JP5750196B2 - 無方向性電磁鋼ストリップ又はシート、それから製造される部品及び無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼ストリップ又はシート、それから製造される部品及び無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、電気工学用途の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート、該電磁鋼ストリップ又はシートから製造される電気工学部品及び電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法に関する。
業界では「ＮＧＯ電磁鋼ストリップ又はシート」（NGO:Non Grain Oriented）とも呼ばれる無方向性電磁鋼ストリップ又はシートは、鉄心又は回転電機内で磁束を強化するために用いられる。該シートは、典型的に電動機及び発電機に使用される。
このような機械の効率を高めるため、作動中にそれぞれ回転している部品には可能な限りの最高回転速度又は最大直径が求められる。この傾向の結果として、問題になっているタイプの電磁鋼ストリップ又はシートから製造される電気関連部品は、今日入手可能なタイプの無方向性電磁鋼ストリップではあまり遭遇し得ない高い機械的負荷にさらされる。
無方向性電磁鋼ストリップ又はシートは、特許文献１から知られており、少なくとも６０ｋｇｆ／ｍｍ２（約５８９ＭＰａ）の降伏点を有し、かつ鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）０．０４％までのＣ、２．０％〜４．０％未満のＳｉ、２．０％までのＡｌ、０．２％までのＰ及び群「Ｍｎ、Ｎｉ」からの少なくとも１種の元素を含む（ここで、ＭｎとＮｉの合計含量は少なくとも０．３％かつ最大で１０％である）鋼から製造される。
窒化炭素の形成によって強度の増加を得るために、特許文献１から知られる鋼は、群「Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ」からの少なくとも１種の元素を含む。ここで、Ｔｉ又はＶが存在する場合、鋼のＴｉ含量％Ｔｉ及びＶ含量％Ｖは、Ｃ含量％Ｃ及びそれぞれ不可避Ｎ含量％Ｎに関して下記条件：
Figure 0005750196
 を満たすべきである。強度上昇効果は、鋼中のリンの存在にも起因する。しかしながら、リンは粒界脆性をもたらす恐れがあるので、より高い含量のリンの存在は勧められない。重大であると考えられるこの問題に対抗するために、０．００１〜０．００７％の追加のＢ含量が提案されている。
特許文献１によれば、このように構成される鋼をスラブに鋳造し、引き続き熱間圧延してホットストリップにし、これを必要に応じて焼きなましし、次に酸洗いし、その後に冷間圧延して特定の最終厚を有するコールドストリップにする。得られたコールドストリップを引き続き再結晶焼きなましプロセスに供する。このプロセスでは、少なくとも６５０℃、９００℃未満の焼きなまし温度でストリップを焼きなましする。
鋼中に同時に有効含量のＴｉとＰ及びＢ、Ｎ、Ｃ、ＭｎとＮｉが存在する場合、特許文献１に従って製造される無方向性電磁鋼ストリップ又はシートは少なくとも７０．４ｋｇｆ／ｍｍ２（６８８ＭＰａ）の降伏点を達成するが、同時に０．５ｍｍのシート厚及び１．５テスラの分極及び５０Ｈｚの周波数でヒステリシス損Ｐ１．５は少なくとも６．９４Ｗ／ｋｇである。このような高いヒステリシス損は最近の電気工学用途にはもはや受け入れられない。さらに、多くのこのような用途の場合、ヒステリシス損はより高い周波数で非常に重要である。
米国特許第５０８４１１２号明細書
この背景に対して、本発明の目的は、高い強度、特に高い降伏点を有し、同時に、良い磁気特性、特に高周波数で低いヒステリシス損を有する、無方向性電磁鋼ストリップ又はシート及び該シート又はストリップから製造される電気工学用途の部品を特定することにある。さらに、該無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法を特定するものとする。
