JPH0737653B2 - 高透磁率Ｆｅ―Ｎｉ系磁性合金の製造法 - Google Patents
高透磁率Ｆｅ―Ｎｉ系磁性合金の製造法Info
- Publication number
- JPH0737653B2 JPH0737653B2 JP2121767A JP12176790A JPH0737653B2 JP H0737653 B2 JPH0737653 B2 JP H0737653B2 JP 2121767 A JP2121767 A JP 2121767A JP 12176790 A JP12176790 A JP 12176790A JP H0737653 B2 JPH0737653 B2 JP H0737653B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- magnetic
- cooling
- rolling
- permeability
- 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 - Lifetime
Links
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は高透磁率Fe-Ni系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。
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。
高透磁率Fe-Ni系磁性合金は、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-
PB）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％前後と多量含むうえ、さらに
高価なMo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るしく劣ると云う欠点がある。ま
た、かかる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、かかる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、特に粒界が著るしく酸化し易く、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る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。
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-
PB）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％前後と多量含むうえ、さらに
高価なMo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るしく劣ると云う欠点がある。ま
た、かかる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、かかる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、特に粒界が著るしく酸化し易く、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る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62-5973号公
報，特開昭62-5974号公報，特公平1-53338号公報などに
記載された方法、Cr置換に関しては特願昭62-31849号，
特開平1-252756号公報などの記載された方法があるが、
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
号公報に記載された方法などが提案されている。
て、例えばCuによる置換に関しては特開昭62-5973号公
報，特開昭62-5974号公報，特公平1-53338号公報などに
記載された方法、Cr置換に関しては特願昭62-31849号，
特開平1-252756号公報などの記載された方法があるが、
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
号公報に記載された方法などが提案されている。
上記特開平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結晶方位に着目し、｛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。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1-290715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、｛100｝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提としているが、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、特開平1-290715号公報にいう効果が殆ん
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得ると
ころにある。
配する要因のひとつである結晶方位に着目し、｛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。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1-290715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、｛100｝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提としているが、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、特開平1-290715号公報にいう効果が殆ん
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得ると
