JP2001049340A - 磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JP2001049340A JP2001049340A JP22637399A JP22637399A JP2001049340A JP 2001049340 A JP2001049340 A JP 2001049340A JP 22637399 A JP22637399 A JP 22637399A JP 22637399 A JP22637399 A JP 22637399A JP 2001049340 A JP2001049340 A JP 2001049340A
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- Y02P10/20—Recycling
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 無方向性電磁鋼板の製造において、最終の冷
間圧延の前に施す焼鈍で、MnS の析出物を粗大化し、磁
束密度を高めかつ鉄損を低減する。 【解決手段】 重量% で、C:0.01％以下、Mn:0.05 〜1.
5%、Si及び／又はAlを、2.0%≦Si(%)+Al(%) ≦5.0%、及
び、2.0%≦Si(%)+2 ・Al(%)-Mn(%) 、の両式を満たす量
(%) 含有し、残部はFe及び不可避不純物から成る鋼を熱
間圧延して熱延板とし、これに熱延板焼鈍を施し、次い
で、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により
最終板厚の冷延板とし、これに仕上焼鈍を施す無方向性
電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延の前に施
す焼鈍を、最初、1050〜1250℃、引き続き、700 〜1050
℃の二段で行う。また、前記焼鈍において、冷却速度10
℃／秒以下で、1050℃から950 ℃まで冷却する。さら
に、前記鋼中のS が0.005%を超えないことが好ましい。
間圧延の前に施す焼鈍で、MnS の析出物を粗大化し、磁
束密度を高めかつ鉄損を低減する。 【解決手段】 重量% で、C:0.01％以下、Mn:0.05 〜1.
5%、Si及び／又はAlを、2.0%≦Si(%)+Al(%) ≦5.0%、及
び、2.0%≦Si(%)+2 ・Al(%)-Mn(%) 、の両式を満たす量
(%) 含有し、残部はFe及び不可避不純物から成る鋼を熱
間圧延して熱延板とし、これに熱延板焼鈍を施し、次い
で、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により
最終板厚の冷延板とし、これに仕上焼鈍を施す無方向性
電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延の前に施
す焼鈍を、最初、1050〜1250℃、引き続き、700 〜1050
℃の二段で行う。また、前記焼鈍において、冷却速度10
℃／秒以下で、1050℃から950 ℃まで冷却する。さら
に、前記鋼中のS が0.005%を超えないことが好ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心材
料として使用される磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
を製造する方法、特に、磁束密度及び鉄損の良好な無方
向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。
料として使用される磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
を製造する方法、特に、磁束密度及び鉄損の良好な無方
向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】電気機器の高効率化は、世界的な電力・
エネルギーの節減、さらには地球環境保全の動向の中
で、近年強く要望されている。このため、回転機あるい
は中小型変圧器等の鉄心材料として広く使用されている
無方向性電磁鋼板においても、磁気特性の向上に対する
要請がさらに強まってきている。特に、最近、回転機の
高効率化が進展する電気自動車用、あるいはコンプレッ
サ用モータにおいては、その傾向が顕著である。
エネルギーの節減、さらには地球環境保全の動向の中
で、近年強く要望されている。このため、回転機あるい
は中小型変圧器等の鉄心材料として広く使用されている
無方向性電磁鋼板においても、磁気特性の向上に対する
要請がさらに強まってきている。特に、最近、回転機の
高効率化が進展する電気自動車用、あるいはコンプレッ
サ用モータにおいては、その傾向が顕著である。
【０００３】無方向性電磁鋼板の磁気特性を制御する因
子として、冷間圧延前の鋼板における結晶粒径があり、
その結晶粒径を粗大化することで製品の磁束密度が向上
することは良く知られている。たとえば、特開昭５５−
９７４２６号公報には、熱延板を、非酸化性雰囲気中
で、９００〜１０００℃で１〜７分間、焼鈍することが
開示されている。
子として、冷間圧延前の鋼板における結晶粒径があり、
その結晶粒径を粗大化することで製品の磁束密度が向上
することは良く知られている。たとえば、特開昭５５−
９７４２６号公報には、熱延板を、非酸化性雰囲気中
で、９００〜１０００℃で１〜７分間、焼鈍することが
開示されている。
【０００４】また、特開平３−２９４４２２号公報に
は、Ｃ；０．０１％以下、Ｓｉ；１．５〜４％、Ａｌ；
０．１〜２％、Ｆｅ；残部からなる鋼を熱間圧延後、温
度；１０００〜１２００℃で時間；３０秒〜５分、熱延
板焼鈍することが開示されている。これら開示の焼鈍
は、冷間圧延前の鋼板における結晶粒界の体積を低減す
ることにより、焼鈍後に旧結晶粒界近傍から発生する、
磁気特性に好ましくない[111] 面方位を有する結晶粒を
減じるものである。このように、最終の冷間圧延の前の
焼鈍において、結晶粒径をある程度以上に粗大化させ、
製品の磁束密度を向上させることは、工業上しばしば用
いる手法である。
は、Ｃ；０．０１％以下、Ｓｉ；１．５〜４％、Ａｌ；
０．１〜２％、Ｆｅ；残部からなる鋼を熱間圧延後、温
度；１０００〜１２００℃で時間；３０秒〜５分、熱延
板焼鈍することが開示されている。これら開示の焼鈍
は、冷間圧延前の鋼板における結晶粒界の体積を低減す
ることにより、焼鈍後に旧結晶粒界近傍から発生する、
磁気特性に好ましくない[111] 面方位を有する結晶粒を
減じるものである。このように、最終の冷間圧延の前の
焼鈍において、結晶粒径をある程度以上に粗大化させ、
製品の磁束密度を向上させることは、工業上しばしば用
いる手法である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところが、冷間圧延前
の鋼板における結晶粒径を粗大化し、製品の磁束密度を
向上させたにもかかわらず、磁気特性、特に、鉄損がむ
しろ劣化する場合があるということが、最近明らかにな
った。すなわち、製品の磁束密度を高くしても、期待さ
れる低鉄損の製品が得られないということが、新たな課
題として認識されるようになってきた。
の鋼板における結晶粒径を粗大化し、製品の磁束密度を
向上させたにもかかわらず、磁気特性、特に、鉄損がむ
しろ劣化する場合があるということが、最近明らかにな
った。すなわち、製品の磁束密度を高くしても、期待さ
れる低鉄損の製品が得られないということが、新たな課
題として認識されるようになってきた。
【０００６】本発明は、上記課題を解決する、磁束密度
が高く、かつ、低鉄損の無方向性電磁鋼板を得るため、
最終の冷間圧延の前に施こす焼鈍における最適な焼鈍条
件を提供するものである。
が高く、かつ、低鉄損の無方向性電磁鋼板を得るため、
最終の冷間圧延の前に施こす焼鈍における最適な焼鈍条
件を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するため、次の(1) 〜(3) を要旨とする。 (1) 重量% で、C:0.01% 以下、Mn:0.05 〜1.5%、Si及び
／又はAlを、2.0%≦Si(%)+Al(%) ≦5.0% 及び2.0%≦Si
(%)+2 ・Al(%)-Mn(%)の両式を満たす量(%) 含有し、残
部はFe及び不可避不純物から成る鋼を熱間圧延して熱延
板とし、これに熱延板焼鈍を施し、次いで、一回又は中
間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延
板とし、これに仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造
方法において、最終の冷間圧延の前に施す焼鈍を、最
初、1050〜1250℃、引き続き、700 〜1050℃の二段で行
うことを特徴とする磁束密度及び鉄損の良好な無方向性
電磁鋼板の製造方法。
決するため、次の(1) 〜(3) を要旨とする。 (1) 重量% で、C:0.01% 以下、Mn:0.05 〜1.5%、Si及び
／又はAlを、2.0%≦Si(%)+Al(%) ≦5.0% 及び2.0%≦Si
(%)+2 ・Al(%)-Mn(%)の両式を満たす量(%) 含有し、残
部はFe及び不可避不純物から成る鋼を熱間圧延して熱延
板とし、これに熱延板焼鈍を施し、次いで、一回又は中
間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延
板とし、これに仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造
方法において、最終の冷間圧延の前に施す焼鈍を、最
初、1050〜1250℃、引き続き、700 〜1050℃の二段で行
うことを特徴とする磁束密度及び鉄損の良好な無方向性
電磁鋼板の製造方法。
【０００８】(2) 前記最終の冷間圧延の前に施す焼鈍に
おいて、冷却速度10℃／秒以下で、1050℃から950 ℃ま
で冷却することを特徴とする前記(1) 記載の磁束密度及
び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 (3) 前記鋼中に含有されるS が、重量% で0.005%を超え
ないことを特徴とする前記(1) 又は(2) 記載の磁束密度
及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
おいて、冷却速度10℃／秒以下で、1050℃から950 ℃ま
で冷却することを特徴とする前記(1) 記載の磁束密度及
び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 (3) 前記鋼中に含有されるS が、重量% で0.005%を超え
ないことを特徴とする前記(1) 又は(2) 記載の磁束密度
及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、熱延板焼鈍条件と、製品の磁束密度及び
鉄損の関係について鋭意調査を行なった。その結果、熱
延板焼鈍の温度サイクルを変えることにより、高磁束密
度と低鉄損の両立が可能であることを知見した。以下に
その詳細を説明する。
本発明者らは、熱延板焼鈍条件と、製品の磁束密度及び
鉄損の関係について鋭意調査を行なった。その結果、熱
延板焼鈍の温度サイクルを変えることにより、高磁束密
度と低鉄損の両立が可能であることを知見した。以下に
その詳細を説明する。
【００１０】実験室の真空溶解炉にて、Si:3.0% 、Al:
0.3% 、C:0.0010% 、Mn:0.3% 、S:0.0018% を含有する
鋼を溶製し、この鋼について、2.1mm の熱延板を作製し
た。この熱延板に対し、900 〜1150℃、90秒の焼鈍を施
し、水冷（急冷）した。その後、0.35mmまで冷間圧延
し、1030℃、30秒の仕上焼鈍を行なった。磁気特性をSS
T(Single Sheet Tester) で測定し、L 方向とC 方向の
平均値で評価した。
0.3% 、C:0.0010% 、Mn:0.3% 、S:0.0018% を含有する
鋼を溶製し、この鋼について、2.1mm の熱延板を作製し
た。この熱延板に対し、900 〜1150℃、90秒の焼鈍を施
し、水冷（急冷）した。その後、0.35mmまで冷間圧延
し、1030℃、30秒の仕上焼鈍を行なった。磁気特性をSS
T(Single Sheet Tester) で測定し、L 方向とC 方向の
平均値で評価した。
【００１１】結果を表１に示す。
【００１２】
【表１】
【００１３】熱延板焼鈍温度が1000℃以下の試料１、２