無方向性電磁鋼ストリップ又はシートに関して、本発明によれば、この目的は請求項１に規定の組成を有する無方向性電磁鋼ストリップ又はシートによって達成された。
対応して、電気工学用途の部品に関して、本発明によれば、上記目的は本発明の無方向性電磁鋼ストリップ又はシートから該部品を製造することによって達成された。
最後に、方法に関して、上記目的は、本発明の無方向性電磁鋼ストリップ又はシートを製造するときに、少なくとも請求項９に規定の製造工程を行なうことによって達成された。
本発明の有利な実施形態は従属請求項に規定され、それらについては本発明の一般概念と一緒に以下に詳細に説明する。
従って、本発明に従って構成される電気工学用途の無方向性電磁鋼ストリップ又はシートは、（重量％で）１．０〜４．５％のＳｉ、特に２．４〜３．４％のＳｉ、２．０％までのＡｌ、特に１．５％までのＡｌ、１．０％までのＭｎ、０．０１％までのＣ、特に０．００６％まで、特に有利には０．００５％までのＣ、０．０１％までのＮ、特に０．００６％までのＮ、０．０１２％までのＳ、特に０．００６％までのＳ、０．１〜０．５％のＴｉ、及び０．１〜０．３％のＰ並びに残余の鉄及び不可避不純物
（ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比について
Figure 0005750196
 が当てはまる）
を含む鋼から製造される。
本発明は、ＦｅＴｉホスフィド（ＦｅＴｉＰ）を用いて強度を高める。従って、本発明によれば、粒子硬化を通じて微細なＦｅＴｉＰ析出物を形成し、無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの強度を高めるため、１．０〜４．５重量％、実地志向性実施形態では特に２．４〜３．４重量％のＳｉ含量を有するケイ素鋼をチタン及びリンと合金にする。
鋼中のＳｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ及びＰの含量をいずれの場合も任意に（重量％で）２．４〜３．４％のＳｉ、０．００５％までのＣ、０．００６％までのＮ、０．００６％までのＳ、０．５％までのＴｉ又は０．３％までのＰに制限すれば、電磁鋼ストリップ又はシートの本発明の合金化の特に実地志向性実施形態が生じる。本発明の鋼には、さらに２．０％までのＡｌ及び１．０％までのＭｎが存在することができる。
本発明は、強度を高めるために一般的に使用されている窒化炭素の代わりにＦｅＴｉホスフィドを用いて強度を高める。このようにして、一方では、高いＣ及び／又はＮ含量の結果として起こり得る磁気時効を防止することができる。それぞれ十分な絶対量のＴｉとＰが同時に存在することに加えて、同時にＴｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの比が請求項１に規定の条件を満たすことが不可欠である。請求項１によれば、本発明の電磁鋼ストリップ又はシートのチタン含量対リン含量の比は、いずれの場合も１．０以上であり、同時に２．０以下である。ＴｉとＰの含量及びそれらの含量比について本発明により規定された狭い制限に維持することによってのみ、本発明に従って構成される電磁鋼シート又はストリップは十分な数と十分な分布のＦｅＴｉＰ粒子を有することができ、その結果、十分に高い強度と並んで良い電磁気特性を保証することもできる。本発明に従って％Ｔｉ対％Ｐの比を設定することによって、一方では、本発明の電磁鋼ストリップ又はシートにおいて脆性につながるであろう有害な過剰のリンを防止し、かつ、他方では、本発明に従って規定された比によって法外な過剰のチタンをも防止する。このようなＴｉ過剰は、電磁鋼ストリップ又はシートの磁気特性に悪影響を与えるであろう窒化チタンの形成をもたらす恐れがある。