ころにある。
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。一般に、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る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成る事実を見出した。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ことを
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10〜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
差が出るものと想定される。従来の熱延法熱延板は小さ
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1100℃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るしく大
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く結晶粒から成る部
分が残るものと推定した。
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。一般に、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る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成る事実を見出した。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ことを
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10〜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
差が出るものと想定される。従来の熱延法熱延板は小さ
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1100℃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るしく大
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く結晶粒から成る部
分が残るものと推定した。
かかる欠点は、請求項１記載の方法により改善出来るこ
とを見出したものである。
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成る温度Ｔ℃の溶湯
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、板厚d0.3〜7mm厚の鋳片
を得ること、 かかる鋳片を圧下率20％以上の冷間圧延を行なうこと、 かかる際該溶湯の液相線温度Tl（℃）と前記Ｔ（℃）並
びに鋳片板厚ｄ（0.3〜7mm）との間に、 Ｔ−Tl＜d2−17d＋100 なる関係を保持させることを特徴とする最終磁性焼鈍後
の磁性が優れた高透磁率Fe-Ni系磁性合金の製造方法 にある。さらに、上記請求項１記載の方法において、急
冷凝固のための冷却体から出た鋳片が、液体又は気体と
液体の混合噴流により強制冷却されることにより、より
一層良好な結果が得られることを見出した。
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成る温度Ｔ℃の溶湯
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、板厚d0.3〜7mm厚の鋳片
を得ること、 かかる鋳片を圧下率20％以上の冷間圧延を行なうこと、 かかる際該溶湯の液相線温度Tl（℃）と前記Ｔ（℃）並
びに鋳片板厚ｄ（0.3〜7mm）との間に、 Ｔ−Tl＜d2−17d＋100 なる関係を保持させることを特徴とする最終磁性焼鈍後
の磁性が優れた高透磁率Fe-Ni系磁性合金の製造方法 にある。さらに、上記請求項１記載の方法において、急
冷凝固のための冷却体から出た鋳片が、液体又は気体と
液体の混合噴流により強制冷却されることにより、より
一層良好な結果が得られることを見出した。
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
し優るとも劣らないものが得られる。
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
し優るとも劣らないものが得られる。
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は本発明の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に規定されているPB,PC,PC
S,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等が良く知られており、また脱酸その他
の目的で必要に応じて小量のAl,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
は少ない程良いことは良く知られている事実である。
を詳細に説明する。Niは本発明の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に規定されているPB,PC,PC
S,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等が良く知られており、また脱酸その他
の目的で必要に応じて小量のAl,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
は少ない程良いことは良く知られている事実である。
本発明の出発材の溶湯成分元素は、かかる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よい。
材料として従来の熱延法等により公知のものでよい。
