JPH03150313A - 耐食性軟磁性鋼板の製造方法 - Google Patents
耐食性軟磁性鋼板の製造方法Info
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- JPH03150313A JPH03150313A JP28738689A JP28738689A JPH03150313A JP H03150313 A JPH03150313 A JP H03150313A JP 28738689 A JP28738689 A JP 28738689A JP 28738689 A JP28738689 A JP 28738689A JP H03150313 A JPH03150313 A JP H03150313A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、耐食性の優れた軟磁性口板の製造方法に関
するものである。
するものである。
（従来の技術）
耐食性軟磁性鋼材料として、従来からフェライト系ステ
ンレス鋼板の適用が試みられてきたが、かかる材料の軟
磁気特性は、けい素鋼板等に比べると著しく劣っていた
。そこで磁気特性を改善する目的で、例えば特公昭３９
−８１６号公報では、Ｆｅ −Ｃｒ系合金に所定量のＣ
，Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｎｉ、 Ａｌ等の添加が試みられて
いるが、磁気特性としては、最大透磁率が高々２８５０
である一方、保磁力は最良データでも０．９エルステッ
ドもあった。
ンレス鋼板の適用が試みられてきたが、かかる材料の軟
磁気特性は、けい素鋼板等に比べると著しく劣っていた
。そこで磁気特性を改善する目的で、例えば特公昭３９
−８１６号公報では、Ｆｅ −Ｃｒ系合金に所定量のＣ
，Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｎｉ、 Ａｌ等の添加が試みられて
いるが、磁気特性としては、最大透磁率が高々２８５０
である一方、保磁力は最良データでも０．９エルステッ
ドもあった。
また同様の目的で特公昭３９−２０６４４号公報におい
ては、Ｆｅ−Ｃｒ系合金にＳｉやＴｉを添加し、当該合
金中の酸素を除去しようとすることによって磁気特性の
改善を図っているが、高透磁率、低保磁力を安定して得
ることは困難であった。すなわちかような多くの成分を
添加する方法では、混入した不鈍物により介在物、析出
物が発生し易く、むしろ軟磁気特性の劣化を招くのであ
る。
ては、Ｆｅ−Ｃｒ系合金にＳｉやＴｉを添加し、当該合
金中の酸素を除去しようとすることによって磁気特性の
改善を図っているが、高透磁率、低保磁力を安定して得
ることは困難であった。すなわちかような多くの成分を
添加する方法では、混入した不鈍物により介在物、析出
物が発生し易く、むしろ軟磁気特性の劣化を招くのであ
る。
一方、特公昭５０−３７１３５号、同５４−１４５６９
号各公報等においては、高温・長時間の焼鈍によって鋼
中のＣ，Ｎ含有量を制御することで、後者ではさらに方
向性の付与により磁気特性の改善を図っているが、工程
が極めて複雑となり、特に最終焼鈍が長時間を要するた
めに製造コストがかさむ不利があった。
号各公報等においては、高温・長時間の焼鈍によって鋼
中のＣ，Ｎ含有量を制御することで、後者ではさらに方
向性の付与により磁気特性の改善を図っているが、工程
が極めて複雑となり、特に最終焼鈍が長時間を要するた
めに製造コストがかさむ不利があった。
（発明が解決しようとする課題）
上述したような多くの成分添加を行うことなく、また複
雑な工程をも要せずして、工業的生産において安定して
最大透磁率１００００以上、保磁力０．３エルステッド
以下という優れた軟磁気特性を有する耐食性軟磁性鋼板
を製造する方法を提案することがこの発明の目的である
。
雑な工程をも要せずして、工業的生産において安定して
最大透磁率１００００以上、保磁力０．３エルステッド
以下という優れた軟磁気特性を有する耐食性軟磁性鋼板
を製造する方法を提案することがこの発明の目的である
。
（課題を解決するための手段）
発明者らは、Ｆｅ −Ｃｒ系合金網板の軟磁気特性が、
仕上げ焼鈍後の集合組織に依存し、熱間圧延に引き続く
冷却過程における板温制御を適切に行うことによって、
磁気特性向上に好適な集合組織を得ることが可能である
ことを見出してこの発明に至った。
仕上げ焼鈍後の集合組織に依存し、熱間圧延に引き続く
冷却過程における板温制御を適切に行うことによって、
磁気特性向上に好適な集合組織を得ることが可能である
ことを見出してこの発明に至った。
すなわちこの発明は、Ｃ： ０．０１ｗｔχ （以下単
に％で示す）以下及びＣｒ：１１０〜１８．０％を含み
、さらにＳｉと＾ｌとをｓｔ＋ａｔ ： ５．０％以下
の範囲で含有するＦｅ −Ｃｒ系合金調を素材として、
この素材に熱間圧延を施す段階と、引き続き常温に至る
冷却過程にて、熱延板温度が８００℃から６００℃にわ
たる間を冷却速度８００℃ｌ■ｉｎ以下で冷却する段階
と、次いで最終板厚とする１回の冷間圧延を圧下率４０
〜８５％の範囲内として、１回又は中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延を施す段階と、しかる後、仕上げ焼鈍を
８００−１２００℃の温度範囲で施す段階とからなるこ
とを特徴とする耐食性軟磁性鋼板の製造方法である。
に％で示す）以下及びＣｒ：１１０〜１８．０％を含み
、さらにＳｉと＾ｌとをｓｔ＋ａｔ ： ５．０％以下
の範囲で含有するＦｅ −Ｃｒ系合金調を素材として、
この素材に熱間圧延を施す段階と、引き続き常温に至る
冷却過程にて、熱延板温度が８００℃から６００℃にわ
たる間を冷却速度８００℃ｌ■ｉｎ以下で冷却する段階
と、次いで最終板厚とする１回の冷間圧延を圧下率４０
〜８５％の範囲内として、１回又は中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延を施す段階と、しかる後、仕上げ焼鈍を
８００−１２００℃の温度範囲で施す段階とからなるこ
とを特徴とする耐食性軟磁性鋼板の製造方法である。
（作 用）
以下、上記構成の作用について具体的に説明する。
この発明においては、Ｆｅ−Ｃｒ系合金網素材に熱間圧
延を施し、引き続き常温への冷却過程にて板温度が８０
０℃から６００℃にわたる間を冷却速度８００（／＋＋
ｉｎ以下で冷却することを規定している。この理由は次
のとおりである。
延を施し、引き続き常温への冷却過程にて板温度が８０
０℃から６００℃にわたる間を冷却速度８００（／＋＋
ｉｎ以下で冷却することを規定している。この理由は次
のとおりである。
Ｆｅ−Ｃｒ系合金調板の冷延・焼鈍後の軟磁気特性は、
その集合組織に強（依存し、（１１０）面が圧延面に平
行で、かつ＜００１＞、方向が圧延方向に平行となる、
ゴス方位と呼ばれる（１１０） （００１＞集合組織
を発達させることにより軟磁気特性を向上させることが
できる。この発明の′ＪｓＩ！となった実験事実によれ
ば、Ｆｅ −Ｃｒ系合金網板仕上げ焼鈍後におけるゴス
方位の発現は、熱延板の集合！Ｉｌｌに依存する。すな
わち熱延板の表層近（に（１１０）＜００１＞集合組織
が生じる場合には、その後の冷延・焼鈍後の板にも（１
１０） ＜００１＞集合組織が発現し易く、その結果
、方向性が良好となって磁気特性が向上することが知見
されたのである。そこで熱延板において（１１０）
（００１＞集合組織を発達させるために種々検討した結
果、熱間圧延終了後、板温度８００〜６００℃の温度範
囲で（１１０） （００１＞集合組織が発達すること
が判明した。これは熱間圧延によって生成した（１１０
） （００１＞方位を有する結晶粒が、再結晶過程で
成長することに由来すると考えられる。したがって熱間
圧延終了後この温度範囲で十分な時間保持することが磁
気特性にとって有利であるが、通常の冷却条件において
は、熱間圧延後、８００〜６００℃の温度範囲を８００
℃／ｓｉｎ以下好ましくは６００″（：／ｓｉｎ以下の
冷却速度で冷却することによってこの目的を達すること
ができるのである。かかる冷却速度が８００℃ｌ■ｉｎ
を超える場合には、（１１０） ＜００１＞集合組織
の発達が不十分となり、磁気特性向上は困難となる。上
記の温度範囲外の冷却速度は任意であってよいが、６０
０℃以下の温度では冷却速度を低下させる必要はない、
また熱延終了温度については、８００℃以上の任意温度
でよいが、熱延終了温度を低温とするほど冷延・焼鈍後
の板の集合組織の板面内の均一性が良好となるため、磁
気特性の向上を図ることができる。上述の方法により、
熱間圧延後あらためて熱延板に熱処理を施す必要なく、
良好な熱延板集合組織を得ることができる。
その集合組織に強（依存し、（１１０）面が圧延面に平
行で、かつ＜００１＞、方向が圧延方向に平行となる、
ゴス方位と呼ばれる（１１０） （００１＞集合組織
を発達させることにより軟磁気特性を向上させることが
できる。この発明の′ＪｓＩ！となった実験事実によれ
ば、Ｆｅ −Ｃｒ系合金網板仕上げ焼鈍後におけるゴス
方位の発現は、熱延板の集合！Ｉｌｌに依存する。すな
わち熱延板の表層近（に（１１０）＜００１＞集合組織
が生じる場合には、その後の冷延・焼鈍後の板にも（１
１０） ＜００１＞集合組織が発現し易く、その結果
、方向性が良好となって磁気特性が向上することが知見
されたのである。そこで熱延板において（１１０）
（００１＞集合組織を発達させるために種々検討した結
果、熱間圧延終了後、板温度８００〜６００℃の温度範
囲で（１１０） （００１＞集合組織が発達すること
が判明した。これは熱間圧延によって生成した（１１０
） （００１＞方位を有する結晶粒が、再結晶過程で
成長することに由来すると考えられる。したがって熱間
圧延終了後この温度範囲で十分な時間保持することが磁
気特性にとって有利であるが、通常の冷却条件において
は、熱間圧延後、８００〜６００℃の温度範囲を８００
℃／ｓｉｎ以下好ましくは６００″（：／ｓｉｎ以下の
冷却速度で冷却することによってこの目的を達すること
ができるのである。かかる冷却速度が８００℃ｌ■ｉｎ
を超える場合には、（１１０） ＜００１＞集合組織
の発達が不十分となり、磁気特性向上は困難となる。上
記の温度範囲外の冷却速度は任意であってよいが、６０
０℃以下の温度では冷却速度を低下させる必要はない、
また熱延終了温度については、８００℃以上の任意温度
でよいが、熱延終了温度を低温とするほど冷延・焼鈍後
の板の集合組織の板面内の均一性が良好となるため、磁
気特性の向上を図ることができる。上述の方法により、
熱間圧延後あらためて熱延板に熱処理を施す必要なく、
良好な熱延板集合組織を得ることができる。
次に冷延・焼鈍工程については、この発明では最終板厚
とする１回の冷間圧延を圧下率４０〜８５％の範囲内と
して、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
し、しかる後、仕上げ焼鈍を８００〜１２００℃の温度
範囲で施すことを規定している。
とする１回の冷間圧延を圧下率４０〜８５％の範囲内と
して、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
し、しかる後、仕上げ焼鈍を８００〜１２００℃の温度
範囲で施すことを規定している。
その理由は次のとおりである。
まず最終板厚とする１回の冷延圧下率は、仕上げ焼鈍板
の集合組織を通じてその磁気特性に強（影響する。すな
わち最終板厚とする１回の冷延圧下率を６０％前後を最
適値として４０〜８５％とした場合は、仕上げ焼鈍後に
（１１０） （００１＞集合＆ｌ織が高度に集積し、
その結果仕上げ焼鈍後の軟磁気特性が良好となる。かか
る冷延圧下率が４０％に満たない場合、または８５％を
超える場合には仕上げ焼鈍後の（１１０） （００１
＞集合組織の集積度が低くなって、最大透磁率にして１
００００以上の軟磁気特性を得ることは困難となる。し
たがって製造条件に応じて４０〜８５％の範囲で冷延圧
下率を選択するものとした。冷間圧延の回数については
、上記の冷延圧下率についての条件を満たすならば、１
回又は中間焼鈍を挟む２回以上のいずれであってもよい
。
の集合組織を通じてその磁気特性に強（影響する。すな
わち最終板厚とする１回の冷延圧下率を６０％前後を最
適値として４０〜８５％とした場合は、仕上げ焼鈍後に
（１１０） （００１＞集合＆ｌ織が高度に集積し、
その結果仕上げ焼鈍後の軟磁気特性が良好となる。かか
る冷延圧下率が４０％に満たない場合、または８５％を
超える場合には仕上げ焼鈍後の（１１０） （００１
＞集合組織の集積度が低くなって、最大透磁率にして１
００００以上の軟磁気特性を得ることは困難となる。し
たがって製造条件に応じて４０〜８５％の範囲で冷延圧
下率を選択するものとした。冷間圧延の回数については
、上記の冷延圧下率についての条件を満たすならば、１
回又は中間焼鈍を挟む２回以上のいずれであってもよい
。
また仕上げ焼鈍は、結晶粒の成長を図って軟磁気特性を
向上させる効果があるが、焼鈍温度が８００℃に満たな
い場合には、粒成長が遅くなって長時間の焼鈍によって
も良好な磁気特性は望み得ない。
向上させる効果があるが、焼鈍温度が８００℃に満たな
い場合には、粒成長が遅くなって長時間の焼鈍によって
も良好な磁気特性は望み得ない。
一方焼鈍温度が１２００℃を超える場合には、焼鈍温度
上昇による磁気特性改善効果は小さく、経済的に不利と
なる。この理由により仕上げ焼鈍温度は、８００〜１２
００℃の範囲とした。なお中間および仕上げ焼鈍は、非
酸化性、非炭化性雰囲気で行うことが望ましい。
上昇による磁気特性改善効果は小さく、経済的に不利と
なる。この理由により仕上げ焼鈍温度は、８００〜１２
００℃の範囲とした。なお中間および仕上げ焼鈍は、非
酸化性、非炭化性雰囲気で行うことが望ましい。
次に鋼索材の成分組成を規定した理由を以下説明する。
Ｃ： ０．０１％以下
０は、磁気特性、耐食性を劣化させる成分であり、０．
０１％を超えると両特性の劣化が著しく、また脱炭のた
めには高温・長時間の焼鈍が必要とされるために０．０
１％以下とした。
０１％を超えると両特性の劣化が著しく、また脱炭のた
めには高温・長時間の焼鈍が必要とされるために０．０
１％以下とした。
Ｃｒ ： １１．０〜１８．０％
Ｃｒは、Ｆｅに添加して耐食性を良好にする成分であり
、またフェライト生成成分として軟磁性改善に効果があ
るが、１１．０％に満たないと酸化性腐食に対する耐性
が弱くなり、一方１８．０％を超えると一般の酸性雰囲
気における耐食性が劣化し、また飽和磁束密度の低下が
著しい。以上の理由によってＣｒ含有量は１１．０〜１
８．０％の範囲とした。
、またフェライト生成成分として軟磁性改善に効果があ
るが、１１．０％に満たないと酸化性腐食に対する耐性
が弱くなり、一方１８．０％を超えると一般の酸性雰囲
気における耐食性が劣化し、また飽和磁束密度の低下が
著しい。以上の理由によってＣｒ含有量は１１．０〜１
８．０％の範囲とした。
Ｓｉ＋Ａｌ ＝ ５．０％以下
Ｓｉ、 Ａｌは、フェライト生成成分であるためＴ相析
出を抑制して軟磁性を向上させるのみならず、電気抵抗
をも増大させる効果がある、 Ｃｒを１１．０％以上含
有する場合においてもさらにＳｉ、 Ａｌを添加するこ
とによって軟磁性を向上させ得るが、両者の合計含有量
が５．０％を超える場合には飽和磁束密度を低下させる
のみならず熱間加工性を著しく損なうので、５．０％以
下とした。なお、下限については特に限定しないが軟磁
性改善の点から合計で１％以上より望ましくは１．５％
以上含有させることが有利である。Ｓｉ及びＡｌはいず
れも０．５〜３．５％の範囲で添加することが望ましい
。
出を抑制して軟磁性を向上させるのみならず、電気抵抗
をも増大させる効果がある、 Ｃｒを１１．０％以上含
有する場合においてもさらにＳｉ、 Ａｌを添加するこ
とによって軟磁性を向上させ得るが、両者の合計含有量
が５．０％を超える場合には飽和磁束密度を低下させる
のみならず熱間加工性を著しく損なうので、５．０％以
下とした。なお、下限については特に限定しないが軟磁
性改善の点から合計で１％以上より望ましくは１．５％
以上含有させることが有利である。Ｓｉ及びＡｌはいず
れも０．５〜３．５％の範囲で添加することが望ましい
。
なお上記の成分のほかに、加工性を良好にする１Ｉｎ等
を磁気特性、耐食性に影響しない程度に添加することは
もちろんこの発明の効果を損なうものではない。
を磁気特性、耐食性に影響しない程度に添加することは
もちろんこの発明の効果を損なうものではない。
Ｍｎは、上述したように熱間および冷間加工性を良好に
する成分であるが、０．０５％に満たないと加工性改善
効果に乏しく、一方２．０％を超えて含有させると飽和
磁束密度を著しく低下させるという不利が生じるので０
．０５〜２．０％の範囲で含有させるのが好ましい。。
する成分であるが、０．０５％に満たないと加工性改善
効果に乏しく、一方２．０％を超えて含有させると飽和
磁束密度を著しく低下させるという不利が生じるので０
．０５〜２．０％の範囲で含有させるのが好ましい。。
（実施例）
裏隻■よ
ｃ ： ｏ、ｏｏｓ％、Ｃｒ ： １５．０％、Ｓｉ
： ０．８％、＾ｌ：１．２％を含み、残部は実質的に
Ｆｅからなる合金鋼スラブを、１３００℃に加熱し、熱
延終了温度をそれぞれ８５０℃、８００℃及び７５０
”Ｃとする熱間圧延を施して、板厚約３鵬とした直後に
、＾ｒ中での制御冷却により種々の冷却速度で６００℃
まで冷却し、その後窒素気流中で室温まで冷却した。こ
のような処理を施した熱延板を酸洗し、中間冷延を施し
て板厚０．８７５ ｍとした後、Ａｒ中９００℃、２分
間の中間焼鈍を施し、さらに圧下率を６０％とする最終
冷延を施して板厚０．３５−とした。これらの冷延板カ
ラ幅３０１１１ｍ、長さ２８０ｍのエプスタイン試験片
を長手方向が圧延方向と平行となるようにせん断採取し
、Ａｒ中１０５０℃、２０分間の仕上げ焼鈍を施した。
： ０．８％、＾ｌ：１．２％を含み、残部は実質的に
Ｆｅからなる合金鋼スラブを、１３００℃に加熱し、熱
延終了温度をそれぞれ８５０℃、８００℃及び７５０
”Ｃとする熱間圧延を施して、板厚約３鵬とした直後に
、＾ｒ中での制御冷却により種々の冷却速度で６００℃
まで冷却し、その後窒素気流中で室温まで冷却した。こ
のような処理を施した熱延板を酸洗し、中間冷延を施し
て板厚０．８７５ ｍとした後、Ａｒ中９００℃、２分
間の中間焼鈍を施し、さらに圧下率を６０％とする最終
冷延を施して板厚０．３５−とした。これらの冷延板カ
ラ幅３０１１１ｍ、長さ２８０ｍのエプスタイン試験片
を長手方向が圧延方向と平行となるようにせん断採取し
、Ａｒ中１０５０℃、２０分間の仕上げ焼鈍を施した。
この試験片の最大透磁率を直流磁化測定装置によって測
定した結果を、熱延終了温度と熱延終了後８００℃Ｃま
での冷却速度の関数として第１図に示す。
定した結果を、熱延終了温度と熱延終了後８００℃Ｃま
での冷却速度の関数として第１図に示す。
同図から、熱延終了後８００℃から６００℃までの温度
範囲を８００℃／ｓｉｎ以下の冷却速度で冷却した場合
に、最大透磁率が１００００を超える良好な軟磁気特性
が得られることが明らかである。
範囲を８００℃／ｓｉｎ以下の冷却速度で冷却した場合
に、最大透磁率が１００００を超える良好な軟磁気特性
が得られることが明らかである。
裏隻舅２
表１に示す種々の成分組成からなる１００ ｋｇインゴ
ットを用意した。
ットを用意した。
かかるインゴットを板厚３０閣のジ−ドパ−として数枚
に熱閲せん断し、空冷した。各成分につき１枚を１２５
０℃に再加熱し、熱延終了温度を８３℃とする熱間圧延
を施して板厚２．０ＩＩＩＩｌとし、６８０℃／■ｉｎ
の冷却速度で６００℃まで冷却した後、空冷して熱延板
を得た。これらの熱延板に酸洗を施した後、板厚１．０
ｗｍまで冷間圧延を施した。か（して得られた冷延板
から幅３０■、長さ２８０−のエプスタイン試験片を長
手方向が圧延方向と平行となるようにせん断採取し、水
素中８５０℃、１時間の焼鈍を施した。これらの試験片
の最大透磁率及び保磁力を直流磁化測定装置によって測
定した結果及び耐食性を３５℃、１６時間の塩水噴霧試
験によって調査した結果を表１に併記する。耐食性試験
の結果は、目で見て発錆が見当たらないもの（０）、軽
い点錆程度のもの（Δ）、ｌＯ％以上の面積にわたって
発錆したもの（Ｘ）で表記した。なお鋼Ｎａ９は、イン
ゴット分塊圧延中に割れが生じたために以後の処理は実
施不可能であった。
に熱閲せん断し、空冷した。各成分につき１枚を１２５
０℃に再加熱し、熱延終了温度を８３℃とする熱間圧延
を施して板厚２．０ＩＩＩＩｌとし、６８０℃／■ｉｎ
の冷却速度で６００℃まで冷却した後、空冷して熱延板
を得た。これらの熱延板に酸洗を施した後、板厚１．０
ｗｍまで冷間圧延を施した。か（して得られた冷延板
から幅３０■、長さ２８０−のエプスタイン試験片を長
手方向が圧延方向と平行となるようにせん断採取し、水
素中８５０℃、１時間の焼鈍を施した。これらの試験片
の最大透磁率及び保磁力を直流磁化測定装置によって測
定した結果及び耐食性を３５℃、１６時間の塩水噴霧試
験によって調査した結果を表１に併記する。耐食性試験
の結果は、目で見て発錆が見当たらないもの（０）、軽
い点錆程度のもの（Δ）、ｌＯ％以上の面積にわたって
発錆したもの（Ｘ）で表記した。なお鋼Ｎａ９は、イン
ゴット分塊圧延中に割れが生じたために以後の処理は実
施不可能であった。
同表から、この発明に従う適合例は、１００００以上の
最大透磁率、０．３０ｅ以下の保磁力が得られ、また良
好な耐食性をも有することが明らかである。
最大透磁率、０．３０ｅ以下の保磁力が得られ、また良
好な耐食性をも有することが明らかである。
１隻［
実施例２において作製したジ−ドパ−のうち、鋼漱２，
４及び７のもの各体を１３００℃に再加熱した後、熱延
終了温度を８６０℃とする熱間圧延を施して板厚４−と
し、引き続き１６０℃／ｓｉｎの冷却速度で６００℃ま
で冷却した後、空冷した。これらの熱延板に酸洗を施し
た後、板厚０．５〜３．５１ＩＩ１１まで冷間圧延を施
し、次いで９５０℃、２分間の中間焼鈍を水素雰囲気中
で行った。その後、板厚０．３５舗まで種々の圧下率で
冷間圧延を施し、得られた各板から幅３０＋＋＋ａ、長
さ２８０■のエプスタイン試験片を長手方向が圧延方向
と平行となるようにせん断採取し、７５０〜１２５０℃
、３０分間の最終焼鈍を水素雰囲気中で施した。これら
の試験片の最大透磁率を直流磁化測定装置によって測定
し、また耐食性を３５℃、１６時間の塩水噴霧試験によ
って調査した。このうち、最終焼鈍温度を８５０℃とし
た試験片の最大透磁率及び耐食性試験結果を表２に示す
。
４及び７のもの各体を１３００℃に再加熱した後、熱延
終了温度を８６０℃とする熱間圧延を施して板厚４−と
し、引き続き１６０℃／ｓｉｎの冷却速度で６００℃ま
で冷却した後、空冷した。これらの熱延板に酸洗を施し
た後、板厚０．５〜３．５１ＩＩ１１まで冷間圧延を施
し、次いで９５０℃、２分間の中間焼鈍を水素雰囲気中
で行った。その後、板厚０．３５舗まで種々の圧下率で
冷間圧延を施し、得られた各板から幅３０＋＋＋ａ、長
さ２８０■のエプスタイン試験片を長手方向が圧延方向
と平行となるようにせん断採取し、７５０〜１２５０℃
、３０分間の最終焼鈍を水素雰囲気中で施した。これら
の試験片の最大透磁率を直流磁化測定装置によって測定
し、また耐食性を３５℃、１６時間の塩水噴霧試験によ
って調査した。このうち、最終焼鈍温度を８５０℃とし
た試験片の最大透磁率及び耐食性試験結果を表２に示す
。
ｓ１１．ｌ：Ｉ；ｘ ｌ ！−ｌ＝＝１１
１１ １″′ｌ ｌ １ −−１″″１ −り１−１ −１−− １ １ １ ＝ｌ””ｌ””１また中間冷延の
仕上板厚０．８７５ ｍｍ （最終圧下率６０％）とし
た試験片の最大透磁率を最終焼鈍温度の関数として第２
図に示す。耐食性は実施例２と同様の基準によって評価
した。
１１ １″′ｌ ｌ １ −−１″″１ −り１−１ −１−− １ １ １ ＝ｌ””ｌ””１また中間冷延の
仕上板厚０．８７５ ｍｍ （最終圧下率６０％）とし
た試験片の最大透磁率を最終焼鈍温度の関数として第２
図に示す。耐食性は実施例２と同様の基準によって評価
した。
この実施例によって最終板厚とする１回の冷延圧下率を
４０〜８５％の範囲とした場合に良好な軟磁気特性が得
られ、かつ最終焼鈍温度を８００〜１２００℃とする範
囲で良好な磁気特性が得られることが明らかである。
４０〜８５％の範囲とした場合に良好な軟磁気特性が得
られ、かつ最終焼鈍温度を８００〜１２００℃とする範
囲で良好な磁気特性が得られることが明らかである。
（発明の効果）
この発明の方法によれば、優れた軟磁気特性と耐食性と
を両立する耐食性軟磁性鋼板を経済的に製造することが
でき、産業上の利益が大きい。
を両立する耐食性軟磁性鋼板を経済的に製造することが
でき、産業上の利益が大きい。
第１図は、最大透磁率と熱間圧延終了温度及び冷却速度
との関係を示すグラフ、 第２図は、最大透磁率と最終焼鈍温度との関係を示すグ
ラフである。 ＠１図 、 ！！、間圧延ｒμ ＼ （８
５０τ １痒即諌度（τんｉす 第２図 ｔｓｏｏｏｌｌ イ家上げｉＪＬφ仁温度（τ］
との関係を示すグラフ、 第２図は、最大透磁率と最終焼鈍温度との関係を示すグ
ラフである。 ＠１図 、 ！！、間圧延ｒμ ＼ （８
５０τ １痒即諌度（τんｉす 第２図 ｔｓｏｏｏｌｌ イ家上げｉＪＬφ仁温度（τ］
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下及び Ｃｒ：１１．０〜１８．０ｗｔ％ を含み、さらにＳｉとＡｌとを Ｓｉ＋Ａｌ：５．０ｗｔ％以下 の範囲で含有するＦｅ−Ｃｒ系合金網を素材として、 この素材に熱間圧延を施す段階と、 引き続き常温に至る冷却過程にて、熱延板温度が８００
℃から６００℃にわたる間を冷却速度８００℃／ｍｉｎ
以下で冷却する段階と、 次いで最終板厚とする１回の冷間圧延を圧下率４０〜８
５％の範囲内として、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延を施す段階と、しかる後、仕上げ焼鈍を８０
０〜１２０℃の温度範囲で施す段階と からなることを特徴とする耐食性軟磁性鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287386A JP2556599B2 (ja) | 1989-11-06 | 1989-11-06 | 耐食性軟磁性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287386A JP2556599B2 (ja) | 1989-11-06 | 1989-11-06 | 耐食性軟磁性鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03150313A true JPH03150313A (ja) | 1991-06-26 |
| JP2556599B2 JP2556599B2 (ja) | 1996-11-20 |
Family
ID=17716680
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1287386A Expired - Lifetime JP2556599B2 (ja) | 1989-11-06 | 1989-11-06 | 耐食性軟磁性鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2556599B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5411605A (en) * | 1991-10-14 | 1995-05-02 | Nkk Corporation | Soft magnetic steel material having excellent DC magnetization properties and corrosion resistance and a method of manufacturing the same |
| JP2003293102A (ja) * | 2002-04-03 | 2003-10-15 | Daido Steel Co Ltd | 電磁ステンレス鋼板 |
| JP2023503079A (ja) * | 2019-11-19 | 2023-01-26 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 高透磁率フェライト系ステンレス鋼 |
-
1989
- 1989-11-06 JP JP1287386A patent/JP2556599B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5411605A (en) * | 1991-10-14 | 1995-05-02 | Nkk Corporation | Soft magnetic steel material having excellent DC magnetization properties and corrosion resistance and a method of manufacturing the same |
| DE4293604C2 (de) * | 1991-10-14 | 1997-04-03 | Nippon Kokan Kk | Weichmagnetisches Stahlmaterial und Verfahren zu seiner Herstellung |
| JP2003293102A (ja) * | 2002-04-03 | 2003-10-15 | Daido Steel Co Ltd | 電磁ステンレス鋼板 |
| JP2023503079A (ja) * | 2019-11-19 | 2023-01-26 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 高透磁率フェライト系ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2556599B2 (ja) | 1996-11-20 |
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