本発明は、本発明の無方向性電磁鋼ストリップ又はシートにＴｉとＰが同時に存在することの本発明により利用される最大の効果は、そのＴｉとＰの含量が、できる限り低い偏差で、１．５５の化学量論比に相当する場合に達成できるという知見から発する。従って、この知見を考慮し、同時に実際に特に重要である本発明の実施形態は、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比に当てはめるために
Figure 0005750196
 の規定を設ける。
本発明の鋼組成によって可能となるＦｅＴｉＰ粒子は、０．１μｍよりずっと小さい直径を常に有する。このことは、材料の強度は格子欠陥、例えば外来原子、転位、粒界又は別の相の粒子等の数とともに増加するが、これらの格子欠陥は材料の磁気特性値に悪影響を与えるという効果を考慮する。それ自体知られているように、この悪影響は、粒子サイズがブロッホ壁厚の領域（磁化が異なる磁気ドメイン間の遷移領域）にある、すなわち、約０．１μｍであるときに最強の状態である。本発明によれば強度を高めるためにかなり小さい粒子を使用するので、この悪影響は、本発明の電磁鋼シートでは、せいぜい顕著に最小限の形でしか起こらない。本発明の材料中に０．１μｍより明らかに大きいＦｅＴｉＰ粒子が偶発的に存在することもある。しかしながら、これらは本発明の製品の特性に最大でも無視できる程度しか影響を及ぼさない。
本発明に従って構成される合金によれば、通常、強度を高めるために高含量の炭素又は窒素と併用して窒化炭素を形成することによって合金にされるＮｂ、Ｚｒ又はＶ等のマイクロ合金化元素がもはや必要でない。より高い含量のＣ及びＮは、実際の使用中に材料の望ましくない磁気時効を引き起こすので、対応して構成される無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの磁気特性にマイナスの影響を与える。従って、本発明によれば、強度の増加は、その存在が時効効果をもたらすであろう炭素及び／又は窒素の助けを借りるのではなく、粒子硬化によって、すなわちＦｅＴｉＰ析出物の存在によって達成される。
対応して、本発明に従って構成される電磁鋼ストリップ又はシートは、常に、１．０テスラの分極及び４００Ｈｚの周波数にて、０．５ｍｍの電磁鋼バンド又はシートの厚さでは最大で６５Ｗ／ｋｇ、０．３５ｍｍの厚さでは最大で４５Ｗ／ｋｇのヒステリシス損Ｐ１．０／４００を有する。同時に、それらは、有効含量のＴｉ及びＰを持たないが、他の点では本発明の合金と一致する含量の他の合金化元素を有する従来法で構成された合金に比べて少なくとも６０ＭＰａの降伏点の増加を常に達成する。
本発明の方法は、本発明の無方向性電磁鋼ストリップ又はシートを確実に製造できるようにデザインされる。
このために、まず第１に本発明の無方向性電磁鋼シート又はストリップについて既に説明したように構成されるホットストリップを用意し、これを引き続き冷間圧延し、冷間圧延ストリップとして最終焼きなましプロセスに供する。最終焼きなまし工程後に得られた最後に焼きなましされたコールドストリップは、本発明に従って構成される電磁鋼ストリップ又はシートに相当する。
本発明に従って用意されるホットストリップは可能な最大限まで従来法で製造できる。このために、まず第１に本発明の仕様に対応する組成（Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：２．０％まで、Ｍｎ：１．０％まで、Ｃ：０．０１％まで、Ｎ：０．０１％まで、Ｓ：０．０１２％まで、Ｔｉ：０．１〜０．５％及びＰ：０．１〜０．３％と、残余の鉄及び不可避不純物（重量％で列挙）、ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比には
Figure 0005750196
 が当てはまる）を有する鋼溶融物を融かし、従来の製造の場合はスラブ又は薄スラブであり得る半完成品に鋳造することができる。しかしながら、本発明によれば析出物形成のプロセスは凝固後に起こるので、原則として鋳造ストリップに鋳造することもでき、これを引き続き熱間圧延してホットストリップにする。
このようにして製造された半完成品を次に１０２０〜１３００℃の半完成品温度に至らせることができる。このために、半完成品を必要ならば再加熱するか又は鋳造ヘッドを用いてそれぞれの目標温度で保持する。
