JP2001131642A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents
磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板Info
- Publication number
- JP2001131642A JP2001131642A JP31302799A JP31302799A JP2001131642A JP 2001131642 A JP2001131642 A JP 2001131642A JP 31302799 A JP31302799 A JP 31302799A JP 31302799 A JP31302799 A JP 31302799A JP 2001131642 A JP2001131642 A JP 2001131642A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- rolled
- annealing
- silicon steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の無方向性電磁鋼板に比して磁気特性が
優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Ｐ：0.2％
以下、Si：1.5〜５％を含有し、残部が実質的にFeであ
る珪素鋼スラブであって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０
を含む）、Al含有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含
有量を0.005％以下（０を含む）に制限したものを熱間
圧延し、さらに冷間圧延し、仕上げ焼鈍を施して無方向
性電磁鋼板を製造するにあたり、冷間圧延後の板厚を0.
05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空雰囲
気中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間行う
ことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法。
優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Ｐ：0.2％
以下、Si：1.5〜５％を含有し、残部が実質的にFeであ
る珪素鋼スラブであって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０
を含む）、Al含有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含
有量を0.005％以下（０を含む）に制限したものを熱間
圧延し、さらに冷間圧延し、仕上げ焼鈍を施して無方向
性電磁鋼板を製造するにあたり、冷間圧延後の板厚を0.
05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空雰囲
気中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間行う
ことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、モーターやトラン
スの鉄心等、電気材料として用いるのに好適な磁気特性
に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。
スの鉄心等、電気材料として用いるのに好適な磁気特性
に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、モータの小型化、高効率化の観点
より、より低鉄損かつ高磁束密度の無方向性電磁鋼板が
求められるようになっている。この要求を満たすため、
例えば、低鉄損が特に要求されるSi+Al量が１〜３％程
度の中・高級グレードの無方向性電磁鋼板においては、
仕上焼鈍温度を1000℃程度まで高めたり、連続焼鈍時の
ラインスピードを下げ、焼鈍時間を長くすることにより
結晶粒の粗大化を図っている。一方、磁束密度を高める
ためには熱延板焼鈍を施したり、２回冷圧を行うことに
より、（１１１）集合組織を低減させる試みがなされて
いる。
より、より低鉄損かつ高磁束密度の無方向性電磁鋼板が
求められるようになっている。この要求を満たすため、
例えば、低鉄損が特に要求されるSi+Al量が１〜３％程
度の中・高級グレードの無方向性電磁鋼板においては、
仕上焼鈍温度を1000℃程度まで高めたり、連続焼鈍時の
ラインスピードを下げ、焼鈍時間を長くすることにより
結晶粒の粗大化を図っている。一方、磁束密度を高める
ためには熱延板焼鈍を施したり、２回冷圧を行うことに
より、（１１１）集合組織を低減させる試みがなされて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前述し
た方法を含め、従来行なわれてきたいずれの無方向性電
磁鋼板の製造方法においても、無方向性電磁鋼板の磁気
特性を飛躍的に向上させるまでは至っておらず、さらな
る高特性化が望まれているのが現状である。本発明はこ
のような事情に鑑みてなされたもので、従来の無方向性
電磁鋼板に比して磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法、及び従来の無方向性電磁鋼板に比して磁気特
性が優れた無方向性電磁鋼板を提供することを課題とす
る。
た方法を含め、従来行なわれてきたいずれの無方向性電
磁鋼板の製造方法においても、無方向性電磁鋼板の磁気
特性を飛躍的に向上させるまでは至っておらず、さらな
る高特性化が望まれているのが現状である。本発明はこ
のような事情に鑑みてなされたもので、従来の無方向性
電磁鋼板に比して磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法、及び従来の無方向性電磁鋼板に比して磁気特
性が優れた無方向性電磁鋼板を提供することを課題とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の骨子は、窒化物
及び硫化物を極力低減した鋼を真空焼鈍することにより
