JPH0580122B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0580122B2 JPH0580122B2 JP59250568A JP25056884A JPH0580122B2 JP H0580122 B2 JPH0580122 B2 JP H0580122B2 JP 59250568 A JP59250568 A JP 59250568A JP 25056884 A JP25056884 A JP 25056884A JP H0580122 B2 JPH0580122 B2 JP H0580122B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- amount
- sicl
- voids
- infiltration
- atmosphere
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
この発明は内部欠陥のない高透磁率磁性薄鋼板
の製造方法に関し、特に内部欠陥のない製品を得
ることを目的とする。 〔従来の技術〕 Fe−Si合金、Fe−Si−Al合金の中には、Fe−
6.5wt％Si合金やFe−9.6wt％Si−5.4wt％Al合金
（センダスト）のように、極めて透磁率が高く、
優れた軟磁気特性を示すものがある。特にセンダ
ストは、1973年に増本、山本両博士によつて発明
されて以来、ダストコア、磁気ヘツドなど多くの
電子機器に応用されて来ている。特に磁気ヘツド
に関しては、磁気記録媒体の高密度化に伴い記録
媒体の高保磁力化が進みつつある昨今では、従来
使われてきたフエライトヘツドよりも飽和磁化の
高いセンダストの方が記録に適する材料として注
目されている。また、Fe−6.5wt％Si合金につい
ても、高い飽和磁束密度を持つことから変圧器の
鉄心やその他の電気、電子機器への利用が考えら
れている。 軟磁気特性の優れたこれらの高Si合金を実際に
電子部品等に適用する場合、最も問題となるの
は、これらの合金が脆性を示すため圧延により薄
く加工することができないという点である。この
ためセンダストの場合には、鋳造後、素材をスラ
イスすることにより磁気ヘツド用薄片を作製して
おり、ヘツドの製造工程の中では極めて効率の悪
い工程となつている。その上、センダストは鋳造
凝固時にクラツク、ピンホールなどが出来やす
く、これらの欠陥の除去が不可欠であり、そのた
めの工程も必要となる。 以上のような製造工程上の問題を解決するた
め、以下のような様々な方法が試みられて来てい
る。 熱間における圧延、変形 添加元素による加工性の改善 融体急冷法 圧延後成分調整法 の熱間において圧延、変形を行なう方法は、
1000℃以上で極めて低い歪速度をとることにより
可能となるが、その条件を工業的に実現するのは
かなりの困難を伴なうものである。の添加元素
により加工性を向上させようという試みも、元素
の添加により若干の加工性の改善は見られるもの
のやはり脆性を示し、薄板への加工は依然困難で
あるとともに、これら添加元素により磁性が悪化
してしまうという欠点がある。の融体急冷法は
溶融金属から直接薄板形状へ鋳造しようというも
ので、圧延加工することなしに薄板が得られると
いう点で、このような脆性を示す素材に対しては
極めて有効な方法である。の圧延後の成分調整
法は低Si、低Al鋼を溶製し、圧延により薄板と
した後、表面からの浸透によりSiあるいはAlを
富化させ、最終的に高Si鋼薄板とするものであ
る。この方法は、五弓、阿部により提案され、三
谷、大西らにより詳しく検討されたものである。 しかしながら、従来までに提案された浸透方法
は、浸透処理時間が30分を超えるため非常にまた
温度も1230℃程度と極めて高いことから、浸透処
理後の薄鋼板の形状が極めて悪くなるという欠点
があつた。更に高透磁率材料を製造する上で最も
致命的な現象は、従来法では浸透に伴いカーケン
ダルボイドと称する大きなボイドが生成し、焼結
処理を施してもなお相当量残存するため、透磁率
が著しく低下するということにある。Siの浸透法
により高Si薄鋼板を製造する方法が未だ現実のも
のとなつていないのは、ボイドの消去が困難であ
るという一点にあると言つても過言ではない。ボ
イドの形成を防止するものとしては、特公昭38−
26263号に示される様に母材を半溶融状態にして
これを活用する技術がある。この技術では半溶融
