JP3224781B2 - 高周波磁気特性に優れるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系合金及びその製造方法 - Google Patents
高周波磁気特性に優れるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、磁気特性に優れ
るFe−Cr−Si系合金、特に、商用周波数よりも高い周波
数において電磁鋼板として用いる場合に良好な磁気特性
を有する、Fe−Cr−Si系合金及びその製造方法に関す
る。
るFe−Cr−Si系合金、特に、商用周波数よりも高い周波
数において電磁鋼板として用いる場合に良好な磁気特性
を有する、Fe−Cr−Si系合金及びその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】Fe−Si合金は、軟質磁気特性に優れる材
料として知られていて、主にSi量が3.5 wt％以下の電磁
鋼板として商用周波数用の各種鉄心を中心に多用されて
いる。しかし、使用周波数が商用周波数よりも高い場合
には、かかるSi量3.5 wt％以下の電磁鋼板では鉄損が大
きくなる不利がある。そのため、このような商用周波数
よりも高い周波域での鉄損特性を改善するためには、更
に電気抵抗の高い材料が求められている。
料として知られていて、主にSi量が3.5 wt％以下の電磁
鋼板として商用周波数用の各種鉄心を中心に多用されて
いる。しかし、使用周波数が商用周波数よりも高い場合
には、かかるSi量3.5 wt％以下の電磁鋼板では鉄損が大
きくなる不利がある。そのため、このような商用周波数
よりも高い周波域での鉄損特性を改善するためには、更
に電気抵抗の高い材料が求められている。
【０００３】ここに、鋼中のSi量を増やせば電気抵抗が
増大するから、上記のような高周波域での鉄損を低減す
る上で好都合である。しかし、その一方で、Si量が3.5
wt％を超えると、合金が極めて硬く脆くなり、加工性が
劣ってしまうので圧延による製造、加工が困難となる。
特にSi量が5.0 wt％を超える場合には、冷間加工はもろ
んのこと、温間加工も不可能になってしまう。
増大するから、上記のような高周波域での鉄損を低減す
る上で好都合である。しかし、その一方で、Si量が3.5
wt％を超えると、合金が極めて硬く脆くなり、加工性が
劣ってしまうので圧延による製造、加工が困難となる。
特にSi量が5.0 wt％を超える場合には、冷間加工はもろ
んのこと、温間加工も不可能になってしまう。
【０００４】この高Si鋼の加工性を改良し、6.5 wt％程
度のSiを含有しても工業的に鋼板を製造できる技術とし
ては、特開昭６１−１６６９２３号公報に開示されてい
る低温強圧下の熱間圧延による方法、特開昭６２−２２
７０７８号公報に開示されているSiの拡散浸透処理によ
る方法が代表的である。
度のSiを含有しても工業的に鋼板を製造できる技術とし
ては、特開昭６１−１６６９２３号公報に開示されてい
る低温強圧下の熱間圧延による方法、特開昭６２−２２
７０７８号公報に開示されているSiの拡散浸透処理によ
る方法が代表的である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前者の特開昭
６１−１６６９２３号公報に開示された技術は、合金と
しての脆性を見かけ上改善すべく圧延組織の微妙な調整
が必要とされ、製造過程で厳密な制御を行うことから、
工業的に安定して生産するのは困難と推定される。一
方、後者の特開昭６２−２２７０７８号公報に開示され
た技術では、特殊な拡散浸透法を用いるため、工業的な
製造を行う場合にはコストにおいて極めて不利と考えら
れる。しかも、良好な高周波磁気特性を得るために更に
電気抵抗を上げるには限界があるものの、Si量をこれら
の方法で増量しても、高々80μΩcmの水準までにとどま
らざるを得ない。特に、通常の工業的な圧延法で製造で
きる3.5 wt％以下のSi量の場合、50μΩcm台までの比抵
抗しか得られなかった。また、これらのFe−Si合金は、
耐食性が劣る点も鉄心などの用途においては問題とされ
る。
６１−１６６９２３号公報に開示された技術は、合金と
しての脆性を見かけ上改善すべく圧延組織の微妙な調整
が必要とされ、製造過程で厳密な制御を行うことから、
工業的に安定して生産するのは困難と推定される。一
方、後者の特開昭６２−２２７０７８号公報に開示され
た技術では、特殊な拡散浸透法を用いるため、工業的な
製造を行う場合にはコストにおいて極めて不利と考えら
れる。しかも、良好な高周波磁気特性を得るために更に
電気抵抗を上げるには限界があるものの、Si量をこれら
の方法で増量しても、高々80μΩcmの水準までにとどま
らざるを得ない。特に、通常の工業的な圧延法で製造で
きる3.5 wt％以下のSi量の場合、50μΩcm台までの比抵
抗しか得られなかった。また、これらのFe−Si合金は、
耐食性が劣る点も鉄心などの用途においては問題とされ
る。
【０００６】他方で、Alは磁気特性の観点でSiと同様に
電気抵抗を増大させる効果があり、しかもSi程は加工性
を劣化させない。そこで、Siの一部をAlで置換すること
により、加工性が改善されることが知られている。Alは
Siよりコスト高であり、磁束密度の減少が大きいなどの
弱点があるが、例えばSi：3 wt％、Al：0.7 wt％の組成
の鋼は、Si：3.7 wt％の組成の鋼よりも加工性、冷延性
が良好であり、磁気特性としてもほぼ同等となる。しか
し、Si：3 wt％以上の鋼において、SiとAlとの合計量が
４wt％以上になると、冷間圧延が不能となり、更に、Si
とAlとの合計量が６wt％を超える場合には、温間圧延も
困難になっていた。この場合も結局、工業的には60μΩ
cm未満の比抵抗しか得られていなかった。
電気抵抗を増大させる効果があり、しかもSi程は加工性
を劣化させない。そこで、Siの一部をAlで置換すること
により、加工性が改善されることが知られている。Alは
Siよりコスト高であり、磁束密度の減少が大きいなどの
弱点があるが、例えばSi：3 wt％、Al：0.7 wt％の組成
の鋼は、Si：3.7 wt％の組成の鋼よりも加工性、冷延性
が良好であり、磁気特性としてもほぼ同等となる。しか
し、Si：3 wt％以上の鋼において、SiとAlとの合計量が
４wt％以上になると、冷間圧延が不能となり、更に、Si
とAlとの合計量が６wt％を超える場合には、温間圧延も
困難になっていた。この場合も結局、工業的には60μΩ
cm未満の比抵抗しか得られていなかった。
【０００７】いずれにしても、単なるSiやAlの増加によ
り高周波域での鉄損低減を図るよりも、本質的に加工性
の改善された新成分系合金によって、高周波域にわたる
磁気特性と共に、加工性をも確保し、更に、耐食性と低
廉性を満たすことが望ましい。
り高周波域での鉄損低減を図るよりも、本質的に加工性
の改善された新成分系合金によって、高周波域にわたる
磁気特性と共に、加工性をも確保し、更に、耐食性と低
廉性を満たすことが望ましい。
【０００８】なお、Fe−Si合金の耐食性を改善する手段
として、Crを一定量添加する方法が、特開昭５２−２４
１１７号公報及び特開昭６１−２７２３５２号公報に開
示されている。このように、Crの添加により耐食性を向
上させた合金は知られている。しかし、これらの公報に
開示された合金はいずれも、磁気特性としては従来の合
金と同程度で、格段の改良を加えたものではなかった。
として、Crを一定量添加する方法が、特開昭５２−２４
１１７号公報及び特開昭６１−２７２３５２号公報に開
示されている。このように、Crの添加により耐食性を向
上させた合金は知られている。しかし、これらの公報に
開示された合金はいずれも、磁気特性としては従来の合
金と同程度で、格段の改良を加えたものではなかった。
【０００９】そこで、この発明は、上記の問題点を解決
し、優れた製造時並びに使用時の加工性と共に、高い電
気抵抗と良好な高周波磁気特性を有し、更に耐食性や低
廉性をも兼ね備えたFe−Cr−Si系合金を提案することを
目的としている。このようにして製造時の加工性が改善
されるならば、とりわけ板厚の薄い鋼板とすることが可
能となり、更に高周波磁気特性が改善される。
し、優れた製造時並びに使用時の加工性と共に、高い電
気抵抗と良好な高周波磁気特性を有し、更に耐食性や低
廉性をも兼ね備えたFe−Cr−Si系合金を提案することを
目的としている。このようにして製造時の加工性が改善
されるならば、とりわけ板厚の薄い鋼板とすることが可
能となり、更に高周波磁気特性が改善される。
【００１０】
【課題を解決するための手段】発明者らは上記目的を達
成すべく鋭意研究を行った結果、次のような新規知見を
得た。まず、加工性（ほぼ靱性によって評価することが
できる。）の確保については、Fe−Si合金やFe−Si−Al
合金の靱性向上のためには意外にもCrを共存させること
が効果があることを見いだした。すなわち、これまでは
Crを添加するほど靱性は劣化すると考えられてきたが、
Siが3 wt％以上かつ、Alが1 wt％以上の含有量であって
も、Ｃ＋Ｎの含有量を十分に低減した上で、一定量以上
のCrを含有させることにより、むしろ高い靱性が得られ
ることを見いだした。しかも、更にSi量及びAl量が低い
Fe−Cr−Si系合金（Fe−Cr−Si合金の他、Fe−Cr−Si−
Al合金も含む。以下同じ。）であって、比抵抗が60μΩ
cm以上となる成分系においても、Ｃ＋Ｎの含有量を十分
に低減すれば、同等の比抵抗をもつFe−Si合金やFe−Si
−Al合金よりも加工性が大幅に向上することを見いだし
たのである。
成すべく鋭意研究を行った結果、次のような新規知見を
得た。まず、加工性（ほぼ靱性によって評価することが
できる。）の確保については、Fe−Si合金やFe−Si−Al
合金の靱性向上のためには意外にもCrを共存させること
が効果があることを見いだした。すなわち、これまでは
Crを添加するほど靱性は劣化すると考えられてきたが、
Siが3 wt％以上かつ、Alが1 wt％以上の含有量であって
も、Ｃ＋Ｎの含有量を十分に低減した上で、一定量以上
のCrを含有させることにより、むしろ高い靱性が得られ
ることを見いだした。しかも、更にSi量及びAl量が低い
Fe−Cr−Si系合金（Fe−Cr−Si合金の他、Fe−Cr−Si−
Al合金も含む。以下同じ。）であって、比抵抗が60μΩ
cm以上となる成分系においても、Ｃ＋Ｎの含有量を十分
に低減すれば、同等の比抵抗をもつFe−Si合金やFe−Si
−Al合金よりも加工性が大幅に向上することを見いだし
たのである。
【００１１】また、磁気特性については、Cr、Si及びAl
を同時に含有させることにより、電気抵抗の増大に相乗
的な効果が現れることを見いだした。その結果、特に高
周波域での鉄損を、SiやAlのみを含有するFe−Si合金、
Fe−Al合金、更にはFe−Si−Al合金に比べて格段に低減
することができるに至った。しかも、このようにCrを添
加すれば、このCrの効果によって耐食性は従来のFe−Si
系に比べて確実に向上する。
を同時に含有させることにより、電気抵抗の増大に相乗
的な効果が現れることを見いだした。その結果、特に高
周波域での鉄損を、SiやAlのみを含有するFe−Si合金、
Fe−Al合金、更にはFe−Si−Al合金に比べて格段に低減
することができるに至った。しかも、このようにCrを添
加すれば、このCrの効果によって耐食性は従来のFe−Si
系に比べて確実に向上する。
【００１２】この発明は上記の知見に立脚するものであ
り、その要旨構成は次のとおりである。Cr：1.5 wt％以
上20wt％以下及びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含有
し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下、
Si：2.5 wt％以上10wt％以下及びAl：5 wt％以下を含有
し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及
びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含み、Mn及びＰから選
ばれる１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含有し、か
つ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減し、残部
は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60μΩcm以
上であることを特徴とする高周波磁気特性に優れるFe−
Cr−Si系合金。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下、Si：2.5
wt％以上10wt％以下及びAl：5 wt％以下を含み、Mn及び
Ｐから選ばれる１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含
有し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。この発明の高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金においては、板厚が0.01〜0.4 mm
であることは、より好ましい。Cr：1.5 wt％以上20wt％
以下及びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ
及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si
系合金素材を圧延するに際し、熱間圧延によって板厚3
mm以下とし、次いで熱延板を焼鈍することなく冷間又は
温間で圧延することを特徴とする高周波磁気特性に優れ
るFe−Cr−Si系合金の製造方法。Cr：1.5 wt％以上20wt
％以下及びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含み、かつ、
Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−
Si系合金素材を圧延するに際し、熱間圧延後の冷間圧延
又は温間圧延を、途中焼鈍を施すことなしに実施するこ
とを特徴とする高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合
金の製造方法。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.
5 wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ及びＮを合計量
で100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si系合金素材を圧
延するに際し、熱間圧延によって板厚3 mm以下とし、次
いで熱延板を焼鈍することなく冷間圧延又は温間圧延に
供し、この冷間又は温間圧延を、途中焼鈍を施すことな
しに実施することを特徴とする高周波磁気特性に優れる
Fe−Cr−Si系合金の製造方法。この発明の高周波磁気特
性に優れるFe−Cr−Si系合金の製造方法においては、Fe
−Cr−Si系合金素材がAlを5 wt％以下含有するものであ
ること、Fe−Cr−Si系合金素材にMn及びＰから選ばれる
１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含有するものを用
いることもできる。
り、その要旨構成は次のとおりである。Cr：1.5 wt％以
上20wt％以下及びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含有
し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下、
Si：2.5 wt％以上10wt％以下及びAl：5 wt％以下を含有
し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及
びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含み、Mn及びＰから選
ばれる１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含有し、か
つ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減し、残部
は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60μΩcm以
上であることを特徴とする高周波磁気特性に優れるFe−
Cr−Si系合金。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下、Si：2.5
wt％以上10wt％以下及びAl：5 wt％以下を含み、Mn及び
Ｐから選ばれる１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含
有し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。この発明の高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金においては、板厚が0.01〜0.4 mm
であることは、より好ましい。Cr：1.5 wt％以上20wt％
以下及びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ
及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si
系合金素材を圧延するに際し、熱間圧延によって板厚3
mm以下とし、次いで熱延板を焼鈍することなく冷間又は
温間で圧延することを特徴とする高周波磁気特性に優れ
るFe−Cr−Si系合金の製造方法。Cr：1.5 wt％以上20wt
％以下及びSi：2.5 wt％以上10wt％以下を含み、かつ、
Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−
Si系合金素材を圧延するに際し、熱間圧延後の冷間圧延
又は温間圧延を、途中焼鈍を施すことなしに実施するこ
とを特徴とする高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合
金の製造方法。Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.
5 wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ及びＮを合計量
で100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si系合金素材を圧
延するに際し、熱間圧延によって板厚3 mm以下とし、次
いで熱延板を焼鈍することなく冷間圧延又は温間圧延に
供し、この冷間又は温間圧延を、途中焼鈍を施すことな
しに実施することを特徴とする高周波磁気特性に優れる
Fe−Cr−Si系合金の製造方法。この発明の高周波磁気特
性に優れるFe−Cr−Si系合金の製造方法においては、Fe
−Cr−Si系合金素材がAlを5 wt％以下含有するものであ
ること、Fe−Cr−Si系合金素材にMn及びＰから選ばれる
１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含有するものを用
いることもできる。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、この発明を成就するに至っ
た実験結果について説明する。純度99.99 ％以上のFe、
Cr、Si、Alを原料とし、高真空（1 ×10-4Torr）の小型
溶解炉にて、高純度Fe−（0 〜12）wt％Cr−4.5 wt％Si
−2 wt％Al合金を、Cr量がそれぞれ0 wt％、2 wt％、4
wt％及び12wt％になる成分組成として、10kgずつ溶製し
た。得られた合金の不純物含有量は、Ｃ：5 〜8 wtppm
、Ｐ：3 〜5 wtppm 、Ｓ：2 〜3 wtppm 、Ｎ：12〜18w
tppm 、Ｏ：11〜15wtppm 、Ｃ＋Ｎ：18〜22wtppm であ
った。これらの鋼塊を、厚さ60mmに切り出し、1100℃に
加熱して板厚3.2 mmに圧延した。この鋼板から、板厚2.
5 mm、幅10mm、長さ55mm、切り欠き2 mmＶノッチのシャ
ルピー試験片を圧延方向と平行に採取し、各温度で衝撃
値を測定して、脆性破面率が50％になる温度、すなわち
延性−脆性遷移温度を靱性の指標として求めた。Cr量の
異なる各組成（Fe−Ｘwt％Cr−4.5 wt％Si−２wt％Al）
に対する遷移温度の関係は表１のとおりであった。
た実験結果について説明する。純度99.99 ％以上のFe、
Cr、Si、Alを原料とし、高真空（1 ×10-4Torr）の小型
溶解炉にて、高純度Fe−（0 〜12）wt％Cr−4.5 wt％Si
−2 wt％Al合金を、Cr量がそれぞれ0 wt％、2 wt％、4
wt％及び12wt％になる成分組成として、10kgずつ溶製し
た。得られた合金の不純物含有量は、Ｃ：5 〜8 wtppm
、Ｐ：3 〜5 wtppm 、Ｓ：2 〜3 wtppm 、Ｎ：12〜18w
tppm 、Ｏ：11〜15wtppm 、Ｃ＋Ｎ：18〜22wtppm であ
った。これらの鋼塊を、厚さ60mmに切り出し、1100℃に
加熱して板厚3.2 mmに圧延した。この鋼板から、板厚2.
5 mm、幅10mm、長さ55mm、切り欠き2 mmＶノッチのシャ
ルピー試験片を圧延方向と平行に採取し、各温度で衝撃
値を測定して、脆性破面率が50％になる温度、すなわち
延性−脆性遷移温度を靱性の指標として求めた。Cr量の
異なる各組成（Fe−Ｘwt％Cr−4.5 wt％Si−２wt％Al）
に対する遷移温度の関係は表１のとおりであった。
【００１４】
【表１】
【００１５】予想外にも、Cr量の増加とともに遷移温度
が低下、すなわち、靱性が向上することがわかり、更
に、その効果はCr量2 wt％以上で現れること、また、Cr
を20wt％を超えて増量しても効果が飽和することが明ら
かになった。遷移温度が200 ℃以下であれば、300 ℃程
度の通常の温間圧延を行うことが可能となる。また、遷
移温度が100 ℃以下であれば、素材を最初に200 ℃以下
に加熱して、あとは通常の冷間圧延と同様に冷間圧延工
程に供して製造することが可能で、工業的に更に有利に
なる。次に、Fe−4 wt％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Alの組
成につき、Ｃ及びＮを調節するためにFe−5 wt％Ｃ母合
金及び窒化鉄を添加した以外は前記と同様の方法で、Ｃ
＋Ｎ含有量の異なる合金を作り、同様にシャルピー試験
を行い、表２の結果を得た。
が低下、すなわち、靱性が向上することがわかり、更
に、その効果はCr量2 wt％以上で現れること、また、Cr
を20wt％を超えて増量しても効果が飽和することが明ら
かになった。遷移温度が200 ℃以下であれば、300 ℃程
度の通常の温間圧延を行うことが可能となる。また、遷
移温度が100 ℃以下であれば、素材を最初に200 ℃以下
に加熱して、あとは通常の冷間圧延と同様に冷間圧延工
程に供して製造することが可能で、工業的に更に有利に
なる。次に、Fe−4 wt％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Alの組
成につき、Ｃ及びＮを調節するためにFe−5 wt％Ｃ母合
金及び窒化鉄を添加した以外は前記と同様の方法で、Ｃ
＋Ｎ含有量の異なる合金を作り、同様にシャルピー試験
を行い、表２の結果を得た。
【００１６】
【表２】
【００１７】このように、Ｃ＋Ｎが100wtppm程度以下に
なると靱性が顕著に向上することが明らかとなった。こ
の場合、通常の温間圧延を行うことが可能となる。
なると靱性が顕著に向上することが明らかとなった。こ
の場合、通常の温間圧延を行うことが可能となる。
【００１８】更に、これらの熱延板のうち、Ｃ＋Ｎ量が
19wtppm のFe−4 wt％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金
と、比較材のFe−6 wt％Si（Ｃ＋Ｎは19wtppm ）合金に
ついて、温間圧延で0.2 mm厚の薄板を作り、水素中1200
℃で60min の焼鈍ののち、比抵抗と磁気特性を測定し
た。ここで、Fe−4 wt％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金
は熱延板を300 ℃に加熱して温間圧延したが、Fe−6 wt
％Si合金は極めて脆く通常の温間圧延は不可能であった
ため、特に熱延板の加熱を450 ℃とし、圧延１パスごと
に再加熱して薄板とした。各合金の比抵抗は、Fe−4 wt
％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金が120 μΩcmであり、
Fe−6 wt％Siの81μΩcmを大幅に上回った。また周波数
10kHz 、磁束密度0.1 T における鉄損値を調査した。結
果は、Fe−4％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金が15W/k
g、Fe−6 wt％Si合金が18W/kgであり、前者が格段に優
れていた。
19wtppm のFe−4 wt％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金
と、比較材のFe−6 wt％Si（Ｃ＋Ｎは19wtppm ）合金に
ついて、温間圧延で0.2 mm厚の薄板を作り、水素中1200
℃で60min の焼鈍ののち、比抵抗と磁気特性を測定し
た。ここで、Fe−4 wt％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金
は熱延板を300 ℃に加熱して温間圧延したが、Fe−6 wt
％Si合金は極めて脆く通常の温間圧延は不可能であった
ため、特に熱延板の加熱を450 ℃とし、圧延１パスごと
に再加熱して薄板とした。各合金の比抵抗は、Fe−4 wt
％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金が120 μΩcmであり、
Fe−6 wt％Siの81μΩcmを大幅に上回った。また周波数
10kHz 、磁束密度0.1 T における鉄損値を調査した。結
果は、Fe−4％Cr−4.5 wt％Si−2 wt％Al合金が15W/k
g、Fe−6 wt％Si合金が18W/kgであり、前者が格段に優
れていた。
【００１９】この発明は、上記の実験事実を開発の端緒
として得られたものであり、成分系及び純度の選択が重
要な役割を担う。以下、これらの成分組成範囲について
数値限定した理由について説明する。
として得られたものであり、成分系及び純度の選択が重
要な役割を担う。以下、これらの成分組成範囲について
数値限定した理由について説明する。
【００２０】まず、Crは、Si及びAlとの相乗効果によっ
て電気抵抗を大幅に向上させて高周波域での鉄損を低減
し、更には耐食性を向上させる基本的な合金成分であ
り、しかも、3.5 wt％以上のSi含有量の場合、又は3 wt
％以上のSi含有量かつ1 ％を超えるAl含有量の場合であ
っても温間圧延可能な程度の靱性を得るのに極めて有効
であり、その観点からは2 wt％以上を要する。Si量やAl
量が上記の場合よりも少ないときには、Cr量を更に減じ
ても加工性が確保できるが、Crの加工性向上効果を発揮
させ、かつ、合金の比抵抗を60μΩcm以上とするために
は、1.5 wt％以上のCrが必須である。一方、20wt％を超
えると靱性向上の効果が飽和するとともに、コスト上昇
を招くので、Crの含有量は1.5 wt％以上、20wt％以下、
好ましくは12wt％以上、10wt％以下、より好ましくは、
3 wt％以上、7 wt％以下と規定する。
て電気抵抗を大幅に向上させて高周波域での鉄損を低減
し、更には耐食性を向上させる基本的な合金成分であ
り、しかも、3.5 wt％以上のSi含有量の場合、又は3 wt
％以上のSi含有量かつ1 ％を超えるAl含有量の場合であ
っても温間圧延可能な程度の靱性を得るのに極めて有効
であり、その観点からは2 wt％以上を要する。Si量やAl
量が上記の場合よりも少ないときには、Cr量を更に減じ
ても加工性が確保できるが、Crの加工性向上効果を発揮
させ、かつ、合金の比抵抗を60μΩcm以上とするために
は、1.5 wt％以上のCrが必須である。一方、20wt％を超
えると靱性向上の効果が飽和するとともに、コスト上昇
を招くので、Crの含有量は1.5 wt％以上、20wt％以下、
好ましくは12wt％以上、10wt％以下、より好ましくは、
3 wt％以上、7 wt％以下と規定する。
【００２１】Siは、Crとの相乗効果によって電気抵抗を
大幅に上昇させ、高周波域での鉄損を低減するのに有効
な成分である。Si量が2.5 wt％未満ではCrやAlを併用し
ても磁束密度をあまり犠牲にせずに60μΩcm以上の比抵
抗を得るには至らない。一方、10wt％を超えるとCrを含
有させても温間圧延可能なまでの靱性が確保できないの
で、Siの含有量は2.5 wt％以上、10wt％以下、好ましく
は3 wt％以上、7 wt％以下、より好ましくは3.5 wt％以
上、5 wt％以下と規定する。
大幅に上昇させ、高周波域での鉄損を低減するのに有効
な成分である。Si量が2.5 wt％未満ではCrやAlを併用し
ても磁束密度をあまり犠牲にせずに60μΩcm以上の比抵
抗を得るには至らない。一方、10wt％を超えるとCrを含
有させても温間圧延可能なまでの靱性が確保できないの
で、Siの含有量は2.5 wt％以上、10wt％以下、好ましく
は3 wt％以上、7 wt％以下、より好ましくは3.5 wt％以
上、5 wt％以下と規定する。
【００２２】Alは、Siと同様、Crとの相乗効果によって
電気抵抗を大幅に向上させ、高周波域での鉄損を低減す
るのに有効な成分であるので、この発明では必要に応じ
てAlを含有させることができる。しかし、Al量が5 wt％
を超えるとコスト上昇を招く上に、この発明のようにSi
量が2.5 wt％以上含有されている場合にCrを含有させて
も温間圧延可能なまでの靱性が確保できないので、Alの
含有量は5 wt％以下とする。Alの下限は特に限定する必
要がないが、脱酸や結晶粒成長性の改善のために0.005
〜0.3 wt％程度を含有させることがある。更に、Alを積
極的に電気抵抗の増大のために活用するときには、この
発明のようにSiが2.5 wt％以上含有されている合金では
Alが0.5 wt％未満では電気抵抗を更に上昇させるに十分
な効果が得られない。したがって、この好ましくはAlの
含有量は0.005 wt％以上、5 wt％以下、より好ましくは
0.5 wt％以上、3 wt％以下と規定する。
電気抵抗を大幅に向上させ、高周波域での鉄損を低減す
るのに有効な成分であるので、この発明では必要に応じ
てAlを含有させることができる。しかし、Al量が5 wt％
を超えるとコスト上昇を招く上に、この発明のようにSi
量が2.5 wt％以上含有されている場合にCrを含有させて
も温間圧延可能なまでの靱性が確保できないので、Alの
含有量は5 wt％以下とする。Alの下限は特に限定する必
要がないが、脱酸や結晶粒成長性の改善のために0.005
〜0.3 wt％程度を含有させることがある。更に、Alを積
極的に電気抵抗の増大のために活用するときには、この
発明のようにSiが2.5 wt％以上含有されている合金では
Alが0.5 wt％未満では電気抵抗を更に上昇させるに十分
な効果が得られない。したがって、この好ましくはAlの
含有量は0.005 wt％以上、5 wt％以下、より好ましくは
0.5 wt％以上、3 wt％以下と規定する。
【００２３】Ｃ及びＮは、Fe−Cr−Si系合金の靱性を劣
化させるためにできる限り低減するのが好ましく、その
許容量はこの発明のCr量、Si量及びAl量の場合には、高
靱性を確保するために合計量で100 wtppm 以下に抑える
必要がある。好ましくは60wtppm 以下、より好ましくは
30wtppm 以下である。なお、Ｃ又はＮの各々は、Ｃが30
wtppm 以下、Ｎが80wtppm 以下が良く、より好ましくは
Ｃが10wtppm 以下、Ｎが20wtppm 以下が良い。また、
Ｃ、Ｎ以外の不純物量は特に限定されないが、Ｓ：20wt
ppm 以下、好ましくは10wtppm 以下、より好ましくは5
wtppm 以下がよい。Ｏ：50wtppm 以下、好ましくは30wt
ppm 以下、より好ましくは15wtppm 以下が良い。又は、
不純物Ｃ＋Ｓ＋Ｎ＋Ｏの合計量で120 wtppm 以下が好ま
しく、より好ましくは50wtppm 以下が良い。
化させるためにできる限り低減するのが好ましく、その
許容量はこの発明のCr量、Si量及びAl量の場合には、高
靱性を確保するために合計量で100 wtppm 以下に抑える
必要がある。好ましくは60wtppm 以下、より好ましくは
30wtppm 以下である。なお、Ｃ又はＮの各々は、Ｃが30
