KR960008887B1 - Ni-Fe계 자성합금 및 그 제조방법 - Google Patents

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Description

Ni-Fe계 자성합금 및 그 제조방법

제1도는 본 발명에 의해 정의된 파라미터(X)와 초기 투자율 사이의 관계를 도시하는 그래프.

제2도는 본 발명에 따라, 초기 투자율과 Mo 편석율 사이의 관계를 도시하는 그래프.

제3도는 본 발명에 의해, S에 대한 Ca의 다른 무게비, (Ca/S), 를 갖는 Ni-Fe합금에 대해 측정된 면적 감소율과 인장시험 온도 사이의 관계를 도시하는 그래프.

제4도는 본 발명에 따라, 950-1150℃ 온도범위에서의 최소면적 감소율과 Ca와 S의 무게비, (Ca/S), 사이의 관계를 도시하는 그래프.

제5도는 본 발명에 의해, Ni-Fe 합금의 잉곳에서 취해진 시험편의 면적감소율과 가열온도사이의 관계를 도시하는 그래프.

제6도는 본 발명에 따라, Ni-Fe 합금의 슬랩에서 취한 시험편의 면적감소율과 가열온도 사이의 관계를 도시하는 그래프.

본 발명은 우수한 자기특성 및 제조성을 갖는 자성합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

JIS(Japanese Industrial Standards) C2531에 규정된 PC(이하, PC 퍼멀로이로서 간략하게 언급됨)에 해당하는 Ni-Fe 합금은 자기헤드의 케이싱 및 코어, 여러종류의 변압기의 자철심, 자기절연체등으로서 널리 사용되어 왔다.

그러나, PC 퍼멀로이의 잉곳은 열간 가공성이 좋지 않으며, 이것이 슬랩빙(slabbing)될때, 후술되는 이유로 인해 제조된 슬랩은 표면결함발생이 불가피하게 된다. PC 퍼멀로이의 열간가공성은 Ni 함량에 따라 변화하며, Ni 함량이 높으면 높을수록 열간가공성이 저하된다. 따라서, 약 80wt.% Ni을 함유하는 PC 퍼멀로이 잉곳이 열간 가공성은 35-45wt.% Ni을 함유하는 Ni-Fe 합금 잉곳의 열간가공성 보다 상당히 낮다. 그 결과, 종래에는 슬랩빙은 에지크랙(edge cracks)과 같은 표면 결함이 낮고, 또는 우수한 표면성질을 갖는 슬랩을 얻도록 PC 퍼멀로이 잉곳에 사용될 수 없어서, 단조법이 효과적으로 사용되었다. 단조법이 표면결함이 낮은 슬랩을 주는 이유는 이 방법이 다축응력 및 전단응력이 잉곳에 작용하는 슬랩과 비교하여 주로 압축력을 이용하기 때문이다. 슬랩방법과는 달리, 단조법은 열간가공 효율이 낮으며, 슬랩표면 결함발생을 크게 감소시킬 수 없다. 따라서, 단조법은 또한 슬랩표면 결합을 제거하는 단계가 필요하며, 이 때문에 여분의 노력과 시간을 요하므로 좋지 않다.

PC 퍼멀로이를 포함하여, 낮은 열간 가공성을 갖는 잉곳이 슬랩을 형성하도록 슬랩빙될때, 얻어진 슬랩은 아마 많은 표면결합을 가질 것이다. 이러한 현상은 슬랩빙된 잉곳이 1×1s^-1이상의 변형율로 변형을 일으키고 그때의 에지 및 표면층의 온도가 900℃ 만큼 낮아지는 잉곳의 중심구역의 온도보다 낮기 때문이다. 변형율은 단위시간으로서 1초 동안 일어나는 변형으로 표시된다.

그 결과, 보다내에서 이와같은 온도 그레디언트를 갖는 잉곳은 슬랩빙에 의해 변형될 때 에지크랙과 같은 표면결함을 일으키게 된다.

특히, 양호하지 못한 열간 가공성을 갖는 PC 퍼멀로이가 슬랩빙될 때, 불순물 원소가 잉곳의 온도감소 시간 동안에 오스테나이트상의 결정입계에서 편석되기 시작하여, 결정입계가 메짐성(embrittlement)상태로 되어 잉곳의 50-1000℃ 온도 범위에서 연성을 현저하게 저하시켜서 슬랩표면상에 많은 결함을 가져오게 된다.

이러한 열간가공성의 문제점을 또한 압연 합금판의 열압법에 의해 프레스 형상 제조시에도 일어난다.

Ni-Fe 합금에서 발생되는 이들 문제점을 극복하기 위해, 종래에는 하기와 같이 제안되었다.

(1) 일본국 특허공고 제60-7017호는 75.0-84.9wt.% Ni, 0.5-5.0wt.% Ti, 0.0010-0.0020wt.% Mg, 및 Fe와 C : 0.03wt.% 이하 및 S : 0.003wt.% 이하인 불가피한 불순물로 된 잔여부로 구성되는 강자성 Ni-Fe 합금을 게시하고 있다(이후, 종래기술 1로서 언급됨).

(2) 일본국 특허공개 제62-227054호는 70-85wt.%, 1.2wt.% 이하의 Mn, 1.0-6.0wt.% Mo, 1.0-6.0wt.% Cu, 1.0-5.0wt.% Cr, 0.0020-0.0150wt.% B 및 Fe와 0.005wt.% 이하의 S, 0.01wt.% 이하의 P, 및 0.01wt.% 이하의 C로 된 불가피한 불순물로 이루어진 잔여부로 구성되며, S, P 및 C의 함량에 대한 B의 함량의 무게비가 0.08-7.0인 강자성 Ni-Fe 합금이 게제되어 있다(이후, 종래기술 2 라 언급됨).

상술한 바와 같이, PC 퍼멀로이는 고 투자율 및 저 보자력의 특성을 갖고 있다. 실용적인 PC 퍼멀로이는 80% Ni-5% Mo-Fe(슈퍼멀로이) 및 77% Ni-5% Cu-4% Mo-Fe(Mo,Cu 퍼멀로이)를 포함하며, 초기 투자율 150,000 및 정상레벨에서 최대 투자율 300,000를 부여한다.

최근의 전자공학 기법에 있어서, 소형 고 성능장치를 이용하도록 상술한 것보다 더 높은 레벨을 요한다. 이러한 요구에 대처하도록, 종래 기술 2는 불순물의 절감 및 Cr 첨가에 의해 자기특성을 개선시키는 기법으로 소개되었다.

그러나, 종래기술은 다음과 같은 문제점을 갖고 있다.