状態を作り出すためにＣ量の調整とこれに対応す
る処理温度の設定がキーポイントとなつている
が、Ｃ量が０〜0.15wt％の場合に母材が半溶融状
態になつている温度（Ｃ：0wt％の時1250℃であ
り、Ｃ：0.15wt％の時1200℃である）領域でSi浸
透処理を行なうと、該処理中にボイドが発生して
も半溶融状態であるためにボイドが融着し、結果
的にボイドの形成が抑止された状態でSiの浸透処
理が行なわれるというものである。 しかしこの様な温度領域でSi浸透処理を行なう
と、被処理物の寸法の変化・形状の劣化が大きく
なつて別の問題を生ずることになる。そのためこ
れより温度の低い固相領域でボイド発生の抑止で
きる様なSi浸透処理の新たな開発が望まれてい
た。 一方、特公昭53−42019号では、処理雰囲気中
のSiCl4量を低くして（その飽和蒸気圧の25％を
含有するとしているが、これを容積百分率に換算
すると約2.5Vol％）、逆にH2ガスを多量に混合
（30Vol％）せしめると共に、反応温度を1075℃
〜1100℃と低くして、母材を上記処理雰囲気中に
接触させた段階では、SiCl4＋2H2→Si＋4HClの
SiCl4還元反応が進行して該母材上に純Siを析出
させる（Si化学気相メツキ）という技術がある。 これは、耐食性を高めるという目的ならともか
く、工業的には、一旦母材表面に純Siの化学気相
メツキを施してからその後浸透・拡散処理を別に
行なわなければならないため非能率的である。む
しろ母材が処理雰囲気中に接触せしめられた段階
で母材表面に形成されるSi富化層がこの様な純Si
ではなく、Fe3Siとなつていれば工業的には非常
に望ましい。 〔発明の概要〕 本発明は上記した従来技術の欠点を改善するた
めになされたもので、圧延後成分調整法に改良を
加えることにより、ボイドの生成を極めて低く抑
制することのできる製造法を提供しようとするも
のである。 本発明者らは、母材の寸法変化や形状劣化のな
い固相領域となる温度範囲でのSi浸透条件を詳細
に検討した結果、Si浸透処理後にも拡散均一化処
理後にもボイドの残留しない条件を見い出した。
かつ、このSi浸透処理により所望のSi量に調整し
た結果、極めて高い透磁率を有する高Si薄板を得
ることができた。 即ち、本発明者らは試験、研究を重ねた結果、
外部雰囲気からのSiの浸透する速度に関して該雰
囲気中にH2ガス等反応性の高いガスを含まない
場合は、Si化合物の分圧が極めて大きな要因とな
つており、Si化合物の分圧が高ければ高い程Siの
浸透速度は速いが、反面分圧が高いとボイド量が
多くなることを見い出したものである。 第１図にSiCl4雰囲気中でFe−5.4％Al鋼を処理
する場合において、SiCl4分圧を変えるため導入
ガス中SiCl4量を10vol％、16vol％、55vol％と変
えた場合の基板の重量変化を示す。重量変化はSi
の浸透の程度を表わすパラメーターであり、重量
変化が大きい程Siが多く浸透していることを示し
ている。この現象はFeCl2が系外に出る5Fe＋
SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2の反応のためであると考え
られている。この第１図より、明らかにSi分圧が
高いほうが、Siの浸透速度が速いことがわかる。 しかし、ボイド量については、母材の寸法変化
や形状劣化が小さい固相領域では逆にSi分圧が高
くなると増加する傾向が認められる。第２図はSi
浸透処理後と拡散均一化処理後のSiCl4量とボイ
ド量との関係を示すもので、Si分圧が高くなると
ボイド量が増加することが明確に示されている。 この理由は明確ではないが、次のように考えら
れる。即ち、導入ガス（H2等の反応性ガスの含
まれていない雰囲気）中のSiCl4量を少なくする
と、単位時間、単位表面積あたり外部より浸透す
るSi量は減少するが、これはカーケンダル界面を
通して内部に浸透するSi原子の量も少なくなるこ
とを示しており、空孔、つまりカーケンダルボイ
ドの発生も少なくなる。このような状況下では、
ボイドの融着を促す半溶融状態の場合の現象とは
異なり、試料が熱的に活性であるために起こる
Fe、Si原子の拡散がSiの浸透現象とオーダー的
に並行して進行するため、生成したカーケンダル
ボイドが集合して安定なボイドとなる以前に、内
部の転位等によつて吸収、消滅しやすくなる。従
つてSiの浸透スピードを遅くすることにより、ボ
イドの残留が抑制させることになる。 本発明者らは、更にSi分圧と得られた製品の磁
