JP2002220643A - 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
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Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 歪取焼鈍前に結晶粒径が小さく加工性が良好
であり、歪取焼鈍後に結晶粒が大きく成長し鉄損の優れ
た無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍ
ｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０
％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる
鋼において、結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ０．
１μｍ以下の析出物存数をＮ（個／ｍｍ2）としたと
き、任意の断面においてＮ≦５０００を満足する加工性
の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板であり、また、その製
法としては、熱延板焼鈍における焼鈍温度をＴ（℃）、
時間をｔ（ｓ）としたとき、920＋150×［Mn(%)］≦Ｔ
≦1020＋150×［Mn(%)］、かつ、ｔ≧60の条件を満足す
る熱延板焼鈍を施す方法である。
であり、歪取焼鈍後に結晶粒が大きく成長し鉄損の優れ
た無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍ
ｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０
％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる
鋼において、結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ０．
１μｍ以下の析出物存数をＮ（個／ｍｍ2）としたと
き、任意の断面においてＮ≦５０００を満足する加工性
の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板であり、また、その製
法としては、熱延板焼鈍における焼鈍温度をＴ（℃）、
時間をｔ（ｓ）としたとき、920＋150×［Mn(%)］≦Ｔ
≦1020＋150×［Mn(%)］、かつ、ｔ≧60の条件を満足す
る熱延板焼鈍を施す方法である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器鉄心材料
として使用される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良
好であり、かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその製造
方法に関するものである。
として使用される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良
好であり、かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその製造
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、現状よりもさらに磁気特
性の良好、すなわち鉄損が良好である材料が求められつ
つある。
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、現状よりもさらに磁気特
性の良好、すなわち鉄損が良好である材料が求められつ
つある。
【０００３】無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段として
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の合金元素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方法が広く一般に
用いられている。さらに成分決定後は、製品板結晶粒径
を１００〜１５０μｍ程度に調節することにより、鉄損
の最適化を図ることが肝要である。また、加工性に関し
ては、モータコア打ち抜きの際に、製品板の結晶粒径が
大き過ぎるとバリ、カエリ等の問題が発生することが最
近判明してきた。ところが、製品板結晶粒径が小さ過ぎ
るとコアの鉄損が劣化してしまう。このため、コア打ち
抜き時には結晶粒径が小さく、コアの歪取焼鈍の際にあ
る程度結晶粒成長するような手段が必要となってきた。
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の合金元素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方法が広く一般に
用いられている。さらに成分決定後は、製品板結晶粒径
を１００〜１５０μｍ程度に調節することにより、鉄損
の最適化を図ることが肝要である。また、加工性に関し
ては、モータコア打ち抜きの際に、製品板の結晶粒径が
大き過ぎるとバリ、カエリ等の問題が発生することが最
近判明してきた。ところが、製品板結晶粒径が小さ過ぎ
るとコアの鉄損が劣化してしまう。このため、コア打ち
抜き時には結晶粒径が小さく、コアの歪取焼鈍の際にあ
る程度結晶粒成長するような手段が必要となってきた。
【０００４】結晶粒成長を著しく阻害させる不純物とし
て最も有害である析出物は、比較的固溶温度の低いＭｎ
Ｓであることが知られている。本析出物低減のため、鋼
中ＳをＣｅ等の希土類元素（ＲＥＭ）を用い固溶温度の
高い析出物として固定する方法（特開昭５１−６２１１
５号公報）や、Ｃａを用いてＳを固定する方法（特開昭
５９−７４２１３号公報）等により、微細ＭｎＳの析出
を抑制する方法が開示されている。
て最も有害である析出物は、比較的固溶温度の低いＭｎ
Ｓであることが知られている。本析出物低減のため、鋼
中ＳをＣｅ等の希土類元素（ＲＥＭ）を用い固溶温度の
高い析出物として固定する方法（特開昭５１−６２１１
５号公報）や、Ｃａを用いてＳを固定する方法（特開昭
５９−７４２１３号公報）等により、微細ＭｎＳの析出
を抑制する方法が開示されている。
【０００５】しかしながら、上記方法にて十分な効果を
得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要が有
り、著しいコストアップとなる。そこで、ＣａやＲＥＭ
等の副原料を添加することなく、結晶粒成長性を改善す
ることが強く望まれる。
得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要が有
り、著しいコストアップとなる。そこで、ＣａやＲＥＭ
等の副原料を添加することなく、結晶粒成長性を改善す
ることが強く望まれる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、コアを歪取
焼鈍する際の結晶粒成長性を向上させた無方向性電磁鋼
板及びその製造手段を提供するものである。
焼鈍する際の結晶粒成長性を向上させた無方向性電磁鋼
板及びその製造手段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、質量％で、
Ｃ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％ を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避不純物元素よりなる鋼において、結晶粒径が５
０μｍ以下であり、かつ０．１μｍ以下の析出物存数を
Ｎ（個／ｍｍ2）としたとき、任意の断面においてＮ≦
５０００を満足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であり、また、さらに鋼中に含有
されるＳ量が、質量％で、０．００５％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を
要旨とする。
Ｃ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％ を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避不純物元素よりなる鋼において、結晶粒径が５
０μｍ以下であり、かつ０．１μｍ以下の析出物存数を
Ｎ（個／ｍｍ2）としたとき、任意の断面においてＮ≦
５０００を満足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であり、また、さらに鋼中に含有
されるＳ量が、質量％で、０．００５％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を
要旨とする。
【０００８】さらに、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０
１０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ
＋Ａｌ≦４．０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次
いで、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を
施し、次いで連続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す無
方向性電磁鋼板の製造方法において、前記熱延板焼鈍に
おける焼鈍温度をＴ（℃）、時間をｔ（ｓ）としたと
き、 ９２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦１０２０＋１５
０×［Ｍｎ（％）］ 、かつ、ｔ≧６０を満足する条件で熱延板焼鈍を行うこ
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、を要旨とする。
１０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ
＋Ａｌ≦４．０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次
いで、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を
施し、次いで連続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す無
方向性電磁鋼板の製造方法において、前記熱延板焼鈍に
おける焼鈍温度をＴ（℃）、時間をｔ（ｓ）としたと
き、 ９２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦１０２０＋１５
０×［Ｍｎ（％）］ 、かつ、ｔ≧６０を満足する条件で熱延板焼鈍を行うこ
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、を要旨とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、熱延板焼鈍条件と歪取焼鈍（コア焼鈍に相
当）後の鉄損の関係について、適正な熱延板焼鈍温度及
び時間が存在することを実験にて見出した。以下にその
詳細を説明する。
発明者らは、熱延板焼鈍条件と歪取焼鈍（コア焼鈍に相
当）後の鉄損の関係について、適正な熱延板焼鈍温度及
び時間が存在することを実験にて見出した。以下にその
詳細を説明する。
【００１０】実験室の真空溶解炉にて、質量％でＳｉ：
２．０％、Ａｌ：０．４％、Ｃ：０．００１５％、およ
びＭｎを、０．２％、０．４％、０．７％、１．０％を
それぞれ含有する鋼片を作製した。このときのＳ量は、
２０ｐｐｍであった。各成分の鋼片に対し１１００℃の
加熱を施した後、熱延を行い２．１ｍｍの板厚とし、Ｔ
℃（Ｔ＝９００、９５０、１０００、１０５０、１１０
０、１１５０、１２００）×６０秒にて熱延板焼鈍を行
った。さらに酸洗を行い、冷間圧延により板厚０．５０
ｍｍとした後、８００℃×３０ｓにて仕上焼鈍を施し
た。この試料について７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を
行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行った。磁気測
定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均
値を求めた。
２．０％、Ａｌ：０．４％、Ｃ：０．００１５％、およ
びＭｎを、０．２％、０．４％、０．７％、１．０％を
それぞれ含有する鋼片を作製した。このときのＳ量は、
２０ｐｐｍであった。各成分の鋼片に対し１１００℃の
加熱を施した後、熱延を行い２．１ｍｍの板厚とし、Ｔ
℃（Ｔ＝９００、９５０、１０００、１０５０、１１０
０、１１５０、１２００）×６０秒にて熱延板焼鈍を行
った。さらに酸洗を行い、冷間圧延により板厚０．５０
ｍｍとした後、８００℃×３０ｓにて仕上焼鈍を施し
た。この試料について７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を
行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行った。磁気測
定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均
値を求めた。
【００１１】歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の
結果を表１に示す。鉄損Ｗ１５／５０の値は各Ｍｎ量に
応じて熱延板焼鈍温度Ｔに最適値が存在することがわか
る。すなわち、３．０Ｗ／ｋｇ以下の鉄損値を有する温
度条件は、Ｍｎ：０．２％のときに９５０〜１０５０
℃、Ｍｎ：０．４％のときに１０００〜１０５０℃、Ｍ
ｎ：０．７％のときに１０５０〜１１００℃、Ｍｎ：
１．０％のときに１１００〜１１５０℃、であった。
結果を表１に示す。鉄損Ｗ１５／５０の値は各Ｍｎ量に
応じて熱延板焼鈍温度Ｔに最適値が存在することがわか
る。すなわち、３．０Ｗ／ｋｇ以下の鉄損値を有する温
度条件は、Ｍｎ：０．２％のときに９５０〜１０５０
℃、Ｍｎ：０．４％のときに１０００〜１０５０℃、Ｍ
ｎ：０．７％のときに１０５０〜１１００℃、Ｍｎ：
１．０％のときに１１００〜１１５０℃、であった。
【００１２】
【表１】
【００１３】熱延板焼鈍温度に最適値が存在する理由
は、Ｍｎ：０．２％材を例にとると、以下のように推定
される。Ｔ＝９００℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇを越え
る理由は、Ｔが低過ぎるために熱延板にて存在するＭｎ
Ｓの微細析出物がそのまま仕上げ焼鈍後まで残存し、そ
の結果、歪取焼鈍にて結晶粒成長が十分でなかったた
め、と推察される。一方、Ｔ＝９５０〜１０５０℃にて
鉄損が３．０Ｗ／ｋｇ以下で良好であった理由は、Ｔが
適度に高いため熱延板中に存在したＭｎＳの微細析出物
が固溶し、その結果、ＭｎＳの粗大析出が進行し歪取焼
鈍にて結晶粒が十分に成長したため、と推察される。ま
た、Ｔ≧１１００℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇを越える
理由は、Ｔが高過ぎるためにＭｎＳが相当量再固溶し、
そのＳが熱延板焼鈍冷却中または仕上焼鈍中に再度微細
析出してしまい、その結果、歪取焼鈍にて結晶粒が十分
に成長しなかったため、と推察される。
は、Ｍｎ：０．２％材を例にとると、以下のように推定
される。Ｔ＝９００℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇを越え
る理由は、Ｔが低過ぎるために熱延板にて存在するＭｎ
Ｓの微細析出物がそのまま仕上げ焼鈍後まで残存し、そ
の結果、歪取焼鈍にて結晶粒成長が十分でなかったた
め、と推察される。一方、Ｔ＝９５０〜１０５０℃にて
鉄損が３．０Ｗ／ｋｇ以下で良好であった理由は、Ｔが
適度に高いため熱延板中に存在したＭｎＳの微細析出物
が固溶し、その結果、ＭｎＳの粗大析出が進行し歪取焼
鈍にて結晶粒が十分に成長したため、と推察される。ま
た、Ｔ≧１１００℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇを越える
理由は、Ｔが高過ぎるためにＭｎＳが相当量再固溶し、
そのＳが熱延板焼鈍冷却中または仕上焼鈍中に再度微細
析出してしまい、その結果、歪取焼鈍にて結晶粒が十分
に成長しなかったため、と推察される。
【００１４】上記推察を確認するため、歪取焼鈍前の析
出物観察を行った。各試料についてレプリカを作製し、
透過電子顕微鏡にて粒成長性に有害な０．１μｍ以下の
微細析出物の個数を測定した。その結果、鉄損３．０Ｗ
／ｋｇ以下の試料２，３，４，１０，１１，１８，１
９，２６，２７においては、微細析出物の数は５０００
個／ｍｍ2以下であり、上記考察を裏付ける結果となっ
た。
出物観察を行った。各試料についてレプリカを作製し、
透過電子顕微鏡にて粒成長性に有害な０．１μｍ以下の
微細析出物の個数を測定した。その結果、鉄損３．０Ｗ
／ｋｇ以下の試料２，３，４，１０，１１，１８，１
９，２６，２７においては、微細析出物の数は５０００
個／ｍｍ2以下であり、上記考察を裏付ける結果となっ
た。
【００１５】鉄損３．０Ｗ／ｋｇ以下となる最適温度
は、Ｍｎ量の増加に伴い増大する傾向であった。この理
由は、Ｍｎ量増加に伴いＭｎＳ固溶温度が増加するた
め、と推察される。具体的な鉄損良好温度Ｔの範囲は、
Ｍｎ量の関数として以下の式で示される。 ９２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦１０２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］… （１） 上記Ｔの範囲において、さらなる鉄損良好な範囲、すな
わち鉄損２．９Ｗ／ｋｇ以下の領域は、Ｍｎ量の関数と
して以下で示される。
は、Ｍｎ量の増加に伴い増大する傾向であった。この理
由は、Ｍｎ量増加に伴いＭｎＳ固溶温度が増加するた
め、と推察される。具体的な鉄損良好温度Ｔの範囲は、
Ｍｎ量の関数として以下の式で示される。 ９２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦１０２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］… （１） 上記Ｔの範囲において、さらなる鉄損良好な範囲、すな
わち鉄損２．９Ｗ／ｋｇ以下の領域は、Ｍｎ量の関数と
して以下で示される。
【００１６】 ９４５＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦９９５＋１５０×［Ｍｎ（％）］…（ ２） 次に上記試験材のうちの一つである、Ｓｉ：２．０％、
Ａｌ：０．４％、Ｃ：０．００１５％、Ｍｎ：０．２
％、Ｓ：２０ｐｐｍを含有する鋼片において、１１００
℃加熱の後２．１ｍｍの熱延板を作製し、１０２０℃×
ｔ秒（ｔ＝１０、４０、６０、９０、１２０、１８０、
３００、６００）にて熱延板焼鈍を行なった。さらに酸
洗を行い、冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、
８００℃×３０ｓにて仕上焼鈍を施した。本試料につい
て７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ
法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料
数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均値を求めた。
Ａｌ：０．４％、Ｃ：０．００１５％、Ｍｎ：０．２
％、Ｓ：２０ｐｐｍを含有する鋼片において、１１００
℃加熱の後２．１ｍｍの熱延板を作製し、１０２０℃×
ｔ秒（ｔ＝１０、４０、６０、９０、１２０、１８０、
３００、６００）にて熱延板焼鈍を行なった。さらに酸
洗を行い、冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、
８００℃×３０ｓにて仕上焼鈍を施した。本試料につい
て７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ
法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料
数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均値を求めた。
【００１７】
【表２】
【００１８】歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の
結果を表２に示す。本試験における熱延板焼鈍温度Ｔ
は、表１の鉄損良好範囲内、すなわち式（１）さらには
（２）を満足する範囲に含まれる。表２のうち、鉄損Ｗ
１５／５０≦３．０Ｗ／ｋｇを満足する良好な熱延板焼
鈍時間ｔの領域はｔ≧６０秒であった。さらに鉄損良好
な範囲、すなわちＷ１５／５０≦２．８Ｗ／ｋｇを満足
する範囲は、ｔ≧１２０秒であった。
結果を表２に示す。本試験における熱延板焼鈍温度Ｔ
は、表１の鉄損良好範囲内、すなわち式（１）さらには
（２）を満足する範囲に含まれる。表２のうち、鉄損Ｗ
１５／５０≦３．０Ｗ／ｋｇを満足する良好な熱延板焼
鈍時間ｔの領域はｔ≧６０秒であった。さらに鉄損良好
な範囲、すなわちＷ１５／５０≦２．８Ｗ／ｋｇを満足
する範囲は、ｔ≧１２０秒であった。
【００１９】熱延板焼鈍時間ｔが高い領域で鉄損が良好
であった理由は、熱延板中に存在したＭｎＳの微細析出
物が固溶し、さらにＭｎＳの粗大析出が進行する際に、
ある程度の時間が必要であるため、と推察される。以上
より、本発明者らは、無方向性電磁鋼鈑の歪取焼鈍時の
結晶粒成長性を改善する手段として、ＣａやＲＥＭなど
を添加することなく、Ｍｎ量に応じた熱延板焼鈍を施す
ことにより、本発明を完成させた。
であった理由は、熱延板中に存在したＭｎＳの微細析出
物が固溶し、さらにＭｎＳの粗大析出が進行する際に、
ある程度の時間が必要であるため、と推察される。以上
より、本発明者らは、無方向性電磁鋼鈑の歪取焼鈍時の
結晶粒成長性を改善する手段として、ＣａやＲＥＭなど
を添加することなく、Ｍｎ量に応じた熱延板焼鈍を施す
ことにより、本発明を完成させた。
【００２０】続いて本発明における数値限定理由につい
て示す。Ｃを０．０１０％以下としたのは、この値を超
えると炭化物析出のため鉄損劣化が著しくなるためであ
る。Ｍｎは、結晶粒成長性を劣化させないため硫化物を
粗大析出させる必要から、その下限を０．０５％とし
た。また、Ｍｎは過度に添加すると変態を生じてしま
い、熱延板焼鈍中の粒組織に多大な悪影響を及ぼすため
上限を１．０％とした。
て示す。Ｃを０．０１０％以下としたのは、この値を超
えると炭化物析出のため鉄損劣化が著しくなるためであ
る。Ｍｎは、結晶粒成長性を劣化させないため硫化物を
粗大析出させる必要から、その下限を０．０５％とし
た。また、Ｍｎは過度に添加すると変態を生じてしま
い、熱延板焼鈍中の粒組織に多大な悪影響を及ぼすため
上限を１．０％とした。
【００２１】Ｓｉ、Ａｌ量は、鉄損低減を目的とした電
気抵抗の増加、及び、熱延板焼鈍中に変態を生じさせな
い意味である程度の量添加する必要があるものの、過度
に添加すると結晶粒成長性を低下させるため、その範囲
を１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％とした。鋼中のＳ量
は、実施例１に示すように、０．００５％を超えると結
晶粒成長性を劣化させるため、この値を上限とした。こ
の範囲内でさらに良好な範囲は０．００３％以下であ
り、さらに言えば０．００２％以下がより好ましい。
気抵抗の増加、及び、熱延板焼鈍中に変態を生じさせな
い意味である程度の量添加する必要があるものの、過度
に添加すると結晶粒成長性を低下させるため、その範囲
を１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％とした。鋼中のＳ量
は、実施例１に示すように、０．００５％を超えると結
晶粒成長性を劣化させるため、この値を上限とした。こ
の範囲内でさらに良好な範囲は０．００３％以下であ
り、さらに言えば０．００２％以下がより好ましい。
【００２２】製品板の結晶粒径、すなわち歪取焼鈍前の
結晶粒径については、その上限を５０μｍに限定した。
この理由は、金型にてモータコアを打ち抜く際に結晶粒
径が５０μｍを越えるとダレ、カエリ等の加工性不良が
発生する場合があるからである。製品板の微細析出物の
個数、すなわち歪取焼鈍前の鋼板における０．１μｍサ
イズ以下の析出物の存在数上限を５０００個／ｍｍ2と
した。この理由は、微細析出物の個数が５０００個／ｍ
ｍ2を越えると結晶粒成長性を劣化させるためである。
結晶粒径については、その上限を５０μｍに限定した。
この理由は、金型にてモータコアを打ち抜く際に結晶粒
径が５０μｍを越えるとダレ、カエリ等の加工性不良が
発生する場合があるからである。製品板の微細析出物の
個数、すなわち歪取焼鈍前の鋼板における０．１μｍサ
イズ以下の析出物の存在数上限を５０００個／ｍｍ2と
した。この理由は、微細析出物の個数が５０００個／ｍ
ｍ2を越えると結晶粒成長性を劣化させるためである。
【００２３】次に製造工程について説明する。スラブ加
熱温度は特に限定しないが、ＭｎＳ固溶防止の観点から
１２００℃以下、さらには１１５０℃以下が好ましい。
熱延板焼鈍に関しては、これまで詳述した通りである。
冷延圧下率は、６５〜９０％の範囲で行うことが製品板
における集合組織制御、すなわち磁束密度向上の観点か
ら好ましい。仕上焼鈍に関しては、温度９５０℃以下、
かつ、時間９０秒以下で行うことが好ましい。この理由
は、温度が高過ぎるまたは時間が長過ぎると、製品板結
晶粒径が５０μｍを越えてしまい、加工性劣化を引き起
こすためである。
熱温度は特に限定しないが、ＭｎＳ固溶防止の観点から
１２００℃以下、さらには１１５０℃以下が好ましい。
熱延板焼鈍に関しては、これまで詳述した通りである。
冷延圧下率は、６５〜９０％の範囲で行うことが製品板
における集合組織制御、すなわち磁束密度向上の観点か
ら好ましい。仕上焼鈍に関しては、温度９５０℃以下、
かつ、時間９０秒以下で行うことが好ましい。この理由
は、温度が高過ぎるまたは時間が長過ぎると、製品板結
晶粒径が５０μｍを越えてしまい、加工性劣化を引き起
こすためである。
【００２４】
【実施例】（実施例１）Ｓｉ：１．０％、Ａｌ：１．２
％、Ｍｎ：０．３％、Ｃ：０．００１４％からなる成分
において、Ｓ量を４種類変化させた鋼片を実験室真空溶
解にて作製した。続いて、本鋼片を１１００℃に加熱し
た後熱延を行い、２．３ｍｍ板厚とし、１０００℃×ｔ
秒（ｔ＝３０、６０、１２０、２４０）にて焼鈍を行っ
た。酸洗を行なった後、冷間圧延により板厚を０．５ｍ
ｍとした後、８００℃×４０秒にて仕上焼鈍を施した。
％、Ｍｎ：０．３％、Ｃ：０．００１４％からなる成分
において、Ｓ量を４種類変化させた鋼片を実験室真空溶
解にて作製した。続いて、本鋼片を１１００℃に加熱し
た後熱延を行い、２．３ｍｍ板厚とし、１０００℃×ｔ
秒（ｔ＝３０、６０、１２０、２４０）にて焼鈍を行っ
た。酸洗を行なった後、冷間圧延により板厚を０．５ｍ
ｍとした後、８００℃×４０秒にて仕上焼鈍を施した。
【００２５】この試料について７５０℃×２時間にて歪
取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行っ
た。磁気測定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ
方向の平均値を求めた。歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と
磁気特性の結果を表３に示す。Ｓ量が５０ｐｐｍ以下で
かつ焼鈍時間ｔが６０秒以上の条件において、鉄損が
３．０Ｗ／ｋｇ以下であり良好であった。Ｓ量に関して
は、３０ｐｐｍ以下であれば鉄損の観点からより好まし
く、２０ｐｐｍ以下であればさらに好ましい。
取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行っ
た。磁気測定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ
方向の平均値を求めた。歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と
磁気特性の結果を表３に示す。Ｓ量が５０ｐｐｍ以下で
かつ焼鈍時間ｔが６０秒以上の条件において、鉄損が
３．０Ｗ／ｋｇ以下であり良好であった。Ｓ量に関して
は、３０ｐｐｍ以下であれば鉄損の観点からより好まし
く、２０ｐｐｍ以下であればさらに好ましい。
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】本発明は、電気機器鉄心材料として使用
される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良好であり、
かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関す
るものであり、その工業的効果は甚大である。
される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良好であり、
かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関す
るものであり、その工業的効果は甚大である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K033 AA01 CA09 FA01 FA13 FA14 HA01 HA02 HA03 HA04 JA00 KA00 5E041 AA02 AA19 CA04 HB11 NN01 NN18
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍ
ｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼
において、結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ０．１
μｍ以下の析出物存数をＮ（個／ｍｍ2）としたとき、
任意の断面においてＮ≦５０００を満足することを特徴
とする加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】 前記鋼中に含有されるＳ量が、質量％
で、０．００５％を超えないことを特徴とする請求項１
記載の加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍ
ｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼
片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次いで、一回また
は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施し、次いで連
続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板
の製造方法において、前記熱延板焼鈍における焼鈍温度
をＴ（℃）、時間をｔ（ｓ）としたとき、 ９２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦１０２０＋１５
０×［Ｍｎ（％）］ かつ、ｔ≧６０、を満足する条件で熱延板焼鈍を行うこ
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。 - 【請求項４】 前記鋼中に含有されるＳ量が、質量％
で、０．００５％を超えないことを特徴とする請求項３
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001020413A JP4987190B2 (ja) | 2001-01-29 | 2001-01-29 | 加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001020413A JP4987190B2 (ja) | 2001-01-29 | 2001-01-29 | 加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002220643A true JP2002220643A (ja) | 2002-08-09 |
| JP4987190B2 JP4987190B2 (ja) | 2012-07-25 |
Family
ID=18886125
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001020413A Expired - Lifetime JP4987190B2 (ja) | 2001-01-29 | 2001-01-29 | 加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4987190B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| EP1420072A1 (de) * | 2002-11-14 | 2004-05-19 | ThyssenKrupp Stahl AG | Verfahren zum Herstellen eines für die Verarbeitung zu nicht kornorientiertem Elektroband bestimmten Warmbands, Warmband und daraus hergestelltes nicht kornorientiertes Elektroblech |
| KR100466176B1 (ko) * | 2000-12-27 | 2005-01-13 | 주식회사 포스코 | 응력제거소둔 후 철손이 낮은 무방향성 전기강판의 제조방법 |
| EP1632582A1 (en) * | 2003-05-06 | 2006-03-08 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier magmetique non orientee excellente du point de vue des pertes de fer, et son procede de production |
| KR100940714B1 (ko) | 2002-12-23 | 2010-02-08 | 주식회사 포스코 | 응력제거소둔 후 철손특성이 우수한 무방향성 전기강판의제조방법 |
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| JPH10251751A (ja) * | 1997-03-10 | 1998-09-22 | Nippon Steel Corp | 磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| JPH11234971A (ja) * | 1998-02-10 | 1999-08-27 | Hiromichi Koshiishi | コアの製造方法および低鉄損コア |
-
2001
- 2001-01-29 JP JP2001020413A patent/JP4987190B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| EP1632582A4 (en) * | 2003-05-06 | 2007-08-22 | Nippon Steel Corp | BLECH OF NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL, WHICH IS EXCELLENT IN IRON LOSS, AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US7470333B2 (en) | 2003-05-06 | 2008-12-30 | Nippon Steel Corp. | Non-oriented electrical steel sheet excellent in core loss and manufacturing method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4987190B2 (ja) | 2012-07-25 |
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