종래 기술 1의 특징은 황화물을 형성하려는 강한 성향을 갖는 Mg에 의해 불순물 원소, S를 고정시키므로써 열간 가공성을 개선시키는데 있다. 실시예에 기재된 바와같이, 그러나 종래기술 1의 합금을 공업처리과정에서 특히 중요한 범위인 950-1150℃의 온도범위에서 50-60% 레벨의 저 면적 감서율을 나타낸다. 그 결과, 이러한 합금의 표면상에서의 열간가공으로 슬랩표면상에 많은 결함을 일으킨다.

상술한 면적의 감소율은 원단면적에 대한 백분율로서 [(A-A')/AX100]의 식으로 나타낸 1^-1이상의 변형률의 인장강도하에서 파괴시의 최소단면적(A')과 시험편의 원단면적(A) 사이의 차이의 비율로서 정의된다. 이 값은 시험편을 파괴시키는 인장시험기를 이용하여 측정된다.

종래 기술 2의 특징은 불순물로서 S, P 및 C 함량을 감소시키고, 결정입계의 불순물원소의 편석을 억제하도록 B를 첨가함으로써 합금의 열간가공성을 향상시키는데 있다. 그러나, 본 발명자에 의해 행해진 실험에 의하면, 종래 기술 2의 합금은 열간 가공성이 극히 낮은 것으로 밝혀졌다. 즉, 본 발명자들은 진공용해로에 종래기술 2의 예에 개시된 합금 No. 5를 용해시켜서 잉곳을 제조하여, 잉곳을 5mm 직경 및 100mm 길이의 시험편을 형성하도록 절단했다. 시험편을 1200℃로 가열한 후에, 950℃로 냉각시켜서, 시험편의 면적감소율을 측정하였다. 그 값은 35%이었다.

따라서, 종래 기술 2의 합금도 열간가공에 있어서 중요한 법위인 950℃에서 저 면적감소율을 준다. 그결과, 합금이 열간가공될때, 얻어진 슬랩은 많은 표면 결함을 갖는다.

직류 자기 특성에 관해서는, 종래기술 2의 특징인 불순물의 감소 및 Cr 첨가는 수소 분위기에서의 최종 어니일링(1100℃×3hrs) 직후 최대의 초기 투자율 100,000레벨을 준다. 그래서, 이 기술은 고 자기 특성을 요하는 것에 적용할 수 없다.

종래 기술 1에 있어서도, 수소 분위기에서의 최종 어니일링(1100℃×3hrs) 직후의 직류투자율은 경우 초기투자율 26,000레벨을 부여한다. 따라서, 이 기술도 고 자기특성을 요하는 것에 만족스럽게 해결할 수 없다.

본 발명의 목적은 우수한 열간 가공성 및 우수한 자기특성을 갖는 Ni-Fe계 자성합금 및 그 합금 제조방법을 제공하는데 있다.

본 발명의 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 : 77-80wt.% Ni, 3.35-5wt.% Mo, 1.5-3wt.% Cu, 0.1-1.1wt.% Mn, 0.1wt.% 이하의 Cr, 0.003wt.% 이하의 S, 0.01wt.% 이하의 P, 0.005wt.% 이하의 O, 0.03wt.% 이하의 N, 0.02wt.% 이하의 C, 0.001-0.5wt.% Al, 1wt.% 이하의 Si, S에 대한 Ca의 무게비, (Ca/S), 2,6-6 및 Fe 및 불가피한 불순물로 된 잔여부로 구성되며; 합금은 3.2≤(2.02×[Ni]-11.13[Mo]-1.25×[Cu]-5.03[Mn])/(2.13×[Fe]≤3.8의 식을 만족시키며, 상기식에서 [Ni]는 Ni 함량, [Mo]은 Mo함량, [Cu]는 Cu함량, [Mn]은 Mn 함량, 및 [Fe]는 Fe 함량이며; 합금은 |(편선구역의 Mo 함량 - Mo 평균함량)/(Mo평균함량)| × 100%가 5%이하인 상기 편석율 방적식에 의해 한정된 Mo 편석율을 갖는 Ni-Fe 자성합금을 제공한다.

또한, 본 발명은 : 77-80wt.% Ni , 3.5-5wt.% Mo, 1.5-3wt.% Cu, 0.1-1.1wt.% Mn, 0.1wt.% 이하의 Cr, 0.003wt.% 이하의 S, 0.01wt.% 이하의 P, 0.005wt.% 이하의 O, 0.003wt.% 이하의 N, 0.02wt.% 이하의 C, 0.001-0.05wt.% 이하의 Al, 1wt.% 이하의 Si, S에 대한 Ca의 무게비, (Ca/S), 2.6-6, 및 불가피한 불순물로된 잔여부로 구성되는 합금 잉곳을 준비하며; 상기 합금은 3.2≤(2.02×[Ni]-11.13×[Mo]-1.25×[Cu]-5.03×[Mn]/(2.13×[Fe])≤3.8의 식을 만족시키며, 상기식에서 [Ni]는 Ni함량, [Mo]는 Mo함량, [Cu]는 Cu함량, [Mn]는 Mn 함량이며, [Fe]는 Fe 함량이며; 합금잉곳을 1200-1300℃에서 10-30시간동안 가열시키며; 슬랩을 생성하도록 가열된 잉곳을 950℃ 이상의 종료온도에서 슬랩하며; 슬랩을 1150-1270℃에서 1-5시간동안 가열시키며; 열간압연제품을 생산하도록 950℃이상의 종료온도에서 슬랩하며; 가열된 슬랩을 열간압연하며; |(편석구역의 Mo함량 - Mo 평균함량)/(Mo평균함량)|×100%인 편석율 방정식에서 0.5% 이하를 만족시키는 상기 편석율방정식에 의해 한정된 Mo 편식율을 갖는 Ni-Fe 자성합금을 생성시키는 단계로 구성되는 Ni-Fe 자성합금 제조방법을 제공한다.

본 발명의 Ni-Fe 자성합금은 특정범위내에서 다음원소들의 함량 균형을 유지하면서, 불순물 원소들의 함량을 조절하고, 충분한 양의 Al 및 Ca를 첨가하며, Ni, Mo, Cu, Mn 및 Fe의 첨가량을 최적화하며, Mo 편석율을 특정준위내로 조절하므로써, 유사한 조성그룹을 갖는 종래의 Mo, Cu 퍼멀로이 및 슈퍼멀로이에 의해 실현될 수 없는 고 투자율 뿐만 아니라 개선된 열간 가공성도 갖고 있다.

본 발명에 있어서, 각각의 원소함량을 한정하는 이유에 관하여 하기에 기술되어 있다.

본 발명의 목적인 자기 특성개선은 합금의 불순물 원소인 P, S, O, N, C, Cr 및 Si의 함량조절에 의해 달성된다. 이들 원소함량을 한정시키는 이유는 다음과 같다.