においては、B50 が1.67T 未満で、W15/50が2.3w/kg 未
満であった。この試料１、２を基準とすると、焼鈍温度
の増加(1100 ℃：試料３、1150℃：試料４) に従い、B5
0 は1.68T 程度まで増加するが、W15/50は逆に劣化す
る。B50 が高いことは、磁壁移動もしくは磁化回転が容
易に起り得る結晶方位を持つ結晶粒が増加していること
を意味するから、本来ならば、鉄損W15/50は減少するは
ずである。
においては、B50 が1.67T 未満で、W15/50が2.3w/kg 未
満であった。この試料１、２を基準とすると、焼鈍温度
の増加(1100 ℃：試料３、1150℃：試料４) に従い、B5
0 は1.68T 程度まで増加するが、W15/50は逆に劣化す
る。B50 が高いことは、磁壁移動もしくは磁化回転が容
易に起り得る結晶方位を持つ結晶粒が増加していること
を意味するから、本来ならば、鉄損W15/50は減少するは
ずである。
【００１４】ところが、本試験の場合、試料１、２と試
料３、４を比較すると、B50 は増加したにもかかわら
ず、W15/50は増加し、鉄損特性は劣化した。この原因を
解明するため、製品における結晶粒の測定を行なった。
その結果、表１に示すように、試料３、４では、試料
１、２よりも結晶粒径が小さくなっていることが判明し
た。従って、試料３、４は、製品の結晶粒径が小さくな
ったため、試料１、２よりもW15/50値が増加したものと
推察される。
料３、４を比較すると、B50 は増加したにもかかわら
ず、W15/50は増加し、鉄損特性は劣化した。この原因を
解明するため、製品における結晶粒の測定を行なった。
その結果、表１に示すように、試料３、４では、試料
１、２よりも結晶粒径が小さくなっていることが判明し
た。従って、試料３、４は、製品の結晶粒径が小さくな
ったため、試料１、２よりもW15/50値が増加したものと
推察される。
【００１５】本発明者らは、熱延板焼鈍温度が高い場合
に製品の結晶粒径が小さくなった原因として、1100℃以
上で固溶したMnS が、熱延板焼鈍冷却時に微細に析出
し、仕上焼鈍における粒成長性を阻害したものと考え
た。そして、この考えをベースに、高温で熱延板焼鈍を
施してB50 を向上させたうえで、さらに、MnS の微細析
出を抑制し、仕上焼鈍における粒成長性を向上させる手
段を見い出すべく、さらに、試験を行なった。
に製品の結晶粒径が小さくなった原因として、1100℃以
上で固溶したMnS が、熱延板焼鈍冷却時に微細に析出
し、仕上焼鈍における粒成長性を阻害したものと考え
た。そして、この考えをベースに、高温で熱延板焼鈍を
施してB50 を向上させたうえで、さらに、MnS の微細析
出を抑制し、仕上焼鈍における粒成長性を向上させる手
段を見い出すべく、さらに、試験を行なった。
【００１６】具体的には、熱延板焼鈍サイクルを、「T1
(=1100, 1150) ℃で10秒→炉内冷却→T2(=900)℃→室温
まで水冷」とし、他の条件は前回と同一にして、再度、
試験を行なった。結果を表２に示す。
(=1100, 1150) ℃で10秒→炉内冷却→T2(=900)℃→室温
まで水冷」とし、他の条件は前回と同一にして、再度、
試験を行なった。結果を表２に示す。
【００１７】
【表２】
【００１８】この表２から明らかなように、試料５、６
においては、冷間圧延前の結晶粒径が大きいため、B50
は1.68T を超えるほど高く、また、熱延板焼鈍温度を二
段にした効果により、仕上焼鈍における粒成長性も改善
され、W15/50も2.3w/kg 未満となっている。本発明のよ
うに、熱延板焼鈍を二段サイクルとすることによって、
仕上焼鈍時の粒成長性が改善された理由は、以下のよう
に考えられる。
においては、冷間圧延前の結晶粒径が大きいため、B50
は1.68T を超えるほど高く、また、熱延板焼鈍温度を二
段にした効果により、仕上焼鈍における粒成長性も改善
され、W15/50も2.3w/kg 未満となっている。本発明のよ
うに、熱延板焼鈍を二段サイクルとすることによって、
仕上焼鈍時の粒成長性が改善された理由は、以下のよう
に考えられる。
【００１９】MnS は、およそ1100℃で固溶し、1000℃前
後で析出する。それ故、この析出温度域で冷却速度が一
定の速度以上であると、MnS は微細に析出し、仕上焼鈍
において粒成長を阻害する。これに対し、本発明の二段
サイクル焼鈍を用いると、上記の約1000℃近傍における
冷却速度を小さくして、MnS を、ある程度粗大に析出さ
せることができ、仕上焼鈍における粒成長阻害が防止さ
れるのである。
後で析出する。それ故、この析出温度域で冷却速度が一
定の速度以上であると、MnS は微細に析出し、仕上焼鈍
において粒成長を阻害する。これに対し、本発明の二段
サイクル焼鈍を用いると、上記の約1000℃近傍における
冷却速度を小さくして、MnS を、ある程度粗大に析出さ
せることができ、仕上焼鈍における粒成長阻害が防止さ
れるのである。
【００２０】なお、焼鈍を二段サイクルとすることに代
えて、焼鈍中、1050℃から950 ℃までの鋼板の冷却速度
を、一定の速度以下としても、同様の効果が得られる。
次に、熱延板焼鈍を二段サイクルとし、上記焼鈍温度
T1、T2を種々変化させて試験を行なった。 Si:3.0%、A
l:1.2% 、C:0.0013% 、Mn:0.2% 、S:0.0015% を含有す
る鋼について、2.0mm の熱延板を作製した。この熱延板
に対し、「T1℃で10秒→炉内冷却→T2℃→室温まで水
冷」の焼鈍を施し、その後、0.35mmまで冷間圧延し、10
50℃、35秒で仕上焼鈍を行なった。
えて、焼鈍中、1050℃から950 ℃までの鋼板の冷却速度
を、一定の速度以下としても、同様の効果が得られる。
次に、熱延板焼鈍を二段サイクルとし、上記焼鈍温度
T1、T2を種々変化させて試験を行なった。 Si:3.0%、A
l:1.2% 、C:0.0013% 、Mn:0.2% 、S:0.0015% を含有す
る鋼について、2.0mm の熱延板を作製した。この熱延板
に対し、「T1℃で10秒→炉内冷却→T2℃→室温まで水
冷」の焼鈍を施し、その後、0.35mmまで冷間圧延し、10
50℃、35秒で仕上焼鈍を行なった。
【００２１】結果を表３に示す。
【００２２】
【表３】
【００２３】T2℃を900 ℃で一定とした試料１〜５の中
では、T1℃が1050℃以上の試料２〜５（表中、○印）
が、B50 が1.67T を超え良好なものであった。T1℃が10
50℃以上でB50 が良好である理由は、冷間圧延前の結晶
粒が粗大化し、粒界に発生して、製品のB50 に悪影響を
与える[111] 面方位等の結晶粒が低減したためと推察さ
れる。
では、T1℃が1050℃以上の試料２〜５（表中、○印）
が、B50 が1.67T を超え良好なものであった。T1℃が10
50℃以上でB50 が良好である理由は、冷間圧延前の結晶
粒が粗大化し、粒界に発生して、製品のB50 に悪影響を
与える[111] 面方位等の結晶粒が低減したためと推察さ
れる。
【００２４】従って、本発明では、最終の冷間圧延の前
に施す焼鈍における最初の焼鈍温度の下限を、1050℃と
した。この焼鈍温度の上限は、鋼板が溶解しない範囲で
あれば良いが、1250℃を超えると設備上不都合である場
合が多いので、1250℃を上限とした。次に、T1℃を1150
℃で一定とした試料４、６〜10を比較すると、T2℃が70
0 ℃以上の試料４、７〜10（表中、○印）で、鉄損W15/
50が2.1w/kg 以下で良好であった。T2℃が700 ℃以上で
W15/50が良好である理由は、この焼鈍サイクルでのT1℃
からT2℃への冷却において、1050〜950 ℃の冷却速度
が、表３に示すように10℃/ 秒以下であり、焼鈍後に、
MnS が微細に析出しなかったためと推察される。
に施す焼鈍における最初の焼鈍温度の下限を、1050℃と
した。この焼鈍温度の上限は、鋼板が溶解しない範囲で
あれば良いが、1250℃を超えると設備上不都合である場
合が多いので、1250℃を上限とした。次に、T1℃を1150
℃で一定とした試料４、６〜10を比較すると、T2℃が70
0 ℃以上の試料４、７〜10（表中、○印）で、鉄損W15/
50が2.1w/kg 以下で良好であった。T2℃が700 ℃以上で
W15/50が良好である理由は、この焼鈍サイクルでのT1℃
からT2℃への冷却において、1050〜950 ℃の冷却速度
