(57)【要約】【課題】熱間加工性および交流磁気特性に優れたＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金を提供する。【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎｉ：７４〜８０％、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：３〜５％、Ｃｕ：２〜６％、Ａｌ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００４％以下、Ｂ：０．００１〜０．００４％およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、好ましくは、上記ＮおよびＴｉが、５７１．４×Ｎ−４２．８６×Ｔｉ≦１を満たして含有し、さらに好ましくは、磁気焼鈍後のＢ含有量が０．０００４ｍａｓｓ％以下であるＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜１．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：７４〜８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：３〜５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：２〜６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００１〜０．００４ｍａｓｓ％およびＯ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金。
【請求項２】
上記ＮおよびＴｉが、下記（１）式を満たして含有することを特徴とする請求項１に記載のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金。
記
５７１．４×Ｎ−４２．８６×Ｔｉ≦１  ・・・（１）
ここで、上記元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【請求項３】
水素雰囲気下において、９００〜１０５０℃×１〜６時間の磁気焼鈍を施した後のＢ含有量が０．０００４ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金。
【請求項４】
合金板の圧延方向と平行な板厚断面に存在するＴｉ窒化物が、１．０μｍ未満の大きさのものが２０個／ｍｍ２以下、１．０μｍ以上の大きさのものが３０個／ｍｍ２以下であり、圧延方向に垂直な板厚断面における平均結晶粒径が８０〜２５０μｍであることを特徴とする請求項３に記載のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金。
【請求項５】
１ｋＨｚにおけるインダクタンス比透磁率が７８００以上であることを特徴とする請求項３または４に記載のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として磁気シールド材やトランスのコア等に用いられる、熱間加工性と交流磁気特性に優れるＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ−Ｆｅ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、ＰＣ材は、比透磁率が高く、直流磁気特性にも優れていることから、磁気遮蔽材（シールド材）や磁気ヘッド材、トランスコア等に使用されている。
【０００３】
上記ＰＣ材の製造性を改善する方法や、優れた比透磁率を得るための製造技術については、これまで多くの提案がなされている。例えば、特許文献１には、ＰＣパーマロイ合金、ＩＣリードフレーム用４２合金、低熱膨張アンバー合金、ガラス封着用４２−６合金等、Ｎｉを３３〜８５ｗｔ％含有する合金中に、０．００１〜０．１ｗｔ％のＢを添加し、水素または真空の非酸化性雰囲気中での熱処理し、脱Ｂ処理を施すことで、熱間加工性と磁気特性に優れるＦｅ−Ｎｉ合金を得る技術が提案されている。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｎｉ：６５〜９０％を含むＮｉ−Ｆｅ合金に、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｒを添加したＰＣパーマロイを基本成分とし、これにＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，ＶおよびＷの１種または２種以上を添加することで、磁気焼鈍後の結晶粒を粗大化させて、磁気特性を向上させたＰＣパーマロイ合金が提案されている。
【０００５】
また、特許文献３には、Ｎｉ：７７．５〜７９．５ｗｔ％を含むＮｉ−Ｆｅ合金に、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｍｎ，Ｓｉを添加したＰＣパーマロイ合金に、Ｂを０．０００５ｗｔ％≦（［Ｂ］−１０．８［Ｎ］）／１４≦０．００７０ｍａｓｓ％の範囲で添加し、かつ、磁気焼鈍後のオーステナイト粒界およびその近傍でのＢ量を１０〜５０ａｔ％に制御することで、熱間加工性が良好で、優れた交流磁気特性と直流磁気特性に優れるＮｉ−Ｆｅ系高透磁率磁性合金が提案されている。
