JP2001073098A - 加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 従来のSiを約3%含有する低鉄損無方向性電磁
鋼板と同等の磁気特性を有し、かつ、低硬度化して加工
性との両立を可能ならしめる無方向性電磁鋼板を提供す
る。 【解決手段】 質量％で、C:0.010%以下、Mn:1.0% 以
下、Si:1.5% 以上2.5%以下、Al:1.0% 以上3.0%以下、3.
5%≦Si(%)+Al(%) ≦5.0%、 3・Al(%) ≧Si(%) を満た
し、鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬度が200 を超え
ない低鉄損無方向性電磁鋼板。その製造方法において
は、最終の冷間圧延の前に施す焼鈍を900 〜1200℃で20
〜300 秒、最終の冷間圧延における圧下率を70〜85% 、
仕上焼鈍を900 〜1100℃で10〜120 秒とする。また、さ
らに、不可避不純物S,N 及びTiの総量を質量％で0.006%
を超えないようにする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器鉄心材料
として使用される磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板、
特に、低鉄損でありながら、優れた加工性を有する無方
向性電磁鋼板と、その製造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。特に最近、回転機の高効率化
が進展する中で、ローターまたはステーターとして用い
られる無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに
鉄損の低いものが求められている。

【０００３】従来、無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段
としては、SiあるいはAl等の含有量を増加し、電気抵抗
を増大させ渦電流損失を低減するという方法がある。例
えば、Si含有量約3%をベースにAlを1%程度添加すること
により、低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造し得ること
が、特開昭５８−２３４１０号公報に記載されている。
しかし、こうしたSi約3%を含有する高合金成分系の無方
向性電磁鋼板は、低鉄損ではあるものの、非常に硬く
（高硬度）、そのため、ローターまたはステーターの形
に打ち抜く際に打ち抜き難いという問題、もしくは、金
型の寿命が短くなるという問題が発生する。

【０００４】特開平10-183311 号公報には、Ｃ:0.01wt
%、Si:0.1〜2.0wt%、Mn:0.1〜1.5wt%、Al:0.5〜2.5wt
%、Ｐ:0.1wt% 以下およびＳ:0.01wt%以下、さらに、必
要に応じ、Sbおよび／またはSnを合計で、0.005 〜0.20
wt% を、Si＋0.60Al≧0.80wt% の下に含有する成分組成
になり、かつ表面のビッカース硬さがHV160 以下である
ことを特徴とする打抜き加工性および磁気特性に優れた
無方向性電磁鋼板が記載されているが、この無方向性電
磁鋼板におけるSi含有量は、最大でも2.0wt%であり、特
開昭58-23410号公報に記載されている無方向性電磁鋼板
におけるSi含有量、約３％に比べ少ない。そして、Si
は、硬さの上昇に大きく寄与する元素であるから、特開
平10-183311 号公報に記載される無方向性電磁鋼板（Si
含有量が最大でも2.0wt%）は、本来的に、加工性が良好
なものであり、この良好な加工性をベースに、Si及びAl
の含有バランスの最適化により強度の異方性を減少し、
さらには、表面硬さを制御し、加工性を高めたものであ
る。それ故、特開平10-183311 号公報に記載される加工
性向上の手法は、Siを約３％含有する（そのため、高硬
度である）高合金成分系の無方向性電磁鋼板の加工性を
高める手法としては適用し難い。

【０００５】したがって、従来のSi約3%を含有する高合
金成分系の無方向性電磁鋼板では、低鉄損と良好な加工
性（低硬度）とは両立し得ないというのが現状である。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、上
記Si約３％を含有する高合金成分系の無方向性電磁鋼板
において、硬度を低めることにより加工性を改善し、従
来の最高級材と同等、もしくは、さらに低い鉄損を有
し、かつ、加工性の良好な無方向性電磁鋼板と、その製
造方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、固有抵抗
値がSiとほぼ同等で、かつ、硬度への影響がSiより小さ
いAl（硬度への影響度は、Siの１／３程度）に着目し、
低鉄損と低硬度を両立させる手段として、このAl含有量
を相対的に増加することを想起した。さらに、結晶粒界
に析出する不可避不純物のＳ、Ｎ及びTiに着目し、上記
手段として、Al含有量の相対的増加にくわえ、これらの
総含有量を所定のレベル以下に低減することを想起し
た。そして、上記手段を実現する方法を確立した。