인은 본 발명의 고 Ni-Fe 합금의 열간가공성을 해치는 원소이며, 수소분위기하의 최종 어니일링에 입방조직에 성형성을 약화시키는 역할을 한다. P함량이 0.01wt.%이상일때, 초기 투자율은 저하하고, 열간가공성도 저하한다. 따라서, P함량의 상한값은 0.010wt.%로 한정된다. P함량의 하한값은 제강의 경제적인 측면을 고려할 때 0.0005wt.%인 것이 바람직하다.

황은 열간 가공성을 해치는 원소이면서, 수소 분위기하에서의 최종 어니일링 단계시에 입자성장 억제를 통해 투자율을 저하시키기 때문에 자기특성에 매우 해로운 원소이다. S합금이 0.0030wt.% 이상일때, Ni, Mo, Cu, Mn 및 Fe의 함량이 최적이더라도(하기에 서술됨), 자기 특성은 개선될 수 없을 것이며, 열간가공성도 저하된다. 따라서, S함량의 상한값은 0.0030wt.%로 한정된다. 직류하에서의 초기 투자율은 개선시키기 위해서는 S함량을 0.0010wt.% 이하로 정하는 것이 바람직하다. S함량의 하한값은 제강의 경제적인 측면을 고려할 때 0.0001wt.%인 것이 바람직하다.

산소는 본 발명의 합금에 산화 함유물로서 존재하며, 과잉량의 산화함유물은 수소 분위기하에서의 최종 어니일링 단계시 입자성장을 억제하며, 어니일링후에 입자크기를 소립자로 제한하며, 투자율 개선을 저해한다. 따라서, O는 자기특성에 극도로 해가되는 원소이며, O함량이 0.0050wt.% 이상일때, 본 발명의 목적인 자기 특성 개선은 Ni, Mo, Cu, Mn 및 Fe의 함량을 최적화한 후에라도 달성될 수 없다. 따라서, O함량의 상한 값은 0.0050wt.%로 한정된다. 게다가, 초기 투자율 개선시키기 위해서는, O함량은 0.0020wt.% 이하인 것이 바람직하다. O함량의 하한값은 제강의 경제적인 측면을 고려할 때, 0.0001wt.%인 것이 바람직하다. 0.001-0.002wt.%의 범위가 가장 바람직하다.

질소는 본 발명의 합금에 질화물을 생성하며, 이 질화물은 자기특성을 상당히 저하시킨다. N함량이 0.0030wt.% 이상일때, 자기특성은 상술한 이유로 상당히 저하된다. 그래서, N함량은 상한값은 0.0030wt.%로 한정된다. 또한, 초기 투자율을 개선시키기 위해서는 N함량이 0.0010wt.% 이하로 선택되는 것이 바람직하다. N의 하한값은 제강의 경제적인 측면을 고려하여 0.0001인 것이 바람직하다. 0.0006-0.001wt.%의 범위가 가장 바람직하다.

탄소는 본 발명의 합금에서 틈새형 원소로 존재하며, C과잉량은 투자율을 저하시키기 때문에 자기특성을 해치는 원소이다. C함량이 0.020wt.% 이상일때, 자기특성 저하는 상술한 이유로 인해 심각해진다. 따라서, C함량의 상한값은 0.020wt.%로 한정된다.

크롬은 투자율을 저하시키는 본 발명의 합금에 있어서의 불순물로 존재한다. Cr함량이 0.10wt.% 이상일때, 본 발명의 목적인 초기 투자율의 개산은 달성될 수 없다. 그래서 Cr 함량의 상한값은 0.10wt.%로 한정된다. Cr의 하한값은 제강의 경제적인 측면을 고려하여 0.001wt.%인 것이 바람직하다.

알루미늄은 탈산제로서 유효한 성분이다. 0.001wt.% 이하의 Al 함량은 본 발명에서 한정된 O함량이 과잉량이 되게 한다. 한편, 0.050wt.% 이상의 Al 함량은 투자율을 저하시킨다. 따라서 Al함량은 0.001-0.050wt.%의 범위로 한정된다.

규소도 Al과 유사한 탈산제로서 유효한 구성성분이다. 그러나 1.0wt.% 이상의 Si함량은 초기 투자율을 저하시킨다. 1.0wt.% 이하의 Si는 초기투자율을 저하시키지 않으면서 O함량 레벨을 양호한 레벨로 감소시킨다. 그래서, Si 함량의 상한값은 1.0wt.%로 한정된다. Si 하한값은 제강의 경제면을 고려하여 0.0001wt.%인 것이 바람직하다.

본 발명의 목적인 고 초기투자율을 얻기 위해서는, 상술한 바와 같이 불순물 함량 조절하에서 Ni, Mo, Ci, Mn 및 Fe 원소들을 각각 최적으로 첨가하고, 제한 범위내에서 이들 원소 함향 균형을 유지하여, Mo 편석율을 한정값보다 높지 않게 유지하는 것이 필요하다. 각각의 실질적인 구성성분을 한정시킨 이유로 대하여 하기에 설명하려고 한다.

니켈은 본 발명의 목적인 고 투자율 위해 77.0-80.0wt.% 범위내로 첨가되어야 하며, 77.0wt.% 이하 또는 80.0wt.% 이상의 Ni 함량은 투자율을 저하시킨다. 따라서, Ni 함량은 77.0-80.0wt.%의 범위로 한정된다.

몰리브덴은 3.5-5.0wt.% 범위내에서 본 발명이 목적으로 하는 고 투자율을 제공한다. 3.5wt.% 이하 또는 5.0wt.% 이상의 Mo 함량은 투자율을 개선시킬 수 없다. 따라서, Mo 함량은 3.5-5.0wt.%의 범위로 한정된다.

구리는 본 발명에서 한정된 조성을 갖는 합금의 직류 자기 특성을 극도로 향상시키는 효과를 갖고 있다. 이러한 Cu효과는 77.0-80.8wt.% Ni 및 3.5-5.0wt.% Mo의 조성을 가질때 나타나며, Cu 함량의 최적량은 1.5-3.0wt.%의 범위에 있다. Cu 함량이 1.5wt.% 이하일때, Cu 첨가효과는 나타나지 않으며, Cu 함량이 3.0wt.% 이상일때, 자기 특성은 저하된다. 따라서, Cu함량은 1.5-3.0wt.%의 범위로 한정된다.

망간은 Mo 및 Cu와 유사하게 본 발명의 합금의 자기특성에 영향을 미친다. Mn 함량이 1.10wt.% 이상이면, 투자율을 개선시킬 수 없으며, 0.10wt.% 이하는 열간 가공성을 저하시킨다. 따라서, Mn 함량은 0.10-1.10wt.%의 범위로 한정된다.

Ni, Mo, Cu, Mn 및 Fe의 성분사이의 균형에 관해서는 본 발명자들은 이들 성분들의 균형과 초기투자율 사이에 특히 명확한 상관관계를 갖는 파라미터를 알아냈다.

