JP3281243B2 - 磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ディスプレイ管サ
ポートフレーム用等の電気電子部品に用いられる、軟磁
性ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
ポートフレーム用等の電気電子部品に用いられる、軟磁
性ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】これまでディスプレイ管サポートフレー
ム用等の電気電子部品に用いられる、いわゆる軟磁性ス
テンレス鋼板としては、磁気特性、例えば最大比透磁率
を高めるため、例えば特開昭６２−２３９６２号公報で
はフェライト系ステンレス鋼板にＳｉ，Ａｌを添加する
例がある。しかしながら、Ｓｉ，Ａｌの過度の添加は、
材料の加工性、特に伸びを悪くし、ディスプレイ管サポ
ートフレーム用に曲げ等の加工を行うと割れが発生し問
題となっている。一方、別な手段で磁気特性を高めるた
めには、例えば特開平２−１８２８３４号公報では、フ
ェライト系ステンレス鋼板の最終焼鈍を２段階の温度範
囲で行うことにより、ゴス方位（｛１１０｝〈００
１〉）を強く集積させる集合組織を得、磁気特性を高め
る例がある。しかしながら、２段階の温度範囲で最終焼
鈍を行うことは操業上困難であり、またコストアップに
もなり望ましくない。
ム用等の電気電子部品に用いられる、いわゆる軟磁性ス
テンレス鋼板としては、磁気特性、例えば最大比透磁率
を高めるため、例えば特開昭６２−２３９６２号公報で
はフェライト系ステンレス鋼板にＳｉ，Ａｌを添加する
例がある。しかしながら、Ｓｉ，Ａｌの過度の添加は、
材料の加工性、特に伸びを悪くし、ディスプレイ管サポ
ートフレーム用に曲げ等の加工を行うと割れが発生し問
題となっている。一方、別な手段で磁気特性を高めるた
めには、例えば特開平２−１８２８３４号公報では、フ
ェライト系ステンレス鋼板の最終焼鈍を２段階の温度範
囲で行うことにより、ゴス方位（｛１１０｝〈００
１〉）を強く集積させる集合組織を得、磁気特性を高め
る例がある。しかしながら、２段階の温度範囲で最終焼
鈍を行うことは操業上困難であり、またコストアップに
もなり望ましくない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上のことを
かんがみ、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼
板を提供することを目的とする。
かんがみ、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼
板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下の通りである。 （１）重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６
％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５
％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径：
６０〜３００μｍであり、最大比透磁率≧４０００であ
ることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼板。
ろは以下の通りである。 （１）重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６
％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５
％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径：
６０〜３００μｍであり、最大比透磁率≧４０００であ
ることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼板。
【０００５】（２）重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６
％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５
％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計
で０．０５〜１．０％を添加し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、結晶粒径：６０〜３００μｍであ
り、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁
気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５
％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計
で０．０５〜１．０％を添加し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、結晶粒径：６０〜３００μｍであ
り、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁
気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【０００６】（３）重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６
％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５
％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを
熱間圧延を行い熱延板とし、続いて１回あるいは中間焼
鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて
９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行って結晶粒径
を６０〜３００μｍに成長させ、最大比透磁率≧４００
０とし、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜
１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴と
する、磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法。
％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５
％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを
熱間圧延を行い熱延板とし、続いて１回あるいは中間焼
鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて
９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行って結晶粒径
を６０〜３００μｍに成長させ、最大比透磁率≧４００
０とし、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜
１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴と
する、磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法。
【０００７】（４）重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．
６％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４
％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜
０．５％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５
％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計
で０．０５〜１．０％を添加し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを
熱間圧延を行い熱延板とし、続いて１回あるいは中間焼
鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて
９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行って結晶粒径
を６０〜３００μｍに成長させ、最大比透磁率≧４００
０とし、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜
１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴と
する、磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法。
６％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４
％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜
０．５％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５
％、 かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計
で０．０５〜１．０％を添加し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを
熱間圧延を行い熱延板とし、続いて１回あるいは中間焼
鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて
９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行って結晶粒径
を６０〜３００μｍに成長させ、最大比透磁率≧４００
０とし、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜
１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴と
する、磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明合金の限定理由につ
いて詳細に説明する。Ｃは、含有量が多くなりすぎると
合金中に炭化物を形成し磁気特性を劣化させるため、そ
の上限を０．０１％とした。さらに好ましくは、０．０
０７％以下が良い。Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、
また磁気特性を向上させる元素であるが、０．１％未満
ではその効果が少なく、一方、０．６％を超えた添加で
は加工性、特に伸びを低下させる。従ってＳｉの範囲
は、０．１０〜０．６０％とした。さらに好ましくは、
０．３０〜０．５０％が良い。
いて詳細に説明する。Ｃは、含有量が多くなりすぎると
合金中に炭化物を形成し磁気特性を劣化させるため、そ
の上限を０．０１％とした。さらに好ましくは、０．０
０７％以下が良い。Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、
また磁気特性を向上させる元素であるが、０．１％未満
ではその効果が少なく、一方、０．６％を超えた添加で
は加工性、特に伸びを低下させる。従ってＳｉの範囲
は、０．１０〜０．６０％とした。さらに好ましくは、
０．３０〜０．５０％が良い。
【０００９】Ｍｎは、脱硫、脱酸剤として有効である
が、０．１％未満ではその効果が少なく、また１．０％
を超えると、耐食性が劣化する。従って、Ｍｎの範囲
は、０．１０〜１．０％とした。さらに好ましくは、
０．２０〜０．５０％が良い。Ｓは、含有量が多くなり
すぎると合金中に硫化物を形成し磁気特性を劣化させる
ため、その上限を０．００４％とした。さらに好ましく
は、０．００３％以下が良い。
が、０．１％未満ではその効果が少なく、また１．０％
を超えると、耐食性が劣化する。従って、Ｍｎの範囲
は、０．１０〜１．０％とした。さらに好ましくは、
０．２０〜０．５０％が良い。Ｓは、含有量が多くなり
すぎると合金中に硫化物を形成し磁気特性を劣化させる
ため、その上限を０．００４％とした。さらに好ましく
は、０．００３％以下が良い。
【００１０】Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を付与する
基本的な元素であり、５．０％未満の含有ではその効果
が少なく、一方、１３．０％を超える含有では、磁気特
性が劣化する。従ってＣｒの範囲は、５．０〜１３．０
％とした。さらに好ましくは、１０．０〜１１．５％が
良い。Ｔｉは、耐食性および磁気特性を向上させる元素
であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、ま
た、０．５％を超える添加では、加工性、特に伸びを低
下させる。従って、Ｔｉの範囲は０．０５〜０．５％と
した。さらに好ましくは、０．１〜０．３％が良い。
基本的な元素であり、５．０％未満の含有ではその効果
が少なく、一方、１３．０％を超える含有では、磁気特
性が劣化する。従ってＣｒの範囲は、５．０〜１３．０
％とした。さらに好ましくは、１０．０〜１１．５％が
良い。Ｔｉは、耐食性および磁気特性を向上させる元素
であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、ま
た、０．５％を超える添加では、加工性、特に伸びを低
下させる。従って、Ｔｉの範囲は０．０５〜０．５％と
した。さらに好ましくは、０．１〜０．３％が良い。
【００１１】Ｏは、含有量が多くなりすぎると合金中に
酸化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を
０．００４％とした。さらに好ましくは、０．００３％
以下が良い。Ｎは、含有量が多くなりすぎると合金中に
窒化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を
０．０１５％とした。さらに好ましくは、０．０１％以
下が良い。ＣおよびＮは、共存した状態で磁気特性を劣
化させる性質があるため、その上限をＣ＋Ｎ≦０．０１
５％とした。さらに好ましくは、Ｃ＋Ｎは０．０１０％
以下が良い。
酸化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を
０．００４％とした。さらに好ましくは、０．００３％
以下が良い。Ｎは、含有量が多くなりすぎると合金中に
窒化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を
０．０１５％とした。さらに好ましくは、０．０１％以
下が良い。ＣおよびＮは、共存した状態で磁気特性を劣
化させる性質があるため、その上限をＣ＋Ｎ≦０．０１
５％とした。さらに好ましくは、Ｃ＋Ｎは０．０１０％
以下が良い。
【００１２】Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖは、耐
食性を改善させる元素であり、１種または２種以上を合
計で０．０５％未満ではその効果が少なく、また、１．
０％を超える添加では、磁気特性を損なうので、Ｎｉ，
Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上
を添加する範囲を０．０５〜１．０％とした。さらに好
ましくは、０．１〜０．７％が良い。また、１種単独で
添加する場合には、０．１〜０．５％が良い。
食性を改善させる元素であり、１種または２種以上を合
計で０．０５％未満ではその効果が少なく、また、１．
０％を超える添加では、磁気特性を損なうので、Ｎｉ，
Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上
を添加する範囲を０．０５〜１．０％とした。さらに好
ましくは、０．１〜０．７％が良い。また、１種単独で
添加する場合には、０．１〜０．５％が良い。
【００１３】次に製造方法を規定した理由を述べる。所
定の化学成分の合金スラブを、熱間圧延を行い熱延板と
し、続いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間
圧延を行い冷延板とし、続いて焼鈍を９２０〜１１００
℃の温度範囲で行い、結晶粒径を６０〜３００μｍに成
長させる。焼鈍温度が９２０℃未満の場合には、結晶粒
径が６０μｍ未満にしか成長しないことに対応し、その
場合には高い磁気特性が得られない。磁気特性として
は、最大比透磁率が４０００以上の高い値であることが
望まれている。結晶粒径と磁気特性の関係について図１
に示す。
定の化学成分の合金スラブを、熱間圧延を行い熱延板と
し、続いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間
圧延を行い冷延板とし、続いて焼鈍を９２０〜１１００
℃の温度範囲で行い、結晶粒径を６０〜３００μｍに成
長させる。焼鈍温度が９２０℃未満の場合には、結晶粒
径が６０μｍ未満にしか成長しないことに対応し、その
場合には高い磁気特性が得られない。磁気特性として
は、最大比透磁率が４０００以上の高い値であることが
望まれている。結晶粒径と磁気特性の関係について図１
に示す。
【００１４】結晶粒径が６０μｍ未満で磁気特性が低い
理由は、６０μｍ未満の結晶粒径では結晶粒界面積が大
きくなり、磁化過程において、磁壁の移動が粒界によっ
てピニングを受けやすくなるためと考えられる。焼鈍温
度の高温化による結晶粒径の成長により、結晶粒界面積
が減少し磁気特性は向上する。しかしながら、焼鈍温度
が１１００℃を超えた場合には結晶粒径が３００μｍを
超えて製品形状に曲げ加工等を行うと、加工肌荒れが発
生するため望ましくない。よって焼鈍温度範囲を９２０
〜１１００℃とした。さらに好ましくは９３０〜１０５
０℃が良い。尚、焼鈍の保定時間は、３０秒〜１０分が
好ましい。また、粒径の範囲は６０〜３００μｍとし
た。さらに、好ましくは６０〜２２０μｍが良い。
理由は、６０μｍ未満の結晶粒径では結晶粒界面積が大
きくなり、磁化過程において、磁壁の移動が粒界によっ
てピニングを受けやすくなるためと考えられる。焼鈍温
度の高温化による結晶粒径の成長により、結晶粒界面積
が減少し磁気特性は向上する。しかしながら、焼鈍温度
が１１００℃を超えた場合には結晶粒径が３００μｍを
超えて製品形状に曲げ加工等を行うと、加工肌荒れが発
生するため望ましくない。よって焼鈍温度範囲を９２０
〜１１００℃とした。さらに好ましくは９３０〜１０５
０℃が良い。尚、焼鈍の保定時間は、３０秒〜１０分が
好ましい。また、粒径の範囲は６０〜３００μｍとし
た。さらに、好ましくは６０〜２２０μｍが良い。
【００１５】その後、調質圧延を行う場合は所定の伸び
率を付与するか、あるいは調質圧延を行わない場合はそ
のまま製品形状に成形加工する。尚、割れ等を起こさず
に加工成型を行うためには、伸びが３４％以上の値であ
ることが望まれている。その後、７５０〜１０００℃の
温度範囲で歪取り焼鈍を行う。７５０℃未満では、加工
後の歪が残存するために高い磁気特性が得られない。ま
た、１０００℃を超えた場合には、歪除去の効果が飽和
され、また工程にも負荷が加わるため望ましくない。よ
って、歪取り焼鈍温度範囲を、７５０〜１０００℃とし
た。さらに、好ましくは、８００〜９００℃が良い。
尚、歪取り焼鈍の保定時間は、３０秒〜３０分が好まし
い。
率を付与するか、あるいは調質圧延を行わない場合はそ
のまま製品形状に成形加工する。尚、割れ等を起こさず
に加工成型を行うためには、伸びが３４％以上の値であ
ることが望まれている。その後、７５０〜１０００℃の
温度範囲で歪取り焼鈍を行う。７５０℃未満では、加工
後の歪が残存するために高い磁気特性が得られない。ま
た、１０００℃を超えた場合には、歪除去の効果が飽和
され、また工程にも負荷が加わるため望ましくない。よ
って、歪取り焼鈍温度範囲を、７５０〜１０００℃とし
た。さらに、好ましくは、８００〜９００℃が良い。
尚、歪取り焼鈍の保定時間は、３０秒〜３０分が好まし
い。
【００１６】次に、本発明の優位性を実施例と比較例を
用いて、具体的に説明する。
用いて、具体的に説明する。
【実施例】〔実施例１〕 重量％にて、Ｃ：０．００５％、Ｓｉ：０．１３％、Ｍ
ｎ：０．３０％、Ｃｒ：１２．６％、Ｔｉ：０．１１
％、Ｎ：０．００９５％、Ｃ＋Ｎ＝０．０１４５％と
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる合金を、
真空誘導溶解炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとし
た。その後１２５０℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、
板厚３．９mmの熱延板を得た。その後、熱延板端部をス
リットし表面の疵取りを行い、冷間圧延にて板厚２．０
mmの中間冷延薄板を得、中間焼鈍を９００℃×１分、大
気中にて行った後、硝弗酸により酸洗処理を行い、再び
冷延を行い板厚１．０mmの冷延薄板を得、焼鈍を９１０
〜１１１５℃×１分、大気中にて行った後、硝弗酸によ
り酸洗処理を行った。得られた最終焼鈍板のＬ方向断面
組織から、光学顕微鏡により比較法にて粒径を測定し
た。続いて、３０mm幅×３００mm長の試験片を切り出
し、歪取り焼鈍を７７０℃×１０分、大気中にて行っ
た。磁気特性測定は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じ、２
５cmエプスタイン法により試験片を８枚積層させ、最大
比透磁率μｍを測定した。結晶粒径と最大比透磁率の関
係を図１に示す。
ｎ：０．３０％、Ｃｒ：１２．６％、Ｔｉ：０．１１
％、Ｎ：０．００９５％、Ｃ＋Ｎ＝０．０１４５％と
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる合金を、
真空誘導溶解炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとし
た。その後１２５０℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、
板厚３．９mmの熱延板を得た。その後、熱延板端部をス
リットし表面の疵取りを行い、冷間圧延にて板厚２．０
mmの中間冷延薄板を得、中間焼鈍を９００℃×１分、大
気中にて行った後、硝弗酸により酸洗処理を行い、再び
冷延を行い板厚１．０mmの冷延薄板を得、焼鈍を９１０
〜１１１５℃×１分、大気中にて行った後、硝弗酸によ
り酸洗処理を行った。得られた最終焼鈍板のＬ方向断面
組織から、光学顕微鏡により比較法にて粒径を測定し
た。続いて、３０mm幅×３００mm長の試験片を切り出
し、歪取り焼鈍を７７０℃×１０分、大気中にて行っ
た。磁気特性測定は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じ、２
５cmエプスタイン法により試験片を８枚積層させ、最大
比透磁率μｍを測定した。結晶粒径と最大比透磁率の関
係を図１に示す。
【００１７】本発明範囲より外れる、焼鈍温度が９１０
℃の場合には、結晶粒径が３５μｍであり、最大比透磁
率も２２００と低い。また、本発明範囲より外れる、焼
鈍温度が１１２０℃の場合には、結晶粒径が３５５μｍ
に成長し、最大比透磁率は１３９００となるが、加工後
に肌荒れが発生する。一方、本発明範囲内の焼鈍温度で
は、最大比透磁率は４０００以上、結晶粒径は６０〜３
００μｍの値を示す。
℃の場合には、結晶粒径が３５μｍであり、最大比透磁
率も２２００と低い。また、本発明範囲より外れる、焼
鈍温度が１１２０℃の場合には、結晶粒径が３５５μｍ
に成長し、最大比透磁率は１３９００となるが、加工後
に肌荒れが発生する。一方、本発明範囲内の焼鈍温度で
は、最大比透磁率は４０００以上、結晶粒径は６０〜３
００μｍの値を示す。
【００１８】〔実施例２〕 表１及び表２に本発明例と比較例の化学成分および焼鈍
条件、結晶粒径、磁気特性等を示す。表１及び表２に示
すような本発明合金と比較合金を、真空誘導溶解炉で溶
製し、連続鋳造法によりスラブとした。その後１２５０
℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、板厚３．７mmの熱延
板を得た。その後、熱延板端部をスリットし表面の疵取
りを行い、１回の冷間圧延にて板厚１．０mmの冷延薄板
を得、焼鈍を９１０〜１１２０℃×１分、大気中にて行
った後、硝弗酸により酸洗処理を行った。得られた焼鈍
板のＬ方向断面組織から、光学顕微鏡により比較法にて
結晶粒径を測定した。続いて、１％伸び率にて調質圧延
を行い、３０mm幅×３００mm長の試験片を切り出し、歪
取り焼鈍を７４０〜１０３０℃×６分、大気中にて行っ
た。磁気特性測定は、実施例１と同様に、最大比透磁率
μｍを測定した。また、耐食性は、塩水噴霧試験（ＪＩ
Ｓ Ｚ ２３７１）後の発銹状況により、良好な順番に
Ａ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅの５ランクに評価した発銹試験から
判断した。この際、耐銹性の優劣の判断基準として、Ｃ
ランク以上の材料を耐食性良好と判断した。
条件、結晶粒径、磁気特性等を示す。表１及び表２に示
すような本発明合金と比較合金を、真空誘導溶解炉で溶
製し、連続鋳造法によりスラブとした。その後１２５０
℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、板厚３．７mmの熱延
板を得た。その後、熱延板端部をスリットし表面の疵取
りを行い、１回の冷間圧延にて板厚１．０mmの冷延薄板
を得、焼鈍を９１０〜１１２０℃×１分、大気中にて行
った後、硝弗酸により酸洗処理を行った。得られた焼鈍
板のＬ方向断面組織から、光学顕微鏡により比較法にて
結晶粒径を測定した。続いて、１％伸び率にて調質圧延
を行い、３０mm幅×３００mm長の試験片を切り出し、歪
取り焼鈍を７４０〜１０３０℃×６分、大気中にて行っ
た。磁気特性測定は、実施例１と同様に、最大比透磁率
μｍを測定した。また、耐食性は、塩水噴霧試験（ＪＩ
Ｓ Ｚ ２３７１）後の発銹状況により、良好な順番に
Ａ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅの５ランクに評価した発銹試験から
判断した。この際、耐銹性の優劣の判断基準として、Ｃ
ランク以上の材料を耐食性良好と判断した。
【００１９】No．１〜３５は本発明例、No．４１〜７５
は比較例である。比較例No．４１は、Ｃ量が本発明範囲
を超えるものであり、この場合においては、結晶粒径が
小さくなり磁気特性が低下している。比較例No．４２
は、Ｓｉ量が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくな
り磁気特性が著しく低下している。比較例No．４３は、
Ｓｉ量が本発明範囲より高く、磁気特性は高いが、伸び
が低い。比較例No．４４は、Ｍｎ量が本発明範囲より低
く、粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。
比較例No．４５は、Ｍｎ量が本発明範囲より高く、耐食
性が劣化している。比較例No．４６は、Ｓ量が本発明範
囲より高く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が低下して
いる。比較例No．４７は、Ｃｒ量が本発明範囲より低
く、磁気特性は高いが、耐食性が劣化している。比較例
No．４８は、Ｃｒ量が本発明範囲より高く、磁気特性が
著しく低下している。比較例No．４９は、Ｔｉ量が本発
明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著
しく低下している。比較例No．５０は、Ｔｉ量が本発明
範囲より高く、磁気特性は高いが、伸びが低い。
は比較例である。比較例No．４１は、Ｃ量が本発明範囲
を超えるものであり、この場合においては、結晶粒径が
小さくなり磁気特性が低下している。比較例No．４２
は、Ｓｉ量が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくな
り磁気特性が著しく低下している。比較例No．４３は、
Ｓｉ量が本発明範囲より高く、磁気特性は高いが、伸び
が低い。比較例No．４４は、Ｍｎ量が本発明範囲より低
く、粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。
比較例No．４５は、Ｍｎ量が本発明範囲より高く、耐食
性が劣化している。比較例No．４６は、Ｓ量が本発明範
囲より高く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が低下して
いる。比較例No．４７は、Ｃｒ量が本発明範囲より低
く、磁気特性は高いが、耐食性が劣化している。比較例
No．４８は、Ｃｒ量が本発明範囲より高く、磁気特性が
著しく低下している。比較例No．４９は、Ｔｉ量が本発
明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著
しく低下している。比較例No．５０は、Ｔｉ量が本発明
範囲より高く、磁気特性は高いが、伸びが低い。
【００２０】比較例No．５１は、Ｏ量が本発明範囲より
高く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著しく低下し
ている。比較例No．５２は、Ｎ量が本発明範囲より高
く、粒径が小となり、磁気特性が著しく低下している。
比較例No．５３は、Ｃ，Ｎ量単独では本発明範囲内では
あるが、Ｃ＋Ｎ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小
さくなり磁気特性が著しく低下している。
高く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著しく低下し
ている。比較例No．５２は、Ｎ量が本発明範囲より高
く、粒径が小となり、磁気特性が著しく低下している。
比較例No．５３は、Ｃ，Ｎ量単独では本発明範囲内では
あるが、Ｃ＋Ｎ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小
さくなり磁気特性が著しく低下している。
【００２１】比較例No．５４は、化学成分範囲は本発明
範囲内であるが、焼鈍温度が本発明範囲より低く、結晶
粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較
例No．５５は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、
焼鈍温度が本発明範囲より高く、結晶粒径が大きくなり
磁気特性は高いが、成品形状に成形加工した時に肌荒れ
が生じた。比較例No．５６は、化学成分範囲は本発明範
囲内であるが、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より低く、
加工後の歪みが残存しているために磁気特性が低い。比
較例No．５７は、化学成分範囲は本発明範囲内である
が、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より高く、加工後の歪
みは除去されているが、その効果は飽和し、また工程に
も負荷が大と考えられるため望ましくない。
範囲内であるが、焼鈍温度が本発明範囲より低く、結晶
粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較
例No．５５は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、
焼鈍温度が本発明範囲より高く、結晶粒径が大きくなり
磁気特性は高いが、成品形状に成形加工した時に肌荒れ
が生じた。比較例No．５６は、化学成分範囲は本発明範
囲内であるが、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より低く、
加工後の歪みが残存しているために磁気特性が低い。比
較例No．５７は、化学成分範囲は本発明範囲内である
が、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より高く、加工後の歪
みは除去されているが、その効果は飽和し、また工程に
も負荷が大と考えられるため望ましくない。
【００２２】比較例No．５８および６４はＮｉ量が、比
較例No．５９および６５はＭｏ量が、比較例No．６０お
よび７２はＣｕ量が、比較例No．６１，６６および６８
はＮｂ量が、比較例No．６２および７０はＺｒ量が、比
較例No．６３はＶ量が、比較例No．７１はＺｒおよびＶ
量が、比較例No．７４はＣｕ，ＮｂおよびＺｒ量が、本
発明範囲を超えるものであり、この場合においては、磁
気特性が低下している。また、比較例No．６７は、Ｎ
ｉ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｖの合
計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下してい
る。比較例No．６９は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ単独では本発
明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕの合計量が本発
明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例
No．７３は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ単独では本発
明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｖの合
計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下してい
る。比較例No．７５は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚ
ｒ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋
Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えてお
り、磁気特性が低下している。
較例No．５９および６５はＭｏ量が、比較例No．６０お
よび７２はＣｕ量が、比較例No．６１，６６および６８
はＮｂ量が、比較例No．６２および７０はＺｒ量が、比
較例No．６３はＶ量が、比較例No．７１はＺｒおよびＶ
量が、比較例No．７４はＣｕ，ＮｂおよびＺｒ量が、本
発明範囲を超えるものであり、この場合においては、磁
気特性が低下している。また、比較例No．６７は、Ｎ
ｉ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｖの合
計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下してい
る。比較例No．６９は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ単独では本発
明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕの合計量が本発
明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例
No．７３は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ単独では本発
明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｖの合
計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下してい
る。比較例No．７５は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚ
ｒ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋
Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えてお
り、磁気特性が低下している。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】
【表５】
【００２８】
【表６】
【００２９】
【表７】
【００３０】
【表８】
【００３１】
【発明の効果】以上のことから明らかなように、本発明
によれば、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼
板を得ることができる。
によれば、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼
板を得ることができる。
【図１】粒径と最大比透磁率の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−49606（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−228717（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−255817（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−45350（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−233452（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−78516（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C21D 8/12 C22C 38/28 C22C 38/32 C22C 38/54
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつ Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％とし、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径：
６０〜３００μｍであり、最大比透磁率≧４０００であ
ることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼板。 - 【請求項２】 重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつ Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％ とし、さらに、 Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２
種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、結晶粒径：
６０〜３００μｍであり、最大比透磁率≧４０００であ
ることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼板。 - 【請求項３】 重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつ Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％とし、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系
ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続い
て１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行
い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で
焼鈍を行って結晶粒径を６０〜３００μｍに成長させ、
最大比透磁率≧４０００とし、続いて製品形状に成形加
工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼
鈍を行うことを特徴とする、磁気特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％にて、 Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、 Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、 かつ Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％ とし、さらに、 Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２
種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系
ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続い
て１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行
い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で
焼鈍を行って結晶粒径を６０〜３００μｍに成長させ、
最大比透磁率≧４０００とし、続いて製品形状に成形加
工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼
鈍を行うことを特徴とする、磁気特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34167795A JP3281243B2 (ja) | 1995-12-27 | 1995-12-27 | 磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34167795A JP3281243B2 (ja) | 1995-12-27 | 1995-12-27 | 磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09176802A JPH09176802A (ja) | 1997-07-08 |
| JP3281243B2 true JP3281243B2 (ja) | 2002-05-13 |
Family
ID=18347934
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34167795A Expired - Lifetime JP3281243B2 (ja) | 1995-12-27 | 1995-12-27 | 磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3281243B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6722741B2 (ja) * | 2018-10-16 | 2020-07-15 | 日鉄ステンレス株式会社 | 磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
| KR102279909B1 (ko) * | 2019-11-19 | 2021-07-22 | 주식회사 포스코 | 고투자율 페라이트계 스테인리스강 |
| KR20230059480A (ko) * | 2021-10-26 | 2023-05-03 | 주식회사 포스코 | 자기적 성질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
-
1995
- 1995-12-27 JP JP34167795A patent/JP3281243B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09176802A (ja) | 1997-07-08 |
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