素含有量は、少ない程、好ましいが、酸素含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、酸素含有量が、0.00
3wt.%を超えると、合金中に酸化物介在物が形成され
る。酸化物介在物は、磁壁の移動を阻害し、その結果、
合金の透磁率を低下させる。更に、上述した酸化物介在
物は、本発明の第1回焼鈍時において、再結晶集合組織
を形成する再結晶粒(オーステナイト)が、本発明の第
2回焼鈍時において、粗大化するのを阻害する。その結
果、上述した再結晶粒(オーステナイト)の粒径が小さ
いので、合金の保磁力が増大する。従って、酸素含有量
は、0.003wt.%以下、そして、より好ましくは、0.002w
t.%以下に限定すべきである。
(11) 窒素: 窒素は、合金中に不可避的に混入する不純物の1つであ
る。窒素含有量は、少ない程、好ましいが、窒素含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、窒素含有量が、0.00
15wt.%を超えると、窒素は、合金中のボロンと容易に
結合して窒化硼素(BN)を形成し、その結果、固溶状態
のボロン量を低減させる。更に、上述した窒化硼素(B
N)は、磁壁の移動を阻害して、合金の透磁率を低下さ
せる。従って、窒素含有量は、0.0015wt.%以下に、そ
して、より好ましくは、0.0010wt.%以下に限定すべき
である。
る。窒素含有量は、少ない程、好ましいが、窒素含有量
を、工業的規模で大幅に低減させることは、経済性の観
点から困難である。しかしながら、窒素含有量が、0.00
15wt.%を超えると、窒素は、合金中のボロンと容易に
結合して窒化硼素(BN)を形成し、その結果、固溶状態
のボロン量を低減させる。更に、上述した窒化硼素(B
N)は、磁壁の移動を阻害して、合金の透磁率を低下さ
せる。従って、窒素含有量は、0.0015wt.%以下に、そ
して、より好ましくは、0.0010wt.%以下に限定すべき
である。
この発明の方法においては、上述した化学成分組成を有
する合金板に、50から98%の範囲内の圧下率で、第1回
冷間圧延を施こし、次いで、780から950℃の範囲内の温
度で、第1回焼鈍を施こし、次いで、75から98%の範囲
内の圧下率で、第2回冷間圧延を施こし、そして、次い
で、950から1,200℃の範囲内の温度で、第2回焼鈍を施
こす。
する合金板に、50から98%の範囲内の圧下率で、第1回
冷間圧延を施こし、次いで、780から950℃の範囲内の温
度で、第1回焼鈍を施こし、次いで、75から98%の範囲
内の圧下率で、第2回冷間圧延を施こし、そして、次い
で、950から1,200℃の範囲内の温度で、第2回焼鈍を施
こす。
この発明の方法において、第1回冷間圧延の圧下率を、
50から98%の範囲内に、そして、第2回冷間圧延の圧下
率を、75から98%の範囲内に、限定した理由について説
明する。
50から98%の範囲内に、そして、第2回冷間圧延の圧下
率を、75から98%の範囲内に、限定した理由について説
明する。
後述する第1表中のNo.1の行に特定された化学成分組成
を有する本発明のNi-Fe系合金板に、30から98%の範囲
内で圧下率を変化させながら、第1回冷間圧延を施こ
し、そして、次いで、このように第1回冷間圧延を施こ
した合金板に、780から950℃の範囲内の温度で第1回焼
鈍を施こした。次いで、このように第1回焼鈍を施こし
た合金板に、40から98%の範囲内で圧下率を変化させな
がら、第2回冷間圧延を施こして、厚さ0.15mmの合金板
サンプルを調製した。このように調製した合金サンプル
から、45mmの外径および33mmの内径を有するJISリング
を打ち抜き、そして、これ等を試験片として使用した。
次いで、これ等の試験片に、水素雰囲気中において、試
験片を、1,100℃の温度に3時間保持し、次いで、これ
等を100℃/時の冷却速度で冷却することからなる、第
2回焼鈍を施こした。
を有する本発明のNi-Fe系合金板に、30から98%の範囲
内で圧下率を変化させながら、第1回冷間圧延を施こ
し、そして、次いで、このように第1回冷間圧延を施こ
した合金板に、780から950℃の範囲内の温度で第1回焼
鈍を施こした。次いで、このように第1回焼鈍を施こし
た合金板に、40から98%の範囲内で圧下率を変化させな
がら、第2回冷間圧延を施こして、厚さ0.15mmの合金板
サンプルを調製した。このように調製した合金サンプル
から、45mmの外径および33mmの内径を有するJISリング
を打ち抜き、そして、これ等を試験片として使用した。
次いで、これ等の試験片に、水素雰囲気中において、試
験片を、1,100℃の温度に3時間保持し、次いで、これ
等を100℃/時の冷却速度で冷却することからなる、第
2回焼鈍を施こした。
このように第2回焼鈍を施こしたこれ等の試験片につい
て、0.005エルステッド(以下、“0e"という)の磁場に
おける初透磁率μiと、最大透磁率μmと、50Hzの周波
数および0.1 0eの磁場におけるBr/Bm比と、第1回冷間
圧延の圧下率と、そして、第2回冷間圧延の圧下率との
間の関係を調べた。この結果を第1図(A)から第1図
(C)に示す。
て、0.005エルステッド(以下、“0e"という)の磁場に
おける初透磁率μiと、最大透磁率μmと、50Hzの周波
数および0.1 0eの磁場におけるBr/Bm比と、第1回冷間
圧延の圧下率と、そして、第2回冷間圧延の圧下率との
間の関係を調べた。この結果を第1図(A)から第1図
(C)に示す。
第1図(A)は、初透磁率と、そして、第1回および第
2回冷間圧延の圧下率との間の関係を示すグラフであ
り、第1図(B)は、最大透磁率と、そして、第1回お