このようにして加熱された半完成品を次に熱間圧延して、典型的に１．５〜４ｍｍ、特に２〜３ｍｍの厚さを有するホットストリップにすることができる。熱間圧延は、それ自体既知のやり方で１０００〜１１５０℃の熱間圧延開始温度で始まり、７００〜９２０℃、特に７８０〜８５０℃の熱間圧延最終温度で終わる。
得られたホットストリップを引き続き巻取り温度まで冷まし、巻き取ってコイルにすることができる。巻取り温度は、引き続き行なわれる冷間圧延に関する問題を防ぐため、理想的にはＦｅＴｉホスフィドの析出を防止するように選択される。実際には、この目的の巻取り温度は、例えば、最大で７００℃である。
必要に応じて、ホットストリップをホットストリップ焼きなましプロセスに供し得る。
用意されたホットストリップを冷間圧延して、典型的に０．１５〜１．１ｍｍ、特に０．２〜０．６５ｍｍの範囲内の厚さを有するコールドストリップにする。終結の最終焼きなましプロセスは、本発明に従って強度を高めるために用いられるＦｅＴｉＰ粒子の形成に決定的に寄与する。同時に、最終焼きなましプロセスの焼きなまし条件を変えることによって、より高い強度又はより低いヒステリシス損に有利になる材料特性を任意に最適化することができる。
本発明の方法の第１異形によれば、最終焼きなまし中にコールドストリップを連続焼きなまし炉内で完了する２段階短期焼きなましプロセスに通すことによって３９０〜５５０ＭＰａの範囲の降伏点と、０．３５ｍｍのストリップ厚で２７Ｗ／ｋｇ未満であり、０．５ｍｍのストリップ厚で４７Ｗ／ｋｇ未満であるヒステリシス損Ｐ１．０／４００とを有する本発明の無方向性電磁鋼シート又はストリップを特に確実に得ることができる。この焼きなましプロセスでは、第１焼きなまし段階ｄ．１）でコールドストリップをまず１〜１００秒の焼きなまし時間にわたって少なくとも９００℃かつ最大で１１５０℃の焼きなまし温度で焼きなまししてから第２焼きなまし段階ｄ．２）で３０〜１２０秒の焼きなまし時間にわたって５００〜８５０℃の焼きなまし温度で焼きなましする。この異形によれば、おそらく既に存在しているＦｅＴｉＰ析出物が第１焼きなまし段階ｄ．１）で溶解し、微細構造の完全な再結晶がもたらされる。そして第２焼きなまし段階ｄ．２）では、目標とするＦｅＴｉＰ粒子の析出が起こる。
前に説明した２段階短期焼きなましプロセス後に得られる無方向性電磁鋼シート又はストリップの強度レベルのさらなる向上をもたらすため、任意に、ベル型焼きなまし炉内で行なわれる長期焼きなましプロセスを２段階短期焼きなましプロセス後に行なうことができる。このプロセスでは、コールドストリップを０．５〜２０時間の焼きなまし時間にわたって５５０〜６６０℃の温度で焼きなましする。この追加の長期焼きなましプロセスによって得られる降伏点の増加は常に少なくとも５０ＭＰａである。
本発明の方法の第２異形によれば、最終焼きなましを短期焼きなましプロセスとして行なうことによって、５００〜８００ＭＰａの降伏点と、０．３５ｍｍ厚の電磁鋼シート又はストリップについて４５Ｗ／ｋｇ未満のヒステリシス損Ｐ１．０／４００とを有する無方向性電磁鋼シート又はストリップを製造することができる。この最終焼きなましでは、連続焼きなまし炉内で２０〜２５０秒の焼きなまし時間にわたって７５０〜９００℃の焼きなまし温度でコールドストリップを焼きなましする。その際、焼きなまし温度が低いため、微細構造の完全な再結晶は達成されない。しかしながら、所望の強度上昇性ＦｅＴｉＰ析出物が形成される。
本発明の方法の第３異形によれば、ベル型焼きなまし炉内で長期焼きなましプロセスとして最終焼きなましを行なうことによって、５００〜８００ＭＰａの範囲にある降伏点と、０．３５ｍｍ厚の電磁鋼シート又はストリップで４５Ｗ／ｋｇ未満のヒステリシス損Ｐ１．０／４００とを有する無方向性電磁鋼シートを製造するための別の可能性を得ることができる。この最終焼きなましでは、０．５〜２０時間続く焼きなまし時間にわたって６００〜８５０℃の焼きなまし温度でコールドストリップを焼きなましする。この異形では、完全に再結晶化した微細構造は生じない。しかしながら、前に説明した第１異形に従って製造された無方向性電磁鋼シート又はストリップに存在するＦｅＴｉＰ析出物より微細なＦｅＴｉＰ析出物が形成される。ここで説明した本発明の方法の第３異形によって、既に説明した第２異形に比べてヒステリシス損の改善をもたらすことができる。