性特性についても検討した結果、第３図に示すよ
うに、SiCl4量が少ないほど保磁力が低くなると
の知見を得た。 本発明は、これら実験研究により得られた知見
に基づくもので、Si浸透処理雰囲気中のSi分圧を
制御することにより、ボイドがなく、しかも磁性
特性に優れた製品を得るようにしたものである。 即ち、本発明は通常の工程で製造したＣ：
0.01wt％以下の薄鋼板をSiCl4を含む雰囲気中に
置き、該薄鋼板にSiを浸透させるに際し、該雰囲
気中のSiCl4量6Vol％以上25Vol％以下、Si浸透
温度1100℃超え1200℃以下、処理時間30分以内の
条件で下記反応式によるSi浸透処理を施し、次い
で不活性雰囲気中で拡散処理を施すことを基本的
な特徴とするものである。 5Fe＋SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2 これらの限定理由を述べる。 まず母材のＣ量については、それが0.01wt％を
超えて含まれた場合、磁気特性（特に透磁率）の
低下が著しくなる。そのため0.01wt％をその上限
とした。 次にSi浸透処理における雰囲気中のSiCl4量に
ついては、第２図から明らかなように、SiCl4量
25Vol％以下ではボイドは殆ど発生しない。また
第３図からSiCl4量25Vol％以下で保磁力の低下
は飽和する。この２つの観点から本発明において
はSi浸透処理雰囲気中のSiCl4量を25Vol％以下に
限定する。 一方、第１図において80％、85％、90％、95％
の重量変化があつた場合に導入ガス中のSiCl4量
（Vol％）とSi浸透処理時間の関係を示す第７図
（両対数目盛）から明らかなように、浸透処理時
間を本発明の目標である30分以下にするために導
入ガス中のSiCl4量は6Vol％以上にしなければな
らない。 また浸透温度は、1100℃以下ではSiの浸透が極
めて遅く、1200℃超えではSi浸透層に形成される
Fe3Siが融解してしまうため1100℃超え1200℃以
下の範囲とする。但し、ボイド抑制のためには、
できる限り高温にするのが有利である（本発明で
はＣが0.01wt％以下と規定されているため1200℃
の場合でも母材は固相状態である）。 更に浸透処理時間については、基板の重量変化
を大きくしようとした場合（Siの浸透度合を大き
く使用とした場合）、導入ガス中のSiCl4量を６〜
25Vol％の範囲内で低めに設定すればする程、そ
の処理時間が長く掛かり、それが30分を超える
と、生産歩留りの点から好ましくない。そのため
本発明では浸透処理時間の上限を30分とした。 上記した条件の処理によりSiが所定量浸透した
後、拡散処理により成分を均一化するのである
が、この拡散処理は基板を冷却せずに雰囲気を不
活性ガスに切り換えることにより引き続き行なつ
てもよいし、基板を一定室温付近まで冷却し、改
めて拡散処理を施してもよい。 なお、本発明法によつて製造し得る高透磁率性
薄板の種類としては３〜6.5wt％Si−Fe合金、セ
ンダスト合金があるが、Siの浸透に供する出発薄
鋼板の成分としては、以下のように定めるのが好
ましい。 ３〜6.5wt％Si−Fe合金の場合 C0.01wt％以下、Si0〜4.0％wt％、Mn2wt％
以下、その他不可避不純物は極力低い方が望ま
しい。 センダスト合金の場合 C0.01wt％以下、Si4wt％以下、Al3〜8wt
％、Ni4wt％以下、Mn2wt％以下、Cr、Tiな
どの耐食性を増す元素5wt％以下、その他の不
可避不純物は極力低い方が望ましい。 〔実施例〕 以下に示す化学成分を持つ合金を、熱間、冷間
圧延を経て、板厚0.40mmの薄板を作製し、これを
基板とした。
の製造方法に関し、特に内部欠陥のない製品を得
ることを目的とする。 〔従来の技術〕 Fe−Si合金、Fe−Si−Al合金の中には、Fe−
6.5wt％Si合金やFe−9.6wt％Si−5.4wt％Al合金
（センダスト）のように、極めて透磁率が高く、
優れた軟磁気特性を示すものがある。特にセンダ
ストは、1973年に増本、山本両博士によつて発明
されて以来、ダストコア、磁気ヘツドなど多くの
電子機器に応用されて来ている。特に磁気ヘツド
に関しては、磁気記録媒体の高密度化に伴い記録
媒体の高保磁力化が進みつつある昨今では、従来
使われてきたフエライトヘツドよりも飽和磁化の
高いセンダストの方が記録に適する材料として注
目されている。また、Fe−6.5wt％Si合金につい
