特許 6294028 Ｆｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6294028

(24)【登録日】2018年2月23日

(45)【発行日】2018年3月14日

(54)【発明の名称】Ｆｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C21D 8/12 20060101AFI20180305BHJP

   C22F 1/10 20060101ALI20180305BHJP

   C22C 38/00 20060101ALN20180305BHJP

   C22C 19/03 20060101ALN20180305BHJP

   C22C 38/16 20060101ALN20180305BHJP

   H01F 1/147 20060101ALN20180305BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20180305BHJP

【ＦＩ】

   C21D8/12 F

   C22F1/10 E

   !C22C38/00 303S

   !C22C19/03 E

   !C22C38/16

   !H01F1/147 116

   !C22F1/00 605

   !C22F1/00 623

   !C22F1/00 660C

   !C22F1/00 683

   !C22F1/00 684C

   !C22F1/00 685Z

   !C22F1/00 686A

   !C22F1/00 691B

   !C22F1/00 691C

   !C22F1/00 691Z

   !C22F1/00 694A

【請求項の数】2

【全頁数】14

(21)【出願番号】特願2013-166810(P2013-166810)

(22)【出願日】2013年8月9日

(65)【公開番号】特開2015-34329(P2015-34329A)

(43)【公開日】2015年2月19日

【審査請求日】2016年7月20日

(73)【特許権者】

【識別番号】000232793

【氏名又は名称】日本冶金工業株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100096884

【弁理士】

【氏名又は名称】末成 幹生

(72)【発明者】

【氏名】瀧本 和人

(72)【発明者】

【氏名】平田 茂

【審査官】 鈴木 葉子

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０８−０４９０４３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０２−２２５６２１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００１−０４９３５０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０１−２６３２１８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭６４−０５２０２１（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２２Ｃ １９／０３

Ｃ２２Ｆ １／００− ３／０２

Ｃ２１Ｄ ８／１２

Ｈ０１Ｆ １／１２− １／３８， １／４４

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｃ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：３４〜５２ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０６〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０３〜０．７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる素材を熱間圧延した後の熱延帯焼鈍温度を７００〜１０００℃とし、冷間加工する際の最終冷間圧延率を７０〜９０％とするＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法であって、下記に示す方法で求めた冷間圧延板のＫ値が７５．５％以上であることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法。
Ｋ値は、冷間圧延板の表面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより観察し、得られたＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）図の解析結果により、方位差が４°以上である測定点の割合である。

【請求項2】

１１００℃×３ｈｒの磁気焼鈍を施した後の平均結晶粒径が２５０μｍ以上であり、かつ下記に示す方法で求めた整粒率が８５％以上であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法。
整粒率は、冷間圧延した合金板に、水素雰囲気下で１１００℃×３時間の磁気焼鈍を施した後、板面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ１０μｍの条件で合計１２ｍｍ２の視野を観察し、得られた結晶の中における１５０μｍ以上の結晶粒径の割合である。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金に関する。

【背景技術】

【0002】

Ｆｅ−Ｎｉ系合金の中で、比較的Ｎｉの多い組成で高透磁率を示すものは、一般に「パーマロイ」といわれ、主に弱電用磁心材料等として用いられている。ＪＩＳ Ｃ２５３１：「鉄ニッケル軟磁性材料」には、上記パーマロイ合金として、ＰＢ材（Ｎｉ：４０〜５０ｍａｓｓ％）、ＰＣ材（７０〜８５ｍａｓｓ％）およびＰＤ材（Ｎｉ：３５〜４０ｍａｓｓ％）などが規定されている。これらの中で、ＰＢ材は、飽和磁束密度が高く、比較的透磁率も高いことから、時計ステーターや各種センサーコア等に使用されている。

【0003】

上記ＰＢ材を製造する方法や透磁率を向上させるための技術はこれまでに多く提案されている。例えば、特許文献１では、Ｎｉを４２〜４７％含む合金中にＣｕを２〜４％、Ｃｒを０．３〜１．５％添加し、熱間圧延での圧延終了温度、熱延板焼鈍温度や最終の再結晶焼鈍温度を制御し、最終の冷間圧延圧下率を２〜６％とすることで透磁率、成形性を向上させる技術が提案されている。

【0004】

また、特許文献２では、Ｎｉを３４〜６５％含む合金の最終冷間圧延率を９０％以上として、磁気焼鈍前の硬さをビッカース硬さでＨｖ２５０以上とし、磁気焼鈍後の平均結晶粒径を０．２５ｍｍ以上とすることで高透磁率を得る技術が提案されている。

【0005】

また、特許文献３では、Ｎｉを３５〜４０％含むパーマロイ合金の介在物組成を制御するとともにＮｉ偏析の均質加熱処理を行うことで高透磁率を得る技術が提案されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特許２７０１５２６号公報

【特許文献2】特許２７６００１３号公報

【特許文献3】特開２０１０−１０６３６８号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

しかしながら、上記特許文献１の技術はＮｉを４２〜４７％含む合金中にＣｕ、Ｃｒを添加し、初透磁率、最大透磁率を向上させているものの、飽和磁束密度は低くなってしまうという難点がある。さらに、冷延板を製造する際に、最終の再結晶温度を７００〜８００℃とするような焼鈍工程の後に２〜６％の冷間圧延によって歪を付加するなど、工程数が多く、製造コストの上昇を避けられない。

【0008】

特許文献２の技術はＮｉを３４〜６５％含む合金の最終冷間圧延率を９０％以上として、磁気焼鈍前の硬さをビッカース硬さでＨｖ２５０以上とし、磁気焼鈍後の平均結晶粒径を０．２５ｍｍ以上とすることで高透磁率を得ている。しかし、発明者らの調査により３４〜６５％のＮｉ合金において９０％以上の冷間圧延率によって磁気特性が悪化する場合があること、また、９０％以上の圧延率において、強加工ゆえに板の平坦度や板厚偏差等、板の形状精度が悪化するなど、製造性においても欠点があることが分かった。

【0009】

特許文献３の技術はパーマロイ合金の介在物組成を制御するとともにＮｉ偏析の均質加熱処理を行うことで高透磁率を得ている。しかし、Ｎｉ偏析の均質化には１３５０℃の温度で５０ｈｒもの熱処理時間を要することから、熱処理によって生成されるスケールの除去による歩留まりの低下、熱処理にかかる時間、コストなどの点で欠点がある。

【0010】

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金およびそ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】

【0011】

発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、直流磁気特性を向上させるためには磁気焼鈍後の結晶粒径の粗大化が不可欠であること、そのためには熱延帯焼鈍温度、それに続く冷間圧延率を適切な範囲に設定し、冷間圧延後のひずみの分布を均一とすることが重要であることを見出し、本発明に至った。

【0012】

すなわち、本発明は、Ｃ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：３４〜５２ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０６〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０３〜０．７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる素材を熱間圧延した後の熱延帯焼鈍温度を７００〜１０００℃とし、冷間加工する際の最終冷間圧延率を７０〜９０％とし、下記に示す方法で求めた冷間圧延板のＫ値が７５．５％以上であることを特徴とする磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法である。Ｋ値は、冷間圧延板の表面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより観察し、得られたＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）図の解析結果により、方位差が４°以上である測定点の割合である。

【0013】

また、上記合金および製造方法において、１１００℃×３ｈｒの磁気焼鈍を施した後の平均結晶粒径が２５０μｍ以上であり、かつ下記に示す方法で求めた整粒率が８５％以上であることを特徴とする磁気特性に優れたＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法である。

【0014】

なお、ここでいう整粒率は、冷間圧延した合金板に、水素雰囲気下で１１００℃×３時間の磁気焼鈍を施した後、板面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ１０μｍの条件で合計１２ｍｍ^２の視野を観察し、得られた結晶の中における１５０μｍ以上の結晶粒径の割合である。

【発明の効果】

【0015】

本発明によれば、磁気特性に優れるＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金を安定して提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0016】