本発明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。すなわち前記溶湯を一
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
の方式でもよい。
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。すなわち前記溶湯を一
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
の方式でもよい。
次に薄鋳片の板厚を0.3〜7mmとした理由であるが、7mm
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0.3mm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。
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0.3mm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。
第１図は、双ロール法によって得られた板厚0.3〜7mmの
PB（Fe-46Ni）並びにPC（76％Ni-4％Mo-5％Cu-Fe）薄鋳
片を冷延率20〜98％の範囲内で冷間圧延したのち、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（μｍ）を示したものである。
PB（Fe-46Ni）並びにPC（76％Ni-4％Mo-5％Cu-Fe）薄鋳
片を冷延率20〜98％の範囲内で冷間圧延したのち、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（μｍ）を示したものである。
縦軸はタンディッシュを介して双ロール貯湯部に供給さ
れる溶湯の温度（Ｔ℃）と上記成分系の液相線温度（Tl
℃）との差であり、横軸は得られた鋳片の板厚（dmm）
である。
れる溶湯の温度（Ｔ℃）と上記成分系の液相線温度（Tl
℃）との差であり、横軸は得られた鋳片の板厚（dmm）
である。
第１図から明らかな様に、本発明に従う、即ち Ｔ−Tl＜d2−17d＋100 の場合には、JIS又はそれに準じた最大透磁率（μｍ）
値を満足し、上式の範囲外では値が小さいことが判る。
値を満足し、上式の範囲外では値が小さいことが判る。
尚、本発明においては冷間圧下率を20％以上としている
が、20％未満の場合には一般に磁気特性が得られ難くな
るだけでなく、表面の平坦度が悪いので好ましくなく、
20％以上とした。
が、20％未満の場合には一般に磁気特性が得られ難くな
るだけでなく、表面の平坦度が悪いので好ましくなく、
20％以上とした。
上記の如くにして急冷凝固のための冷却体から出た鋳片
は、さらに以下に述べる本発明の請求項２記載の方法を
併用することにより磁気特性が向上することを見出し
た。
は、さらに以下に述べる本発明の請求項２記載の方法を
併用することにより磁気特性が向上することを見出し
た。
即ち、冷却体から出た鋳片は空冷せずに直ちに液体又は
気体と液体の混合噴流により強制冷却、即ちいわゆる二
次冷却を行なうことにより磁気特性はさらに向上する。
特に1200℃までの間に冷却速度が75℃／秒以上で冷却す
るのが好ましく、さらには防錆等の意味から少なくとも
1200〜850℃の範囲内も強制冷却する方が好ましい。
気体と液体の混合噴流により強制冷却、即ちいわゆる二
次冷却を行なうことにより磁気特性はさらに向上する。
特に1200℃までの間に冷却速度が75℃／秒以上で冷却す
るのが好ましく、さらには防錆等の意味から少なくとも
1200〜850℃の範囲内も強制冷却する方が好ましい。
第２図は、双ロール法により板厚1.7〜2.5mmのPB並びに
PC薄鋳片を得、冷間圧延により0.3mmの最終板厚となし
てのち、水素気流中1100℃にて３時間の最終磁性焼鈍処
理を施し、得られた製品の量大透磁率（μｍ）を示した
ものである。その際Ｔ−Tlは本発明の請求項１記載の方
法の例としてＴ−Tl＝25〜35℃並びに比較例としてＴ−
Tl＝100〜120℃の２水準とし、さらに本発明の請求項２
記載の方法に関連して双ロールから出た鋳片の２次冷却
がない場合、即ち室温まで空冷した場合、並びに双ロー
ルから出た直後から850℃までの範囲を気水噴霧するこ
とにより、150℃/secの２次冷却を行った場合の２水準
について比較してある。
PC薄鋳片を得、冷間圧延により0.3mmの最終板厚となし
てのち、水素気流中1100℃にて３時間の最終磁性焼鈍処
理を施し、得られた製品の量大透磁率（μｍ）を示した
ものである。その際Ｔ−Tlは本発明の請求項１記載の方
法の例としてＴ−Tl＝25〜35℃並びに比較例としてＴ−
Tl＝100〜120℃の２水準とし、さらに本発明の請求項２
記載の方法に関連して双ロールから出た鋳片の２次冷却
がない場合、即ち室温まで空冷した場合、並びに双ロー
ルから出た直後から850℃までの範囲を気水噴霧するこ
とにより、150℃/secの２次冷却を行った場合の２水準
について比較してある。
第２図から明らかな様に、Ｔ−Tlが請求項１の要件を満
足していても、さらに２次冷却を行うことにより、一層
磁性が向上している。
足していても、さらに２次冷却を行うことにより、一層
磁性が向上している。
以上の様にして、本発明により産業上有用な高透磁率Fe
-Ni系合金の製造が可能となる。
-Ni系合金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7.5kg
電気炉にて溶解し、直径400mmの双ロール式薄板直接鋳
造法により、0.6mm〜4mmの板厚の鋳片に連続鋳造した。
その際、双ロール貯湯部に注入する溶湯温度（Ｔ℃）を
各種に変化させた。鋳造後空冷した鋳片を表面研剤によ
りスケール層を取除き、20〜95％の圧下率で冷延した。
JIS法による磁性測定試験片を切出し、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った。かかる試片の
最大透磁率μｍをＴ−Tl並びにd2−17d＋100の値と共に
第１表に示す。第１表から判る様に、Ｔ−Tl＜d2−17d
