JP2000219917A - 磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法 - Google Patents
磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 安定して低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造す
る。 【解決手段】 重量％で、0.1%≦Si≦3.5%、0.1%≦Mn≦
1.5%、C ≦0.004%、N ≦0.002%、S ≦0.002%、Ti≦0.00
3%、Nb≦0.003%、V ≦0.005%、Zr≦0.003%、Ca≦0.003
%、As≦0.003%、Cr≦0.05% 、Sn≦0.01% 、Cu≦0.05%
、O ≦0.02% を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなり、Ｑ値が-4.70 以下でαγ変態を有するスラ
ブを熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼鈍を施
し、酸洗し、１回の冷間圧延工程を施した後、仕上焼鈍
を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱延板焼
鈍をＡｃ1 点以上の温度域で10秒〜５分の間実施するこ
とを特徴とする磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁
鋼板の製造法。
る。 【解決手段】 重量％で、0.1%≦Si≦3.5%、0.1%≦Mn≦
1.5%、C ≦0.004%、N ≦0.002%、S ≦0.002%、Ti≦0.00
3%、Nb≦0.003%、V ≦0.005%、Zr≦0.003%、Ca≦0.003
%、As≦0.003%、Cr≦0.05% 、Sn≦0.01% 、Cu≦0.05%
、O ≦0.02% を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなり、Ｑ値が-4.70 以下でαγ変態を有するスラ
ブを熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼鈍を施
し、酸洗し、１回の冷間圧延工程を施した後、仕上焼鈍
を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱延板焼
鈍をＡｃ1 点以上の温度域で10秒〜５分の間実施するこ
とを特徴とする磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁
鋼板の製造法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心材
料として用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い優れ
た磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
料として用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い優れ
た磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板
がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型
変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー
節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動き
の中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。この
ため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、す
なわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強
まってきている。ところで、無方向性電磁鋼板において
は、従来、低鉄損化の手段として一般に、電気抵抗増大
による渦電流損低減の観点からＳｉあるいはＡｌ等の含
有量を高める方法がとられてきた。しかし、この方法で
は反面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があ
った。このような問題点の克服のために、熱延板結晶粒
径を粗大化することで磁束密度と鉄損の両方を改善させ
る方法が行われてきた。
がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型
変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー
節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動き
の中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。この
ため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、す
なわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強
まってきている。ところで、無方向性電磁鋼板において
は、従来、低鉄損化の手段として一般に、電気抵抗増大
による渦電流損低減の観点からＳｉあるいはＡｌ等の含
有量を高める方法がとられてきた。しかし、この方法で
は反面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があ
った。このような問題点の克服のために、熱延板結晶粒
径を粗大化することで磁束密度と鉄損の両方を改善させ
る方法が行われてきた。
【０００３】従来、変態を有する無方向性電磁鋼板にお
いては、α域の上限付近において熱延を終了することに
より冷延前結晶粒径を確保し、結果として成品の磁束密
度、鉄損を向上させることが行われてきた。このような
観点から、特開昭５６−３８４２０号公報には熱延仕上
温度をＡｒ3 点とＡｒ1 点の中間温度以下として６８０
℃以上の温度で巻き取ることにより熱延結晶組織の粗大
化を図る方法が開示されている。しかしながら、熱延仕
上温度がγ域に上昇することは、熱延終了後にα相への
変態が進行することから熱延組織が細粒化し、結果とし
て磁気特性が悪化するため、避けるべき事とされてき
た。
いては、α域の上限付近において熱延を終了することに
より冷延前結晶粒径を確保し、結果として成品の磁束密