【０００６】
また、特許文献４には、Ｎｉ：３０〜８５ｗｔ％のＦｅ−Ｎｉ系合金に，５〜５０ｐｐｍのＢを添加し、［Ｂ（ａｔ％）］／［Ｎ（ａｔ％）］を０．８以上となるようにＢおよびＮを制御することによって、低温短時間の磁性焼鈍で高透磁率の磁性合金を得る技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６３−１４９３６１号公報
【特許文献２】特開平０２−０７００３５号公報
【特許文献３】特公平０６−０９９７６７号公報
【特許文献４】特開平１０−１９９７１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、上記特許文献１の技術は、Ｂを添加することで熱間加工性の改善に成功しているものの、磁気焼鈍後においても、合金板中にＢが０．００１ｍａｓｓ％程度残存しているため、熱処理後の初比透磁率は５００００〜７５０００程度と低く、高性能の磁気特性が要求される用途に対しては不十分である。
【０００９】
また、特許文献２の技術は、最大透磁率で１３６０００〜３５２０００という高い直流磁気特性を得ることができるが、Ｓ量が０．０００８〜０．０１８ｍａｓｓ％と高く、またＢも無添加であるため、熱間加工性に劣るという問題を有している。また、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，ＶおよびＷの１種または２種を添加することで、磁気焼鈍後の平均結晶粒径を２５０μｍ以上に成長させているが、結晶粒径の粗大化に伴ない、交流磁気特性が悪化するため、斯かる特性が必要とされる用途には不向きである。
【００１０】
また、特許文献３の技術は、Ｂ量およびＮ量を制御することで、高い熱間加工性と磁気特性を実現している。しかし、この技術では、添加したＢがＮと結合してＢ窒化物を形成し、磁気特性が劣化するのを防止するため、Ｎ量を０．００１０ｍａｓｓ％以下に抑えなければならず、高純度の原材料を使用したり、精錬工程数の増加を招いたりすることから、製造コストの上昇を避けられない。
【００１１】
また、特許文献４の技術は、結晶粒の粗大化を促進することを目的として、Ｂを添加している。しかし、この技術では、パーマロイ合金を製造する際に混入するＣやＳｉ，Ｍｎといった磁気特性に悪影響を及ぼす元素の規定がなされていない。さらに、熱間加工性に悪影響を及ぼすＳについても規定していないため、熱間加工性が極めて低いという欠点がある。さらに、結晶粒を粗大化することで、十分な直流磁気特性を得ているものの、交流磁気特性が必要とされる用途に不適である。
【００１２】
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、熱間加工性および交流磁気特性に優れたＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
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、Ｂは熱間加工性を改善するためには必須の元素であるが、磁気特性に対しては有害な元素であること、したがって、熱間加工時にはＢを含有しており、磁気特性が要求される使用時（製品）にはＢを含有していないことが望ましいこと、そのためには、合金の溶製時に添加したＢが、製品に加工後の磁気焼鈍によって容易に０．０００４ｍａｓｓ％以下に低減されることが重要であることを見出し、本発明を開発するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜１．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：７４〜８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：３〜５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：２〜６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００１〜０．００４ｍａｓｓ％およびＯ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金である。
【００１５】
本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金は、上記ＮおよびＴｉが、下記（１）式；
５７１．４×Ｎ−４２．８６×Ｔｉ≦１  ・・・（１）
を満たして含有することを特徴とする。ここで、上記（１）式中の元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【００１６】
また、本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金は、水素雰囲気下において、９００〜１０５０℃×１〜６時間の磁気焼鈍を施した後のＢ含有量が０．０００４ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
【００１７】
また、本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金は、上記磁気焼鈍後の合金板の圧延方向と平行な板厚断面に存在するＴｉ窒化物が、１．０μｍ未満の大きさのものが２０個／ｍｍ２以下、１．０μｍ以上の大きさのものが３０個／ｍｍ２以下であり、圧延方向に垂直な板厚断面における平均結晶粒径が８０〜２５０μｍであることを特徴とする。
【００１８】
また、本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金は、上記磁気焼鈍後の１ｋＨｚにおけるインダクタンス比透磁率が７８００以上であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、熱間加工性に優れ、かつ、交流磁気特性にも優れるＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金を安定して提供することができる。また、本発明の上記Ｎｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金は、大気溶解および連続鋳造法によって工業的に大量生産することができるので、安価に提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
まず、本発明の基本的技術思想について説明する。
パーマロイ合金の熱間加工性を確保するためには、Ｂの添加が必要不可欠と考えられるが、上述したように、Ｂは磁気特性を悪化させるという報告と、改善するという報告とが存在する。そこで、発明者らは、Ｂが磁気特性に及ぼす影響について各種実験を行い、再検討した。その結果、Ｂは、やはり磁気特性に有害な元素であること、したがって、熱間加工性と交流磁気特性の両立を図るためには、合金板を製品形状に加工後、例えば、水素雰囲気中で、１１００℃×３時間の熱処理後、徐冷する、いわゆる「磁気焼鈍」を施したときに、製品中に含まれるＢが０．０００４ｍａｓｓ％以下に容易に低減するものであることが必要であることを知見した。
【００２１】
一方、粗大な結晶粒は、交流磁気特性を低下させることから、優れた交流磁気特性が要求される場合には、結晶粒の粗大化を防止するため、上９００〜１０００℃程度の比較的低い温度で磁気焼鈍を施すことが必要となる。しかし、このような低温の磁気焼鈍では、十分に脱Ｂ反応が進行せず、残存したＢによって磁気特性が劣化する。
また、Ｎを多く含む合金では、Ｂは合金中に窒化物として存在するため、上記磁気焼鈍での脱Ｂが進み難く、やはり磁気特性を低下させてしまう。
【００２２】
そこで、本発明は、上記問題点を回避するため、少量のＴｉを添加し、ＮをＴｉ窒化物として固定することで、Ｂ窒化物の形成を抑止し、脱Ｂ反応の促進を図ることとした。ここで、同じ窒化物でも、Ｂ窒化物の形成を抑止し、Ｔｉ窒化物を形成させる理由は、Ｂ窒化物はサイズが１μｍ以下と小さく、磁壁の移動を阻害する力が大きいのに対して、Ｔｉ窒化物は１〜５μｍ程度でＢ窒化物に比べて大きいため、磁壁の移動をそれほど阻害しないからである。
【００２３】
また、大気溶解および連続鋳造法で製造したＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金板は、内部欠陥が発生し易いという問題がある。この内部欠陥は、合金を大気溶解し、連続鋳造して製造する過程において、合金中に不可避的に含有される０．００４ｍａｓｓ％程度のＮガスに起因するものであることが明らかとなっている。
上記の内部欠陥を防止するには、例えば、Ｔｉ等の窒化物形成元素を添加し、Ｎを固定することが有効である。しかし、Ｔｉを過剰に添加し過ぎると、多量のＴｉ窒化物を形成して、逆に、結晶粒の成長に悪影響を及ぼしたり、交流磁気特性を劣化させたりする。
【００２４】
そこで、本発明は、Ｎを固定するためのＴｉ添加量を最適化し、合金板中に存在するＴｉ窒化物の大きさと個数および結晶粒の大きさを適正範囲に制御することによって、内部欠陥の発生を防止するとともに、交流磁気特性の向上を図ることとした。
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。
【００２５】
次に、本発明のＮｉ−Ｆｅ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異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。好ましくは０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２６】
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、生成される規則格子によって、結晶磁気異方性が大きくなってしまうからである。よって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．４ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０５〜０．３ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜１．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であり、また、規則格子の生成をコントロールするのに有効な元素でもある。０．１ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分に得られず、一方、１．６ｍａｓｓ％を超える添加は、生成される規則格子によって、結晶磁気異方性が大きくなってしまうからである。よって、Ｍｎの含有量は０．１〜１．６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．２〜０．９ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｐは、熱間加工性を低下させる元素であり、低いほど望ましい元素である。よって、Ｐは０．０３ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。
