JP3387962B2 - 磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、磁束密度が極めて高
く、鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
く、鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、回転機用磁芯材料としての無方向
性電磁鋼板に対する品質向上の要求は省エネルギーの観
点から、益々強くなっている。電磁鋼板製造セーカーの
側においても、この要望に応えるべく鋭意無方向性電磁
鋼板の磁気特性の向上のための研究開発が進められてき
ており、工業的には、ＪＩＳに規定されている数々の無
方向性電磁鋼板が製造されている。無方向性電磁鋼板の
製造プロセスにおいて、鉄損値が低い製品を得るために
は、従来、鋼をその溶製段階で高純度化することや、鋼
中のＳｉ含有量を多くすることや、仕上げ焼鈍において
温度・時間を十分に採る等の手段が採られてきた。しか
しながら、これらの技術的手段によるときは、製品の鉄
損値は、低くなるけれど、磁束密度が低くなるという問
題がある。
性電磁鋼板に対する品質向上の要求は省エネルギーの観
点から、益々強くなっている。電磁鋼板製造セーカーの
側においても、この要望に応えるべく鋭意無方向性電磁
鋼板の磁気特性の向上のための研究開発が進められてき
ており、工業的には、ＪＩＳに規定されている数々の無
方向性電磁鋼板が製造されている。無方向性電磁鋼板の
製造プロセスにおいて、鉄損値が低い製品を得るために
は、従来、鋼をその溶製段階で高純度化することや、鋼
中のＳｉ含有量を多くすることや、仕上げ焼鈍において
温度・時間を十分に採る等の手段が採られてきた。しか
しながら、これらの技術的手段によるときは、製品の鉄
損値は、低くなるけれど、磁束密度が低くなるという問
題がある。
【０００３】この問題を解決するために、熱延で高温で
巻き取り保温するいわゆる自己焼鈍、又は熱延板を焼鈍
する方法が採られてきた。更に、最近、移動更新する冷
却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、
該当鋳造鋼帯を冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上
げ焼鈍する無方向性電磁鋼板を得る方法が開発された。
これらの方法でもっても、冷延圧下率が例えば通常行わ
れているような６０％以上では、仕上げ焼鈍後の集合組
織は、鋼板面に平行な面指数としては、｛１００｝のみ
でなく｛１１１｝面もかなり強く、磁気特性、特に磁束
密度の向上に限界があった。
巻き取り保温するいわゆる自己焼鈍、又は熱延板を焼鈍
する方法が採られてきた。更に、最近、移動更新する冷
却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、
該当鋳造鋼帯を冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上
げ焼鈍する無方向性電磁鋼板を得る方法が開発された。
これらの方法でもっても、冷延圧下率が例えば通常行わ
れているような６０％以上では、仕上げ焼鈍後の集合組
織は、鋼板面に平行な面指数としては、｛１００｝のみ
でなく｛１１１｝面もかなり強く、磁気特性、特に磁束
密度の向上に限界があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来技
術における問題を解決し、回転機用鉄芯材として極めて
優れた、全周方位での鉄損が低く、かつ、磁束密度が極
めて高い無方向性電磁鋼板を供給する製造方法を提供す
ることを目的とする。
術における問題を解決し、回転機用鉄芯材として極めて
優れた、全周方位での鉄損が低く、かつ、磁束密度が極
めて高い無方向性電磁鋼板を供給する製造方法を提供す
ることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴とするとこ
ろは、重量％で、Ｓｉ≦４．０％、Ａｌ≦２．０％、か
つ（Ｓｉ＋２Ａｌ）＞２．５％で残部：Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる溶鋼（いわゆる非変態鋼）を、移動更
新する冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、
次いで、該当鋳造鋼帯を冷間圧延して所定の厚さ（最終
板厚）とした後、仕上げ焼鈍する無方向性電磁鋼板の製
造方法において、冷間圧延に際し圧延率を５％以上４０
％未満とし、かつ鋳造する場合の移動更新する冷却体表
面による鋳造後の集合組織と鋳造時の凝固速度を同時に
規定するものである。
ろは、重量％で、Ｓｉ≦４．０％、Ａｌ≦２．０％、か
つ（Ｓｉ＋２Ａｌ）＞２．５％で残部：Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる溶鋼（いわゆる非変態鋼）を、移動更
新する冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、
次いで、該当鋳造鋼帯を冷間圧延して所定の厚さ（最終
板厚）とした後、仕上げ焼鈍する無方向性電磁鋼板の製
造方法において、冷間圧延に際し圧延率を５％以上４０
％未満とし、かつ鋳造する場合の移動更新する冷却体表
面による鋳造後の集合組織と鋳造時の凝固速度を同時に
規定するものである。
【０００６】以下、本発明を詳細に説明する。発明者等
は、本発明における技術的課題を解決すべく鋭意検討を
重ねた結果、溶鋼から直接的に鋳造薄滞を得、その後、
冷間圧延し、焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造におい
て、鋳片の冷間圧延率及び集合組織と、仕上げ焼鈍後の
磁性に密接な関係があることを見い出した。即ち、仕上
げ焼鈍後の製品の集合組織は、冷延圧下率ばかりでな
く、鋳片の集合組織及び凝固時の速度にも強く依存する
ことを見い出した。これらの相乗効果によって磁束密度
が更に極めて高く鉄損が良好な（鉄損値が低い）無方向
性電磁鋼板を得ることに成功した。
は、本発明における技術的課題を解決すべく鋭意検討を
重ねた結果、溶鋼から直接的に鋳造薄滞を得、その後、
冷間圧延し、焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造におい
て、鋳片の冷間圧延率及び集合組織と、仕上げ焼鈍後の
磁性に密接な関係があることを見い出した。即ち、仕上
げ焼鈍後の製品の集合組織は、冷延圧下率ばかりでな
く、鋳片の集合組織及び凝固時の速度にも強く依存する
ことを見い出した。これらの相乗効果によって磁束密度
が更に極めて高く鉄損が良好な（鉄損値が低い）無方向
性電磁鋼板を得ることに成功した。
【０００７】先ず、鋳片厚中心層での鋳片の表面に平行
な｛１００｝面強度が対ランダム（以下｛１００｝面強
度という）について述べる。図１に示すように｛１０
０｝面強度が２．３倍以上である鋳片を５〜４０％の冷
延率で冷延して焼鈍した場合、全周で著しく良好なＢ50
が得られる。尚Ｂ50≧１．７０Ｔを良好範囲とした。こ
の｛１００｝面強度を２．３倍以上とする方法として
は、柱状晶を著しく発達させる必要があり、移動更新す
る冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とする方法
が極めて適している。
な｛１００｝面強度が対ランダム（以下｛１００｝面強
度という）について述べる。図１に示すように｛１０
０｝面強度が２．３倍以上である鋳片を５〜４０％の冷
延率で冷延して焼鈍した場合、全周で著しく良好なＢ50
が得られる。尚Ｂ50≧１．７０Ｔを良好範囲とした。こ
の｛１００｝面強度を２．３倍以上とする方法として
は、柱状晶を著しく発達させる必要があり、移動更新す
る冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とする方法
が極めて適している。
【０００８】又、鋳片の中心層の凝固速度を規定したの
は、実際凝固速度を評価する場合、デンドライトの間隔
で行うが、中心層の方が、表面層よりデンドライトがよ
り明確に腐食し観察されやすいため、より実際的である
ことによる。無方向性電磁鋼板では、凝固速度が、１０
℃／秒未満であれば、柱状晶の発達が完全でなく｛１０
０｝強度が弱いため、１０℃／秒以上とする。
は、実際凝固速度を評価する場合、デンドライトの間隔
で行うが、中心層の方が、表面層よりデンドライトがよ
り明確に腐食し観察されやすいため、より実際的である
ことによる。無方向性電磁鋼板では、凝固速度が、１０
℃／秒未満であれば、柱状晶の発達が完全でなく｛１０
０｝強度が弱いため、１０℃／秒以上とする。
【０００９】上記、鋳片の中心層の｛１００｝強度を
２．３以上とすること及び、鋳片の中心層の凝固速度を
１０℃／秒以上とする方法としては、例えば、 ΔＴ（溶湯の過熱度）を大きくする（方法としては、
鋳込み温度を上げる） 凝固部での抜熱の効率化で凝固時の望ましい集合組織
を得、更に加えるに 凝固直後での急速冷却で望まれる集合組織を室温まで
凍結すること等が考えられる。具体的には、 では、溶湯鋳造時の温度を上げる。 では、 ・移動更新する冷却体表面の材質を熱伝導度の高いもの
を使用する。 ・移動更新する冷却体の冷却を水等で強制的に行う。 ・移動更新する冷却体表面を抜熱速度の大きい形状にす
る。 ・鋳造の雰囲気ガスとして熱伝導度の高い不活性ガスを
使用する。 ・液面を力学的に移動更新する冷却体表面に抑えつけて
抜熱速度を大きくする方法等がある。 では、凝固直後での強水冷、強ガス冷却等がある。
２．３以上とすること及び、鋳片の中心層の凝固速度を
１０℃／秒以上とする方法としては、例えば、 ΔＴ（溶湯の過熱度）を大きくする（方法としては、
鋳込み温度を上げる） 凝固部での抜熱の効率化で凝固時の望ましい集合組織
を得、更に加えるに 凝固直後での急速冷却で望まれる集合組織を室温まで
凍結すること等が考えられる。具体的には、 では、溶湯鋳造時の温度を上げる。 では、 ・移動更新する冷却体表面の材質を熱伝導度の高いもの
を使用する。 ・移動更新する冷却体の冷却を水等で強制的に行う。 ・移動更新する冷却体表面を抜熱速度の大きい形状にす
る。 ・鋳造の雰囲気ガスとして熱伝導度の高い不活性ガスを
使用する。 ・液面を力学的に移動更新する冷却体表面に抑えつけて
抜熱速度を大きくする方法等がある。 では、凝固直後での強水冷、強ガス冷却等がある。
【００１０】ここで、注意を要することがある。鋳片の
中心層の｛１００｝強度を２．３以上とするためには、
必ずしも、凝固速度が、１０℃／秒以上としなくてもよ
い。即ち、上記方法の他に、成分を変更させることによ
り可能であり、結晶粒界移動を妨げる元素を添加するこ
とにより可能である。例えば、Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗ等の添加
により、微細ないわゆるインヒビター（ＣｒＣ，ＷＣ，
ＴｉＮ，ＴｉＣ等）を形成させることにより、凝固速度
が遅くてもかなり強い｛１００｝強度が得られる。しか
し、このような、いわゆるインヒビターを添加し｛１０
０｝強度を確保することは、最終焼鈍後の磁気特性（特
に鉄損）を劣化させるために、無方向性電磁鋼板では、
不適である。従って、本発明においても凝固速度が同一
でも、成分が異なると｛１００｝強度は、多少異なる。
中心層の｛１００｝強度を２．３以上とするためには、
必ずしも、凝固速度が、１０℃／秒以上としなくてもよ
い。即ち、上記方法の他に、成分を変更させることによ
り可能であり、結晶粒界移動を妨げる元素を添加するこ
とにより可能である。例えば、Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗ等の添加
により、微細ないわゆるインヒビター（ＣｒＣ，ＷＣ，
ＴｉＮ，ＴｉＣ等）を形成させることにより、凝固速度
が遅くてもかなり強い｛１００｝強度が得られる。しか
し、このような、いわゆるインヒビターを添加し｛１０
０｝強度を確保することは、最終焼鈍後の磁気特性（特
に鉄損）を劣化させるために、無方向性電磁鋼板では、
不適である。従って、本発明においても凝固速度が同一
でも、成分が異なると｛１００｝強度は、多少異なる。
【００１１】次に、成分系について説明すると、製品の
機械特性の向上、磁気特性、耐錆性等の向上或いは、そ
の他の目的のために、Ｍｎ，Ｐ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓ
ｂ，Ｓｎ，Ｃｕを１種又は２種以上含有させても本発明
の効果は損なわれない。
機械特性の向上、磁気特性、耐錆性等の向上或いは、そ
の他の目的のために、Ｍｎ，Ｐ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓ
ｂ，Ｓｎ，Ｃｕを１種又は２種以上含有させても本発明
の効果は損なわれない。
【００１２】Ｃは、０．０１２％以下であれば、本発明
の目的を達することができる。無方向性電磁鋼板の用途
は、主に回転機であり、磁気特性の安定という観点から
は、無方向性電磁鋼板の使用中に磁気特性の劣化（磁気
時効）を起こさないことが要求される。本発明では、凝
固速度が速く必然的に凝固後の冷却速度も速くなり、Ｃ
は鋼中で固溶し、電気機器で使用中に磁気時効を生じる
可能性があるため、製品段階では、０．００３０％以下
とするべきであるが、鋳造時のＣが、０．０１２％以下
であれば、後工程での脱炭が比較的容易であるので０．
０１２％以下とする。又、Ｃを更に多く含有させると、
鋳造組織を凝固速度が速い場合と同様な効果をもたせる
ことができ（柱状晶の発達：キューブ集合組織を極度に
発達させる）、この有害Ｃを後工程で脱炭することも原
理的には可能である。しかし、過度の脱炭は実生産的で
ない。又、仕上げ焼鈍時の条件を、高温長時間として、
脱炭現象を積極的に利用してランダムキューブ集合組織
を形成させるいわゆる柱状晶成長（コラムラーグレイン
グロウス）の可能性もあるが、工業生産には適していな
い。
の目的を達することができる。無方向性電磁鋼板の用途
は、主に回転機であり、磁気特性の安定という観点から
は、無方向性電磁鋼板の使用中に磁気特性の劣化（磁気
時効）を起こさないことが要求される。本発明では、凝
固速度が速く必然的に凝固後の冷却速度も速くなり、Ｃ
は鋼中で固溶し、電気機器で使用中に磁気時効を生じる
可能性があるため、製品段階では、０．００３０％以下
とするべきであるが、鋳造時のＣが、０．０１２％以下
であれば、後工程での脱炭が比較的容易であるので０．
０１２％以下とする。又、Ｃを更に多く含有させると、
鋳造組織を凝固速度が速い場合と同様な効果をもたせる
ことができ（柱状晶の発達：キューブ集合組織を極度に
発達させる）、この有害Ｃを後工程で脱炭することも原
理的には可能である。しかし、過度の脱炭は実生産的で
ない。又、仕上げ焼鈍時の条件を、高温長時間として、
脱炭現象を積極的に利用してランダムキューブ集合組織
を形成させるいわゆる柱状晶成長（コラムラーグレイン
グロウス）の可能性もあるが、工業生産には適していな
い。
【００１３】Ｓは、鋼の溶製段階で不可避的に混入する
元素であり、最終焼鈍での結晶粒成長の促進、製品板で
の磁区のピニング効果の減少のためにできるだけ低Ｓが
望まれる。このため、０．００８％以下とすべきであ
る。Ｎは、Ｓ同様、鋼の溶製段階で不可避的に混入する
元素であり、最終焼鈍での結晶粒成長の促進、製品板で
の磁区のピニング効果の減少のためには、できるだけ低
Ｎが望まれる。０．００６％を超える場合は、上記理由
で加える製品板で膨れ（気泡：いわゆるブリスター）が
発生することがある。このため、Ｎ≦０．００６％以下
とすべきである。
元素であり、最終焼鈍での結晶粒成長の促進、製品板で
の磁区のピニング効果の減少のためにできるだけ低Ｓが
望まれる。このため、０．００８％以下とすべきであ
る。Ｎは、Ｓ同様、鋼の溶製段階で不可避的に混入する
元素であり、最終焼鈍での結晶粒成長の促進、製品板で
の磁区のピニング効果の減少のためには、できるだけ低
Ｎが望まれる。０．００６％を超える場合は、上記理由
で加える製品板で膨れ（気泡：いわゆるブリスター）が
発生することがある。このため、Ｎ≦０．００６％以下
とすべきである。
【００１４】Ｓｉは、従来からよく知られているように
鋼板の固有抵抗を増加させ渦流損を低減するため添加さ
れる。４．０％を超えてＳｉを添加すると、加工性が極
端に劣化し冷間圧延を困難なものとする。ＡｌもＳｉ同
様には、鋼板の固有抵抗を増加させ渦流損を低減するた
めに添加される。この目的のため従来から変態を有しな
い無方向性電磁鋼板には、最大２．０％のＡｌが添加さ
れている。更に添加量を増加することは、原理的には可
能であるが、Ｓｉ同様冷間圧延性を考慮して最大２．０
％とする。従って、本発明では、加工性を考慮して上限
を、変態の有無を考慮して下限を規定する。即ち、Ｓ
ｉ，Ａｌ範囲を重量％で、Ｓｉ≦４．０％、Ａｌ≦２．
０％、かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）＞２．５％とする。変態を
有する（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５％における本発明の効
果はいまだ確認されていない。
鋼板の固有抵抗を増加させ渦流損を低減するため添加さ
れる。４．０％を超えてＳｉを添加すると、加工性が極
端に劣化し冷間圧延を困難なものとする。ＡｌもＳｉ同
様には、鋼板の固有抵抗を増加させ渦流損を低減するた
めに添加される。この目的のため従来から変態を有しな
い無方向性電磁鋼板には、最大２．０％のＡｌが添加さ
れている。更に添加量を増加することは、原理的には可
能であるが、Ｓｉ同様冷間圧延性を考慮して最大２．０
％とする。従って、本発明では、加工性を考慮して上限
を、変態の有無を考慮して下限を規定する。即ち、Ｓ
ｉ，Ａｌ範囲を重量％で、Ｓｉ≦４．０％、Ａｌ≦２．
０％、かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）＞２．５％とする。変態を
有する（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５％における本発明の効
果はいまだ確認されていない。
【００１５】Ｍｎは、その含有量が０．１％より少ない
と製品の加工性が劣化するから又、Ｓを無害化させるた
めに添加される。しかしながら、Ｍｎの添加量が、２．
０％を超えると製品の磁束密度が著しく劣化するからＭ
ｎ≦２．０％でなければならない。Ｐは、製品の打ち抜
き性を良好ならしめるために、０．１％までの範囲内で
添加される。Ｐ≦０．２％であれば、製品の磁気特性の
観点からは問題がない。Ｂは、Ｎを無害化のために添加
される。Ｎの量とのバランスが必要であるから最大含有
量を０．００５％とする。極低窒素鋼を溶製すれば、Ｎ
は、無害化できるので、この場合添加の必要性は少な
い。
と製品の加工性が劣化するから又、Ｓを無害化させるた
めに添加される。しかしながら、Ｍｎの添加量が、２．
０％を超えると製品の磁束密度が著しく劣化するからＭ
ｎ≦２．０％でなければならない。Ｐは、製品の打ち抜
き性を良好ならしめるために、０．１％までの範囲内で
添加される。Ｐ≦０．２％であれば、製品の磁気特性の
観点からは問題がない。Ｂは、Ｎを無害化のために添加
される。Ｎの量とのバランスが必要であるから最大含有
量を０．００５％とする。極低窒素鋼を溶製すれば、Ｎ
は、無害化できるので、この場合添加の必要性は少な
い。
【００１６】次に、本発明の製造プロセスに条件につい
て説明する。発明者らは、移動更新する冷却体表面によ
って凝固せしめて得られる鋳造鋼帯を比較的低い冷間圧
延率（５〜４０％）で圧延する場合は、磁束密度が、極
めて高くなることを見い出した。そして、鋳片の集合組
織及び凝固速度を規定することにより相乗的に更に、磁
気特性が向上することを見い出した。この理由は未だ定
かではないが、次のように推定される。即ち、鋳片中心
層の｛１００｝強度が強いと５〜４０％の冷延率では、
歪蓄積量が少なく、かつ、冷延歪の蓄積位置が限られる
ので、最終焼鈍での歪解放において、核生成粒成長の割
合は少なく、主に歪誘起粒界移動によりランダムキュー
ブが先鋭化する。一方、｛１００｝強度が弱い（等軸粒
が多い）と冷延時の歪蓄積が多くかつランダムに生じ確
率的には、核生成粒成長の頻度が増加するためと考えて
いる。
て説明する。発明者らは、移動更新する冷却体表面によ
って凝固せしめて得られる鋳造鋼帯を比較的低い冷間圧
延率（５〜４０％）で圧延する場合は、磁束密度が、極
めて高くなることを見い出した。そして、鋳片の集合組
織及び凝固速度を規定することにより相乗的に更に、磁
気特性が向上することを見い出した。この理由は未だ定
かではないが、次のように推定される。即ち、鋳片中心
層の｛１００｝強度が強いと５〜４０％の冷延率では、
歪蓄積量が少なく、かつ、冷延歪の蓄積位置が限られる
ので、最終焼鈍での歪解放において、核生成粒成長の割
合は少なく、主に歪誘起粒界移動によりランダムキュー
ブが先鋭化する。一方、｛１００｝強度が弱い（等軸粒
が多い）と冷延時の歪蓄積が多くかつランダムに生じ確
率的には、核生成粒成長の頻度が増加するためと考えて
いる。
【００１７】冷延圧下率の範囲について述べる。５％未
満であると、鋳造後の形状矯正が十分でなく、かつ磁性
も良好でない。上限は、４０％未満としたが、望ましく
は３０％以下である。冷延圧下率が４０％以上の高い場
合は、冷延後の集合組織が殆んど同じになり、ランダム
キューブの発現はない。図２に移動更新する冷却体表面
によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、該当鋳造
鋼帯を冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上げ焼鈍す
る無方向性電磁鋼板の製造方法において、冷間圧延率と
磁束密度（Ｂ50（Ｔ））の関係を示す。○は｛１００｝
強度：２．８で、●は｛１００｝強度：２．１である。
ただし、同一素材を用いた試験であるため最終焼鈍板の
厚みはそれぞれ異なる。又、この図では、冷延圧下率２
０％近傍で第１のピーク、７０％近傍で第２のピークが
現れ、本発明は、この第１のピークに関するものであ
る。本発明では、全周方向の磁束密度Ｂ50が１．７０Ｔ
以上の場合を“良好”としている。即ち、｛１００｝面
強度が対ランダムで２．３倍未満で鋳片厚中心層の凝固
速度を１０℃／秒未満であっても、冷間圧延の圧下率が
５％以上４０％未満であれば、６０％以上の従来方法よ
りかなり良好な磁性が得られる。
満であると、鋳造後の形状矯正が十分でなく、かつ磁性
も良好でない。上限は、４０％未満としたが、望ましく
は３０％以下である。冷延圧下率が４０％以上の高い場
合は、冷延後の集合組織が殆んど同じになり、ランダム
キューブの発現はない。図２に移動更新する冷却体表面
によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、該当鋳造
鋼帯を冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上げ焼鈍す
る無方向性電磁鋼板の製造方法において、冷間圧延率と
磁束密度（Ｂ50（Ｔ））の関係を示す。○は｛１００｝
強度：２．８で、●は｛１００｝強度：２．１である。
ただし、同一素材を用いた試験であるため最終焼鈍板の
厚みはそれぞれ異なる。又、この図では、冷延圧下率２
０％近傍で第１のピーク、７０％近傍で第２のピークが
現れ、本発明は、この第１のピークに関するものであ
る。本発明では、全周方向の磁束密度Ｂ50が１．７０Ｔ
以上の場合を“良好”としている。即ち、｛１００｝面
強度が対ランダムで２．３倍未満で鋳片厚中心層の凝固
速度を１０℃／秒未満であっても、冷間圧延の圧下率が
５％以上４０％未満であれば、６０％以上の従来方法よ
りかなり良好な磁性が得られる。
【００１８】更に、図３に製品の集合組織を示す。これ
は冷間圧延圧下率２０％で、板厚圧１／４位置での｛１
００｝正極点の図であり、｛１００｝強度が３．２（凝
固速度約５７℃／秒）の場合である。無方向性電磁鋼板
にとって理想であるランダムキューブ（｛１００｝〈０
ｖｗ〉）が発現していることがわかる。
は冷間圧延圧下率２０％で、板厚圧１／４位置での｛１
００｝正極点の図であり、｛１００｝強度が３．２（凝
固速度約５７℃／秒）の場合である。無方向性電磁鋼板
にとって理想であるランダムキューブ（｛１００｝〈０
ｖｗ〉）が発現していることがわかる。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の実施態様を述べる。表１の成
分の溶鋼（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）を
移動更新する冷却体表面にて凝固せしめて直接０．５６
mm，０．６２mm，１．２０mm及び２．０mmの鋼帯を得
た。この場合、液面を力学的に移動更新する冷却体表面
に抑えつける方法（溶鋼接触制限板の使用）と通常の方
法（溶鋼接触制限板の不使用）で鋳造した。その後、酸
洗を施し、０．５０mm及び０．９５mmの厚みに冷間圧延
をした。冷間圧延された、鋼板を脱脂し、連続焼鈍炉に
て、９７５℃で３０秒焼鈍した（必要に応じて脱炭条件
とした）。その後、磁気特性（２２．５度毎の平均）を
エプシュタイン法にて測定した結果を表１に併記した。
分の溶鋼（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）を
移動更新する冷却体表面にて凝固せしめて直接０．５６
mm，０．６２mm，１．２０mm及び２．０mmの鋼帯を得
た。この場合、液面を力学的に移動更新する冷却体表面
に抑えつける方法（溶鋼接触制限板の使用）と通常の方
法（溶鋼接触制限板の不使用）で鋳造した。その後、酸
洗を施し、０．５０mm及び０．９５mmの厚みに冷間圧延
をした。冷間圧延された、鋼板を脱脂し、連続焼鈍炉に
て、９７５℃で３０秒焼鈍した（必要に応じて脱炭条件
とした）。その後、磁気特性（２２．５度毎の平均）を
エプシュタイン法にて測定した結果を表１に併記した。
【００２０】
【表１】
【００２１】このように移動更新する冷却体表面によっ
て凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、該当鋳造鋼帯を
冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上げ焼鈍する無方
向性電磁鋼板の製造方法において、冷間圧延に際し圧延
率を５％以上４０％未満とし、かつ鋳片中心層の｛１０
０｝強度を２．３倍以上、凝固速度を１０℃／秒以上と
することにより、極めて優れた無方向性珪素鋼板が得ら
れる。
て凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、該当鋳造鋼帯を
冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上げ焼鈍する無方
向性電磁鋼板の製造方法において、冷間圧延に際し圧延
率を５％以上４０％未満とし、かつ鋳片中心層の｛１０
０｝強度を２．３倍以上、凝固速度を１０℃／秒以上と
することにより、極めて優れた無方向性珪素鋼板が得ら
れる。
【００２２】
【発明の効果】以上に述べたように本発明により回転機
用鉄芯材として、全周方位での鉄損が低く、かつ磁束密
度が極めて高い無方向性電磁鋼板を得ることができる。
用鉄芯材として、全周方位での鉄損が低く、かつ磁束密
度が極めて高い無方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図１】鋳片中心層の｛１００｝強度と全周方向の磁束
密度の関係を示す図。
密度の関係を示す図。
【図２】冷間圧延率と磁束密度の関係を示す図。
【図３】仕上げ焼鈍後材の｛１００｝正極点図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 久保田 猛
福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号
新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内
(56)参考文献 特開 昭58−81951（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−21328（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−33062（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/12
H01F 1/16
C22C 38/00 303
C22C 38/06
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｓｉ≦４．０％、 Ａｌ≦２．０％ かつ （Ｓｉ＋２Ａｌ）＞２．５％ 残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、移動更
新する冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、
次いで、該当鋳造鋼帯を冷間圧延し、仕上げ焼鈍する無
方向性電磁鋼板の製造において、移動更新する冷却体表
面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とする場合の鋳片厚中
心層での鋳片の表面に平行な｛１００｝面強度を対ラン
ダムで２．３倍以上とし、かつ冷間圧延の圧下率が５％
以上４０％未満とすることを特徴とする磁気特性が極め
て優れたランダムキューブ集合組織（｛１００｝〈０ｖ
ｗ〉）を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｓｉ≦４．０％、 Ａｌ≦２．０％ かつ （Ｓｉ＋２Ａｌ）＞２．５％ 残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、移動更
新する冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、
次いで、該当鋳造鋼帯を冷間圧延し、仕上げ焼鈍する無
方向性電磁鋼板の製造において、溶鋼を、移動更新する
冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とする場合の
鋳片厚中心層の凝固速度を１０℃／秒以上とし、かつ冷
間圧延の圧下率が５％以上４０％未満とすることを特徴
とする磁気特性が極めて優れたランダムキューブ集合組
織（｛１００｝〈０ｖｗ〉）を有する無方向性電磁鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09621393A JP3387962B2 (ja) | 1993-04-22 | 1993-04-22 | 磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09621393A JP3387962B2 (ja) | 1993-04-22 | 1993-04-22 | 磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06306467A JPH06306467A (ja) | 1994-11-01 |
| JP3387962B2 true JP3387962B2 (ja) | 2003-03-17 |
Family
ID=14158970
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09621393A Expired - Fee Related JP3387962B2 (ja) | 1993-04-22 | 1993-04-22 | 磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3387962B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4648910B2 (ja) | 2006-10-23 | 2011-03-09 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR100973406B1 (ko) * | 2008-01-16 | 2010-07-30 | 성진경 | 로테이티드 큐브 집합조직의 형성방법 및 이를 이용하여제조된 전기강판 |
| KR101203791B1 (ko) * | 2012-03-27 | 2012-11-21 | 허남회 | 자성특성이 우수한 （１００）〔０ｖｗ〕 무방향성 전기강판의 제조방법 |
| KR102501748B1 (ko) | 2018-03-23 | 2023-02-21 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 무방향성 전자 강판 |
| CN110396642A (zh) * | 2019-07-29 | 2019-11-01 | 江苏理工学院 | 具有{100}织构的无取向电工钢及其制备方法 |
-
1993
- 1993-04-22 JP JP09621393A patent/JP3387962B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06306467A (ja) | 1994-11-01 |
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