JP2001081536A - 低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents
低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板Info
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- JP2001081536A JP2001081536A JP26057099A JP26057099A JP2001081536A JP 2001081536 A JP2001081536 A JP 2001081536A JP 26057099 A JP26057099 A JP 26057099A JP 26057099 A JP26057099 A JP 26057099A JP 2001081536 A JP2001081536 A JP 2001081536A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大型モータやコンプレッサーモーターの鉄心
材料等に使用される低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼
板を提供する。 【解決手段】 重量％で、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4
％、Mn：0.05〜1.5 ％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009
％以下、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.05％、Ti： 0.005％以
下、またはさらにC ：0.001 ％以下、N ：0.001 ％以下
を含み、残部実質的にFeである無方向性電磁鋼板。
材料等に使用される低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼
板を提供する。 【解決手段】 重量％で、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4
％、Mn：0.05〜1.5 ％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009
％以下、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.05％、Ti： 0.005％以
下、またはさらにC ：0.001 ％以下、N ：0.001 ％以下
を含み、残部実質的にFeである無方向性電磁鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大型モータやコン
プレッサーモーターの鉄心材料等に使用される電磁鋼板
に関する。
プレッサーモーターの鉄心材料等に使用される電磁鋼板
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、パワーエレクトロニクス技術が急
速な進歩をとげ、その代表例であるインバーターが産業
用の大型機器から家電製品まで幅広く採用されるように
なってきた。インバーターの採用により、電気機器の省
電力、高効率、高性能、小型化などが実現されはじめて
いる。
速な進歩をとげ、その代表例であるインバーターが産業
用の大型機器から家電製品まで幅広く採用されるように
なってきた。インバーターの採用により、電気機器の省
電力、高効率、高性能、小型化などが実現されはじめて
いる。
【０００３】従来、こうした大型モータやコンプレッサ
ーモーターの鉄心材料には高磁場で磁束密度の高い材料
が要求されてきた。しかし、インバーター駆動による大
型モータやコンプレッサーモーターは、起動時には1.2
〜1.5T、安定状態では0.8 〜1.0T程度で励磁されること
が多く、これまで以上に低磁場での磁気特性が重要視さ
れるようになってきた。
ーモーターの鉄心材料には高磁場で磁束密度の高い材料
が要求されてきた。しかし、インバーター駆動による大
型モータやコンプレッサーモーターは、起動時には1.2
〜1.5T、安定状態では0.8 〜1.0T程度で励磁されること
が多く、これまで以上に低磁場での磁気特性が重要視さ
れるようになってきた。
【０００４】一般に、低磁場の磁気特性は結晶粒径が大
きくなるほど向上するため、仕上焼鈍時および磁性焼鈍
時の粒成長性が良好であることが要求される。この焼鈍
時の粒成長性を良好にするためには、鋼板中の介在物、
析出物量を低減することが効果的である。また、低磁場
の磁束密度に影響を及ぼす磁壁移動の観点からも介在
物、析出物は少ないほうが好ましい。このため、これま
で介在物、析出物を低減もしくは無害化することが試み
られてきた。
きくなるほど向上するため、仕上焼鈍時および磁性焼鈍
時の粒成長性が良好であることが要求される。この焼鈍
時の粒成長性を良好にするためには、鋼板中の介在物、
析出物量を低減することが効果的である。また、低磁場
の磁束密度に影響を及ぼす磁壁移動の観点からも介在
物、析出物は少ないほうが好ましい。このため、これま
で介在物、析出物を低減もしくは無害化することが試み
られてきた。
【０００５】例えば、粒成長の観点から、特開平3-2491
15号公報には、鋼中のMn量を適量にすることによりMnS
を凝集粗大化し無害化する技術が開示されている。
15号公報には、鋼中のMn量を適量にすることによりMnS
を凝集粗大化し無害化する技術が開示されている。
【０００６】特開昭62-199720 号公報には、スラブ加熱
温度を1150℃以下とすることにより、MnS の再固溶およ
びそれに続く微細析出を防止する技術が開示されてい
る。
温度を1150℃以下とすることにより、MnS の再固溶およ
びそれに続く微細析出を防止する技術が開示されてい