よび第2回冷間圧延の圧下率との間の関係を示すグラフ
であり、そして、第1図(C)は、Br/Bm比と、そし
て、第1回および第2回冷間圧延の圧下率との間の関係
を示すグラフである。第1図(A)から第1図(C)に
おいて、“○”印は、第1回および第2回冷間圧延の両
者を施こした試験片を示し、そして、“△”印は、第1
回冷間圧延だけを施こした試験片を示す。
2回冷間圧延の圧下率との間の関係を示すグラフであ
り、第1図(B)は、最大透磁率と、そして、第1回お
よび第2回冷間圧延の圧下率との間の関係を示すグラフ
であり、そして、第1図(C)は、Br/Bm比と、そし
て、第1回および第2回冷間圧延の圧下率との間の関係
を示すグラフである。第1図(A)から第1図(C)に
おいて、“○”印は、第1回および第2回冷間圧延の両
者を施こした試験片を示し、そして、“△”印は、第1
回冷間圧延だけを施こした試験片を示す。
第1図(A)〜第1図(C)から明らかなように、50%
以上の圧下率で第1回冷間圧延を施こし、そして、75%
以上の圧下率で第2回冷間圧延を施こした試験片は、15
0,000以上の初透磁率μi、300,000以上の最大透磁率μ
m、および0.90以上のBr/Bm比によって実証されている
ように、優れた直流磁気特性および優れた交流磁気特性
を有している。これは、次の理由による。即ち、50%以
上の圧下率で第1回冷間圧延を施こすと、第1回冷間圧
延に引き続く第1回焼鈍時において、合金板の再結晶集
合組織を形成する再結晶粒(オーステナイト)の方位
が、磁気特性に有利な方向に変化するのを容易にする。
更に、75%以上の圧下率で第2回冷間圧延を施こすと、
第2回冷間圧延に引き続く第2回焼鈍時において、再結
晶集合組織を形成する、磁気特性に有利な方位を有する
再結晶粒が更に増加するのを容易にする。なお、上述し
た試験片の中で、第1回冷間圧延だけを施こした試験片
は、著しく低い初透磁率μi、著しく低い最大透磁率μ
mおよび著しく低いBr/Bm比を示している。一方、第1
回冷間圧延および第2回冷間圧延の圧下率が98%を超え
ると、冷間圧延時に、合金板のエッジ割れおよび過大な
ミル負荷が生じる。従って、この発明においては、第1
回冷間圧延の圧下率を、50から98%の範囲内に、そし
て、第2回冷間圧延の圧下率を、75から98%の範囲内
に、それぞれ、限定する。
以上の圧下率で第1回冷間圧延を施こし、そして、75%
以上の圧下率で第2回冷間圧延を施こした試験片は、15
0,000以上の初透磁率μi、300,000以上の最大透磁率μ
m、および0.90以上のBr/Bm比によって実証されている
ように、優れた直流磁気特性および優れた交流磁気特性
を有している。これは、次の理由による。即ち、50%以
上の圧下率で第1回冷間圧延を施こすと、第1回冷間圧
延に引き続く第1回焼鈍時において、合金板の再結晶集
合組織を形成する再結晶粒(オーステナイト)の方位
が、磁気特性に有利な方向に変化するのを容易にする。
更に、75%以上の圧下率で第2回冷間圧延を施こすと、
第2回冷間圧延に引き続く第2回焼鈍時において、再結
晶集合組織を形成する、磁気特性に有利な方位を有する
再結晶粒が更に増加するのを容易にする。なお、上述し
た試験片の中で、第1回冷間圧延だけを施こした試験片
は、著しく低い初透磁率μi、著しく低い最大透磁率μ
mおよび著しく低いBr/Bm比を示している。一方、第1
回冷間圧延および第2回冷間圧延の圧下率が98%を超え
ると、冷間圧延時に、合金板のエッジ割れおよび過大な
ミル負荷が生じる。従って、この発明においては、第1
回冷間圧延の圧下率を、50から98%の範囲内に、そし
て、第2回冷間圧延の圧下率を、75から98%の範囲内
に、それぞれ、限定する。
次に、この発明において、第1回焼鈍を施こす温度を、
780から950℃の範囲内に、そして、第2回焼鈍を施こす
温度を、950から1200℃の範囲内に限定した理由につい
て説明する。
780から950℃の範囲内に、そして、第2回焼鈍を施こす
温度を、950から1200℃の範囲内に限定した理由につい
て説明する。
後述する第1表中のNo.1の行に特定された化学成分組成
を有する本発明のNi-Fe系合金板に、60%の圧下率で、
第1回冷間圧延を施こし、そして、このように第1回冷
間圧延を施こした合金板に、600から1,100℃の範囲内で
焼鈍温度を変化させながら、第1回焼鈍を施こした。次
いで、このように第1回焼鈍を施こした合金板に、85%
の圧下率で、第2回冷間圧延を施こして、厚さ0.15mmの
合金板サンプルを調製した。このように調製した合金板
サンプルから、45mmの外径および33mmの内径を有するJI
Sリングを打ち抜き、そして、これ等を試験片として使
用した。次いで、これ等の試験片に、水素雰囲気中にお
いて、試験片を1,100℃の温度に3時間保持し、次い
で、これを、100℃/時の冷却速度で冷却することから
なる、第2回焼鈍を施こした。
を有する本発明のNi-Fe系合金板に、60%の圧下率で、
第1回冷間圧延を施こし、そして、このように第1回冷
間圧延を施こした合金板に、600から1,100℃の範囲内で
焼鈍温度を変化させながら、第1回焼鈍を施こした。次
いで、このように第1回焼鈍を施こした合金板に、85%
の圧下率で、第2回冷間圧延を施こして、厚さ0.15mmの
合金板サンプルを調製した。このように調製した合金板
サンプルから、45mmの外径および33mmの内径を有するJI
Sリングを打ち抜き、そして、これ等を試験片として使
用した。次いで、これ等の試験片に、水素雰囲気中にお
いて、試験片を1,100℃の温度に3時間保持し、次い
で、これを、100℃/時の冷却速度で冷却することから
なる、第2回焼鈍を施こした。
このように第2回焼鈍を施こしたこれ等の試験片につい