本発明の方法の第３異形によれば、任意に、長期焼きなましプロセス後に別の短期焼きなましプロセスを連続焼きなまし炉内で行なうこともできる。この別の短期焼きなましプロセスでは、それぞれのコールドストリップを２０〜２５０秒の焼きなまし時間にわたって７５０〜９００℃で焼きなましする。この追加の短期焼きなましプロセスによって、再結晶化度を改善することができる。その結果として、ヒステリシス損の改善を期待することができる。
その後の短期焼きなましプロセスで再結晶が開始されるように、転位密度を増やすことによって臨界エネルギーを導入するために、本発明の方法の第３異形の過程で長期焼きなましプロセスと短期焼きなましプロセスとの間に、任意に、少なくとも０．５％かつ最大で１２％の変形度を伴う成形作業にコールドストリップを供してよい。通常は追加の冷間圧延工程として行なわれる該成形工程は、本発明の方法のこの異形の完了時に得られる無方向性電磁鋼シート又はストリップの平坦度を改善することにさらに寄与する。任意にさらに行なわれるこの冷間成形で得られる効果は、冷間成形の変形度が１〜８％である場合に特に確実に達成され得る。
従来法で行なわれるプラニッシングパス（planishing pass, Glaettstich（英訳、独訳））を最終焼きなましプロセスに加えることができる。
さらに、得られた無方向性電磁鋼ストリップ又はシート材料を最後に通常の応力除去焼きなましプロセスに供することができる。最終加工の場所における加工順序に応じて、この応力除去焼きなましプロセスを無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造の場所でコイル状態のままで行なうことができ、或いは最終加工の場所で加工されたブランクをまず本発明の電磁鋼ストリップ又はシートから分離してから応力除去焼きなましプロセスに供してよい。
以下、典型的実施形態によりさらに詳細に本発明を説明する。
以下に説明する試験をそれぞれ実験室条件下で行なった。まず、本発明に従って構成された鋼溶融物ＴｉＰ及び参照溶融物Ｒｅｆを融かし、鋳造してスラブにする。溶融物ＴｉＰ及びＲｅｆの組成を表１に明記する。参照溶融物の場合、その中に有効含量のＴｉ及びＰが存在しないことを除き、合金化元素のみならずそれらの含量も、通常の許容差内で、本発明の溶融物ＴｉＰと一致する。
スラブを１２５０℃の温度に至らせ、１０２０℃の熱間圧延開始温度及び８４０℃の熱間圧延最終温度で熱間圧延して２ｍｍ厚のホットストリップにした。それぞれのホットストリップを巻取り温度ＴＨａｓｐｅｌに冷ました。その後、典型的な冷却をコイル状態でシミュレートした。
本発明の鋼合金ＴｉＰから成るホットストリップの３つのサンプル及び参照鋼Ｒｅｆから成るホットストリップの１つのサンプルを引き続き２時間にわたって７４０℃の温度でホットストリップ焼きなましプロセスに供し、その後に冷間圧延して０．５ｍｍ又は０．３５ｍｍの最終厚を有するコールドストリップにした。
その一方、本発明の鋼合金ＴｉＰから成るホットストリップの２つのさらなるサンプル及び参照鋼Ｒｅｆから成るホットストリップの１つのさらなるサンプルをいずれの場合も冷間圧延して焼きなましせずに０．５ｍｍ厚のコールドストリップにした。
引き続き、いずれの場合も２段階最終焼きなましプロセスを行なった。第１焼きなまし段階では、サンプルを１１００℃に加熱し、この温度で１５秒間保持し、その結果、それらの中に含まれていたＴｉ及びＰはほとんど溶解した。この後の第２焼きなまし段階ではＦｅＴｉＰの析出温度ＴＡｕｓより明らかに低い温度Ｔｌｏｗで焼きなましを行なった。このようにして、所望の微細な、平均して０．０１〜０．１μｍの大きさのＦｅＴｉホスフィド析出物が形成された。