X=(2.02×[Ni]-11.13×[Mo]-1.25×[Cu]-5.03×[Mn])/(2.13×[Fe])

제1도는 본 발명의 한정된 범위내의 Ni, Mo, Cu, Mn, Cr, P, S, O, M, C, Si 및 Ca 함량 및 Mo편석율을 갖는 합금에 대한 초기 투자율과 파라미터(X) 사이의 관계를 도시한다. 각각의 시험편은 냉각압연, 열간압연후의 어니일링 처리를 반복하여, 수소증기 분위기에서 3시간 110℃로 열처리한 다음에 100℃/hr 속도로 냉각하므로써 얻어진 1.0mm 두께를 갖는 박판으로부터 내경 33mm, 외경 45mm를 갖는 링을 형성하도록 펀칭하므로써 준비되었다.

제1도에 도시된 바와 같이, 파라미터(X)가 3.2이하 또는 3.8이상인 범위에서는 초기 투자율은 200,000이하이다. 그러나, 파라미터(X)가 3.2와 3.8사이의 범위에서는 200,000이상의 고 초기 투자율이 얻어진다. 따라서, 본 발명은 고 초기 투자율은 제공하는 성분 균형을 부여하는 3.2-3.8범위로 파라미터(X)값을 한정한다.

편석율에 관해서는 제2도는 본 발명의 범위내의 Ni, Mo, Cu, Mn, Cr, P, S, O, N, C, Si, Ca 및 Al 함량을 갖고, 본 발명의 범위내의 파라미터(X)를 갖는 합금에 대한 초기 투자율과 Mo 편석율 사이의 관계를 도시한다. 편석율은 하기의 방정식으로 정의된다.

|([편석구역의 Mo 함량] - [Mo 평균함량] / [Mo 평균함량]| × 100%

편석은 합금에 함유된 용질이 합금에 불균일 하게 분산된 상태이다. 두 형태의 편석형태가 있는데, 즉, 하나는 마이크로스믹(microsmic) 검사로부터, 강철괴가 응고할때 수지상 결정사이에 나타난 편석이며, 다른 하나는 세미매크로미스틱(semi-macromistic) 검사에 의해, 잉곳에 존재하는 용질의 위치에 따라 나타나는 편석이다. 편석구역은 평균함량에 대한 용질의 가장 치우친 함량(최대 또는 최소) 구역을 말한다.

제2도에 의하면, 5% 이하의 Mo 편석율에서 200,000이상의 고 투자율이 얻어진다. 따라서, 본 발명은 Mo 편석율을 5% 이하로 한정한다.

코발트함량은 본 발명에 있어서 반드시 한정되는 것은 아니다. 그렇지만, Co는 보통 불가피한 불순물로서 Ni-Fe 합금에 얼마간 함유되어 있다. 본 발명은 합금은 1% 이하의 Co를 함유할 수 있다.

본 발명자들은 우수한 열간 가공성과 함께, 상술한 고 투자율을 갖는 Ni-Fe 자성 합금을 제공하는 조성조건을 연구하여, 상술한 조성조건하에서, 존재하는 S함량에 상응하는 Ca 최적량의 첨가, 또는 Ca/S비가 2.6-6.0의 범위를 갖는 Ca첨가가, 우수한 가지특성을 유지하면서 열간가공성을 극도로 개선시켰다는 것을 알아냈다. 본 발명자들은 또한 Ca 최적량의 첨가에 의해 이와 같이 열간가공성이 상당히 개선된 것은 합금 응고시에 결정입계에 편석되는 S를 고정시키는 Ca 활성 때문이라는 것을 알아냈다.

칼슘은 2.6-6.0의 Ca/S 무게비로 첨되어야 한다. Ca/S가 2.6이하일때, S는 Ca에 의해 만족스럽게 고정되지 않고, 출력 첨효과는 충분히 기대되지 않는다. 한편, Ca/S가 6.0이상일때, Ca과잉량은 결정 입계를 쉽게 부서지게 하고 합금의 열간가공성을 저하시키는 저 용융점을 갖는 금속간 화합물을 형성한다. Ca 함량범위는 0.003-0.018wt.%인 것이 바람직하다.

Ca 첨가효과를 확증하도록, 본 발명자들은 다음 실험을 실시했다. 표 1에 기재되어 있는 합금 No.3(Ca/S : 3.5, 본 발명의 합금), No. 13(Ca 참가되지 않음. 비교합금), 및 No. 19(Ca/S : 7.0 비교합금)은 개별적으로 전기로에서 용융된 다음에 잉곳을 준비하도록 전기로 밖에서 정제되었다. 각각의 잉곳으로부터, 5mm 직경 및 100mm 길이를 갖는 시험편으로 절단된 다음에 20시간 1280℃로 가열되었다. 시험편은 인장시험을 위해 다른 온도 준위로 냉각되었다. 각 인장시험에서 각 시험편의 면적 감소율을 측정하였다. 제3도에서, 합금, No.3은 -△-으로 합금 No.13은 --으로, 합금 No.19는 … ■…로 각각 표시되어 있다. 이 시험과는 단독으로, 합금 No.3의 잉곳은 슬랩빙되었고, 시험편은 합금으로부터 절단되어 1200℃에서 3시간 동안 처리된 다음에, 상기와 같이 유사한 인장시험을 실시했다. 제3도에서, 방금 언급한 시험에 의한 합금 No.3은 …▲…으로 나타나 있다.

제3도는 시험결과를 도시한다. Ca/S 비가 3.5인 합금 No.3의 면적감소율은 Ca/S비가 0인 합금 No.13 및 Ca/S 비가 7.0인 합금 No.19의 면적감소율 보다 컸다. 특히, 합금 No.3은 열간가공의 주요구역인 950-1150℃의 온도범위에서 상당히 높은 값을 나타냈다. 이러한 현상은 합금 No.3이 우수한 열간가공성을 갖고 있는 것을 나타내며, 합금의 열간가공성을 개선시키기 위해 Ca/S 비의 특정범위내에서 Ca 첨가가 필요 불가결하다는 것을 의미한다.

본 발명자들은 Ca/S의 최적 무게비를 확인하도록 다음 실험을 행하였다. 표 1에 기재된 합금 No.1-No.10(본 발명의 합금), No.13(비교합금), 및 No.19(비교합금)은 전기로에서 용융된 다음에, 잉곳을 준비하도록 전기로 밖에서 정제되었다. 각 잉곳으로부터, 5mm 직경 및 100mm 길이를 갖는 시험편을 절단하여, 20시간 동안 1280℃로 가열하였다. 시험편은 최소 면적감소율의 측정심을 위해 950-1150℃로 냉각되었다. 결과는 제4도에 도시되어 있다. 이 도면에 따르면, 2.6-6.0범위의 Ca/S비는 본 발명의 목표 레벨인 60%보다 높은 면적 감소율을 부여한다. Ca/S 비가 6.0이상일때, 초기 투자율은 저하되었다. 따라서, 본 발명의 Ca 첨가는 2.6-6.0의 Ca/S 비로 한정된다.