て、0.005 0eの磁場における初透磁率μiと、最大透磁
率μmと、50Hzの周波数および0.1 0eの磁場におけるBr
/Bm比と、そして、第1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係
を調べた。この結果を第2図(A)および第2図(B)
に示す。
て、0.005 0eの磁場における初透磁率μiと、最大透磁
率μmと、50Hzの周波数および0.1 0eの磁場におけるBr
/Bm比と、そして、第1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係
を調べた。この結果を第2図(A)および第2図(B)
に示す。
第2図(A)は、初透磁率と、最大透磁率と、そして、
第1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフであ
り、そして、第2図(B)は、Br/Bm比と、そして、第
1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフである。
第1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフであ
り、そして、第2図(B)は、Br/Bm比と、そして、第
1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフである。
第2図(A)および第2図(B)から明らかなように、
780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼鈍を施こした
試験片は、150,000以上の初透磁率μi、300,000以上の
最大透磁率μm、および、0.90以上のBr/Bm比によって
実証されているように、優れた直流磁気特性および優れ
た交流磁気特性を有している。これは、次の理由によ
る。即ち、780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼鈍
を施こすと、合金板は、完全に再結晶し、そして、再結
晶集合組織を形成する。しかも、再結晶集合組織を形成
する再結晶粒は、オーステナイトであって、粒径が小さ
く、そして、本発明の合金板の特別の化学成分の作用、
および、本発明の特別の第1回冷間圧延の作用と相まっ
て、再結晶粒の大部分は、磁気特性に有利な方位を有し
ている。上述した合金板に、第1回焼鈍に引き続いて、
本発明の範囲内の圧下率で第2回冷間圧延、および、95
0から1,200℃の範囲内の温度で第2回焼鈍を施こすと、
合金板は、再び、再結晶集合組織を形成する。この再結
晶集合組織においては、磁気特性に有利な方位を有する
再結晶粒の数は、第2回冷間圧延の作用によって、第1
回焼鈍時に形成された再結晶集合組織における、磁気特
性に有利な方位を有する再結晶粒の数よりも更に増加
し、そして、第2回焼鈍の作用によって、第1回焼鈍時
に形成された、粒径の小さいオーステナイト再結晶粒が
粗大化する。その結果、極めて、極めて高い透磁率が得
られる。780℃未満の温度で第1回焼鈍を施こすと、合
金板が十分に再結晶しないので、磁気特性に有利な方位
を有する再結晶粒の数が少ない。従って、更に、本発明
に特定された第2回冷間圧延および第2回焼鈍を施こし
ても、磁気特性に有利な方位を有する再結晶粒の数は少
ないままであり、その結果、透磁率が低下する。一方、
950℃を超える温度で第1回焼鈍を施こすと、合金板の
再結晶時の、オーステナイト再結晶粒の粒径が大きくな
る。従って、第1回焼鈍に引き続いて、合金板に第2回
冷間圧延を施こすと、第1回焼鈍時に形成された、磁気
特性に有利な方位を既に有する再結晶の方位が変化する
ので、第2回焼鈍を施こしても、磁気特性に有利な方位
を有する再結晶粒の数が増加しない。その結果、透磁率
が低下する。従って、この発明の方法においては、上述
した理由により、780から950℃の範囲内の温度で、第1
回焼鈍を行なうのである。
780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼鈍を施こした
試験片は、150,000以上の初透磁率μi、300,000以上の
最大透磁率μm、および、0.90以上のBr/Bm比によって
実証されているように、優れた直流磁気特性および優れ
た交流磁気特性を有している。これは、次の理由によ
る。即ち、780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼鈍
を施こすと、合金板は、完全に再結晶し、そして、再結
晶集合組織を形成する。しかも、再結晶集合組織を形成
する再結晶粒は、オーステナイトであって、粒径が小さ
く、そして、本発明の合金板の特別の化学成分の作用、
および、本発明の特別の第1回冷間圧延の作用と相まっ
て、再結晶粒の大部分は、磁気特性に有利な方位を有し
ている。上述した合金板に、第1回焼鈍に引き続いて、
本発明の範囲内の圧下率で第2回冷間圧延、および、95
0から1,200℃の範囲内の温度で第2回焼鈍を施こすと、
合金板は、再び、再結晶集合組織を形成する。この再結
晶集合組織においては、磁気特性に有利な方位を有する
再結晶粒の数は、第2回冷間圧延の作用によって、第1
回焼鈍時に形成された再結晶集合組織における、磁気特
性に有利な方位を有する再結晶粒の数よりも更に増加
し、そして、第2回焼鈍の作用によって、第1回焼鈍時
に形成された、粒径の小さいオーステナイト再結晶粒が
粗大化する。その結果、極めて、極めて高い透磁率が得
られる。780℃未満の温度で第1回焼鈍を施こすと、合
金板が十分に再結晶しないので、磁気特性に有利な方位
を有する再結晶粒の数が少ない。従って、更に、本発明