【図1】ＥＢＳＤ解析によって得られたＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）図であり、（ａ）は熱延帯焼鈍温度９００℃、（ｂ）は熱延帯焼鈍温度１１００℃の場合である。

【図2】Ｆｅ−４８％ＮｉのＥＢＳＤ解析によって得られたＩＰＦ図であり、（ａ）は熱延帯焼鈍温度９００℃、（ｂ）は熱延帯焼鈍温度１１００℃の場合である。

【図3】Ｋ値と熱延帯焼鈍温度、冷間圧延率の関係を示すグラフである。

【図4】結晶粒径と熱延帯焼鈍温度、冷間圧延率の関係を示すグラフである。

【図5】整粒率と熱延帯焼鈍温度、冷間圧延率の関係を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0017】

まず、本発明の基本的技術思想について説明する。
Ｆｅ−Ｎｉパーマロイ合金において優れた透磁率、保磁力を得るためには、磁気焼鈍後の結晶粒径の粗大化が有効である。結晶粒径の粗大化には結晶粒の成長を促す駆動力として、ある一定以上のひずみを冷延圧延によって与えることが必要と考え、発明者らは冷間圧延によるひずみの分布に注目し、磁気特性に及ぼす熱延帯焼鈍温度、冷間圧延率の影響についての検討を行った。供試材は、大気溶解によって製造したＦｅ−４８％Ｎｉ合金で、この合金塊を熱間圧延し板厚４ｍｍの帯とした後、熱延帯焼鈍、表面のスケールを取り除き、その後の冷間圧延率を変化させたものを供試材とした。最終工程で施す磁気焼鈍の条件は水素雰囲気、１１００℃×３ｈｒ、炉冷とし、これを施した後に磁気特性を評価した。

【0018】

まず、注目すべき結果は、熱延帯焼鈍温度の違いによって、その後施された冷間圧延のひずみ分布に顕著な違いが生じたことである。すなわち、熱延帯焼鈍温度を９００℃、１１００℃として、これに冷間圧延率９０％の圧延を施すと図１に示す様なひずみ分布の違いが生じた。これは冷間圧延した板の板面をＥＢＳＤで測定し得られたＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）図である。方位差により色付けをしており、熱延帯焼鈍温度が９００℃のものではひずみが均一に分布していたのに対し、１１００℃のものでは、一部ひずみが小さいことを示す青色や緑色の部分が認められた。ひずみ分布の均一性は熱延帯焼鈍温度を９００℃としたものの方が高い。

【0019】

これに上記の磁気焼鈍を施すと結晶粒は図２の様になり、熱延帯焼鈍温度を９００℃としたものでは平均粒径４８１μｍとなったのに対し、１１００℃のものでは２０５μｍで、磁気特性は熱延帯焼鈍温度を９００℃としたもの方が良好であった。

【0020】

さらに、これらを詳細に比較すると１１００℃で熱延帯焼鈍したものでは部分的に小さな１００μｍ程度の結晶粒が観察されるのに対し、９００℃のそれは殆ど観察されなかった。小さい結晶粒の存在は磁気特性に不利であり、均一で粗大な粒を得るには熱延帯焼鈍温度を低くすることが有効であることを見出した。

【0021】

つまり、熱延帯焼鈍温度が高いと結晶粒径は粗大化し、これに冷間圧延を施すと粗大化した粒にはひずみが均一に導入されず、ひずみの小さな粒が残存する。このひずみの小さな粒が粒成長を妨げるため、結晶粒の成長にばらつきが生じ、磁気焼鈍後に混粒となってしまう。混粒となってしまうと、平均結晶粒径が大きくとも小さな結晶粒径が磁壁の移動に対して律速となってしまい、透磁率、保磁力の向上が期待より小さくなる。これより、冷間圧延後のひずみの均一性と磁気焼鈍後の結晶粒径とその分布が重要であることがわかった。

【0022】

そこで、均一なひずみ分布を得るために、熱延帯焼鈍温度と冷間圧延率の関係を調べた。その結果を図３に示す。ひずみ分布の均一性を表す指標としてはＫ値を用いた。ＫＡＭ図より求めた測定点毎のミスオリエンテーション値の度数を求め、冷間圧延によりひずみが十分に導入されていると判断する４°以上の値となる割合をＫ値とした。ここで、４°としたのは図１（ｂ）、図２（ｂ）に示すように、４°未満の割合が多く、歪が不十分な場合は磁気焼鈍後に結晶粒径の成長にばらつきが生じ、混粒となってしまうためである。

【0023】

その結果、熱延帯焼鈍温度が７００〜１０００℃、冷間圧延率が７０％〜９０％の範囲ではＫ値は十分大きく均一なひずみ分布が得られることがわかった。

【0024】

これに磁気焼鈍を施すとＫ値が高いものでは、結晶粒径が粗大化し良好な特性が得られ、さらに詳しくみると整粒率が高いものほど特性が良好となる。整粒率とは、先に示した粗大な結晶粒の割合である。これは、同じく板面をＥＢＳＤにより測定し、結晶粒径を求めた。このとき、１５０μｍ未満を磁気特性に悪影響をおよぼす粒とし、１５０μｍ以上の割合を求めた。この割合が大きいとき、すなわち均一な粗大粒からなる場合、最も優れた磁気特性が得られる。

【0025】

これより、優れた磁気特性を得ることを目的として結晶粒径を増大させるためには、熱延帯焼鈍温度を７００〜１０００℃とし、適切な大きさの冷間圧延を施し、磁気焼鈍後の結晶粒径を大きく、かつあるレベル以上の整粒にする必要があることを知見した。本発明は上記技術思想の下に、さらに検討を加えて開発したものである。

【0026】

次に本発明が適用されるＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｃは合金の強度を確保するために必要な元素であり、０．００１ｍａｓｓ％未満では必要な強度を得ることができない。一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えると、結晶粒の成長および磁壁の移動を阻害するようになり、磁気特性を低下させる。よって、Ｃの含有量は０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。より好ましくは、０．００４〜０．０２ｍａｓｓ％である。

【0027】

Ｓｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは脱酸剤として添加される元素であり、０．０１ｍａｓｓ％未満では十分な脱酸効果を得ることができない。一方０．５ｍａｓｓ％を超える添加は結晶粒径の成長および磁壁の移動を阻害するようになり、磁気特性を低下させる。よって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。より好ましくは、０．０５〜０．４ｍａｓｓ％である。

【0028】

Ｍｎ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは脱酸剤として添加される元素であり、０. １ｍａｓｓ％未満では十分な脱酸効果を得ることができない。一方１．０ｍａｓｓ％を超える添加は合金中に含まれるＳと結合してＭｎＳを生成し、磁壁の移動を阻害するようになり磁気特性を低下させる。よって、Ｍｎの含有量は０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。より好ましくは、０．２〜０．８ｍａｓｓ％である。

【0029】

Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％以下
Ｓは熱間加工性を低下させる元素であり、熱間加工性を確保するためにはできる限り低減するのが望ましい。また、磁気特性を低下させるＭｎＳの析出をできる限り抑制することが磁気特性確保には必要である。よって、Ｓは０．００２０ｍａｓｓ％以下とする。ただし、０．０００１ｍａｓｓ％未満に低減することは精錬コストの上昇を招くので、下限は０．０００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００１〜０．００１０ｍａｓｓ％である。

【0030】

Ｎｉ：３４〜５２ｍａｓｓ％
Ｎｉは優れた磁気特性を得るために必要な元素であり、３４ｍａｓｓ％未満、５２ｍａｓｓ％超えのいずれの場合も目的とする磁気特性は得られないので、３４〜５２ｍａｓｓ％の範囲とする。より好ましくは、３５〜５０ｍａｓｓ％であり、さらに好ましくは４０〜４９ｍａｓｓ％である。

【0031】

Ｃｏ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃｏは、Ｎｉと同じく磁気特性に影響をおよぼす元素であり、かつ冷間加工後のひずみ分布をより均一にする効果を有する元素である。ひずみ分布の改善メカニズムは不明であるが、積層欠陥エネルギーを変化させることでこの様な作用を示すのと考える。このためには、少なくとも０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかしながら、１．０ｍａｓｓ％以上の添加は、原料コストの上昇を招く。よって、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、０．１〜０．６ｍａｓｓ％である。

【0032】

Ｃｕ：０．０３〜０．７ｍａｓｓ％
ＣｕはＣｏと同様、冷間加工後のひずみ分布を改善する元素である。この効果を得るには少なくとも０．０３ｍａｓｓ％の添加が必要である。しかしながら、０．７ｍａｓｓ％以上添加とすると、Ｓｎと低融点の固溶体を形成し、製造性の著しい劣化を招く。よって、０．０３〜０．７ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％である。

【0033】

Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｎは連続鋳造でスラブを製造する際、合金中に多量に含有すると内部欠陥を引き起こす原因となり、窒化物を形成する場合においては磁壁の移動を妨げるため、できる限り低減するのが望ましい。本発明では０．００５ｍａｓｓ％以下とする。しかし、０．００１ｍａｓｓ％未満に低減するには精錬コストの上昇を招く。よって、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。

【0034】

Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｏは他の元素と酸化物系介在物を形成し、磁気特性を低下させる有害元素である。そのためできる限り低減するのが望ましく、本発明では０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。しかし、０．００１ｍａｓｓ％未満に低減するには精錬コストの上昇を招く。より好ましくは、０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％である。

【0035】

Ｓｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｓｎはスクラップから混入する元素であり、できる限り少ない含有量とすることが望ましい。特に、本発明では冷間加工後のひずみ分布を改善する目的でＣｕを添加しているが、これと低融点の固溶体を形成し、製造性を著しく劣化させるため、少なくとも０．０１ｍａｓｓ％以下とする必要がある。より好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。

【0036】

Ｃａ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｃａは合金中に含まれるＳやＯと結合し、酸化物系介在物や硫化物を形成し、磁気特性を低下させる有害元素である。そのためできる限り低減するのが望ましく、本発明では０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。より好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以下である。

【0037】

次に、本発明のＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金の製造方法と限定理由について説明する。

【0038】

冷間圧延率：７０〜９０％
本発明の対象とする合金は磁気特性に及ぼす磁気焼鈍後の結晶粒径の影響が大きい。冷間圧延率が９０％を超えると結晶粒径の集合組織が発達しすぎてしまい、結晶粒が成長せず、良好な磁気特性が得られない。このため、９０％を超えないように厳しく制限する。また、７０％以下である場合、大きな結晶粒径を得るために必要な粒成長の駆動力が小さいために結晶粒径が十分に成長せず、良好な磁気特性が得られない。よって、磁気焼鈍後の結晶粒径を粗大化させるためには冷間圧延率を７０〜９０％の範囲にする必要がある。より好ましい範囲は８０〜９０％である。

【0039】

熱延帯焼鈍温度：１０００℃以下
熱延帯焼鈍温度は熱間圧延によって導入された転位密度を減らし、結晶粒径を制御し、後の冷間圧延においてひずみが均一に導入されるために制御する必要がある。１０００℃を超えると熱間圧延板の結晶粒径が粗大化し、粗大化した粒のためにひずみが均一に導入されず、圧延後においてもひずみの小さい結晶粒が多く残存する。この転位密度の低い結晶粒が粒成長を妨げる原因となり、結晶粒が成長せず、良好な磁気特性が得られない。より好ましくは、７００〜１０００℃である。

【0040】

Ｋ値：６５％以上
Ｋ値は冷間圧延によって導入されるひずみが合金中に均一に入っているかを示す指標である。Ｋ値が６０％以上である場合、ひずみはほぼ均一に導入されており、磁気焼鈍後の結晶粒径は粗大化する。しかし、範囲外である場合、転位密度の低い結晶粒が多く残存していることを意味しており、これが粒成長を妨げる原因となり、良好な磁気特性が得られない。よって良好な磁気特性を得るためにはＫ値を６５％以上の範囲とする。より好ましくは、７０％以上である。

【0041】

ここでＫ値とは冷間圧延板の表面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ３μｍの条件で合計１ｍｍ^２の視野を観察し、得られたＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）図の解析結果により方位差が４°以上である測定点の割合である。

【0042】

平均結晶粒径：２５０μｍ以上、かつ整粒率８５％以上
磁気焼鈍後の平均結晶粒径は磁気特性に大きな影響を及ぼす因子である。特に透磁率、保磁力は結晶粒径が増大するにつれて、特性が良好となるため、２５０μｍ以上の範囲とするのが望ましい。より好ましくは、３００μｍ以上である。なお、平均結晶粒径とは冷間圧延した合金板に、水素雰囲気下で１１００℃×３時間の磁気焼鈍を施した後、板面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ１０μｍの条件で合計１２ｍｍ^２の視野を観察し、得られた平均の結晶粒径と定義したものである。

【0043】

一方、平均結晶粒径が２５０μｍ以上であっても、結晶粒径が小さいものと大きいものが混在した合金においては、磁気特性が悪化する。そのため、整粒率を８５％以上の範囲とするのが好ましい。

【0044】

ここで整粒率とは冷間圧延した合金板に、水素雰囲気下で１１００℃×３時間の磁気焼鈍を施した後、板面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ１０μｍの条件で合計１２ｍｍ^２の視野を観察し、得られた結晶の中における１５０μｍ以上の結晶粒径の割合である。

【実施例】

【0045】

鉄屑、ニッケル、フェロニッケルなどの原料を、６０トン電気炉にて所定のＦｅ−Ｎｉ組成となるように溶解した。その後、ＡＯＤあるいはＶＯＤに移し、脱炭、脱クロム、脱りんなどの処理のために、酸化精錬を行った。ＡＯＤあるいはＶＯＤの耐火物にはドロマイトを用いた。その後、一旦除滓し、そのＡＯＤまたはＶＯＤには新たに石灰石、蛍石、珪砂などのフラックスを添加し、ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−Ｆ系のスラグを溶湯上に形成した。その後、Ｆｅ−Ｓｉ合金を用いて、脱酸、脱硫を行った。ＡＯＤあるいはＶＯＤの後、ＬＦにて温度調整、および、さらに精密な成分調整を行った。

【0046】

その後、連続鋳造によって得られたスラブを熱間圧延により厚さ５ｍｍのコイル材とし、その後、熱延帯焼鈍を１０００℃以下の温度で行った。これに９０％の冷間圧延を施し、厚さ０．５ｍｍの冷延板（コイル材）を得た。この冷延板を１１００℃均熱３ｈｒの条件で、水素雰囲気中で磁気焼鈍し炉冷した後、磁気特性を測定することで評価を行った。

【0047】

なお、一般的に磁気焼鈍は水素雰囲気中で１１００℃均熱３ｈｒの条件で行われるが、本条件よりも高温、長時間の条件で磁気焼鈍を行った場合でもより良好な特性が得られる。表１に本発明の実施例の合金成分を示す。

【0048】

［化学成分の分析方法］
化学成分は、蛍光Ｘ線装置を用い測定を行った。ただし、Ｃ、Ｓは燃焼重量法、Ｏは不活性ガスインパルス融解赤外線吸収法により行った。

【0049】

［磁気特性の測定方法］
直流磁気特性はＪＩＳ Ｃ２５３１に基づき、φ４５ｍｍ×φ３３ｍｍのリング試験片を１次、２次側ともに５０回巻き、初比透磁率μ_ｉ、最大比透磁率μ_ｍ、及び保磁力Ｈｃについて１６（Ａ／ｍ）を反転磁場として測定したものである。

【0050】

［Ｋ値の測定方法］
Ｋ値は、冷間圧延したままの板表面の残留応力を５％過塩素酸メタノール溶液にて電解研磨し、ＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ３μｍの条件で合計１ｍｍ^２の視野を観察し、ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の解析によって得られる、隣接するピクセル間の方位差が４°以上である測定点の割合である。

【0051】

［結晶粒径の測定方法］
水素雰囲気中１１００℃×３ｈｒ保持の磁気焼鈍を施した後の結晶粒径は、ＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ１０μｍの条件で合計１２ｍｍ^２の視野を観察し、測定視野内の全ピクセルにおいて、隣接するピクセル間の結晶方位差が５度以上である境界を結晶粒界とみなし、測定したものである。

【0052】

［整粒率の測定方法］
水素雰囲気中１１００℃×３ｈｒ保持の磁気焼鈍を施した後の整粒率は、試料板面をＦＥ−ＳＥＭのＥＢＳＤにより電圧２５ｋＶ、照射電流１２ｎＡ、ステップサイズ１０μｍの条件で合計１２ｍｍ^２の視野を観察し、得られた結晶の中における１５０μｍ以上の結晶粒径の割合である。なお、結晶粒径の特定は上記結晶粒径の測定方法と同じである。

【0053】

［熱間加工性の評価方法］
熱間圧延板について、コイルの両エッジを全長にわたって目視で検査し、両エッジに発生した長さが５ｍｍを超える割れの個数を測定した。コイル長さ１０ｍあたりの割れ発生数が０〜０．５箇所のものを熱間加工性が優（○）、コイル長さ１０ｍあたりの割れ発生数が０．５〜１箇所のものを熱間加工性が良（△）、コイル長さ１０ｍあたりの割れ発生数が１箇所以上のものは熱間加工性が劣（×）とした。

【0054】

上記の測定結果を表２に示す。この表から、本発明に適合する板Ｎｏ．１〜１３の発明例はいずれも熱間加工性が良好で、結晶粒径が粗大かつ均一であり、優れた磁気特性を有していることがわかる。

【0055】

これに対し、Ｎｏ．１４はＭｎが本発明の範囲より多く、Ｓも範囲内であるが多く含まれているためにＭｎＳが多数析出し、磁壁の移動を阻害したために磁気特性が低下している。

【0056】

また、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１６、はＣｏ、Ｃｕが本発明の範囲よりも少なく、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１８はＮｉが本発明の範囲外であるために磁気特性が低下している。

【0057】

また、Ｎｏ．１９は磁気特性は優れているものの、Ｓｎが本発明の範囲よりも多く含まれているためにＣｕと低融点化合物を形成し、熱間加工性を劣化させている。

【0058】

また、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２１はそれぞれＣａ、Ｏが本発明の範囲よりも多く含まれているために合金中の介在物が多量に形成され、磁気特性が低下している。

【0059】

表２のＮｏ．５の組成を有する合金の製造条件を変えた場合のＫ値、平均結晶粒径、整粒率、磁気特性を表３に示す。

【0060】

表３から、熱延帯焼鈍温度、冷間圧延率、Ｋ値、平均結晶粒径、整粒率のすべてが本発明の条件を満たすサンプルＮｏ．１〜１２の合金板は優れた磁気特性を有していることが分かる。

【0061】

これに対して、Ｎｏ．１３は焼鈍温度が高く、圧延後のＫ値が本発明の範囲よりも小さいために磁気特性が低下している。

【0062】

また、Ｎｏ．１４は冷間圧延率が本発明の範囲よりも大きく、磁気焼鈍後の結晶粒径が成長しなかったために磁気特性が低下している。

【0063】

また、Ｎｏ．１５は冷間圧延率が本発明の範囲よりも小さく、圧延後のＫ値が小さいために磁気特性が低下している。

【0064】

【表1】

【0065】

【表2】

【0066】

【表3】

【産業上の利用可能性】

【0067】

磁気特性に優れるＦｅ−Ｎｉ系パーマロイ合金を安定して製造することができ、有望である。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】