ても、高い飽和磁束密度を持つことから変圧器の
鉄心やその他の電気、電子機器への利用が考えら
れている。 軟磁気特性の優れたこれらの高Si合金を実際に
電子部品等に適用する場合、最も問題となるの
は、これらの合金が脆性を示すため圧延により薄
く加工することができないという点である。この
ためセンダストの場合には、鋳造後、素材をスラ
イスすることにより磁気ヘツド用薄片を作製して
おり、ヘツドの製造工程の中では極めて効率の悪
い工程となつている。その上、センダストは鋳造
凝固時にクラツク、ピンホールなどが出来やす
く、これらの欠陥の除去が不可欠であり、そのた
めの工程も必要となる。 以上のような製造工程上の問題を解決するた
め、以下のような様々な方法が試みられて来てい
る。 熱間における圧延、変形 添加元素による加工性の改善 融体急冷法 圧延後成分調整法 の熱間において圧延、変形を行なう方法は、
1000℃以上で極めて低い歪速度をとることにより
可能となるが、その条件を工業的に実現するのは
かなりの困難を伴なうものである。の添加元素
により加工性を向上させようという試みも、元素
の添加により若干の加工性の改善は見られるもの
のやはり脆性を示し、薄板への加工は依然困難で
あるとともに、これら添加元素により磁性が悪化
してしまうという欠点がある。の融体急冷法は
溶融金属から直接薄板形状へ鋳造しようというも
ので、圧延加工することなしに薄板が得られると
いう点で、このような脆性を示す素材に対しては
極めて有効な方法である。の圧延後の成分調整
法は低Si、低Al鋼を溶製し、圧延により薄板と
した後、表面からの浸透によりSiあるいはAlを
富化させ、最終的に高Si鋼薄板とするものであ
る。この方法は、五弓、阿部により提案され、三
谷、大西らにより詳しく検討されたものである。 しかしながら、従来までに提案された浸透方法
は、浸透処理時間が30分を超えるため非常にまた
温度も1230℃程度と極めて高いことから、浸透処
理後の薄鋼板の形状が極めて悪くなるという欠点
があつた。更に高透磁率材料を製造する上で最も
致命的な現象は、従来法では浸透に伴いカーケン
ダルボイドと称する大きなボイドが生成し、焼結
処理を施してもなお相当量残存するため、透磁率
が著しく低下するということにある。Siの浸透法
により高Si薄鋼板を製造する方法が未だ現実のも
のとなつていないのは、ボイドの消去が困難であ
るという一点にあると言つても過言ではない。ボ
イドの形成を防止するものとしては、特公昭38−
26263号に示される様に母材を半溶融状態にして
これを活用する技術がある。この技術では半溶融
状態を作り出すためにＣ量の調整とこれに対応す
る処理温度の設定がキーポイントとなつている
が、Ｃ量が０〜0.15wt％の場合に母材が半溶融状
態になつている温度（Ｃ：0wt％の時1250℃であ
り、Ｃ：0.15wt％の時1200℃である）領域でSi浸
透処理を行なうと、該処理中にボイドが発生して
も半溶融状態であるためにボイドが融着し、結果
的にボイドの形成が抑止された状態でSiの浸透処
理が行なわれるというものである。 しかしこの様な温度領域でSi浸透処理を行なう
と、被処理物の寸法の変化・形状の劣化が大きく
なつて別の問題を生ずることになる。そのためこ
れより温度の低い固相領域でボイド発生の抑止で
きる様なSi浸透処理の新たな開発が望まれてい
た。 一方、特公昭53−42019号では、処理雰囲気中
のSiCl4量を低くして（その飽和蒸気圧の25％を
含有するとしているが、これを容積百分率に換算
すると約2.5Vol％）、逆にH2ガスを多量に混合
（30Vol％）せしめると共に、反応温度を1075℃
〜1100℃と低くして、母材を上記処理雰囲気中に
接触させた段階では、SiCl4＋2H2→Si＋4HClの
SiCl4還元反応が進行して該母材上に純Siを析出
させる（Si化学気相メツキ）という技術がある。 これは、耐食性を高めるという目的ならともか
く、工業的には、一旦母材表面に純Siの化学気相
メツキを施してからその後浸透・拡散処理を別に
行なわなければならないため非能率的である。む
しろ母材が処理雰囲気中に接触せしめられた段階
で母材表面に形成されるSi富化層がこの様な純Si
ではなく、Fe3Siとなつていれば工業的には非常
に望ましい。 〔発明の概要〕 本発明は上記した従来技術の欠点を改善するた
めになされたもので、圧延後成分調整法に改良を
加えることにより、ボイドの生成を極めて低く抑