【００２９】
Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、熱間加工性を低下させる元素であり、熱間加工性の改善に有効なＢを添加したときでも、できる限り低減するのが望ましい。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。
【００３０】
Ｎｉ：７４〜８０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、優れた交流磁気特性を得るために必要な元素であり、７４ｍａｓｓ％未満、８４ｍａｓｓ％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、７４〜８０ｍａｓｓ％の範囲に制限する。好ましくは７５〜７９ｍａｓｓ％、より好ましくは７６〜７８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３１】
Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、本発明が対象とする合金においては不可避的不純物であり、磁気特性を低下させる有害元素である。よって、本発明ではＣｒの含有量を０．３ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。
【００３２】
Ｍｏ：３〜５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、結晶磁気異方性や磁歪に影響する規則格子の生成条件を制御する働きを有し、本発明の合金を実用的な製造条件で安定して製造するための重要な元素である。すなわち、規則格子の生成は、磁気焼鈍時の冷却速度に影響を受け、Ｍｏを含まない場合には、非常に速い冷却速度が必要となるが、Ｍｏを３ｍａｓｓ％以上含有させることによって、実用的な冷却速度で規則格子を生成させて、最大の直流および交流磁気特性を得ることができる。これは、上記規則格子はＮｉ３Ｆｅからなるが、これが生成することによって、結晶磁気異方性の絶対値が限りなく小さくなり、優れた磁気特性を有するようになるからである。しかし、Ｍｏを５ｍａｓｓ％超え添加すると、却って最適な冷却速度が遅くなり過ぎる。よって、本発明では、Ｍｏの含有量を３〜５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは３．２〜４．８ｍａｓｓ％、より好ましくは３．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３３】
Ｃｕ：２〜６ｍａｓｓ％
Ｃｕは、Ｍｏと同様に、本発明の合金の規則格子の生成条件を制御し、安定化させる作用がある。また、Ｃｕは、電気抵抗を高める元素であり、交流磁気特性を向上させる効果もあるので、２ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、Ｃｕの過剰な添加は、Ｆｅの含有量を低下し、飽和磁束密度の低下をもたらす。よって、Ｃｕの含有量は２〜６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは３．４〜５．５ｍａｓｓ％、より好ましくは４．０〜５．１ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３４】
Ａｌ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、０．００１ｍａｓｓ％以下では、十分な脱酸効果が得られず、Ｏ濃度が高くなって、酸化物系介在物が増加し、磁気特性が低下する。一方、Ａｌ添加量が０．０３ｍａｓｓ％を超えると、Ｎと結合し、微細なＡｌ窒化物を形成するようになり磁気特性の低下を招く。よって、Ａｌは０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３５】
Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、本発明においては磁気特性に有害なＢ窒化物の形成を阻止するために必要な元素であり、また、内部欠陥の主原因であるＮを固定するための重要な元素でもある。Ｔｉの添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、Ｔｉ窒化物が多量に形成され、磁気特性の低下を招く。よって、Ｔｉは０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０２〜０．０７ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３６】
Ｂ：０．００１〜０．００４ｍａｓｓ％