従来鋼に比べ大幅に高磁束密度かつ低鉄損な無方向性電
磁鋼板を得ることにある。
及び硫化物を極力低減した鋼を真空焼鈍することにより
従来鋼に比べ大幅に高磁束密度かつ低鉄損な無方向性電
磁鋼板を得ることにある。
【０００５】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、Ｐ：0.2％以
下、Si：1.5〜５％を含有し、残部が実質的にFeである
珪素鋼スラブであって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０を
含む）、Al含有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含有
量を0.005％以下（０を含む）に制限したものを熱間圧
延し、さらに冷間圧延し、仕上げ焼鈍を施して無方向性
電磁鋼板を製造するにあたり、冷間圧延後の板厚を0.05
〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空雰囲気
中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間行うこ
とを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製
造方法（請求項１）である。
の手段は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Ｐ：0.2％以
下、Si：1.5〜５％を含有し、残部が実質的にFeである
珪素鋼スラブであって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０を
含む）、Al含有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含有
量を0.005％以下（０を含む）に制限したものを熱間圧
延し、さらに冷間圧延し、仕上げ焼鈍を施して無方向性
電磁鋼板を製造するにあたり、冷間圧延後の板厚を0.05
〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空雰囲気
中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間行うこ
とを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製
造方法（請求項１）である。
【０００６】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、Ｐ：0.2％以下、Si：1.5
〜５％を含有し、残部が実質的にFeである珪素鋼スラブ
であって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０を含む）、Al含
有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含有量を0.005％以
下（０を含む）、Ti含有量を0.002％以下（０を含む）
に制限したものを熱間圧延し、さらに冷間圧延し、仕上
げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
冷間圧延後の板厚を0.05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10
-3torr以下の真空雰囲気中において1050℃〜1250℃の温
度で１〜60min間行うことを特徴とする磁気特性に優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法（請求項２）である。
重量％で、Ｃ：0.005％以下、Ｐ：0.2％以下、Si：1.5
〜５％を含有し、残部が実質的にFeである珪素鋼スラブ
であって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０を含む）、Al含
有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含有量を0.005％以
下（０を含む）、Ti含有量を0.002％以下（０を含む）
に制限したものを熱間圧延し、さらに冷間圧延し、仕上
げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
冷間圧延後の板厚を0.05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10
-3torr以下の真空雰囲気中において1050℃〜1250℃の温
度で１〜60min間行うことを特徴とする磁気特性に優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法（請求項２）である。
【０００７】前記課題を解決するための第３の手段は、
前記第１の手段又は第２の手段に記載される珪素鋼スラ
ブを熱間圧延し、熱延板焼鈍、冷間圧延を行い、仕上げ
焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、熱
延板焼鈍を100％Ｈ2雰囲気内で行い、冷間圧延後の板厚
を0.05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空
雰囲気中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間
行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
板の製造方法（請求項３）である。
前記第１の手段又は第２の手段に記載される珪素鋼スラ
ブを熱間圧延し、熱延板焼鈍、冷間圧延を行い、仕上げ
焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、熱
延板焼鈍を100％Ｈ2雰囲気内で行い、冷間圧延後の板厚
を0.05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空
雰囲気中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間
行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
板の製造方法（請求項３）である。
