JP2000064000A - 軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 軟磁性特性に優れたステンレス鋼板およびそ
の製造方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：
1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含むステンレス鋼素材
を、熱間仕上圧延の圧下率90％以上、仕上圧延終了温度
ＦＤＴ760 ℃以上とする熱間仕上圧延を施し2.0mm 厚以
下の熱延薄鋼板とする。これにより表層の結晶面強度比
Ｋが10以上となり最大透磁率μmax ：2000emu 以上の優
れた軟磁特性を示す。
の製造方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：
1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含むステンレス鋼素材
を、熱間仕上圧延の圧下率90％以上、仕上圧延終了温度
ＦＤＴ760 ℃以上とする熱間仕上圧延を施し2.0mm 厚以
下の熱延薄鋼板とする。これにより表層の結晶面強度比
Ｋが10以上となり最大透磁率μmax ：2000emu 以上の優
れた軟磁特性を示す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、フェライト系ステ
ンレス鋼熱延板に係り、とくに磁気シールド材として好
適な軟磁性ステンレス鋼薄鋼板に関する。
ンレス鋼熱延板に係り、とくに磁気シールド材として好
適な軟磁性ステンレス鋼薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】高度に進歩した精密電子機器では、地磁
気や、他の機器から発生した磁場の影響を受け、誤作動
等正常な機能からのずれが発生する場合がある。このよ
うな磁場の影響を排除するため、近年、磁気シールド材
の使用が増加している。磁気シールド材に要求される特
性としては、飽和磁化が大きいこと、透磁率が高
く、印加された磁場で速やかに磁化されること、が重要
な特性として挙げられている。
気や、他の機器から発生した磁場の影響を受け、誤作動
等正常な機能からのずれが発生する場合がある。このよ
うな磁場の影響を排除するため、近年、磁気シールド材
の使用が増加している。磁気シールド材に要求される特
性としては、飽和磁化が大きいこと、透磁率が高
く、印加された磁場で速やかに磁化されること、が重要
な特性として挙げられている。
【０００３】磁気シールド材としては、従来から、７％
以下のSiを含有する珪素鋼板や、耐食性を要求される場
合には亜鉛めっきを施された低炭素亜鉛めっき鋼板が知
られている。しかし、珪素鋼板では、腐食性の環境下で
耐食性が劣る問題があり、亜鉛めっき鋼板では、珪素鋼
板にくらべ、軟磁性特性が劣るうえ、めっき厚やめっき
張力により軟磁性特性がばらつくという問題があった。
そこで、最近では、亜鉛めっき鋼板に代わり、マルテン
サイト系ステンレス鋼板やフェライト系ステンレス鋼板
が磁気シールド材として使用されるようになってきた。
以下のSiを含有する珪素鋼板や、耐食性を要求される場
合には亜鉛めっきを施された低炭素亜鉛めっき鋼板が知
られている。しかし、珪素鋼板では、腐食性の環境下で
耐食性が劣る問題があり、亜鉛めっき鋼板では、珪素鋼
板にくらべ、軟磁性特性が劣るうえ、めっき厚やめっき
張力により軟磁性特性がばらつくという問題があった。
そこで、最近では、亜鉛めっき鋼板に代わり、マルテン
サイト系ステンレス鋼板やフェライト系ステンレス鋼板
が磁気シールド材として使用されるようになってきた。
【０００４】軟磁性特性を有するステンレス鋼板として
は、例えば、特開平5-171369号公報には、Ｃ：0.08〜0.
20wt％、Cr：11.5〜18.0wt％を含有し、炭化物密度を5
×10 5 個／mm2 以上と析出物分布を制御し、フェライト
粒径を７μm 以上とする磁性用マルテンサイト系ステン
レス鋼が提案されている。また、特開平6-13220 号公報
には、Ｃ：0.08〜0.20wt％、Cr：11.5〜18.0wt％を含有
し、さらにMo：0.05〜1.30wt％またはＷ：0.05〜0.80wt
％の１種または２種を含有する磁性用マルテンサイト系
ステンレス鋼が提案されている。
は、例えば、特開平5-171369号公報には、Ｃ：0.08〜0.
20wt％、Cr：11.5〜18.0wt％を含有し、炭化物密度を5
×10 5 個／mm2 以上と析出物分布を制御し、フェライト
粒径を７μm 以上とする磁性用マルテンサイト系ステン
レス鋼が提案されている。また、特開平6-13220 号公報
には、Ｃ：0.08〜0.20wt％、Cr：11.5〜18.0wt％を含有
し、さらにMo：0.05〜1.30wt％またはＷ：0.05〜0.80wt
％の１種または２種を含有する磁性用マルテンサイト系
ステンレス鋼が提案されている。
【０００５】また、特開平10-46295号公報には、Cr：5
〜13wt％、Mn：0.1 〜1.0wt ％、Ti：0.05〜0.5wt ％を
含み、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｏ量を低減し、冷間圧延、焼鈍条件
を調整し、表層および中心層の（111 ）面強度の和が10
以下として最大比透磁率を4000以上とする磁気特性に優
れたフェライト系ステンレス鋼板が提案されている。
〜13wt％、Mn：0.1 〜1.0wt ％、Ti：0.05〜0.5wt ％を
含み、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｏ量を低減し、冷間圧延、焼鈍条件
を調整し、表層および中心層の（111 ）面強度の和が10
以下として最大比透磁率を4000以上とする磁気特性に優
れたフェライト系ステンレス鋼板が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
5-171369号公報、特開平6-13220 号公報に記載されたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼では、耐食性の面では珪素
鋼板や亜鉛めっき鋼板にくらべ優れているが、マルテン
サイト系ステンレス鋼は、格子歪の影響によりフェライ
ト系ステンレス鋼に比べ軟磁性特性が劣るという問題が
あった。また、特開平10-46295号公報に記載された技術
では、最適な製造条件の調整が難しく、しかも｛111 ｝
面強度を低減しても軟磁性特性の向上が得られない場合
があり、品質が安定しないうえ、製造コストが高いとい
う問題があった。
5-171369号公報、特開平6-13220 号公報に記載されたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼では、耐食性の面では珪素
鋼板や亜鉛めっき鋼板にくらべ優れているが、マルテン
サイト系ステンレス鋼は、格子歪の影響によりフェライ
ト系ステンレス鋼に比べ軟磁性特性が劣るという問題が
あった。また、特開平10-46295号公報に記載された技術
では、最適な製造条件の調整が難しく、しかも｛111 ｝
面強度を低減しても軟磁性特性の向上が得られない場合
があり、品質が安定しないうえ、製造コストが高いとい
う問題があった。
【０００７】本発明は、上記した従来技術の問題を有利
に解決し、耐食性に優れ、しかも優れた軟磁性特性を安
定して有する軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法
を提案することを目的とする。
に解決し、耐食性に優れ、しかも優れた軟磁性特性を安
定して有する軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法
を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、経済性を
重視し、従来から磁気シールド材として供給されていた
冷延板に代えて、熱延板あるいは熱延板を焼鈍した熱延
焼鈍板で上記した課題を達成することを目標として、ス
テンレス鋼熱延板の軟磁特性に影響する因子について種
々研究した。その結果、ステンレス鋼熱延板の軟磁特性
と、Ｘ線回折により測定される結晶面強度とは密接な関
係があること、および優れた軟磁特性を得ることができ
る最適な熱延条件が存在すること、を見いだした。
重視し、従来から磁気シールド材として供給されていた
冷延板に代えて、熱延板あるいは熱延板を焼鈍した熱延
焼鈍板で上記した課題を達成することを目標として、ス
テンレス鋼熱延板の軟磁特性に影響する因子について種
々研究した。その結果、ステンレス鋼熱延板の軟磁特性
と、Ｘ線回折により測定される結晶面強度とは密接な関
係があること、および優れた軟磁特性を得ることができ
る最適な熱延条件が存在すること、を見いだした。
【０００９】まず、本発明者らが行った基礎的実験結果
について説明する。表１に示す化学組成のステンレス鋼
を真空溶解により溶製し、小型鋼塊（100kg ）とした。
この鋼塊を熱間圧延により30mm厚のシートバーとし、つ
いで仕上圧延として圧延終了温度を700 〜950 ℃の範囲
で変化した熱間圧延により2.0mm 厚の熱延板とした。こ
れらの熱延板について、板面内の結晶面分布を測定し
た。結晶面分布は、Ｘ線回折による1/5t（t:板厚）の位
置における結晶面強度の測定により求めた。また、これ
ら熱延板にさらに磁性焼鈍を想定した焼鈍を施したの
ち、磁気測定により直流磁化による最大透磁率μmax を
求めた。磁気焼鈍は、プレス成形や打ち抜きによる残留
歪の消去を目的として行い、800 ℃×５min とした。
について説明する。表１に示す化学組成のステンレス鋼
を真空溶解により溶製し、小型鋼塊（100kg ）とした。
この鋼塊を熱間圧延により30mm厚のシートバーとし、つ
いで仕上圧延として圧延終了温度を700 〜950 ℃の範囲
で変化した熱間圧延により2.0mm 厚の熱延板とした。こ
れらの熱延板について、板面内の結晶面分布を測定し
た。結晶面分布は、Ｘ線回折による1/5t（t:板厚）の位
置における結晶面強度の測定により求めた。また、これ
ら熱延板にさらに磁性焼鈍を想定した焼鈍を施したの
ち、磁気測定により直流磁化による最大透磁率μmax を
求めた。磁気焼鈍は、プレス成形や打ち抜きによる残留
歪の消去を目的として行い、800 ℃×５min とした。
【００１０】
【表１】
【００１１】ステンレス鋼熱延板の軟磁特性、とくに最
大透磁率は、Ｘ線回折により測定される結晶面強度と密
接な関係があり、本発明者らは、結晶面強度として下記
式で表される結晶面強度比Ｋを用いると、最大透磁率μ
max と結晶面強度比Ｋとがよい相関を示すことを見いだ
した。 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 ここで、Ｉ200 は、1/5t（t:板厚）の位置の板面におい
てＸ線回折で測定された｛200 ｝面の強度であり、Ｉ
110 は｛110 ｝面の強度、Ｉ222 は｛222 ｝面の強度で
ある。
大透磁率は、Ｘ線回折により測定される結晶面強度と密
接な関係があり、本発明者らは、結晶面強度として下記
式で表される結晶面強度比Ｋを用いると、最大透磁率μ
max と結晶面強度比Ｋとがよい相関を示すことを見いだ
した。 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 ここで、Ｉ200 は、1/5t（t:板厚）の位置の板面におい
てＸ線回折で測定された｛200 ｝面の強度であり、Ｉ
110 は｛110 ｝面の強度、Ｉ222 は｛222 ｝面の強度で
ある。
【００１２】図１に、最大透磁率μmax と、結晶面強度
Ｋとの関係を示す。図１から、Ｋが９以上でμmax が20
00emu 以上、ばらつきを考慮するとＫが10以上で安定し
てμmax が2000emu 以上となることがわかる。つぎに、
表２に示す組成のステンレス鋼溶鋼を、転炉および真空
脱ガス装置を用いて溶製し、連続鋳造法で200mm 厚のス
ラブとした。これらスラブを、加熱温度1100〜1200℃の
範囲で加熱したのち、熱間圧延を行った。粗圧延を、10
00〜1050℃の範囲で終了したのち、仕上圧延圧下率と仕
上圧延終了温度を変化して仕上圧延を施し、1.8mm 厚の
熱延板とした。これら熱延板について、Ｘ線回折により
1/5t（t:板厚）の位置における結晶面強度を測定した。
また、これら熱延板にさらに磁性焼鈍を想定した焼鈍を
施したのち、磁気測定により直流磁化による最大透磁率
μmax を求めた。磁気焼鈍は、プレス成形や打ち抜きに
よる残留歪の消去を目的として行い、800 ℃×５min と
した。
Ｋとの関係を示す。図１から、Ｋが９以上でμmax が20
00emu 以上、ばらつきを考慮するとＫが10以上で安定し
てμmax が2000emu 以上となることがわかる。つぎに、
表２に示す組成のステンレス鋼溶鋼を、転炉および真空
脱ガス装置を用いて溶製し、連続鋳造法で200mm 厚のス
ラブとした。これらスラブを、加熱温度1100〜1200℃の
範囲で加熱したのち、熱間圧延を行った。粗圧延を、10
00〜1050℃の範囲で終了したのち、仕上圧延圧下率と仕
上圧延終了温度を変化して仕上圧延を施し、1.8mm 厚の
熱延板とした。これら熱延板について、Ｘ線回折により
1/5t（t:板厚）の位置における結晶面強度を測定した。
また、これら熱延板にさらに磁性焼鈍を想定した焼鈍を
施したのち、磁気測定により直流磁化による最大透磁率
μmax を求めた。磁気焼鈍は、プレス成形や打ち抜きに
よる残留歪の消去を目的として行い、800 ℃×５min と
した。
【００１３】これらの結果から、（ａ）結晶面強度比Ｋ
におよぼす仕上圧延圧下率と仕上圧延終了温度ＦＤＴと
の関係、および（ｂ）最大透磁率μmax におよぼす仕上
圧延圧下率と仕上圧延終了温度ＦＤＴとの関係を図２に
示す。
におよぼす仕上圧延圧下率と仕上圧延終了温度ＦＤＴと
の関係、および（ｂ）最大透磁率μmax におよぼす仕上
圧延圧下率と仕上圧延終了温度ＦＤＴとの関係を図２に
示す。
【００１４】
【表２】
【００１５】図２（ａ）から、仕上圧延終了温度が高
く、また仕上圧下率が高いほど結晶面強度比Ｋは大きく
なり、仕上圧延終了温度が760 ℃以上、かつ仕上圧延圧
下率が90％以上とすることにより、結晶面強度比Ｋが10
以上を安定して確保することができることがわかる。Ｋ
が10以上となる、仕上圧延終了温度が760 ℃以上、かつ
仕上圧延圧下率が90％以上とした熱延板は、図２（ｂ）
から、最大透磁率μmax：2000emu 以上の優れた軟磁性
を安定して確保できることがわかる。
く、また仕上圧下率が高いほど結晶面強度比Ｋは大きく
なり、仕上圧延終了温度が760 ℃以上、かつ仕上圧延圧
下率が90％以上とすることにより、結晶面強度比Ｋが10
以上を安定して確保することができることがわかる。Ｋ
が10以上となる、仕上圧延終了温度が760 ℃以上、かつ
仕上圧延圧下率が90％以上とした熱延板は、図２（ｂ）
から、最大透磁率μmax：2000emu 以上の優れた軟磁性
を安定して確保できることがわかる。
【００１６】本発明は、上記した知見に基づいて完成さ
れたものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：
0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0％以下、Cr：9.0
〜17.0％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からな
る組成を有し、次式 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 （ここで、Ｉ200 ：｛200 ｝面強度、Ｉ110 ：｛110 ｝
面強度、Ｉ222 ：｛222｝面強度である。）で表される
結晶面強度比Ｋが10以上で、最大透磁率μmax ：2000em
u 以上を有することを特徴とする板厚2.0mm 以下の軟磁
性ステンレス鋼薄鋼板である。
れたものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：
0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0％以下、Cr：9.0
〜17.0％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からな
る組成を有し、次式 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 （ここで、Ｉ200 ：｛200 ｝面強度、Ｉ110 ：｛110 ｝
面強度、Ｉ222 ：｛222｝面強度である。）で表される
結晶面強度比Ｋが10以上で、最大透磁率μmax ：2000em
u 以上を有することを特徴とする板厚2.0mm 以下の軟磁
性ステンレス鋼薄鋼板である。
【００１７】また、本発明では、前記組成に加えて、さ
らに重量％で、次Ａ〜Ｃ群 Ａ群：Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以
下、Zr：0.5％以下、Ta：0.5 ％以下 Ｂ群：Si：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下 Ｃ群：Ni：1.0 ％以下 のうちから選ばれた１群または２群以上の各群における
１種または２種以上を含有してもよい。
らに重量％で、次Ａ〜Ｃ群 Ａ群：Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以
下、Zr：0.5％以下、Ta：0.5 ％以下 Ｂ群：Si：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下 Ｃ群：Ni：1.0 ％以下 のうちから選ばれた１群または２群以上の各群における
１種または２種以上を含有してもよい。
【００１８】すなわち、本発明鋼板の組成は、重量％
で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％以
下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Ti：1.0 ％以
下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以
下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組
成とするのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、
重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0
％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Si：3.0 ％
以下、Al：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２
種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
とするのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、重
量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％
以下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Ni：1.0 ％以
下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
とするのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、重
量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％
以下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Ti：1.0 ％以
下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以
下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
以上、およびSi：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下のうちか
ら選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成とするのが好適である。また、
本発明鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：
0.02％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含
み、さらに、Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.
5 ％以下、Zr：0.5％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから
選ばれた１種または２種以上、およびNi：1.0 ％以下を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とす
るのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、重量％
で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％以
下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Si：3.0 ％以
下、Al：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２
種、およびNi：1.0 ％以下を含有し、残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成とするのが好適である。また、
本発明鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：
0.02％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含
み、さらに、Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.
5％以下、Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから
選ばれた１種または２種以上、Si：3.0 ％以下、Al：1.
0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種、およびN
i：1.0 ％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成とするのが好適である。
で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％以
下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Ti：1.0 ％以
下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以
下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組
成とするのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、
重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0
％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Si：3.0 ％
以下、Al：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２
種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
とするのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、重
量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％
以下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Ni：1.0 ％以
下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
とするのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、重
量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％
以下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Ti：1.0 ％以
下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以
下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
以上、およびSi：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下のうちか
ら選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成とするのが好適である。また、
本発明鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：
0.02％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含
み、さらに、Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.
5 ％以下、Zr：0.5％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから
選ばれた１種または２種以上、およびNi：1.0 ％以下を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とす
るのが好適である。また、本発明鋼板の組成は、重量％
で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％以
下、Cr：9.0 〜17.0％を含み、さらに、Si：3.0 ％以
下、Al：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２
種、およびNi：1.0 ％以下を含有し、残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成とするのが好適である。また、
本発明鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：
0.02％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0％を含
み、さらに、Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.
5％以下、Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから
選ばれた１種または２種以上、Si：3.0 ％以下、Al：1.
0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種、およびN
i：1.0 ％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成とするのが好適である。
【００１９】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.02％以
下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0
％を含むステンレス鋼素材を、粗圧延と仕上圧延からな
る熱間圧延を施し、熱延板とするステンレス鋼板の製造
方法において、前記仕上圧延の圧下率を90％以上とし、
前記仕上圧延の終了温度ＦＤＴを760 ℃以上とすること
を特徴とする最大透磁率μmax ：2000emu 以上を有する
板厚2.0mm 以下の軟磁性ステンレス鋼薄鋼板の製造方法
である。
下、Ｎ：0.02％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：9.0 〜17.0
％を含むステンレス鋼素材を、粗圧延と仕上圧延からな
る熱間圧延を施し、熱延板とするステンレス鋼板の製造
方法において、前記仕上圧延の圧下率を90％以上とし、
前記仕上圧延の終了温度ＦＤＴを760 ℃以上とすること
を特徴とする最大透磁率μmax ：2000emu 以上を有する
板厚2.0mm 以下の軟磁性ステンレス鋼薄鋼板の製造方法
である。
【００２０】
【発明の実施の形態】まず、本発明鋼板の化学組成の限
定理由について説明する。 Ｃ：0.02％以下 Ｃは、含有量が多くなりすぎると、加工性を劣化させる
とともに、使用環境下での時効により軟磁特性を劣化さ
せる。このため、Ｃは0.02％以下に限定した。なお、好
ましくは0.01％以下である。
定理由について説明する。 Ｃ：0.02％以下 Ｃは、含有量が多くなりすぎると、加工性を劣化させる
とともに、使用環境下での時効により軟磁特性を劣化さ
せる。このため、Ｃは0.02％以下に限定した。なお、好
ましくは0.01％以下である。
【００２１】Ｎ：0.02％以下
ＮもＣと同様に、含有量が多くなりすぎると、加工性を
劣化させるとともに、使用環境下での時効により軟磁特
性を劣化させる。このため、Ｎは0.02％以下に限定し
た。なお、好ましくは0.01％以下である。 Mn：1.0 ％以下 Mnは、熱間脆性を抑制する元素であるが、含有量が多く
なりすぎると、熱間圧延温度域でオーステナイト相を生
成し集合組織がランダム化して軟磁特性が劣化する。こ
のため、Mnは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは
0.1 〜 0.6％である。
劣化させるとともに、使用環境下での時効により軟磁特
性を劣化させる。このため、Ｎは0.02％以下に限定し
た。なお、好ましくは0.01％以下である。 Mn：1.0 ％以下 Mnは、熱間脆性を抑制する元素であるが、含有量が多く
なりすぎると、熱間圧延温度域でオーステナイト相を生
成し集合組織がランダム化して軟磁特性が劣化する。こ
のため、Mnは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは
0.1 〜 0.6％である。
【００２２】Cr：9.0 〜17.0％
Crは、耐食性を発現する重要な元素であり、含有量が９
％未満ではその効果が十分でなく、一方、17％を越える
と、飽和磁化が低下し磁気シールド材として不適とな
る。このため、Crは9.0 〜17.0％の範囲に限定した。 Ａ群：Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以
下、Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれ
た１種または２種以上 Ａ群のTi、Nb、Ｖ、Zr、Taは、いずれも炭窒化物を形成
し、固溶Ｃ、固溶Ｎを低減し、加工性、溶接性を向上さ
せる作用を有しており、必要に応じＡ群の中から１種ま
たは２種以上を含有できる。しかし、含有量が多くなる
と、加工性および軟磁特性が劣化する。このため、Ti：
1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5％以下、Zr：0.5
％以下、Ta：0.5 ％以下にそれぞれ限定するのが望ま
しい。なお、好ましくは、Ti：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.1
〜 0.5％、Ｖ：0.05〜0.4 ％、Zr：0.05〜0.4 ％、Ta：
0.05〜0.4 ％である。
％未満ではその効果が十分でなく、一方、17％を越える
と、飽和磁化が低下し磁気シールド材として不適とな
る。このため、Crは9.0 〜17.0％の範囲に限定した。 Ａ群：Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以
下、Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれ
た１種または２種以上 Ａ群のTi、Nb、Ｖ、Zr、Taは、いずれも炭窒化物を形成
し、固溶Ｃ、固溶Ｎを低減し、加工性、溶接性を向上さ
せる作用を有しており、必要に応じＡ群の中から１種ま
たは２種以上を含有できる。しかし、含有量が多くなる
と、加工性および軟磁特性が劣化する。このため、Ti：
1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5％以下、Zr：0.5
％以下、Ta：0.5 ％以下にそれぞれ限定するのが望ま
しい。なお、好ましくは、Ti：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.1
〜 0.5％、Ｖ：0.05〜0.4 ％、Zr：0.05〜0.4 ％、Ta：
0.05〜0.4 ％である。
【００２３】Ｂ群：Si：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下の
うちから選ばれた１種または２種 Ｂ群のSi、Alは、いずれも比抵抗を増加させ、軟磁特性
を向上させる元素であり、必要に応じ、Ｂ群の中から１
種または２種含有できる。しかし、含有量が多くなる
と、硬さが増加し、加工性が劣化する。このようなこと
から、Si：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下に限定するのが
望ましい。なお、好ましくは、Si：0.1 〜2.0 ％、Al：
0.05〜 0.7％である。なお、Si、Alは0.05％以下、0.01
％以下がそれぞれ不可避的不純物として許容される。
うちから選ばれた１種または２種 Ｂ群のSi、Alは、いずれも比抵抗を増加させ、軟磁特性
を向上させる元素であり、必要に応じ、Ｂ群の中から１
種または２種含有できる。しかし、含有量が多くなる
と、硬さが増加し、加工性が劣化する。このようなこと
から、Si：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下に限定するのが
望ましい。なお、好ましくは、Si：0.1 〜2.0 ％、Al：
0.05〜 0.7％である。なお、Si、Alは0.05％以下、0.01
％以下がそれぞれ不可避的不純物として許容される。
【００２４】Ｃ群：Ni：1.0 ％以下
Ｃ群のNiは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応
じ添加できる。しかし、含有量が多くなりすぎると、熱
間圧延温度域でオーステナイト相を生成し集合組織がラ
ンダム化して軟磁特性が劣化する。このため、Niは1.0
％以下に限定するのが望ましい。なお、好ましくは、N
i：0.1 〜0.5 ％である。なお、0.1 ％以下は不可避的
に含有される範囲である。
じ添加できる。しかし、含有量が多くなりすぎると、熱
間圧延温度域でオーステナイト相を生成し集合組織がラ
ンダム化して軟磁特性が劣化する。このため、Niは1.0
％以下に限定するのが望ましい。なお、好ましくは、N
i：0.1 〜0.5 ％である。なお、0.1 ％以下は不可避的
に含有される範囲である。
【００２５】本発明では、上記したＡ群、Ｂ群、Ｃ群の
うちから１群または２群以上を選び、各群の中から１種
または２種以上を含有できる。上記した化学成分以外
は、残部Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純
物としては、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｏ：0.
01％以下が許容できる。Ｐ、Ｓは焼鈍時の回復および再
結晶を遅らせ軟磁特性を劣化させるため、できるだけ低
減するのが望ましい。
うちから１群または２群以上を選び、各群の中から１種
または２種以上を含有できる。上記した化学成分以外
は、残部Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純
物としては、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｏ：0.
01％以下が許容できる。Ｐ、Ｓは焼鈍時の回復および再
結晶を遅らせ軟磁特性を劣化させるため、できるだけ低
減するのが望ましい。
【００２６】本発明のステンレス鋼薄鋼板は、結晶面強
度比Ｋが10以上であり、最大透磁率μmax ：2000emu 以
上を有する。本発明においては、結晶面強度比Ｋは、Ｘ
線回折装置により、表層から1/5t（t:板厚）深さの位置
における板面の結晶面強度を、｛200 ｝面、｛110 ｝
面、｛222 ｝面について測定し、次式 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 （ここで、Ｉ200 ：｛200 ｝面強度、Ｉ110 ：｛110 ｝
面強度、Ｉ222 ：｛222｝面強度である。）を用いて求
めるものとする。また、最大透磁率μmax は、JIS C 25
50の規定に準拠する直流磁化による磁気測定により求め
るものとする。
度比Ｋが10以上であり、最大透磁率μmax ：2000emu 以
上を有する。本発明においては、結晶面強度比Ｋは、Ｘ
線回折装置により、表層から1/5t（t:板厚）深さの位置
における板面の結晶面強度を、｛200 ｝面、｛110 ｝
面、｛222 ｝面について測定し、次式 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 （ここで、Ｉ200 ：｛200 ｝面強度、Ｉ110 ：｛110 ｝
面強度、Ｉ222 ：｛222｝面強度である。）を用いて求
めるものとする。また、最大透磁率μmax は、JIS C 25
50の規定に準拠する直流磁化による磁気測定により求め
るものとする。
【００２７】結晶面強度比Ｋが増加するにしたがい、最
大透磁率に代表される軟磁特性が向上する原因について
は、現在のところ詳細には不明であるが、以下のように
考えられる。ＢＣＣ結晶構造をとるフェライト系ステン
レス鋼では、磁化容易方向は＜100＞軸、ついで＜110
＞軸であり、＜111 ＞軸は磁化されにくい方向であるこ
とは知られている。圧延により発達し易い｛111 ｝面
は、板面に平行な＜100 ＞軸を持たないため、軟磁特性
には不利な結晶方位である。
大透磁率に代表される軟磁特性が向上する原因について
は、現在のところ詳細には不明であるが、以下のように
考えられる。ＢＣＣ結晶構造をとるフェライト系ステン
レス鋼では、磁化容易方向は＜100＞軸、ついで＜110
＞軸であり、＜111 ＞軸は磁化されにくい方向であるこ
とは知られている。圧延により発達し易い｛111 ｝面
は、板面に平行な＜100 ＞軸を持たないため、軟磁特性
には不利な結晶方位である。
【００２８】本発明では、表層の結晶配向を、軟磁特性
に有利な｛110 ｝面および｛100 ｝面を多く発達させた
配向とすると同時に｛111 ｝面を減ずることが軟磁特性
向上に有効であるという考えをもとに、鋼板の組成と圧
延条件を適切に制御し、表層で｛110 ｝面を発達させ、
結晶面強度比Ｋを10以上として最大透磁率を向上させた
のである。
に有利な｛110 ｝面および｛100 ｝面を多く発達させた
配向とすると同時に｛111 ｝面を減ずることが軟磁特性
向上に有効であるという考えをもとに、鋼板の組成と圧
延条件を適切に制御し、表層で｛110 ｝面を発達させ、
結晶面強度比Ｋを10以上として最大透磁率を向上させた
のである。
【００２９】本発明鋼板は、板厚2.0mm 以下の熱延薄鋼
板である。板厚が2.0mm を超えると、μmax のばらつき
が大きくなり、Ｋが10以上の熱延板であっても、軟磁特
性が良好とならない。これは、板厚が厚くなると全板厚
に対する表層部の占める割合が低下するためと考えられ
る。このようなことから、本発明鋼板は、2.0mm 厚以下
の熱延薄鋼板とした。
板である。板厚が2.0mm を超えると、μmax のばらつき
が大きくなり、Ｋが10以上の熱延板であっても、軟磁特
性が良好とならない。これは、板厚が厚くなると全板厚
に対する表層部の占める割合が低下するためと考えられ
る。このようなことから、本発明鋼板は、2.0mm 厚以下
の熱延薄鋼板とした。
【００３０】つぎに、本発明鋼板の製造方法について説
明する。上記した組成のステンレス鋼溶鋼を、転炉、電
気炉等通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊
法で凝固し、ステンレス鋼素材とするのが望ましい。溶
製に際しては真空脱ガスを行ってよいのは言うまでもな
い。ステンレス鋼素材は、加熱炉に装入され1000〜1250
℃に加熱され、あるいは鋼素材が高温であれば加熱せず
そのまま、あるいは加熱炉に装入しわずかに昇温された
のち、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施され
所定の板厚の熱延板とされる。本発明では、仕上圧延の
圧下率を90％以上、かつ仕上圧延の終了温度ＦＤＴを76
0 ℃以上に規制する。これにより、板表層部で剪断応力
が大きくなり、｛110 ｝面の発達が著しくなり、上記し
た結晶面強度比Ｋ10以上が安定して確保でき、最大透磁
率μmax 2000emu 以上の軟磁特性に優れたステンレス鋼
熱延板が得られる。
明する。上記した組成のステンレス鋼溶鋼を、転炉、電
気炉等通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊
法で凝固し、ステンレス鋼素材とするのが望ましい。溶
製に際しては真空脱ガスを行ってよいのは言うまでもな
い。ステンレス鋼素材は、加熱炉に装入され1000〜1250
℃に加熱され、あるいは鋼素材が高温であれば加熱せず
そのまま、あるいは加熱炉に装入しわずかに昇温された
のち、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施され
所定の板厚の熱延板とされる。本発明では、仕上圧延の
圧下率を90％以上、かつ仕上圧延の終了温度ＦＤＴを76
0 ℃以上に規制する。これにより、板表層部で剪断応力
が大きくなり、｛110 ｝面の発達が著しくなり、上記し
た結晶面強度比Ｋ10以上が安定して確保でき、最大透磁
率μmax 2000emu 以上の軟磁特性に優れたステンレス鋼
熱延板が得られる。
【００３１】仕上圧延の圧下率が90％未満では、鋼板表
層部に与える剪断応力が不十分であり、軟磁特性に有効
な結晶面強度が得られず、結晶面強度比Ｋが10未満と低
くなる。また、仕上圧延の終了温度ＦＤＴが760 ℃未満
では、圧延ロールと鋼板との摩擦係数が低下し、剪断応
力の発生が少なく、このため板表面部で、圧縮応力によ
る｛111 ｝面の生成が顕著となり、軟磁特性に有効な
｛110 ｝面の発達が不十分となり、結晶面強度比Ｋが10
未満と低くなり、最大透磁率が低下する。このようなこ
とから、仕上圧延の圧下率を90％以上、かつ仕上圧延の
終了温度ＦＤＴが760 ℃以上に規制した。なお、好まし
くは、仕上圧延の圧下率を92％以上97％以下、かつ仕上
圧延の終了温度ＦＤＴが800 ℃以上970 ℃以下である。
圧下率が97％を超えると、板厚、板幅等の形状不良が出
やすく歩留を低下させる。また、ＦＤＴが 970℃を超え
ると、高温のため剛性が低下し、巻取りまでの間に形状
不良が発生し、歩留の低下を招く。
層部に与える剪断応力が不十分であり、軟磁特性に有効
な結晶面強度が得られず、結晶面強度比Ｋが10未満と低
くなる。また、仕上圧延の終了温度ＦＤＴが760 ℃未満
では、圧延ロールと鋼板との摩擦係数が低下し、剪断応
力の発生が少なく、このため板表面部で、圧縮応力によ
る｛111 ｝面の生成が顕著となり、軟磁特性に有効な
｛110 ｝面の発達が不十分となり、結晶面強度比Ｋが10
未満と低くなり、最大透磁率が低下する。このようなこ
とから、仕上圧延の圧下率を90％以上、かつ仕上圧延の
終了温度ＦＤＴが760 ℃以上に規制した。なお、好まし
くは、仕上圧延の圧下率を92％以上97％以下、かつ仕上
圧延の終了温度ＦＤＴが800 ℃以上970 ℃以下である。
圧下率が97％を超えると、板厚、板幅等の形状不良が出
やすく歩留を低下させる。また、ＦＤＴが 970℃を超え
ると、高温のため剛性が低下し、巻取りまでの間に形状
不良が発生し、歩留の低下を招く。
【００３２】仕上圧延後、熱延板はコイル状に巻き取ら
れる。熱延板は、巻取り後の自己焼鈍や、磁性焼鈍等に
より、表層近傍から優先的に回復再結晶し、軟磁特性は
さらに向上する。また、熱延板焼鈍や酸洗によるスケー
ル除去は本発明の効果を損なうことはなく、表面性状や
機械的特性の要求に応じ、通常公知の方法で、本発明鋼
板に熱延板焼鈍や酸洗を施すことができる。
れる。熱延板は、巻取り後の自己焼鈍や、磁性焼鈍等に
より、表層近傍から優先的に回復再結晶し、軟磁特性は
さらに向上する。また、熱延板焼鈍や酸洗によるスケー
ル除去は本発明の効果を損なうことはなく、表面性状や
機械的特性の要求に応じ、通常公知の方法で、本発明鋼
板に熱延板焼鈍や酸洗を施すことができる。
【００３３】
【実施例】表３に示す組成のステンレス鋼溶鋼を、転炉
および真空脱ガス装置を用いて溶製し、連続鋳造法で20
0mm 厚のスラブとした。これらスラブを、加熱温度1100
〜1200℃の範囲で加熱したのち、熱間圧延を行った。粗
圧延を、1000〜1050℃の範囲で終了したのち、表４に示
す条件で仕上圧延を行い、板厚2.4 〜1.2mm の熱延板と
した。なお、一部の仕上圧延は、先行シートバーと後行
シートバーを接合し、連続圧延とした。なお、仕上圧延
は表４に示す条件で仕上圧延を行い、板厚2.4 〜1.2mm
の熱延板とした。
および真空脱ガス装置を用いて溶製し、連続鋳造法で20
0mm 厚のスラブとした。これらスラブを、加熱温度1100
〜1200℃の範囲で加熱したのち、熱間圧延を行った。粗
圧延を、1000〜1050℃の範囲で終了したのち、表４に示
す条件で仕上圧延を行い、板厚2.4 〜1.2mm の熱延板と
した。なお、一部の仕上圧延は、先行シートバーと後行
シートバーを接合し、連続圧延とした。なお、仕上圧延
は表４に示す条件で仕上圧延を行い、板厚2.4 〜1.2mm
の熱延板とした。
【００３４】
【表３】
【００３５】これら熱延板について、結晶面強度比Ｋを
測定した。結晶面強度比Ｋはつぎのようにして求めた。
熱延板から、試験片を採取し、表面から板厚ｔの1/5 ま
で機械的に研削した。その後、試験片は、研削による歪
を除去するため王水でエッチング処理を施され、測定に
供した。結晶面強度の測定は、Ｘ線回折装置（反転極点
図測定装置：Cr管球、管電圧50kV、管電流35mA、Ge半導
体検出器使用）を用いて、各試験片について各結晶面の
強度を測定し、結晶面強度比Ｋを求めた。
測定した。結晶面強度比Ｋはつぎのようにして求めた。
熱延板から、試験片を採取し、表面から板厚ｔの1/5 ま
で機械的に研削した。その後、試験片は、研削による歪
を除去するため王水でエッチング処理を施され、測定に
供した。結晶面強度の測定は、Ｘ線回折装置（反転極点
図測定装置：Cr管球、管電圧50kV、管電流35mA、Ge半導
体検出器使用）を用いて、各試験片について各結晶面の
強度を測定し、結晶面強度比Ｋを求めた。
【００３６】これら熱延板にさらに磁性焼鈍を想定した
焼鈍（800 ℃×５min ）を施したのち、JIS C 2550の規
定に準拠する直流磁化による磁気測定を行い、最大透磁
率μ max を求めた。これらの結果を表４に示す。
焼鈍（800 ℃×５min ）を施したのち、JIS C 2550の規
定に準拠する直流磁化による磁気測定を行い、最大透磁
率μ max を求めた。これらの結果を表４に示す。
【００３７】
【表４】
【００３８】本発明例は、結晶面強度比Ｋが10以上と高
く、最大透磁率μmax が2000emu 以上と優れた軟磁特性
を有しているのに対し、本発明の範囲を外れる比較例
は、結晶面強度比Ｋが低く、μmax が2000emu 未満と軟
磁特性が低下している。
く、最大透磁率μmax が2000emu 以上と優れた軟磁特性
を有しているのに対し、本発明の範囲を外れる比較例
は、結晶面強度比Ｋが低く、μmax が2000emu 未満と軟
磁特性が低下している。
【００３９】
【発明の効果】本発明によれば、優れた軟磁特性を有
し、しかも耐食性に優れたステンレス鋼熱延薄鋼板を安
定して製造でき、安価な磁気シールド材を安定して供給
できるという産業上格段の効果を奏する。
し、しかも耐食性に優れたステンレス鋼熱延薄鋼板を安
定して製造でき、安価な磁気シールド材を安定して供給
できるという産業上格段の効果を奏する。
【図１】最大透磁率μmax と結晶面強度比Ｋとの関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】結晶面強度比Ｋにおよぼす仕上圧延圧下率と仕
上圧延終了温度ＦＤＴとの関係（ａ）、および最大透磁
率μmax におよぼす仕上圧延圧下率と仕上圧延終了温度
ＦＤＴとの関係（ｂ）を示すグラフである。
上圧延終了温度ＦＤＴとの関係（ａ）、および最大透磁
率μmax におよぼす仕上圧延圧下率と仕上圧延終了温度
ＦＤＴとの関係（ｂ）を示すグラフである。
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フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
// Ｈ０５Ｋ 9/00 Ｈ０１Ｆ 1/14 Ｚ
(72)発明者 佐藤 進
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製
鉄株式会社技術研究所内
Ｆターム(参考） 5E041 AA11 AA19 CA06 HB07 HB19
NN01 NN14 NN17 NN18
5E321 BB51 GG07
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.02％以下、 Ｎ：0.02％以下、 Mn：1.0 ％以下、 Cr：9.0 〜17.0％ を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有
し、下記式で表される結晶面強度比Ｋが10以上で、最大
透磁率μmax ：2000emu 以上を有することを特徴とする
板厚2.0mm 以下の軟磁性ステンレス鋼薄鋼板。 記 Ｋ＝（Ｉ200 ＋Ｉ110 ）／Ｉ222 ここで、Ｉ200 ：｛200 ｝面強度、 Ｉ110 ：｛110 ｝面強度、 Ｉ222 ：｛222 ｝面強度 - 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに重量％で、下
記Ａ〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上の各
群における１種または２種以上を含有することを特徴と
する請求項１に記載の軟磁性ステンレス鋼薄鋼板。 記 Ａ群：Ti：1.0 ％以下、Nb：1.0 ％以下、Ｖ：0.5 ％以
下、Zr：0.5％以下、Ta：0.5 ％以下 Ｂ群：Si：3.0 ％以下、Al：1.0 ％以下 Ｃ群：Ni：1.0 ％以下 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：0.02％以下、 Ｎ：0.02％以下、 Mn：1.0 ％以下、 Cr：9.0 〜17.0％ を含むステンレス鋼素材を、粗圧延と仕上圧延からなる
熱間圧延を施し、熱延板とするステンレス鋼板の製造方
法において、前記仕上圧延の圧下率を90％以上とし、前
記仕上圧延の終了温度ＦＤＴを760 ℃以上とすることを
特徴とする最大透磁率μmax ：2000emu 以上を有する板
厚2.0mm 以下の軟磁性ステンレス鋼薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP23376898A JP3968883B2 (ja) | 1998-08-20 | 1998-08-20 | 軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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ID=16960279
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017028177A (ja) * | 2015-07-24 | 2017-02-02 | 大日本印刷株式会社 | 電磁波シールド積層材および電磁波シールド回路基板 |
| WO2021101007A1 (ko) * | 2019-11-19 | 2021-05-27 | 주식회사 포스코 | 고투자율 페라이트계 스테인리스강 |
| KR20210079670A (ko) * | 2019-12-20 | 2021-06-30 | 주식회사 포스코 | 자화특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| WO2022124215A1 (ja) * | 2020-12-08 | 2022-06-16 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板および製造方法 |
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