JP2023538317A - 無方向性金属平板状製品、無方向性金属平板状製品の製造方法、および無方向性金属平板状製品の使用 - Google Patents
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Abstract
本発明は、無方向性金属平板状製品に関し、特に、ＭｎおよびＣｒの重量比率が比較的高い無方向性金属平板状製品に関する。さらに、本発明は、製造方法および使用に関する。
Description
本発明は、無方向性金属平板状製品、平板状製品の製造方法、および使用に関する。
以下に説明する開発の文脈において、金属平板状製品という用語は、特に、鋳込みによって製造される、鋼ストリップ、鋼シート、鋼切片、または鋼製抜き板などの、圧延製品を含む。特に、本発明は、電磁鋼ストリップとして形成される平板状製品、および、電磁鋼シートとして形成される平板状製品に関する。
無方向性平板状製品、特に、無方向性電磁鋼ストリップまたはシートは、多くの電子技術応用分野で必要とされている。
無方向性電磁鋼ストリップまたは無方向性電磁鋼シートは、「ＮＯ電磁鋼ストリップ」または「ＮＯ電磁鋼シート」（ＮＧＯ＝Ｎｏｎ Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔｅｄ（無方向性））と称されることも多く、たとえば、回転電気機械の部品を製造するための基材として用いられる。このような用途において、無方向性金属平板状製品は、電磁界の方向を制御し、増幅するために用いられる。上述したようなストリップやシートの用途の代表的な分野は、電気モータや電気発電機におけるロータやステータである。
多くの電気モータの場合、たとえば、いわゆるエレクトロモビリティ関連での用途に開発され、その重要性が増しつつあるモータの場合、単位時間における高速回転での運転が望まれる。高速回転で電気モータを運転する場合、モータを駆動するための根本的な基盤として必要な交流電磁界の周波数が高い。そのため、比較的高い周波数の交流電磁界で使用することが想定される材料がますます必要とされている。
高周波交流磁界で運転する電気モータの開発において、材料開発者は、電気モータの高効率化という課題に直面している。このような背景に対して、比較的高い周波数で再磁化損失が比較的低く、かつ、磁気分極および磁気誘導が比較的高く、また、導磁率が比較的高い無方向性金属平板状製品、特に、無方向性電磁鋼ストリップおよび無方向性電磁鋼シートが必要とされている。
上記特性の組み合わせは、実績のある電磁鋼ストリップや電磁鋼シートにおいて、電磁鋼ストリップおよび電磁鋼シートの出発合金におけるケイ素および／またはアルミニウムの重量比が高いことによって、良好にもたらされる。しかし、上記元素の比率が高いと、一般に、ケイ素および／またはアルミニウム含有量が大きい結果として言及される特性を有する従来公知のＮＯ電磁鋼ストリップまたはＮＯ電磁鋼シートは、脆性が比較的高いという短所を伴い、よって、加工性、たとえば冷間圧延能の点で短所を伴う。たとえば、ＮＯ電磁鋼ストリップの冷間圧延中に前記鋼ストリップが破損することが多くなり得る。
上述した背景に対して、本発明の目的は、磁気特性の点で、所定の要件をその要件と同等以上に満たす、既知の平板状鋼製品の代替品を提供することである。提供する平板状製品は、たとえば０．３５ｍｍ未満の非常に薄い最終厚さでも使用可能であるものとする。
本発明は、請求項１に記載の特徴を有する平板状製品を提供する。本発明は、さらに、請求項７に記載の特徴を有する方法を提供する。本発明は、さらに、請求項１３に記載の特徴を有する平板状製品、および、請求項１５に記載の特徴を有する使用を含む。
以下に示す合金成分を有する鋼からなる無方向性金属平板状製品を提供する。その元素を、重量パーセント、簡潔にｗｔ％で示す。
Ｃ：０．００２０～０．００５
Ｓｉ：２．６～２．９
Ａｌ：０．５～０．８
Ｍｎ：１．１～１．３
Ｃｒ：０．７～１．６、好ましくは０．９～１．６、特に好ましくは１．０～１．６
Ｎ：０．０００１～０．００６０
Ｓ：０．０００１～０．００３５
Ｔｉ：０．００１～０．０１０
Ｐ：０．００４～０．０６０
任意成分：０．００１～０．１５
残部のＦｅおよび不可避の不純物
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任意成分：０．００１～０．１５
残部のＦｅおよび不可避の不純物
なお、残部の仕様は、残部を含むすべての合金成分の重量比が合計して１００ｗｔ％になるという事実に関するものとして理解される。
特に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏは、これらの元素の重量比の合計が前記上限を超えない限り、任意成分として含まれていてもよい。
このプロセスにより、ＭｇおよびＣａは、０．０００５ｗｔ％～０．００５ｗｔ％の比率で含まれていてもよく、また、本説明の文脈において、上記不可避の不純物に含まれる。
有利な磁気特性と有利な機械特性とを兼ね備えた平板状製品を提供するために非常に重要な策は、電磁鋼ストリップまたはシートの既知の組成と比較して、本発明による合金仕様を有する平板状製品のＭｎ含有量およびＣｒ含有量をかなり増加させることで達成された。
驚くべきことに、Ｍｎ含有量を増加させ、Ｃｒ含有量を増加させることによって、Ｓｉおよび／またはＡｌの含有量が多く、Ｍｎおよび／またはＣｒの含有量が少ない材料と比較して、所望の数値範囲内の磁気特性プロファイルが得られるだけでなく、たとえば冷間圧延中、機械応力下で有利な挙動を示すという驚くべき結果が得られる。両結果とも、製造した実施例の説明において、以下に詳細に説明し、かつ、実証する。
磁気特性に関して、驚くべきことに、本発明による材料は、比較的高い磁気分極と比較的低い再磁化損失を兼ね備えていることが示されている。
好ましくは、無方向性平板状製品は、無方向性電磁鋼ストリップまたは無方向性電磁鋼シートであり、それぞれ、本発明による合金組成を有する鋼で形成される。
本発明による平板状製品は、下記の関係式が選択的または累積的に適用される磁気分極および再磁化損失を有することが好ましい。
Ａｂｓ［Ｐ1.0；1000×ｄ／（Ｊ200；1000×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）^２）］＜９、および／または
Ｐ1.0；400＜１６Ｗ／ｋｇ、および／または
Ｐ1.0；1000＜７０Ｗ／ｋｇ
Ａｂｓ［Ｐ1.0；1000×ｄ／（Ｊ200；1000×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）^２）］＜９、および／または
Ｐ1.0；400＜１６Ｗ／ｋｇ、および／または
Ｐ1.0；1000＜７０Ｗ／ｋｇ
上記式における数式記号は、下記のように選択される。
Ａｂｓ［］：角括弧内の値の絶対値
Ｐ1.0；1000：材料において再磁化周波数１０００Ｈｚおよび磁束密度１．０Ｔを有する交流電磁界における再磁化損失（Ｗ／ｋｇ）
Ｐ1.0；400：材料において再磁化周波数４００Ｈｚおよび磁束密度１．０Ｔを有する交流電磁界における再磁化損失（Ｗ／ｋｇ）
Ｊ200；1000：１０００Ｈｚの交流電磁界における磁界強度２００Ａ／ｍでの磁気分極
ｄ：材料厚さ（ｍｍ）
Ａｂｓ［］：角括弧内の値の絶対値
Ｐ1.0；1000：材料において再磁化周波数１０００Ｈｚおよび磁束密度１．０Ｔを有する交流電磁界における再磁化損失（Ｗ／ｋｇ）
Ｐ1.0；400：材料において再磁化周波数４００Ｈｚおよび磁束密度１．０Ｔを有する交流電磁界における再磁化損失（Ｗ／ｋｇ）
Ｊ200；1000：１０００Ｈｚの交流電磁界における磁界強度２００Ａ／ｍでの磁気分極
ｄ：材料厚さ（ｍｍ）
上記値の数値はすべて、無次元数値として、つまり無単位で、式の角括弧内で用いるためのものである。これは、経験的に見出された式であり、この式は、得られた結果を要約し、かつ、上記の単位を有する上述した式記号に関連する無次元数値を使用する際に、本発明による好ましいサンプルに対して有効である。
関係式Ｐ1.0；400＜１６Ｗ／ｋｇは、材料において再磁化周波数４００Ｈｚおよび磁束密度１．０Ｔを有する交流電磁界における再磁化損失（Ｗ／ｋｇ）が１６Ｗ／ｋｇ未満であることを示す。
関係式Ｐ1.0；1000＜１６Ｗ／ｋｇは、材料において再磁化周波数１０００Ｈｚおよび磁束密度１．０Ｔを有する交流電磁界における再磁化損失が７０Ｗ／ｋｇ未満であることを示す。
選択的または付加的に、Ｊ200；1000＞１．０を適用することが好ましい。Ｊ200；1000＞１．０は、１０００Ｈｚの交流電磁界において磁界強度２００Ａ／ｍでの磁気分極が１．０Ｔより大きいことを示す。
磁気分極および磁界強度を求めるための方法は、当業者に既知であり、たとえば、磁気分極を求めるためのエプスタインフレームによって、特に、ＤＩＮ ＥＮ６０４０４－２：２００９－０１：磁性材料第２部：エプスタインフレームを用いて電磁鋼ストリップおよびシートの磁気特性を求めるための方法に従うものである。
好ましくは、平板状製品は、選択的または付加的に、１８℃以上、２８℃以下の温度、好ましくは２０℃以上、２４℃以下の温度で、下記の関係式が維持されることを特徴としてもよい。
２．２≦（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）2×［ρｓｐｅｃ］≦５．５
上記式中、
［Ｍｎ］は、Ｍｎ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｃｒ］は、Ｃｒ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［ρspec］は、特に最終焼鈍される冷間圧延ストリップの比電気抵抗（Ωｍｍ2／ｍ）の無次元値を表す。
２．２≦（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）2×［ρｓｐｅｃ］≦５．５
上記式中、
［Ｍｎ］は、Ｍｎ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｃｒ］は、Ｃｒ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［ρspec］は、特に最終焼鈍される冷間圧延ストリップの比電気抵抗（Ωｍｍ2／ｍ）の無次元値を表す。
比電気抵抗とＭｎおよびＣｒ含有量との上記関係式を満たす平板状製品は、所望の上記特性を特に所望のレベルで兼ね備えていることが分かっている。上記関係式は、鋼合金中のＭｎの重量比と鋼合金中のＣｒの重量比とを関連付けている。その結果、一方では、最低含有量は、ＭｎとＣｒの合計にもあり、それによって所与の比抵抗および関連する電磁気特性がもたらされ、他方では、ＭｎまたはＣｒの最大含有量は、ＭｎとＣｒの合計でさえ超えず、それによって電磁気特性に関連する短所がもたらされることが、所与の比抵抗に対して達成されている。
特に好ましい平板状製品は、製造プロセスにおける焼鈍の結果、表面層のＭｎおよびＣｒの含有量が増加するという、平板状製品の、観察された驚くべき特性を示すことを、選択的または付加的に、特徴としてもよい。すなわち、ＭｎおよびＣｒは、平板状製品の内部と比較して、平板状製品の端部の層に蓄積される。
これは、たとえば、平板状製品が、平板状製品の内部におけるＭｎ含有量およびＣｒ含有量よりも、上記で規定した寸法におけるＭｎ含有量およびＣｒ含有量が高い箇所までの、表面からの深さの範囲があることを意味する。もちろん、この深さ範囲は、平板状製品の両側、すなわち上方側および下方側に存在する。
端部の層、すなわち、表面までの境界領域におけるＭｎおよびＣｒの含有量を、前記境界領域の体積について積分した際に、その値が、ＡｌおよびＳｉの含有量に対して０．２以上である平板状製品が好ましい。
表面から深さ０．９５マイクロメートルまでの領域において、この境界領域の体積について積分して得られるＭｎおよびＣｒの含有量の値が、ＡｌおよびＳｉの含有量に対して０．２以上である平板状製品が、特に好ましい。
つまり、最終焼鈍後、０μｍ～０．９５μｍの表面層、すなわち表面から最大０．９５μｍの深さにおいて、ＭｎおよびＣｒの体積積分の質量密度の合計の、ＳｉおよびＡｌの体積積分の質量密度の合計に対する比が０．２以上であることが好ましい。
数式で表すと以下の通りとなる。
上記式中、
［Ｍｎ］は、Ｍｎ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｃｒ］は、Ｃｒ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ａｌ］は、Ａｌ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｓｉ］は、Ｓｉ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
上記積分の境界は、表面から下方の深さ（マイクロメートル）を示し、上記積分記号は、本発明による好ましい平板状製品の、深さ０．９５μｍまでと表面全体とにわたる、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量の合計の、Ａｌ含有量とＳｉ含有量の合計に対する比が、０．２より大きいことを表す。
［Ｍｎ］は、Ｍｎ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｃｒ］は、Ｃｒ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ａｌ］は、Ａｌ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｓｉ］は、Ｓｉ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
上記積分の境界は、表面から下方の深さ（マイクロメートル）を示し、上記積分記号は、本発明による好ましい平板状製品の、深さ０．９５μｍまでと表面全体とにわたる、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量の合計の、Ａｌ含有量とＳｉ含有量の合計に対する比が、０．２より大きいことを表す。
驚くべきことに、深さ分解能元素分析の結果、本発明による元素組成では、平板状製品の表面に近い領域においてＭｎおよびＣｒが明らかに多く含まれるための必要条件がもたらされていることが示された。表面に近い領域において元素ＭｎおよびＣｒが多く含まれているという特別な特徴を、試験仕様書ＩＳＯ １１５０５：２０１２－１２に従ってグロー放電発光分析法（Ｇｌｏｗ－Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＧＤＯＥＳ）により、最終焼鈍後のサンプルに対して実験的に判定した。
従来の高ケイ素電磁鋼ストリップ平板状製品よりも高いＭｎおよびＣｒ含有量を有する本発明の平板状製品の、深さ０．９５μｍまでの表面層において、元素分布が特殊かつ新規であるため、当業者に既知の脆化秩序相（Ｄ０３型構造）が、表面のＳｉおよびＡｌ含有量が高いことによって形成され、原子格子の秩序のＭｎおよびＣｒ関連の「妨害」によってもたらされるであろうことが、ある程度まで防止され得る。Ｓｉ含有量およびＡｌ含有量に対してＭｎおよびＣｒが多く含まれることが起こるという意味で上述したような比例的な重量過剰により、既知のＳｉおよびＡｌにより誘発される脆性相が、必然的に、ある程度減少するという事実の結果、当業者に既知の成形性に対するこれらの脆性相の悪影響は結果的になくなり、したがって、本発明による平板状製品およびその開発品は、冷間圧延、打抜きおよび被覆時、一般には成形時の加工性が高い。
特に好ましくは、本発明による平板状製品は、２８℃の温度における比電気抵抗の値が０．６０Ωｍｍ2／ｍ～０．７０Ωｍｍ2／ｍ、より好ましくは０．６０Ωｍｍ2／ｍ～０．６５Ωｍｍ2／ｍの範囲内にあることを、代替的または付加的に特徴としてもよい。上記仕様の比電気抵抗は、得られた良好な磁気特性と相関関係にある。
特に好ましくは、平板状製品の最大厚さが、０．３５ｍｍ未満、特に好ましくは０．１９ｍｍ～０．３１ｍｍである。一実施形態において、平板状製品は、金属シートまたは金属ストリップであり、その厚さは、いずれの場所においても前述の基準を満たす。平板状製品の厚さは、上述したように薄いことが好ましい。厚さが大きいよりも、厚さが薄い方が再磁化損失が低減するからである。冷間圧延性が期待どおりに優れていると、本発明による平板状製品の加工性が向上し、したがって、特に有利となることが分かる。
以下に説明する方法の１つを用いて、冒頭で説明した合金仕様に基づく長所を有する材料を製造してもよい。たとえば、以下に説明する本発明による方法によって、特に有利な特性の組み合わせを有する平板状製品を製造する。下記ステップを実施する。
Ａ）上述した合金仕様に従った元素組成を含む溶融物を溶融するステップ
Ｂ）前記溶融物を鋳込んで、圧延可能な一次製品、特に一次ストリップ、スラブ、または薄スラブを形成するステップ
Ｃ）最終圧延温度８２０℃～８９０℃で上記一次製品を熱間圧延するステップ
Ｄ）酸洗ステップ
Ｅ）任意に、熱間圧延ストリップを焼鈍するステップ
Ｆ）冷間圧延ステップ
Ｇ）最終焼鈍ステップ
Ａ）上述した合金仕様に従った元素組成を含む溶融物を溶融するステップ
Ｂ）前記溶融物を鋳込んで、圧延可能な一次製品、特に一次ストリップ、スラブ、または薄スラブを形成するステップ
Ｃ）最終圧延温度８２０℃～８９０℃で上記一次製品を熱間圧延するステップ
Ｄ）酸洗ステップ
Ｅ）任意に、熱間圧延ストリップを焼鈍するステップ
Ｆ）冷間圧延ステップ
Ｇ）最終焼鈍ステップ
本発明の範囲内において、最終焼鈍は、上記製造方法の最後、すなわち、絶縁ラッカーコーティングを実施する前の最後の方法ステップにおける本発明による平板状製品の焼鈍を意味すると理解される。
熱間圧延の開始時に一次製品を１２００℃以下の予熱温度にまで加熱すると、特に有利な特性が得られる。
ステップＤ）を、ステップＣ）の後に実施する。
ステップＤ）を、ステップＣ）の後に実施する。
熱間圧延ストリップを、ステップＣ）、またはステップＤ）を実施する場合にはステップＤ）の後、ステップＥ）を実施する場合にはステップＥ）の前、および／またはステップＦ）の前に、５００℃～７５０℃の巻取温度で巻き取ることが特に好ましい。
ステップＥ）における熱間圧延ストリップの焼鈍を、７００℃～７９０℃の温度で実施することが好ましい。熱間圧延ストリップの焼鈍を、１２時間以上、３６時間以内で実施することが好ましい。
ステップＦ）の冷間圧延の結果、総冷間圧延度７５％～９０％の場合に得られる平板状製品の特性は特に有利なものとなる。平板状製品を０．１９ｍｍ～０．３１ｍｍの厚さまで圧延することが特に好ましい。圧延は、４パス以下で実施することがより好ましい。
最終焼鈍については、９３０℃～１０７０℃の好ましい温度で実施すると、有利な特性が得られることが示されている。最終焼鈍時間は最大３００秒であることが特に好ましい。最終焼鈍時間は、少なくとも５０秒であることが好ましい。
最終焼鈍は、平板状製品が、通過する連続運転炉、たとえば水平連続炉において実施することが好ましい。
上述した最終焼鈍を、２段階ではなく１段階で実施することが特に好ましい。
ステップＡ）～ステップＧ）を、アルファベット順に実施することが特に好ましい。
本願の別の態様は、上述した方法のいずれかを用いて取得され得る平板状製品、またはその開発品である。
本願のさらに別の態様は、上述した平板状製品の１つを打ち抜いて得た打抜き品を、回転電気機械のラメラとしての使用である。
以下、例示的な実施形態を参照しながら、より詳細に本発明を説明する。
本発明による３つの電磁鋼ストリップを製造し、以下、変形例１、変形例２、変形例３と称する。変形例１、２、３の組成を表１に示す。さらなる変形例を、参考例１、参考例２、参考例３と称する。参考例１、参考例２、参考例３は、本発明によらない比較サンプルとして機能し、これらの合金組成も同様に表１に示す。
表に示す合金から、低含有量の硫黄および窒素を、取鍋精錬炉によって調整し、連続射込みや薄スラブ射込みによって各スラブを製造した。その後、熱間圧延、酸洗、熱間圧延ストリップ焼鈍、冷間圧延、および最終焼鈍によって、上記各スラブからストリップを製造した。実施例では、熱間圧延前に材料を最高１２００℃まで加熱し、最終圧延温度８２０℃～８９０℃および巻取温度５００℃～７５０℃で熱間圧延ストリップの厚さが１．３ｍｍ～１．９ｍｍになるまで圧延した。
製造した熱間圧延ストリップを酸洗し、次に、７００～７９０℃で２４時間、焼鈍した。本工程は、必ずしも本発明の一部である必要はなく、すなわち任意の工程である。焼鈍後の熱間圧延ストリップを、４パス以下で、総冷間圧延度７５～９０％で、最終厚さ０．１９ｍｍ～０．３１ｍｍ（＋／－８％）となるように形成した。
最高温度９３０℃～１０７０℃で最終焼鈍を実施する。
変形例１～３および参考例１～３の製造パラメータを表１に示す。
最終焼鈍後、上記サンプルの比電気抵抗を測定した。測定には、ＤＩＮ ＥＮ ６０４０４－１３：２０１５－０１によるホイートストン測定ブリッジを使用した。
作成したサンプル１～３および参考例１～３の特性を表３に示す。
１．０Ｔ、１０００Ｈｚにおける磁気値Ｐ、および２００Ａ／ｍ、１０００Ｈｚにおける磁気値Ｊを、ＩＥＣ４０４－３に従って６０×６０ｍｍ2のパネルを用いて求めた。このとき、各例において、縦方向の値と横方向の値の平均値を求めた。
特に、非常に良好な磁気分極に加えて、１０００Ｈｚ、磁界強度２００Ａ／ｍにおいて所望の通り小さい磁気再磁化損失Ｐが１．０Ｔ、１０００Ｈｚで起こることが分かった。これは、ほぼ、参考サンプルで得られた結果の大きさ順である。
表４は、分析１～３から製造されたサンプル１．１、２．１、２．２、２．３、３．１、および、参考分析１～３から製造された参考サンプル１．１、１．２、２．１、３．１～３．５の下記の特性を示す。点（ドット）の後の数字は、実施した試験の堅牢性を裏付けるため、光学分析用の１つのサンプルからランダムに複数のサンプルを作成したことを意味する。たとえば、参考材料３から５つのサンプルを作成し、３．１～３．５の番号をつけた。
平板状製品の表面層にＭｎおよびＣｒの元素が多く含まれているという特別な特徴は、試験仕様書ＩＳＯ １１５０５：２０１２－１２に従ってグロー放電分光法により判定した。測定は、サンプルの上側（ＯＳ）と下側（ＵＳ）で実施する。さらに、サンプルの端（Ｒ１／Ｒ２）と中央（Ｍ）の位置で帯域幅を横断して測定した。サンプル深さ０～１２μｍにわたる質量測定曲線を得て、その曲線から、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、およびＳｉに対して、表面（０μｍ）からサンプル深さ０．９５μｍまでの質量密度の積分評価を行った。
Claims (15)
- 重量パーセント、略してｗｔ％で表される以下に示す各成分、
Ｃ：０．００２０～０．００５、
Ｓｉ：２．６～２．９、
Ａｌ：０．５～０．８、
Ｍｎ：１．１～１．３、
Ｃｒ：０．７～１．６、
Ｎ：０．０００１～０．００６０、
Ｓ：０．０００１～０．００３５、
Ｔｉ：０．００１～０．０１０、
Ｐ：０．００４～０．０６０、
任意成分：０．００１～０．１５、ならびに
残部Ｆｅおよび不可避の不純物、
からなる、無方向性金属平板状製品。 - ２８℃での比電気抵抗が、０．６０Ωｍｍ2／ｍ≦ρspec≦０．７０Ωｍｍ2／ｍである、請求項１に記載の平板状製品。
- Ａｂｓ［Ｐ1.0；1000×ｄ／（Ｊ200；1000×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）^２）］＜９、および／または、
Ｐ1.0；400＜１６Ｗ／ｋｇ、および／または、
Ｐ1.0；1000＜７０Ｗ／ｋｇ、および／または、
２００Ａ／ｍ、１０００ＨｚにおけるＪ＞１．０Ｔ
であり、
いずれの場合も、平板状製品厚さが０．１９ｍｍ～０．３１ｍｍであることが好ましい、
請求項１または２に記載の平板状製品。 - １８℃以上２８℃以下の温度、好ましくは２０℃～２４℃の任意の温度において、
２．２≦（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）2×［ρspec］≦５．５
を満たし、
前記式中、
［Ｍｎ］は、Ｍｎ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［Ｃｒ］は、Ｃｒ含有量（ｗｔ％）の無次元値を表し、
［ρspec］は、最終焼鈍後の冷間圧延ストリップの比電気抵抗（Ωｍｍ2／ｍ）の無次元値を表す、
請求項１から３のいずれか一項に記載の平板状製品。 - 表面から深さ０．９５μｍまでの境界領域において、ＡｌおよびＳｉの合計含有量（ｋｇ／ｍ^３）に対する、ＭｎおよびＣｒの合計含有量（ｋｇ／ｍ^３）の比が０．２以上である、請求項１から４のいずれか一項に記載の平板状製品。
- 厚さｄが、ｄ＜０．３５ｍｍ、好ましくは０．１９ｍｍ＜ｄ＜０．３１ｍｍである、請求項１から５のいずれか一項に記載の平板状製品。
- 特に請求項１から６のいずれか一項に記載の合金から、平板状製品を製造するための方法であって、
Ａ）請求項１に記載の元素組成を含む溶融物を溶融するステップと、
Ｂ）前記溶融物を鋳込んで、圧延可能な一次製品、特に、一次ストリップ、スラブ、または薄スラブを形成するステップと、
Ｃ）最終圧延温度８２０℃～８９０℃で前記一次製品を熱間圧延するステップと、
Ｄ）酸洗ステップと、
Ｅ）任意に、熱間圧延ストリップを焼鈍するステップと、
Ｆ）冷間圧延ステップと、
Ｇ）最終焼鈍ステップと、
を含む、方法。 - 前記熱間圧延ステップの開始時に前記一次製品を１２００℃以下の予熱温度まで加熱する、請求項７に記載の方法。
- 前記ステップＣ）または前記ステップＤ）の後に、前記熱間圧延ストリップを巻取温度５００℃～７５０℃で巻き取る、請求項７または８に記載の方法。
- 前記熱間圧延ストリップを焼鈍する前記ステップＥ）を、７００～７９０℃の温度で、好ましくは１２時間～３６時間実施する、請求項７から９のいずれか一項に記載の方法。
- 冷間圧延する前記ステップＦ）を総冷間圧延度７５％～９０％で実施し、好ましくは、前記平板状製品を４パス以下で０．１９ｍｍ～０．３１ｍｍの厚さまで圧延する、請求項７から１０のいずれか一項に記載の方法。
- 前記最終焼鈍ステップを９３０℃～１０７０℃の温度で実施する、請求項７から１１のいずれか一項に記載の方法。
- 請求項７から１２のいずれか一項に記載の方法によって得ることが可能な平板状製品。
- 請求項２から６のいずれか一項に記載の特性を有する、請求項１３に記載の平板状製品。
- 回転電気機械のラメラとしての、請求項１から６のいずれか一項に記載の平板状製品から打ち抜かれた打抜きの使用。
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