【０００８】前記課題を解決するための第４の手段は、
前記第１の手段から第３の手段のいずれかにより製造さ
れる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板（請求項４）で
ある。
前記第１の手段から第３の手段のいずれかにより製造さ
れる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板（請求項４）で
ある。
【０００９】なお、本明細書において「残部が実質的に
Feである」とは、成分範囲が規定されていない元素を、
本発明の効果を無くさない範囲で、不可避不純物又は微
量添加元素として含むものが、本発明の範囲に含まれる
ことを示すものである。また、本明細書で用いる鋼の成
分を示す％、ｐｐｍは、特に断らない限り、重量％、重
量ｐｐｍである。
Feである」とは、成分範囲が規定されていない元素を、
本発明の効果を無くさない範囲で、不可避不純物又は微
量添加元素として含むものが、本発明の範囲に含まれる
ことを示すものである。また、本明細書で用いる鋼の成
分を示す％、ｐｐｍは、特に断らない限り、重量％、重
量ｐｐｍである。
【００１０】（本発明に至る経緯と、焼鈍雰囲気、Ｓ、
Al、Ti含有量、焼鈍時間の限定理由）本発明者らが前記
課題の解決に関し鋭意検討したところ、窒化物及び硫化
物を極力低減した鋼を真空焼鈍することにより、従来鋼
に比べ大幅に高磁束密度かつ低鉄損な無方向性電磁鋼板
が得られることを見出した。以下、本発明に至る経緯
を、実験結果に基づいて詳細に説明する。
Al、Ti含有量、焼鈍時間の限定理由）本発明者らが前記
課題の解決に関し鋭意検討したところ、窒化物及び硫化
物を極力低減した鋼を真空焼鈍することにより、従来鋼
に比べ大幅に高磁束密度かつ低鉄損な無方向性電磁鋼板
が得られることを見出した。以下、本発明に至る経緯
を、実験結果に基づいて詳細に説明する。
【００１１】最初に、磁気特性に及ぼす焼鈍雰囲気の影
響を調査するため、Ｃ：0.0025％、Si：3.0％、Ｐ：0.0
1％、Al：tr．、Mn：0.18％、Ｎ：0.0021％、Ｓ：0.000
4％、Ti：0.001％とした鋼を実験室にて真空溶解し、熱
延後に酸洗を行った。引き続きこの熱延板に100％Ｈ2雰
囲気で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚
0.10mmまで冷間圧延し、10％Ｈ2−90％Ｎ2雰囲気中、及
び10-4torrの真空中にて２min間の仕上焼鈍を行った。
響を調査するため、Ｃ：0.0025％、Si：3.0％、Ｐ：0.0
1％、Al：tr．、Mn：0.18％、Ｎ：0.0021％、Ｓ：0.000
4％、Ti：0.001％とした鋼を実験室にて真空溶解し、熱
延後に酸洗を行った。引き続きこの熱延板に100％Ｈ2雰
囲気で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚
0.10mmまで冷間圧延し、10％Ｈ2−90％Ｎ2雰囲気中、及
び10-4torrの真空中にて２min間の仕上焼鈍を行った。
【００１２】図１に、このようにして得られたサンプル
の仕上げ焼鈍温度と鉄損、磁束密度の関係を示す。磁気
特性の測定は外径45mm、内径33mmのリングサンプルにて
行った。また、鉄損の評価はエアコン等で一般的に使用
される磁束密度1.5Ｔ、周波数100Hzの鉄損Ｗ15/100で行
った。
の仕上げ焼鈍温度と鉄損、磁束密度の関係を示す。磁気
特性の測定は外径45mm、内径33mmのリングサンプルにて
行った。また、鉄損の評価はエアコン等で一般的に使用
される磁束密度1.5Ｔ、周波数100Hzの鉄損Ｗ15/100で行
った。
【００１３】図１より、真空焼鈍（10-4torr）により鉄
損は低下し、磁束密度は大幅に向上することがわかる。
この原因を調査するため、鋼板の集合組織観察を行った
ところ、真空焼鈍材では（１００）面比率が10％Ｈ2−9
0％Ｎ2雰囲気で焼鈍を行った材料に比べ多く、特に高温
焼鈍を行うことにより（１００）面比率が急激に増大す
ることが判明した。
損は低下し、磁束密度は大幅に向上することがわかる。
この原因を調査するため、鋼板の集合組織観察を行った
ところ、真空焼鈍材では（１００）面比率が10％Ｈ2−9
0％Ｎ2雰囲気で焼鈍を行った材料に比べ多く、特に高温
焼鈍を行うことにより（１００）面比率が急激に増大す
ることが判明した。
【００１４】一方、10％Ｈ2−90％Ｎ2雰囲気で焼鈍を行
った材料には、表層に窒化層が認められ、これが磁気特
性を劣化させている原因であることも明らかとなった。
以上のことから、本発明においては、焼鈍は真空状態の
雰囲気中で行うようにし、真空度を変えた実験の結果、
圧力が10-3torrを越えると磁気特性の向上が認められな
かったため、真空度（圧力）は10-3torr以下に限定す
る。。
った材料には、表層に窒化層が認められ、これが磁気特
性を劣化させている原因であることも明らかとなった。
以上のことから、本発明においては、焼鈍は真空状態の
雰囲気中で行うようにし、真空度を変えた実験の結果、
圧力が10-3torrを越えると磁気特性の向上が認められな
かったため、真空度（圧力）は10-3torr以下に限定す
る。。
【００１５】また、図１を見ると分かるように、鉄損の
低下と磁束密度の上昇は、1050℃を境にして臨界的に認
められる。よって、本発明においては、焼鈍温度を1050
℃以上に限定する。また、1250℃以上では磁気特性の向
上効果がほとんど認められず、いたずらに製造コストを
アップさせることとなるため、上限を1250℃とする。な
お、図１の真空状態雰囲気での焼鈍温度は、左から900
℃、950℃、1000℃、1040℃、1050℃、1065℃、1110
℃、1150℃、1200℃、1250℃である。
低下と磁束密度の上昇は、1050℃を境にして臨界的に認
められる。よって、本発明においては、焼鈍温度を1050
℃以上に限定する。また、1250℃以上では磁気特性の向
上効果がほとんど認められず、いたずらに製造コストを
アップさせることとなるため、上限を1250℃とする。な
お、図１の真空状態雰囲気での焼鈍温度は、左から900
℃、950℃、1000℃、1040℃、1050℃、1065℃、1110
℃、1150℃、1200℃、1250℃である。
【００１６】以上のような真空焼鈍による（１００）集