【０００８】本発明の低鉄損無方向性電磁鋼板は、以下
を要旨とするものである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍｎ：１．０
％以下、Ｓｉ：１．５％以上２．５％以下、Ａｌ：１．
０％以上３．０％以下、及び、残部Ｆｅ及び不可避不純
物からなる無方向性電磁鋼板において、Ｓｉ（％）及び
Ａｌ（％）が、Ｓｉ（％）≦３・Ａｌ（％）、及び、
３．５％≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦５．０％を満たす
とともに、鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬度が、２
００を超えないことを特徴とする加工性の良好な低鉄損
無方向性電磁鋼板。

【０００９】（２）前記不可避不純物のうち、Ｓ、Ｎ及
びＴｉが、総量で、０．００６質量％を超えない（１）
記載の加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 （３）前記鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬度が、１
６０を超える（１）または（２）記載の加工性の良好な
低鉄損無方向性電磁鋼板。そして、本発明の低鉄損無方
向性電磁鋼板の製造方法は、以下を要旨とするものであ
る。

【００１０】（４）質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、Ｓｉ：１．５％以上２．５％以
下、Ａｌ：１．０％以上３．０％以下、及び、残部Ｆｅ
及び不可避不純物からなる鋼において、Ｓｉ（％）及び
Ａｌ（％）が、Ｓｉ（％）≦３・Ａｌ（％）、及び、
３．５％≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦５．０％を満たす
鋼を、熱間圧延後、熱延板焼鈍し、一回または中間焼鈍
を挟む二回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼
鈍し、無方向性電磁鋼板を製造する方法において、最終
の冷間圧延の前に施す焼鈍を、９００〜１２００℃で２
０〜３００秒実施し、最終の冷間圧延を、圧下率７０〜
８５％で行い、その後の仕上焼鈍を、９００〜１１００
℃で１０〜１２０秒実施し、鋼板表面の地鉄部分のビッ
カース硬度が２００を超えない無方向性電磁鋼板を製造
することを特徴とする加工性の良好な低鉄損無方向性電
磁鋼板の製造方法。

【００１１】（５）前記鋼中の不可避不純物のうち、
Ｓ、Ｎ及びＴｉが、総量で、０．００６質量％を超えな
い（４）記載の加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板
の製造方法。 （６）前記鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬度が、１
６０を超える（４）または（５）記載の加工性の良好な
低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１２】

【発明の実施の形態】以下、本発明を、実験結果に基き
詳細に説明する。SiとAlの合計量をほぼ一定（≒4%）と
した実験材料として、Si:3.0% 、Al:1.0% （表１中、試
料1 〜4 ）、及び、Si:2.0% 、Al:2.0% （同表中、試料
5 〜14）の2 種類の鋼片（この鋼片の他の成分は、いず
れも、C:0.001%、Mn:0.2% 、S:0.001%、N:0.001%、Ti:
0.002% ）を準備し、工程試験を行なった。

【００１３】この鋼片を熱間圧延して種々の板厚(1.5m
m、1.8mm 、2.2mm 、2.5mm)の熱延板を作製し、この熱
延板を、850 〜1100℃で60秒間焼鈍（熱延板焼鈍）し、
酸洗した。酸洗後の鋼板を冷間圧延し、板厚0.35mmの冷
延板とした後、この冷延板に、850 〜1050℃で20秒間、
仕上焼鈍を施した。焼鈍後の鋼板につき、SST （Single
Sheet Test の略。以下同じ。）で測定した鉄損W15/50
と磁束密度B50 （いずれもL 方向とC 方向の平均）、及
び、ビッカース硬度の測定結果を表１に示す。なお、本
発明の条件を満たすものと、満たさないものを区別して
表示した（備考欄、参照）。

【００１４】

【表１】

【００１５】Si:2.0% 、Al:2.0% の試料5 〜14において
は、Si:3% 、Al:1% の試料1 〜4 と比較し、仕上焼鈍温
度が850 ℃と低い試料12を除き、硬度を低くすることが
できた。続いて、同一成分の試料5 〜14に基づいて、各
工程条件毎の違いを比較すると、以下のとおりである。

【００１６】冷延後の冷延板の板厚を0.35mmと一定にし
ているので、熱延板の板厚の大小は、冷間圧延における
圧下率の高低に対応するが、熱延板の板厚が1.5 〜2.2m
m （冷延圧下率77〜84% ）では、W15/50を2.10w/kg未満
と低くすることができた（試料5 〜7 、参照）。一方、
熱延板の板厚2.5mm の試料8 （冷延圧下率86% ）では、
W15/50は2.16w/kgと高くなった。