に特定された第2回冷間圧延および第2回焼鈍を施こし
ても、磁気特性に有利な方位を有する再結晶粒の数は少
ないままであり、その結果、透磁率が低下する。一方、
950℃を超える温度で第1回焼鈍を施こすと、合金板の
再結晶時の、オーステナイト再結晶粒の粒径が大きくな
る。従って、第1回焼鈍に引き続いて、合金板に第2回
冷間圧延を施こすと、第1回焼鈍時に形成された、磁気
特性に有利な方位を既に有する再結晶の方位が変化する
ので、第2回焼鈍を施こしても、磁気特性に有利な方位
を有する再結晶粒の数が増加しない。その結果、透磁率
が低下する。従って、この発明の方法においては、上述
した理由により、780から950℃の範囲内の温度で、第1
回焼鈍を行なうのである。
次いで、950から1,200℃の範囲内の温度で、第2回焼鈍
を施こすと、上述したように、合金板の再結晶集合組織
における、磁気特性に有利な方位を有するオーステナイ
ト再結晶粒の数が増加し、そして、上記再結晶数は粗大
化する。950℃未満の温度で第2回焼鈍を施こすと、再
結晶粒の粗大化が不十分となり、その結果、透磁率が低
下する。一方、1,200℃を超える温度で第2回焼鈍を施
こすと、再結晶集合組織が不均一になり、その結果、透
磁率が低下する。従って、この発明においては、950か
ら1,200℃の範囲内の温度で、第2回焼鈍を行なうので
ある。
を施こすと、上述したように、合金板の再結晶集合組織
における、磁気特性に有利な方位を有するオーステナイ
ト再結晶粒の数が増加し、そして、上記再結晶数は粗大
化する。950℃未満の温度で第2回焼鈍を施こすと、再
結晶粒の粗大化が不十分となり、その結果、透磁率が低
下する。一方、1,200℃を超える温度で第2回焼鈍を施
こすと、再結晶集合組織が不均一になり、その結果、透
磁率が低下する。従って、この発明においては、950か
ら1,200℃の範囲内の温度で、第2回焼鈍を行なうので
ある。
なお、本発明においては、熱間加工により、Ni-Fe系合
金板を調製するに際して、先ず、上述した素材を、1,00
0から1,300℃の範囲内の温度に加熱する。このように加
熱した素材に、800℃以上の温度で、熱間加工を施こ
し、そして、必要により、このように熱間加工を施こし
た素材に、加熱およびそれに引き続く熱間加工からなる
上述した工程を、1回以上繰り返し施こして、90%以上
の圧下率でNi-Fe系合金板を調製する。
金板を調製するに際して、先ず、上述した素材を、1,00
0から1,300℃の範囲内の温度に加熱する。このように加
熱した素材に、800℃以上の温度で、熱間加工を施こ
し、そして、必要により、このように熱間加工を施こし
た素材に、加熱およびそれに引き続く熱間加工からなる
上述した工程を、1回以上繰り返し施こして、90%以上
の圧下率でNi-Fe系合金板を調製する。
熱間加工に先立つ素材の加熱温度は、次の理由により、
1,000から1,300℃の範囲内に限定すべきである。即ち、
素材を、1,000から1,300℃の温度域まで加熱すると、構
成成分の偏析が無くなって、素材が均質化する。素材の
加熱温度が1,000℃未満では、上述した作用に所望の効
果が得られない。一方、素材の加熱温度が1,300℃を超
えると、熱間加工性が劣化する。
1,000から1,300℃の範囲内に限定すべきである。即ち、
素材を、1,000から1,300℃の温度域まで加熱すると、構
成成分の偏析が無くなって、素材が均質化する。素材の
加熱温度が1,000℃未満では、上述した作用に所望の効
果が得られない。一方、素材の加熱温度が1,300℃を超
えると、熱間加工性が劣化する。
800℃未満の熱間加工温度では、素材の熱間加工性が低
下するから、素材に熱間加工を施こす温度は、800℃以
上に限定すべきである。熱間加工における圧下率は、次
の理由により、90%以上に限定すべきである。即ち、圧
下率を90%以上とすると、合金板が均質化し、そして、
再結晶粒の粒径も均一になる。一方、圧下率が90%未満
では、上述した作用に所望の効果が得られない。本発明
のNi-Fe系合金板において、合金板の均質化、および、
再結晶粒の粒径の均一化が必要な理由は、次の通りであ
る。即ち、本発明の合金板は、常に、オーステナイトの
単一相を有しているので、上述したNi-Fe系合金板を調
製するときに、構成成分が偏析し、または、結晶粒の粒
径が不均一であると、このような成分の偏析および粒径
の不均一が本発明の冷間圧延および焼鈍において、その
まま残り易く、その結果、合金板の透磁率を低下させる
からであ。
下するから、素材に熱間加工を施こす温度は、800℃以
上に限定すべきである。熱間加工における圧下率は、次
の理由により、90%以上に限定すべきである。即ち、圧
下率を90%以上とすると、合金板が均質化し、そして、
再結晶粒の粒径も均一になる。一方、圧下率が90%未満
では、上述した作用に所望の効果が得られない。本発明
のNi-Fe系合金板において、合金板の均質化、および、
再結晶粒の粒径の均一化が必要な理由は、次の通りであ
る。即ち、本発明の合金板は、常に、オーステナイトの
単一相を有しているので、上述したNi-Fe系合金板を調
製するときに、構成成分が偏析し、または、結晶粒の粒
径が不均一であると、このような成分の偏析および粒径
の不均一が本発明の冷間圧延および焼鈍において、その
まま残り易く、その結果、合金板の透磁率を低下させる
からであ。
次に、この発明の、優れた直流磁気特性および優れた交
流磁気特性を有するNi-Fe系合金板の製造方法を、実施
例によって、更に詳細に説明する。
流磁気特性を有するNi-Fe系合金板の製造方法を、実施
例によって、更に詳細に説明する。
実施例1 第1表に示すように、この発明の範囲内の化学成分組成
を有するNi-Fe系合金、および、同じく第1表に示すよ