制することのできる製造法を提供しようとするも
のである。 本発明者らは、母材の寸法変化や形状劣化のな
い固相領域となる温度範囲でのSi浸透条件を詳細
に検討した結果、Si浸透処理後にも拡散均一化処
理後にもボイドの残留しない条件を見い出した。
かつ、このSi浸透処理により所望のSi量に調整し
た結果、極めて高い透磁率を有する高Si薄板を得
ることができた。 即ち、本発明者らは試験、研究を重ねた結果、
外部雰囲気からのSiの浸透する速度に関して該雰
囲気中にH2ガス等反応性の高いガスを含まない
場合は、Si化合物の分圧が極めて大きな要因とな
つており、Si化合物の分圧が高ければ高い程Siの
浸透速度は速いが、反面分圧が高いとボイド量が
多くなることを見い出したものである。 第１図にSiCl4雰囲気中でFe−5.4％Al鋼を処理
する場合において、SiCl4分圧を変えるため導入
ガス中SiCl4量を10vol％、16vol％、55vol％と変
えた場合の基板の重量変化を示す。重量変化はSi
の浸透の程度を表わすパラメーターであり、重量
変化が大きい程Siが多く浸透していることを示し
ている。この現象はFeCl2が系外に出る5Fe＋
SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2の反応のためであると考え
られている。この第１図より、明らかにSi分圧が
高いほうが、Siの浸透速度が速いことがわかる。 しかし、ボイド量については、母材の寸法変化
や形状劣化が小さい固相領域では逆にSi分圧が高
くなると増加する傾向が認められる。第２図はSi
浸透処理後と拡散均一化処理後のSiCl4量とボイ
ド量との関係を示すもので、Si分圧が高くなると
ボイド量が増加することが明確に示されている。 この理由は明確ではないが、次のように考えら
れる。即ち、導入ガス（H2等の反応性ガスの含
まれていない雰囲気）中のSiCl4量を少なくする
と、単位時間、単位表面積あたり外部より浸透す
るSi量は減少するが、これはカーケンダル界面を
通して内部に浸透するSi原子の量も少なくなるこ
とを示しており、空孔、つまりカーケンダルボイ
ドの発生も少なくなる。このような状況下では、
ボイドの融着を促す半溶融状態の場合の現象とは
異なり、試料が熱的に活性であるために起こる
Fe、Si原子の拡散がSiの浸透現象とオーダー的
に並行して進行するため、生成したカーケンダル
ボイドが集合して安定なボイドとなる以前に、内
部の転位等によつて吸収、消滅しやすくなる。従
つてSiの浸透スピードを遅くすることにより、ボ
イドの残留が抑制させることになる。 本発明者らは、更にSi分圧と得られた製品の磁
性特性についても検討した結果、第３図に示すよ
うに、SiCl4量が少ないほど保磁力が低くなると
の知見を得た。 本発明は、これら実験研究により得られた知見
に基づくもので、Si浸透処理雰囲気中のSi分圧を
制御することにより、ボイドがなく、しかも磁性
特性に優れた製品を得るようにしたものである。 即ち、本発明は通常の工程で製造したＣ：
0.01wt％以下の薄鋼板をSiCl4を含む雰囲気中に
置き、該薄鋼板にSiを浸透させるに際し、該雰囲
気中のSiCl4量6Vol％以上25Vol％以下、Si浸透
温度1100℃超え1200℃以下、処理時間30分以内の
条件で下記反応式によるSi浸透処理を施し、次い
で不活性雰囲気中で拡散処理を施すことを基本的
な特徴とするものである。 5Fe＋SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2 これらの限定理由を述べる。 まず母材のＣ量については、それが0.01wt％を
超えて含まれた場合、磁気特性（特に透磁率）の
低下が著しくなる。そのため0.01wt％をその上限
とした。 次にSi浸透処理における雰囲気中のSiCl4量に
ついては、第２図から明らかなように、SiCl4量
25Vol％以下ではボイドは殆ど発生しない。また
第３図からSiCl4量25Vol％以下で保磁力の低下
は飽和する。この２つの観点から本発明において
はSi浸透処理雰囲気中のSiCl4量を25Vol％以下に
限定する。 一方、第１図において80％、85％、90％、95％
の重量変化があつた場合に導入ガス中のSiCl4量
（Vol％）とSi浸透処理時間の関係を示す第７図
（両対数目盛）から明らかなように、浸透処理時
間を本発明の目標である30分以下にするために導
入ガス中のSiCl4量は6Vol％以上にしなければな
らない。 また浸透温度は、1100℃以下ではSiの浸透が極
めて遅く、1200℃超えではSi浸透層に形成される
Fe3Siが融解してしまうため1100℃超え1200℃以
下の範囲とする。但し、ボイド抑制のためには、
できる限り高温にするのが有利である（本発明で
はＣが0.01wt％以下と規定されているため1200℃
の場合でも母材は固相状態である）。 更に浸透処理時間については、基板の重量変化
を大きくしようとした場合（Siの浸透度合を大き
く使用とした場合）、導入ガス中のSiCl4量を６〜
25Vol％の範囲内で低めに設定すればする程、そ
の処理時間が長く掛かり、それが30分を超える
と、生産歩留りの点から好ましくない。そのため
本発明では浸透処理時間の上限を30分とした。 上記した条件の処理によりSiが所定量浸透した
後、拡散処理により成分を均一化するのである
が、この拡散処理は基板を冷却せずに雰囲気を不
活性ガスに切り換えることにより引き続き行なつ
てもよいし、基板を一定室温付近まで冷却し、改
めて拡散処理を施してもよい。 なお、本発明法によつて製造し得る高透磁率性
薄板の種類としては３〜6.5wt％Si−Fe合金、セ
ンダスト合金があるが、Siの浸透に供する出発薄
鋼板の成分としては、以下のように定めるのが好
ましい。 ３〜6.5wt％Si−Fe合金の場合 C0.01wt％以下、Si0〜4.0％wt％、Mn2wt％
以下、その他不可避不純物は極力低い方が望ま
しい。 センダスト合金の場合 C0.01wt％以下、Si4wt％以下、Al3〜8wt
％、Ni4wt％以下、Mn2wt％以下、Cr、Tiな
どの耐食性を増す元素5wt％以下、その他の不
可避不純物は極力低い方が望ましい。 〔実施例〕 以下に示す化学成分を持つ合金を、熱間、冷間
圧延を経て、板厚0.40mmの薄板を作製し、これを
基板とした。
【表】
この基板を、第４図に示す装置を用いて、Si浸
透処理を施した。第４図中、１はSiCl4を満たし
た丸底フラスコ、２は恒温水槽、３は炉、Ｘは試
料である。
透処理を施した。第４図中、１はSiCl4を満たし
た丸底フラスコ、２は恒温水槽、３は炉、Ｘは試
料である。
【表】
導入ガス中のSiCl4は、SiCl4気化器の恒温槽２
の温度をコントロールすることにより変化させ
た。また浸透処理条件は、いずれもSiが9.6wt％
まで浸透する条件に合わせた。 Si浸透処理に用いた炉３は、炭化ケイ素発熱体
を有し、炉心管は内径40mmのセラミツク製で
SiCl4のキヤリアガスとしてはArを用い、その流
量は0.5／minである。 このようにSi浸透処理を施した試料を化学分析
したところ、いずれも目標とするSi量（9.6wt％）
を含有することがわかつた。 第５図及び第６図に、Si浸透処理後及び1200℃
１時間不活性雰囲気中にて拡散均一化処理後の試
料Ａ〜Ｄの断面組織写真を示す。導入ガス中の
SiCl4量が増すほどSi浸透処理後、拡散均一化処
理後ともにボイドの生成が顕著となつている。 拡散均一化処理後の組織を見ると、試料Ｄは残
留ボイドが大きく、数多くあるのに比べ、試料Ａ
〜Ｃはいずれもボイドはほとんど見られない。
の温度をコントロールすることにより変化させ
た。また浸透処理条件は、いずれもSiが9.6wt％
まで浸透する条件に合わせた。 Si浸透処理に用いた炉３は、炭化ケイ素発熱体
を有し、炉心管は内径40mmのセラミツク製で
SiCl4のキヤリアガスとしてはArを用い、その流
量は0.5／minである。 このようにSi浸透処理を施した試料を化学分析
したところ、いずれも目標とするSi量（9.6wt％）
を含有することがわかつた。 第５図及び第６図に、Si浸透処理後及び1200℃
１時間不活性雰囲気中にて拡散均一化処理後の試
料Ａ〜Ｄの断面組織写真を示す。導入ガス中の
SiCl4量が増すほどSi浸透処理後、拡散均一化処
理後ともにボイドの生成が顕著となつている。 拡散均一化処理後の組織を見ると、試料Ｄは残
留ボイドが大きく、数多くあるのに比べ、試料Ａ
〜Ｃはいずれもボイドはほとんど見られない。
第１図はSi浸透処理時間と重量変化との関係を
示すグラフ、第２図はSiCl4量とボイド量との関
係を示すグラフ、第３図はSiCl4量と保磁力との
関係を示すグラフ、第４図は実施例実施のための
装置概略図、第５図と第６図は金属の断面組織を
示す顕微鏡写真、第７図はSi浸透処理時間と導入
ガス中のSiCl4量を関係を示すグラフである。