＋100を満たす請求項１記載の方法の場合には、良好な
磁性が得られる。
電気炉にて溶解し、直径400mmの双ロール式薄板直接鋳
造法により、0.6mm〜4mmの板厚の鋳片に連続鋳造した。
その際、双ロール貯湯部に注入する溶湯温度（Ｔ℃）を
各種に変化させた。鋳造後空冷した鋳片を表面研剤によ
りスケール層を取除き、20〜95％の圧下率で冷延した。
JIS法による磁性測定試験片を切出し、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った。かかる試片の
最大透磁率μｍをＴ−Tl並びにd2−17d＋100の値と共に
第１表に示す。第１表から判る様に、Ｔ−Tl＜d2−17d
＋100を満たす請求項１記載の方法の場合には、良好な
磁性が得られる。
実施例２ Ni45.0％,Si0.25％,Mn0.61％,Cr0.15％,C0.008％,S0.00
3％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる、板厚1.5
〜7mmの鋳片を、直径800mmの双ロール式薄板直接鋳造法
により得た。かかる成分の液相線の温度（Tl℃）は大体
1445℃である。鋳造の際、タンディッシュから双ロール
部に注入する溶湯温度（Ｔ℃）を変え、各種のＴ−Tl値
を得た。かかる鋳片を20〜96％の圧下率で冷間圧延し、
実施例１と同様の磁性焼鈍、磁性測定を行った。第２表
にその結果を示す。
3％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる、板厚1.5
〜7mmの鋳片を、直径800mmの双ロール式薄板直接鋳造法
により得た。かかる成分の液相線の温度（Tl℃）は大体
1445℃である。鋳造の際、タンディッシュから双ロール
部に注入する溶湯温度（Ｔ℃）を変え、各種のＴ−Tl値
を得た。かかる鋳片を20〜96％の圧下率で冷間圧延し、
実施例１と同様の磁性焼鈍、磁性測定を行った。第２表
にその結果を示す。
従来法A,C,Eに対し、Ｔ−Tl＜d2−17d＋100を満足する
本発明によるB,D,Fでは良好な磁性が得られている。
本発明によるB,D,Fでは良好な磁性が得られている。
実施例３ 実施例２と同一成分からなる溶湯を、直径70mmの双ロー
ルで鋳造し、板厚0.3〜0.7mmの薄鋳片を得た。その際溶
湯温度（Ｔ℃）を変え、各種のＴ−Tl値を得た。かかる
鋳片を80％の圧下率で冷間圧延し、実施例１と同様の磁
性焼鈍、磁性測定を行った。第３表にその結果を示す。
ルで鋳造し、板厚0.3〜0.7mmの薄鋳片を得た。その際溶
湯温度（Ｔ℃）を変え、各種のＴ−Tl値を得た。かかる
鋳片を80％の圧下率で冷間圧延し、実施例１と同様の磁
性焼鈍、磁性測定を行った。第３表にその結果を示す。
従来法A,C,Eに対し、Ｔ−Tl＜d2−17d＋100を満足する
本発明によるB,D,Fでは良好な磁性が得られている。
本発明によるB,D,Fでは良好な磁性が得られている。
実施例４ 第４表に示した各種Fe-Ni合金組成からなる溶湯を、40k
g電気炉にて溶解し、直径400mmの双ロール式薄板直接鋳
造法により、0.7〜3.2mmの板厚の鋳片に連続鋳造した。
その際双ロール貯湯部に注入する溶湯温度（Ｔ℃）と各
成分系の液相線温度（Tl℃）との差を25〜30℃に調整
し、全ての場合、請求項１記載の方法に合致する様にＴ
−Tl＜d2−17d＋100を満足する様にした。かくして双ロ
ールより出た鋳片は、一部は空冷により室温まで冷却
し、一部は気水噴流を鋳片に吹きつけることにより850
℃までを100〜200℃／秒の冷却速度により強制冷却し
た。かかる鋳片のスケール層をシヨットブラストにより
充分に除去し、20〜95％の圧下率で冷延した。そののち
実施例１と同様の方法で磁性焼鈍並びに磁性測定を行っ
た。第４表にそれらの結果を示す。
g電気炉にて溶解し、直径400mmの双ロール式薄板直接鋳
造法により、0.7〜3.2mmの板厚の鋳片に連続鋳造した。
その際双ロール貯湯部に注入する溶湯温度（Ｔ℃）と各
成分系の液相線温度（Tl℃）との差を25〜30℃に調整
し、全ての場合、請求項１記載の方法に合致する様にＴ
−Tl＜d2−17d＋100を満足する様にした。かくして双ロ
ールより出た鋳片は、一部は空冷により室温まで冷却
し、一部は気水噴流を鋳片に吹きつけることにより850
℃までを100〜200℃／秒の冷却速度により強制冷却し
た。かかる鋳片のスケール層をシヨットブラストにより
充分に除去し、20〜95％の圧下率で冷延した。そののち
実施例１と同様の方法で磁性焼鈍並びに磁性測定を行っ
た。第４表にそれらの結果を示す。
第４表より明らかな如く、請求項１記載の方法よりも、
請求項２記載の方法の方が特性が向上していることが判
る。
請求項２記載の方法の方が特性が向上していることが判
る。
以上の如く、本発明により製造された高透磁率磁性合金
は、従来の製品より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。
は、従来の製品より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。
第１図は本発明の根幹をなす鋳片板厚、溶湯温度と液相
線温度との差並びに最終製品の磁性確保との関係を示す
ものである。 第２図は本発明の請求項２記載の方法の効果を示すもの
で、いわゆる２次冷却有無材に関する磁性確保状況を示
すものである。
線温度との差並びに最終製品の磁性確保との関係を示す
ものである。 第２図は本発明の請求項２記載の方法の効果を示すもの
で、いわゆる２次冷却有無材に関する磁性確保状況を示
すものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｅ Ｈ０１Ｆ 1/14
Claims (2)
- 【請求項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
物から成る温度Ｔ℃の溶湯を、 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、板厚d0.3〜7mm厚の鋳片
を得ること、 かかる鋳片を圧下率20％以上の冷間圧延を行なうこと、 かかる際該溶湯の液相線温度Tl（℃）と前記Ｔ（℃）並