うに、この発明の範囲外の化学成分組成を有するNi-Fe
系合金を、真空溶解によって溶解し、次いで、インゴッ
トに鋳造した。次いで、得られたインゴットを1,000℃
の温度に加熱し、次いで、900℃以上の温度での熱間加
工、および、脱スケールを施こして、Ni-Fe系合金板を
調製した。このようにして得られた合金板に、60%の圧
下率での第1回冷間圧延、次いで、850℃の温度での第
1回焼鈍、そして、次いで、85%の圧下率での第2回冷
間圧延を施こして、0.15mmの厚さを有する、この発明の
範囲内の合金板のサンプル(以下、“本発明サンプル”
という)No.1から4、および、同様に0.15mmの厚さを有
する。この発明の範囲外の合金板のサンプル(以下、
“比較用サンプル”という)No.5から12を調製した。次
いでこのように調製した本発明サンプルNo.1〜4、およ
び、比較用サンプルNo.5〜12から、45mmの外径および33
mmの内径を有するJISリングを打ち抜き、そして、これ
等を試験片として使用した。次いで、これ等の試験片
に、水素雰囲気中において、試験片を1,100℃の温度に
3時間保持し、次いで、これ等を100℃/時の冷却速度
で冷却することからなる、第2回焼鈍を施こした。
を有するNi-Fe系合金、および、同じく第1表に示すよ
うに、この発明の範囲外の化学成分組成を有するNi-Fe
系合金を、真空溶解によって溶解し、次いで、インゴッ
トに鋳造した。次いで、得られたインゴットを1,000℃
の温度に加熱し、次いで、900℃以上の温度での熱間加
工、および、脱スケールを施こして、Ni-Fe系合金板を
調製した。このようにして得られた合金板に、60%の圧
下率での第1回冷間圧延、次いで、850℃の温度での第
1回焼鈍、そして、次いで、85%の圧下率での第2回冷
間圧延を施こして、0.15mmの厚さを有する、この発明の
範囲内の合金板のサンプル(以下、“本発明サンプル”
という)No.1から4、および、同様に0.15mmの厚さを有
する。この発明の範囲外の合金板のサンプル(以下、
“比較用サンプル”という)No.5から12を調製した。次
いでこのように調製した本発明サンプルNo.1〜4、およ
び、比較用サンプルNo.5〜12から、45mmの外径および33
mmの内径を有するJISリングを打ち抜き、そして、これ
等を試験片として使用した。次いで、これ等の試験片
に、水素雰囲気中において、試験片を1,100℃の温度に
3時間保持し、次いで、これ等を100℃/時の冷却速度
で冷却することからなる、第2回焼鈍を施こした。
このように第2回焼鈍を施こしたこれ等の試験片につい
て、0.005 0eの磁場における初透磁率μi、最大透磁率
μm、保磁力Hc、10 0eの磁場における飽和磁束密度Bm
10、および、0.10 0eの磁場におけるBr/Bm0.1比を含む
直流磁気特性と、そして、1KHzの周波数および5 0eの磁
場における実効透磁率(即ち、インダクタンス透磁率)
μe、および、50Heの周波数および0.1 0eの磁場におけ
るBr/Bm0.1比を含む交流磁気特性とを調べた。この結果
を第2表に示す。
て、0.005 0eの磁場における初透磁率μi、最大透磁率
μm、保磁力Hc、10 0eの磁場における飽和磁束密度Bm
10、および、0.10 0eの磁場におけるBr/Bm0.1比を含む
直流磁気特性と、そして、1KHzの周波数および5 0eの磁
場における実効透磁率(即ち、インダクタンス透磁率)
μe、および、50Heの周波数および0.1 0eの磁場におけ
るBr/Bm0.1比を含む交流磁気特性とを調べた。この結果
を第2表に示す。
第2表から明らかなように、本発明サンプルNo.1から3
は、何れも、150,000以上の初透磁率μi、310,000以上
の最大透磁率μm、0.009 0e以下の保磁力力Hc、およ
び、0.90以上のBr/Bm0.1比を含む、極めて優れた直流磁
気特性と、そして、19,000以上の実効透磁率μe、およ
び、0.90以上のBr/Bm0.1比を含む、極めて優れた交流磁
気特性とを有している。また、少量のカルシウムを含有
する本発明サンプルNo.4もまた、本発明サンプルNo.1か
ら3と同一レベルの、優れた直流磁気特性および優れた
交流磁気特性を有している。
は、何れも、150,000以上の初透磁率μi、310,000以上
の最大透磁率μm、0.009 0e以下の保磁力力Hc、およ
び、0.90以上のBr/Bm0.1比を含む、極めて優れた直流磁
気特性と、そして、19,000以上の実効透磁率μe、およ
び、0.90以上のBr/Bm0.1比を含む、極めて優れた交流磁
気特性とを有している。また、少量のカルシウムを含有
する本発明サンプルNo.4もまた、本発明サンプルNo.1か
ら3と同一レベルの、優れた直流磁気特性および優れた
交流磁気特性を有している。
一方、比較用サンプルNo.5から8の各々は、不可避的不
純物である。硫黄、燐、酸素および窒素のうちの少なく
とも1つを、本発明の範囲を外れて多量に含有してい
る。比較用サンプルNo.9および10は、本発明の範囲を外
れて、低いボロン含有量を有している。比較用サンプル
No.11は、本発明の範囲を外れて、高いボロン含有量を
有している。比較用サンプルNo.12は、不可避的不純物
であるガーボンを、本発明の範囲を外れて多量に含有し
ている。その結果、比較用サンプルNo.5から12は、何れ
も、98,000以下の初透磁率μi、180,000以下の最大透
磁率μm、0.011 0e以上の保磁力Hc、および、0.87以下
のBr/Bm0.1比を含む、劣った直流磁気特性と、そして、
18,000以下の実効透過率μe、および、0.86以下のBr/B
m0.1比を含む、劣った直流磁気特性とを有している。