【００１７】このように、冷延圧下率を高くしたことで
鉄損が上昇した理由は、鋼板に過度の歪エネルギーを与
えたことで、引き続く仕上焼鈍後の集合組織として磁気
特性に有害な｛111 ｝面方位の強度が増え、その結果、
磁束密度B50 も劣化し、鉄損も高くなったものと推察さ
れる。次に、熱延板の焼鈍温度を変化させた場合を比較
する（試料7 、9 〜11、参照）。熱延板焼鈍温度850 ℃
の試料9 では、W15/50は2.19w/kgと高く、同温度900〜1
100℃の試料5 、10、11では、2.10w/kg未満と低かっ
た。この理由は、熱延板焼鈍温度850 ℃の鋼板では、90
0 〜1100℃の焼鈍条件に係る鋼板と比較し、最終冷延前
の結晶粒径が小さいため、冷延、仕上焼鈍後の集合組織
として磁気特性に有害な｛111 ｝面方位の強度が増え、
B50 の劣化をもたらし、その結果、鉄損が高くなったも
のと推察される。

【００１８】仕上焼鈍温度についてみると（試料6 、12
〜14、参照）、焼鈍温度850 ℃の試料12は、W15/50が3.
20w/kgと高く、また、硬度も200 を超え高かった。試料
9 も、W15/50が2.19w/kgで鉄損が高いが、その理由は、
焼鈍温度が低くて再結晶粒が十分に成長しなかったた
め、鋼板の結晶粒径が、最適の結晶粒径に比べて小さく
なっているからである。また、試料12において、硬度が
高い理由も、同じく結晶粒径が小さいため、硬度を測定
した鋼板表面で、硬度が高い粒界の占める割合が大きか
ったことに起因するものと推定される。

【００１９】次に、無方向性電磁鋼板において、低鉄損
と低硬度を実現する上で大きな影響を与える、鋼中の不
可避不純物の影響について示す。C:0.001%、Si:2.1% 、
Mn:0.2% 、Al:1.9% の成分系の試料（表２中、試料１〜
８）を用い、不可避不純物の濃度（S 、N 及びTi量の合
計）を変化させた場合について工程試験を行なった。板
厚2.1mm の熱延板を、1000℃で60秒、熱延板焼鈍し、酸
洗した。その後、冷間圧延により板厚0.35mmの冷延板と
した後、1025℃30秒の仕上焼鈍を施した。得られた鋼板
におけるSST による磁気特性（L 方向とC 方向の平
均）、及び、ビッカース硬度の測定結果を表2 に示す。
なお、試料１〜８は、全て、本発明の条件を満たすもの
であるが、なかでも、試料１〜４は、請求項２、５の発
明の条件を満たすものである。

【００２０】

【表２】

【００２１】表2 において、不可避不純物の濃度（S 、
N 及びTi量の合計）が60ppm 以下の試料1 〜4 では、鉄
損W15/50は、2.10w/kg以下の低い値が得られ、かつ、硬
度も、180 未満と低い値が得られている。不可避不純物
の濃度が60ppm を超えると、W15/50及び硬度がともに劣
化するが、その理由は、これら不可避不純物（S 、N 及
びTi）、もしくは、それらの化合物が結晶粒界に析出し
て再結晶を妨げ、その結果、結晶粒径が小さくなるため
と推定される。このため、本発明においては、不可避不
純物の濃度（S 、N 及びTi量の合計）は60ppm を超えな
いことが好ましい。

【００２２】次に、本発明における成分組成、及び、ビ
ッカース硬度に係る数値限定理由について説明する。Ｃ
は、炭化物として析出し、鉄損劣化を引き起こす元素で
ある。０．０１０％を超えて添加すると、鉄損劣化が著
しいので、上限を０．０１０％とする。Mnは、電気抵抗
を増加させる意味で、添加が有効な元素である。しか
し、過度に添加すると、磁束密度が低下するので、上限
を１．０％とする。

【００２３】Siは、電気抵抗を増加させる意味で、１．
５％以上添加する必要がある元素である。しかし、硬度
への影響度が大きいので、鋼板が硬くなり過ぎないよ
う、上限を２．５％とする。Alは、硬度への影響度が、
Siの１／３程度と小さい元素であるから、鋼板の硬度を
下げる目的で添加するが、さらに、「Si（％）＋Al
（％）」が同一の場合、Al（％）が多いと、粒成長性が
改善されるため、本発明では、AlをSiに代替して添加す
る。このため、下限を１．０％とする。しかし、過度に
添加すると磁束密度が低下するので、上限を３．０％と
する。