合組織形成に関してはいくつかの報告が有るが、いずれ
も（１００）集合組織を得るために数時間程度の長時間
焼鈍が必要であり、また、（１００）集合組織形成を容
易にするためＨ2Ｓガス等を使用している。これらの結
果と異なり、本実験では、Ｈ2Ｓガスを使用することな
く、かつ２min間の短時間焼鈍で（１００）集合組織形
成が可能となっており、明らかに従来の常識とは異なっ
た結果となっている。
合組織形成に関してはいくつかの報告が有るが、いずれ
も（１００）集合組織を得るために数時間程度の長時間
焼鈍が必要であり、また、（１００）集合組織形成を容
易にするためＨ2Ｓガス等を使用している。これらの結
果と異なり、本実験では、Ｈ2Ｓガスを使用することな
く、かつ２min間の短時間焼鈍で（１００）集合組織形
成が可能となっており、明らかに従来の常識とは異なっ
た結果となっている。
【００１７】発明者らは、この原因は、鋼中に含まれる
微量元素の影響によるものであると推定し、さらにこの
点について詳しく調査した。まず、Ｓの影響を調査する
ため、Ｃ：0.0025％、Si：3.0％、Mn：0.25％、Ｐ：0.0
1％、Al：Tr．、Ｎ：0.0021％、Ti：0.001％とし、Ｓ量
をtr.〜30ppm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。引き続きこの熱延板に10
0％Ｈ2雰囲気で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その
後、板厚0.10mmまで冷間圧延し、10-4torrの真空雰囲気
で1150℃×２min間の仕上焼鈍を行った。図２に、この
ようにして得られたサンプルのＳ量と磁束密度の関係を
示す。
微量元素の影響によるものであると推定し、さらにこの
点について詳しく調査した。まず、Ｓの影響を調査する
ため、Ｃ：0.0025％、Si：3.0％、Mn：0.25％、Ｐ：0.0
1％、Al：Tr．、Ｎ：0.0021％、Ti：0.001％とし、Ｓ量
をtr.〜30ppm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。引き続きこの熱延板に10
0％Ｈ2雰囲気で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その
後、板厚0.10mmまで冷間圧延し、10-4torrの真空雰囲気
で1150℃×２min間の仕上焼鈍を行った。図２に、この
ようにして得られたサンプルのＳ量と磁束密度の関係を
示す。
【００１８】図２より、Ｓ≦９ppmで磁束密度は急激に
上昇することがわかる。この原因は、明確ではないが、
Ｓ≦９ppmでは粒界の移動を妨げるMnＳが減少するた
め、本実験条件にて表面エネルギーが最も低くなる（１
００）面の成長が容易になったためと考えられる。以上
のことから、本発明においては、Ｓ含有量を９ppm以下
に限定する。なお、図２において、グラフに表れている
点のＳ量は、左から１ppm、２ppm、５ppm、８ppm、９pp
m、10ppm、11ppm、15ppm、22ppm、30ppmである。
上昇することがわかる。この原因は、明確ではないが、
Ｓ≦９ppmでは粒界の移動を妨げるMnＳが減少するた
め、本実験条件にて表面エネルギーが最も低くなる（１
００）面の成長が容易になったためと考えられる。以上
のことから、本発明においては、Ｓ含有量を９ppm以下
に限定する。なお、図２において、グラフに表れている
点のＳ量は、左から１ppm、２ppm、５ppm、８ppm、９pp
m、10ppm、11ppm、15ppm、22ppm、30ppmである。
【００１９】次に、Alの影響を調査するため、Ｃ：0.00
20％、Si：3.1％、Mn：0.18％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.000
2％、Ｎ：0.0021％としAl量をtr.〜0.011％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。引き続きこの熱延板に100%Ｈ2雰囲気で830℃×３
hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.10mmまで冷間圧
延し、10-4torrの真空雰囲気で1150℃×２min間の仕上
焼鈍を行った。図３に、このようにして得られたサンプ
ルのAl量と磁束密度の関係を示す。
20％、Si：3.1％、Mn：0.18％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.000
2％、Ｎ：0.0021％としAl量をtr.〜0.011％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。引き続きこの熱延板に100%Ｈ2雰囲気で830℃×３
hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.10mmまで冷間圧
延し、10-4torrの真空雰囲気で1150℃×２min間の仕上
焼鈍を行った。図３に、このようにして得られたサンプ
ルのAl量と磁束密度の関係を示す。
【００２０】図３より、Al≦0.004％で磁束密度は急激
に上昇することがわかる。この原因は、明確ではない
が、 Al≦0.004％では粒界移動を妨げるAlＮの大部分が
焼鈍時に鋼中に固溶し、表面エネルギーを利用した（１
００）集合組織形成が容易になるためと考えられる。以
上のことから、本発明においてはAl含有量の範囲を0.00
4％以下に限定する。なお、図３において、グラフに現
れている点のAl量は、左から、0.0003％、0.0007％、0.
001％、0.002％、0.0033％、0.004％、0.0047％、0.005
％、0.006％、0.007％、0.010％、0.011％である。
に上昇することがわかる。この原因は、明確ではない
が、 Al≦0.004％では粒界移動を妨げるAlＮの大部分が
焼鈍時に鋼中に固溶し、表面エネルギーを利用した（１
００）集合組織形成が容易になるためと考えられる。以
上のことから、本発明においてはAl含有量の範囲を0.00
4％以下に限定する。なお、図３において、グラフに現
れている点のAl量は、左から、0.0003％、0.0007％、0.
001％、0.002％、0.0033％、0.004％、0.0047％、0.005
％、0.006％、0.007％、0.010％、0.011％である。
【００２１】次に、Tiの影響を調査するため、Ｃ：0.00
20％、Si：3.1％、Mn：0.18％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.000
2％、Ｎ：0.0021％、Al：tr．としTi量をtr.〜0.005％
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。引き続きこの熱延板に100％Ｈ2雰囲
気で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.1
0mmまで冷間圧延し、10-4torrの真空雰囲気で1150℃×
２min間の仕上焼鈍を行った。図４に、このようにして
得られたサンプルのTi量と磁束密度の関係を示す。
20％、Si：3.1％、Mn：0.18％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.000
2％、Ｎ：0.0021％、Al：tr．としTi量をtr.〜0.005％
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。引き続きこの熱延板に100％Ｈ2雰囲
気で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.1
0mmまで冷間圧延し、10-4torrの真空雰囲気で1150℃×
２min間の仕上焼鈍を行った。図４に、このようにして
得られたサンプルのTi量と磁束密度の関係を示す。
【００２２】図４より、Ti≦0.002％で磁束密度は急激
に上昇することがわかる。この原因は、明確ではない
が、 Ti≦0.002％では粒界移動を妨げるTiＮが減少する
ため、表面エネルギーを利用した（１００）集合組織形
成が容易になるためと考えられる。以上のことから、本
発明においてはTi含有量を0.002％以下に限定する。な
お、図４においてグラフに現れている点のTi量は、左か
ら、0.0003％、0.0006％、0.0013％、0.0018％、0.002
％、0.0022％、0.0026％、0.003％、0.004％、0.005％
である。
に上昇することがわかる。この原因は、明確ではない
が、 Ti≦0.002％では粒界移動を妨げるTiＮが減少する
ため、表面エネルギーを利用した（１００）集合組織形
成が容易になるためと考えられる。以上のことから、本
発明においてはTi含有量を0.002％以下に限定する。な
お、図４においてグラフに現れている点のTi量は、左か
ら、0.0003％、0.0006％、0.0013％、0.0018％、0.002
％、0.0022％、0.0026％、0.003％、0.004％、0.005％
である。
【００２３】以上のように本発明においては窒化物、硫
化物を極力低減することにより２min程度の短時間で
（１００）集合組織が得られ、大幅な磁気特性の向上が
達成されることが明らかとなった。
化物を極力低減することにより２min程度の短時間で
（１００）集合組織が得られ、大幅な磁気特性の向上が
達成されることが明らかとなった。
【００２４】次に、本発明鋼のように窒化物、硫化物形
成元素を低減した鋼において、上記特性を得るために必
要な仕上焼鈍時間について検討した。すなわち、Ｃ：0.
0015％、Si：3.00％、Mn：0.18％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.
0002％．Ｎ：0.0021％、Al：tr．、Ti：0.001％の鋼を
実験室にて真空溶解し、熱延後、酸洗を行った。引き続
きこの熱延板に100％Ｈ2雰囲気で830℃×３hrの熱延板
焼鈍を施し、その後、板厚0.10mmまで冷間圧延し、10-4
torrの真空雰囲気で1200℃の仕上焼鈍を行った。図５
に、このようにして得られたサンプルの仕上焼鈍時間と
磁束密度の関係を示す。
成元素を低減した鋼において、上記特性を得るために必
要な仕上焼鈍時間について検討した。すなわち、Ｃ：0.
0015％、Si：3.00％、Mn：0.18％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.
0002％．Ｎ：0.0021％、Al：tr．、Ti：0.001％の鋼を
実験室にて真空溶解し、熱延後、酸洗を行った。引き続
きこの熱延板に100％Ｈ2雰囲気で830℃×３hrの熱延板
焼鈍を施し、その後、板厚0.10mmまで冷間圧延し、10-4
torrの真空雰囲気で1200℃の仕上焼鈍を行った。図５
に、このようにして得られたサンプルの仕上焼鈍時間と
磁束密度の関係を示す。
【００２５】図５より、仕上焼鈍時間は１min以上必要
であることがわかる。これは１min以下では（１００）
面の粒成長が不十分なためである。また、60min以上焼
鈍を行っても磁気特性は変化せず、いたずらにコストア
ップを招くため上限を60minとする。なお、図５におい
て、グラフに表れた各点の焼鈍時間は、左から、0.2min
0.5min、0,8min、1.0min、1.5min、２min、2.8min、3.5
min、５min、17min、40min、54min、73minである。
であることがわかる。これは１min以下では（１００）
面の粒成長が不十分なためである。また、60min以上焼
鈍を行っても磁気特性は変化せず、いたずらにコストア
ップを招くため上限を60minとする。なお、図５におい
て、グラフに表れた各点の焼鈍時間は、左から、0.2min
0.5min、0,8min、1.0min、1.5min、２min、2.8min、3.5
min、５min、17min、40min、54min、73minである。
【００２６】なお、本発明においては、熱延板焼鈍を施
す場合における雰囲気を、100％Ｈ2雰囲気とすることが
好ましい。これはＳを低減した鋼を水素−窒素混合雰囲
気にて熱延板焼鈍した場合には鋼板表層部の窒化が激し
くなり、この窒化物が仕上焼鈍時の（１００）集合組織
形成を妨げるためである。
す場合における雰囲気を、100％Ｈ2雰囲気とすることが
好ましい。これはＳを低減した鋼を水素−窒素混合雰囲
気にて熱延板焼鈍した場合には鋼板表層部の窒化が激し
くなり、この窒化物が仕上焼鈍時の（１００）集合組織
形成を妨げるためである。
【００２７】（その他の成分の限定理由）次に、その他
の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るために有効な元素で
あるため、下限を1.5％とする。一方4.0％を超えると磁
束密度が低下するため上限を4.0％とする。 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％を超えて含有させる鋼板が脆化する
ため0.2％以下とした。 Ｎ： Ｎは0.005％以上となると磁気特性を劣化させる
ため0.005％以下とする。
の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るために有効な元素で
あるため、下限を1.5％とする。一方4.0％を超えると磁
束密度が低下するため上限を4.0％とする。 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％を超えて含有させる鋼板が脆化する
ため0.2％以下とした。 Ｎ： Ｎは0.005％以上となると磁気特性を劣化させる
ため0.005％以下とする。
【００２８】（板厚の限定理由）板厚0.35mm超で（１０
０）集合組織を得るためには、本発明の成分系とした場
合においても高温、長時間焼鈍が必要となるため、0.35
mm以下とする。一方、板厚0.05mm未満では鋼板の剛性が
低下し、取り扱いが困難となるため、0.05mm以上とす
る。
０）集合組織を得るためには、本発明の成分系とした場
合においても高温、長時間焼鈍が必要となるため、0.35
mm以下とする。一方、板厚0.05mm未満では鋼板の剛性が
低下し、取り扱いが困難となるため、0.05mm以上とす
る。
【００２９】（製造方法）本発明に係る無方向性電磁鋼
板の製造方法は、各請求項で規定した事項以外は通常行
われている無方向性電磁鋼板の製造方法でかまわない。
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、通常の温度でかまわない。また、熱延後の熱延板焼
鈍は行ってもよいが必須ではない。熱延板焼鈍を行う場
合には、前述のように焼鈍雰囲気は100％Ｈ2雰囲気とす
る。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、真
空中にて最終焼鈍を行う。
板の製造方法は、各請求項で規定した事項以外は通常行
われている無方向性電磁鋼板の製造方法でかまわない。
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、通常の温度でかまわない。また、熱延後の熱延板焼
鈍は行ってもよいが必須ではない。熱延板焼鈍を行う場
合には、前述のように焼鈍雰囲気は100％Ｈ2雰囲気とす
る。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、真
空中にて最終焼鈍を行う。
【００３０】
【実施例】転炉で吹練した鋼を、脱ガス処理を行うこと
により表１に示す成分に調整後鋳造し、スラブを1200℃
で１hr加熱した後、板厚1.6mmまで熱間圧延した。熱延
仕上げ温度は800℃とし、巻取り温度は610℃とした。そ
の後、830℃×３hrの熱延板焼鈍を施した。その後、表
１中の板厚まで冷間圧延を行い、表２に示す仕上焼鈍条
件で焼鈍を行った（表１と表２のNo.は対応してい
る）。磁気測定は外径45mm、内径33mmのリング試験片を
用いて行った。各鋼板の磁気特性を表２に併せて示す。
により表１に示す成分に調整後鋳造し、スラブを1200℃
で１hr加熱した後、板厚1.6mmまで熱間圧延した。熱延
仕上げ温度は800℃とし、巻取り温度は610℃とした。そ
の後、830℃×３hrの熱延板焼鈍を施した。その後、表
１中の板厚まで冷間圧延を行い、表２に示す仕上焼鈍条
件で焼鈍を行った（表１と表２のNo.は対応してい
る）。磁気測定は外径45mm、内径33mmのリング試験片を
用いて行った。各鋼板の磁気特性を表２に併せて示す。
【００３１】これより、鋼板成分を本発明の成分とし、
仕上げ焼鈍を真空中にて行った場合に、仕上焼鈍後の磁
気特性に優れた鋼板が得られることがわかる。すなわ
ち、本発明の実施例であるNo.１〜No.13の鋼板において
は、磁束密度Ｂ50が高く、鉄損Ｗ15/100が低い。しか
し、この実施例の中でも、No.13の鋼板は、熱延板焼鈍
を100％Ｈ2の雰囲気中で行っていないため、磁束密度、
鉄損とも、他の実施例の鋼板に対して劣っている。
仕上げ焼鈍を真空中にて行った場合に、仕上焼鈍後の磁
気特性に優れた鋼板が得られることがわかる。すなわ
ち、本発明の実施例であるNo.１〜No.13の鋼板において
は、磁束密度Ｂ50が高く、鉄損Ｗ15/100が低い。しか
し、この実施例の中でも、No.13の鋼板は、熱延板焼鈍
を100％Ｈ2の雰囲気中で行っていないため、磁束密度、
鉄損とも、他の実施例の鋼板に対して劣っている。
【００３２】No.14からNo.17の鋼板は、いずれも仕上焼
鈍の雰囲気が真空でないため、鉄損が大きく、磁束密度
が低くなっている。磁束密度の低下は、仕上焼鈍温度が
本発明の範囲外となっているNo.15の鋼板、板厚が本発
明の範囲外となっているNo.16の鋼板、Ｓが本発明の範
囲外となっているNo.17の鋼板で著しい。また、No.18の
鋼板は、真空度が足らないので、鉄損が高く磁束密度が
低くなっている。
鈍の雰囲気が真空でないため、鉄損が大きく、磁束密度
が低くなっている。磁束密度の低下は、仕上焼鈍温度が
本発明の範囲外となっているNo.15の鋼板、板厚が本発
明の範囲外となっているNo.16の鋼板、Ｓが本発明の範
囲外となっているNo.17の鋼板で著しい。また、No.18の
鋼板は、真空度が足らないので、鉄損が高く磁束密度が
低くなっている。
【００３３】No.19、No.20の鋼板は、仕上焼鈍温度が本
発明の範囲外となっているので、鉄損が高く、磁束密度
が低くなっている。磁束密度の低下は、Ｓ量が本発明の
範囲外となっているNo.20の鋼板で特に著しい。
発明の範囲外となっているので、鉄損が高く、磁束密度
が低くなっている。磁束密度の低下は、Ｓ量が本発明の
範囲外となっているNo.20の鋼板で特に著しい。
【００３４】No.21の鋼板は、仕上焼鈍時間が本発明の
範囲となっているので、鉄損が高く、かつ磁束密度が低
くなっている。No.22の鋼板は、板厚が本発明の範囲を
越えているので、鉄損が高く、かつ磁束密度が低くなっ
ている。
範囲となっているので、鉄損が高く、かつ磁束密度が低
くなっている。No.22の鋼板は、板厚が本発明の範囲を
越えているので、鉄損が高く、かつ磁束密度が低くなっ
ている。
【００３５】No.23の鋼板は、Alが本発明の範囲を越え
ているので、鉄損が高く、かつ磁束密度が低くなってい
る。No.24の鋼板は、Ｓが本発明の範囲を越えているの
で、鉄損が高く、かつ磁束密度が低くなっている。No.2
5の鋼板は、Siが本発明の範囲を越えているので、磁束
密度が低下している。No.26の鋼板は、Ｎが本発明の範
囲を越えているので、鉄損が高く、磁束密度が低くなっ
ている。No.27の鋼板は、Ｃが本発明の範囲を越えてい
るので、鉄損が高く、磁束密度が低くなっている。
ているので、鉄損が高く、かつ磁束密度が低くなってい
る。No.24の鋼板は、Ｓが本発明の範囲を越えているの
で、鉄損が高く、かつ磁束密度が低くなっている。No.2
5の鋼板は、Siが本発明の範囲を越えているので、磁束
密度が低下している。No.26の鋼板は、Ｎが本発明の範
囲を越えているので、鉄損が高く、磁束密度が低くなっ
ている。No.27の鋼板は、Ｃが本発明の範囲を越えてい
るので、鉄損が高く、磁束密度が低くなっている。
【００３６】
【表１】（表１）
【００３７】
【表２】(表２)
【００３８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鉄損が低くかつ磁束密度が高い、磁気特性に優れた無方
向性電磁鋼板を得ることができる。
鉄損が低くかつ磁束密度が高い、磁気特性に優れた無方
向性電磁鋼板を得ることができる。
【図１】焼鈍雰囲気と仕上焼鈍後の磁気特性との関係を
示す図である。
示す図である。
【図２】Ｓ含有量と仕上焼鈍後の磁束密度との関係を示
す図である。
す図である。
【図３】Al含有量と仕上焼鈍後の磁束密度との関係を示
す図である
す図である
【図４】Ti含有量と仕上焼鈍後の磁束密度との関係を示
す図である。
す図である。
【図５】仕上焼鈍時間と仕上焼鈍後の磁束密度との関係
を示す図である。
を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ａ (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） 4K033 AA01 CA08 FA12 HA00 KA03 RA03 SA03 5E041 AA02 AA19 CA02 CA04 HB05 HB07 HB11 NN01 NN06 NN17 NN18
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Ｐ：0.2％
以下、Si：1.5〜５％を含有し、残部が実質的にFeであ
る珪素鋼スラブであって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０
を含む）、Al含有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含
有量を0.005％以下（０を含む）に制限したものを熱間
圧延し、さらに冷間圧延し、仕上げ焼鈍を施して無方向
性電磁鋼板を製造するにあたり、冷間圧延後の板厚を0.
05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空雰囲
気中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min間行う
ことを特徴とする磁気特性に優れた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、Ｐ：0.2％
以下、Si：1.5〜５％を含有し、残部が実質的にFeであ
る珪素鋼スラブであって、Ｓ含有量を0.0009％以下（０
を含む）、Al含有量を0.004％以下（０を含む）、Ｎ含
有量を0.005％以下（０を含む）、Ti含有量を0.002％以
下（０を含む）に制限したものを熱間圧延し、さらに冷
間圧延し、仕上げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造
するにあたり、冷間圧延後の板厚を0.05〜0.35mmとし、
仕上焼鈍を、10-3torr以下の真空雰囲気中において1050
℃〜1250℃の温度で１〜60min間行うことを特徴とする
磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２に記載の珪素鋼ス
ラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍、冷間圧延を行い、仕上
げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
熱延板焼鈍を100％Ｈ2雰囲気内で行い、冷間圧延後の板
厚を0.05〜0.35mmとし、仕上焼鈍を、10-3torr以下の真
空雰囲気中において1050℃〜1250℃の温度で１〜60min
間行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁
鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１から請求項３のうちいずれか１
項に記載の製造方法により製造される磁気特性に優れた
無方向性電磁鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31302799A JP2001131642A (ja) | 1999-11-02 | 1999-11-02 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気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 |
|---|---|---|---|
| JP31302799A JP2001131642A (ja) | 1999-11-02 | 1999-11-02 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001131642A true JP2001131642A (ja) | 2001-05-15 |
Family
ID=18036345
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31302799A Pending JP2001131642A (ja) | 1999-11-02 | 1999-11-02 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001131642A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017106101A (ja) * | 2015-12-04 | 2017-06-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| CN111961980A (zh) * | 2020-09-16 | 2020-11-20 | 内蒙古工业大学 | 一种csp流程无常化工艺生产薄规格中高牌号无取向硅钢的方法 |
| WO2023090138A1 (ja) | 2021-11-17 | 2023-05-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板とその製造方法並びにモータコアの製造方法 |
-
1999
- 1999-11-02 JP JP31302799A patent/JP2001131642A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017106101A (ja) * | 2015-12-04 | 2017-06-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| CN111961980A (zh) * | 2020-09-16 | 2020-11-20 | 内蒙古工业大学 | 一种csp流程无常化工艺生产薄规格中高牌号无取向硅钢的方法 |
| WO2023090138A1 (ja) | 2021-11-17 | 2023-05-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板とその製造方法並びにモータコアの製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2700505B2 (ja) | 磁気特性の優れた無方向性電気鋼板およびその製造方法 | |
| KR100658408B1 (ko) | 가공성과 자기특성이 양호한 전자강판 및 그 제조방법 | |
| CN110678568A (zh) | 无方向性电磁钢板及其制造方法 | |
| JP7312249B2 (ja) | 二方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000129410A (ja) | 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板 | |
| JP3885432B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP5920387B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2000256751A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2004339537A (ja) | 高強度で、かつ加工性およびリサイクル性に優れた高磁束密度無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001131642A (ja) | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 | |
| US5425820A (en) | Oriented magnetic steel sheets and manufacturing process therefor | |
| JP2000017330A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH08279408A (ja) | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR100530047B1 (ko) | 응력제거소둔후 철손이 개선된 무방향성 전기강판 및 그제조방법 | |
| JPH1161260A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR100321035B1 (ko) | 수요가 열처리후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그제조방법 | |
| JPH1112701A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板 | |
| KR100501000B1 (ko) | 응력제거소둔후철손이낮은무방향성전기강판및그제조방법 | |
| KR20230095280A (ko) | 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 | |
| JPH11315327A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法及び鉄損の低い無方向性電磁鋼板 | |
| JP2003027139A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH11131196A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板 | |
| JPH1046245A (ja) | 磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH09118920A (ja) | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 | |
| JPH11124626A (ja) | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |