JP3280959B1 - 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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- JP3280959B1 JP3280959B1 JP2001109060A JP2001109060A JP3280959B1 JP 3280959 B1 JP3280959 B1 JP 3280959B1 JP 2001109060 A JP2001109060 A JP 2001109060A JP 2001109060 A JP2001109060 A JP 2001109060A JP 3280959 B1 JP3280959 B1 JP 3280959B1
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Abstract
【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を、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、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+M
n+Al≦5.0%、Mg:0.0005%以上0.020%以下、あるいはさら
にCa:0.0005%以上、Mg+Ca:0.020%以下、あるいはREM:0.
0005%以上、Mg+REM:0.020%以下、あるいはCa、REMをそ
れぞれ0.0005%以上、Mg+Ca+REM:0.020%以下を含有し、
残部Fe及び不可避不純物元素よりなる加工性の良好な低
鉄損無方向性電磁鋼板とその製造方法。
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を、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、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+M
n+Al≦5.0%、Mg:0.0005%以上0.020%以下、あるいはさら
にCa:0.0005%以上、Mg+Ca:0.020%以下、あるいはREM:0.
0005%以上、Mg+REM:0.020%以下、あるいはCa、REMをそ
れぞれ0.0005%以上、Mg+Ca+REM:0.020%以下を含有し、
残部Fe及び不可避不純物元素よりなる加工性の良好な低
鉄損無方向性電磁鋼板とその製造方法。
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、加工性及び
鉄損に優れた無方向性電磁鋼板、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、加工性及び
鉄損に優れた無方向性電磁鋼板、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MnS
であることが知られている。この析出物を低減するた
め、鋼の溶製段階においてS量自体の低減が図られてい
るものの、工業的には限界がある。そこで、鋼中SをCe,
La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51-62115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提案されている。
て最も有害である析出物は、比較的固溶温度の低いMnS
であることが知られている。この析出物を低減するた
め、鋼の溶製段階においてS量自体の低減が図られてい
るものの、工業的には限界がある。そこで、鋼中SをCe,
La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51-62115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提案されている。
【０００５】しかしながら、例えば、REMとSとの析出物
は、実際には酸素も含んだ複雑な形態をしており、その
ため、単体では固溶温度は高くても、複合析出物である
ため部分的に固溶し、微細にMnとの再析出を生じてしま
う。このような場合にREMやCaの析出物がMnSの析出核と
なればベストであるが、例えば、CaとSとの析出物であ
るCaSは、MnSとの格子整合性が悪く、Sがある程度以上
含有し、MnS形成が避けられない場合には、その析出核
としての性能は低い。
は、実際には酸素も含んだ複雑な形態をしており、その
ため、単体では固溶温度は高くても、複合析出物である
ため部分的に固溶し、微細にMnとの再析出を生じてしま
う。このような場合にREMやCaの析出物がMnSの析出核と
なればベストであるが、例えば、CaとSとの析出物であ
るCaSは、MnSとの格子整合性が悪く、Sがある程度以上
含有し、MnS形成が避けられない場合には、その析出核
としての性能は低い。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、モータコア
打ち抜きの際には結晶粒径が小さく加工性が良好であ
り、かつユーザーにおける歪取焼鈍後に十分結晶粒径が
粗大化する加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板、及
びその製造方法を提供するものである。
打ち抜きの際には結晶粒径が小さく加工性が良好であ
り、かつユーザーにおける歪取焼鈍後に十分結晶粒径が
粗大化する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、以下の構成を
要旨とする。 (１) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不
可避不純物よりな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。 (２) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、Mg+Ca: 0.0200%
以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなることを
特徴とする加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 (３) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上、REM合計:0.0005%以上、Mg+REM: 0.
0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる
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。 (４) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、REM合計:0.0005%
以上、Mg+Ca+REM: 0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不
可避不純物よりな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。 (５) 前記鋼板中に含有されるS量が質量%で0.010%を超
えないことを特徴とする請求項１または４記載の加工性
の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 (６) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Mg:0.0005%以
上0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物より
なる鋼を溶製するに際し、溶鋼中の脱酸をAlにて行い、
その後Mg源を添加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。 (７) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Mg:0.0005%以
上、Ca:0.0005%以上、Mg+Ca: 0.0200%以下を含有し、残
部Fe及び不可避不純物よりなる鋼を溶製するに際し、少
なくともMg源、Ca源、REM源の１種または２種以上を、
溶鋼中の脱酸をAlにて行った後に添加することを特徴と
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。 (８) 前記成分を含有する鋼片を加熱し、熱間圧延後、
もしくは熱間圧延後に熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、
一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により製
品板厚とし、次いで連続焼鈍ラインでの仕上焼鈍を700
℃以上1100℃以下の温度で行うことを特徴とする請求項
６または７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。 (９) 前記鋼板中に含有されるS量が質量%で0.010%を超
えないことを特徴とする請求項６〜８のいずれかの項に
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。
要旨とする。 (１) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不
可避不純物よりな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。 (２) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、Mg+Ca: 0.0200%
以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなることを
特徴とする加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 (３) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上、REM合計:0.0005%以上、Mg+REM: 0.
0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる
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。 (４) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+Mn+Al≦5.0
%、Mg:0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、REM合計:0.0005%
以上、Mg+Ca+REM: 0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不
可避不純物よりな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。 (５) 前記鋼板中に含有されるS量が質量%で0.010%を超
えないことを特徴とする請求項１または４記載の加工性
の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 (６) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Mg:0.0005%以
上0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物より
なる鋼を溶製するに際し、溶鋼中の脱酸をAlにて行い、
その後Mg源を添加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。 (７) 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、S
i:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Mg:0.0005%以
上、Ca:0.0005%以上、Mg+Ca: 0.0200%以下を含有し、残
部Fe及び不可避不純物よりなる鋼を溶製するに際し、少
なくともMg源、Ca源、REM源の１種または２種以上を、
溶鋼中の脱酸をAlにて行った後に添加することを特徴と
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。 (８) 前記成分を含有する鋼片を加熱し、熱間圧延後、
もしくは熱間圧延後に熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、
一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により製
品板厚とし、次いで連続焼鈍ラインでの仕上焼鈍を700
℃以上1100℃以下の温度で行うことを特徴とする請求項
６または７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。 (９) 前記鋼板中に含有されるS量が質量%で0.010%を超
えないことを特徴とする請求項６〜８のいずれかの項に
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。
【０００８】
【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、粒成長性の良好な材料を製造する指針と
して、以下の点を念頭におき、鋼板に添加する元素を選
択した。すなわち、微細なMnSを析出させないために、
(1)MnSよりも高い温度でS化合物が析出を開始し、か
つ、(2)MnSが析出したとしてもそのS化合物もしくは酸
化物がMnSの析出核として機能しうる元素、を選択し
た。
本発明者らは、粒成長性の良好な材料を製造する指針と
して、以下の点を念頭におき、鋼板に添加する元素を選
択した。すなわち、微細なMnSを析出させないために、
(1)MnSよりも高い温度でS化合物が析出を開始し、か
つ、(2)MnSが析出したとしてもそのS化合物もしくは酸
化物がMnSの析出核として機能しうる元素、を選択し
た。
【０００９】(1)の候補としては、特開昭５１−６２１
１５号公報におけるCeや、特開昭５９−７４２１３号公
報におけるCaに対し、本発明ではMgを選択した。MgSの
析出に関するデータはあまり知られていないが、MgSはM
nSよりも自由エネルギーの観点から安定であるため、Mn
Sよりも高い温度で析出を開始すると推定される。(2)の
候補としては、上記元素に加え、無方向性電磁鋼板中に
含有される元素のS化合物、及び酸化物とMnSの格子歪δ
を評価した。この格子歪δは、以下の式で定義される。
１５号公報におけるCeや、特開昭５９−７４２１３号公
報におけるCaに対し、本発明ではMgを選択した。MgSの
析出に関するデータはあまり知られていないが、MgSはM
nSよりも自由エネルギーの観点から安定であるため、Mn
Sよりも高い温度で析出を開始すると推定される。(2)の
候補としては、上記元素に加え、無方向性電磁鋼板中に
含有される元素のS化合物、及び酸化物とMnSの格子歪δ
を評価した。この格子歪δは、以下の式で定義される。
【００１０】δ＝｜ａ−ａ0｜／ａ0 ここで、ａ0：ＭｎＳの格子定数、ａ：各Ｓ化合物・酸
化物の格子定数である。結果を表１に示す。MnSとの格
子歪δが小さいほどMnSとの整合性が良好であることを
意味し、MnSが析出するときの核になり易いことを示し
ている。この場合、MnSの析出核の機能として、他の化
合物よりもMgSが著しく有効であることがわかる。
化物の格子定数である。結果を表１に示す。MnSとの格
子歪δが小さいほどMnSとの整合性が良好であることを
意味し、MnSが析出するときの核になり易いことを示し
ている。この場合、MnSの析出核の機能として、他の化
合物よりもMgSが著しく有効であることがわかる。
【００１１】
【表１】
【００１２】以上の評価より、結晶粒成長性に最も悪影
響を及ぼすMnSの微細析出を抑制するための添加元素と
して、Mgを添加し、MgSを鋼板中に生成させることが有
効であることがわかった。続いて、上記考察の結果、有
効であると判断されるMgの効果を確認するために、本発
明者らは以下の実験を行った。実験室にて真空溶解を行
ない、Feへの添加元素としてSi:2.0%、Al:0.4%、Mn:0.2
%、C:0.0015%、S:0.0032%を添加した溶融物を作製し
た。このとき溶融物中の酸素は十分に低く、0.0003%程
度であった。続いて本溶融物を４つに分注し、そのうち
１つは添加物を加えず、残り３つに対しCa化合物、Ce化
合物、Mg化合物を添加した。
響を及ぼすMnSの微細析出を抑制するための添加元素と
して、Mgを添加し、MgSを鋼板中に生成させることが有
効であることがわかった。続いて、上記考察の結果、有
効であると判断されるMgの効果を確認するために、本発
明者らは以下の実験を行った。実験室にて真空溶解を行
ない、Feへの添加元素としてSi:2.0%、Al:0.4%、Mn:0.2
%、C:0.0015%、S:0.0032%を添加した溶融物を作製し
た。このとき溶融物中の酸素は十分に低く、0.0003%程
度であった。続いて本溶融物を４つに分注し、そのうち
１つは添加物を加えず、残り３つに対しCa化合物、Ce化
合物、Mg化合物を添加した。
【００１３】こうして作製した上記鋼塊につき、1100℃
再加熱後に熱間圧延を施し、板厚2.3mmの熱延板とし
た。本熱延板について、950℃及び1100℃×60sにて焼鈍
を行い、次いで冷間圧延により最終板厚0.50mmとした。
さらに750℃×60sにて連続焼鈍を行い、線分法にて平均
結晶粒径を測定した後、ユーザにおけるコア打ち抜き後
の歪取焼鈍を想定し、750℃×120minの箱焼鈍を実施
し、磁気測定、平均結晶粒径測定を行った。
再加熱後に熱間圧延を施し、板厚2.3mmの熱延板とし
た。本熱延板について、950℃及び1100℃×60sにて焼鈍
を行い、次いで冷間圧延により最終板厚0.50mmとした。
さらに750℃×60sにて連続焼鈍を行い、線分法にて平均
結晶粒径を測定した後、ユーザにおけるコア打ち抜き後
の歪取焼鈍を想定し、750℃×120minの箱焼鈍を実施
し、磁気測定、平均結晶粒径測定を行った。
【００１４】各添加物及びその添加量、及び連続焼鈍後
の結晶粒径、箱焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径につい
て表２に示す。ここで磁気測定はSST法にて行い、鉄損W
15/50(最大磁束密度1.5T 周波数50Hzにおける鉄損)はL
方向とC方向の値の平均値を示した。表2より、Mgを添加
した符号7、8の試料は、箱焼鈍後の結晶粒成長性が他よ
りも良好であることがわかる。その結果、箱焼鈍後の鉄
損W15/50の値は2.8W/kg以下となり、非常に良好であっ
た。
の結晶粒径、箱焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径につい
て表２に示す。ここで磁気測定はSST法にて行い、鉄損W
15/50(最大磁束密度1.5T 周波数50Hzにおける鉄損)はL
方向とC方向の値の平均値を示した。表2より、Mgを添加
した符号7、8の試料は、箱焼鈍後の結晶粒成長性が他よ
りも良好であることがわかる。その結果、箱焼鈍後の鉄
損W15/50の値は2.8W/kg以下となり、非常に良好であっ
た。
【００１５】
【表２】
【００１６】以上より、本発明者らは、無方向性電磁鋼
板の結晶粒成長性を改善する手段として、MgSを形成さ
せることを新規に知見し、本発明を完成させた。次に本
発明者らは、粒成長性の良好な材料を製造する指針とし
て、以下の場合を念頭におき、鋼板に添加する元素を選
択した。(１) 高温にてスラブ加熱または熱延板焼鈍を
行う場合、及び、(２)鋼中S量が多い場合、である。
板の結晶粒成長性を改善する手段として、MgSを形成さ
せることを新規に知見し、本発明を完成させた。次に本
発明者らは、粒成長性の良好な材料を製造する指針とし
て、以下の場合を念頭におき、鋼板に添加する元素を選
択した。(１) 高温にてスラブ加熱または熱延板焼鈍を
行う場合、及び、(２)鋼中S量が多い場合、である。
【００１７】(1)は、高温スラブ加熱により、熱延終了
後に結晶粒成長を十分にさせ熱延板焼鈍の代替とする場
合や、高温熱延板焼鈍により高磁束密度化を図る場合で
ある。一方(2)は、実機製鋼段階において不可避的不純
物であるS量が多くなってしまった場合を想定してい
る。このうち(2)については、前述のようにMnSの析出核
の機能を、MnSとの格子整合性の非常に良好なMgSで確保
すればよい。ところがMgSは、スラブ加熱温度あるいは
熱延板焼鈍温度が非常に高い場合、熱的安定性に疑問が
生じてくる。そこで本発明者らは(１)に対し、高温にお
いても非常に安定で粗大析出物となり易いCaSあるいはR
EM硫化物の形成を組み合わせることを考案した。
後に結晶粒成長を十分にさせ熱延板焼鈍の代替とする場
合や、高温熱延板焼鈍により高磁束密度化を図る場合で
ある。一方(2)は、実機製鋼段階において不可避的不純
物であるS量が多くなってしまった場合を想定してい
る。このうち(2)については、前述のようにMnSの析出核
の機能を、MnSとの格子整合性の非常に良好なMgSで確保
すればよい。ところがMgSは、スラブ加熱温度あるいは
熱延板焼鈍温度が非常に高い場合、熱的安定性に疑問が
生じてくる。そこで本発明者らは(１)に対し、高温にお
いても非常に安定で粗大析出物となり易いCaSあるいはR
EM硫化物の形成を組み合わせることを考案した。
【００１８】まず、(1)の高温熱延板焼鈍に関して以下
の試験を行った。実験室にて真空溶解を行ない、Feへの
添加元素としてSi:1.7%、Al:0.4%、Mn:0.2%、C:0.0015
%、S:0.0024%を添加した溶融物を作製した。このとき溶
融物中の酸素は十分に低く、0.0003%程度であった。続
いて本溶融物を5つに分注し、そのうち１つは添加物を
加えず、残り４つに対しMg合金、及び、Mg合金とCa合金
を添加した。
の試験を行った。実験室にて真空溶解を行ない、Feへの
添加元素としてSi:1.7%、Al:0.4%、Mn:0.2%、C:0.0015
%、S:0.0024%を添加した溶融物を作製した。このとき溶
融物中の酸素は十分に低く、0.0003%程度であった。続
いて本溶融物を5つに分注し、そのうち１つは添加物を
加えず、残り４つに対しMg合金、及び、Mg合金とCa合金
を添加した。
【００１９】こうして作製した上記鋼塊につき、1100℃
再加熱後に熱間圧延を施し、板厚2.3mmの熱延板とし
た。本熱延板について、950℃及び1150℃×60sにて焼鈍
を行い、次いで冷間圧延により最終板厚0.50mmとした。
さらに800℃×30sにて連続焼鈍を行い、ユーザにおける
コア打ち抜き後の歪取焼鈍を想定し、750℃×2hrsの箱
焼鈍を実施し、磁気測定を行った。
再加熱後に熱間圧延を施し、板厚2.3mmの熱延板とし
た。本熱延板について、950℃及び1150℃×60sにて焼鈍
を行い、次いで冷間圧延により最終板厚0.50mmとした。
さらに800℃×30sにて連続焼鈍を行い、ユーザにおける
コア打ち抜き後の歪取焼鈍を想定し、750℃×2hrsの箱
焼鈍を実施し、磁気測定を行った。
【００２０】各添加物の量、磁気測定結果を表３に示
す。ここで磁気測定はSST法にて行い、鉄損W15/50(最大
磁束密度1.5T 周波数50Hzにおける鉄損)、についてL方
向とC方向の平均値を示した。
す。ここで磁気測定はSST法にて行い、鉄損W15/50(最大
磁束密度1.5T 周波数50Hzにおける鉄損)、についてL方
向とC方向の平均値を示した。
【００２１】
【表３】
【００２２】表３より、熱延板焼鈍温度の低い950℃に
関しては、試料３、５、７、９に示すようにMg:12ppm添
加により鉄損が3.0W/kg以下となり良好である。この理
由は、Sが熱的に安定な化合物であるMgSとなり、熱的安
定性に劣位であるMnSよりも粗大に析出したため、と推
定される。熱延板焼鈍温度が非常に高い1150℃では、95
0℃の試料に比べ鉄損は劣位である。この理由は、1150
℃ではMnSが再固溶し、その後の連続焼鈍にて微細に析
出し、歪取焼鈍による結晶粒成長を妨げたからである。
Mg:12ppm添加のみの試料４では、Mg無添加の試料２より
も改善しているものの、その効果は小さい。これは、Mg
Sが1150℃では若干固溶してしまい、その結果、連続焼
鈍にて微細MnSを形成してしまっている可能性を示すも
のである。
関しては、試料３、５、７、９に示すようにMg:12ppm添
加により鉄損が3.0W/kg以下となり良好である。この理
由は、Sが熱的に安定な化合物であるMgSとなり、熱的安
定性に劣位であるMnSよりも粗大に析出したため、と推
定される。熱延板焼鈍温度が非常に高い1150℃では、95
0℃の試料に比べ鉄損は劣位である。この理由は、1150
℃ではMnSが再固溶し、その後の連続焼鈍にて微細に析
出し、歪取焼鈍による結晶粒成長を妨げたからである。
Mg:12ppm添加のみの試料４では、Mg無添加の試料２より
も改善しているものの、その効果は小さい。これは、Mg
Sが1150℃では若干固溶してしまい、その結果、連続焼
鈍にて微細MnSを形成してしまっている可能性を示すも
のである。
【００２３】一方、Mg:12ppm添加材にさらにCaを添加し
た試料６、８、１０では、熱延板焼鈍温度1150℃におい
ても鉄損3.0Wkg以下となり良好である。この理由は、当
初の予想通り、1150℃という高温においても非常に安定
なCaSを形成させたため、と推定される。従って、(1)
高温スラブ加熱または高温熱延板焼鈍を施行した場合に
は、Mg添加のみでは不十分で、Ca添加が必要となる。
た試料６、８、１０では、熱延板焼鈍温度1150℃におい
ても鉄損3.0Wkg以下となり良好である。この理由は、当
初の予想通り、1150℃という高温においても非常に安定
なCaSを形成させたため、と推定される。従って、(1)
高温スラブ加熱または高温熱延板焼鈍を施行した場合に
は、Mg添加のみでは不十分で、Ca添加が必要となる。
【００２４】続いて、(2)鋼中S量が多い場合、について
以下の試験を行った。実験室にて真空溶解を行ない、Fe
への添加元素としてSi:2.1%、Al:0.3%、Mn:0.2%、C:0.0
012%、S量を2水準変化(28、47ppm)させた溶融物を作製
した。このとき溶融物中の酸素は十分に低く、0.0003%
程度であった。続いて各溶融物を5つに分注し、そのう
ち１つは添加物を加えず、残り４つに対しCa合金、及
び、Ca合金とMg合金を添加した。
以下の試験を行った。実験室にて真空溶解を行ない、Fe
への添加元素としてSi:2.1%、Al:0.3%、Mn:0.2%、C:0.0
012%、S量を2水準変化(28、47ppm)させた溶融物を作製
した。このとき溶融物中の酸素は十分に低く、0.0003%
程度であった。続いて各溶融物を5つに分注し、そのう
ち１つは添加物を加えず、残り４つに対しCa合金、及
び、Ca合金とMg合金を添加した。
【００２５】こうして作製した上記鋼塊につき、1100℃
再加熱後に熱間圧延を施し、板厚2.3mmの熱延板とし
た。本熱延板について、1000℃にて焼鈍を行い、次いで
冷間圧延により最終板厚0.50mmとした。さらに800℃×3
0sにて連続焼鈍を行い、ユーザにおけるコア打ち抜き後
の歪取焼鈍を想定し、750℃×2hrsの箱焼鈍を実施し、
磁気測定を行った。
再加熱後に熱間圧延を施し、板厚2.3mmの熱延板とし
た。本熱延板について、1000℃にて焼鈍を行い、次いで
冷間圧延により最終板厚0.50mmとした。さらに800℃×3
0sにて連続焼鈍を行い、ユーザにおけるコア打ち抜き後
の歪取焼鈍を想定し、750℃×2hrsの箱焼鈍を実施し、
磁気測定を行った。
【００２６】各添加物の量、磁気測定結果について表４
に示す。ここで磁気測定はSST法にて行い、鉄損W15/50
(最大磁束密度1.5T 周波数50Hzにおける鉄損)、につい
てLC方向の平均値の値を示した。表４より、S量が28ppm
と少ない場合は、試料３、５、７、９に示すようにCa:2
0ppm添加により鉄損が3.0W/kg以下となり良好である。
この理由は、Sが熱的に安定な化合物であるCaSとなり、
熱的安定性に劣位であるMnSよりも粗大に析出したた
め、と推定される。
に示す。ここで磁気測定はSST法にて行い、鉄損W15/50
(最大磁束密度1.5T 周波数50Hzにおける鉄損)、につい
てLC方向の平均値の値を示した。表４より、S量が28ppm
と少ない場合は、試料３、５、７、９に示すようにCa:2
0ppm添加により鉄損が3.0W/kg以下となり良好である。
この理由は、Sが熱的に安定な化合物であるCaSとなり、
熱的安定性に劣位であるMnSよりも粗大に析出したた
め、と推定される。
【００２７】S量が47ppmと多い場合は、S量が少ない28p
pmの場合と比較し、鉄損は劣位である。この理由は、結
晶粒成長性に悪影響を及ぼすMnS量が増加し、歪取焼鈍
による結晶粒成長を妨げたからである。Ca:20ppm添加の
みの試料４では、無添加の試料２よりも改善しているも
のの、その効果は小さい。これは、S量が多い場合にはC
aSだけでなく、MnSの存在が不可避となってしまうた
め、と推定される。
pmの場合と比較し、鉄損は劣位である。この理由は、結
晶粒成長性に悪影響を及ぼすMnS量が増加し、歪取焼鈍
による結晶粒成長を妨げたからである。Ca:20ppm添加の
みの試料４では、無添加の試料２よりも改善しているも
のの、その効果は小さい。これは、S量が多い場合にはC
aSだけでなく、MnSの存在が不可避となってしまうた
め、と推定される。
【００２８】一方、Ca:20ppm添加材にさらにCaを添加し
た試料６、８、１０では、S量が47ppmと多い場合におい
ても鉄損3.0Wkg以下となり良好である。この理由は、当
初の予想通り、SをCaSという粗大析出物として固定でき
なくとも、MnSとの格子整合性の良好なMgSを少量形成さ
せることにより、MgSがMnSの析出核としての十分な機能
を果たすため、と推定される。 従って、(2) S量が多い
場合には、Ca添加のみでは不十分で、Mg添加が必要とな
る。
た試料６、８、１０では、S量が47ppmと多い場合におい
ても鉄損3.0Wkg以下となり良好である。この理由は、当
初の予想通り、SをCaSという粗大析出物として固定でき
なくとも、MnSとの格子整合性の良好なMgSを少量形成さ
せることにより、MgSがMnSの析出核としての十分な機能
を果たすため、と推定される。 従って、(2) S量が多い
場合には、Ca添加のみでは不十分で、Mg添加が必要とな
る。
【００２９】
【表４】
【００３０】以上より、本発明者らは、(1)高温にてス
ラブ加熱または熱延板焼鈍を行う場合、及び、(2)鋼中S
量が多い場合、を想定した無方向性電磁鋼鈑の結晶粒成
長性を改善する手段として、Mg及びCaを複合添加するこ
とを新規に知見し、本発明を完成させた。また、Mg及び
REMを複合添加すること、さらにはMg，Ca，REMを複合添
加することに関しても実施例6，7に示すように無方向性
電磁鋼板の結晶粒成長性を改善する手段として新規に知
見し、本発明を完成させた。
ラブ加熱または熱延板焼鈍を行う場合、及び、(2)鋼中S
量が多い場合、を想定した無方向性電磁鋼鈑の結晶粒成
長性を改善する手段として、Mg及びCaを複合添加するこ
とを新規に知見し、本発明を完成させた。また、Mg及び
REMを複合添加すること、さらにはMg，Ca，REMを複合添
加することに関しても実施例6，7に示すように無方向性
電磁鋼板の結晶粒成長性を改善する手段として新規に知
見し、本発明を完成させた。
【００３１】続いて本発明における条件の数値限定理由
について示す。Cの上限を0.010%としたのは、0.010%を
越えると炭化物の存在により鉄損が劣化するからであ
る。Mnの下限を0.1%、上限を1.5%としたのは、0.1%未満
ではMnSが微細に析出してしまい粒成長性に大きく悪影
響を及ぼすためであり、1.5%を越えると固溶Mnが粒成長
性を劣化させるためである。このうちさらに好ましい領
域は、0.2≦Mn≦1.0%である。
について示す。Cの上限を0.010%としたのは、0.010%を
越えると炭化物の存在により鉄損が劣化するからであ
る。Mnの下限を0.1%、上限を1.5%としたのは、0.1%未満
ではMnSが微細に析出してしまい粒成長性に大きく悪影
響を及ぼすためであり、1.5%を越えると固溶Mnが粒成長
性を劣化させるためである。このうちさらに好ましい領
域は、0.2≦Mn≦1.0%である。
【００３２】Si、Alの範囲は、 Si:0.1%以上4%以下、A
l:0.1%以上4%以下とした。この理由は、Si、Al量が少な
過ぎる領域においては比抵抗が小さいため鉄損W15/50が
劣位であり、またSi、Al量が多過ぎる場合には粒成長性
が劣位となるため、上記範囲に規定した。また、Si、A
l、Mnの合計量は5.0%以下とした。これは、合計量が5.0
%を超える場合には粒成長性が劣位となるためである。
このうち、さらに好ましい範囲は、0.5≦Si≦2.5%、0.2
≦Al≦2.5%、1.5%≦Si+Mn+Al≦3.5%である。
l:0.1%以上4%以下とした。この理由は、Si、Al量が少な
過ぎる領域においては比抵抗が小さいため鉄損W15/50が
劣位であり、またSi、Al量が多過ぎる場合には粒成長性
が劣位となるため、上記範囲に規定した。また、Si、A
l、Mnの合計量は5.0%以下とした。これは、合計量が5.0
%を超える場合には粒成長性が劣位となるためである。
このうち、さらに好ましい範囲は、0.5≦Si≦2.5%、0.2
≦Al≦2.5%、1.5%≦Si+Mn+Al≦3.5%である。
【００３３】Mg添加量範囲については、0.0005〜0.0200
%とした。これは、実施例１に示すように0.0005%未満の
ときは形成されるMgSが少な過ぎ、粒成長性改善に効果
がなく、Mgが0.0200%を超える場合には、Mg添加効果が
飽和する領域のため、合金コストが増加するだけであり
好ましくない。このうちさらに好ましい範囲は、0.0010
〜0.0050%である。
%とした。これは、実施例１に示すように0.0005%未満の
ときは形成されるMgSが少な過ぎ、粒成長性改善に効果
がなく、Mgが0.0200%を超える場合には、Mg添加効果が
飽和する領域のため、合金コストが増加するだけであり
好ましくない。このうちさらに好ましい範囲は、0.0010
〜0.0050%である。
【００３４】ＭｇとＣａを複合添加する場合、Mg及びCa
をそれぞれ0.0005%以上とした。表３、４に示すよう
に、5ppm以上の添加で結晶粒成長性改善効果が発揮され
るからである。またMg、Caの合計量は0.0200%以下とし
た。これは、必要以上に添加してもその効果は飽和する
ため、合金コストが増加するだけであり好ましくない。
このうちさらに好ましい範囲は、0.0015〜0.0100%であ
り、さらに言えば0.0015〜0.0050%の範囲がより好まし
い。
をそれぞれ0.0005%以上とした。表３、４に示すよう
に、5ppm以上の添加で結晶粒成長性改善効果が発揮され
るからである。またMg、Caの合計量は0.0200%以下とし
た。これは、必要以上に添加してもその効果は飽和する
ため、合金コストが増加するだけであり好ましくない。
このうちさらに好ましい範囲は、0.0015〜0.0100%であ
り、さらに言えば0.0015〜0.0050%の範囲がより好まし
い。
【００３５】また、ＭｇとREMを複合添加する場合、Mg
及びREMをそれぞれ0.0005%以上とした。表10に示すよう
に、5ppm以上の添加で結晶粒成長性改善効果が発揮され
るからである。またMg、REMの合計量は0.0200%以下とし
た。これは、必要以上に添加してもその効果は飽和する
ため、合金コストが増加するだけであり好ましくない。
このうちさらに好ましい範囲は、0.0015〜0.0100%であ
り、さらに言えば0.0015〜0.0050%の範囲がより好まし
い。
及びREMをそれぞれ0.0005%以上とした。表10に示すよう
に、5ppm以上の添加で結晶粒成長性改善効果が発揮され
るからである。またMg、REMの合計量は0.0200%以下とし
た。これは、必要以上に添加してもその効果は飽和する
ため、合金コストが増加するだけであり好ましくない。
このうちさらに好ましい範囲は、0.0015〜0.0100%であ
り、さらに言えば0.0015〜0.0050%の範囲がより好まし
い。
【００３６】さらに、Ｍｇ，Ｃａ，REMを複合添加する
場合、Mg及びCaまたはREMをそれぞれ0.0005%以上とし
た。表11に示すように、5ppm以上の添加で結晶粒成長性
改善効果が発揮されるからである。またMg、Ca、REMの
合計量は0.0200%以下とした。これは、必要以上に添加
してもその効果は飽和するため、合金コストが増加する
だけであり好ましくない。このうちさらに好ましい範囲
は、0.0015〜0.0100%であり、さらに言えば0.0015〜0.0
050%の範囲がより好ましい。
場合、Mg及びCaまたはREMをそれぞれ0.0005%以上とし
た。表11に示すように、5ppm以上の添加で結晶粒成長性
改善効果が発揮されるからである。またMg、Ca、REMの
合計量は0.0200%以下とした。これは、必要以上に添加
してもその効果は飽和するため、合金コストが増加する
だけであり好ましくない。このうちさらに好ましい範囲
は、0.0015〜0.0100%であり、さらに言えば0.0015〜0.0
050%の範囲がより好ましい。
【００３７】鋼中に存在するS量については、その上限
を0.010%とした。これは実施例２、５に示すように、S
量が0.010%を超えた場合には、微細なMnSが非常に多く
形成されるため、CaあるいはMgを添加しても結晶粒成長
性は改善しなくなるからである。S量0.010%以下の範囲
のうち、好ましいS量は0.005%以下であり、さらに言え
ば0.003%以下に制御することが磁気特性の観点からより
好ましい。
を0.010%とした。これは実施例２、５に示すように、S
量が0.010%を超えた場合には、微細なMnSが非常に多く
形成されるため、CaあるいはMgを添加しても結晶粒成長
性は改善しなくなるからである。S量0.010%以下の範囲
のうち、好ましいS量は0.005%以下であり、さらに言え
ば0.003%以下に制御することが磁気特性の観点からより
好ましい。
【００３８】次に各工程の操業条件について説明する。
前述の成分からなる鋼は、製鋼での溶製において成分を
調整される。Mg、あるいはCaまたはREMもこのとき添加
されるが、その少なくとも一つについては、溶鋼中の脱
酸をAlで行なった後に行なう必要がある。この理由は、
脱酸が不十分である場合にはMg、Ca添加を行なってもMg
SあるいはCaSまたはREM硫化物は形成されず、MgOあるい
はCaOまたはREM酸化物となってしまい、結晶粒成長性の
改善効果はなくなるからである。なお、Al脱酸に先立っ
てSiで予備的に脱酸する等の方法を併用することは構わ
ない。
前述の成分からなる鋼は、製鋼での溶製において成分を
調整される。Mg、あるいはCaまたはREMもこのとき添加
されるが、その少なくとも一つについては、溶鋼中の脱
酸をAlで行なった後に行なう必要がある。この理由は、
脱酸が不十分である場合にはMg、Ca添加を行なってもMg
SあるいはCaSまたはREM硫化物は形成されず、MgOあるい
はCaOまたはREM酸化物となってしまい、結晶粒成長性の
改善効果はなくなるからである。なお、Al脱酸に先立っ
てSiで予備的に脱酸する等の方法を併用することは構わ
ない。
【００３９】Mg、Ca源の種類は特に規定するものではな
いが、それぞれFe-Mg-X、Fe-Ca-X(Xは第三元素)からな
る合金等が、取扱の容易さ等の点から好ましい。また、
REMに関してはREM合金等で添加することが取扱の容易さ
等の点から好ましい。なお、特開平１０−２１２５５５
号公報にMgを添加した無方向性電磁鋼板が記載されてい
るが、その要旨はMgOを積極的に形成し、酸化物系介在
物の組成中のMgO比率を増加させ、磁気特性に悪影響を
及ぼすMnOの比率を低減させるものであるが、添加するs
ol Al量は0.0001〜0.002%と少ないことから、脱酸は本
発明と比べ十分ではなく、MgSはほとんど形成されな
い。一方、本発明者らの新規知見は、MgOを形成させず
にMgSを形成させるために、0.1%以上のAl添加により脱
酸を十分に行なった後にMgを添加することにある。以上
の点において、特開平１０−２１２５５５号公報の技術
と本発明は全く異なる思想の発明である。
いが、それぞれFe-Mg-X、Fe-Ca-X(Xは第三元素)からな
る合金等が、取扱の容易さ等の点から好ましい。また、
REMに関してはREM合金等で添加することが取扱の容易さ
等の点から好ましい。なお、特開平１０−２１２５５５
号公報にMgを添加した無方向性電磁鋼板が記載されてい
るが、その要旨はMgOを積極的に形成し、酸化物系介在
物の組成中のMgO比率を増加させ、磁気特性に悪影響を
及ぼすMnOの比率を低減させるものであるが、添加するs
ol Al量は0.0001〜0.002%と少ないことから、脱酸は本
発明と比べ十分ではなく、MgSはほとんど形成されな
い。一方、本発明者らの新規知見は、MgOを形成させず
にMgSを形成させるために、0.1%以上のAl添加により脱
酸を十分に行なった後にMgを添加することにある。以上
の点において、特開平１０−２１２５５５号公報の技術
と本発明は全く異なる思想の発明である。
【００４０】製鋼以降の工程については、スラブ加熱を
施した鋼片を熱間圧延後、もしくは熱間圧延後に熱延板
焼鈍を施した後、酸洗し、一回または中間焼鈍を挟む二
回以上の冷間圧延により製品板厚とする。このときの最
終冷延圧下率は特に規定しないが、磁気特性の観点から
70〜90%の範囲が好ましい。仕上焼鈍温度に関しては、
その下限を700℃、上限を1100℃とした。この理由は、7
00℃未満では再結晶が不十分となり、引き続くユーザー
における箱焼鈍における粒成長が困難となり、1100℃を
超えた場合には、結晶粒径が大き過ぎ、モータコアの打
ち抜き等の加工性、及び鉄損がともに劣化するためであ
る。このうち、さらに良好な焼鈍温度範囲は、700〜105
0℃である。焼鈍時間については、特に規定はしない
が、再結晶を進行させること、及び生産性の観点から、
10〜120sが好ましい。
施した鋼片を熱間圧延後、もしくは熱間圧延後に熱延板
焼鈍を施した後、酸洗し、一回または中間焼鈍を挟む二
回以上の冷間圧延により製品板厚とする。このときの最
終冷延圧下率は特に規定しないが、磁気特性の観点から
70〜90%の範囲が好ましい。仕上焼鈍温度に関しては、
その下限を700℃、上限を1100℃とした。この理由は、7
00℃未満では再結晶が不十分となり、引き続くユーザー
における箱焼鈍における粒成長が困難となり、1100℃を
超えた場合には、結晶粒径が大き過ぎ、モータコアの打
ち抜き等の加工性、及び鉄損がともに劣化するためであ
る。このうち、さらに良好な焼鈍温度範囲は、700〜105
0℃である。焼鈍時間については、特に規定はしない
が、再結晶を進行させること、及び生産性の観点から、
10〜120sが好ましい。
【００４１】
【実施例】(実施例１)Si:1.0%、Al:0.9%、Mn:0.3%、C:
0.0015%、S:0.0038%、の成分にて実験室で真空溶解を行
なった。さらに、本溶融物を分注する際にMg合金を添加
し、最終的にMg:4〜220ppmの鋼塊を作製した。本素材を
再加熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、1080℃×80sに
て焼鈍、酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚0.
50mmとした後、750℃×40sにて仕上焼鈍を施した。さら
にSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの歪取焼鈍を
想定し、750℃ 2時間の箱焼鈍を行なった。
0.0015%、S:0.0038%、の成分にて実験室で真空溶解を行
なった。さらに、本溶融物を分注する際にMg合金を添加
し、最終的にMg:4〜220ppmの鋼塊を作製した。本素材を
再加熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、1080℃×80sに
て焼鈍、酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚0.
50mmとした後、750℃×40sにて仕上焼鈍を施した。さら
にSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの歪取焼鈍を
想定し、750℃ 2時間の箱焼鈍を行なった。
【００４２】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び箱焼
鈍後の磁気測定結果を表５に示す。Mg添加量が5ppm以上
である試料2〜9は、箱焼鈍後の粒径が大きく、鉄損W15/
50は2.8W/kg以下で良好である。このうち添加量が200pp
mを超える試料９については、Mg添加による効果が飽和
しているため、単に合金コストを増加させるだけである
ため、本発明から除外した。このうちMg添加量に見合っ
た効果が十分に得られるのは、Mg:0.0010〜0.0100%の範
囲内の試料３〜７であり、さらに言えばMg:0.0010〜0.0
050%である、試料３、４がより好ましい。
鈍後の磁気測定結果を表５に示す。Mg添加量が5ppm以上
である試料2〜9は、箱焼鈍後の粒径が大きく、鉄損W15/
50は2.8W/kg以下で良好である。このうち添加量が200pp
mを超える試料９については、Mg添加による効果が飽和
しているため、単に合金コストを増加させるだけである
ため、本発明から除外した。このうちMg添加量に見合っ
た効果が十分に得られるのは、Mg:0.0010〜0.0100%の範
囲内の試料３〜７であり、さらに言えばMg:0.0010〜0.0
050%である、試料３、４がより好ましい。
【００４３】
【表５】
【００４４】(実施例２)Si:2.0%、Al:0.6%、Mn:0.2%、
C:0.0011%、Mg:0.0020%、さらにS量を種々変化させ、実
験室にて真空溶解を行なった。本素材から板厚2.2mmの
熱延板を作製し、1080℃×50sにて焼鈍後、酸洗を行な
った。続いて冷間圧延により板厚0.50mmとした後、750
℃×40sにて仕上焼鈍を施した。さらにSST測定のため試
料を剪断し、ユーザでの歪取焼鈍を想定し、750℃×2時
間の箱焼鈍を行なった。
C:0.0011%、Mg:0.0020%、さらにS量を種々変化させ、実
験室にて真空溶解を行なった。本素材から板厚2.2mmの
熱延板を作製し、1080℃×50sにて焼鈍後、酸洗を行な
った。続いて冷間圧延により板厚0.50mmとした後、750
℃×40sにて仕上焼鈍を施した。さらにSST測定のため試
料を剪断し、ユーザでの歪取焼鈍を想定し、750℃×2時
間の箱焼鈍を行なった。
【００４５】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び箱焼
鈍後の磁気測定結果を表６に示す。S添加量が100ppm以
下である試料１〜５は、箱焼鈍後の粒径が大きく、鉄損
W15/50は2.8W/kg以下で良好である。S添加量においてよ
り良好な範囲は、0.005%以下である試料１〜３であり、
さらに言えば0.003%以下である試料１、２がより好まし
い。
鈍後の磁気測定結果を表６に示す。S添加量が100ppm以
下である試料１〜５は、箱焼鈍後の粒径が大きく、鉄損
W15/50は2.8W/kg以下で良好である。S添加量においてよ
り良好な範囲は、0.005%以下である試料１〜３であり、
さらに言えば0.003%以下である試料１、２がより好まし
い。
【００４６】
【表６】
【００４７】(実施例３)実験室にて真空溶解を行ない、
Si:2.0%、Al:0.4%、Mn:0.5%、C:0.0012%、S:0.0031%、M
g:0.0021%の成分の鋼塊を作製した。本素材を加熱、熱
間圧延により板厚2.2mmの熱延板を作製し、1080℃×60s
で焼鈍し、酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚
0.50mmとした後、種々の温度にて40秒間の仕上焼鈍を施
した。さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの
歪取焼鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
Si:2.0%、Al:0.4%、Mn:0.5%、C:0.0012%、S:0.0031%、M
g:0.0021%の成分の鋼塊を作製した。本素材を加熱、熱
間圧延により板厚2.2mmの熱延板を作製し、1080℃×60s
で焼鈍し、酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚
0.50mmとした後、種々の温度にて40秒間の仕上焼鈍を施
した。さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの
歪取焼鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
【００４８】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び箱焼
鈍後の磁気測定結果を表７に示す。仕上焼鈍温度が700
〜1100℃である試料２〜８は、鉄損W15/50が2.8W/kg以
下で良好であった。試料１は、仕上焼鈍温度が低すぎる
ため再結晶が不十分であり粒径測定はできず、さらに引
き続く箱焼鈍にて再結晶、粒成長の過程を経るため箱焼
鈍後の粒径が小さかった。また、試料９は、仕上焼鈍後
の結晶粒径が大き過ぎるため、鉄損に対する最適粒径か
ら外れてしまったため、特性が劣化した。仕上焼鈍温度
においてより良好な範囲は、700〜1050℃の範囲である
試料２〜７であった。
鈍後の磁気測定結果を表７に示す。仕上焼鈍温度が700
〜1100℃である試料２〜８は、鉄損W15/50が2.8W/kg以
下で良好であった。試料１は、仕上焼鈍温度が低すぎる
ため再結晶が不十分であり粒径測定はできず、さらに引
き続く箱焼鈍にて再結晶、粒成長の過程を経るため箱焼
鈍後の粒径が小さかった。また、試料９は、仕上焼鈍後
の結晶粒径が大き過ぎるため、鉄損に対する最適粒径か
ら外れてしまったため、特性が劣化した。仕上焼鈍温度
においてより良好な範囲は、700〜1050℃の範囲である
試料２〜７であった。
【００４９】
【表７】
【００５０】(実施例４)Si:1.1%、Al:1.3%、Mn:0.3%、
C:0.0015%、S:0.0039%、の成分にて実験室で真空溶解を
行なった。さらに、本溶融物を６分注する際にMg及びCa
合金を添加し、鋼塊を作製した。本素材を1100℃に再加
熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、950、1150℃×60s
にて焼鈍した。続いて酸洗を行ない、冷間圧延により板
厚0.50mmとした後、800℃×40sにて仕上焼鈍を施した。
さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの歪取焼
鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
C:0.0015%、S:0.0039%、の成分にて実験室で真空溶解を
行なった。さらに、本溶融物を６分注する際にMg及びCa
合金を添加し、鋼塊を作製した。本素材を1100℃に再加
熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、950、1150℃×60s
にて焼鈍した。続いて酸洗を行ない、冷間圧延により板
厚0.50mmとした後、800℃×40sにて仕上焼鈍を施した。
さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの歪取焼
鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
【００５１】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び磁気
測定結果、結晶粒径測定結果を表８に示す。Mg、Ca合計
添加量が10ppm以上である試料５〜１２は、鉄損値が3.0
W/kg以下となり、良好であった。このうちMg、Ca添加量
に見合った効果が十分に得られるのは、Mg＋Ca:0.0010
〜0.0050%の範囲の試料５〜１０であった。
測定結果、結晶粒径測定結果を表８に示す。Mg、Ca合計
添加量が10ppm以上である試料５〜１２は、鉄損値が3.0
W/kg以下となり、良好であった。このうちMg、Ca添加量
に見合った効果が十分に得られるのは、Mg＋Ca:0.0010
〜0.0050%の範囲の試料５〜１０であった。
【００５２】
【表８】
【００５３】(実施例５)Si:2.0%、Al:0.4%、Mn:0.2%、
C:0.0011%、Mg:0.0015%、Ca:0.0019%、さらにS量を種々
変化させ、実験室にて真空溶解を行なった。本素材から
板厚2.2mmの熱延板を作製し、970℃×50sにて焼鈍後、
酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚0.50mmとし
た後、790℃×40sにて仕上焼鈍を施した。さらにSST測
定のため試料を剪断し、ユーザでの歪取焼鈍を想定し、
750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
C:0.0011%、Mg:0.0015%、Ca:0.0019%、さらにS量を種々
変化させ、実験室にて真空溶解を行なった。本素材から
板厚2.2mmの熱延板を作製し、970℃×50sにて焼鈍後、
酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚0.50mmとし
た後、790℃×40sにて仕上焼鈍を施した。さらにSST測
定のため試料を剪断し、ユーザでの歪取焼鈍を想定し、
750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
【００５４】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び磁気
測定結果、結晶粒径測定結果を表９に示す。S添加量が1
00ppm以下である試料１〜５は、鉄損3.0W/kg以下で良好
である。S添加量においてより良好な範囲は、0.005%以
下である試料１〜３である。
測定結果、結晶粒径測定結果を表９に示す。S添加量が1
00ppm以下である試料１〜５は、鉄損3.0W/kg以下で良好
である。S添加量においてより良好な範囲は、0.005%以
下である試料１〜３である。
【００５５】
【表９】
【００５６】(実施例６)Si:1.2%、Al:1.2%、Mn:0.3%、
C:0.0018%、S:0.0032%、の成分にて実験室で真空溶解を
行なった。さらに、本溶融物を６分注する際にMg及びRE
M合金を添加し、鋼塊を作製した。本素材を1100℃に再
加熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、950、1150℃×60
sにて焼鈍した。続いて酸洗を行ない、冷間圧延により
板厚0.50mmとした後、820℃×30sにて仕上焼鈍を施し
た。さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの歪
取焼鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
C:0.0018%、S:0.0032%、の成分にて実験室で真空溶解を
行なった。さらに、本溶融物を６分注する際にMg及びRE
M合金を添加し、鋼塊を作製した。本素材を1100℃に再
加熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、950、1150℃×60
sにて焼鈍した。続いて酸洗を行ない、冷間圧延により
板厚0.50mmとした後、820℃×30sにて仕上焼鈍を施し
た。さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの歪
取焼鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
【００５７】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び磁気
測定結果、結晶粒径測定結果を表10に示す。Mg、REM合
計添加量が10ppm以上である試料５〜１２は、鉄損値が
3.0W/kg以下となり、良好であった。このうち添加量に
見合った効果が十分に得られるのは、Mg＋REM:0.0010〜
0.0050%の範囲の試料５〜１０であった。
測定結果、結晶粒径測定結果を表10に示す。Mg、REM合
計添加量が10ppm以上である試料５〜１２は、鉄損値が
3.0W/kg以下となり、良好であった。このうち添加量に
見合った効果が十分に得られるのは、Mg＋REM:0.0010〜
0.0050%の範囲の試料５〜１０であった。
【００５８】
【表１０】
【００５９】(実施例７)Si:1.0%、Al:1.4%、Mn:0.3%、
C:0.0014%、S:0.0034%、の成分にて実験室で真空溶解を
行なった。さらに、本溶融物を６分注する際にMg及びC
a、REM合金を添加し、鋼塊を作製した。本素材を1100℃
に再加熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、950、1150℃
×60sにて焼鈍した。続いて酸洗を行ない、冷間圧延に
より板厚0.50mmとした後、800℃×45sにて仕上焼鈍を施
した。さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの
歪取焼鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
C:0.0014%、S:0.0034%、の成分にて実験室で真空溶解を
行なった。さらに、本溶融物を６分注する際にMg及びC
a、REM合金を添加し、鋼塊を作製した。本素材を1100℃
に再加熱後、板厚2.3mmの熱延板を作製し、950、1150℃
×60sにて焼鈍した。続いて酸洗を行ない、冷間圧延に
より板厚0.50mmとした後、800℃×45sにて仕上焼鈍を施
した。さらにSST測定のため試料を剪断し、ユーザでの
歪取焼鈍を想定し、750℃×2時間の箱焼鈍を行なった。
【００６０】箱焼鈍前後の結晶粒径測定結果、及び磁気
測定結果、結晶粒径測定結果を表10に示す。Mg、Ca、RE
M合計添加量が10ppm以上である試料５〜１２は、鉄損値
が3.0W/kg以下となり、良好であった。このうち添加量
に見合った効果が十分に得られるのは、Mg＋Ca+REM:0.0
010〜0.0050%の範囲の試料５〜１０であった。
測定結果、結晶粒径測定結果を表10に示す。Mg、Ca、RE
M合計添加量が10ppm以上である試料５〜１２は、鉄損値
が3.0W/kg以下となり、良好であった。このうち添加量
に見合った効果が十分に得られるのは、Mg＋Ca+REM:0.0
010〜0.0050%の範囲の試料５〜１０であった。
【００６１】
【表１１】
【００６２】
【発明の効果】本発明は、モータコア打ち抜きの際には
結晶粒径が小さく加工性が良好であり、かつユーザーに
おける歪取焼鈍後に十分結晶粒径が粗大化する、加工性
の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を
提供するものであり、その工業的効果は甚大である。
結晶粒径が小さく加工性が良好であり、かつユーザーに
おける歪取焼鈍後に十分結晶粒径が粗大化する、加工性
の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を
提供するものであり、その工業的効果は甚大である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 久保田 猛 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 瀬々 昌文 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 村上 英邦 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 金尾 真一 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 (56)参考文献 特開2001−11588（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/12 C21D 9/46 501 H01F 1/16
Claims (9)
- 【請求項１】 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+M
n+Al≦5.0%、Mg:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、残
部Fe及び不可避不純物よりな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】 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+M
n+Al≦5.0%、Mg:0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、Mg+Ca:
0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりな
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３】 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+M
n+Al≦5.0%、Mg:0.0005%以上、REM合計:0.0005%以上、M
g+REM: 0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物
よりな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４】 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Si+M
n+Al≦5.0%、Mg:0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、REM合
計:0.0005%以上、Mg+Ca+REM: 0.0200%以下を含有し、残
部Fe及び不可避不純物よりな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５】 前記鋼板中に含有されるS量が質量%で0.
010%を超えないことを特徴とする請求項１または４記載
の加工性の良好な低鉄損無方向性電磁鋼板。 - 【請求項６】 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Mg:
0.0005%以上0.0200%以下を含有し、残部Fe及び不可避不
純物よりなる鋼を溶製するに際し、溶鋼中の脱酸をAlに
て行い、その後Mg源を添加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。 - 【請求項７】 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.1%以上1.
5%以下、Si:0.1%以上4%以下、Al:0.1%以上4%以下、Mg:
0.0005%以上、Ca:0.0005%以上、Mg+Ca: 0.0200%以下を
含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる鋼を溶製する
に際し、少なくともMg源、Ca源、REM源の１種または２
種以上を、溶鋼中の脱酸をAlにて行った後に添加するこ
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。 - 【請求項８】 前記成分を含有する鋼片を加熱し、熱間
圧延後、もしくは熱間圧延後に熱延板焼鈍を施した後、
酸洗し、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延
により製品板厚とし、次いで連続焼鈍ラインでの仕上焼
鈍を700℃以上1100℃以下の温度で行うことを特徴とす
る請求項６または７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。 - 【請求項９】 前記鋼板中に含有されるS量が質量%で0.
010%を超えないことを特徴とする請求項６〜８のいずれ
かの項に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 |
|---|---|---|---|
| JP2001109060A JP3280959B1 (ja) | 2000-04-07 | 2001-04-06 | 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 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000-106833 | 2000-04-07 | ||
| JP2000106833 | 2000-04-07 | ||
| JP2001022274 | 2001-01-30 | ||
| JP2001-22274 | 2001-01-30 | ||
| JP2001109060A JP3280959B1 (ja) | 2000-04-07 | 2001-04-06 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP3280959B1 true JP3280959B1 (ja) | 2002-05-13 |
| JP2002302746A JP2002302746A (ja) | 2002-10-18 |
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ID=27343029
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001109060A Expired - Lifetime JP3280959B1 (ja) | 2000-04-07 | 2001-04-06 | 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 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3280959B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014091850A (ja) * | 2012-11-02 | 2014-05-19 | Jfe Steel Corp | 電磁鋼板 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103305659B (zh) * | 2012-03-08 | 2016-03-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 磁性优良的无取向电工钢板及其钙处理方法 |
| KR101901313B1 (ko) | 2016-12-19 | 2018-09-21 | 주식회사 포스코 | 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
| KR101902438B1 (ko) | 2016-12-19 | 2018-09-28 | 주식회사 포스코 | 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
-
2001
- 2001-04-06 JP JP2001109060A patent/JP3280959B1/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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