【００２４】ここで、本発明が依って立つSi（％）とAl
（％）の二つの関係、すなわち、３．５％≦Si（％）＋
Al（％）≦５．０％と、Si（％）≦３・Al（％）につい
て説明する。SiとAlは、固有抵抗値がほぼ同等であるか
ら、本発明においては、「Si（％）＋Al（％）」を、数
値規定されるべき要件として認識し、これを適正範囲に
規定する。

【００２５】SiとAlは、電気抵抗を増加させ渦電流損失
を低減するので、本発明の目的とする低鉄損材とするた
めには、合計で３．５％以上の添加が必要である。それ
故、「Si（％）＋Al（％）」の下限を３．５％とする。
一方、上限については、磁束密度の過度の低下を抑制す
るため、５．０％とする。次に、Si（％）≦３・Al
（％）、すなわち、Si（％）／３≦Al（％）についてで
あるが、本発明では、３．５％≦Si（％）＋Al（％）≦
５．０％の範囲内で、SiをAlで代替し、低鉄損化を図り
つつ、低硬度化（加工性の改善）を実現しようとするの
が基本思想であるから、Alが、Siに対し一定の割合以上
含有されていることが前提となるのであり、Si（％）／
３≦Al（％）は、その前提を定めたものである。さらに
加工性向上のためには、Si（％）×０．７≦Al（％）が
望ましい。

【００２６】不可避不純物のうち、Ｓ、Ｎ及びTiの総含
有量を、０．００６質量％（６０ｐｐｍ）を超えないよ
うに抑制する理由は、前述したように、結晶粒界に析出
し再結晶を妨げ、製品の粒成長性を劣化せしめ、鉄損及
び硬度に悪影響を及ぼす不可避不純物（Ｓ、Ｎ及びTi）
の濃度を、所定のレベル以下に低減するためである。好
ましい上記濃度の範囲は、０．００４％（４０ｐｐｍ）
以下である。

【００２７】なお、不可避不純物のうちＰは、粒界偏析
を起こす元素として知られているが、その許容量は、
０．１％程度であり、上記不可避不純物（Ｓ、Ｎ及びT
i）の濃度の上限と比べ高いので、Ｐの濃度は、特に限
定しない。また、鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬度
を、「２００を超えない」と規定する理由は、ビッカー
ス硬度が２００を超えると、鋼板の打抜き性が劣化し、
打抜き金型の寿命を縮めるからである。

【００２８】ただし、上記ビッカース硬度は、適切な打
抜き性を確保する点から、１６０を超えることが好まし
い。次に各工程の操業条件について説明する。最終の冷
間圧延前に施す焼鈍は、焼鈍温度を900 〜1200℃、焼鈍
時間を20〜300 秒とした。焼鈍温度が900 ℃未満の場
合、もしくは、焼鈍時間が20秒未満の場合には、冷間圧
延前の鋼板における結晶粒径が小さすぎ、冷間圧延、仕
上焼鈍後に、磁束密度B50 の著しい低下を引き起こす。
また、焼鈍温度の上限を1200℃、及び、焼鈍時間の上限
を300 秒と、それぞれ設定する理由は、1200℃及び300
秒をそれぞれ超えて焼鈍し、冷間圧延前の鋼板における
結晶粒径を大きくしても、仕上焼鈍後の磁気特性は変化
しないからである。上記焼鈍温度の範囲内で、さらに好
ましい温度範囲は、900 〜1100℃である。

【００２９】最終の冷間圧延における圧下率を70〜85%
としたが、これは、圧下率が70％より低いと、引き続く
仕上焼鈍での再結晶において磁気特性に良好な｛110
｝、｛100 ｝面方位を有する結晶粒が減少し、一方、
圧下率が85％を超えて高すぎると、磁気特性に有害な
｛111 ｝面方位を有する結晶粒が増加することになり、
いずれの場合も、磁束密度B50 が低下するからである。
上記圧下率の範囲内で、さらに好ましい圧下率範囲は、
70〜80% である。

