(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：0.8％以下、Mn：0.1〜1.0％、Al：0.001％〜0.05％、Ｓ：0.02％以下（０を含む）、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下（０を含む）、SbとSnの少なくとも一方を、Sb+Sn/2で0.002〜0.02％、Ｖ：0.002〜0.02％を含み、さらにＢをＢ／Ｎ（重量比）＝0.5〜2.0の範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延した後酸洗し、次いで冷間圧延した後、縦型の連続焼鈍炉において焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：0.8％以下、Mn：0.1〜1.0％、Al：0.001％〜0.05％、Ｓ：0.02％以下（０を含む）、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下（０を含む）、SbとSnの少なくとも一方を、Sb+Sn/2で0.002〜0.02％、Ｖ：0.002〜0.02％を含み、さらにＢをＢ／Ｎ（重量比）＝0.5〜2.0の範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼のスラブを1100℃〜1250℃で加熱し、仕上げ温度750℃〜900℃、巻取温度650℃〜750℃で熱間圧延した後酸洗し、次いで冷間圧延した後、縦型の連続焼鈍炉において700℃〜900℃で焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【従来の技術】
無方向性電磁鋼板は面内の磁気異方性が小さいという特徴を活かして、各種モータの鉄心材料として多量に使用されている。無方向性電磁鋼板は、フルプロセス材とセミプロセス材に分けられる。このうち、フルプロセス材は鉄鋼メーカー側の仕上焼鈍により所定の磁気特性を得るものである。セミプロセス材は、需要家において打抜き加工後に歪取り焼鈍（Stress-relief Annealing、略してＳＲＡ）を行うことにより、所定の磁気特性を得るものである。セミプロセス材では、ＳＲＡ時に、加工歪みの除去と同時に結晶粒も成長することから、より一層の鉄損低減が可能となる。このため歪取り焼鈍は「磁性焼鈍」とも呼ばれており、特に、エアコンや冷蔵庫のコンプレッサーモータの高効率化に必要なものとしてニーズが高まってきている。
【０００２】
こうした電磁鋼板の仕上焼鈍は、従来、横型の連続焼鈍炉で行われるのが一般的であった。横型炉は、縦型炉に比べて炉内張力が低く、鋼板とハースロールとの接触圧が小さいので、SiＯ2やAl2Ｏ3などが生成する雰囲気で焼鈍してもピックアップと呼ばれる押し傷による製品表面の劣化がほとんど生じない。また、焼鈍工程での歪みによる磁気特性の劣化も生じない。
【０００３】
一方、汎用の冷延鋼板やぶりき原板等の仕上焼鈍に使われている縦型の連続焼鈍炉は、高能率での操業が可能で、生産コストの大幅な削減が期待できる。しかし、電磁鋼板を製造する場合には、その表面性状と磁気特性の確保が難しいという問題点を有している。この問題点を克服する製造方法として、これまでに、炉内雰囲気ガスの露点や焼鈍温度、炉内張力、ハースロール形状や溶射材料に関する種々の提案がなされている。
【０００４】
例えば、特開昭６０−８６２１１号公報には、炉内雰囲気ガスの露点と焼鈍温度を所定範囲に規定し、通板時における張力を1.2 kg/mm2以下に規定することにより、縦型炉でのピックアップを抑制する方法が開示されている。しかし、800℃以上の高温焼鈍での粒成長により低鉄損の材料を製造するには、ピックアップ抑制のために、露点を−10℃以下にする必要がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この方法においては、設備上の制約や操業条件の管理が難しく実用的ではない。
【０００６】
また、ロールにセラミック溶射を行ったり、ロール形状を改善したりする方法も提案されているが、いずれも十分ではなく、縦型の連続焼鈍炉によっても安定して製造できる表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板は強く切望されている。
【０００７】
一方、近年、合理化や資源有効活用の観点から、製銑プロセスでは低品位鉱石の活用が進められている。こうした鉱石をベースにした銑鉄はＶ含有率が高いために、製鋼プロセスで、酸素吹き込み量を増加してＶを低減している。しかしながら、この方法では精練時間が長くなり生産効率の低下を招くことから、Ｖを十分に低減することができず、スラブ中のＶ量の上昇は避けられないのが実情である。
【０００８】
一方、電磁鋼板の粒成長性を良好にするためには、鋼板中のＶ量を低減する必要のあることが明らかになっており、例えば、特開平３−２０４１３号公報には、鋼中のＶ、Ｎ量をＶ：0.01％以下、Ｎ：0.005％以下と規定することによりＶＮの析出を防止し、磁性焼鈍時の粒成長性を向上させる技術が開示されている。しかし、前述した理由により、Ｖを低減するためにはＶの混入量の低い鉱石を選別する必要があり、大幅なコストアップとなることは避けられない。
【０００９】
このＶＮの析出を抑制するためにはＶ、Ｎ量を低減する方法以外にAlを添加しＮをAlＮとして固定する方法もある。しかし、Alを0.1％未満の範囲で微量に添加した場合にはＶＮの析出は防止できるものの、熱間圧延時に析出するAlＮが粒成長を阻害するため、粒成長性は向上しない。一方、Alを0.1％以上添加した場合には粒成長性は向上するもののコストアップとなることは避けられない。さらに、Alを多量添加すると、仕上焼鈍中にAl2Ｏ3が生成するために、ピックアップの生成を助長する可能性がある。
【００１０】
本発明はこのような事情に鑑みなされたものであり、Ｖを含んだ鋼においても、縦型の連続焼鈍炉の生産性を最大限に活用して、コストアップを伴うことなく、ピックアップなどの表面欠陥のない鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供することを課題とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明の骨子は、Ｖを含む電磁鋼板を縦型連続焼鈍炉で製造可能とするために、Ｂを添加してＮをＢＮとして固定することで粒成長性を向上させること、Sbの極微量添加により鋼板表層部の窒化・酸化を防止すること、Al量を制限することによりピックアップの発生を抑制すること、を組み合わせて表面性状と鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板を、縦形連続焼鈍炉を使用して得ることにある。
【００１２】
すなわち、前記課題を解決するための第１の手段は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：0.8％以下、Mn：0.1〜1.0％、Al：0.001％〜0.05％、Ｓ：0.02％以下（０を含む）、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下（０を含む）、SbとSnの少なくとも一方を、Sb+Sn/2で0.002〜0.02％、Ｖ：0.002〜0.02％を含み、さらにＢをＢ／Ｎ（重量比）＝0.5〜2.0の範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延した後酸洗し、次いで冷間圧延した後、縦型の連続焼鈍炉において焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法（請求項１）である。
【００１３】
前記課題を解決するための第２の手段は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：0.8％以下、Mn：0.1〜1.0％、Al：0.001％〜0.05％、Ｓ：0.02％以下（０を含む）、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下（０を含む）、SbとSnの少なくとも一方を、Sb+Sn/2で0.002〜0.02％、Ｖ：0.002〜0.02％を含み、さらにＢをＢ／Ｎ（重量比）＝0.5〜2.0の範囲で含有し，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼のスラブを1100℃〜1250℃で加熱し、仕上げ温度750℃〜900℃、巻取温度650℃〜750℃で熱間圧延した後酸洗し、次いで冷間圧延した後、縦型の連続焼鈍炉において700℃〜900℃で焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法（請求項２）である。
【００１４】
なお、本明細書、表、図において、鋼の成分を表す％は、特にことわらないかぎり重量％を意味し、ppmも重量ppmを意味する。
【００１５】
（発明に至る経緯と、Ｂ、Sb、Al含有量の限定理由）
本発明者らはＶを含んだ電磁鋼板を高生産性の縦型焼鈍焼鈍炉で製造するために、ピックアップ等の表面欠陥発生を抑制し、かつ鉄損を低減する手法に関し検討したところ、Ｂを添加することによりＶＮの析出を抑制することが可能となること、こうしたＢ添加鋼は仕上焼鈍時に鋼板表層部での窒化・酸化が著しく生じ、これを防止するためには微量のSb添加が有効であり鉄損の大幅な低減が可能になること、さらにAl量を適正化することによりピックアップ発生が抑制できることを見出した。
【００１６】
以下、本発明を実験結果に基づいて詳細に説明する。
縦型の連続焼鈍炉は、汎用冷延鋼板を製造するので、コスト低減や製造制約緩和の観点から炉内ガスのＨ2は７％程度とされている。こうした雰囲気の縦型炉においてSiやAlを多く含む電磁鋼板を焼鈍すると、酸化物であるSiＯ2、Al2Ｏ3が炉内ハースロールに付着する。そして、前述のようにロールと鋼板との接触圧が高いこともあって、ロールに付着したこれら酸化物が鋼板に転写されてピックアップと呼ばれる凹凸欠陥が生じ易くなる。
【００１７】
本発明者らは、初めに、こうした焼鈍雰囲気中での磁気特性に及ぼすＶ、ＢとSbの影響を調査した。仕上焼鈍の雰囲気ガスは、露点−5℃、5％Ｈ2-95％Ｎ2 に調整した。
【００１８】
Ｃ：0.0020％、Si：0.30％、Mn：0.40％、Ｐ：0.10％、Al：0.0040％、Ｓ：0.005％、Ｎ：0.0018％、Ｖ：0.0060％とし、ＢをＢ／Ｎ（重量比）で0〜3.0とした鋼、およびそれぞれにSbを80ppm添加した鋼を50kg高周波真空溶解炉にて溶製し鋳造した。インゴットを熱延後、酸洗を行った。引き続き板厚0.5mmまで冷間圧延し、前記の焼鈍雰囲気中で、820℃×１min間の仕上焼鈍を行った。
【００１９】
図１は、このようにして得られたサンプルの鉄損Ｗ15/50とＢ／Ｎとの関係を示す図である。ここで、磁気測定は25 cmエプスタイン法により行った。
図１より、Ｂフリー材に比べて、ＢをＢ／Ｎで0.5以上添加することにより鉄損が低下することがわかる。特にSb添加鋼ではさらに低下することがわかる。一方、ＢがＢ／Ｎで2.0を越えた場合にはいずれも鉄損が増大することもわかる。その中でも、Ｂ／Ｎ＝0.7〜1.5の範囲では、鉄損は一段と低くなっていることがわかる。
【００２０】
この原因を調査するため光学顕微鏡にて組織観察を行った。その結果、Ｂフリー材ではSbの有無によらず磁性焼鈍による結晶粒の粗大化は認められなかった。Ｂ添加鋼では、Ｂ／Ｎ＝0.5以上で結晶粒が粗大化することが明らかとなった。また、Ｂ添加-Sbフリー鋼には、Ｂ／Ｎによらず鋼板表層部に微細組織が認められ、Sb添加鋼にはこうした鋼板表層部の微細組織は認められなかった。
【００２１】
そこで、粒成長性の違いを調査するため、磁性焼鈍後の鋼板中央部より薄膜を作製し透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行った。その結果、いずれもＢ／Ｎ＝0.5以下の材料には結晶粒界上に直径10〜50 nmの微細なＶＮが多数観察され、このＶＮが粒成長を阻害し高鉄損になることが判明した。
【００２２】
一方、Ｂ／Ｎ＝0.5〜2.0の材料には、こうした微細なＶＮは観察されず、直径200〜300 nmのＢＮがクラスター状に存在していた。このことよりＢ／Ｎ＝0.5〜2.0の材料では、Ｂ添加によりＮがＢＮとして固定されたため、微細なＶＮの析出が抑制され、粒成長性が向上したものと考えられる。
【００２３】
Ｂ／Ｎが2.0を超える材料においても、Ｂ／Ｎ＝0.5〜2.0の材料と同様、微細なＶＮはほとんど認められず、直径200〜300nmのＢＮが観察された。Ｂ／Ｎ＞2.0の材料で粒成長が低下した主な原因は、固溶Ｂによる粒界のドラック効果によるものと考えられる。
以上より、本発明においてはＢ含有量をＢ／Ｎで0.5〜2.0に限定するが、0.7〜1.5の範囲にすることが更に好ましい。
【００２４】
次に、Sb添加による鉄損低減の原因調査のために、Sbフリー鋼とSb添加鋼の鋼板表層部の微細粒組織領域をＴＥＭにより観察した。鋼板表層を10μm程度研磨した後、研磨後の表面より抽出レプリカ法を用いて析出物を観察した。その結果、Sbフリー鋼では、Ｂ／Ｎ＝1.0未満の材料には微細なAlＮやＶＮが、Ｂ／Ｎ＝1.0〜2.5の材料にはＢＮ、AlＮがそれぞれ観察された。一方、Sb添加鋼にはこうした表層部の微細析出物は全く認められなかった。これら表層部の析出物は、微量の固溶Alや固溶Ｂが磁性焼鈍時に窒化されて生成したものと推定される。Sbフリー鋼における鉄損がSb添加鋼に比べて高かったのは、Sbフリー鋼では、表層部に微細粒組織が形成され鉄損が増大したためと考えられる。
【００２５】
そこで、Sbの最適添加量を調査するため、Ｃ：0.0026％、Si：0.30％、Mn：0.40％、Ｐ：0.10％、Al：0.0030％、Ｓ：0.005％、Ｎ：0.0018％、Ｖ：0.0060％、Ｂ：21ppm（Ｂ／Ｎ＝1.17）としSb量をtr.〜500ppmの範囲で変化させた鋼を実験室にて真空溶解し、熱延後、酸洗を行った。引き続き、板厚0.5mmまで冷間圧延し、5％Ｈ2-95％Ｎ2雰囲気（露点−5℃）で820℃×１min間の仕上焼鈍を施した。焼鈍後の磁気特性とSbとの関係を図２に示す。
【００２６】
図２より、Sb添加量が20ppm以上になると鉄損は低下し始めることがわかる。しかし、Sbをさらに添加してもSb＞200ppmで鉄損は飽和する。また、表層部の光学顕微鏡による組織観察の結果、Sbが20ppm未満では鋼板表層部に窒化に起因する微細粒が認められた。Sbが20ppmを越えると高露点雰囲気での仕上焼鈍では鋼板表層部の微細粒は認められず、表層の窒化が抑制されると考えられる。
【００２７】
このようなSbによる表層の窒化抑制効果は、Snにおいても同様に認められ、Snの効果はSbの1/2であることがわかった。以上より、本発明においては、SbとSnの少なくとも一方をSb＋Sn/2で20ppm以上含有させることとし、コストの観点より上限を200ppmとする。
【００２８】
次に、縦型連続焼鈍ラインでの最大の問題点であるピックアップについて調査した。電磁鋼板のピックアップ（凹凸欠陥）は、前述のように、通板の経過と共にSiＯ2、Al2Ｏ3の酸化物が炉内ハースロールに付着し、ロールと鋼板との接触圧が高いこともあって、それが鋼板に転写されて生じる。
【００２９】
本発明の電磁鋼板は、鉄損確保の観点からSiを相当量含有させることが必要である。しかし、Alは微量Ｂ添加時の歩留まり向上にのみ使用するため、Al添加量は調整できる。そこで、ピックアップの発生状況に及ぼすAl量と露点の影響について調べた。
【００３０】
実験は以下のように行った。ピックアップ発生の検討には、ハースロールと同一材質の溶射パネルと鋼板を面圧60 kg/cm2で加圧積層して焼鈍する装置を試作し、焼鈍後の鋼板と溶射パネルとの接触面上への酸化物の付着状態を観察して判定した。
【００３１】
Ｃ：0.0023％、Si：0.30％、Mn：0.40％、Ｐ：0.11％、Ｓ：0.005％、Ｎ：0.0018％、Ｖ：0.0070％、Sb：100ppm、B：20ppm（Ｂ／Ｎ＝1.11）とし、Al量をtr.〜0.2％の範囲で変化させた鋼を実験室にて真空溶解した。ここでは、Alは種々の元素の添加前の最初に投入し、脱酸後の残留Al量を調整した。次いでSi、Mn、Ｐ、Ｖ、Sb等を添加した。各インゴットは熱延後、酸洗を行った。引き続き、板厚0.5 mmまで冷間圧延し、5％Ｈ2-95％Ｎ2ガス雰囲気中にて露点を0℃〜−15℃に変化させて820℃×100時間の焼鈍を行った。
【００３２】
図３は、Al量と露点によるピックアップ発生状況の観察結果を示した図である。この実験結果によれば、露点が０℃以下、Al量が0.05％以下の領域では、ピックアップの発生は認められなかった。また、Al量が0.1％を越えると著しくピックアップが発生しやすくなることがわかる。以上より、本発明においては、Al量の上限を0.05％とする。
【００３３】
次に、Al量と鉄損について調査した。図４は、Al量と820℃×１min仕上焼鈍後の鉄損の関係を示す図である。このときの焼鈍雰囲気は5％Ｈ2-95％Ｎ2、露点は−5℃である。図４より、Alが0.001％未満では鉄損にばらつきが生じ、0.001％〜0.05％までほぼ一定となり、0.07％以上から徐々に低下することがわかる。
【００３４】
そこで、こうした鉄損のAl量依存性を調査するために、光学顕微鏡による組織観察を行った。その結果、Al量が0.001％未満のサンプルでは、混粒組織があり一部に異常粒成長がみとめられた。0.001％を越えたサンプルの組織は整粒であった。さらに、断面のＳＥＭ観察による介在物を分析したところ、Al＜0.001％のサンプルでは、一部の酸化物がSiＯ2-MnＯ-Al2Ｏ3の三元系組成になっており展伸していた。Al＞0.001％のサンプルの酸化物組成はAl2Ｏ3が主体であった。低Al領域での鉄損のばらつきは、こうした酸化物の形態が関係していると考えれる。以上より、本発明においては、鉄損の安定化の観点から、Al量の下限を0.001％とする。
【００３５】
（その他の成分の限定理由）
次に、成分の限定理由について説明する。
Ｃ：  Ｃは磁気時効の問題があるため0.005％以下とする。
Si：  Siは鋼板の固有抵抗を上げて鉄損を低減するために有効な元素であるが、縦型連続焼鈍炉用では0.8％を超えるとピックアップが発生し易くなるので、上限を0.8％とする。
Mn：  Mnは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、0.05％以上必要であるが、1.0％以上になると磁束密度を低下させ、ピックアップの発生原因にもなるので、0.05〜1.0％とする。
Ｓ：  Ｓは含有量が多い場合にはMnSの析出量が多くなり、粒成長性が低下するため0.02％以下とする。
【００３６】
Ｐ：  Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、0.2％を超えて添加すると鋼板が脆化するため0.2％以下とする。
Ｎ：  Ｎは含有量が多い場合にはＢＮの析出量が多くなり、粒成長性が低下するため0.005％以下とする。
Ｖ：  Ｖは鉱石から混入する元素であり、通常は転炉での酸化により低減される。特に、ＶＮとして析出し粒成長性を劣化させるため低い方がが好ましいが、本発明ではＢにより無害化できるので、混入しても問題はない。Ｖが0.002％未満のときは、ＶＮの析出量が少なくなり、Ｂを添加する効果が薄くなる。従って、本発明ではその下限を0.002％とする。Ｖ含有量が0.02％を越えると、ＶＣとして析出し粒成長性を阻害するため上限を0.02％とする。
【００３７】
（製造方法）
本発明においては、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、Ｖ、Ｂ、Sb、Alを始め規定の成分が所定の範囲である鋼を製造し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。この時の加熱温度は1100℃〜1250℃、仕上温度は750℃〜900℃、巻取り温度は650℃〜750℃とすることが好ましい。また、熱延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。次いで１回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に仕上焼鈍を行う、仕上焼鈍温度と時間は、700℃〜900℃で10〜120 secの仕上焼鈍とすることが好ましい。この仕上焼鈍は一般冷延鋼板用の縦型連続焼鈍炉で実施される。また、縦型連続焼鈍炉の製造条件および設備には、特に制限はなく、一般の冷延鋼板の製造条件と同様である。
【００３８】
【実施例】
表１に示す鋼を用い、転炉で吹練した後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後鋳造し、スラブを1200℃で加熱した後、板厚2.0mmまで熱間圧延を行った。熱延仕上げ温度は800℃、巻取り温度は690℃とした。酸洗後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行った。ついで、得られた冷延コイルを電解洗浄後に、縦型の連続焼鈍炉にて表１に示す温度で仕上焼鈍を行った。焼鈍ラインの条件は、雰囲気ガス：７％Ｈ2-93％Ｎ2、露点：−8℃、均熱時間：30秒、炉内張力：1.3 kg/mm2とした。
【００３９】
焼鈍後のコイルより、煎断にてエプスタイン試験片を切り出し、25cmエプスタイン試験器により磁気特性を測定した。また、表面性状は、鋼板を500ton通板した後の鋼板表面の外観観察により判定した。結果を表１に示す。
【００４０】
表１より、本発明鋼（No.1〜No.９）においては、比較鋼に比して、縦型連続焼鈍炉において鉄損が低く、表面性状の優れた電磁鋼板が得られることがわかる。
【００４１】
これに対し、No.10の鋼板はＢ／Ｎの範囲が本発明の範囲を超え、No.11の鋼板はＢ／Ｎの範囲が本発明の範囲を下回っているため、共に鉄損が高くなっている。
No.12の鋼板は、Sb+1/2Sn含有量が本発明の範囲を下回っているので、やはり鉄損が高くなっていると共に、少量のピックアップが発生している。
No.13の鋼板は、Al含有量が本発明の範囲を超えているので、ピックアップが多く発生し表面性状が悪くなっている。
【００４２】
No.14の鋼板は、Mn含有量が本発明の範囲を下回っているので鉄損が高くなっている。
No.15の鋼板は、Mn含有量が本発明の範囲を超えているので、鉄損は低いものの、磁束密度が低くなっていると共に、ピックアップが多く発生し表面性状が悪い。
No.16の鋼板は、Ｓ含有量が本発明の範囲を超えているので、鉄損が大幅に高くなっていると共に、少量のピックアップが発生している。
No.17の鋼板は、Ｖ含有量が本発明の範囲を超えているので、鉄損が大幅に高くなっている。
No.18の鋼板は、Ｎ含有量が本発明の範囲を超えているので、やはり鉄損が大幅に高くなっている。
No.19の鋼板は、Si含有量が本発明の範囲を超えているので、鉄損は低いものの磁束密度が大幅に低下しており、かつピックアップが多く発生して表面性状が悪い。
【００４３】
【表１】
0004244393.tif 000002
【００４４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明においては、Ｂを添加してＮをＢＮとして固定することで粒成長性を向上させること、Sbの極微量添加により鋼板表層部の窒化・酸化を防止すること、Al量を制限することによりピックアップの発生を抑制すること、を組み合わせているので、Ｖを含む電磁鋼板を縦型連続焼鈍炉で製造しても、表面性状と鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。
【００４５】
本発明に係る無方向性電磁鋼板は、低鉄損が必要とされる電気材料として広く使用するのに好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】   Ｂ／Ｎ（重量比）と鉄損との関係を示す図である。
【図２】     Sb量と鉄損との関係を示す図である。
【図３】     Al量とピックアップ発生状態の関係を示す図である。
【図４】     Al量と鉄損との関係を示す図である。
【図１】
0004244393.tif 000003
【図２】
0004244393.tif 000004
【図３】
0004244393.tif 000005
【図４】
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