(57)【要約】【課題】  熱間圧延時に板のサイドエッジ部に大きな割れを生じて、製品歩留まりの低下を招くことを解決するため、Fe-Ni合金において熱間加工性を確保しつつ、良好な磁気特性を得る合金を開発し、その製造方法を提案すること。【解決手段】  C：0.001〜0.2mass%、Si：0.01〜0.5mass%、Mn：0.01〜1.0mass%、S：0.0001〜0.00２mass%、Ni：30〜85mass%、Al：0.001〜0.1mass%、Mg：0.0002〜0.05mass%、Ca：≦0.0020mass%およびO：0.0002〜0.01mass%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、少なくともこの合金中にはまた、前記成分組成の範囲内において、主要成分がAl2O3、MgOのいずれか1種または2種を75mass%以上、SiO2≦10mass%、CaO≦10mass%からなる酸化物系介在物を含有している熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金とその製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.001〜0.2mass%、Si：0.01〜0.5mass%、Mn：0.01〜1.0mass%、Ｓ：0.0001〜0.00２mass%、Ni：30〜85mass%、Al：0.001〜0.1mass%、Mg：0.0002〜0.05mass%、Ca：≦0.0020mass%およびＯ：0.0002〜0.01mass%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成の合金であって、この合金中にはまた、少なくとも前記成分組成の範囲内において、主要成分がAl2O3、MgOのいずれか1種または2種を75mass%以上、SiO2≦10mass%、CaO≦10mass%からなる酸化物系介在物を含有していることを特徴とする熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金。
【請求項２】
前記成分の他さらに、Mo、Cu 、CoおよびNb のうちから選ばれる1種または2種以上を、それぞれ15mass%以下、かつ、合計で20mass%以下の範囲内で含有することを特徴とする請求項1に記載の熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金。
【請求項３】
圧延板の状態において、圧延方向に平行な垂直断面に、0.5μm以上の大きさを有する酸化物系介在物および/または硫化物系介在物を、合計量で50〜300個/mm2含むことを特徴とする請求項1または２に記載の熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金。
【請求項４】
Niを35mass%以上40mass%未満含有する合金であって、最大比透磁率μm：50,000以上、初比透磁率μi：10,000以上および保磁力Hc：4[A/m]以下の磁気特性を示すことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金。
【請求項５】
Niを40mass%以上50mass%以下含有する合金であって、最大比透磁率μm：100,000以上、初比透磁率μi：10,000以上および保磁力Hc：4[A/m]以下の磁気特性を示すものであることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金。
【請求項６】
Niを70〜85mass%含有する合金であって、最大比透磁率μm：200,000以上、初比透磁率μi：100,000以上および保磁力Hc：0.8[A/m]以下の磁気特性を示すものであることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金。
【請求項７】
一次精錬を行ったFe-Ni系合金の溶湯を、マグネシアを含む内張耐火物を有するＡＯＤあるいはＶＯＤのいずれかの二次精錬容器にて酸化精錬を施した後、一旦まず除滓し、次いで、石灰石、蛍石、珪石のいずれか1種または2種以上のフラックスを添加して、CaO-Al2O3-MgO-SiO2-F系スラグを生成させ、その後、合金溶湯中にAlおよび/またはSiを投入して、Al：0.001〜0.1mass%、Si:0.01〜0.5mass%に調製することにより脱酸および脱硫し、Ｏ：0.0002〜0.01mass%、Ｓ：0.0001〜0.002mass%である合金溶湯を得ることを特徴とする熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金の製造方法。
【請求項８】
連続鋳造したスラブを得てこれを表面研削したのち、熱間圧延することを特徴とする請求項7に記載の熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気ヘッドや磁気シールド材、トランスコアの巻鉄心等に用いられるFe-Ni系磁性合金およびその製造方法に関し、とくに磁気特性を阻害することなく、熱間加工性が改善されてなるFe-Ni系磁性合金とそれの有利な製造方法を提案する。
【背景技術】
【０００２】
Fe-Ni系合金は、JIS C2531に規定されるパーマロイとして、ＰＤ材（Ni:30〜40mass%）、ＰＢ材(Ni:40〜50mass%)、およびＰＣ材(Ni:70〜85mass%)等がよく知られている。前記ＰＢ材は、飽和磁束密度が大きいという特性を活かして時計のステータや電磁レンズのポールピースなどに多く使用されている。一方、ＰＣ材は、優れた比透磁率を活かして磁気シールド材や磁気ヘッド等に使用されている。
【０００３】
従来、Fe-Ni系磁性合金の磁気特性を改善する技術の提案がある。例えば、特許文献1には、磁気容易軸<100>を含む｛200｝面を、2以上の集積強度比で面内集積させるという手法により、磁気特性を改善することとしている。
【０００４】
また、特許文献2には、Fe-Ni系磁性合金の磁気特性に及ぼす不純物あるいは析出物の影響に鑑み、不純物元素であるＳ、ＢおよびＯを、Ｓ≦0.003mass%、Ｂ≦0.005mass%およびＯ≦0.005mass%で、かつＳ+Ｂ+Ｏ≦0.008mass%に規制することの提案がある。この技術は、析出物等の第二相が磁壁移動に対して悪影響を及ぼすということを前提として、その不純物元素を抑制するという技術である。ただし、この技術は、非金属介在物それ自体を直接、制御するという技術ではない。
【０００５】
さらに、特許文献3には、Fe-Ni系磁性合金の磁気特性に及ぼす不純物あるいは介在物の影響に鑑み、酸化物系非金属介在物や硫化物系非金属介在物を形成する酸素と硫黄の合計濃度を150ppm以下にすることで、磁壁移動を容易にして、磁気特性を改善する技術が開示されている。ただし、この技術は、脱酸および/または脱硫を行い、介在物組成を制御することで、磁気特性を向上させるという技術であって、熱間加工性の改善方法についての開示ではない。
【特許文献１】特開平5-5162号公報
【特許文献２】特開平6-122947号公報
【特許文献３】特開2002-161328号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
一般に、Fe-Ni系磁性材料というのは、加工性が悪く、とくに熱間圧延時に板のサイドエッジ部に大きな割れが生じやすいことから、そのサイドエッジ部を切り取るトリミング処理を行うのが普通であり、それ故に製品歩留まりが悪いという問題があった。この点、前記特許文献1〜3に開示の発明は、Fe-Ni系磁性合金においてその磁気特性の低下を招くことなく、熱間加工性を改善するという考え方、とくに合金中の非金属介在物の組成や形態制御を通じて、上記の両特性が共に優れるというFe-Ni系磁性合金とその製造方法についての開示はない。
【０００７】
そこで、本発明の主たる目的は、磁気特性のみならず熱間加工性にも優れるFe-Ni系磁性合金を提案することにある。
また、本発明の他の具体的な目的は、介在物の組成やその形態の制御を通じて、上述した2つの特性を互いに他の特性を犠牲にすることなく共に改善することにある。
また、本発明のさらに他の具体的な目的は、SiやAlによる脱酸、脱硫を有利に進行させて、製造性を上げるための方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記目的の実現に向けて、本発明は、Ｃ：0.001〜0.2mass%、Si：0.01〜0.5mass%、Mn：0.01〜1.0mass%、Ｓ：0.0001〜0.00２mass%、Ni：30〜85mass%、Al：0.001〜0.1mass%、Mg：0.0002〜0.05mass%、Ca：≦0.0020mass%およびＯ：0.0002〜0.01mass%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成の合金であって、この合金中にはまた、少なくとも前記成分組成の範囲内において、主要成分がAl2O3、MgOのいずれか1種または2種を75mass%以上、SiO2≦10mass%、CaO≦10mass%からなる酸化物系介在物を含有していることを特徴とする熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金を提案する。
【０００９】
また、本発明は、一次精錬を行ったFe-Ni系合金の溶湯を、マグネシアを含む内張耐火物を有するＡＯＤあるいはＶＯＤのいずれかの二次精錬容器にて脱炭、脱燐、脱Crなどの酸化精錬を施した後、一旦まず除滓し、次いで、石灰石、蛍石、珪石のいずれか1種または2種以上のフラックスを添加して、CaO-Al2O3-MgO-SiO2-F系スラグを生成させ、その後、合金溶湯中にAlおよび/またはSiを投入して、Al：0.001〜0.1mass%、Si:0.01〜0.5mass%に調製することにより脱酸および脱硫し、Ｏ：0.0002〜0.01mass%、Ｓ：0.0001〜0.002mass%である合金溶湯を得ることを特徴とする熱間加工性に優れるFe-Ni系磁性合金の製造方法を提案する。
【００１０】
なお、本発明の上記合金においては、前記成分の他さらに、Mo、Cu 、CoおよびNb のうちから選ばれる1種または2種以上を、それぞれ15mass%以下、かつ、合計で20mass%以下の範囲内で含有すること、合金を圧延板の状態において、圧延方向に平行な垂直断面に、0.5μm以上の大きさを有する酸化物系介在物および/または硫化物系介在物が合計量で50〜300個/mm2含むこと、Niを35mass%以上40mass%未満含有する合金であって、最大比透磁率μm：50,000以上、初比透磁率μi：10,000以上および保磁力Hc：4[A/m]以下の磁気特性を示すこと、Niを40mass%以上50mass%以下含有する合金であって、最大比透磁率μm：100,000以上、初比透磁率μi：10,000以上および保磁力Hc：4[A/m]以下の磁気特性を示すものであること、Niを70〜85mass%含有する合金であって、最大比透磁率μm：200,000以上、初比透磁率μi：100,000以上および保磁力Hc：0.8[A/m]以下の磁気特性を示すものであることが有効な手段となる。
【００１１】
また、本発明の上記製造方法においては、二次精錬後の上記合金溶湯を連続鋳造して連続鋳造スラブとし、この連続鋳造スラブを表面研削したのち、熱間圧延することが有効な手段となる。
【発明の効果】
【００１２】
上述したように、本発明によれば、優れた熱間加工性を維持しつつ、かつ、磁気特性も良好な特性を示すFe-Ni系磁性合金を提案することができる。
また、本発明によれば、上記合金の製造を、ステンレス鋼等の大量生産ラインを介して容易に製造することができるため、製造コストの低減が可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者らは、本発明を開発するために、以下のような実験を行った。即ち、この実験は、10kgの高周波誘導炉を用いてパーマロイＣ相当(77.4mass%Ni-4mass%Mo-4.7mass%Cu-残部Fe)のFe-Ni合金を溶解し、その合金溶湯の上に予め溶解し均質化したCaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系スラグを投入した。その後、Alおよび/またはSiを投入して、脱酸および脱硫を施した。このときAl濃度は、0mass%から0.5mass%まで変化させた。そして、このようにして得られた合金溶湯を鋳型に鋳込んで鋳塊を得た。この鋳塊を鍛造したのち熱間圧延し、その後さらに、冷間圧延を行って厚さ0.5mmの冷延板を得た。この厚さ0.5mmの冷延板を水素雰囲気下で1100℃均熱3時間の条件で磁気焼鈍し、磁気特性を測定した。また、熱間加工性については、熱間圧延板のサイドエッジの割れの有無を評価した。
【００１４】
上記実験の結果、以下のことが明らかになった。それは、Al濃度が高くなると脱硫が進んでS濃度が低下すると同時に、Mg濃度も高くなることがわかった。これは下記(1)式に従い、スラグ中のMgOが還元されるためと考えられる。
3(MgO)+2Al=3Mg+(Al2O3)……（1）
そして、このMgとＳの濃度が、熱間加工性ならびに磁気特性に対して重要な役割を果すことも明らかとなった。即ち、Al濃度が低くかつＳ濃度が高いと、熱間加工性ならびに磁気特性共はともに低下し、要求される特性が得られなかった。逆に、Al濃度が高くかつ低Ｓ濃度が低く、Mg濃度が高い場合、熱間加工性が低下する傾向を示すことがわかった。
【００１５】
このような現象を発現する理由は次の通りである。まず、低Al濃度、高Ｓ濃度、低Mg濃度のとき、Ｓは固溶［Ｓ］と（MgS）として存在する。固溶［Ｓ］は、金属の粒界を脆化させるため、熱間加工性を悪化させ、（MgS）は磁壁の移動を阻害するため、磁気特性を低下させる。しかも、低Al濃度の場合、Ｏ濃度が高くなり、硫化物系のみならず酸化物系介在物の量が増加し、磁気特性を低下させる原因となる。また、介在物の組成もAl2O3、MgO・Al2O3、MgOで示される高融点介在物ではなくなり、SiO2が主体の低融点シリケートになる。この介在物は熱間圧延時は延び、冷間圧延時には分断されるため、これも磁壁移動を妨げることになって、磁気特性をさらに低下させる要因となる。
【００１６】
一方、高Al濃度、低Ｓ濃度、高Mg濃度のときは、磁気特性の阻害要因はないが、Ni2Mgなどの低融点金属間化合物を形成するため、熱間加工性の低下を招くと考えられる。
【００１７】
本発明は、上述した知見を下に、適正なAl濃度および適正なスラグ組成の選択下において、これらと連動して変化するSやMgの濃度を適切に制御することにより、熱間加工性に乏しいという従来オーステナイト単相組織の課題を解決しながら、かつ磁気特性にも優れた製品を歩留よく得ることを可能にしたのである。
【００１８】
以下、本発明に係る合金ならびにその製造方法における各条件について、詳しく説明する。まず、この合金において推奨される成分組成について説明する。
【００１９】
Ｃ：0.001〜0.2mass%
Ｃは、合金の強度を維持するために必要な元素である。このＣの量が0.001mass%未満では、充分な強度を得ることができず、一方、0.2mass%を超えるとカーバイドを形成したり、固溶Ｃが増加して、結晶粒成長および磁壁の移動を阻むため、磁気特性を悪化させる。そのため、Ｃの含有量は0.001〜0.2mass%と規定した。好ましくは0.002〜0.02mass%である。
【００２０】
Si：0.01〜0.5mass%
Siは、脱酸に有効な元素である。このSiの量が0.01mass%未満では脱酸効果を充分に得ることができない。一方0.5mass%を超えた場合には、規則格子が最適な状態ではなくなり、磁気特性を悪化させる。そのために、Siの含有量は0.01〜0.5mass%と規定した。好ましくは、0.02〜0.3mass%、さらに好ましくは、0.03〜0.15mass%である。
【００２１】
Mn：0.01〜1.0mass%
Mnは、規則格子の生成をコントロールするのに有効な元素である。このMnの量が0.01mass%未満または1.0mass%を超えると、規則格子が最適な状態ではなくなり、磁気特性を悪化させるため、適量の添加が望ましい。また、Mnは熱間加工性を低下させるＳと結合し、MnSを形成してＳの悪影響を無害化したり、打ち抜き加工性を向上する観点からも有用な元素である。そのため、Mnの含有量は0.01〜1.0mass%と規定した。好ましくは0.1〜0.8mass%、より好ましくは0.2〜0.7mass%である。
【００２２】
Ｓ：0.0001〜0.002mass%
Ｓは、熱間加工性を低下させるため、低い方が望ましい元素であるが、MgやMnと結合して、MgSやMnS粒子を形成するため、薄板を種々の形状に打ち抜き加工する際には、その加工性を改善するのに役立つ元素でもある。このＳの量が0.0001未満では必要な打ち抜き性を確保することができない。一方、Ｓが0.002mass%を超えると、固溶Ｓが多くなり、熱間加工性を悪化させるため、熱間圧延板に割れを生じて製品の歩留を悪くする。そのために、Ｓの含有量を0.0001〜0.002mass%と規定した。なお、好ましくは、0.0002〜0.0018mass%である。より好ましくは、0.0003〜0.0015mass%である。
【００２３】
Al：0.001〜0.1mass%
Alは脱酸元素であり、本発明において非常に重要な役割を担う元素である。このAlの量が0.001mass%未満では、脱酸が充分でなくなるため、Ｏ濃度が0.01mass%を超えて高くなるとともに、Ｓ濃度が0.002mass%を超えて高くなる。そのため、酸化物系ならびに硫化物系介在物の個数が、300個/mm2を超えるようになり、磁気特性悪化の原因となる。しかも、固溶Ｓが高くなると結晶粒界を脆化させるため、熱間加工性にも悪影響を及ぼす。一方、このAl量が0.1mass%を超えると、スラグ中のMgOを還元する力が強くなりすぎて、鋼中のMgが0.05mass%を超えるようになる。それによって、低融点の金属間化合物Ni2Mgが生成し、熱間加工性に悪影響を及ぼす。しかも、この場合、Ｏが0.0002mass%未満と低くなり、スラグ中のCaOを還元してCaが0.002mass%を超えてしまう。このような理由から、Alは0.001〜0.1mass%と規定した。好ましくは、0.002〜0.02mass%、より好ましくは、0.003〜0.015mass%である。
【００２４】
Mg：0.0002〜0.05mass%
Mgは、熱間加工性を低下させるＳと結合してMgSを形成し、熱間加工性を改善したり、打ち抜き加工性を改善するための元素として必要である。このMgの量が、0.00０２mass%未満では、熱間加工性を低下させるＳをMgSとして充分固着できないため、熱間加工性が低下する。一方、0.05mass%を超えるときは、低融点の金属間化合物Ni2Mgが生成するため、やはり熱間加工性を低下させる。したがって、Mgは、0.0002〜0.05mass%と規定した。好ましくは、0.001〜0.02mass%であり、より好ましくは、0.002〜0.01mass%である。
このMgの添加方法は、前記(1)式のように、Alを効果的に用いて、スラグから還元することが好ましい。もちろん、金属Mgの適量を直接添加する方法でもよい。
【００２５】
Ca：≦0.0020mass%
Caは、溶接性を低下させるのに有効な元素である。このCaの量が0.0020mass%を超えると、溶接時に黒点等が発生し、溶接性を著しく悪化させる。そのために、Caの含有量は0.0020mass%以下と規定した。好ましくは、0.0015mass%以下である。
【００２６】
Ｏ：0.0002〜0.01mass%
Ｏは、他の元素と酸化物系介在物を形成し、その量が多すぎると磁気特性を低下させるため、この観点では極力低いことが望ましい。しかし、低すぎると強還元性となり、スラグ中のCaOを還元して、溶鋼中のCa濃度が増加させてしまうため、制御が必要な元素である。すなわち、このＯの量は、0.0002未満では、強還元性となりスラグのCaOを還元するため、溶鋼中のCa濃度が0.0020mass%超となると同時に、酸化物系介在物が少なくなり、必要な打ち抜き加工性が得られなくなる。一方、このＯの量が0.01mass%を超えると、酸化物系介在物の個数が多くなり、磁壁の移動を妨害するため磁気特性が低下すると同時に、SiO2主体の低融点シリケートを生成し微細分散される。その結果、磁壁の移動の妨げとなり磁気特性に悪影響を及ぼす。また、一部の酸素は固溶酸素としても存在し、熱間加工性を低下させる。そのために、Ｏの含有量は0.0002〜0.01mass%と規定した。好ましくは、0.0003〜0.007mass%、より好ましくは0.0004〜0.002mass%とする。
【００２７】
Mo：15mass%以下
Moは、ＰＣ材の磁気特性を実用的な製造条件で製造するために有効な成分であり、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する。その規則格子は、磁気焼鈍後の冷却条件に影響を受け、Moを含まないものでは非常に早い冷却速度が必要になるが、Moをある程度含有させることにより、工業上実用的な冷却条件で最大の特性を得ることができる。しかし、このMoはその量が多すぎると、最適冷却速度が遅くなりすぎたり、Feの含有量が少なくなり、飽和磁束密度が少なくなる。このため、Moの含有量は15mass%以下と規定する。
【００２８】
Cu：15mass%以下
Cuは、Moと同様に、主にＰＣ材の前記規則格子の生成条件を制御する働きを有するが、Moの効果に対して冷却速度の影響を少なくするようにして、磁気特性を安定化させる作用がある。また、このCuの適量添加は、電気抵抗を高めることから交流での磁気特性を向上させることもわかっている。しかしながら、このCuの量が多すぎると、Feの含有量が少なくなって飽和磁束密度が少なくなる。このため、Cuの含有量は15mass%以下と規定する。
【００２９】
Co：15mass%以下
Coは、磁束密度を高めると同時に、適量添加により比透磁率を向上させる働きをもつ。しかしながら、このCoの含有量が多すぎると、比透磁率を低下させると同時にFeの含有量が少なくなり、飽和磁束密度が小さくなる。このため、Coの含有量は15mass%以下と規定する。
【００３０】
Nb：15mass%以下
Nbは、磁気特性に対する効果は少ないが、材料の硬さを高めて耐磨耗性を向上させることから、磁気ヘッドなどの用途には欠かせない成分である。また、モールド形成などによる磁気特性の劣化を低減するためにも有効である。しかしながら、このNbの量が多すぎるとFeの含有量が少なくなり、飽和磁束密度が小さくなる。このため、Nbの含有量は15mass%以下、特に1〜15mass%が好ましい。
【００３１】
本発明に係る合金では、上記成分の一部と、酸素とが化合して酸化物系介在物を形成するが、その好ましい組成は、Al2O3、MgOのいずれか1種または2種を75mass%以上、SiO2≦10mass%、CaO≦10mass%からなるものである。
【００３２】
Al2O3、MgOのいずれか1種または2種：75mass%以上
酸化物系介在物は、1000〜1200℃程度の低融点だと、熱間加工の際に延伸を受け、さらに、冷間圧延段階では微細に分断されるため、最終製品においては、介在物の密度が高くなり、磁気特性を低下させてしまう。そこで、この酸化物系介在物が熱間圧延の時に延伸されないようにするためには、Al2O3、MgOのいずれか1種または2種の割合が75mass%以上の介在物とすることが有効である。その理由は、Al2O3、MgOともに融点が2000℃以上と高融点であると同時に、この2種の酸化物の化合物MgO-Al2O3もやはり融点が2000℃以上の高融点であることからである。
なお、このAl2O3、MgOの量は、好ましくは、80mass%以上、より好ましくは85mass%以上とする。
【００３３】
SiO2≦10mass%、CaO≦10mass%
SiO2およびCaOの量は、これらの量が10mass%を超えると、介在物の融点が1200℃程度になるため、10mass%以下と規定した。好ましくは、8mass%以下である。
【００３４】
さらに、本発明においては、上述のように構成することによって、要求される磁気特性を維持しつつ、一方で、酸化物系介在物および/または硫化物系介在物の個数を制御することにより、必要な熱間加工性を確保することが重要である。以下に、その介在物個数限定の理由について説明する。
【００３５】
酸化物系介在物および／または硫化物系介在物の総量:50〜300個/mm2
酸化物系介在物や硫化物系介在物の数を制御することは、本発明において非常に重要なことである。例えば、これらの介在物の数が少なければ高い磁気特性が得られると考えられるが、この場合は、Ｏ、Ｓの一部が合金中に固溶したものとなるため、熱間加工性を悪化させる。従って、もし酸化物系介在物と硫化物系介在物の総量が50個未満になるとＯ、Ｓの固溶量が増して熱間加工性が低下し、生産歩留の低下を招くと同時に、打ち抜き加工性をも低下させてしまう。一方、その個数が300個を超えると、磁壁の移動を妨げるために、磁気特性の方が低下する。このために、酸化物系介在物と硫化物系介在物の総量を50〜300個/mm2と設定した。好ましくは60〜180個/mm2である。なお、ここで言う硫化物系介在物とは、特に限定はしないが、MgS、MnSのいずれかまたは両方である。
【００３６】
前記酸化物系介在物は脱酸時に形成されるのに対し、硫化物系介在物は凝固中あるいは凝固後に形成されるものである。そのため、硫化物系介在物を下記(2)式、(3)式の反応に従い、効果的に形成し、Ｓを固定するためには、連続鋳造時にスラブ表面温度が800℃以上にさらされる時間を3分以上は保持することが望ましい。
Mg+Ｓ→MgS  …(2)
Mn+Ｓ→MnS  …(3)
【００３７】
次に、本発明に係るFe-Ni系磁性合金のうち、ＰＤ材（35mass%以上40mass%未満Ni)に要求される磁気特性としては、次にような特性を示すものが好ましい実施形態である。
１．高透磁率であること：少なくとも最大比透磁率μm=50,000以上、初比透磁率μi=10,000以上、
２．保磁力が小さいこと：少なくとも保磁力Hc=4［A/m］以下、
【００３８】
また、本発明に係るFe-Ni系磁性合金のうち、ＰＢ材（40mass%以上50mass%以下Ni）に要求される磁気特性としては、次のような特性を示すものが好ましい実施形態である。
１．高透磁率であること：少なくとも最大比透磁率μm=100,000以上、初比透磁率μi=10,000以上、
２．保磁力が小さいこと：少なくとも保磁力Hc=4［A/m］以下、
【００３９】
そして、本発明に係るFe-Ni系磁性合金のうち、ＰＣ材（70〜85mass%Ni）の磁気特性に関しては、透磁率のより一層の向上と保磁力の低減を図ったものが好ましい。即ち、目標とする数値としては、最大比透磁率μm=200,000以上、初比透磁率=100,000以上、保磁力Hc=0.8［A/m］以下である。
【００４０】
次に、本発明では、上記合金を、ＡＯＤやＶＯＤを用いた2次精錬法により製造することとし、真空誘導炉などの使用の場合に比較して安価に製造する方法を提案する。即ち、本発明では、まず、鉄屑、ニッケル、フェロニッケルなどを原料として用い、これを所定のFe-Ni組成（ＰＤ材：Fe-36mass%Ni、ＰＢ材：Fe-46mass%Ni、ＰＣ材：Fe-77mass%Ni）となるように60トン電気炉で溶解する。この原料には、Fe-Ni系磁性合金の屑を用いてもよい。その後、溶融した合金溶湯は、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、酸化精錬を行う。このＡＯＤ、ＶＯＤの耐火物としては、ドロマイトに代表されるマグネシアを含有する耐火物を用いる。その後、一旦除滓し、このＡＯＤまたはＶＯＤ中には新たに、石灰石、蛍石、珪砂等のフラックスを添加し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系のスラグを溶湯上に形成する。スラグ中のMgOは、耐火物がスラグ中に溶融することでも得られる。もちろん、予めMgOを含む廃煉瓦を使用してもよい。その後、合金溶湯は、Alおよび/またはFeSi合金を用いて脱硫、脱酸処理し、Alを0.001〜0.1mass%、Siを0.01〜0.5mass%に調整することにより、Ｏを0.0002〜0.01mass%、Ｓを0.0001〜0.002mass%にした。
【００４１】
このようなスラグ組成およびAl濃度、Si濃度、酸素濃度をもつ溶湯では、この合金溶湯中の酸化物系介在物の組成はAl2O3、MgOのいずれか1種または2種が75mass%以上、SiO2≦10mass%、CaO≦10mass%に制御されたものとなる。それは、添加されたAlが、前記(1)式にしたがって、スラグ中のMgOを還元し、溶鋼中にMgを供給し、溶鋼中のMg、Al、Si、Ca濃度がAl2O3、MgO主体の介在物を形成するに適正な範囲、即ち、本発明の規定する範囲に制御されるためである。場合によっては、脱酸の後、MoやCuを所定量添加してもよい。Mo源としては、特に限定はしないが、金属MoあるいはFe-Mo、Cuは金属Cuを用いることが望ましい。一部のＰＣ材では、Cuを含まないものも製造した。ＡＯＤあるいはＶＯＤの後、ＬＦにて温度調整し、また、さらに精密な成分調整を行ってもよい。
【００４２】
このようにして精錬された合金溶湯を、連続鋳造機にて鋳造し、連鋳スラブを製造する。このとき、硫化物系介在物は凝固中あるいは凝固後に形成されるので、硫化物系介在物を効果的に形成させて、Sを固定させるためには、特に限定はしないが、連続鋳造時にスラブ表面温度が800℃以上にさらされる時間を3分以上保持することが望ましい。
【実施例】
【００４３】
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（ＰＤ材：Fe-35．5mass%Ni、ＰＢ材：Fe-46.5mass%Ni、ＰＣ材：Fe-77.5mass%Ni）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、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、珪砂等のフラックスを添加し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系のスラグを溶湯上に形成した。その後、Alおよび/またはFe-Si合金を用いて、脱酸、脱硫を行った。ＰＣ材の場合は、この後、所定量のMoおよびCuを添加した。Mo源としては、金属MoあるいはFe-Mo、Cuは金属Cuを用いた。一部のＰＣ材では、Cuを含まないものも製造した。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。
【００４４】
その後、連続鋳造によって得られたスラブに熱間圧延、そして冷間圧延を行い厚さ0.5mmの冷延板を得た。この厚さ0.5mm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、磁気特性等を測定すると共に、下記のような試験を行った。