る。
【０００７】特公昭56-33451号公報には、スラブを特定
温度に保持することによりAlN を凝集粗大化する技術が
開示されている。
温度に保持することによりAlN を凝集粗大化する技術が
開示されている。
【０００８】また、磁壁移動の観点から、特開昭61-266
059 号公報では、Si：0.1 〜1.2 ％、平均結晶粒径50μ
m 以上で、鋼板断面に存在する直径10μm 以上の大きさ
の介在物密度：103 個／mm2 以下、B1 の比（L/C ）が
1.5T以下でかつ平均値が0.7T以上である電磁鋼板が提案
されている。
059 号公報では、Si：0.1 〜1.2 ％、平均結晶粒径50μ
m 以上で、鋼板断面に存在する直径10μm 以上の大きさ
の介在物密度：103 個／mm2 以下、B1 の比（L/C ）が
1.5T以下でかつ平均値が0.7T以上である電磁鋼板が提案
されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】しかし、より一層の低
磁場特性に優れた電磁鋼板を得ようとする場合には、前
記従来技術に開示された技術では不十分である。
磁場特性に優れた電磁鋼板を得ようとする場合には、前
記従来技術に開示された技術では不十分である。
【００１０】本発明はこのような事情に鑑みなされたも
のであり、低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供
するものである。
のであり、低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供
するものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者らが課題を解決
すべく鋭意検討したところ、S を9ppm以下としSb+Sn/2
を0.001 〜0.05％添加することにより従来材よりも大幅
に低磁場特性が向上し、更に、C 、N を10ppm 以下とす
ることによりより一層の特性向上が可能となることを見
いだした。
すべく鋭意検討したところ、S を9ppm以下としSb+Sn/2
を0.001 〜0.05％添加することにより従来材よりも大幅
に低磁場特性が向上し、更に、C 、N を10ppm 以下とす
ることによりより一層の特性向上が可能となることを見
いだした。
【００１２】本発明の要旨は以下の通りである。第一の
発明は、重量％で、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4 ％、M
n：0.05〜1.5 ％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009％以
下、Ti： 0.005％以下、Sb+Sn/2 ：0.001〜0.05％を含
み、残部実質的にFeであることを特徴とする低磁場特性
に優れた無方向性電磁鋼板である。
発明は、重量％で、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4 ％、M
n：0.05〜1.5 ％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009％以
下、Ti： 0.005％以下、Sb+Sn/2 ：0.001〜0.05％を含
み、残部実質的にFeであることを特徴とする低磁場特性
に優れた無方向性電磁鋼板である。
【００１３】第二の発明は、重量％で、C ：0.001 ％以
下、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4 ％、Mn：0.05〜1.5
％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009％以下、Ti：0.0005
〜0.005 ％、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.05％を含み、残部実
質的にFeであることを特徴とする低磁場特性に優れた無
方向性電磁鋼板である。
下、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4 ％、Mn：0.05〜1.5
％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009％以下、Ti：0.0005
〜0.005 ％、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.05％を含み、残部実
質的にFeであることを特徴とする低磁場特性に優れた無
方向性電磁鋼板である。
【００１４】第三の発明は、重量％で、C ：0.001 ％以
下、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4 ％、Mn：0.05〜1.5
％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009％以下、N ：0.001
％以下、Ti：0.0005〜0.005 ％、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.
05％を含み、残部実質的にFeであることを特徴とする低
磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板である。
下、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4 ％、Mn：0.05〜1.5
％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009％以下、N ：0.001
％以下、Ti：0.0005〜0.005 ％、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.
05％を含み、残部実質的にFeであることを特徴とする低
磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板である。
【００１５】なお、これらの手段において、「残部実質
的にFe」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不
可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本
発明の範囲に含まれることを意味する。また、本明細書
において、鋼の成分を示す％はすべて重量％であり、pp
m も重量ppm である。
的にFe」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不
可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本
発明の範囲に含まれることを意味する。また、本明細書
において、鋼の成分を示す％はすべて重量％であり、pp
m も重量ppm である。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明を実験結果に基づいて詳細
に説明する。
に説明する。
【００１７】最初に、磁束密度B1 に及ぼすS の影響を
調査するため、C ：0.0025％、Si：2.5 ％、Mn：0.25
％、P ：0.01％、Al：0.25％、N ：0.0021％とし、S 量
をtr.〜15ppm の範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱
間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に75
％H2 -25 ％N2 雰囲気で830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施
し、その後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、10％H2 -90
％N2 雰囲気で900 ℃×1min間の仕上焼鈍を行った。図1
に、このようにして得られたサンプルのS 量と磁束密
度B1 の関係を示す（図中×印）。ここで磁気特性の測
定は25cmエプスタイン法にて行った。
調査するため、C ：0.0025％、Si：2.5 ％、Mn：0.25
％、P ：0.01％、Al：0.25％、N ：0.0021％とし、S 量
をtr.〜15ppm の範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱
間圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に75
％H2 -25 ％N2 雰囲気で830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施
し、その後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、10％H2 -90
％N2 雰囲気で900 ℃×1min間の仕上焼鈍を行った。図1
に、このようにして得られたサンプルのS 量と磁束密
度B1 の関係を示す（図中×印）。ここで磁気特性の測
定は25cmエプスタイン法にて行った。
【００１８】図1 より、S 低減に伴い緩やかに磁束密度
B1 は向上することがわかる。本発明者らは、極低S 材
においてさらなる磁束密度B1 の向上すなわち低磁場特
性向上の手法はないかと考え、光学顕微鏡にて組織観察
を行った。その結果、S ≦9ppmの領域で鋼板表層に顕著
な窒化層が認められた。これに対し、S ＞9ppmの領域で
は窒化層は軽微となっていた。この窒化層は窒化雰囲気
で行った熱延板焼鈍時および仕上焼鈍時に生じたものと
考えられる。
B1 は向上することがわかる。本発明者らは、極低S 材
においてさらなる磁束密度B1 の向上すなわち低磁場特
性向上の手法はないかと考え、光学顕微鏡にて組織観察
を行った。その結果、S ≦9ppmの領域で鋼板表層に顕著
な窒化層が認められた。これに対し、S ＞9ppmの領域で
は窒化層は軽微となっていた。この窒化層は窒化雰囲気
で行った熱延板焼鈍時および仕上焼鈍時に生じたものと
考えられる。
【００１９】このS 低減に伴う窒化反応促進の原因に関
しては次のように考えられる。すなわち、S は表面およ
び粒界に濃化しやすい元素であることから、S ＞9ppmの
領域では、S が鋼板表面へ濃化し、熱延板焼鈍時および
仕上焼鈍時の窒素の吸着を抑制しており、一方、S ≦9p
pmの領域ではS による窒素吸着の抑制効果が低下したた
めと考えられる。
しては次のように考えられる。すなわち、S は表面およ
び粒界に濃化しやすい元素であることから、S ＞9ppmの
領域では、S が鋼板表面へ濃化し、熱延板焼鈍時および
仕上焼鈍時の窒素の吸着を抑制しており、一方、S ≦9p
pmの領域ではS による窒素吸着の抑制効果が低下したた
めと考えられる。
【００２０】本発明者らは、この極低S 材において顕著
に生じる窒化層が低磁場特性の向上を抑制するのではな
いかと考えた。このような考えのもとに、本発明者らは
窒素吸着の抑制が可能でかつ極低S 材の優れた粒成長性
を妨げることのない元素を添加することができれば、極
低S 材の低磁場特性はさらに向上するのではないかとい
う着想を抱き、種々の検討を加えた結果、Sbの極微量添
加が有効であることを発見した。
に生じる窒化層が低磁場特性の向上を抑制するのではな
いかと考えた。このような考えのもとに、本発明者らは
窒素吸着の抑制が可能でかつ極低S 材の優れた粒成長性
を妨げることのない元素を添加することができれば、極
低S 材の低磁場特性はさらに向上するのではないかとい
う着想を抱き、種々の検討を加えた結果、Sbの極微量添
加が有効であることを発見した。
【００２１】図1 に、前記×印で示したサンプルの成分
に40ppm のSbを添加したサンプルについて同一の条件で
試験をした結果を○印で示す。Sbの低磁場特性向上効果
に着目すると、S ＞9ppmの領域では、Sb添加によりB1
は0.01T 程度しか向上しないが、S ≦9ppmの領域では、
Sb添加により磁束密度B1 は0.1 弱T 程度向上してお
り、S 量が少ない場合にSbの磁束密度B1 向上効果は顕
著に認められる。また、このサンプルではS 量によらず
窒化層は認められなかった。これはSbが鋼板表層部に濃
化し窒素の吸着を抑制したためと考えられる。
に40ppm のSbを添加したサンプルについて同一の条件で
試験をした結果を○印で示す。Sbの低磁場特性向上効果
に着目すると、S ＞9ppmの領域では、Sb添加によりB1
は0.01T 程度しか向上しないが、S ≦9ppmの領域では、
Sb添加により磁束密度B1 は0.1 弱T 程度向上してお
り、S 量が少ない場合にSbの磁束密度B1 向上効果は顕
著に認められる。また、このサンプルではS 量によらず
窒化層は認められなかった。これはSbが鋼板表層部に濃
化し窒素の吸着を抑制したためと考えられる。
【００２２】以上のように、Sb添加によりS ≦9ppmで磁
束密度B1 が大幅に向上することから、本発明ではS の
上限を9ppmとする。
束密度B1 が大幅に向上することから、本発明ではS の
上限を9ppmとする。
【００２３】次にSbの最適添加量を調査するため、C ：
0.0026％、Si：2.75％、Mn：0.18％、P ：0.005 ％、A
l：0.30％、S ：0.0004％、N ：0.0020％とし、Sb量をt
r. 〜600ppmの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱間
圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に75％
H2 -25 ％N2 雰囲気で830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施
し、その後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、10％H2 -90
％N2 雰囲気で900 ℃×1min間の仕上焼鈍を行った。図2
に、Sb量と磁束密度B1 の関係を示す。ここで磁気特性
の測定は図1 と同様の方法で行った。
0.0026％、Si：2.75％、Mn：0.18％、P ：0.005 ％、A
l：0.30％、S ：0.0004％、N ：0.0020％とし、Sb量をt
r. 〜600ppmの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱間
圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に75％
H2 -25 ％N2 雰囲気で830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施
し、その後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、10％H2 -90
％N2 雰囲気で900 ℃×1min間の仕上焼鈍を行った。図2
に、Sb量と磁束密度B1 の関係を示す。ここで磁気特性
の測定は図1 と同様の方法で行った。
【００２４】図2 より、Sb添加量が10ppm 以上の領域で
磁束密度B1 が向上することがわかる。しかし、Sbをさ
らに添加し、Sb＞50ppm となった場合には、磁束密度B
1 は若干低下することもわかる。
磁束密度B1 が向上することがわかる。しかし、Sbをさ
らに添加し、Sb＞50ppm となった場合には、磁束密度B
1 は若干低下することもわかる。
【００２５】このSb＞50ppm の領域での磁束密度B1 増
大の原因を調査するため、光学顕微鏡による組織観察を
行った。その結果、表層細粒組織は認められなかったも
のの、平均結晶粒径が若干小さくなっていた。この原因
は明確ではないが、Sbが粒界に偏析しやすい元素である
ため、Sbの粒界ドラッグ効果により粒成長性が低下した
ものと考えられる。
大の原因を調査するため、光学顕微鏡による組織観察を
行った。その結果、表層細粒組織は認められなかったも
のの、平均結晶粒径が若干小さくなっていた。この原因
は明確ではないが、Sbが粒界に偏析しやすい元素である
ため、Sbの粒界ドラッグ効果により粒成長性が低下した
ものと考えられる。
【００２６】但し、Sbを600ppmまで添加してもSb無添加
鋼と比べると磁束密度B1 は良好である。
鋼と比べると磁束密度B1 は良好である。
【００２７】以上のことよりSbは10ppm 以上とし、コス
トの問題から上限を500ppmとする。また磁束密度B1 の
観点より、望ましくは10ppm 以上、50ppm 以下とする。
トの問題から上限を500ppmとする。また磁束密度B1 の
観点より、望ましくは10ppm 以上、50ppm 以下とする。
【００２８】以上の磁束密度B1 低減効果はSbと同様な
表面偏析型元素であるSnを20ppm 以上添加した場合にも
認められ、100ppm以上の添加で磁束密度B1 が若干低下
した。このことよりSnは20ppm 以上とし、Snを1200ppm
まで添加してもSn無添加鋼と比べると磁束密度B1 は良
好であるがコストの問題から上限を1000ppm とする。ま
た磁束密度B1 の観点より、望ましくは20ppm 以上、100
ppm以下とする。
表面偏析型元素であるSnを20ppm 以上添加した場合にも
認められ、100ppm以上の添加で磁束密度B1 が若干低下
した。このことよりSnは20ppm 以上とし、Snを1200ppm
まで添加してもSn無添加鋼と比べると磁束密度B1 は良
好であるがコストの問題から上限を1000ppm とする。ま
た磁束密度B1 の観点より、望ましくは20ppm 以上、100
ppm以下とする。
【００２９】さらに、SbとSnを複合添加した場合にもSb
+Sn/2 で10ppm 以上添加した場合に磁束密度B1 が向上
し、Sb+Sn/2 で50ppm 以上添加した場合に若干の磁束密
度B1の低下が認められた。このことよりSbとSnを複合添
加した場合にはSb+Sn/2 で10ppm 以上とし、Sb+Sn/2 を
600ppmまで添加してもSb無添加鋼と比べると磁束密度B
1 は良好であるがコストの問題から上限を500ppmとす
る。また磁束密度B1 の観点より、望ましくは10ppm 以
上、50ppm 以下とする。
+Sn/2 で10ppm 以上添加した場合に磁束密度B1 が向上
し、Sb+Sn/2 で50ppm 以上添加した場合に若干の磁束密
度B1の低下が認められた。このことよりSbとSnを複合添
加した場合にはSb+Sn/2 で10ppm 以上とし、Sb+Sn/2 を
600ppmまで添加してもSb無添加鋼と比べると磁束密度B
1 は良好であるがコストの問題から上限を500ppmとす
る。また磁束密度B1 の観点より、望ましくは10ppm 以
上、50ppm 以下とする。
【００３０】次に更なる低磁場特性の向上について検討
するため鋼中炭素の低減について検討した。まず、 Si
：2.78％、Mn：0.25％、P ：0.015 ％、Al：0.31％、S
b：0.0040％、S ：0.0004％、N ：0.0020％とし、C 量
を2 〜25ppm の範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱間
圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に75％
H2 -25 ％N2 雰囲気で830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施
し、その後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、10％H2 -90
％N2 雰囲気で900 ℃×1min間の仕上焼鈍を行った。図3
にC 量と磁束密度B1 の関係を示す。ここで磁気特性の
測定は図1 と同様の方法で行った。
するため鋼中炭素の低減について検討した。まず、 Si
：2.78％、Mn：0.25％、P ：0.015 ％、Al：0.31％、S
b：0.0040％、S ：0.0004％、N ：0.0020％とし、C 量
を2 〜25ppm の範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱間
圧延後、酸洗を行った。引き続きこの熱間圧延板に75％
H2 -25 ％N2 雰囲気で830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施
し、その後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、10％H2 -90
％N2 雰囲気で900 ℃×1min間の仕上焼鈍を行った。図3
にC 量と磁束密度B1 の関係を示す。ここで磁気特性の
測定は図1 と同様の方法で行った。
【００３１】図3 より、C ≦10ppm とすることにより低
磁場の磁束密度が大幅に向上することがわかる。この原
因を調査するためTEM 観察を行った。その結果C ＞10pp
m の鋼板では微細なTiC が認められた。これに対しC ≦
10ppm の鋼板ではTiC はほとんど認められなかった。こ
のことから、C ≦10ppm とすることにより低磁場特性が
向上した原因は、C の低減により磁壁の移動を妨げるTi
C 等の析出物が少なくなったためと考えられる。以上よ
り、C は10ppm 以下とする。
磁場の磁束密度が大幅に向上することがわかる。この原
因を調査するためTEM 観察を行った。その結果C ＞10pp
m の鋼板では微細なTiC が認められた。これに対しC ≦
10ppm の鋼板ではTiC はほとんど認められなかった。こ
のことから、C ≦10ppm とすることにより低磁場特性が
向上した原因は、C の低減により磁壁の移動を妨げるTi
C 等の析出物が少なくなったためと考えられる。以上よ
り、C は10ppm 以下とする。
【００３２】ここで、TiC を低減するためにはTiの低減
も有効と考えられるが、本発明の極低S 材においては脱
硫処理を行う際に使用する脱硫フラックスよりTiが不可
避的に混入する。このTi混入を防止するためには、Tiを
含有しない高純度フラックスを使用する必要が有り大幅
なコストアップは避けられないのが現状である。
も有効と考えられるが、本発明の極低S 材においては脱
硫処理を行う際に使用する脱硫フラックスよりTiが不可
避的に混入する。このTi混入を防止するためには、Tiを
含有しない高純度フラックスを使用する必要が有り大幅
なコストアップは避けられないのが現状である。
【００３３】なお本実験で得られた極低C 化による低磁
場特性の向上は、従来の電磁鋼板では認められないもの
である。これは、従来材にはMnS が存在し、また極低S
とすることによりMnS を低減したとしても表層に窒化層
が存在することから、C の低減効果がマスキングされる
ためである。本発明で得られた低磁場特性の大幅な向上
は、極低S 化とSb、Sn添加による表層窒化の抑制および
極低C 化の組み合わせにより初めて達成されるものであ
る。
場特性の向上は、従来の電磁鋼板では認められないもの
である。これは、従来材にはMnS が存在し、また極低S
とすることによりMnS を低減したとしても表層に窒化層
が存在することから、C の低減効果がマスキングされる
ためである。本発明で得られた低磁場特性の大幅な向上
は、極低S 化とSb、Sn添加による表層窒化の抑制および
極低C 化の組み合わせにより初めて達成されるものであ
る。
【００３４】次に、その他の成分の限定理由について説
明する。Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素
であるため、下限を1 ％とする。一方4 ％を超えると飽
和磁化の低下に起因し磁束密度が低下するため上限を4
％とした。
明する。Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素
であるため、下限を1 ％とする。一方4 ％を超えると飽
和磁化の低下に起因し磁束密度が低下するため上限を4
％とした。
【００３５】AlはSiと同様、固有抵抗を上げるために有
効な元素であるが、1.5 ％を超えると飽和磁化の低下に
起因し磁束密度が低下するため上限を1.5 ％とした。ま
た、0.1 ％未満の場合にはAlN が微細化し粒成長性が低
下するため下限を0.1 ％とした。
効な元素であるが、1.5 ％を超えると飽和磁化の低下に
起因し磁束密度が低下するため上限を1.5 ％とした。ま
た、0.1 ％未満の場合にはAlN が微細化し粒成長性が低
下するため下限を0.1 ％とした。
【００３６】N 低減も低磁場特性の向上に効果的であ
る。0.001 ％以下とすることにより、より一層の低磁場
特性の向上を図ることが可能となるので0.001 ％以下が
好ましい。
る。0.001 ％以下とすることにより、より一層の低磁場
特性の向上を図ることが可能となるので0.001 ％以下が
好ましい。
【００３７】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、1.5％以上になると磁束
密度が低下するため0.05〜1.5 ％とした。
に、0.05％以上必要であるが、1.5％以上になると磁束
密度が低下するため0.05〜1.5 ％とした。
【００３８】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 ％以下とした。
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 ％以下とした。
【００３９】Tiは脱硫時に使用する市販の脱硫フラック
スより不可避的に混入する。Ti混入を防止するために
は、Tiを含有しない高純度フラックスを使用する必要が
有り大幅なコストアップは避けられない。このため下限
を0.0005％とするのが好ましい。一方Tiが0.005 ％超と
なった場合にはC を低減しても低磁場特性が向上しない
ため上限は0.005 ％とする。
スより不可避的に混入する。Ti混入を防止するために
は、Tiを含有しない高純度フラックスを使用する必要が
有り大幅なコストアップは避けられない。このため下限
を0.0005％とするのが好ましい。一方Tiが0.005 ％超と
なった場合にはC を低減しても低磁場特性が向上しない
ため上限は0.005 ％とする。
【００４０】次に製造方法について説明する。本発明に
おいては、規定する成分が本発明の範囲内であれば、製
造方法は通常の方法でかまわない。すなわち、転炉で吹
練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続
き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、
巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわな
い。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必
須ではない。次いで一回の冷間圧延、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、最終焼鈍を行う。
おいては、規定する成分が本発明の範囲内であれば、製
造方法は通常の方法でかまわない。すなわち、転炉で吹
練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続
き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、
巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわな
い。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必
須ではない。次いで一回の冷間圧延、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、最終焼鈍を行う。
【００４１】
【実施例】表1 の鋼を用い、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1210℃で1hr 加熱した後、板厚2.0mm まで熱間圧延
を行った。熱間圧延仕上げ温度は800 ℃とした。巻取り
温度は700 ℃とし、830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施し
た。その後、板厚0.35mmまで冷間圧延を行い、表1 の仕
上焼鈍条件で焼鈍を行った。
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1210℃で1hr 加熱した後、板厚2.0mm まで熱間圧延
を行った。熱間圧延仕上げ温度は800 ℃とした。巻取り
温度は700 ℃とし、830 ℃×3hr の熱延板焼鈍を施し
た。その後、板厚0.35mmまで冷間圧延を行い、表1 の仕
上焼鈍条件で焼鈍を行った。
【００４２】磁気測定は25cmエプスタイン試験片を用い
て行った。各鋼板の磁気特性を成分、製造条件と併せて
表1 に示す。
て行った。各鋼板の磁気特性を成分、製造条件と併せて
表1 に示す。
【００４３】
【表１】
【００４４】これより、鋼板成分を本発明の範囲に制御
した本発明鋼では、低磁場特性の高い鋼板が得られ、さ
らにC 、N を低減することにより一層の低磁場特性の向
上を図ることができる。
した本発明鋼では、低磁場特性の高い鋼板が得られ、さ
らにC 、N を低減することにより一層の低磁場特性の向
上を図ることができる。
【００４５】一方、鋼板成分が本発明範囲外である比較
鋼は、本発明鋼に比べ低磁場特性が劣っている。
鋼は、本発明鋼に比べ低磁場特性が劣っている。
【００４６】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば低磁
場特性に優れた鋼板を得ることが出来、大型モータやコ
ンプレッサーモーターの鉄心材料等に使用される電磁鋼
板として好適である。
場特性に優れた鋼板を得ることが出来、大型モータやコ
ンプレッサーモーターの鉄心材料等に使用される電磁鋼
板として好適である。
【図１】S量と磁束密度B1との関係を示す図である。
【図２】Sb量と磁束密度B1との関係を示す図である。
【図３】C量と磁束密度B1との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 寒川 孝 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 小野 義彦 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 田中 靖 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 5E041 AA02 AA19 CA04 NN01
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、P ：0.2 ％以下、Si：1 〜4
％、Mn：0.05〜1.5％、Al：0.1 〜1.5 ％、S ：0.0009
％以下、Ti： 0.005％以下、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.05％
を含み、残部実質的にFeであることを特徴とする低磁場
特性に優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、C ：0.001 ％以下、P ：0.2
％以下、Si：1 〜4％、Mn：0.05〜1.5 ％、Al：0.1 〜
1.5 ％、S ：0.0009％以下、Ti：0.0005〜0.005 ％、Sb
+Sn/2 ：0.001 〜0.05％を含み、残部実質的にFeである
ことを特徴とする低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼
板。 - 【請求項３】 重量％で、C ：0.001 ％以下、P ：0.2
％以下、Si：1 〜4％、Mn：0.05〜1.5 ％、Al：0.1 〜
1.5 ％、S ：0.0009％以下、N ：0.001 ％以下、Ti：0.
0005〜0.005 ％、Sb+Sn/2 ：0.001 〜0.05％を含み、残
部実質的にFeであることを特徴とする低磁場特性に優れ
た無方向性電磁鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26057099A JP2001081536A (ja) | 1999-09-14 | 1999-09-14 | 低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26057099A JP2001081536A (ja) | 1999-09-14 | 1999-09-14 | 低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001081536A true JP2001081536A (ja) | 2001-03-27 |
Family
ID=17349795
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26057099A Pending JP2001081536A (ja) | 1999-09-14 | 1999-09-14 | 低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001081536A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013515170A (ja) * | 2009-12-28 | 2013-05-02 | ポスコ | 磁性に優れた無方向性電気鋼板及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-09-14 JP JP26057099A patent/JP2001081536A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013515170A (ja) * | 2009-12-28 | 2013-05-02 | ポスコ | 磁性に優れた無方向性電気鋼板及びその製造方法 |
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