Ｂは、本発明の合金の熱間加工性を高めるために必要な元素であり、０．００１ｍａｓｓ％未満では、上記効果が得られず、熱間圧延時に耳割れが発生し、大幅な歩留まり低下を引き起こす。一方、０．００４ｍａｓｓ％を超える多量の添加は、磁気焼鈍での脱Ｂが不十分となり、製品板に残存して磁気特性を低下させる。また、Ｎを多量に含有する場合には、Ｂ窒化物を形成して、交流磁気特性を低下させる。よって、本発明においては、Ｂは０．００１〜０．００４ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３７】
Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下
Ｎは、Ｂを添加している場合には、Ｂ窒化物を形成し、磁気特性を低下させる。また、大気溶解し、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る。さらに、Ｎは、Ａｌの含有量が高い場合には、微細なＡｌ窒化物を形成し、磁壁の移動を妨げて磁気特性を低下させるため、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｎは０．００４ｍａｓｓ％以下に制限する。しかし、大気溶解でのＮの低減には限界があり、０．００１ｍａｓｓ％未満に低減するには、精錬コストの大幅な上昇を招く。よって、Ｎの下限は、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．００１〜０．００２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３８】
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。好ましくは０．００４ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
【００３９】
次に、本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金の特性について説明する。
１．０μｍ未満のＴｉ窒化物：２０個／ｍｍ２以下、１．０μｍ以上のＴｉ窒化物：３０個／ｍｍ２以下
合金中に存在するＴｉ窒化物は、結晶粒の成長を阻害するだけでなく、磁壁の移動を妨げ、磁気特性を低下させる。上記磁気特性に及ぼす悪影響は、１．０μｍ未満のＴｉ窒化物で大きく、１．０μｍ以上では比較的小さい。そこで、本発明においては、後述する実施例１の結果から、１．０μｍ未満のＴｉ窒化物を２０個／ｍｍ２以下、１．０μｍ以上のＴｉ窒化物を３０個／ｍｍ２以下に制限する。
ここで、上記Ｔｉ窒化物の個数は、合金板の圧延方向と平行な断面を走査型電子顕微鏡ＳＥＭで、合計１ｍｍ２の視野を観察したときに観察されるＴｉ窒化物の個数である。ただし、１．０μｍ未満の場合には、０．１μｍ以上１．０μｍ未満のＴｉ窒化物の個数である。なお、上記Ｔｉ窒化物の大きさおよび個数は、後述する実施例からもわかるように、磁気焼鈍条件の影響を受けないので、磁気焼鈍の前、後のいずれの段階で測定してもよい。
【００４０】
結晶粒径：８０〜２５０μｍ
結晶粒径は、交流磁気特性に大きな影響を及ぼす因子であり、２５０μｍを超えると交流磁気特性が低下する。逆に、８０μｍ未満となると、直流磁気特性が低下する。よって、本発明の合金は、平均結晶粒径を８０〜２５０μｍの範囲とするのが好ましい。より好ましくは１００〜２５０μｍの範囲である。
なお、本発明における上記結晶粒径は、冷間圧延した合金板に、水素雰囲気下で９００〜１０５０℃×１〜６時間の磁気焼鈍を施した後、圧延方向と垂直な断面を光学顕微鏡にて１００倍程度で観察し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した切断法で求めた平均結晶粒径と定義する。なお、上記平均結晶粒径は、後述する実施例からもわかるように、磁気焼鈍条件の影響を大きく受けるので、磁気焼鈍後に測定する必要がある。
【００４１】
次に、本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金の製造方法について説明する。
本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金は、上記に説明した成分組成のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金を溶製してスラブとし、熱間圧延し、冷間圧延する公知の製造方法で製造することができる。
ここで、上記合金の溶製方法は、Ｎの混入量を０．００４ｍａｓｓ％以下にすることができる方法であれば、いずれの精錬プロセスを用いてもよく、例えば、大気溶解でも構わない。
また、スラブを製造する方法は、造塊し、分塊圧延する方法でもよいが、生産性や製品品質の観点から、連続鋳造法を用いることが好ましい。
また、熱間圧延や冷間圧延についても、常法に従って行えばよく、特に制限はない。
【００４２】
次に、上記冷間圧延後の合金板に、優れた交流磁気特性を付与するためには、必要に応じて各種製品形状に加工した後、９００〜１０５０℃の温度で１〜６時間均熱保持する磁気焼鈍を施すことが好ましい。この磁気焼鈍は、製品形状に加工したときに導入された歪を消去するため、および、合金溶製時に熱間加工性を改善するために添加したＢを除去し、磁気特性の向上を図るために必要な工程である。