示すグラフ、第２図はSiCl4量とボイド量との関
係を示すグラフ、第３図はSiCl4量と保磁力との
関係を示すグラフ、第４図は実施例実施のための
装置概略図、第５図と第６図は金属の断面組織を
示す顕微鏡写真、第７図はSi浸透処理時間と導入
ガス中のSiCl4量を関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 通常の工程で製造したＣ：0.01wt％以下の薄
鋼板をSiCl4を含む雰囲気中に置き、該薄鋼板に
Siを浸透させるに際し、 該雰囲気中のSiCl4量6Vol％以上25Vol％以下、
Si浸透温度1100℃超え1200℃以下、処理時間30分
以内の条件で下記反応式によるSi浸透処理を施
し、次いで不活性雰囲気中で拡散処理を施すこと
を特徴とする内部欠陥のない高透磁率磁性薄鋼板
の製造方法。 5Fe＋SiCl4→Fe3Si＋2FeCl2
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59250568A JPS61129803A (ja) | 1984-11-29 | 1984-11-29 | 内部欠陥のない高透磁率磁性薄鋼板の製造方法 |
| PCT/JP1985/000535 WO1986002105A1 (fr) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Procede de production de fines plaques d'acier magnetique possedant une permeabilite elevee |
| US06/845,873 US4832762A (en) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Method for producing thin steel sheet of high magnetic permeability |
| DE8585904865T DE3585686D1 (de) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Verfahren zur herstellung duenner magnetischer stahlbleche hoher permeabilitaet. |
| KR1019860700166A KR950013285B1 (ko) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | 고투자율 자성 박강판의 제조방법 |
| EP85904865A EP0198084B1 (en) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Process for producing thin magnetic steel plate having high permeability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59250568A JPS61129803A (ja) | 1984-11-29 | 1984-11-29 | 内部欠陥のない高透磁率磁性薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61129803A JPS61129803A (ja) | 1986-06-17 |
| JPH0580122B2 true JPH0580122B2 (ja) | 1993-11-08 |
Family
ID=17209823
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59250568A Granted JPS61129803A (ja) | 1984-09-28 | 1984-11-29 | 内部欠陥のない高透磁率磁性薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61129803A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06224971A (ja) * | 1993-01-22 | 1994-08-12 | Nec Commun Syst Ltd | データの変化検出方式 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6324033A (ja) * | 1986-07-16 | 1988-02-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 化学気相蒸着処理を利用した金属材の製造方法 |
| JPS6324034A (ja) * | 1986-07-16 | 1988-02-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 絶縁皮膜を有する高珪素鋼板の製造方法 |
| JPS6324015A (ja) * | 1986-07-16 | 1988-02-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高珪素鋼板の製造装置 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6012686B2 (ja) * | 1976-09-29 | 1985-04-03 | 株式会社日立製作所 | 浮動形磁気ヘツド |
-
1984
- 1984-11-29 JP JP59250568A patent/JPS61129803A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06224971A (ja) * | 1993-01-22 | 1994-08-12 | Nec Commun Syst Ltd | データの変化検出方式 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61129803A (ja) | 1986-06-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN103119665B (zh) | 铁磁非晶合金带材及其制造方法 | |
| JPS625972B2 (ja) | ||
| JP2001279387A (ja) | 急冷凝固薄帯製造用の安価なＦｅ基母合金 | |
| JPH0580122B2 (ja) | ||
| CN107419199A (zh) | 一种含锡的软磁性铁基纳米晶‑非晶合金及其制备方法 | |
| JPS5834162A (ja) | 良好な耐磁気時効性を有する非晶質合金及びその薄帯の製造法 | |
| JP2006312777A (ja) | 軟磁気特性に優れた急冷凝固薄帯 | |
| KR950013285B1 (ko) | 고투자율 자성 박강판의 제조방법 | |
| JPS581183B2 (ja) | 磁束密度が高く角形比の大きい高透磁率非晶質合金 | |
| JP3366681B2 (ja) | 磁束密度が高く、絶縁被膜処理性に優れた低鉄損鉄系非晶質合金 | |
| JPH0260041B2 (ja) | ||
| JPS5947018B2 (ja) | 磁気録音および再生ヘツド用磁性合金ならびにその製造法 | |
| CN110468353B (zh) | 一种高饱和磁感应强度铁基非晶合金及制备方法 | |
| CN107419200B (zh) | 一种含锰的软磁性铁基纳米晶-非晶合金及其制备方法 | |
| CN117626091B (zh) | 一种高热稳定性的软磁高熵合金及其制备方法 | |
| JP7818546B2 (ja) | 軟磁性鋼板の製造方法 | |
| JP3379059B2 (ja) | 安価なＦｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｃ非晶質合金薄帯 | |
| JPH06287721A (ja) | 表面の結晶化耐性を高めた非晶質合金薄帯 | |
| JPH04337050A (ja) | 磁気特性の優れた高抗張力磁性材料およびその製造方法 | |
| JPH0475308B2 (ja) | ||
| JPS6256203B2 (ja) | ||
| JPS5814499B2 (ja) | カクガタヒステリシスジセイゴウキン オヨビ ソノセイゾウホウホウ | |
| JPS6372824A (ja) | 高けい素鋼急冷薄帯の磁気特性を改善する圧延処理方法 | |
| CN117867416A (zh) | 高非晶形成能的铁基非晶合金及其制备与应用 | |
| JPH01290743A (ja) | 磁性合金材料の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |