JPH03285019A - Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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ｉ３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。

〔従来の技術〕

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−Ｐ　Ｂ）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ｉ
ｏ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６２−５
９７３号公報、特開昭６２−５９７４号公報、特公平１
−５３３３８号公報等に記載の方法、Ｃｒ１ｆ換に関し
ては特願昭６２−３１８４９号、特開平１−２５２７５
６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。

〔発明が解決しようとする課題〕

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語呂方位に着目し、
（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０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ｌ
−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、（１
００）集合組織の高い素材を薄板直接鋳造法により得る
ことを前捉としているが、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。

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ｌＯ〜数
１００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１１
００℃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
さい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。

すなわち、本発明の要旨とするところは、重量でＮｉ３
５〜８５％、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ｒｅ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、０．３〜７■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Ｐｅ−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’
Ｃ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
除去するが、あるいは鋳片表面に剛体小粒を衝突させる
が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１−２９０
７１５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記戦の方法を提案する。

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が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によるものに比
し勝るとも劣らないものが得られる。

〔作　用〕

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。

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％を超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に規定されティるＰＢ、ＰＣ
，ＰＣ３，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Ａ７．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等は少い程良い
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、ががる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 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。

次に薄鋳片の板厚を０．３〜７鵬とした理由であるが、
７ｍ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、３ｍ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１２
００℃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Ｆ
ｅ４６Ｎｉ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（μ、）を示す。その際鋳造後１２００℃まで各検
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１
２００℃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。

第１図中には冷延率２０％以上の例を示しである。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。

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０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８５
０℃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
．５　ｍのＦｅ−４６％Ｎｉ並びに７６％Ｎｉ−４％Ｍ
ｏ−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である加熱炉の中に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
したものの最大透磁率（μ、）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“Ｃ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４″Ｏ％の圧下率で冷延し、板厚１ｍ、幅８０鵬
、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２０ｍに
達する場合があった。同一鋳片サンプルを１０００″Ｃ
の炉中に３０秒保定したものを同様に冷延した場合には
、うねりの高さが５ｍに減少した。またか−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。

向、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。

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。

以下本発明の実施例について説明する。

実施例１ 第１表に示した各種Ｆｅ−Ｎｉ合金組成からなる溶湯を
、７．５　ｋｇ電気炉にて溶解し、直径４００ｍ＋の双
ロール式薄板直接鋳造法により０．７〜４ｆｆｉＩ１１
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、その吹付は量を制御することにより、１２００℃ま
での冷却速度を５０〜ｂ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（μ−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，１）、ＰＣ（Ｊ、に、Ｌ）並びにＰＣ
３（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、に、Ｌ）に関し、６０
０ｋｇ電気炉で溶解後、直径４００閤の双ロールにて２
．０園の鋳片コイル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．
５〜１．０　ｍの鋼製グリッドをプラスチングし、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１１０
０℃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、Ｏが良好、○がまずまず、Δは
劣とランクづけしたものである。

第２表のＡ−Ｈ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。

実施例３ Ｎｉ４５．６％、Ｓｉ０．２４％、Ｍｎ０．５９％、　
ＣｒＯ，１１％、　　ＣＯ，００６％、　　Ｓ　Ｏ，０
０３０％、残りＦｅからなる成分組成の板厚７〜１．５
　ｗｍの鋳片を、直径８００鰭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
〜ｂ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。

第３表 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。

第４表 従来法Ａ、Ｃ，Ｈ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。

実施例４ 実施例３と同一成分からなる溶湯を、直径７〇−の双ロ
ールで鋳造し、板厚０．３〜０．７閣〇薄鋳片を得た。

その際鋳造後、１２００℃までの冷却速度冷延圧下率の
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。

〔発明の効果〕

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。

【図面の簡単な説明】

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）。 第１図

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （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。
2. （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。
3. （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−Ｎ
   ｉ系高透磁率磁性合金の製造方法。
4. （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。