この点、本発明のＮｉ−Ｆｅ系パーマロイ合金板は、素材合金中のＢおよびＮの含有量を適正化し、かつ、上記Ｎを適量のＴｉの添加によって固定し、Ｂ窒化物の形成を防止しているので、上記磁気焼鈍によって、合金中に残留するＢの量を容易に０．０００４ｍａｓｓ％以下に低減することができるので、優れた交流磁気特性を有する、具体的には、インダクタンス比透磁率が７８００以上を有するものとなる。さらに、上記磁気焼鈍によって結晶粒径を適正化した場合には、インダクタンス比透磁率が８０００以上を有するものとなる。
【実施例１】
【００４３】
鉄屑、ニッケル、フェロニッケルなどの合金原料を６０トン電気炉で溶解した後、ＡＯＤで酸化精錬し、脱酸と脱硫し、さらに精密な成分調整を行って、表１に示したＮｏ．１〜２１の成分組成を有する合金を溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、該スラブを熱間圧延して熱延板（コイル）とした。
なお、上記熱間板については、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１０ｍｍを超える割れ個数を測定し、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（×）、１箇所未満の場合は熱間加工性が良（○）と評価した。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
次いで、上記熱延板を冷間圧延して板厚０．３４５ｍｍの冷延板（コイル）とした後、板波探傷法を用いた連続自動超音波探傷試験機でコイルの全長、全幅の内部欠陥の有無を検査し、０．５ｍｍ以上の大きさの内部欠陥が、コイルの長さ１０ｍあたり１個以上発生しているものは内部欠陥有り（×）、１個未満のものは内部欠陥無し（○）と評価した。
【００４６】
次いで、上記冷延板に、水素雰囲気中で１０００℃×３時間の磁気焼鈍を施した後、下記の評価試験に供した。
［Ｔｉ窒化物の測定］
冷延板の圧延方向と平行な断面を走査型電子顕微鏡ＳＥＭにて、ランダムに合計１ｍｍ２の視野を観察し、存在するＴｉ窒化物の大きさを、０．１μｍ以上１．０μｍ未満のものと、１．０μｍ以上のものとで分別し、それぞれの個数を測定した。
［交流磁気特性の測定］
磁気焼鈍後の冷延板から、ＪＩＳ  Ｃ２５３１に準拠して、外径４４ｍｍφ、内径３５ｍｍφ、厚さ０．３５ｍｍのリング試験片を作製し、１次側、２次側ともに５０回の巻線を施した後、１ｋＨｚにおけるインダクタンス比透磁率を測定した。
［結晶粒径の測定］
磁気焼鈍後の冷延板の圧延方向と垂直な断面を光学顕微鏡にて１００倍で観察し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した切断法で平均結晶粒径を求めた。
［磁気焼鈍後のＢ量の分析］
磁気焼鈍後の冷延板をＩＣＰ発光分析法で分析した。
【００４７】
上記の測定結果を表２に示した。この表から、本発明に適合する板Ｎｏ．１〜１４の発明例は、いずれも熱間加工性が良好で、内部欠陥の発生も無く、かつ、優れた交流磁気特性を有していることがわかる。
これに対して、Ｎｏ．１７は、Ｂの添加量が低かったため、熱間加工性が低い。
また、Ｎｏ．１５および２０は、Ｔｉの添加量が本発明の範囲より低く、ＮがＴｉ窒化物として固定されていないため、冷延板に内部欠陥が発生している。
また、Ｎｏ．Ｎｏ．２１は、Ｔｉ，Ｎともに本発明範囲内ではあるが、（１）式を満たしていないため、冷延板に内部欠陥が発生している。
また、Ｎｏ．１６は、Ｔｉが本発明の範囲よりも多いため、熱間加工性に優れ、内部欠陥も無いが、Ｔｉ窒化物の個数や結晶粒径が、本発明範囲外となり、磁気特性が低下している。
また、Ｎｏ．１８は、Ｂの添加量が多すぎたため、磁気焼鈍後のＢが合金中に多量に残留し、磁気特性が低下している。
また、Ｎｏ．１９は、Ａｌが本発明の範囲よりも高いために、微細なＡｌ窒化物が多量に形成されたため、磁気特性が低下している。
【００４８】
【表２】
2014218694.tif 000003
【実施例２】
【００４９】
実施例１で得た、表１のＮｏ．１とＮｏ．３の冷間圧延後の合金板（厚さ：０．３４５ｍｍ）を、水素雰囲気中で、表３に示した、８００〜１１００℃×１〜８時間の範囲内で焼鈍条件を変化させて磁気焼鈍を施した後、合金板中に存在するＴｉ窒化物の大きさと個数、平均結晶粒径、Ｂ残留量および交流磁気特性を、実施例１と同様にして測定し、その結果を表３に併記した。
【００５０】
【表３】
2014218694.tif 000004
【００５１】
表３から、磁気焼鈍後の合金板中に存在するＴｉ窒化物の大きさと個数、平均結晶粒径およびＢ残留量がすべて本発明の条件を満たすＮｏ．１〜７の合金板は、優れた交流磁気特性を示していることがわかる。
これに対して、Ｎｏ．８の合金板は、磁気焼鈍温度が高過ぎ、平均結晶粒径が本発明の範囲よりも大きくなったため、交流磁気特性が低下している。
また、Ｎｏ．９の合金板は、逆に、磁気焼鈍温度が低過ぎ、磁気焼鈍で脱Ｂが十分に進まなかったため、交流磁気特性が低下している。
また、Ｎｏ．１０の合金板は、磁気焼鈍時間が長く、平均結晶粒径が本発明よりも大きくなってしまったため、やはり、交流磁気特性が低下している。
なお、上記表３から、磁気焼鈍条件が変化しても、Ｔｉ窒化物の大きさ、個数にはほとんど変化が認められない。これは、Ｔｉ窒化物は主に鋼の凝固時に形成され、その大きさ、個数は、Ｔｉ，Ｎの含有量によってほぼ決定されるため、磁気焼鈍の影響を受け難くなっているためと考えられる。