が、表３に示すように10℃/ 秒以下であり、焼鈍後に、
MnS が微細に析出しなかったためと推察される。
【００２５】従って、本発明では、上記最終の冷間圧延
の前に施す焼鈍において、上記最初の焼鈍温度で行う焼
鈍に引き続いて行う焼鈍における焼鈍温度の下限を、70
0 ℃とした。この焼鈍温度の上限は、上記最初の焼鈍温
度の下限の1050℃（未満）とした。また、本発明では、
さらに、1050〜950 ℃の冷却速度を10℃/ 秒以下に規定
する。これは、現場の連続焼鈍設備における通板速度決
定の際に、有効なパラメータとなる。
の前に施す焼鈍において、上記最初の焼鈍温度で行う焼
鈍に引き続いて行う焼鈍における焼鈍温度の下限を、70
0 ℃とした。この焼鈍温度の上限は、上記最初の焼鈍温
度の下限の1050℃（未満）とした。また、本発明では、
さらに、1050〜950 ℃の冷却速度を10℃/ 秒以下に規定
する。これは、現場の連続焼鈍設備における通板速度決
定の際に、有効なパラメータとなる。
【００２６】続いて、本発明における鋼の成分組成に係
る数値限定理由について説明する。C は、0.010%を超え
て添加すると、炭化物が析出し、鉄損劣化が著しく損な
われるので、上限を0.010%とした。Mnは、硫化物をある
程度大きく析出させ、仕上焼鈍等における粒成長性を劣
化させないため、下限を0.05% とした。また、Mnは、電
気抵抗を増加させる意味で添加するのは有効であるが、
過度に添加すると磁束密度を低下せしめるため、上限を
1.5%とした。
る数値限定理由について説明する。C は、0.010%を超え
て添加すると、炭化物が析出し、鉄損劣化が著しく損な
われるので、上限を0.010%とした。Mnは、硫化物をある
程度大きく析出させ、仕上焼鈍等における粒成長性を劣
化させないため、下限を0.05% とした。また、Mnは、電
気抵抗を増加させる意味で添加するのは有効であるが、
過度に添加すると磁束密度を低下せしめるため、上限を
1.5%とした。
【００２７】SiとAlは、電気抵抗を増加させる意味で、
ある程度の量添加する必要がある元素であるが、過度に
添加すると磁束密度が低下する。本発明では、電気抵抗
を所定のレベルに維持するため、少なくともSiとAlのい
ずれか一方を、2.0%以上添加すればよいが、SiとAlの両
方が添加される場合、その合計含有量が5.0%を超える
と、磁束密度が著しく低下するので、SiとAlの合計含有
量の上限を、5.0%とした。
ある程度の量添加する必要がある元素であるが、過度に
添加すると磁束密度が低下する。本発明では、電気抵抗
を所定のレベルに維持するため、少なくともSiとAlのい
ずれか一方を、2.0%以上添加すればよいが、SiとAlの両
方が添加される場合、その合計含有量が5.0%を超える
と、磁束密度が著しく低下するので、SiとAlの合計含有
量の上限を、5.0%とした。
【００２８】また、最終の冷間圧延の前に施す焼鈍にお
いて、鋼が変態してしまうと、結晶粒が粗大化しないこ
とにくわえ、AlN の微細析出が生じて、鉄損特性が著し
く劣化する。そこで、鉄損特性の改善も図る本発明で
は、変態を起こさない成分系とするため、オーステナイ
ト相域の広狭に影響を及ぼすMnとAlの含有量を考慮した
指標:Si(%)+2・Al(%)-Mn(%) を採用し、これを2.0%以上
と規定する。このことにより、本発明においては、変態
を起こさない成分系が維持され、その結果、所望の鉄損
特性に応じて焼鈍温度を適宜選択できるに充分な焼鈍温
度範囲を確保することができる。
いて、鋼が変態してしまうと、結晶粒が粗大化しないこ
とにくわえ、AlN の微細析出が生じて、鉄損特性が著し
く劣化する。そこで、鉄損特性の改善も図る本発明で
は、変態を起こさない成分系とするため、オーステナイ
ト相域の広狭に影響を及ぼすMnとAlの含有量を考慮した
指標:Si(%)+2・Al(%)-Mn(%) を採用し、これを2.0%以上
と規定する。このことにより、本発明においては、変態
を起こさない成分系が維持され、その結果、所望の鉄損
特性に応じて焼鈍温度を適宜選択できるに充分な焼鈍温
度範囲を確保することができる。
【００２９】鋼中のS 量は低い方が好ましい。S 量が0.
