JP3017237B2 - Ｆｅ―Ｓｉ―Ａｌ合金軟磁性薄板の製造方法 - Google Patents
Ｆｅ―Ｓｉ―Ａｌ合金軟磁性薄板の製造方法Info
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- JP3017237B2 JP3017237B2 JP2024857A JP2485790A JP3017237B2 JP 3017237 B2 JP3017237 B2 JP 3017237B2 JP 2024857 A JP2024857 A JP 2024857A JP 2485790 A JP2485790 A JP 2485790A JP 3017237 B2 JP3017237 B2 JP 3017237B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は,Fe中に0.1〜4.5％のSiおよび２〜19％のAl
を含有する磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性薄板
の工業的製造法に関するものである。
を含有する磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性薄板
の工業的製造法に関するものである。
Fe−Si−Al系合金が優れた磁気特性を示すことが知ら
れている。例えばFe−9.5％Si−4.5％Alを中心組成とす
るいわゆるセンダスト合金は磁気特性が非常に良好であ
る。また杉原によればFe−３％Si−９％Alを中心とした
組成付近にも磁気特性の優れた領域が存在することが明
らかにされている（例えば特公昭36−20559号公報）。
しかしこれらのFe−Si−Al合金は製造上の困難さのため
に大規模に実用化されるに至っていないのが実状であ
る。すなわち,Fe−Si−Al合金は非常に硬く脆いので冷
間圧延がほとんど不可能な上，その組成によっては熱間
圧延も非常に困難である。したがって薄板への加工がで
きず，優れた磁気特性にもかかわらず広く工業的に利用
されるに至っていない。
れている。例えばFe−9.5％Si−4.5％Alを中心組成とす
るいわゆるセンダスト合金は磁気特性が非常に良好であ
る。また杉原によればFe−３％Si−９％Alを中心とした
組成付近にも磁気特性の優れた領域が存在することが明
らかにされている（例えば特公昭36−20559号公報）。
しかしこれらのFe−Si−Al合金は製造上の困難さのため
に大規模に実用化されるに至っていないのが実状であ
る。すなわち,Fe−Si−Al合金は非常に硬く脆いので冷
間圧延がほとんど不可能な上，その組成によっては熱間
圧延も非常に困難である。したがって薄板への加工がで
きず，優れた磁気特性にもかかわらず広く工業的に利用
されるに至っていない。
従来，かような加工性の悪さを解決する手段として，
液体急冷法により直接極薄のFe−Si−Al合金を得る方法
（例えば特開昭60−70161号公報）や,Fe−Si−Al合金に
微量のGa,In,Tl等を添加して加工性を改善する方法（例
えば特開昭59−35981号公報）が提案されているが，前
者の方法では形状性の優れた板製品を得ることが困難で
あり，また特殊な製造装置を用いる必要があるので大量
生産が困難で且つ必然的にコストが高くなるという問題
があった。また，後者の微量元素を添加する方法でもい
ぜんとして工業的レベルでの製造は困難であった。
液体急冷法により直接極薄のFe−Si−Al合金を得る方法
（例えば特開昭60−70161号公報）や,Fe−Si−Al合金に
微量のGa,In,Tl等を添加して加工性を改善する方法（例
えば特開昭59−35981号公報）が提案されているが，前
者の方法では形状性の優れた板製品を得ることが困難で
あり，また特殊な製造装置を用いる必要があるので大量
生産が困難で且つ必然的にコストが高くなるという問題
があった。また，後者の微量元素を添加する方法でもい
ぜんとして工業的レベルでの製造は困難であった。
本発明の目的とするところは，難加工材であるFe−Si
−Al合金軟磁性薄板をクラッド圧延にて製造したSi含有
鋼−Al板の積層圧接板を拡散焼鈍することにより，大量
にしかも安価なコストで製造することにある。さらに本
製造法において，鋼層とAl層との界面付近にクラックの
発生がなく，またボイドの生成の少ない良品質のFe−Si
−Al合金薄板を製造することを目的としている。
−Al合金軟磁性薄板をクラッド圧延にて製造したSi含有
鋼−Al板の積層圧接板を拡散焼鈍することにより，大量
にしかも安価なコストで製造することにある。さらに本
製造法において，鋼層とAl層との界面付近にクラックの
発生がなく，またボイドの生成の少ない良品質のFe−Si
−Al合金薄板を製造することを目的としている。
なお，本発明は鋼板のSi含有量を0.1〜4.5％に限定し
ており，いわゆるセンダスト合金（Fe−9.5％Si−4.5％
Al）ではなく,Fe−３％Si−９％Alを中心組成とする磁
気特性に優れたFe−Si−Al合金軟磁性薄板の製造を目的
としたものである。
ており，いわゆるセンダスト合金（Fe−9.5％Si−4.5％
Al）ではなく,Fe−３％Si−９％Alを中心組成とする磁
気特性に優れたFe−Si−Al合金軟磁性薄板の製造を目的
としたものである。
本発明は，前記のような問題を解決することを目的と
したもので,Fe（Si含有鋼）−Alのクラッド板を素材と
してこれを拡散焼鈍する処法によって良品質のFe−Si−
Al系合金薄板を生産性よく製造しようとするものであ
る。本発明者らはこの目的において種々の試験研究を重
ねてきたが，かような処法による場合には，拡散焼鈍時
に鋼層とAl層の界面付近にボイドやクラックが生成しや
すく，良品質のFe−Si−Al合金軟磁性薄板を得ることに
多くの困難を伴った。したがって本発明は，特にこの問
題の解決を図ることを本旨とするものである。なお，本
発明では，いわゆるセンダスト合金（Fe−9.5％Si−4.5
％Al）の高Si組成までを意図するのではなく,Si≒３％
付近,Al≒９％付近を中心組成とする磁気特性の優れたF
e−Si−Al合金軟磁性薄板の工業的製造を意図するもの
である。
したもので,Fe（Si含有鋼）−Alのクラッド板を素材と
してこれを拡散焼鈍する処法によって良品質のFe−Si−
Al系合金薄板を生産性よく製造しようとするものであ
る。本発明者らはこの目的において種々の試験研究を重
ねてきたが，かような処法による場合には，拡散焼鈍時
に鋼層とAl層の界面付近にボイドやクラックが生成しや
すく，良品質のFe−Si−Al合金軟磁性薄板を得ることに
多くの困難を伴った。したがって本発明は，特にこの問
題の解決を図ることを本旨とするものである。なお，本
発明では，いわゆるセンダスト合金（Fe−9.5％Si−4.5
％Al）の高Si組成までを意図するのではなく,Si≒３％
付近,Al≒９％付近を中心組成とする磁気特性の優れたF
e−Si−Al合金軟磁性薄板の工業的製造を意図するもの
である。
前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするとこ
ろは，重量％で,C:0.02％以下,N:0.01％以下,S:0.03％
以下,Si:0.1〜4.5％，およびTi,Nb,Zrの１種もしくは２
種以上の合計量:0.8％以下を含有し，且つ下記の（１）
式を満足するようにこれらの元素の含有量が調整され，
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板と，製品薄
板中に２〜19重量％の範囲内で含有させるべきAl量に相
当する厚さをもつAl板とを重ね合わせ， これをロール間に通板して30％以上に圧下して積層圧
接板としたうえ， （１）得られた積層圧接板を600〜1300℃の温度範囲に
おいてAl層が溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施
すか， （２）得られた積層圧接板をさらに圧延し，そのさい，
この圧延の前または途中において250〜550℃の温度範囲
で中間焼鈍を施し，ついで,600〜1300℃の温度範囲にお
いてAl層が溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施す
か，または， （３）得られた積層圧接板を250〜550℃の温度範囲で焼
鈍を施したあと所望の形状に成形加工または打抜き加工
を施し，ついで600〜1300℃の温度範囲においてAl層が
溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施す， ことを特徴とする磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁
性薄板の製造方法を提供するものである。
ろは，重量％で,C:0.02％以下,N:0.01％以下,S:0.03％
以下,Si:0.1〜4.5％，およびTi,Nb,Zrの１種もしくは２
種以上の合計量:0.8％以下を含有し，且つ下記の（１）
式を満足するようにこれらの元素の含有量が調整され，
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板と，製品薄
板中に２〜19重量％の範囲内で含有させるべきAl量に相
当する厚さをもつAl板とを重ね合わせ， これをロール間に通板して30％以上に圧下して積層圧
接板としたうえ， （１）得られた積層圧接板を600〜1300℃の温度範囲に
おいてAl層が溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施
すか， （２）得られた積層圧接板をさらに圧延し，そのさい，
この圧延の前または途中において250〜550℃の温度範囲
で中間焼鈍を施し，ついで,600〜1300℃の温度範囲にお
いてAl層が溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施す
か，または， （３）得られた積層圧接板を250〜550℃の温度範囲で焼
鈍を施したあと所望の形状に成形加工または打抜き加工
を施し，ついで600〜1300℃の温度範囲においてAl層が
溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施す， ことを特徴とする磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁
性薄板の製造方法を提供するものである。
本発明法によれば，後記実施例に示すように極めて磁
気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性材料が通常の鋼板
製造と同様の生産設備を用いて有利に製造できる。
気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性材料が通常の鋼板
製造と同様の生産設備を用いて有利に製造できる。
Si含有鋼板とAl板との積層圧接板（クラッド材料）を
拡散焼鈍したさいにその鋼層とAl層との界面付近に発生
するクラックやボイドは，鋼中に適切な炭窒化物形成元
素を適切な量で含有させるならば抑制できること，そし
てこれによってFe−Al相互拡散が容易となり，ひいては
磁気特性に優れた高品質のFe−Si−Al合金軟磁性薄板が
得られることがわかった。本発明はこの知見に基づいて
なされたものである。
拡散焼鈍したさいにその鋼層とAl層との界面付近に発生
するクラックやボイドは，鋼中に適切な炭窒化物形成元
素を適切な量で含有させるならば抑制できること，そし
てこれによってFe−Al相互拡散が容易となり，ひいては
磁気特性に優れた高品質のFe−Si−Al合金軟磁性薄板が
得られることがわかった。本発明はこの知見に基づいて
なされたものである。
本発明は,Si含有鋼板とAl板とをAl量が全体の２〜19
重量％の範囲となるような厚み比で重ね合わせてロール
間に通板し,30％以上に圧下して積層圧接板を先ず製造
するものであるが，このクラッドの一方の素材である鋼
板の成分を適正に選定することが最終薄板製品の磁気特
性の改善に重要な役割を果している。この鋼中の各成分
の作用は次のとおりである。
重量％の範囲となるような厚み比で重ね合わせてロール
間に通板し,30％以上に圧下して積層圧接板を先ず製造
するものであるが，このクラッドの一方の素材である鋼
板の成分を適正に選定することが最終薄板製品の磁気特
性の改善に重要な役割を果している。この鋼中の各成分
の作用は次のとおりである。
鋼中に固溶するＣは磁気特性を劣化させ且つ圧接板の
拡散焼鈍時におけるFe−Al相互拡散を阻害する。鋼にT
i,Nb,Zrを単独あるいは複合添加してＣを固定すると,Fe
−Al相互拡散を容易ならしめ，また磁気特性を改善でき
ることがわかった。しかし，鋼中のＣが0.02％を超える
とTiC等の析出物が多くなり，かえって磁気特性を劣化
させる。このため鋼中のＣ含有量の上限は0.02％とす
る。
拡散焼鈍時におけるFe−Al相互拡散を阻害する。鋼にT
i,Nb,Zrを単独あるいは複合添加してＣを固定すると,Fe
−Al相互拡散を容易ならしめ，また磁気特性を改善でき
ることがわかった。しかし，鋼中のＣが0.02％を超える
とTiC等の析出物が多くなり，かえって磁気特性を劣化
させる。このため鋼中のＣ含有量の上限は0.02％とす
る。
Fe−Si−Al系合金の合金元素であるSiは本発明ではそ
の主たる含有量を素材鋼板側に予め含有させておくもの
であるが，鋼中へのSiの添加量が0.1％未満ではSiを添
加した効果が認められず，また4.5％を超えて含有する
と素材鋼板の加工性が著しく劣化し，素材鋼板の製造が
著しく困難になるため上限値を4.5％とする。
の主たる含有量を素材鋼板側に予め含有させておくもの
であるが，鋼中へのSiの添加量が0.1％未満ではSiを添
加した効果が認められず，また4.5％を超えて含有する
と素材鋼板の加工性が著しく劣化し，素材鋼板の製造が
著しく困難になるため上限値を4.5％とする。
Ti,NbおよびZrは上述のように鋼板中のＣを固定してF
e−Al相互拡散を容易ならしめ，良好な磁気特性を得る
ために添加されるものであるが,Ti,NbおよびZrの含有量
を， Ti等量＝Ti＋（48/93）Nb＋（48/91）Zr で現した場合に，このTi等量が， （48/12）Ｃ＋（48/14）Ｎ＋（48/32）Ｓ より少ないとＣを固定するに不十分となり，前記の作用
効果が発揮できない。すなわち，前記の（１）式の関係
が満たされることが必要である。しかしTi,Nb,Zrの総量
が0.8％を超えて含有するとかえって磁気特性が劣化す
るようになるので，これらの合計量は0.8％以下にしな
ければならない。ＳおよびＮは，鋼の製錬時に不可避的
に不純物として含有されるものであるが鋼中のTiと結合
してTiS,TiNとして析出し,Cを固定するのに有効なTi量
を減少させる。したがって，できるだけ低くすることが
望ましいが,Sは0.03％まで，またＮは0.01％まで許容さ
れ得る。
e−Al相互拡散を容易ならしめ，良好な磁気特性を得る
ために添加されるものであるが,Ti,NbおよびZrの含有量
を， Ti等量＝Ti＋（48/93）Nb＋（48/91）Zr で現した場合に，このTi等量が， （48/12）Ｃ＋（48/14）Ｎ＋（48/32）Ｓ より少ないとＣを固定するに不十分となり，前記の作用
効果が発揮できない。すなわち，前記の（１）式の関係
が満たされることが必要である。しかしTi,Nb,Zrの総量
が0.8％を超えて含有するとかえって磁気特性が劣化す
るようになるので，これらの合計量は0.8％以下にしな
ければならない。ＳおよびＮは，鋼の製錬時に不可避的
に不純物として含有されるものであるが鋼中のTiと結合
してTiS,TiNとして析出し,Cを固定するのに有効なTi量
を減少させる。したがって，できるだけ低くすることが
望ましいが,Sは0.03％まで，またＮは0.01％まで許容さ
れ得る。
このように成分調整された鋼板に対し，最終製品中の
Al量が２〜19％範囲内の或る目標値となるように厚み比
を調整してAl板を重ね合わせるのであるが,Al量の調整
にさいしてAl量が２％未満ではクラッド圧延時に鋼板の
板厚に対してAlの板厚が小さくなりすぎてクラッド圧延
が困難となるし，また19％を超えた量となっても最終製
品の磁気特性はかえって劣化するので,Al量が２〜19％
範囲内となるように厚み比を調整することが必要であ
る。
Al量が２〜19％範囲内の或る目標値となるように厚み比
を調整してAl板を重ね合わせるのであるが,Al量の調整
にさいしてAl量が２％未満ではクラッド圧延時に鋼板の
板厚に対してAlの板厚が小さくなりすぎてクラッド圧延
が困難となるし，また19％を超えた量となっても最終製
品の磁気特性はかえって劣化するので,Al量が２〜19％
範囲内となるように厚み比を調整することが必要であ
る。
両板を重ね合わせたうえ，これをロール間に通板して
積層圧接板とするのであるが，そのさいの圧下率が30％
未満では両板同士の接合が不十分となり，圧接板を取り
扱う際に両者が剥離したりするので圧下率は30％以上す
る。また，前記（２）および（３）のように，このクラ
ッド板をさらに冷間圧延または成形加工することができ
るが，そのさいに接着面に剥離が発生することがあり，
これを防止するために中間焼鈍を施すのが有利となる。
この中間焼鈍は250℃以上の温度を採用しないと効果が
認められない。しかし,550℃を超えると鋼板とAlとの界
面に金属間化合物が厚く発達して冷間圧延または成形加
工する際に剥離が生じる原因となる。そのため中間焼鈍
は250〜550℃で行なう必要がある。この中間焼鈍の雰囲
気としてはH2ガス，真空中あるいはAr等の不活性ガス中
が好ましい。
積層圧接板とするのであるが，そのさいの圧下率が30％
未満では両板同士の接合が不十分となり，圧接板を取り
扱う際に両者が剥離したりするので圧下率は30％以上す
る。また，前記（２）および（３）のように，このクラ
ッド板をさらに冷間圧延または成形加工することができ
るが，そのさいに接着面に剥離が発生することがあり，
これを防止するために中間焼鈍を施すのが有利となる。
この中間焼鈍は250℃以上の温度を採用しないと効果が
認められない。しかし,550℃を超えると鋼板とAlとの界
面に金属間化合物が厚く発達して冷間圧延または成形加
工する際に剥離が生じる原因となる。そのため中間焼鈍
は250〜550℃で行なう必要がある。この中間焼鈍の雰囲
気としてはH2ガス，真空中あるいはAr等の不活性ガス中
が好ましい。
以上のようにしてクラッド板製造工程を終えたクラッ
ド板もしくは焼鈍クラッド材を次に拡散処理する。この
拡散処理は鋼層とAl層とを相互に拡散させる処理であ
り,600〜1300℃の温度範囲で施す必要がある。下限を60
0℃としたのは,600℃未満ではAlの拡散が十分に進行せ
ず，均一拡散までの時間が長時間になりコスト高となる
し，場合によっては均一拡散に至らないこともあるため
である。また上限を1300℃としたのは,1300℃を超える
と拡散合金層において溶融が生じるためである。なお，
この拡散処理時の加熱速度を速くして,Alの融点以上の
高温まで急速加熱すると約700℃付近でAlが溶融するこ
とがある。Al層が溶融すると，垂れや集積によってAlの
板厚方向での濃度変化を発生する原因となる。従って，
このようなAlの溶融は防止することが必要であり，この
ためにAlの融点以下の温度で加熱して，例えば600〜660
℃の温度範囲に所定時間（例えば１分以上）保持してAl
層を融点の高い合金層にさせてから（予備拡散処理を施
してから），さらに高温に加熱して充分な拡散処理を施
すのがよい。本発明において「Al層が溶融せずに合金化
する条件下で拡散処理を施す」とは，このような内容を
言う。なお，これらの拡散処理はH2ガス，真空中あるい
はAr等の不活性ガス中で行った方が磁気特性上好まし
い。
ド板もしくは焼鈍クラッド材を次に拡散処理する。この
拡散処理は鋼層とAl層とを相互に拡散させる処理であ
り,600〜1300℃の温度範囲で施す必要がある。下限を60
0℃としたのは,600℃未満ではAlの拡散が十分に進行せ
ず，均一拡散までの時間が長時間になりコスト高となる
し，場合によっては均一拡散に至らないこともあるため
である。また上限を1300℃としたのは,1300℃を超える
と拡散合金層において溶融が生じるためである。なお，
この拡散処理時の加熱速度を速くして,Alの融点以上の
高温まで急速加熱すると約700℃付近でAlが溶融するこ
とがある。Al層が溶融すると，垂れや集積によってAlの
板厚方向での濃度変化を発生する原因となる。従って，
このようなAlの溶融は防止することが必要であり，この
ためにAlの融点以下の温度で加熱して，例えば600〜660
℃の温度範囲に所定時間（例えば１分以上）保持してAl
層を融点の高い合金層にさせてから（予備拡散処理を施
してから），さらに高温に加熱して充分な拡散処理を施
すのがよい。本発明において「Al層が溶融せずに合金化
する条件下で拡散処理を施す」とは，このような内容を
言う。なお，これらの拡散処理はH2ガス，真空中あるい
はAr等の不活性ガス中で行った方が磁気特性上好まし
い。
以下に本発明の代表的な実施例を示す。
第１表に示した化学組成（wt.％）の鋼板（板厚:0.47
〜3.0mm）を芯材とし,Al板（JIS合金番号:1050）を皮材
として厚み比を変えながら積層して両面クラッド圧延を
圧下率50％で行った。得られたクラッド材を真空中で30
0℃×10hの中間焼鈍を施した後，第２表に示したような
トータル冷延率で表示の板厚:0.05〜0.30mmまで冷間圧
延した。その後，均一拡散のために660℃×2minの予備
拡散に引き続いて1000℃×8hまたは1200℃×1hの拡散焼
鈍を施し,Al,Si含有量の異なるFe−Si−Al合金薄板を得
た。なお拡散焼鈍の雰囲気はAr雰囲気とした。
〜3.0mm）を芯材とし,Al板（JIS合金番号:1050）を皮材
として厚み比を変えながら積層して両面クラッド圧延を
圧下率50％で行った。得られたクラッド材を真空中で30
0℃×10hの中間焼鈍を施した後，第２表に示したような
トータル冷延率で表示の板厚:0.05〜0.30mmまで冷間圧
延した。その後，均一拡散のために660℃×2minの予備
拡散に引き続いて1000℃×8hまたは1200℃×1hの拡散焼
鈍を施し,Al,Si含有量の異なるFe−Si−Al合金薄板を得
た。なお拡散焼鈍の雰囲気はAr雰囲気とした。
得られたFe−Si−Al合金薄板の磁気特性を第２表に示
した。なお，第２表の備考に示したようにAl含有量が15
％の合金については，拡散処理の冷却過程において550
℃まで徐冷しついで水冷処理した。
した。なお，第２表の備考に示したようにAl含有量が15
％の合金については，拡散処理の冷却過程において550
℃まで徐冷しついで水冷処理した。
第２表の結果に見られるように，均一拡散焼鈍後の磁
気特性は，本発明例ではいずれも良好である。これに対
して,C含有量の高いＥ鋼を使用した比較例Ｅでは磁気特
性に劣り，また,Ti,Nb,Zrを含有しないＤ鋼を使用した
比較例Ｄも磁気特性は著しく劣っている。
気特性は，本発明例ではいずれも良好である。これに対
して,C含有量の高いＥ鋼を使用した比較例Ｅでは磁気特
性に劣り，また,Ti,Nb,Zrを含有しないＤ鋼を使用した
比較例Ｄも磁気特性は著しく劣っている。
本発明例Ａの製品および比較例Ｄの製品の断面写真
（拡散焼鈍後の断面写真）を第１図および第２図に示し
た。第２図の比較例Ｄの製品では当初の鋼層とAl層の界
面付近に剥離が生じていることが認められ，これが磁気
特性を劣化させる原因となっていることが明らかであ
る。これに対して本発明例Ａの製品では拡散焼鈍時にボ
イドやクラックの発生が認められず，これによって良好
な磁気特性のFe−Al合金薄板が製造できたことがわか
る。
（拡散焼鈍後の断面写真）を第１図および第２図に示し
た。第２図の比較例Ｄの製品では当初の鋼層とAl層の界
面付近に剥離が生じていることが認められ，これが磁気
特性を劣化させる原因となっていることが明らかであ
る。これに対して本発明例Ａの製品では拡散焼鈍時にボ
イドやクラックの発生が認められず，これによって良好
な磁気特性のFe−Al合金薄板が製造できたことがわか
る。
〔効果〕 以上のように本発明によれば，拡散焼鈍時に鋼層とAl
層との界面に磁気特性を劣化させるボイドやクラックの
発生を抑制することができるので高品質のFe−Si−Al合
金軟磁性板が得られ，しかもこれまで薄板化が困難であ
ったFe−Si−Al合金薄板の製造が既存の大量生産ライン
を用いることにより容易に且つ安価なコストで行えるの
でFe−Si−Al系軟磁性材料の汎用化に大きく貢献でき
る。
層との界面に磁気特性を劣化させるボイドやクラックの
発生を抑制することができるので高品質のFe−Si−Al合
金軟磁性板が得られ，しかもこれまで薄板化が困難であ
ったFe−Si−Al合金薄板の製造が既存の大量生産ライン
を用いることにより容易に且つ安価なコストで行えるの
でFe−Si−Al系軟磁性材料の汎用化に大きく貢献でき
る。
第１図は本発明製品の薄板断面の金属組織を示す金属顕
微鏡写真（倍率500倍），第２図は比較例製品の薄板断
面の金属組織を示す金属顕微鏡写真（倍率500倍）であ
る。
微鏡写真（倍率500倍），第２図は比較例製品の薄板断
面の金属組織を示す金属顕微鏡写真（倍率500倍）であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 C23C 10/50 H01F 1/16
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で,C:0.02％以下,N:0.01％以下,S:
0.03％以下,Si:0.1〜4.5％以下，およびTi,Nb,Zrの１種
もしくは２種以上の合計量:0.8％以下を含有し，且つ下
記の（１）式を満足するようにこれらの元素の含有量が
調整され，残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板
と，製品薄板中に２〜19重量％の範囲内で含有させるべ
きAl量に相当する厚さをもつAl板と，を重ね合わせ，こ
れをロール間に通板して30％以上に圧下して積層圧接板
とし，得られた積層圧接板を600〜1300℃の温度範囲に
おいてAl層が溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施
すことからなる磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性
薄板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で,C:0.02％以下,N:0.01％以下,S:
0.03％以下,Si:0.1〜4.5％以下，およびTi,Nb,Zrの１種
もしくは２種以上の合計量:0.8％以下を含有し，且つ下
記の（１）式を満足するようにこれらの元素の含有量が
調整され，残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板
と，製品薄板中に２〜19重量％の範囲内で含有させるべ
きAl量に相当する厚さをもつAl板と，を重ね合わせ，こ
れをロール間に通板して30％以上に圧下して積層圧接板
とし，得られた積層圧接板をさらに圧延し，そのさい，
この圧延の前または途中において250〜550℃の温度範囲
で中間焼鈍を施し，ついで600〜1300℃の温度範囲にお
いてAl層が溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施す
ことからなる磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性薄
板の製造方法。 - 【請求項３】重量％で,C:0.02％以下,N:0.01％以下,S:
0.03％以下,Si:0.1〜4.5％以下，およびTi,Nb,Zrの１種
もしくは２種以上の合計量:0.8％以下を含有し，且つ下
記の（１）式を満足するようにこれらの元素の含有量が
調整され，残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板
と，製品薄板中に２〜19重量％の範囲内で含有させるべ
きAl量に相当する厚さをもつAl板と，を重ね合わせ，こ
れをロール間に通板して30％以上に圧下して積層圧接板
とし，得られた積層圧接板を250〜550℃の温度範囲で焼
鈍処理したあと所望の形状に成形加工または打抜き加工
を施し，ついで600〜1300℃の温度範囲においてAl層が
溶融せずに合金化する条件で拡散焼鈍を施すことからな
る磁気特性の優れたFe−Si−Al合金軟磁性薄板加工品の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2024857A JP3017237B2 (ja) | 1990-02-03 | 1990-02-03 | Ｆｅ―Ｓｉ―Ａｌ合金軟磁性薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2024857A JP3017237B2 (ja) | 1990-02-03 | 1990-02-03 | Ｆｅ―Ｓｉ―Ａｌ合金軟磁性薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03229825A JPH03229825A (ja) | 1991-10-11 |
| JP3017237B2 true JP3017237B2 (ja) | 2000-03-06 |
Family
ID=12149890
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2024857A Expired - Lifetime JP3017237B2 (ja) | 1990-02-03 | 1990-02-03 | Ｆｅ―Ｓｉ―Ａｌ合金軟磁性薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3017237B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101543854B1 (ko) | 2013-09-27 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 법랑용 강판 및 그 제조방법 |
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| JP5186989B2 (ja) * | 2008-04-21 | 2013-04-24 | 新日鐵住金株式会社 | コア用軟磁性鋼板及びコア用部材 |
| CN102597288B (zh) * | 2009-10-28 | 2014-09-10 | 新日铁住金株式会社 | Fe系金属板及其制造方法 |
| JP6203473B2 (ja) * | 2011-10-31 | 2017-09-27 | 新日鐵住金株式会社 | 高い｛２００｝面集積度を有するＦｅ系金属板の製造方法 |
-
1990
- 1990-02-03 JP JP2024857A patent/JP3017237B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| KR101543854B1 (ko) | 2013-09-27 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 법랑용 강판 및 그 제조방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03229825A (ja) | 1991-10-11 |
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