純物である。硫黄、燐、酸素および窒素のうちの少なく
とも1つを、本発明の範囲を外れて多量に含有してい
る。比較用サンプルNo.9および10は、本発明の範囲を外
れて、低いボロン含有量を有している。比較用サンプル
No.11は、本発明の範囲を外れて、高いボロン含有量を
有している。比較用サンプルNo.12は、不可避的不純物
であるガーボンを、本発明の範囲を外れて多量に含有し
ている。その結果、比較用サンプルNo.5から12は、何れ
も、98,000以下の初透磁率μi、180,000以下の最大透
磁率μm、0.011 0e以上の保磁力Hc、および、0.87以下
のBr/Bm0.1比を含む、劣った直流磁気特性と、そして、
18,000以下の実効透過率μe、および、0.86以下のBr/B
m0.1比を含む、劣った直流磁気特性とを有している。
上述したところから明らかなように、本発明の範囲を外
れた化学成分組成を有するNi-Fe系合金板は、本発明の
範囲内の、第1回および第2回冷間圧延、ならびに、第
1回および第2回焼鈍を施こしても、直流磁気特性およ
び交流磁気特性が著しく劣っている。
れた化学成分組成を有するNi-Fe系合金板は、本発明の
範囲内の、第1回および第2回冷間圧延、ならびに、第
1回および第2回焼鈍を施こしても、直流磁気特性およ
び交流磁気特性が著しく劣っている。
実施例2 第1表に示した本発明サンプルNo.1の化学成分組成と同
一の化学組成を有するNi-Fe系合金、および、同じく第
1表に示した本発明サンプルNo.3の化学成分組成と同一
の化学成分組成を有するNi-Fe系合金を、真空溶解によ
って溶解し、次いで、インゴットに鋳造した。次いで、
得られたインゴットを、実施例1における同一の条件
で、加熱しそして熱間加工して、Ni-Fe系合金板を調製
した。このようにして得られた合金板に、第3表に示し
た条件で、第1回冷間圧延、第1回焼鈍および第2回冷
間圧延を施こして、0.15mmの厚さを有する合金板のサン
プルを調製した。次いで、このように調製した合金板の
サンプルから、45mmの外径および33mmの内径を有するJI
Sリングを打ち抜き、そして、これ等を試験片No.1から1
6として使用した。次いで、これ等の試験片No.1から16
に、水素雰囲気中において、試験片を1,100℃の温度に
3時間保持し、次いで、これ等を100℃/時の冷却速度
で冷却することからなる、第2回焼鈍を施こした。
一の化学組成を有するNi-Fe系合金、および、同じく第
1表に示した本発明サンプルNo.3の化学成分組成と同一
の化学成分組成を有するNi-Fe系合金を、真空溶解によ
って溶解し、次いで、インゴットに鋳造した。次いで、
得られたインゴットを、実施例1における同一の条件
で、加熱しそして熱間加工して、Ni-Fe系合金板を調製
した。このようにして得られた合金板に、第3表に示し
た条件で、第1回冷間圧延、第1回焼鈍および第2回冷
間圧延を施こして、0.15mmの厚さを有する合金板のサン
プルを調製した。次いで、このように調製した合金板の
サンプルから、45mmの外径および33mmの内径を有するJI
Sリングを打ち抜き、そして、これ等を試験片No.1から1
6として使用した。次いで、これ等の試験片No.1から16
に、水素雰囲気中において、試験片を1,100℃の温度に
3時間保持し、次いで、これ等を100℃/時の冷却速度
で冷却することからなる、第2回焼鈍を施こした。
このように第2回焼鈍を施こしたこれ等の試験片No.1か
ら16について、実施例1におけると同一の条件で、初透
磁率μi、最大透磁率μm、保磁力Hcおよび飽和磁束密
度Bm10を含む直流磁気特性と、そして、実効透磁率μe
およびBr/Bm0.1比を含む交流磁気特性とを調べた。この
結果を第3表に示す。
ら16について、実施例1におけると同一の条件で、初透
磁率μi、最大透磁率μm、保磁力Hcおよび飽和磁束密
度Bm10を含む直流磁気特性と、そして、実効透磁率μe
およびBr/Bm0.1比を含む交流磁気特性とを調べた。この
結果を第3表に示す。
第3表から明らかなように、この発明の範囲内の圧下率
で、第1回および第2回冷間圧延を施こし、そして、こ
の発明の範囲内の温度で、第1回および第2回焼鈍を施
こした試験片No.1から6は、何れも、152,000以上の初
透磁率μi、310,000以上の最大透磁率μmおよび0.009
0e以下の保磁力Hcを含む極めて優れた直流磁気特性
と、そして、19,000以上の実効透磁率μeおよび0.90以
上のBr/Bm0.1比を含む極めて優れた交流磁気特性とを有
している。
で、第1回および第2回冷間圧延を施こし、そして、こ
の発明の範囲内の温度で、第1回および第2回焼鈍を施
こした試験片No.1から6は、何れも、152,000以上の初
透磁率μi、310,000以上の最大透磁率μmおよび0.009
0e以下の保磁力Hcを含む極めて優れた直流磁気特性
と、そして、19,000以上の実効透磁率μeおよび0.90以
上のBr/Bm0.1比を含む極めて優れた交流磁気特性とを有
している。
これに対し、試験片No.7および12には、本発明の範囲を
外れて低い圧下率で、第2回冷間圧延が施こされてい
る。試験片No.8および13には、本発明の範囲を外れて低
い温度で、第1回焼鈍が施こされている。試験片No.9お
よび14には、本発明の範囲を外れて高い温度で、第1回
焼鈍が施こされている。試験片No.10および15には、本
発明の範囲を外れて低い圧下率で、第1回冷間圧延が施
こされている。
外れて低い圧下率で、第2回冷間圧延が施こされてい
る。試験片No.8および13には、本発明の範囲を外れて低
い温度で、第1回焼鈍が施こされている。試験片No.9お
よび14には、本発明の範囲を外れて高い温度で、第1回
焼鈍が施こされている。試験片No.10および15には、本
発明の範囲を外れて低い圧下率で、第1回冷間圧延が施
こされている。
その結果、本発明の範囲外の試験片No.7から10、およ
び、12から15は、何れも、本発明の範囲内の化学成分組
成を有しているにも拘らず、122,000以下の初透磁率μ
i、230,000以下の最大透磁率μmおよび0.011 0e以上
の保磁力Hcを含む、劣った直流磁気特性と、そして、1
7,000以下の実効透過率μeおよび0.88以下のBr/Bm0.1
比を含む、劣った交流磁気特性とを有している。
び、12から15は、何れも、本発明の範囲内の化学成分組
成を有しているにも拘らず、122,000以下の初透磁率μ
i、230,000以下の最大透磁率μmおよび0.011 0e以上
の保磁力Hcを含む、劣った直流磁気特性と、そして、1
7,000以下の実効透過率μeおよび0.88以下のBr/Bm0.1
比を含む、劣った交流磁気特性とを有している。
本発明の範囲外の試験片No.11および16には、冷間圧延
が1回だけ施こされている。その結果、試験片No.11お
よび16は、85,000以下の初透磁率μi、163,000以下の
最大透磁率μmおよび0.12 0e以上の保磁力Hcを含む、
著しく劣った直流磁気特性と、そして、16,500以下の実
効透磁率μeおよび0.75以下のBr/Bm0.1比を含む、著し
く劣った交流磁気特性とを有している。
が1回だけ施こされている。その結果、試験片No.11お
よび16は、85,000以下の初透磁率μi、163,000以下の
最大透磁率μmおよび0.12 0e以上の保磁力Hcを含む、
著しく劣った直流磁気特性と、そして、16,500以下の実
効透磁率μeおよび0.75以下のBr/Bm0.1比を含む、著し
く劣った交流磁気特性とを有している。
上述したところから明らかなように、本発明の範囲内の
化学成分組成を有するNi-Fe系合金板であっても、この
合金板に、本発明の範囲内の圧下率で、第1回および第
2回冷間圧延を施こし、そして、この発明の範囲内の温
度で、第1回および第2回焼鈍を施こさない限り、合金
板の直流磁気特性および交流磁気特性は、著しく劣る。
化学成分組成を有するNi-Fe系合金板であっても、この
合金板に、本発明の範囲内の圧下率で、第1回および第
2回冷間圧延を施こし、そして、この発明の範囲内の温
度で、第1回および第2回焼鈍を施こさない限り、合金
板の直流磁気特性および交流磁気特性は、著しく劣る。
上述した第1回冷間圧延を施こす前のNi-Fe系合金板を
調製する工程は、実施例1および2において述べた工程
に限定されるものではなく、上述した素材を真空溶解に
よって溶解し、薄いスラブに鋳造し、そして、鋳造のま
まで使用してもよく、または、更に、熱間圧延を施こし
て、合金板を調製してもよい。
調製する工程は、実施例1および2において述べた工程
に限定されるものではなく、上述した素材を真空溶解に
よって溶解し、薄いスラブに鋳造し、そして、鋳造のま
まで使用してもよく、または、更に、熱間圧延を施こし
て、合金板を調製してもよい。
[発明の効果] 以上詳述したように、この発明の方法によれば、優れた
直流磁気特性および優れた交流磁気特性を有するNi-Fe
系合金板を製造することができ、そして、このようにし
て製造された合金板は、より優れた直流磁気特性および
より優れた交流磁気特性が要求される、磁気増幅器およ
びパルス変圧等のための磁性材料として利用することが
でき、かくして、工業上有用な効果がもたらされる。
直流磁気特性および優れた交流磁気特性を有するNi-Fe
系合金板を製造することができ、そして、このようにし
て製造された合金板は、より優れた直流磁気特性および
より優れた交流磁気特性が要求される、磁気増幅器およ
びパルス変圧等のための磁性材料として利用することが
でき、かくして、工業上有用な効果がもたらされる。
第1図(A)は、Ni-Fe系合金板における、初透磁率μ
iと、第1回冷間圧延の圧下率と、そして、第2回冷間
圧延の圧下率との間の関係を示すグラフ、第1図(B)
は、Ni-Fe系合金板における、最大透磁率μmと、第1
回冷間圧延の圧下率と、そして、第2回冷間圧延の圧下
率との間の関係を示すグラフ、第1図(C)は、Ni-Fe
系合金板における、Br/Bm0.1比と、第1回冷間圧延の圧
下率と、そして、第2回冷間圧延の圧下率との間の関係
を示すグラフ、第2図(A)は、Ni-Fe系合金板におけ
る、初透磁率μiと、最大透磁率μmと、そして、第1
回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフ、第2図
(B)は、Ni-Fe系合金板における、Br/Bm比と、そし
て、第1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフで
ある。
iと、第1回冷間圧延の圧下率と、そして、第2回冷間
圧延の圧下率との間の関係を示すグラフ、第1図(B)
は、Ni-Fe系合金板における、最大透磁率μmと、第1
回冷間圧延の圧下率と、そして、第2回冷間圧延の圧下
率との間の関係を示すグラフ、第1図(C)は、Ni-Fe
系合金板における、Br/Bm0.1比と、第1回冷間圧延の圧
下率と、そして、第2回冷間圧延の圧下率との間の関係
を示すグラフ、第2図(A)は、Ni-Fe系合金板におけ
る、初透磁率μiと、最大透磁率μmと、そして、第1
回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフ、第2図
(B)は、Ni-Fe系合金板における、Br/Bm比と、そし
て、第1回焼鈍の焼鈍温度との間の関係を示すグラフで
ある。
Claims (2)