005%を超えるとMnS 析出量が多くなりすぎ、本発明を適
用しても製品の磁気特性が好ましい値に達しないため、
0.005%を上限とした。次に、各工程に係る条件について
説明する。１回冷間圧延を採用する場合には熱延板焼鈍
（最終の冷間圧延の前に施す焼鈍に該当する）、もしく
は、２回以上の冷間圧延を採用する場合には、最後の中
間焼鈍（同）に係る焼鈍条件として、鋼板が1050〜1250
℃に在る時間は、短時間でもよい（この温度に到達すれ
ばよい）が、一方、長いと、MnS の固溶が進行するた
め、0 〜30秒程度が好ましい。
005%を超えるとMnS 析出量が多くなりすぎ、本発明を適
用しても製品の磁気特性が好ましい値に達しないため、
0.005%を上限とした。次に、各工程に係る条件について
説明する。１回冷間圧延を採用する場合には熱延板焼鈍
（最終の冷間圧延の前に施す焼鈍に該当する）、もしく
は、２回以上の冷間圧延を採用する場合には、最後の中
間焼鈍（同）に係る焼鈍条件として、鋼板が1050〜1250
℃に在る時間は、短時間でもよい（この温度に到達すれ
ばよい）が、一方、長いと、MnS の固溶が進行するた
め、0 〜30秒程度が好ましい。
【００３０】また、同じく鋼板が700 〜1050℃に在る時
間は、実ラインでの操業上短い方が有利と考え、上記試
験では短くした(0秒とした) が、MnS を粗大に析出させ
る観点からは、本来、長い方が好ましく、よって、焼鈍
中、鋼板が700 〜1050℃に在る時間は、所望の製品特性
と操業コストの兼ね合いで、適宜決定されるべきもので
ある。
間は、実ラインでの操業上短い方が有利と考え、上記試
験では短くした(0秒とした) が、MnS を粗大に析出させ
る観点からは、本来、長い方が好ましく、よって、焼鈍
中、鋼板が700 〜1050℃に在る時間は、所望の製品特性
と操業コストの兼ね合いで、適宜決定されるべきもので
ある。
【００３１】冷間圧延及び仕上焼鈍は、公知の条件で行
うが、最終の冷間圧延における冷延圧下率は、高磁束密
度を得る観点で、65〜85% が好ましい。また、仕上焼鈍
は、低鉄損化の観点で、950 〜1050℃程度で20秒以上行
なうことが望ましい。
うが、最終の冷間圧延における冷延圧下率は、高磁束密
度を得る観点で、65〜85% が好ましい。また、仕上焼鈍
は、低鉄損化の観点で、950 〜1050℃程度で20秒以上行
なうことが望ましい。
【００３２】
【実施例】（実施例１）Si:2.9% 、Al:0.7% 、Mn:1.1%
、C:0.0013% 、S:0.0017% を含有する鋼について、2.8
mm 板厚の熱延板を作製し、これに、1000℃、60秒の焼
鈍を施し、酸洗の後、板厚1.0mm まで冷間圧延し、この
冷延板に対し、種々の条件で中間焼鈍を施した。さら
に、冷間圧延により板厚を0.35mmとした後、この冷延板
に対し、1060℃、25秒の仕上焼鈍を施した。
、C:0.0013% 、S:0.0017% を含有する鋼について、2.8
mm 板厚の熱延板を作製し、これに、1000℃、60秒の焼
鈍を施し、酸洗の後、板厚1.0mm まで冷間圧延し、この
冷延板に対し、種々の条件で中間焼鈍を施した。さら
に、冷間圧延により板厚を0.35mmとした後、この冷延板
に対し、1060℃、25秒の仕上焼鈍を施した。
【００３３】得られた電磁鋼板の磁気特性をSST により
測定した。その結果(L方向とC 方向の平均) を表４に示
す。
測定した。その結果(L方向とC 方向の平均) を表４に示
す。
【００３４】
【表４】
【００３５】中間焼鈍を二段階で行なった試料３、４
は、B50 ≧1.675T、及び、W15/50≦2.1w/kg を満たし、
磁束密度及び鉄損のいずれも良好なものである。 （実施例２)Si:3.0% 、Al:1.0% 、Mn:0.6% 、C:0.0014%
、及び、S を3 条件(14ppm、31ppm 、54ppm)のいずれ
かで含有する鋼について、2.1mm 板厚の熱延板を作製
し、これに、2 条件(1150 ℃で60秒、1150℃で10秒→炉
冷→1000℃) のいずれかの条件で焼鈍を施し、その後、
酸洗を行なった。そして、冷間圧延にて板厚を0.35mmと
した後、1050℃、40秒の仕上焼鈍を施した。
は、B50 ≧1.675T、及び、W15/50≦2.1w/kg を満たし、
磁束密度及び鉄損のいずれも良好なものである。 （実施例２)Si:3.0% 、Al:1.0% 、Mn:0.6% 、C:0.0014%
、及び、S を3 条件(14ppm、31ppm 、54ppm)のいずれ
かで含有する鋼について、2.1mm 板厚の熱延板を作製
し、これに、2 条件(1150 ℃で60秒、1150℃で10秒→炉
冷→1000℃) のいずれかの条件で焼鈍を施し、その後、
酸洗を行なった。そして、冷間圧延にて板厚を0.35mmと
した後、1050℃、40秒の仕上焼鈍を施した。
【００３６】得られた電磁鋼板の磁気特性をSST により
測定した。その結果(L方向とC 方向平均) を表５に示
す。
測定した。その結果(L方向とC 方向平均) を表５に示
す。
【００３７】
【表５】
【００３８】熱延板焼鈍が二段サイクルの焼鈍で、か
つ、S 量が50ppm を超えない試料２、４は、B50 ≧1.67
5T、W15/50≦2.1w/kg であり、磁束密度及び鉄損のいず
れも良好なものである。
つ、S 量が50ppm を超えない試料２、４は、B50 ≧1.67
5T、W15/50≦2.1w/kg であり、磁束密度及び鉄損のいず
れも良好なものである。
【００３９】
【発明の効果】本発明は、モータの高効率化に大きく寄
与する鉄心の磁束密度及び鉄損向上を可能ならしめる無
方向性電磁鋼板を提供するものであり、その工業的意義
は極めて大きい。
与する鉄心の磁束密度及び鉄損向上を可能ならしめる無
方向性電磁鋼板を提供するものであり、その工業的意義
は極めて大きい。
フロントページの続き (72)発明者 大畑 喜史 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA01 CA09 CA10 FA12 HA01 HA03 JA01 JA03 RA03 SA01 5E041 AA02 AA11 AA19 CA04 HB05 HB07 HB11 NN01 NN17 NN18
Claims (3)
- 【請求項１】 重量% で、C:0.01% 以下、Mn:0.05 〜1.
5%、Si及び／又はAlを、 2.0%≦Si(%)+Al(%) ≦5.0% 及び 2.0%≦Si(%)+2 ・Al(%)-Mn(%) の両式を満たす量(%) 含有し、残部はFe及び不可避不純
物から成る鋼を熱間圧延して熱延板とし、これに熱延板
焼鈍を施し、次いで、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上
の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、これに仕上焼
鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の
冷間圧延の前に施す焼鈍を、最初、1050〜1250℃、引き
続き、700 〜1050℃の二段で行うことを特徴とする磁束
密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記最終の冷間圧延の前に施す焼鈍にお
いて、冷却速度10℃／秒以下で、1050℃から950 ℃まで
冷却することを特徴とする請求項１記載の磁束密度及び
鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 前記鋼中に含有されるS が、重量% で0.
005%を超えないことを特徴とする請求項１又は２記載の
磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22637399A JP2001049340A (ja) | 1999-08-10 | 1999-08-10 | 磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22637399A JP2001049340A (ja) | 1999-08-10 | 1999-08-10 | 磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001049340A true JP2001049340A (ja) | 2001-02-20 |
Family
ID=16844124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22637399A Withdrawn JP2001049340A (ja) | 1999-08-10 | 1999-08-10 | 磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001049340A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016151063A (ja) * | 2015-02-19 | 2016-08-22 | 新日鐵住金株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| WO2017115657A1 (ja) * | 2015-12-28 | 2017-07-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1999
- 1999-08-10 JP JP22637399A patent/JP2001049340A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016151063A (ja) * | 2015-02-19 | 2016-08-22 | 新日鐵住金株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| WO2017115657A1 (ja) * | 2015-12-28 | 2017-07-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP6210182B1 (ja) * | 2015-12-28 | 2017-10-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| RU2686712C1 (ru) * | 2015-12-28 | 2019-04-30 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист из нетекстурированной электротехнической стали и способ изготовления листа из нетекстурированной электротехнической стали |
| US11114227B2 (en) | 2015-12-28 | 2021-09-07 | Jfe Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20061107 |