본 발명의 합금제조 방법이 하기에 서술되어 있다.

슬랩빙 및 열간압연을 이용하는 본 발명의 합금제조 방법에 따라, 상술한 (파라미터(X)를 포함하여) 조성을 갖는 합금모재(base material)는 10-30시간동안 1200-130℃로 가열되며, 950℃이상의 종료온도에서 슬랩되며, 950℃이상의 종료온도에서 열간압연된다. 이와 같은 처리에 의해, 표면 결함을 거의 갖지 않고 우수한 자기특성을 갖는 Ni-Fe 합금이 주어진다.

합금 모재의 슬랩빙에 관해서는, 상술한 종료온도 및 특정 가열조건하에서 열간가공을 행하므로써 우수한 표면성질을 갖는 슬랩을 제조하는 것이 필요하다.

슬랩방식의 최적 가열온도를 확증하도록, 본 발명자들은 하기의 시험을 실시했다. 표 1에 기재된 합금 No.3(본 발명의 합금)은 전기로에서 용융된 다음에 잉곳을 준비하도록 전기로 밖에서 정재되었다. 잉곳에서, 5mm 직경 및 100mm 길이를 갖는 시험편으로 절단한 다음에, 20시간 동안 다른 온도 레벨로 가열되었다. 시험편은 각 가열 온도레벨의 면적감소율 측정하도록 시험되었다. 그 결과는 제5도에 도시되어 있다. 제5도에 따르면, 1200-1300℃의 가열온도 범위내에서, 본 발명의 목표레벨인 60%이상의 면감소율이 얻어졌다. 1200-1300℃의 가열 온도 범위가 고 면적감소율을 나타내는 이유는 면적감소율이 결정입계 및 고용체를 형성하는데 P에 대해 편석된 S로 인해 1250℃이르기까지 증가하며, 면적감소율이 S 및 P의 재형성된 고용체의 재편석 발생으로 인해 1250℃ 이상에서 감소하기 때문이다. 120℃ 이하의 가열온도에서 Mo 편석율이 5% 이상이 된다. 따라서, 슬랩빙 온도는 1200-1300℃의 범위로 한정된다.

가열시간에 관해서는, 본 발명이 목표로 하는 열간 가공조건개선 및 Mo 편석율의 조절은 후술하는 최적 열간압연 조건하에서 10-30시간내로 가열시간을 제한하므로써 달성된다. 가열시간이 10시간 이하면 Mo 편석율이 5% 이상이 되고, 30시간 이상이면 열간가공성이 심각할 정도로 저하된다. 따라서, 슬랩빙의 가열시간은 10-30시간의 범위로 한정된다.

슬랩빙의 다음 단계로서 열간압연에 있어서, 우수한 표면성질을 갖는 열간압연 코일을 얻기 위해서는, 코일을 1-5시간 동안 1150-1270℃로 가열하여 950℃ 이상의 종료온도에서 열간압연하는 것이 필요하다.

열간압연시의 최적 가열온도를 확증하도록, 본 발명자들은 하기 시험을 실시했다. 표 1에 기재된 합금 No.3(본 발명의 합금)은 잉곳을 준비하도록 전기로에서 용융된 다음에 전기로 밖에서 정제되었다. 잉곳은 상술한 본 발명의 조건하에서 브러시로 매끈하게 마무리되었다. 잉곳은 상술한 본 발명의 조건하에서 브러시로 매끈하게 마무리되었다. 잉곳을 절단하여 5mm 직경 및 100mm 길이를 갖는 시험편을 작성하여, 3시간동안 다른 온도레벨로 가열하였다. 시험편은 각 가열온도 레벨에 대한 면적감소율을 결정하도록 시험되었다. 그 결과는 제6도에 도시되어 있다. 제6도에 따라, 1150-1270℃의 가열온도 범위내에서, 본 발명의 목표 레벨인 60% 이상의 면적 감소율이 얻어졌다. 1150-1270℃의 가열온도 범위가 고 면적감소율을 제공하는 이유는 면적감소율이 결정입계 및 고융체를 형성하는 P에 편석된 S로 인해 1200℃까지 증가되고, 면적 감소율이 S 및 P의 재생성된 고용체의 재편석 발생으로 인해 1200℃ 이상에서 감소되기 때문이다. 가열온도가 1150℃ 이하이면 Mo 편석율은 5% 이상이 된다. 따라서, 슬랩빙 온도는 1150-1270℃ 범위로 한정된다.

가열온도에 관해서는, 본 발명이 목표로 하는 Mo 편석율 조절 및 열간가공 조건개선은 상술한 최적 슬랩빙 조건하에서 1-5시간 범위내로 가열시간을 제한하므로써 달성된다. 가열시간이 1시간 이하이면, Mo 편석율은 5% 이상이 되고, 가열시간이 5시간 이상이면, 열간가공성이 극도로 저하된다. 따라서, 열간압연의 가열시간은 1-5시간 범위로 한정된다.

슬랩빙 및 열간압연의 종료온도를 제한하는 이유는 하기에 서술되어 있다. 제3도에 의하면, 950℃ 이하의 인장시험 온도에서 합금 No.3(본 발명의 합금), 주물재료 및 슬랩빙재료의 면적감소율이 급격하게 낮아졌다. 이러한 현상은 950℃ 이하의 온도에서 결정입계 보다 입자내의 강도가 더 높기 때문일 것이다. 따라서, 슬랩빙 및 열간압연은 우수한 표면성질을 갖는 슬랩 및 열간압연 코일을 제조하도록 950℃ 이상의 종료온도에서 행해지는 것이 필요하다.

일반적으로, 본 발명의 합금은 상술한 열간압연 처리후에 냉간압연 및 어니일링 처리하여 최종 제품이 된다. 그렇지만, 열간압연된 재료는 최종 제품일 수 있다.

본 발명의 합금제조방법은 상술한 방법에 제한되어 있지 않다. 예를 들면, 상술한 조성을 갖는 합금이 얇은 주조판으로 주조된 다음에, 열간압연되거나, 또는 열간압연하지 않고 냉간압연상태로서 사용된다. 얇은 주조판이 모재로서 사용되는 경우에는 온간가공이 열간가공 대신에 냉간가공 효율을 향상시키도록 이용될 수 있다. 본 발명의 조성범위를 갖는 합금을 이용하므로써, 주조시 주조판의 표면결함발생을 억제할 수 있다. 주조판의 두께는 0.5-60mm이며, 세가지 주조판의 제조공정이 하기에 기술되어 있다.

제1공정에 있어서, 주조판은 800-1300℃에서 열간압연되어 냉각압연된다. 열간압연 이전에 양자택일적으로, 주조판은 800℃이상으로 가열될 수 있으며, 냉간압연 이전에 열간압연된 주조판은 디스케일(descale)될 수 있다.

제2공정에 있어서, 주조판은 50-800℃로 온간압연되어 냉간압연된다. 온간가공 이전에 선택적으로, 주조판은 800℃ 이상으로 가열될 수 있고, 냉간압연 이전에도 온간압연 주조판은 디스케일될 수 있다.

제3공정에 있어서,주조판은 냉각압연전에 열간압연하지 않고 냉간압연된다. 냉간압연전에, 주조판이 디스케일될 수 있다.

[예 1]

표 1 및 표 2에 주어진 조성을 갖는 고 Ni-Fe 합금을 전기로에서 용융되고 이차 제강 공정에서 정제된 다음에 잉곳으로 주조되었다.

합금 No.1-No.10은 본 발명의 합금이며, 합금 No.11-No.22는 비교합금이다. 표면결함을 제거한 후에, 이들 잉곳은 슬랩으로 압연되었다(합금 No.13을 제와한 잉곳에 대해서는 970℃의 압연종료 온도 및 1280℃×10시간의 가열조건하에서; 합금 No.13의 잉곳에 대해서는 950℃의 압연종료 온도 및 1200℃×10시간의 가열조건하에서 행해짐). 발생된 표면결함을 갖는 슬랩에 대해서는 결함을 제거하였다. 그 다음에 모든 슬랩에 산화방지제를 가하고 열간압연 코일을 형성하도록 열간압연(950℃ 압연종료 온도 및 1200℃×3시간)하였다. 열간압연 코일을 표면연삭 처리되고 1.0mm 두께를 갖는 냉간압연판을 형성하도록 냉간압연 되었다. 이들 판을 930℃에서 어니일링하므로써, 제품 코일이 얻어졌다. 표 3 및 표 4는 본 발명의 합금 및 비교합금의 재료특성을 나타내고 있다.

본 예에서, 950-1150℃ 온도 범위의 최소 면적 감소율은 하기 절차에 의해 측정되었다. 둥근 막대 시험편(각각 5mm 직경 및 100mm 길이를 가짐)은 잉곳으로부터 작성되어 1280℃로 20시간 가열된 다음에 다른 인장시험온도로 냉각되었다. 각 인장시험온도에서의 면적감소율이 측정되었다.

슬랩빙 후의 슬랩의 표면결함에 관해서는, 표면결함이 슬랩빙 단계시에 발생되는 응력분포로 인해 슬랩에지에서 일어나기 때문에, 슬랩에지에서 표면결함이 체크되었다. 슬랩에지에서의 표면결함은 2mm 이상의 깊이를 갖는 크랙길이를 합치므로써 양적으로 분석되었다. 크랙은 슬랩폭 방향을 따라 슬랩에지의 단위면적내에서 나타났다. Ni-Fe 합금의 잉곳이 1100℃ 이상의 온도로 가열될때, 결정입계 산화가 일어나며, 이러한 현상은 가열온도 상승과 더불어 촉진된다. 그러나, 결정입계 산화는 산화 방지제가 가해지고 가열온도가 1350℃ 이하로 낮아질 때 거의 일어나지 않는다. 본 예(후술되는 예 2 및 예 3을 포함하여)에 있어서, 산화방지제가 사용되고 잉곳 가열온도가 1350℃ 이하로 낮아졌다. 그 결과, 결정입계 산화에 의해 발생된 표면 결함은 무시할 정도로 남아 있었다.

열간압연 코일의 에지크랙에 관해서는, 모든 열간압연 코일의 표면검사가 전체 코일 길이에 대해 행해졌고, 그 결과는 표 3 및 표 4에 주어진 4등급으로 평가되었다 : 즉,

전혀 없음 : 크랙이 발생되지 않음.

거의없음 : 코일의 상하부중 한 부분에 발생된 크랙.

약간 있음 : 전체 코일 길이를 따라 발생된 크랙(2mm 이하)

심각함 : 전체 코일 길이를 따라 발생된 크랙(2mm 이상, 10mm 이하)

Mo 편석율은 제품코일의 압연방향에 수직하거나, 압연방향의 측방향으로 판단면을 가로질러 EPMA(전자프로브 마이크로 애널라이저(Electronic Prove Micro Analyzer)를 사용하여 측정되었으며, 편석율을 측정하는데 하기의 식이 사용되었다.

|([편석 구역의 Mo 함량] - [Mo 평균함량]) / [Mo 평균함량] | X100%; 상기 식에서, [편석구역의 Mo 함량] : 합금 단면의 편석구역의 Mo 함량 (wt.%); [Mo 평균함량] : 합금단면의 Mo 평균함량 (wt.%)이다.

초기 투자율은 제품코일에서 외경 45mm 및 내경 33mm를 갖는 JIS링을 절단하도록 펀칭하고, 수소 분위기하에서 3시간 동안 1100℃로 가열한 다음에 100℃/hr 속도로 냉각하므로써 준비된 시험편에 대해 측정되었다.

표 3 및 표 4의 재료 No.1-No.10은 본 발명의 성분조성 및 Mo 편석율 조건을 모두 만족하는 합금이다. 이들은 950℃-1150℃ 온도범위의 최소 면적감소율(이하, 면적감소율로 간략하게 언급됨)가 60% 이상임을 나타내며, 슬랩빙후에 슬랩상에 표면결함이 전혀 나타나지 않으며, 열간압연 코일상에 에지크랙이 전혀 발생되지 않음을 나타내므로, 제조성이 우수하다는 것을 말해준다. 또한, 이를 재료는 200,000 이상의 초기 투자율을 부여하며, 우수한 레벨이다. 재료 No.1-No.4는 파라미터(X)가 3.35-3.55이고, 더욱더 양호한 저 레벨의 S, O 및 N 함량을 갖는 본 발명의 합금이다. 이 재료는 470,000 이상의 초기투자율을 제공하는데, 이 레벨은 본 발명의 예에 게시된 합금중 가장 우수하다.

그와 반대로, 재료 No. 11, No.12, No.20 및 No.22는 비교예이며, No.11은 Ni 함량 및 파라미터(X)에 있어서, 본 발명의 상한값을 초과하며, No.12는 Ni 함량 및 파라미터(X)에 있어서, 본 발명의 하한값에 미달되며, No.20은 Al 함량에 있어서 본 발명의 상한값을 초과하며, No.22는 Mn 함량에 있어서 본 발명의 상한 값을 초과한다. 이들 모든 비교예는 본 발명의 예보다 낮은 초기투자율을 준다.

재료 No.13은 Ca를 함유하지 않은 비교예이다. 이 재료는 매우 낮은 면적감소율, 14%를 나타내며, 슬랩빙 후에 슬랩표면 상에 많은 결함이 생기고, 열간압연 코일에 에지크랙이 현저하게 발생된다. 합금의 Mo편석율은 5%를 초과하며, 초기 투자율은 본 발명의 예보다 낮다.

재료 No.14 및 No.15는 P함량 및 S함량에 있어서 본 발명의 상한값을 초과하고, 각각 23% 및 11%의 매우 낮은 면적 감소율과, 본 발명의 예보다 낮은 초기 투자율을 나타내는 비교예이다. 이들은 슬랩빙후에 슬랩표면상에 많은 결함을 발생시키며, 열간압연 코일에 상당한 에지크랙을 발생시킨다.

재료 No.16, No.17 및 No.18은 각각, O함량, N함량 및 C함량에 있어서, 본 발명의 상한값을 초과하는 비교예이다. 이들은 본 발명의 예 보다 낮은 초기 투자율을 나타낸다.

재료 No.19는 Cr함량 및 Ca/S비에 있어서, 본 발명의 상한값을 초과하는 비교예이다. 이것은 본 발명의 예보다 낮은 초기투자율을 나타낸다. 또한, 슬랩빙후에 슬랩표면상에 많은 결함을 발생시키고, 열간압연 코일상에 에지크랙을 현저하게 일으킨다.

재료 No.21는 Mn함량에 있어서, 본 발명의 하한값에 미달되고 매우 낮은 면적감소율 20%를 부여하며, 슬랩빙후에 슬랩표면상에 많은 결함을 발생시키며, 열간압연 코일상에 에지크랙을 현저하게 일으키는 비교예이다.

재료 No.13, No.14, No.15, No.19 및 No.21는 본 발명의 예와 비교하여 매우 낮은 재료수율을 부여하는 비교예이다.

[예 2]

예 1에 사용된 No.3, No.6, No.13 및 No.19의 합금잉곳은 슬랩을 형성하도록 표 5에 나타낸 조건하에서 슬랩빙되었다. 표면 결함이 발생된 스랩은 표면결함을 제거하였다. 슬랩에 산화방지제를 가한 후에, 열간압연코일을 얻도록 열간압연(1200℃×3 시간 및 970℃의 압연 종료온도)되었다. 두께 1.0mm을 갖는 제품 코일을 얻도록 예 1과 동일한 공정을 실시했다. 슬랩빙후의 슬랩표면 결함, 열간압연 코일의 에지크랙, Mo 편석율, 및 초기투자율은 예 1과 동일한 방법으로 조사되었다. 그 결과는 표 5에 도시되어있다. 에지크랙의 결과는 예 1에 도시된 바와 같이 4등급으로 평가되었다.

표 5에서, 재료 No.23-No.26은 본 발명에 의해 규정된 열간압연 조건 및 슬랩빙을 이용하여 본 발명의 조성을 갖는 합금으로부터 준비되었다. 이들 모든 재료는 Mo 편석율이 5% 이하이고, 초기투자율이 200,000이상인 우수한 값을 나타낸다. 슬랩빙 후에 슬랩표면에 결함이 발생되지 않고 열간압연 코일상에 에지 크랙이 전혀 발생되지 않으며, 우수한 제조성을 제공한다.

한편, 재료 No.27-No.29도 본 발명의 조성을 갖는 합금이나, 각 가열온도가 본 발명의 상한값을 초과하고, 가열온도 및 가열시간이 본 발명의 하한값에 미달하고, 압연종료 온도가 본 발명의 하한값에 미달되는, 슬랩빙 조건에 관해서는 비교예이다. 이들 모두는 슬랩빙 후에 슬랩에 많은 표면결함을 발생시킨다. 특히, 재료 No.28의 슬랩빙시의 가열온도 및 가열시간이 본 발명의 하한값에 미달되며, 그리하여 재료의 Mo 편석율이 5%를 초과하며, 초기투자율은 본 발명의 예보다 낮다.

재료 No.30 및 No.31은 비교합금을 사용하는 예로서, 슬랩빙 및 열간압연 조건은 본 발명의 범위내에 존재한다. 그렇지만, 슬랩빙후에 슬랩표면상에 많은 결함을 발생시키며, 특히, 재료 No.31(합금 No.19를 이용함)은 본 발명의 예보다 낮은 초기투자율을 나타낸다.

재료 No.27-No.31는 본 발명과 비교하여 상당히 낮은 재료 수율을 준다.

[예 3]

예 1에 사용된 합금 No.3 및 No.6의 잉곳은 슬랩빙(1280℃×20시간 및 970℃의 압연종료 온도)되어 슬랩을 형성하였다. 표면 결함이 생긴 슬랩은 표면결합 제거처리되었다. 슬랩에 산화방지제를 가한 후에, 열간압연 코일을 얻도록 표 6에 기재된 조건하에서 열간압연을 행하였다. 그 다음에, 1.0mm 두께를 갖는 제품코일을 얻도록 예 1과 동일한 공정을 행하였다. 열간압연 코일상의 에지크랙, Mo 편석율, 및 초기투자율은 예 1과 동일한 방법에 따라 조사되었다. 그 결과는 표 6에 나타나 있다. 에지크랙의 결과는 예 1에 나타낸 바와 같이 4등급으로 평가되었다.

표 6에서, 재료 No.32-No.35는 본 발명에 의해 규정된 슬랩빙 및 열간압연 조건을 이용하여 본 발명의 조성을 갖는 합금으로부터 준비되었다. 이들 모든 재료는 Mo 편석율이 5% 이하, 초기투자율이 200,000 이상으로서 우수한 값을 나타낸다. 이들은 슬랩빙후에 슬랩표면상에 결함이 발생되지 않으며, 열간압연 코일상에 에지크랙이 발되지 않으며, 우수한 제조성을 부여한다.

한편, 재료 No.36-No.38은 본 발명의 조성을 갖는 합금이며, 이들은 열간압연조건에 관해서는, 각각 가열온도가 본 발명의 상한값을 초과하며, 가열온도가 본 발명의 상한값을 초과하고 가열시간이 본 발명의 하한값에 미달되며, 압연종료시의 온도가 본 발명의 하한값에 미달되는 비교예이다. 이들 모두는 열간압연 코일상에 에지크랙이 현저하게 발생되고, 특히, 재료 No.37의 열간압연시의 가열시간은 본 발명의 하한값에 미달되어서, 재료의 Mo 편석율이 5%를 초과하며, 초기투자율은 본 발명의 예보다 낮다.

재료 No.32-No.38은 본 발명의 예와 비교하여 상당히 낮은 재료수율을 제공한다.

Claims (6)

1. 77-80wt.% Ni, 3.5-5wt.% Mo, 1.5-3wt.% Cu, 0.1-1.1wt.% Mn, 0.1wt.% 이하의 Cr, 0.003wt.% 이하의 S, 0.01wt.% 이하의 P, 0.005wt.% 이하의 O, 0.003wt.% 이하의 N, 0.02wt.% 이하의 C, 0.001-0.5wt.% Al, 1wt.% 이하의 Si, Ca/S의 무게비, (Ca/S), 2,6-6와 Fe 및 불가피한 불순물로 된 잔여부로 구성되며; 3.2≤(2.02×[Ni]-11.13×[Mo]-1.25×[Cu]-5.03[Mn])/(2.13×[Fe]≤3.8의 식을 만족하며(상기 식에서, [Ni]는 Ni 함량, [Mo]는 Mo함량, [Cu]는 Cu함량, [Mn]는 Mn 함량이며, [Fe]는 Fe 함량이다.; |(편석구역의 Mo 함량 - Mo 평균함량)/(Mo평균함량)|×100%로 정의된 편석율 방적식에서 Mo 편석율이 5% 이하인 Ni-Fe 자성합금.
2. 77-80wt.% Ni, 3.5-5wt.% Mo, 1.5-3wt.% Cu, 0.1-1.1wt.% Mn, 0.1wt.% 이하의 Co, 0.1wt.% 이하의 Cr, 0.003wt.% 이하의 S, 0.01wt.% 이하의 P, 0.005wt.% 이하의 O, 0.003wt.% 이하의 N, 0.02wt.% 이하의 C, 0.001-0.05wt.% Al, 1wt.% 이하의 Si, Ca/S의 무게비, (Ca/S)로서 2,6-6와 Fe 및 불가피한 불순물로 된 잔여부로 구성되며; 3.2≤(2.02×[Ni]-11.13[Mo]-1.25×[Cu]-5.03[Mn])/(2.13×[Fe])≤3.8의 식을 만족하며, 상기 식에서, [Ni]는 Ni 함량, [Mo]는 Mo함량, [Cu]는 Cu함량, [Mn]는 Mn 함량이며, [Fe]는 Fe 함량이다.; |(편선구역에서의 Mo 함량 - Mo 평균함량)/(Mo평균함량)|×100%로 정의된 편석을 방정식에서 Mo편석율이 5%이하인 Ni-Fe계 자성합금.
3. 77-80wt.% Ni , 3.5-5wt.% Mo, 1.5-3wt.% Cu, 0.1-1.1wt.% Mn, 0.1wt.% 이하의 Cr, 0.003wt.% 이하의 S, 0.01wt.% P, 0.005wt.% 이하의 O, 0.003wt.% 이하의 N, 0.02wt.% 이하의 C, 0.001-0.05wt.% Al, 1wt.% 이하의 Si, Ca/S의 무게비, (Ca/S)로서 2.6-6, 및 불가피한 불순물로 된 잔여부로 구성되고; 3.2≤(2.02×[Ni]-11.13×[Mo]-1.25×[Cu]-5.03×[Mn])/(2.13×[Fe])≤3.8의 식을 만족하는 합금 잉곳을 준비하는 단계(상기 식에서, [Ni]는 Ni함량, [Mo]는 Mo함량, [Cu]는 Cu함량, [Mn]는 Mn함량이며, [Fe]는 Fe함량이다.); 합금 잉곳을 1200-1300℃에서 10-30시간 동안 첫번째 가열하는 단계; 가열된 슬랩을 950℃ 이상의 종료온도(다듬질 온도)에서 슬랩빙(분괴압연)하여 슬랩을 제조하는 단계; 슬랩을 1150-1270℃에서 1-5시간동안 두번째 가열하는 단계; 가열된 슬랩을 950℃ 이상의 종료온도에서 열간압연하여 열간압연제품을 제조하는 단계로 구성되며; 상기에 의해서 |(편석구역의 Mo함량 - Mo평균함량)/(Mo평균함량)|×100%인 편석율 방정식으로 정의된 Mo편식율이 0.5% 이하인 Ni-Fe계 자성합금을 제조하는 Ni-Fe계 자성합금 제조방법.
4. 77-80wt.% Ni , 3.5-5wt.% Mo, 1.5-3wt.% Cu, 0.1-1.1wt.% Mn, 0.1wt.% 이하의 Cr, 0.003wt.% 이하의 S, 0.01wt.% P, 0.005wt.% 이하의 O, 0.003wt.% 이하의 N, 0.02wt.% 이하의 C, 0.001-0.05wt.% Al, 1wt.% 이하의 Si, Ca/S의 무게비, (Ca/S)로서 2.6-6, 및 Fe와 불가피한 불순물로 된 잔여부로 구성되고, 3.2≤(2.02×[Ni]-11.13×[Mo]-1.25×[Cu]-5.03×[Mn])/(2.13×[Fe])≤3.8의 식을 만족하는 합금 잉곳을 준비하는 단계(상기 식에서, [Ni]는 Ni함량, [Mo]는 Mo함량, [Cu]는 Cu함량, [Mn]는 Mn 함량이며, [Fe]는 Fe 함량이다.); 합금 잉곳을 1200-1300℃에서 10-30시간동안 첫번째 가열하는 단계; 가열된 슬랩을 950℃ 이상의 종료온도(다듬질 온도)에서 슬랩빙(분괴압연)하여 슬랩을 제조하는 단계; 슬랩을 1150-1270℃에서 1-5시간 동안 두번째 가열하는 단계; 가열된 슬랩을 950℃ 이상의 종료온도에서 열간압연하는 단계; 열간압연된 제품을 냉간 압연하여 냉간 압연제품을 제조하고 냉간압연제품을 어니일링하는 단계로 구성되며; 상기에 의해서, |(편석구역의 Mo함량 - Mo평균함량)/(Mo평균함량)|×100%인 편석율 방정식으로 정의된 Mo 편식율이 0.5% 이하인 Ni-Fe계 자성합금을 제조하는 Ni-Fe계 자성합금 제조방법.
5. 제3항에 있어서, 상기한 첫번째 가열하는 단계는 합금잉곳의 결정입계 산화방지를 위해 합금잉곳에 산화방지제를 도포하며, 합금잉곳을 1200-1300℃에서 10-30시간 가열하는 것을 포함하는 Ni-Fe계 자성합금 제조방법.
6. 제3항에 있어서, 상기한 두번째 가열하는 단계는 슬랩의 결정입계 산화방지제를 위해 슬랩에 산화방지제를 도포하며, 슬랩을 1150-1270℃로 1-5시간 가열하는 것을 포함하는 Ni-Fe계 자성합금 제조방법.