【００３０】仕上焼鈍は、焼鈍温度を900 〜1100℃、焼
鈍時間を10〜120 秒としたが、これは、焼鈍温度が900
℃未満の場合、もしくは、焼鈍時間が10秒未満の場合に
は、製品の結晶粒径が小さすぎるものとなるため、鉄損
が高く、かつ、硬度も高くなり、また、一方、1100℃以
上の温度、及び、120 秒以上の時間で連続焼鈍を行なう
ことは、設備上困難であるか、もしくは、生産性の劣化
を招くからである。上記焼鈍温度の範囲内で、さらに好
ましい温度範囲は、1000〜1100℃である。

【００３１】

【実施例】実施例１ C:0.0011% 、Si:1.6% 、Mn:0.3% 、Al:2.8% 、S:0.0014
% 、N:0.0020% 、Ti:0.0019%を有する鋼片から、種々の
板厚(1.5mm、1.8mm 、2.2mm 、2.6mm)の熱延板を作製し
た。この熱延板を、850 〜1150℃、80秒で焼鈍し、酸洗
を行なった。引き続き、冷間圧延により板厚0.35mmの冷
延板とした後、この冷延板に、850 〜1075℃、40秒の仕
上焼鈍を施した。SST による磁気特性（L 方向とC 方向
の平均）、及び、ビッカース硬度の測定結果を表３に示
す。

【００３２】

【表３】

【００３３】熱延板の板厚1.5 〜2.2mm （冷延圧下率77
〜84% に対応する）、熱延板焼鈍温度900 〜1150℃、仕
上焼鈍温度900 〜1075℃の操業条件（いずれも、本発明
における各工程の操業条件の範囲内である）において、
鉄損W15/50は、2.1w/kg 以下と良好な値が得られてい
る。 実施例２ C:0.0012% 、Si:2.21%、Al:1.72%、Mn:0.3% 、S:0.0012
% 、N:0.0018% 、Ti:0.0024%を有する鋼片から、種々の
板厚(1.4mm、1.8mm 、2.1mm 、2.6mm)の熱延板を作製し
た。この熱延板を、850 〜1100℃、70秒で焼鈍し、酸洗
を行なった。引き続き、冷間圧延により板厚0.35mmの冷
延板とした後、この冷延板に、850 〜1050℃、30秒の仕
上焼鈍を施した。

【００３４】また、Si+Al 量を上記成分とほぼ同一とし
た鋼片、すなわち、Si:2.30%、Al:1.63%及びSi:2.43%、
Al:1.49%の素材( 他の成分はほぼ上記鋼片と同様) につ
いて、1.8mm の熱延板を作製の後、1000℃ 70 秒で焼鈍
し、酸洗を行ない、その後、冷間圧延により板厚0.35mm
の冷延板とし、次いで、この冷延板に1050℃ 30 秒の仕
上焼鈍を施した。これらの試料における磁気特性（L 方
向とC 方向の平均）、及び、ビッカース硬度の測定結果
を表４に示す。

【００３５】

【表４】

【００３６】Si:2.21%、Al:1.72%の試料１〜10において
は、熱延板の板厚1.4 〜2.1mm （冷延圧下率75〜83% に
対応する）、熱延板焼鈍温度900 〜1100℃、仕上焼鈍温
度900 〜1050℃の操業条件（いずれも、本発明における
各工程の操業条件の範囲内である）において、鉄損W15/
50は、2.2w/kg 以下と良好な値が得られている。また、
同一工程条件における成分の比較( 試料２、11、12) で
は、鉄損W15/50は、いずれも2.1w/kg 以下であり非常に
良好である。一方、硬度は、いずれも200 以下であり本
発明の範囲内であるが、このうち試料２、11は硬度180
以下であり、試料12は硬度180 以上であり、試料２、11
の方がより好ましい。

【００３７】これは、Si+Al 量が同一の場合でも、Al
が、Siに対してある程度の割合、すなわち、Al≧0.7 ＊
Siを満足する範囲で存在することにより、より低い硬度
を得ることができるからである。 実施例３ Al:2.0% 、Mn:0.2% をベースとし、Si量を変化させ７種
類の鋼片を作製した。このとき、S+N+Tiの合計量は34〜
39ppm の範囲内であった。この鋼片を板厚2.0mm に熱間
圧延し、さらに、1000℃、60秒の熱延板焼鈍を施し、酸
洗を行なった。引き続き、冷間圧延により板厚0.35mmの
冷延板とした後、この冷延板に、1025℃、30秒の仕上焼
鈍を施した。SST による磁気特性（L 方向とC 方向の平
均）、及び、ビッカース硬度の測定結果を表５に示す。

【００３８】

【表５】

【００３９】試料１〜6 では、鉄損W15/50≦2.2W/kg
で、かつ、硬度は200 未満であり良好であった。試料７
はSi量が過度に多いため、硬度が200 を超えてしまい不
適当である。また、試料１〜６のうち、試料１はSi量が
少ないため、硬度が160 以下となっている。それ故、硬
度は160 を超え200 未満である試料２〜６がより好まし
い。 実施例４ C:0.0013% 、Si:2.0% 、Al:2.2% 、Mn:0.2% をベースと
し、S,N,Tiの合計量を変化させた３種類の鋼片において
工程試験を行なった。熱延板の板厚を1.8mm とし、この
熱延板に1000℃ 60 秒の焼鈍を施し、次いで、酸洗を行
なった。その後、冷間圧延により板厚0.35mmの冷延板と
し、この冷延板に、T ℃(850〜1050℃)、30秒の仕上焼
鈍を施した。SST による磁気特性(L方向とC 方向の平
均) 、及び、ビッカース硬度の測定結果を表６に示す。

【００４０】

【表６】

【００４１】本発明の仕上焼鈍温度900 〜1100℃の範囲
で鉄損は良好であり、W15/50≦2.3w/kg となった。ま
た、不純物濃度(S,N,Ti の合計) が60ppm を超えると鉄
損及び硬度がともに高くなった。これは、不純物濃度が
高い場合には、製品結晶粒径が小さくなり、鉄損及び硬
度を増加させたものと推定される。

【００４２】

【発明の効果】本発明は、従来のSiを約3%含有する低鉄
損無方向性電磁鋼板においては不可能であると考えられ
てきた、低鉄損と低硬度の両立を可能ならしめるもので
あり、その工業的効果は大である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 脇坂 岳顕 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 川又 竜太郎 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 半澤 和文 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 (72)発明者 妹尾 聖一 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 (72)発明者 有田 吉宏 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 (72)発明者 佐藤 浩明 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日本 製鐵株式会社広畑製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA01 HA01 HA03 JA01 JA07 NA02 RA03 5E041 AA11 AA19 CA04 HB05 HB07 HB11 NN00 NN01 NN17 NN18

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍ
   ｎ：１．０％以下、Ｓｉ：１．５％以上２．５％以下、
   Ａｌ：１．０％以上３．０％以下、及び、残部Ｆｅ及び
   不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板において、Ｓｉ
   （％）及びＡｌ（％）が、Ｓｉ（％）≦３・Ａｌ
   （％）、及び、３．５％≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦
   ５．０％を満たすとともに、鋼板表面の地鉄部分のビッ
   カース硬度が、２００を超えないことを特徴とする加工
   性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】 前記不可避不純物のうち、Ｓ、Ｎ及びＴ
   ｉが、総量で、０．００６質量％を超えない請求項１記
   載の加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。
3. 【請求項３】 前記鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬
   度が、１６０を超える請求項１または２記載の加工性の
   良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。
4. 【請求項４】 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍ
   ｎ：１．０％以下、Ｓｉ：１．５％以上２．５％以下、
   Ａｌ：１．０％以上３．０％以下、及び、残部Ｆｅ及び
   不可避不純物からなる鋼において、Ｓｉ（％）及びＡｌ
   （％）が、Ｓｉ（％）≦３・Ａｌ（％）、及び、３．５
   ％≦Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≦５．０％を満たす鋼を、
   熱間圧延後、熱延板焼鈍し、一回または中間焼鈍を挟む
   二回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍し、
   無方向性電磁鋼板を製造する方法において、最終の冷間
   圧延の前に施す焼鈍を、９００〜１２００℃で２０〜３
   ００秒実施し、最終の冷間圧延を、圧下率７０〜８５％
   で行い、その後の仕上焼鈍を、９００〜１１００℃で１
   ０〜１２０秒実施し、鋼板表面の地鉄部分のビッカース
   硬度が２００を超えない無方向性電磁鋼板を製造するこ
   とを特徴とする加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板
   の製造方法。
5. 【請求項５】 前記鋼中の不可避不純物のうち、Ｓ、Ｎ
   及びＴｉが、総量で、０．００６質量％を超えない請求
   項４記載の加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板の製
   造方法。
6. 【請求項６】 前記鋼板表面の地鉄部分のビッカース硬
   度が、１６０を超える請求項４または５記載の加工性の
   良好な低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法。