びに鋳片板厚ｄ（0.3〜7mm）との間に、 Ｔ−Tl＜d2−17d＋100 なる関係を保持させることを特徴とする最終磁性焼鈍後
の磁性が優れた高透磁率Fe-Ni系磁性合金の製造方法。 - 【請求項２】急冷凝固のための冷却体から出た鋳片は、
さらに液体又は気体と液体の混合噴流により強制冷却さ
れることを特徴とする請求項１記載の最終磁性焼鈍後の
磁性が優れた高透磁率Fe-Ni系磁性合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2121767A JPH0737653B2 (ja) | 1990-05-11 | 1990-05-11 | 高透磁率Ｆｅ―Ｎｉ系磁性合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2121767A JPH0737653B2 (ja) | 1990-05-11 | 1990-05-11 | 高透磁率Ｆｅ―Ｎｉ系磁性合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0417619A JPH0417619A (ja) | 1992-01-22 |
| JPH0737653B2 true JPH0737653B2 (ja) | 1995-04-26 |
Family
ID=14819384
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2121767A Expired - Lifetime JPH0737653B2 (ja) | 1990-05-11 | 1990-05-11 | 高透磁率Ｆｅ―Ｎｉ系磁性合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0737653B2 (ja) |
-
1990
- 1990-05-11 JP JP2121767A patent/JPH0737653B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0417619A (ja) | 1992-01-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN104294155B (zh) | 一种超低碳取向硅钢及其制备方法 | |
| JP6432173B2 (ja) | 全周の磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板 | |
| JPS5887244A (ja) | 銅基スピノ−ダル合金条とその製造方法 | |
| JPH07252573A (ja) | 靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金及びその製造方法 | |
| TW202223116A (zh) | 沃斯田鐵系不鏽鋼帶的製造方法 | |
| JPH07252574A (ja) | 靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 | |
| WO1989011549A1 (fr) | PRODUCTION DE FEUILLES D'ACIER NON ORIENTE A FORTE TENEUR EN Si | |
| EP0202336B1 (en) | Process for producing a thin plate of a high ferrosilicon alloy | |
| JPH0737652B2 (ja) | Ｆｅ―Ｎｉ系高透磁率磁性合金の製造方法 | |
| JPH06322440A (ja) | 高マンガン非磁性鋼片の圧延方法 | |
| KR101757733B1 (ko) | 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법 | |
| EP0527495A1 (en) | Method of producing non-oriented electrical steel sheet having good magnetic properties | |
| JPH0417619A (ja) | 高透磁率Ｆｅ―Ｎｉ系磁性合金の製造法 | |
| JPH05295443A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3067894B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法 | |
| JPH108177A (ja) | 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2898793B2 (ja) | 高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH05279826A (ja) | インピーダンス比透磁率の優れたパーマロイの製造方法 | |
| JPH05293595A (ja) | フェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 | |
| JPH07126753A (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ系合金板及びその成形加工品の製造方法 | |
| JP2548942B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ基合金の急冷凝固時の割れ防止方法 | |
| JPH0617548B2 (ja) | 耐発錆性に優れた無方向性電磁鋼板 | |
| JP2898792B2 (ja) | 磁性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3474586B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH08283856A (ja) | Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃｏ基合金半硬質磁性材料の製造方法 |