- 【請求項1】ニッケル :75から82wt.%、 モリブデン:2から6wt.%、 ボ ロ ン:0.0015から0.0050wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐、カーボ
ン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.002wt.%以下、 燐については、0.006wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 酸素については、0.003wt.%以下、 窒素については、0.0015wt.%以下、 からなる素材を使用し、前記素材に熱間加工を施して、
Ni-Fe系合金板を調製し、このように調製した前記合金
板に、50から98%の範囲内の圧下率で、第1回冷間圧延
を施こし、このように前記第1回冷間圧延を施こした前
記合金板に、780から950℃の範囲内の温度で、第1回焼
鈍を施こし、このように前記第1回焼鈍を施こした前記
合金板に、75から98%の範囲内の圧下率で、第2回冷間
圧延を施こし、そして、このように前記第2回冷間圧延
を施こした前記合金板に、950から1,200℃の範囲内の温
度で、第2回焼鈍を施こし、かくして、前記合金板に、
優れた直流磁気特性を付与することを特徴とする、優れ
た磁気特性を有するNi-Fe系合金板の製造方法。 - 【請求項2】ニッケル :76から81wt.%、 モリブデン:3から5wt.%、 カッパー :1.5から3.0wt.%、 ボ ロ ン:0.0015から0.0050wt.%、 残り、鉄および不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての硫黄、燐、カーボ
ン、酸素および窒素のそれぞれの含有量は、 硫黄については、0.002wt.%以下、 燐については、0.006wt.%以下、 カーボンについては、0.01wt.%以下、 酸素については、0.003wt.%以下、 窒素については、0.0015wt.%以下、 からなる素材を使用し、前記素材に熱間加工を施こし
て、Ni-Fe系合金板を調製し、このように調製した前記
合金板に、50から98%の範囲内の圧下率で、第1回冷間
圧延を施こし、このように前記第1回冷間圧延を施こし
た前記合金板に、780から950℃の範囲内の温度で、第2
回焼鈍を施こし、このように前記第1回焼鈍を施こした
前記合金板に、75から98%の範囲内の圧下率で、第2回
冷間圧延を施こし、そして、このように前記第2回冷間
圧延を施こした前記合金板に、950から1,200℃の範囲内
の温度で、第2回焼鈍を施こし、かくして、前記合金板
に、優れた直流磁気特性および優れた交流磁気特性を付
与することを特徴とする、優れた磁気特性を有するNi-F
e系合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7676289A JPH076046B2 (ja) | 1988-04-01 | 1989-03-30 | 優れた磁気特性を有するNi―Fe系合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63-78153 | 1988-04-01 | ||
JP7815388 | 1988-04-01 | ||
JP7676289A JPH076046B2 (ja) | 1988-04-01 | 1989-03-30 | 優れた磁気特性を有するNi―Fe系合金板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0230743A JPH0230743A (ja) | 1990-02-01 |
JPH076046B2 true JPH076046B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=26417892
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7676289A Expired - Lifetime JPH076046B2 (ja) | 1988-04-01 | 1989-03-30 | 優れた磁気特性を有するNi―Fe系合金板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH076046B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04110051A (ja) * | 1990-08-30 | 1992-04-10 | Morikazu Usami | 製粉方法 |
JP2011068998A (ja) * | 2000-09-29 | 2011-04-07 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | Fe−Ni系パーマロイ合金 |
JP4795900B2 (ja) * | 2000-09-29 | 2011-10-19 | 日本冶金工業株式会社 | Fe−Ni系パーマロイ合金 |
JP4240823B2 (ja) | 2000-09-29 | 2009-03-18 | 日本冶金工業株式会社 | Fe−Ni系パーマロイ合金の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-30 JP JP7676289A patent/JPH076046B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0230743A (ja) | 1990-02-01 |
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