度、鉄損を向上させることが行われてきた。このような
観点から、特開昭５６−３８４２０号公報には熱延仕上
温度をＡｒ3 点とＡｒ1 点の中間温度以下として６８０
℃以上の温度で巻き取ることにより熱延結晶組織の粗大
化を図る方法が開示されている。しかしながら、熱延仕
上温度がγ域に上昇することは、熱延終了後にα相への
変態が進行することから熱延組織が細粒化し、結果とし
て磁気特性が悪化するため、避けるべき事とされてき
た。
【０００４】一方、実際の仕上熱延機においては、噛み
込み時の圧延速度と定常圧延状態の圧延速度が必然的に
異なることから、コイル長手方向の温度分布を解消する
ことが困難であり、α域の上限にて熱延を実施するため
には、圧延設定温度を低くせざるを得ないという不利益
があった。また、一般的な無方向性電磁鋼板の低級品で
はそのＡｒ1 変態点が８６０℃付近であることから、熱
延仕上温度を上昇させて熱延結晶組織の成長を図ること
に限度があり、冷延前結晶組織の増大による磁気特性の
向上には限界があった。
込み時の圧延速度と定常圧延状態の圧延速度が必然的に
異なることから、コイル長手方向の温度分布を解消する
ことが困難であり、α域の上限にて熱延を実施するため
には、圧延設定温度を低くせざるを得ないという不利益
があった。また、一般的な無方向性電磁鋼板の低級品で
はそのＡｒ1 変態点が８６０℃付近であることから、熱
延仕上温度を上昇させて熱延結晶組織の成長を図ること
に限度があり、冷延前結晶組織の増大による磁気特性の
向上には限界があった。
【０００５】一方で、鉄損低減の為に、単にＳｉあるい
はＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、特公平６−８
０１６９号公報に記載されているように、Ｍｎ及びＳの
低減による高純度鋼化により析出物の無害化を図る方法
が開示されている。しかしながら鋼の高純化のみでは上
述のごとき制御熱延による冷延前結晶組織粗大化の限界
を打破することが出来ず、高磁束密度化には限界があっ
た。
はＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、特公平６−８
０１６９号公報に記載されているように、Ｍｎ及びＳの
低減による高純度鋼化により析出物の無害化を図る方法
が開示されている。しかしながら鋼の高純化のみでは上
述のごとき制御熱延による冷延前結晶組織粗大化の限界
を打破することが出来ず、高磁束密度化には限界があっ
た。
【０００６】一次再結晶集合組織を改善することで無方
向性電磁鋼板の磁気特性を改善する方法として、特開昭
５５−１５８２５２号公報のごとくＳｎ添加、特開昭６
２−１８００１４号公報のごときＳｎ、Ｃｕ添加、もし
くは特開昭５９−１００２１７号公報のごときＳｂ添加
による集合組織の改善による磁気特性の優れた無方向性
電磁鋼板の製造法が開示されているが、集合組織制御元
素であるＳｎ, ＣｕもしくはＳｂ等の添加コストは決し
て低いものではなく、低コストな無方向性電磁鋼板の製
造法の提供には限界があった。
向性電磁鋼板の磁気特性を改善する方法として、特開昭
５５−１５８２５２号公報のごとくＳｎ添加、特開昭６
２−１８００１４号公報のごときＳｎ、Ｃｕ添加、もし
くは特開昭５９−１００２１７号公報のごときＳｂ添加
による集合組織の改善による磁気特性の優れた無方向性
電磁鋼板の製造法が開示されているが、集合組織制御元
素であるＳｎ, ＣｕもしくはＳｂ等の添加コストは決し
て低いものではなく、低コストな無方向性電磁鋼板の製
造法の提供には限界があった。
【０００７】また、特開昭５７−３５６２６号公報に記
載されているような仕上げ焼鈍サイクルの工夫等の製造
プロセス上の処置もなされてきたが、いずれも低鉄損化
は図られても、磁束密度についてはそれほどの効果はな
かった。
載されているような仕上げ焼鈍サイクルの工夫等の製造
プロセス上の処置もなされてきたが、いずれも低鉄損化
は図られても、磁束密度についてはそれほどの効果はな
かった。
【０００８】この様な従来技術の限界を打破するために
発明者等は特開平９−１２５１４４号公報において、不
純物元素の低減をはかるとともに仕上熱延をＡｒ3 点以
上のγ相域とし、高温で巻取る事で低コストで高磁束密
度で低鉄損な無方向性電磁鋼板を製造する方法を開示し
た。また、冷延前結晶組織粗大化の限界を打破する技術
として、特開昭５７−３５６２８号公報には熱延仕上温
度をＡｒ3 点以上として熱延結晶組織の細粒化を図った
上でＡ3 点以下の温度で熱延板焼鈍を施し、冷延前結晶
組織の粗大化を図る方法が開示されている。
発明者等は特開平９−１２５１４４号公報において、不
純物元素の低減をはかるとともに仕上熱延をＡｒ3 点以
上のγ相域とし、高温で巻取る事で低コストで高磁束密
度で低鉄損な無方向性電磁鋼板を製造する方法を開示し
た。また、冷延前結晶組織粗大化の限界を打破する技術
として、特開昭５７−３５６２８号公報には熱延仕上温
度をＡｒ3 点以上として熱延結晶組織の細粒化を図った
上でＡ3 点以下の温度で熱延板焼鈍を施し、冷延前結晶
組織の粗大化を図る方法が開示されている。
【０００９】しかしこれらの技術をもってしても、連続
して無方向性電磁鋼板の製鋼を行う際に、個々の条件は
満足しているにも関わらず、チャージ毎のバラツキが生
じやすく、安定して低鉄損の無方向性電磁鋼板を得る観
点からは若干の課題を残していた。
して無方向性電磁鋼板の製鋼を行う際に、個々の条件は
満足しているにも関わらず、チャージ毎のバラツキが生
じやすく、安定して低鉄損の無方向性電磁鋼板を得る観
点からは若干の課題を残していた。
【００１０】このように、従来技術では、磁束密度が高
くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を製造できるには至
らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えるこ
とは出来なかった。発明者等はこの限界を克服すべく、
詳細に解析を行った結果、有害元素の総量と炭素との積
が一定以下であれば安定して低鉄損の無方向性電磁鋼板
を製造しうるという、新規な知見を見出した。
くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を製造できるには至
らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えるこ
とは出来なかった。発明者等はこの限界を克服すべく、
詳細に解析を行った結果、有害元素の総量と炭素との積
が一定以下であれば安定して低鉄損の無方向性電磁鋼板
を製造しうるという、新規な知見を見出した。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術に
おけるこのような問題点を解決し、高磁束密度かつ低鉄
損の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするもの
である。
おけるこのような問題点を解決し、高磁束密度かつ低鉄
損の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするもの
である。
【００１２】
【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％で、 ０．１％≦Ｓｉ≦３．５％、０．１％≦Ｍｎ≦１．５
％、 Ｃ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．００２％、 Ｓ ≦０．００２％、 Ｔｉ≦０．００３％、 Ｎｂ≦０．００３％、 Ｖ ≦０．００５％、 Ｚｒ≦０．００３％、 Ｃａ≦０．００３％、 Ａｓ≦０．００３％、 Ｃｒ≦０．０５％、 Ｓｎ≦０．０１％、 Ｃｕ≦０．０５％、 Ｏ ≦０．０２％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）で定めるＱ値が−４．７０以下でαγ変態を有
するスラブを熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施し、酸洗し、１回の冷間圧延工程を施した後、仕
上焼鈍を施し、その後にスキンパス圧延工程を施すか或
いは施さない無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱
延板焼鈍をＡｃ1 点以上の温度域で１０秒〜５分の間実
施することを特徴とする磁束密度が高く鉄損の低い無方
向性電磁鋼板の製造法。 Ｑ=log[([Ti%]+[Nb%]+[V%]+[Zr%]+[Ca%]) ×[C%]] ・・・式（１） 但し、[Ti%] 、[Nb%] 、[V%]、[Zr%] 、[C%]、[Ca%]
は、それぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃの成品中
の重量濃度 （２） スラブが、更に重量％で、 ０．１％≦Ａｌ≦２％ を含有することを特徴とする前記（１）記載の磁束密度
が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法。
ろは、以下の通りである。 （１） 重量％で、 ０．１％≦Ｓｉ≦３．５％、０．１％≦Ｍｎ≦１．５
％、 Ｃ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．００２％、 Ｓ ≦０．００２％、 Ｔｉ≦０．００３％、 Ｎｂ≦０．００３％、 Ｖ ≦０．００５％、 Ｚｒ≦０．００３％、 Ｃａ≦０．００３％、 Ａｓ≦０．００３％、 Ｃｒ≦０．０５％、 Ｓｎ≦０．０１％、 Ｃｕ≦０．０５％、 Ｏ ≦０．０２％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）で定めるＱ値が−４．７０以下でαγ変態を有
するスラブを熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施し、酸洗し、１回の冷間圧延工程を施した後、仕
上焼鈍を施し、その後にスキンパス圧延工程を施すか或
いは施さない無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱
延板焼鈍をＡｃ1 点以上の温度域で１０秒〜５分の間実
施することを特徴とする磁束密度が高く鉄損の低い無方
向性電磁鋼板の製造法。 Ｑ=log[([Ti%]+[Nb%]+[V%]+[Zr%]+[Ca%]) ×[C%]] ・・・式（１） 但し、[Ti%] 、[Nb%] 、[V%]、[Zr%] 、[C%]、[Ca%]
は、それぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃの成品中
の重量濃度 （２） スラブが、更に重量％で、 ０．１％≦Ａｌ≦２％ を含有することを特徴とする前記（１）記載の磁束密度
が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。発明者らは、低鉄損と高磁束密度を同時に達成すべ
く従来技術における問題点を鋭意検討を重ねた結果、変
態を有する無方向性電磁鋼板にあって、無方向性電磁鋼
板において、Ｓｉを０．１％〜２．５％、Ａｌを０．１
％〜２％、Ｍｎを０．１％〜１．５％含有する鋼にあっ
て、Ｃ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｏ含有量を低減
し、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｓ含有量
を特定の関係式を満たした上で低減し、高純度鋼化する
とともに、Ｃ含有量を同時に低減し、熱延板焼鈍を施
し、一回の冷間圧延で最終板厚とし焼鈍を施すフルプロ
セス無方向性電磁鋼板、あるいは中間焼鈍をはさむ二回
以上の冷間圧延により最終板厚とする無方向性電磁鋼板
製造法において磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電
磁鋼板を製造することが可能であることを見出し発明に
至った。
る。発明者らは、低鉄損と高磁束密度を同時に達成すべ
く従来技術における問題点を鋭意検討を重ねた結果、変
態を有する無方向性電磁鋼板にあって、無方向性電磁鋼
板において、Ｓｉを０．１％〜２．５％、Ａｌを０．１
％〜２％、Ｍｎを０．１％〜１．５％含有する鋼にあっ
て、Ｃ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｏ含有量を低減
し、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｓ含有量
を特定の関係式を満たした上で低減し、高純度鋼化する
とともに、Ｃ含有量を同時に低減し、熱延板焼鈍を施
し、一回の冷間圧延で最終板厚とし焼鈍を施すフルプロ
セス無方向性電磁鋼板、あるいは中間焼鈍をはさむ二回
以上の冷間圧延により最終板厚とする無方向性電磁鋼板
製造法において磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電
磁鋼板を製造することが可能であることを見出し発明に
至った。
【００１４】無方向性電磁鋼板の磁気特性は冷延前結晶
組織を粗大化することで改善することが可能である。こ
のため従来、仕上熱延において熱延仕上温度を上昇させ
て熱延組織の粗大化を図り、製品の磁束密度を高め、鉄
損を低減させることが行われてきた。しかしながら熱延
仕上温度を上昇させてα＋γ２相域もしくはγ域に達す
ると、熱延終了後にγ相からα相への変態が進行するこ
とから熱延組織が細粒化し、結果として磁気特性が悪化
するため、避けるべき事とされてきた。このため、αγ
変態を有する無方向性電磁鋼板ではα域の上限にて熱延
を実施することが必須であるとされてきたが、Ｓｉ含有
量の少ない無方向性電磁鋼板の低級品ではそのＡｒ1 変
態点が９００℃以下であることから、熱延仕上温度の上
昇による熱延結晶組織の粗大化には限度があり、結果と
して磁気特性の向上には限界があった。
組織を粗大化することで改善することが可能である。こ
のため従来、仕上熱延において熱延仕上温度を上昇させ
て熱延組織の粗大化を図り、製品の磁束密度を高め、鉄
損を低減させることが行われてきた。しかしながら熱延
仕上温度を上昇させてα＋γ２相域もしくはγ域に達す
ると、熱延終了後にγ相からα相への変態が進行するこ
とから熱延組織が細粒化し、結果として磁気特性が悪化
するため、避けるべき事とされてきた。このため、αγ
変態を有する無方向性電磁鋼板ではα域の上限にて熱延
を実施することが必須であるとされてきたが、Ｓｉ含有
量の少ない無方向性電磁鋼板の低級品ではそのＡｒ1 変
態点が９００℃以下であることから、熱延仕上温度の上
昇による熱延結晶組織の粗大化には限度があり、結果と
して磁気特性の向上には限界があった。
【００１５】発明者等は従来のこのような変態を有する
無方向性電磁鋼板の制御熱延の限界を打破すべく鋭意検
討を進めた結果、変態を有する無方向性電磁鋼板にあっ
て、Ｓｉを０．１％〜２．５％、Ａｌを０．１％〜２
％、Ｍｎを０．１％〜１．５％含有しαγ変態を有する
鋼にあって、Ｃ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｏ含有量
を低減し、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｓ
含有量を特定の式を満たしつつ同時に低減することによ
り高純度鋼化すれば、熱延板焼鈍温度をγ域まで高めて
も変態後のα相の結晶組織が細粒化せず、熱延板焼鈍温
度、或いは中間焼鈍温度の上昇に伴って熱延結晶組織が
粗大化するとともに、発明者等が特開平９−１２５１４
４号公報において開示した技術の問題点であるチャージ
毎のバラツキを解消し、安定して高磁束密度低鉄損の無
方向性電磁鋼板を得ることが可能となった。
無方向性電磁鋼板の制御熱延の限界を打破すべく鋭意検
討を進めた結果、変態を有する無方向性電磁鋼板にあっ
て、Ｓｉを０．１％〜２．５％、Ａｌを０．１％〜２
％、Ｍｎを０．１％〜１．５％含有しαγ変態を有する
鋼にあって、Ｃ、Ｓ、Ｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｏ含有量
を低減し、さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ａｓ
含有量を特定の式を満たしつつ同時に低減することによ
り高純度鋼化すれば、熱延板焼鈍温度をγ域まで高めて
も変態後のα相の結晶組織が細粒化せず、熱延板焼鈍温
度、或いは中間焼鈍温度の上昇に伴って熱延結晶組織が
粗大化するとともに、発明者等が特開平９−１２５１４
４号公報において開示した技術の問題点であるチャージ
毎のバラツキを解消し、安定して高磁束密度低鉄損の無
方向性電磁鋼板を得ることが可能となった。
【００１６】このような方法により得られた熱延板を出
発材とすることにより、仕上げ焼鈍後の製品における磁
束密度が高く、鉄損が良好な（鉄損値が低い）無方向性
電磁鋼板を安価に製造することに成功した。
発材とすることにより、仕上げ焼鈍後の製品における磁
束密度が高く、鉄損が良好な（鉄損値が低い）無方向性
電磁鋼板を安価に製造することに成功した。
【００１７】まず、成分について説明すると、Ｓｉは鋼
板の固有抵抗を増大させ渦流損を低減させ、鉄損値を改
善するために添加される。Ｓｉ含有量が０．１％未満で
あると固有抵抗が十分に得られないので０．１％以上添
加する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．５％を越え
ると冷間圧延が困難となるので３．５％以下に定める。
板の固有抵抗を増大させ渦流損を低減させ、鉄損値を改
善するために添加される。Ｓｉ含有量が０．１％未満で
あると固有抵抗が十分に得られないので０．１％以上添
加する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．５％を越え
ると冷間圧延が困難となるので３．５％以下に定める。
【００１８】Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼板の固有抵抗を増
大させ渦電流損を低減させる効果を有する。このため、
Ｍｎ含有量は０．１％以上とする必要がある。一方、Ｍ
ｎ含有量が１．５％を越えると熱延時の変形抵抗が増加
し熱延が困難となるとともに、冷延前結晶組織が微細化
しやすくなり、製品の磁気特性が悪化するので、Ｍｎ含
有量は１．５％以下とする必要がある。
大させ渦電流損を低減させる効果を有する。このため、
Ｍｎ含有量は０．１％以上とする必要がある。一方、Ｍ
ｎ含有量が１．５％を越えると熱延時の変形抵抗が増加
し熱延が困難となるとともに、冷延前結晶組織が微細化
しやすくなり、製品の磁気特性が悪化するので、Ｍｎ含
有量は１．５％以下とする必要がある。
【００１９】鋼中のＡｌは不純物レベルであってもなん
ら問題はないが、ＡｌはＳｉと同様に鋼板の固有抵抗を
増大させ渦電流損を低減させる効果を有するので、必要
に応じて添加する。特に低鉄損を得たい場合には０．１
％以上２％以下添加する。多量にＡｌ添加した場合に
は、磁束密度が低下し、コスト高ともなるので２％以下
とする。
ら問題はないが、ＡｌはＳｉと同様に鋼板の固有抵抗を
増大させ渦電流損を低減させる効果を有するので、必要
に応じて添加する。特に低鉄損を得たい場合には０．１
％以上２％以下添加する。多量にＡｌ添加した場合に
は、磁束密度が低下し、コスト高ともなるので２％以下
とする。
【００２０】また、製品の機械的特性の向上、磁気的特
性、耐錆性の向上あるいはその他の目的のために、Ｐ、
Ｂ、Ｎｉ、Ｓｂの１種または２種以上を鋼中に含有させ
ても本発明の効果は損なわれない。
性、耐錆性の向上あるいはその他の目的のために、Ｐ、
Ｂ、Ｎｉ、Ｓｂの１種または２種以上を鋼中に含有させ
ても本発明の効果は損なわれない。
【００２１】Ｃ含有量は、０．００４％以下に制御する
ことが必要である。Ｃ含有量が０．００４％を越える
と、成品の使用中に磁気時効が生じて鉄損が悪化するの
みならず、不純物元素と炭化物を生成して仕上げ焼鈍時
の結晶粒成長を阻害し、ひいては鉄損の悪化をもたらす
ので０．００４％以下とする必要がある。
ことが必要である。Ｃ含有量が０．００４％を越える
と、成品の使用中に磁気時効が生じて鉄損が悪化するの
みならず、不純物元素と炭化物を生成して仕上げ焼鈍時
の結晶粒成長を阻害し、ひいては鉄損の悪化をもたらす
ので０．００４％以下とする必要がある。
【００２２】Ｓ、Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱
中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ等の硫化物、Ａ
ｌＮ等の窒化物を形成する。これらが存在することによ
り熱延後のγ相からα相への変態時にα相の核を提供す
ると共に変態後のα相結晶組織の粒成長を妨げるためそ
の含有量は共に０．００２％以下とする必要がある。
中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ等の硫化物、Ａ
ｌＮ等の窒化物を形成する。これらが存在することによ
り熱延後のγ相からα相への変態時にα相の核を提供す
ると共に変態後のα相結晶組織の粒成長を妨げるためそ
の含有量は共に０．００２％以下とする必要がある。
【００２３】また、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量、Ｎｂ含有
量、Ｚｒ含有量、Ｃａ含有量、Ｃｒ含有量がそれぞれ
０．００３％、０．００５％、０．００３％、０．００
３％、０．００３％、０．０５％を越えるとＴｉ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃｒの炭化物の析出が顕著となり、
熱延結晶組織の粗大化が阻害されるとともに仕上焼鈍工
程での結晶粒成長が阻害され磁気特性が悪化する。この
ため、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量、Ｎｂ含有量、Ｚｒ含有
量、Ｃａ含有量はそれぞれ０．００３％以下、０．００
５％以下、０．００３％以下、０．００３以下％、０．
００３％以下とする必要がある。
量、Ｚｒ含有量、Ｃａ含有量、Ｃｒ含有量がそれぞれ
０．００３％、０．００５％、０．００３％、０．００
３％、０．００３％、０．０５％を越えるとＴｉ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃｒの炭化物の析出が顕著となり、
熱延結晶組織の粗大化が阻害されるとともに仕上焼鈍工
程での結晶粒成長が阻害され磁気特性が悪化する。この
ため、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量、Ｎｂ含有量、Ｚｒ含有
量、Ｃａ含有量はそれぞれ０．００３％以下、０．００
５％以下、０．００３％以下、０．００３以下％、０．
００３％以下とする必要がある。
【００２４】また、本発明では個々のＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｚｒ、Ｃａ単独の含有量に加えて、全体を含めた総量
と、Ｃ含有量との間に特定の関係が成立する必要があ
る。すなわち、式（１）で定めるＱ値において、 Ｑ＝log[([Ti%]+[Nb%]+[V%]+[Zr%]+[Ca%])×[C%]] ・・・式（１） 但し、[Ti%] 、[Nb%] 、[V%]、[Zr%] 、[C%]、[Ca%]
は、それぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃの成品中
の重量濃度 式（１）のＱ値が−４．７０を超えると本発明が意図す
る低鉄損無方向性電磁鋼板を得ることが出来ない。従っ
て、式（１）のＱ値は−４．７０以下である必要があ
る。
Ｚｒ、Ｃａ単独の含有量に加えて、全体を含めた総量
と、Ｃ含有量との間に特定の関係が成立する必要があ
る。すなわち、式（１）で定めるＱ値において、 Ｑ＝log[([Ti%]+[Nb%]+[V%]+[Zr%]+[Ca%])×[C%]] ・・・式（１） 但し、[Ti%] 、[Nb%] 、[V%]、[Zr%] 、[C%]、[Ca%]
は、それぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃの成品中
の重量濃度 式（１）のＱ値が−４．７０を超えると本発明が意図す
る低鉄損無方向性電磁鋼板を得ることが出来ない。従っ
て、式（１）のＱ値は−４．７０以下である必要があ
る。
【００２５】さらに、結晶粒成長を阻害する析出物の形
成に影響を及ぼす要因として、Ａｓ含有量を抑制する必
要がある。Ａｓは、それ自体では、本発明の成分範囲内
の鋼では、上記の硫化物や窒化物等の析出物を形成する
ことは無い。しかし、鋼中に、一定量以上のＡｓが含有
されると、硫化物サイズが微細になるため、熱延結晶組
織の粗大化を著しく阻害する。このような観点から、Ａ
ｓ含有量は０．００３％以下にする必要がある。
成に影響を及ぼす要因として、Ａｓ含有量を抑制する必
要がある。Ａｓは、それ自体では、本発明の成分範囲内
の鋼では、上記の硫化物や窒化物等の析出物を形成する
ことは無い。しかし、鋼中に、一定量以上のＡｓが含有
されると、硫化物サイズが微細になるため、熱延結晶組
織の粗大化を著しく阻害する。このような観点から、Ａ
ｓ含有量は０．００３％以下にする必要がある。
【００２６】Ｓｎ、Ｃｕは鋼の結晶粒界に偏析して粒成
長を妨げ、成品鉄損を悪化させるので、それぞれ含有量
は０．０１％以下、０．０５％以下とする必要がある。
長を妨げ、成品鉄損を悪化させるので、それぞれ含有量
は０．０１％以下、０．０５％以下とする必要がある。
【００２７】Ｏ含有量が０．０２％を超えるとＳｉ
Ｏ2 、Ａｌ2 Ｏ3 等の酸化物系介在物の析出が顕著とな
り。結晶粒成長を妨げ、成品鉄損を悪化させるので、含
有量は０．０２％以下とする必要がある。
Ｏ2 、Ａｌ2 Ｏ3 等の酸化物系介在物の析出が顕著とな
り。結晶粒成長を妨げ、成品鉄損を悪化させるので、含
有量は０．０２％以下とする必要がある。
【００２８】Ｐは、製品の打ち抜き性を良好ならしめる
ために０．１％までの範囲内において添加される。Ｐ≦
０．２％であれば、製品の磁気特性の観点から問題がな
い。
ために０．１％までの範囲内において添加される。Ｐ≦
０．２％であれば、製品の磁気特性の観点から問題がな
い。
【００２９】Ｂは熱間圧延時にＢＮを形成させてＡｌＮ
の微細析出を妨げ、Ｎを無害化させるために添加され
る。Ｂ含有量はＮとの量のバランスが必要であり、その
含有量は両者の比Ｂ% ／Ｎ% が０．５から１．５の範囲
を満たすことが好ましい。
の微細析出を妨げ、Ｎを無害化させるために添加され
る。Ｂ含有量はＮとの量のバランスが必要であり、その
含有量は両者の比Ｂ% ／Ｎ% が０．５から１．５の範囲
を満たすことが好ましい。
【００３０】Ｎｉ、Ｓｂは成品の一次再結晶集合組織を
改善して特に磁束密度を向上させる効果がある。この目
的のために添加する場合、Ｎｉは０．２以上２．５％以
下、Ｓｂは０．０５％以上０．５％以下の範囲を満たす
ことが好ましい。
改善して特に磁束密度を向上させる効果がある。この目
的のために添加する場合、Ｎｉは０．２以上２．５％以
下、Ｓｂは０．０５％以上０．５％以下の範囲を満たす
ことが好ましい。
【００３１】次に本発明の成分範囲規定理由について説
明する。発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｃ、Ｎ、
Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｏに加えＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ、Ａｓ、Ｃａ等の不純物含有量を総合的に制御するこ
とにより、製品における鉄損が著しく改善され得ること
を発見し本発明の完成に至った。
明する。発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｃ、Ｎ、
Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｏに加えＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ、Ａｓ、Ｃａ等の不純物含有量を総合的に制御するこ
とにより、製品における鉄損が著しく改善され得ること
を発見し本発明の完成に至った。
【００３２】本発明の構成要件を確認するために、以下
のような実験を行った。表１、表２に示す成分の鋼を溶
製し仕上げ熱延を実施し、２．５mm厚に仕上げた。この
際に、熱延仕上温度は９６０℃のγ相域とした。これを
７００℃でコイルに巻きとった。 次に熱延板を酸洗、
冷延し０．５mm厚とし、脱脂した後、７５０℃、３０秒
焼鈍しエプスタイン試料を切断して磁気特性を測定し
た。
のような実験を行った。表１、表２に示す成分の鋼を溶
製し仕上げ熱延を実施し、２．５mm厚に仕上げた。この
際に、熱延仕上温度は９６０℃のγ相域とした。これを
７００℃でコイルに巻きとった。 次に熱延板を酸洗、
冷延し０．５mm厚とし、脱脂した後、７５０℃、３０秒
焼鈍しエプスタイン試料を切断して磁気特性を測定し
た。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】表１、表２において、比較例１から３にお
いてはＱ値が本発明の構成要件である−４．７０以下を
満たしておらず、また、比較例４ではＡｓ含有量が本発
明の構成要件である０．００３％以下を満たしていない
ため、本発明例よりも鉄損が悪化していることがわか
る。このように不純物元素を制御することにより、製品
における鉄損を低減し、優れた磁気特性の無方向性電磁
鋼板を製造することが可能である。
いてはＱ値が本発明の構成要件である−４．７０以下を
満たしておらず、また、比較例４ではＡｓ含有量が本発
明の構成要件である０．００３％以下を満たしていない
ため、本発明例よりも鉄損が悪化していることがわか
る。このように不純物元素を制御することにより、製品
における鉄損を低減し、優れた磁気特性の無方向性電磁
鋼板を製造することが可能である。
【００３６】前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。本発明では
熱延板は、熱延板焼鈍後、一回の冷間圧延と連続焼鈍に
より製品とする。またさらにスキンパス圧延工程を付加
して製品としてもよい。また、中間焼鈍をはさむ２回以
上の冷間圧延により最終板厚としても良い。さらに、そ
の後スキンパスを施して最終板厚としても良い。スキン
パス圧延率は２％未満ではその効果が得られず、２０％
以上では磁気特性が悪化するため２％から２０％とす
る。
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。本発明では
熱延板は、熱延板焼鈍後、一回の冷間圧延と連続焼鈍に
より製品とする。またさらにスキンパス圧延工程を付加
して製品としてもよい。また、中間焼鈍をはさむ２回以
上の冷間圧延により最終板厚としても良い。さらに、そ
の後スキンパスを施して最終板厚としても良い。スキン
パス圧延率は２％未満ではその効果が得られず、２０％
以上では磁気特性が悪化するため２％から２０％とす
る。
【００３７】次に本発明のプロセス条件について説明す
る。従来の技術においては熱延板すなわち冷延前の結晶
粒径を極力粗大化することに主眼がおかれており、熱延
板焼鈍後のγ相からα相への変態は熱延板の結晶粒を微
細化するために有害であるとみなされ、熱延板焼鈍温度
はα相単相であるＡｃ1 変態点以下で億個なうこととさ
れてきた。
る。従来の技術においては熱延板すなわち冷延前の結晶
粒径を極力粗大化することに主眼がおかれており、熱延
板焼鈍後のγ相からα相への変態は熱延板の結晶粒を微
細化するために有害であるとみなされ、熱延板焼鈍温度
はα相単相であるＡｃ1 変態点以下で億個なうこととさ
れてきた。
【００３８】その結果、本発明のごとき熱延板焼鈍温度
をγ域へと高める方法の利用は省みられなかった。しか
し発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｃ
ｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、ＯをはじめとしてＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ
ａ、Ｚｒ、Ａｓ等の不純物含有量を式（１）で定義され
るＱ値を一定以下に満足した上で低減することにより、
熱延板焼鈍工程をα＋γ相域以上の温度で行った場合に
おいても熱延結晶組織が粗大化され、結果として製品に
おける磁気特性が著しく改善され得ることを発見し本発
明の完成に至った。
をγ域へと高める方法の利用は省みられなかった。しか
し発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｃ
ｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、ＯをはじめとしてＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ
ａ、Ｚｒ、Ａｓ等の不純物含有量を式（１）で定義され
るＱ値を一定以下に満足した上で低減することにより、
熱延板焼鈍工程をα＋γ相域以上の温度で行った場合に
おいても熱延結晶組織が粗大化され、結果として製品に
おける磁気特性が著しく改善され得ることを発見し本発
明の完成に至った。
【００３９】このような鋼の純度による熱延条件に対す
る熱延結晶組織形成の相違を調べるため、以下のような
実験を行った。表３に示す成分の鋼を溶製し仕上げ熱延
を実施し、２．５mm厚に仕上げた。その後熱延板焼鈍温
度は８００℃から１０００℃の範囲として実施し、これ
を酸洗、冷延し０．５mm厚とし、脱脂した後、７２０
℃、３０秒焼鈍しエプスタイン試料を切断して磁気特性
を測定した。
る熱延結晶組織形成の相違を調べるため、以下のような
実験を行った。表３に示す成分の鋼を溶製し仕上げ熱延
を実施し、２．５mm厚に仕上げた。その後熱延板焼鈍温
度は８００℃から１０００℃の範囲として実施し、これ
を酸洗、冷延し０．５mm厚とし、脱脂した後、７２０
℃、３０秒焼鈍しエプスタイン試料を切断して磁気特性
を測定した。
【００４０】
【表３】
【００４１】熱延板焼鈍温度に対する熱延板結晶粒径の
変化、製品鉄損、製品磁束密度をそれぞれ図１、図２、
図３に示した。成分１の高純度鋼では熱延仕上げ温度が
Ａｒ 3 点以上になっても熱延結晶組織が粗大化するが、
成分２の比較材では個々の成分は式（１）以外の条件を
満足するが、式（１）で定義されるＱ値が−４．７０超
となっており、熱延板焼鈍温度がＡｃ1 点以上になると
熱延結晶組織が細粒化する。この結果、成分１の高純度
鋼では熱延板焼鈍温度が上昇するに従い鉄損は低下し、
磁束密度は向上するが、成分２の比較例では鉄損の増
大、磁束密度の低下といった磁気特性の悪化がみられ
る。
変化、製品鉄損、製品磁束密度をそれぞれ図１、図２、
図３に示した。成分１の高純度鋼では熱延仕上げ温度が
Ａｒ 3 点以上になっても熱延結晶組織が粗大化するが、
成分２の比較材では個々の成分は式（１）以外の条件を
満足するが、式（１）で定義されるＱ値が−４．７０超
となっており、熱延板焼鈍温度がＡｃ1 点以上になると
熱延結晶組織が細粒化する。この結果、成分１の高純度
鋼では熱延板焼鈍温度が上昇するに従い鉄損は低下し、
磁束密度は向上するが、成分２の比較例では鉄損の増
大、磁束密度の低下といった磁気特性の悪化がみられ
る。
【００４２】このようにＣ、Ｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓ
ｎ、ＯをはじめとしてＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ａ
ｓ等の不純物を低減するとともに式（１）で定義される
Ｑ値を−４．７０以下に制御した上で、高純度鋼をＡｃ
1 点以上の温度で熱延板焼鈍することにより、製品にお
ける鉄損を低減し、磁束密度の高め、優れた磁気特性の
無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
ｎ、ＯをはじめとしてＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ａ
ｓ等の不純物を低減するとともに式（１）で定義される
Ｑ値を−４．７０以下に制御した上で、高純度鋼をＡｃ
1 点以上の温度で熱延板焼鈍することにより、製品にお
ける鉄損を低減し、磁束密度の高め、優れた磁気特性の
無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
【００４３】前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブ
に熱間圧延を施し所定の厚みとする。
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブ
に熱間圧延を施し所定の厚みとする。
【００４４】次に熱延板焼鈍を施すが、熱延板焼鈍温度
がＡｃ1 点を下まわると、熱延結晶組織の成長が不十分
となり、本発明が目的とする優れた磁気特性を有する無
方向性電磁鋼板を得ることができない。このため熱延板
焼鈍温度はＡｃ1 点以上であることが必要である。熱延
板焼鈍温度の上限は特に設けないが、あまり高温で焼鈍
を行うと、鋼板表面の酸化により表面性状が著しく悪化
し、酸洗歩留まりも低下することから、必然的にその上
限が決まる。
がＡｃ1 点を下まわると、熱延結晶組織の成長が不十分
となり、本発明が目的とする優れた磁気特性を有する無
方向性電磁鋼板を得ることができない。このため熱延板
焼鈍温度はＡｃ1 点以上であることが必要である。熱延
板焼鈍温度の上限は特に設けないが、あまり高温で焼鈍
を行うと、鋼板表面の酸化により表面性状が著しく悪化
し、酸洗歩留まりも低下することから、必然的にその上
限が決まる。
【００４５】このようにして得られた熱延板は一回の冷
間圧延と連続焼鈍により製品とする。あるいは中間焼鈍
をはさむ２回以上の冷間圧延により最終板厚としても良
い。またさらにスキンパス圧延工程を付加して製品とし
てもよい。スキンパス圧延率は２％未満ではその効果が
得られず、２０％以上では磁気特性が悪化するため２％
から２０％とする。
間圧延と連続焼鈍により製品とする。あるいは中間焼鈍
をはさむ２回以上の冷間圧延により最終板厚としても良
い。またさらにスキンパス圧延工程を付加して製品とし
てもよい。スキンパス圧延率は２％未満ではその効果が
得られず、２０％以上では磁気特性が悪化するため２％
から２０％とする。
【００４６】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。 ［実施例１］表４に示した成分を有する無方向性電磁鋼
用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延により２．５mm
に仕上げた。次に、熱延板焼鈍を１０００℃で実施し、
Ａｃ 3 変態点以上のγ相域とした。その後、酸洗を施
し、冷間圧延により０．５０mmに仕上げた。これを連続
焼鈍炉にて７３０℃で３０秒間焼鈍した。その後、エプ
スタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。表４中に
本発明と比較例の成分と鉄損測定結果をあわせて示す。
用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延により２．５mm
に仕上げた。次に、熱延板焼鈍を１０００℃で実施し、
Ａｃ 3 変態点以上のγ相域とした。その後、酸洗を施
し、冷間圧延により０．５０mmに仕上げた。これを連続
焼鈍炉にて７３０℃で３０秒間焼鈍した。その後、エプ
スタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。表４中に
本発明と比較例の成分と鉄損測定結果をあわせて示す。
【００４７】
【表４】
【００４８】比較例１はＱ値の値が、比較例２はＣ含有
量が、比較例３はＳ含有量が、比較例４はＴｉ含有量
が、比較例５はＶ含有量が、比較例６はＮｂ含有量が、
比較例７はＳとＡｓ含有量が、比較例８はＣｒ含有量
が、比較例９はＳｎ含有量が、比較例１０はＣｕ含有量
が、比較例１１はＯ含有量がそれぞれ本発明の構成要件
を満たしておらず、本発明の実施例に比べて磁束密度、
鉄損の値が劣っていることが分かる。
量が、比較例３はＳ含有量が、比較例４はＴｉ含有量
が、比較例５はＶ含有量が、比較例６はＮｂ含有量が、
比較例７はＳとＡｓ含有量が、比較例８はＣｒ含有量
が、比較例９はＳｎ含有量が、比較例１０はＣｕ含有量
が、比較例１１はＯ含有量がそれぞれ本発明の構成要件
を満たしておらず、本発明の実施例に比べて磁束密度、
鉄損の値が劣っていることが分かる。
【００４９】このように鋼の純度を制御すれば、熱延板
焼鈍温度をＡｃ1 点以上にすることにより、磁束密度の
値が高く、鉄損値の低い磁気特性の優れた無方向性電磁
鋼板を得ることが可能である。
焼鈍温度をＡｃ1 点以上にすることにより、磁束密度の
値が高く、鉄損値の低い磁気特性の優れた無方向性電磁
鋼板を得ることが可能である。
【００５０】［実施例２］表５に示したＡ，Ｂの成分か
らなる無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱
し、熱延により２．５mmに仕上げた。熱延板焼鈍温度を
Ａｃ3 点以上の１０５０℃とＡｃ1 点以下の８５０℃と
した。
らなる無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱
し、熱延により２．５mmに仕上げた。熱延板焼鈍温度を
Ａｃ3 点以上の１０５０℃とＡｃ1 点以下の８５０℃と
した。
【００５１】その後、酸洗を施し、冷間圧延により０．
５０mmおよび０．５５mmに仕上げた。板厚０．５０mmの
ものは連続焼鈍炉にて７３０℃で３０秒間焼鈍した。そ
の後、７５０℃２時間の需要家相当の焼鈍を施した。ま
た、板厚０．５５mmのものは、連続焼鈍炉にて７００℃
で２０秒焼鈍を施し、圧下率９％のスキンパス圧延によ
り０．５０mm厚に仕上げ、７５０℃２時間の需要家相当
の焼鈍を施した。これらの試料からエプスタイン試験片
を切り出しの磁気特性を測定した。
５０mmおよび０．５５mmに仕上げた。板厚０．５０mmの
ものは連続焼鈍炉にて７３０℃で３０秒間焼鈍した。そ
の後、７５０℃２時間の需要家相当の焼鈍を施した。ま
た、板厚０．５５mmのものは、連続焼鈍炉にて７００℃
で２０秒焼鈍を施し、圧下率９％のスキンパス圧延によ
り０．５０mm厚に仕上げ、７５０℃２時間の需要家相当
の焼鈍を施した。これらの試料からエプスタイン試験片
を切り出しの磁気特性を測定した。
【００５２】
【表５】
【００５３】表６、表７に上述の本発明例と比較例の熱
延板焼鈍温度と磁気測定結果をあわせて示す。
延板焼鈍温度と磁気測定結果をあわせて示す。
【００５４】
【表６】
【００５５】
【表７】
【００５６】このように高純度鋼を用い、熱延板焼鈍温
度をＡｃ1 点以上にとることにより、１回法、スキンパ
ス圧延法とも磁束密度の値が高く、鉄損値の低い材料が
得られることがわかる。
度をＡｃ1 点以上にとることにより、１回法、スキンパ
ス圧延法とも磁束密度の値が高く、鉄損値の低い材料が
得られることがわかる。
【００５７】
【発明の効果】このように本願発明によれば、磁束密度
が高く鉄損の低い磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を
製造することが可能である。
が高く鉄損の低い磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を
製造することが可能である。
【図１】熱延板焼鈍温度と熱延板結晶粒径の関係を示す
図表である。
図表である。
【図２】熱延板焼鈍温度と製品鉄損の関係を示す図表で
ある。
ある。
【図３】熱延板焼鈍温度と製品磁束密度の関係を示す図
表である。
表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K033 AA01 CA01 CA02 CA05 CA07 CA09 FA00 FA13 FA14 HA01 KA00 5E041 AA02 AA11 AA19 CA02 CA04 HB05 HB07 HB11 NN01 NN06 NN17 NN18
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 ０．１％≦Ｓｉ≦３．５％、 ０．１％≦Ｍｎ≦１．５％、 Ｃ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．００２％、 Ｓ ≦０．００２％、 Ｔｉ≦０．００３％、 Ｎｂ≦０．００３％、 Ｖ ≦０．００５％、 Ｚｒ≦０．００３％、 Ｃａ≦０．００３％、 Ａｓ≦０．００３％、 Ｃｒ≦０．０５％、 Ｓｎ≦０．０１％、 Ｃｕ≦０．０５％、 Ｏ ≦０．０２％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）で定めるＱ値が−４．７０以下でαγ変態を有
するスラブを熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施し、酸洗し、１回の冷間圧延工程を施した後、仕
上焼鈍を施し、その後にスキンパス圧延工程を施すか或
いは施さない無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱
延板焼鈍をＡｃ1 点以上の温度域で１０秒〜５分の間実
施することを特徴とする磁束密度が高く鉄損の低い無方
向性電磁鋼板の製造法。 Ｑ=log[([Ti%]+[Nb%]+[V%]+[Zr%]+[Ca%]) ×[C%]] ・・・式（１） 但し、[Ti%] 、[Nb%] 、[V%]、[Zr%] 、[C%]、[Ca%]
は、それぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｃの成品中
の重量濃度 - 【請求項２】 スラブが、更に重量％で、 ０．１％≦Ａｌ≦２％ を含有することを特徴とする請求項１記載の磁束密度が
高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11020276A JP2000219917A (ja) | 1999-01-28 | 1999-01-28 | 磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11020276A JP2000219917A (ja) | 1999-01-28 | 1999-01-28 | 磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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