【００４５】
[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。
【００４６】
[熱延時の割れの判定方法]
熱延時の割れの有無は、熱間圧延後板のサイドエッジから1cmを超える割れが、熱延板の長さ1m当り5箇所以上で認められた時、割れ有りとし、熱延板の長さ1m当り5箇所未満の時、割れ無しとする。
【００４７】
[介在物個数・組成の測定方法]
介在物個数は、0.5μm以上の介在物を対象とし、熱延後の板の断面を走査型電子顕微鏡にて1mm×1mmの領域にある介在物をカウントした。また、介在物組成は、エネルギー分散型X線分光装置を用い、Ｏ、Mg、Al、Si、Ca、Mnについて定量分析した。なお、表中の合計が100mass%に満たないのは、一部の介在物で、Fe、Crなどその他の元素が極微量に検出されたためである。
【００４８】
[酸化物系介在物の平均組成の定量方法]
酸化物系介在物の平均組成の定量は、5μm以上の介在物を対象とし、エネルギー分散型X線分光装置を用い20点測定を行いその平均とする。
【００４９】
[磁気特性の測定方法]
直流磁化特性は、JIS C2531に基づき、φ45mm×φ33mmリング試験片を１次、２次側共に50巻きし、飽和磁束密度に関しては、磁場1592(A/m)の条件下測定を行った。また、最大比透磁率μm、初比透磁率μi、及び保磁力Hcについて、ＰＣ材については4(A/m)を反転磁場とし、ＰＤ材およびＰＢ材については16（A/m）を反転磁場として測定したものである。また、0.5mmの冷延板を1100℃均熱3hr、水素雰囲気中で磁気焼鈍し、磁気特性を測定した。
【００５０】
上記試験結果を、合金組成、製造条件と併せて、表１ａ〜１ｃ（ＰＣ材）、表２ａ〜２ｃ（ＰＢ材）、表３ａ〜３ｃ（ＰＤ材）に分けて示した。
表に示すとおり、発明例のNo.1〜6、No.11〜16、No.21〜26では、優れた熱間加工性を確保しつつ、磁気特性も良好なレベルのものが得られていた。
【００５１】
一方、比較例のNo.7、No.8、No.17、No.18、No.27、No.28は、いずれも［Ｓ］が本発明の範囲より高くなっており、熱間加工性が悪く、かつ磁気特性も良くないものであった。これは固溶［Ｓ］が多くなるために、粒界を脆化させ熱間加工性が悪化し、かつ、SiO2が主体の低融点シリケートが多くなり、このシリケートが熱延で延びて冷延で分断されたため、磁壁移動を妨げて磁気特性をさらに低下させる要因となったものと考えられる。
なお、比較例No.9、No.19、No.29は、Mgが本発明の範囲よりも高くなっており、磁気特性はすべて本発明に適合するものであったが、熱間加工性が悪いという結果となった。これは、低融点の金属間化合物Ni2Mgが生成したことが原因と考えられる。しかも、Caも本発明の範囲より高く、溶接時にビード上に黒点が発生した。さらには、Ｓが0.0001mass%を下回っており、打ち抜き加工性も低下してしまった。
なお、以上の実施例はすべてステンレス鋼用の精錬設備を用いて、造塊、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延を実施したものであり、60トン規模の例である。そのため、従来の数トン規模の真空溶解よりも、製造コストが著しく安価であるという効果がある。
【００５２】
【表１ａ】
2006233284.tif 000002
【００５３】
【表１ｂ】
2006233284.tif 000003
【００５４】
【表１ｃ】
2006233284.tif 000004
【００５５】
【表２ａ】
2006233284.tif 000005
【００５６】
【表２ｂ】
2006233284.tif 000006
【００５７】
【表２ｃ】
2006233284.tif 000007
【００５８】
【表３ａ】
2006233284.tif 000008
【００５９】
【表３ｂ】
2006233284.tif 000009
【００６０】
【表３ｃ】
2006233284.tif 000010
【産業上の利用可能性】
【００６１】
本発明の技術は、磁気ヘッドや磁気シールド材、トランスコアの巻鉄心等に使用されるFe-Ni系磁性合金の製造の他、シャドウマスク、バイメタル、リードフレーム、ガンパーツの熱膨張率制御材やスピードメータケース材、電磁調理器などのキュリー点制御材、ステンレス鋼などの分野においても適用が可能である。