wtppm 以下、Ｎが80wtppm 以下が良く、より好ましくは
Ｃが10wtppm 以下、Ｎが20wtppm 以下が良い。また、
Ｃ、Ｎ以外の不純物量は特に限定されないが、Ｓ：20wt
ppm 以下、好ましくは10wtppm 以下、より好ましくは5
wtppm 以下がよい。Ｏ：50wtppm 以下、好ましくは30wt
ppm 以下、より好ましくは15wtppm 以下が良い。又は、
不純物Ｃ＋Ｓ＋Ｎ＋Ｏの合計量で120 wtppm 以下が好ま
しく、より好ましくは50wtppm 以下が良い。
【００２４】Mn及びＰは、Fe−Cr−Si系合金に更に添加
することにより、一層の電気抵抗の上昇を与えることが
知られている。これらの成分の添加により、この発明の
趣旨が損なわれることなく、更なる鉄損の低減が達成で
きる。そこで、この発明では、Mn、Ｐの中から選ばれる
１種又は２種を含有させることができる。とはいえ、こ
れらの成分を大量に添加するとコスト上昇を招くので、
それぞれの添加量は1wt％を上限とする。より好ましく
は0.5 wt％以下が良い。
することにより、一層の電気抵抗の上昇を与えることが
知られている。これらの成分の添加により、この発明の
趣旨が損なわれることなく、更なる鉄損の低減が達成で
きる。そこで、この発明では、Mn、Ｐの中から選ばれる
１種又は２種を含有させることができる。とはいえ、こ
れらの成分を大量に添加するとコスト上昇を招くので、
それぞれの添加量は1wt％を上限とする。より好ましく
は0.5 wt％以下が良い。
【００２５】ところで、この発明において、磁気特性、
耐食性、加工性などを更に向上させる目的で、従来知ら
れている合金成分を追加添加することは、この発明の効
果を損なうものではなく、それらの成分を含有させるこ
とも可能である。それらの成分の代表例を以下に列記す
る。5wt％以下のNiは、耐食性改善成分であるととも
に、延性−脆性遷移温度を下げ、加工性を向上させるほ
か、結晶粒を微細にさせ易いため、渦電流損を抑制し、
高周波鉄損の低減にも効果がある。1 wt％以下のCuにも
Niと同様の効果がある。5 wt％以下のMoやＷは耐食性を
改善する。1 wt％以下のLa、ＶやNb、0.1 wt％以下のT
i、ＹやZr、0.1 wt％以下のＢは、靱性を高めて加工性
を向上させる効果がある。5 wt％以下のCoは、磁束密度
を向上させ、ひいては鉄損低減に効果がある。0.1 wt％
以下のSbやSnは、集合組織を改善し、ひいては鉄損低減
に効果がある。
耐食性、加工性などを更に向上させる目的で、従来知ら
れている合金成分を追加添加することは、この発明の効
果を損なうものではなく、それらの成分を含有させるこ
とも可能である。それらの成分の代表例を以下に列記す
る。5wt％以下のNiは、耐食性改善成分であるととも
に、延性−脆性遷移温度を下げ、加工性を向上させるほ
か、結晶粒を微細にさせ易いため、渦電流損を抑制し、
高周波鉄損の低減にも効果がある。1 wt％以下のCuにも
Niと同様の効果がある。5 wt％以下のMoやＷは耐食性を
改善する。1 wt％以下のLa、ＶやNb、0.1 wt％以下のT
i、ＹやZr、0.1 wt％以下のＢは、靱性を高めて加工性
を向上させる効果がある。5 wt％以下のCoは、磁束密度
を向上させ、ひいては鉄損低減に効果がある。0.1 wt％
以下のSbやSnは、集合組織を改善し、ひいては鉄損低減
に効果がある。
【００２６】この発明の磁気材料に優れる高加工性Fe−
Cr−Si系合金薄板を製造するには、原料として純度99.9
wt％以上の高純度の電解鉄、電解クロム、金属Si、金属
Alを用いることが好ましい。Mn、Ｐを添加する場合に
は、これらも高純度原料を用いる。あるいは、転炉法で
製造する場合には、所定の純度にまで十分に精錬し、か
つ、後工程での汚染を受けないように注意が必要であ
る。溶製に際しては、転炉法の他、例えば、高真空（10
-3Torr以下の圧力）の真空溶解炉を用いることができ
る。
Cr−Si系合金薄板を製造するには、原料として純度99.9
wt％以上の高純度の電解鉄、電解クロム、金属Si、金属
Alを用いることが好ましい。Mn、Ｐを添加する場合に
は、これらも高純度原料を用いる。あるいは、転炉法で
製造する場合には、所定の純度にまで十分に精錬し、か
つ、後工程での汚染を受けないように注意が必要であ
る。溶製に際しては、転炉法の他、例えば、高真空（10
-3Torr以下の圧力）の真空溶解炉を用いることができ
る。
【００２７】その後の熱間圧延は、極力薄くまで圧延す
ることによって、次工程の冷間圧延ないしは温間圧延に
おける加工性、すなわち圧延性を良好にすることができ
る。これは、この発明のFe−Cr−Si系合金組成の場合に
は、熱延板の表面部分の方が中心部分よりも靱性が高
く、加工性が優れているとの新知見に基づくものであ
る。そのための熱延板の厚みは3 mm以下、好ましくは2.
5 mm以下、より好ましくは1.5 mm以下とする。
ることによって、次工程の冷間圧延ないしは温間圧延に
おける加工性、すなわち圧延性を良好にすることができ
る。これは、この発明のFe−Cr−Si系合金組成の場合に
は、熱延板の表面部分の方が中心部分よりも靱性が高
く、加工性が優れているとの新知見に基づくものであ
る。そのための熱延板の厚みは3 mm以下、好ましくは2.
5 mm以下、より好ましくは1.5 mm以下とする。
【００２８】熱延板の靱性が改善されているため、更に
温間や冷間で圧延して0.4 mm以下の厚みの薄板とするこ
とができる。一般に、板厚を減じると、とりわけ高周波
において渦電流損が有利に抑制され、低鉄損になること
は周知である。しかし、これまでは高電気抵抗の材料は
圧延性が悪く、通常の圧延法によっては0.5 mm程度まで
しか減厚されていなかった。また、単に厚みを減じても
ヒステリシス損失のために、十分な鉄損低減ができない
とされてきた。この点、この発明では、成分系と純度を
選ぶことにより、減厚した場合の高周波鉄損特性の効果
を促進し得ることを見いだしたのである。かかる減厚の
効果を得るためには、板厚を0.4 mm以下とすることが有
効である。ただし、0.01mmよりも薄くするには、コスト
上、工業的に無理があるので、板厚の範囲を0.01〜0.4
mm、好ましくは0.03〜0.35mmと規定する。
温間や冷間で圧延して0.4 mm以下の厚みの薄板とするこ
とができる。一般に、板厚を減じると、とりわけ高周波
において渦電流損が有利に抑制され、低鉄損になること
は周知である。しかし、これまでは高電気抵抗の材料は
圧延性が悪く、通常の圧延法によっては0.5 mm程度まで
しか減厚されていなかった。また、単に厚みを減じても
ヒステリシス損失のために、十分な鉄損低減ができない
とされてきた。この点、この発明では、成分系と純度を
選ぶことにより、減厚した場合の高周波鉄損特性の効果
を促進し得ることを見いだしたのである。かかる減厚の
効果を得るためには、板厚を0.4 mm以下とすることが有
効である。ただし、0.01mmよりも薄くするには、コスト
上、工業的に無理があるので、板厚の範囲を0.01〜0.4
mm、好ましくは0.03〜0.35mmと規定する。
【００２９】このような減厚のための圧延においては、
材料の加工性が優れているため、特に従来のように熱延
板を焼鈍したり、冷間圧延ないし温間圧延の途中で中間
焼鈍したりして圧延性を確保することが必ずしも必要で
なく、熱延板焼鈍や中間焼鈍を省略して作業能率向上、
省エネルギー化、コスト低減を図ることができる。その
後の焼鈍や表面仕上げは、通常の電磁鋼板や電磁ステン
レス鋼板と同様の工程が適用できる。
材料の加工性が優れているため、特に従来のように熱延
板を焼鈍したり、冷間圧延ないし温間圧延の途中で中間
焼鈍したりして圧延性を確保することが必ずしも必要で
なく、熱延板焼鈍や中間焼鈍を省略して作業能率向上、
省エネルギー化、コスト低減を図ることができる。その
後の焼鈍や表面仕上げは、通常の電磁鋼板や電磁ステン
レス鋼板と同様の工程が適用できる。
【００３０】
【実施例】（実施例１）純度99.99 wt％の電解鉄及び電
解クロム及び純度99.999wt％の金属Si、並びに必要に応
じて純度99.99 wt％の金属アルミニウム、純度99.9wt％
の金属マンガン、純度99.5wt％のFe−23wt％Ｐ母合金を
原料とし、高真空（1 ×10-4Torr）の小型溶解炉にて、
表３に示す種々の成分組成になる合金を10kgずつ溶製し
た。ここで、Alを主成分として含まない場合には、脱酸
のために0.01wt％相当（1 g ）のアルミホイルを脱脂し
て添加した。これらの鋳塊を40mm×60mm×100 mmのサイ
ズに切り出し、Ar中で1100℃に加熱して30min 保持した
後、60mmを20mmに減厚する形状に粗圧延し、更に1100℃
に再加熱して15min 保持してから、板厚2.3 mmまでに熱
間圧延した。
解クロム及び純度99.999wt％の金属Si、並びに必要に応
じて純度99.99 wt％の金属アルミニウム、純度99.9wt％
の金属マンガン、純度99.5wt％のFe−23wt％Ｐ母合金を
原料とし、高真空（1 ×10-4Torr）の小型溶解炉にて、
表３に示す種々の成分組成になる合金を10kgずつ溶製し
た。ここで、Alを主成分として含まない場合には、脱酸
のために0.01wt％相当（1 g ）のアルミホイルを脱脂し
て添加した。これらの鋳塊を40mm×60mm×100 mmのサイ
ズに切り出し、Ar中で1100℃に加熱して30min 保持した
後、60mmを20mmに減厚する形状に粗圧延し、更に1100℃
に再加熱して15min 保持してから、板厚2.3 mmまでに熱
間圧延した。
【００３１】
【表３】
【００３２】この鋼板から、板厚1.5 mm、幅10mm、長さ
55mm、切り欠き2 mmＶノッチのシャルピー試験片を圧延
方向と平行に採取し、25℃おきの温度でシャルピー衝撃
値を測定して、脆性破面率が50％になる温度、すなわち
延性−靱性遷移温度を靱性の指標として求めた。
55mm、切り欠き2 mmＶノッチのシャルピー試験片を圧延
方向と平行に採取し、25℃おきの温度でシャルピー衝撃
値を測定して、脆性破面率が50％になる温度、すなわち
延性−靱性遷移温度を靱性の指標として求めた。
【００３３】次に、先の2.3 mm厚の熱延板の表面をショ
ットブラストで手入れをしてから、途中焼鈍なしで0.20
mmまでの冷間圧延を行った。但し、遷移温度が室温を超
える場合には、300 ℃に予熱して温間圧延とした。ま
た、特に遷移温度が200 ℃を超える場合には、加熱温度
を450 ℃とし、パスごとに再加熱する方法で温間圧延と
した。続いて、これらの薄板から、外径30mm、内径20mm
のリング状試験片を切り出し、水素中1000℃で60min の
焼鈍ののち、BHアナライザにより周波数10kHz 、磁束密
度0.1 T 対する鉄損値を測定した。また、同じ薄板から
別途、幅30mm、長さ280 mmの試験片を切り出して上述と
同様に焼鈍し、四端子法によって比抵抗を測定した。表
４に各鋼種の遷移温度と温間圧延の加熱方法、比抵抗及
び鉄損値を示す。また、耐食性はJIS Z2371 に準拠した
塩水噴霧試験を2 時間行い、板表面の錆発生面積率が20
％以下なら「良」、20％を超え80％以下なら「中」、80
％超えなら「劣」と判定した。
ットブラストで手入れをしてから、途中焼鈍なしで0.20
mmまでの冷間圧延を行った。但し、遷移温度が室温を超
える場合には、300 ℃に予熱して温間圧延とした。ま
た、特に遷移温度が200 ℃を超える場合には、加熱温度
を450 ℃とし、パスごとに再加熱する方法で温間圧延と
した。続いて、これらの薄板から、外径30mm、内径20mm
のリング状試験片を切り出し、水素中1000℃で60min の
焼鈍ののち、BHアナライザにより周波数10kHz 、磁束密
度0.1 T 対する鉄損値を測定した。また、同じ薄板から
別途、幅30mm、長さ280 mmの試験片を切り出して上述と
同様に焼鈍し、四端子法によって比抵抗を測定した。表
４に各鋼種の遷移温度と温間圧延の加熱方法、比抵抗及
び鉄損値を示す。また、耐食性はJIS Z2371 に準拠した
塩水噴霧試験を2 時間行い、板表面の錆発生面積率が20
％以下なら「良」、20％を超え80％以下なら「中」、80
％超えなら「劣」と判定した。
【００３４】
【表４】
【００３５】鋼種１は、比較のための従来成分系（３wt
％Si）である。鋼種２は、この発明の範囲よりもCrが不
足した比較例であり、Siの増量により鉄損は低減してい
るが、靱性が鋼種１よりも劣り、耐食性も悪い。鋼種３
はこの発明の組成範囲にあり、高い靱性と、低い鉄損お
よび高い耐食性を併せ持つ。鋼種４はSiが不足した例で
あり、靱性は良好だが鉄損は鋼種１の水準に留まってい
る。鋼種５はSi量が更に多い実施例であるが、Ｃ量及び
Ｎ量を低減する高純度化により高靱性であり、鉄損が極
めて低く良好である。
％Si）である。鋼種２は、この発明の範囲よりもCrが不
足した比較例であり、Siの増量により鉄損は低減してい
るが、靱性が鋼種１よりも劣り、耐食性も悪い。鋼種３
はこの発明の組成範囲にあり、高い靱性と、低い鉄損お
よび高い耐食性を併せ持つ。鋼種４はSiが不足した例で
あり、靱性は良好だが鉄損は鋼種１の水準に留まってい
る。鋼種５はSi量が更に多い実施例であるが、Ｃ量及び
Ｎ量を低減する高純度化により高靱性であり、鉄損が極
めて低く良好である。
【００３６】鋼種６及び７は、この発明において更にA
l、Ｐ、Mnを追加して添加した例であり、いずれも高靱
性かつ低鉄損である。鋼種８及び９は、他の例に比べて
Ｃ＋Ｎ量を増やした例で、鋼種９がこの発明の範囲を超
えて高過ぎ場合であり、鋼種９は靱性が劣化しているほ
か、鉄損もやや上昇している。
l、Ｐ、Mnを追加して添加した例であり、いずれも高靱
性かつ低鉄損である。鋼種８及び９は、他の例に比べて
Ｃ＋Ｎ量を増やした例で、鋼種９がこの発明の範囲を超
えて高過ぎ場合であり、鋼種９は靱性が劣化しているほ
か、鉄損もやや上昇している。
【００３７】鋼種10は、この発明の範囲内で更に純度を
高めた例であり、靱性も鉄損も更に改善し、極めて優秀
な磁性材料となることを示している。鋼種11は、Siを6.
4 wt％まで増量しても、Crをそれに応じて増量し、か
つ、極めて高い純度とすることによって、靱性が確保さ
れた例である。この場合、比抵抗が高く、鉄損が更に低
減されている。鋼種12は、Fe−Siの２元合金の中で最も
低鉄損になるFe−6.5 wt％Siを比較として示している。
この組成では極めて加工性が悪いが、磁気特性は優れて
いる。これに対し、この発明の合金は、加工性が大幅に
優れ、Cr含有により耐食性も良く、しかも鉄損が鋼種12
とほぼ同等にまで低減されている。
高めた例であり、靱性も鉄損も更に改善し、極めて優秀
な磁性材料となることを示している。鋼種11は、Siを6.
4 wt％まで増量しても、Crをそれに応じて増量し、か
つ、極めて高い純度とすることによって、靱性が確保さ
れた例である。この場合、比抵抗が高く、鉄損が更に低
減されている。鋼種12は、Fe−Siの２元合金の中で最も
低鉄損になるFe−6.5 wt％Siを比較として示している。
この組成では極めて加工性が悪いが、磁気特性は優れて
いる。これに対し、この発明の合金は、加工性が大幅に
優れ、Cr含有により耐食性も良く、しかも鉄損が鋼種12
とほぼ同等にまで低減されている。
【００３８】（実施例２）実施例１と同様の工程によっ
て表５に示す種々の成分組成になる合金を溶製した。溶
製後は実施例１と同様の工程によって鋼板を作製し、評
価を行った。ただし、温間圧延については、2.3 mm厚の
熱延板の表面をショットブラストで手入れをしてから、
300 ℃に加熱し、そのまま繰り返し圧下して板厚が0.2
mmになるまで温間圧延を行った。なお、遷移温度が200
℃を超える場合には、加熱温度を450 ℃とし、パスごと
に再加熱する方法で温間圧延とした。熱延板の靱性、薄
板の磁気特性、電気抵抗、、耐食性の評価条件は実施例
１と共通である。評価結果を表６に示す。
て表５に示す種々の成分組成になる合金を溶製した。溶
製後は実施例１と同様の工程によって鋼板を作製し、評
価を行った。ただし、温間圧延については、2.3 mm厚の
熱延板の表面をショットブラストで手入れをしてから、
300 ℃に加熱し、そのまま繰り返し圧下して板厚が0.2
mmになるまで温間圧延を行った。なお、遷移温度が200
℃を超える場合には、加熱温度を450 ℃とし、パスごと
に再加熱する方法で温間圧延とした。熱延板の靱性、薄
板の磁気特性、電気抵抗、、耐食性の評価条件は実施例
１と共通である。評価結果を表６に示す。
【００３９】
【表５】
【００４０】
【表６】
【００４１】鋼種21は、比較のための従来成分系（6.5
wt％Si）である。この組成は極めて脆く、通常の冷間な
いし温間圧延は困難であるが、磁気特性、特に１kHz 以
上の特性が良好である。この発明においては、この6.5
wt％Si鋼よりも加工性が格段に優れること、すなわち延
性−脆性遷移温度が200 ℃以下、好ましくは100 ℃以
下、更に好ましくは70℃以下であること、また、高周波
鉄損が6.5 wt％Si鋼に匹敵するか、それを凌駕するこ
と、すなわち、上記の鉄損測定条件における鉄損値が20
W/kg以下、好ましくは18W/kg以下であることを基本理念
としている。鋼種22は、Crが不足した比較例であり、靱
性が悪く、加工性に問題がある。鋼種23及び24はこの発
明の組成範囲にあり、遷移温度が低く通常の温間圧延が
可能な靱性を有するとともに、鋼種23においては6.5 wt
％Si鋼よりも更に低い鉄損、鋼種24においてもほぼ匹敵
する鉄損である。鋼種25はSi量が、鋼種26はAl量がそれ
ぞれ過剰であり、靱性が劣化している。
wt％Si）である。この組成は極めて脆く、通常の冷間な
いし温間圧延は困難であるが、磁気特性、特に１kHz 以
上の特性が良好である。この発明においては、この6.5
wt％Si鋼よりも加工性が格段に優れること、すなわち延
性−脆性遷移温度が200 ℃以下、好ましくは100 ℃以
下、更に好ましくは70℃以下であること、また、高周波
鉄損が6.5 wt％Si鋼に匹敵するか、それを凌駕するこ
と、すなわち、上記の鉄損測定条件における鉄損値が20
W/kg以下、好ましくは18W/kg以下であることを基本理念
としている。鋼種22は、Crが不足した比較例であり、靱
性が悪く、加工性に問題がある。鋼種23及び24はこの発
明の組成範囲にあり、遷移温度が低く通常の温間圧延が
可能な靱性を有するとともに、鋼種23においては6.5 wt
％Si鋼よりも更に低い鉄損、鋼種24においてもほぼ匹敵
する鉄損である。鋼種25はSi量が、鋼種26はAl量がそれ
ぞれ過剰であり、靱性が劣化している。
【００４２】鋼種27は、この発明において更にＰ、Mnを
追加して添加した例であって、通常の温間圧延が可能で
あり、かつ、低鉄損である。鋼種28及び29は、他の例に
比べてＣ＋Ｎ量を増やした例で、鋼28はこの発明の範囲
内の場合、鋼種29がこの発明の範囲を超えて高過ぎる場
合であり、鋼種29は靱性が劣化しているほか、鉄損も上
昇している。
追加して添加した例であって、通常の温間圧延が可能で
あり、かつ、低鉄損である。鋼種28及び29は、他の例に
比べてＣ＋Ｎ量を増やした例で、鋼28はこの発明の範囲
内の場合、鋼種29がこの発明の範囲を超えて高過ぎる場
合であり、鋼種29は靱性が劣化しているほか、鉄損も上
昇している。
【００４３】鋼種30及び鋼種31は、この発明の範囲内で
更に純度を高めた例であり、靱性も鉄損特性も更に改善
し、極めて優秀な磁性材料となることを示している。鋼
種32は、通常のけい素鋼板に近い3.4 wt％Si鋼の比較例
であり、極めて鉄損が高い。
更に純度を高めた例であり、靱性も鉄損特性も更に改善
し、極めて優秀な磁性材料となることを示している。鋼
種32は、通常のけい素鋼板に近い3.4 wt％Si鋼の比較例
であり、極めて鉄損が高い。
【００４４】（実施例３）この実施例では、製品の板厚
の効果を示す。まず、実施例１と同様の工程によって表
７に示す種々の成分組成になる合金を溶製した。溶製後
は実施例１と同様の工程によって鋼板を作製し、評価を
行った。ただし、温間圧延については、2.3 mm厚の熱延
板の表面をショットブラストで手入れをしてから、300
℃に加熱し、そのまま繰り返し圧下して板厚が0.2 mmに
なるまで温間圧延を行った。薄板の磁気特性、電気抵
抗、、耐食性の評価条件は実施例１と共通である。評価
結果を表８に示す。
の効果を示す。まず、実施例１と同様の工程によって表
７に示す種々の成分組成になる合金を溶製した。溶製後
は実施例１と同様の工程によって鋼板を作製し、評価を
行った。ただし、温間圧延については、2.3 mm厚の熱延
板の表面をショットブラストで手入れをしてから、300
℃に加熱し、そのまま繰り返し圧下して板厚が0.2 mmに
なるまで温間圧延を行った。薄板の磁気特性、電気抵
抗、、耐食性の評価条件は実施例１と共通である。評価
結果を表８に示す。
【００４５】
【表７】
【００４６】
【表８】
【００４７】この発明の成分系（鋼種42及び43）であれ
ば、板厚を0.25mm以下とすれば20W/kg以下の低鉄損とす
ることができるが、従来の3 wt％Si鋼（鋼種41）は、0.
1 mm程度までの減厚が必要である。この発明の成分系に
あっても、20W/kg以下とするには、板厚は0.4 mm以下と
することが必要である。
ば、板厚を0.25mm以下とすれば20W/kg以下の低鉄損とす
ることができるが、従来の3 wt％Si鋼（鋼種41）は、0.
1 mm程度までの減厚が必要である。この発明の成分系に
あっても、20W/kg以下とするには、板厚は0.4 mm以下と
することが必要である。
【００４８】（実施例４）この実施例では、熱延板の板
厚の効果を示す。鋼種は実施例３の鋼種43（4.1wt％Cr
−4Z2 wt％Si−0.9 wt％Al）を用い、実施例１と同様の
工程によって溶製した。得られた鋳塊から40mm×60mm×
100 mmの圧延素材を切り出し、Ar中で1100℃に加熱して
30min 保持したのち、60mmを20mmに減厚する形状に粗圧
延し、更に1100℃に再加熱して15min 保持してから、所
定の板厚までに熱間圧延した。熱延板から、板厚1.0 m
m、幅10mm、長さ55mm、切り欠き2 mmＶノッチのシャル
ピー試験片を圧延方向と平行に採取し、25℃おきの温度
でシャルピー衝撃値を測定して、脆性破面率が50％にな
る温度、すなわち延性−靱性遷移温度を靱性の指標とし
て求めた。
厚の効果を示す。鋼種は実施例３の鋼種43（4.1wt％Cr
−4Z2 wt％Si−0.9 wt％Al）を用い、実施例１と同様の
工程によって溶製した。得られた鋳塊から40mm×60mm×
100 mmの圧延素材を切り出し、Ar中で1100℃に加熱して
30min 保持したのち、60mmを20mmに減厚する形状に粗圧
延し、更に1100℃に再加熱して15min 保持してから、所
定の板厚までに熱間圧延した。熱延板から、板厚1.0 m
m、幅10mm、長さ55mm、切り欠き2 mmＶノッチのシャル
ピー試験片を圧延方向と平行に採取し、25℃おきの温度
でシャルピー衝撃値を測定して、脆性破面率が50％にな
る温度、すなわち延性−靱性遷移温度を靱性の指標とし
て求めた。
【００４９】次に、熱延板の表面をショットブラストで
手入れをしてから、冷間圧延及び温間圧延試験を行っ
た。途中焼鈍は実施せず、1 回の圧下で0.1 〜0.2 mmず
つロール間隙を減ずるように設定し、最終0.20mmまで圧
延した。冷間圧延の場合は熱延板を室温でそのまま圧延
した。温間圧延の場合は、熱延板を150 ℃に予熱してか
ら圧延した。ただし、この場合も途中での再加熱は行わ
なかった。表９に示す結果のとおり、熱延板を薄くする
と靱性が著しく向上し、冷間圧延ないし温間圧延での圧
延性が改善される。この効果は、熱延板厚が3.0 mm以下
で薄くなるほど顕著である。
手入れをしてから、冷間圧延及び温間圧延試験を行っ
た。途中焼鈍は実施せず、1 回の圧下で0.1 〜0.2 mmず
つロール間隙を減ずるように設定し、最終0.20mmまで圧
延した。冷間圧延の場合は熱延板を室温でそのまま圧延
した。温間圧延の場合は、熱延板を150 ℃に予熱してか
ら圧延した。ただし、この場合も途中での再加熱は行わ
なかった。表９に示す結果のとおり、熱延板を薄くする
と靱性が著しく向上し、冷間圧延ないし温間圧延での圧
延性が改善される。この効果は、熱延板厚が3.0 mm以下
で薄くなるほど顕著である。
【００５０】
【表９】
【００５１】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、従来のSi
量6.5 wt％までのFe−Si合金やFe−Al合金に比べて同等
以上の高周波磁気特性を、良好な加工性とともに確保す
ることかできる。しかも、耐食性や製造コスト面からも
有利であり、総合的に極めて優秀な磁性材料を与えるも
のである。
量6.5 wt％までのFe−Si合金やFe−Al合金に比べて同等
以上の高周波磁気特性を、良好な加工性とともに確保す
ることかできる。しかも、耐食性や製造コスト面からも
有利であり、総合的に極めて優秀な磁性材料を与えるも
のである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−228717（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−133042（ＪＰ，Ａ) 特公 平７−11061（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭63−53254（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C21D 8/12 C22C 38/34 H01F 1/16
Claims (10)
- 【請求項１】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.5
wt％以上10wt％以下を含有し、かつ、Ｃ及びＮを合計量
で100 wtppm 以下に低減し、残部は鉄及び不可避的不純
物からなり、比抵抗が60μΩcm以上であることを特徴と
する高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合金。 - 【請求項２】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下、 Si：2.5 wt％以上10wt％以下及びAl：5 wt％以下を含有
し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm 以下に低減
し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、比抵抗が60
μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁気特性に優
れるFe−Cr−Si系合金。 - 【請求項３】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.5
wt％以上10wt％以下を含み、Mn及びＰから選ばれる１種
又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含有し、かつ、Ｃ及び
Ｎを合計量で100 wtppm 以下に低減し、残部は鉄及び不
可避的不純物からなり、比抵抗が60μΩcm以上であるこ
とを特徴とする高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合
金。 - 【請求項４】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下、 Si：2.5 wt％以上10wt％以下及びAl：5 wt％以下を含
み、Mn及びＰから選ばれる１種又は２種をそれぞれ1 wt
％以内で含有し、かつ、Ｃ及びＮを合計量で100 wtppm
以下に低減し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
比抵抗が60μΩcm以上であることを特徴とする高周波磁
気特性に優れるFe−Cr−Si系合金。 - 【請求項５】板厚が0.01〜0.4 mmであることを特徴とす
る請求項１〜４のいずれか１項に記載の高周波磁気特性
に優れるFe−Cr−Si系合金。 - 【請求項６】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.5
wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ及びＮを合計量で
100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si系合金素材を圧延
するに際し、 熱間圧延によって板厚3 mm以下とし、次いで熱延板を焼
鈍することなく冷間又は温間で圧延することを特徴とす
る高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合金の製造方
法。 - 【請求項７】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.5
wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ及びＮを合計量で
100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si系合金素材を圧延
するに際し、 熱間圧延後の冷間圧延又は温間圧延を、途中焼鈍を施す
ことなしに実施することを特徴とする高周波磁気特性に
優れるFe−Cr−Si系合金の製造方法。 - 【請求項８】Cr：1.5 wt％以上20wt％以下及びSi：2.5
wt％以上10wt％以下を含み、かつ、Ｃ及びＮを合計量で
100 wtppm 以下に低減したFe−Cr−Si系合金素材を圧延
するに際し、 熱間圧延によって板厚3 mm以下とし、次いで熱延板を焼
鈍することなく冷間圧延又は温間圧延に供し、この冷間
又は温間圧延を、途中焼鈍を施すことなしに実施するこ
とを特徴とする高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合
金の製造方法。 - 【請求項９】 Fe−Cr−Si系合金素材がAlを5 wt％以下
含有するものである請求項６〜８のいずれか１項に記載
の高周波磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合金の製造方
法。 - 【請求項１０】 Fe−Cr−Si系合金素材がMn及びＰから
選ばれる１種又は２種をそれぞれ1 wt％以内で含有する
ものである請求項６〜９のいずれか１項に記載の高周波
磁気特性に優れるFe−Cr−Si系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21534798A JP3224781B2 (ja) | 1997-11-04 | 1998-07-30 | 高周波磁気特性に優れるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-301828 | 1997-11-04 | ||
| JP30182897 | 1997-11-04 | ||
| JP4480298 | 1998-02-26 | ||
| JP10-85771 | 1998-03-31 | ||
| JP10-44802 | 1998-03-31 | ||
| JP8577198 | 1998-03-31 | ||
| JP21534798A JP3224781B2 (ja) | 1997-11-04 | 1998-07-30 | 高周波磁気特性に優れるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11343544A JPH11343544A (ja) | 1999-12-14 |
| JP3224781B2 true JP3224781B2 (ja) | 2001-11-05 |
Family
ID=27461591
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21534798A Expired - Fee Related JP3224781B2 (ja) | 1997-11-04 | 1998-07-30 | 高周波磁気特性に優れるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3224781B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP4581228B2 (ja) * | 2000-11-14 | 2010-11-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れる積層電磁鋼板 |
| CN100395365C (zh) | 2002-12-24 | 2008-06-18 | 杰富意钢铁株式会社 | Fe-Cr-Si类无方向性电磁钢板及其制造方法 |
| JP4599843B2 (ja) * | 2004-01-19 | 2010-12-15 | 住友金属工業株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2020090156A1 (ja) | 2018-10-31 | 2020-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| EP3904551A4 (en) | 2018-12-27 | 2022-04-06 | JFE Steel Corporation | NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD THEREOF |
| JP7439993B2 (ja) | 2021-12-16 | 2024-02-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1998
- 1998-07-30 JP JP21534798A patent/JP3224781B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11343544A (ja) | 1999-12-14 |
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