巻取り温度ＴＨａｓｐｅｌ及び温度Ｔｌｏｗをいずれの場合も０．５ｍｍの厚さに冷間圧延したサンプルについては表２に明記し、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延したサンプルについては表３に明記する。さらに、表２及び３には、各サンプルについていずれの場合もサンプルの横方向と縦方向で測定した上降伏点ＲｅＨ、下降伏点ＲｅＬ、引張強度Ｒｍ、ヒステリシス損Ｐ１．０（１．０Ｔの分極でのヒステリシス損）、Ｐ１．５（１．５Ｔの分極でのヒステリシス損）及び分極Ｊ２５００（２５００Ａ／ｍの磁場強度での分極）及びＪ５０００（５０００Ａ／ｍの磁場強度での分極）（上記各ヒステリシス損及び分極は５０Ｈｚで測定）、並びにそれぞれ４００Ｈｚ及び１ｋＨｚの周波数で測定したヒステリシス損Ｐ１．０（１．０Ｔの分極でのヒステリシス損）を明記してある。
本発明に従って構成かつ加工されたサンプルの場合、下降伏点ＲｅＬは、いずれの場合も参照鋼Ｒｅｆから製造されたサンプルに比べて６０〜１００ＭＰａ高いことが明らかになった。対照的に、ホットストリップ焼きなましプロセスがある場合とない場合に製造されたサンプル間には有意な差異はなかった。巻取り温度又は温度Ｔｌｏｗの変動も機械特性に有意な影響を及ぼさない。
５０Ｈｚの周波数では、本発明の鋼から製造されたサンプルは、参照鋼から製造されたサンプルよりわずかに高いヒステリシス損Ｐ１．５を有し、０．５ｍｍ厚シートでは３．９〜４．８Ｗ／ｋｇ、０．３５ｍｍ厚シートでは３．７Ｗ／ｋｇ未満である。ここでは巻取り温度も有意な影響を及ぼさない。
対照的に、４００Ｈｚ及び１ｋＨｚのより高い周波数では、本発明のサンプルと参照サンプルのヒステリシス損Ｐ１．０は互いに非常に近い。ここでは、７００℃のより高い温度Ｔｌｏｗでサンプルは参照材料より少ないヒステリシス損Ｐ１．０を示し、０．５ｍｍ厚シートの場合、４００Ｈｚで３９Ｗ／ｋｇ未満、１ｋＨｚで１８０Ｗ／ｋｇ未満である。０．３５ｍｍ厚シートの場合、いずれの場合も参照材料と同様に同じヒステリシス損が得られた。
さらに一連の試験では、鋼ＴｉＰ２を融かし、鋳造してスラブにする。その組成を表４に明記する。鋼ＴｉＰ２の場合、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比は％Ｔｉ／％Ｐ＝１．５１である。
スラブを１２５０℃に再加熱し、引き続き熱間圧延して、２．１ｍｍ又は２．４ｍｍのホットストリップ厚を有するホットストリップにする。熱間圧延開始温度はいずれの場合も１０２０℃であり、熱間圧延最終温度はいずれの場合も８４０℃であった。得られたホットストリップを次に６２０℃の巻取り温度で巻き取った。
引き続き、このようにして得られたホットストリップを前ホットストリップ焼きなましなしで冷間圧延して０．３５ｍｍ厚のコールドストリップにした。
このようにして得られたコールドストリップのサンプルを最終焼きなましプロセスの様々な異形に供した。
第１異形では、２段階短期焼きなましプロセスは連続焼きなまし炉内で完了する。短期焼きなましプロセスの第１段階では、いずれの場合も表５に明記してある焼きなまし時間ｔＧ１を順守し、やはり表５に与えてあるそれぞれの最大焼きなまし温度Ｔｍａｘ１に達し、一方、第２段階は、いずれの場合も同様に表５に明記してある焼きなまし時間ｔＧ２内にやはり表５に与えてある焼きなまし温度Ｔｍａｘ２で完了した。このようにして得られた最後に焼きなましされた無方向性電磁鋼シートサンプルについて横方向Ｑと縦方向Ｌで測定した機械特性及び磁気特性を同様に表５に記録する。
第１異形に従って最後に焼きなましされたサンプルの１つのサンプルを引き続きベル型焼きなまし炉内で追加の長期焼きなましプロセスに供した。このプロセスで順守した焼きなまし時間ｔＧＨ及び最大焼きなまし温度ＴｍａｘＨを表６に明記する。このようにして得られたさらに長期間焼きなましされた無方向性電磁鋼シートについて横方向Ｑと縦方向Ｌで測定した機械特性及び磁気特性を同様に表６に記録する。補足的長期焼きなましプロセスによって降伏点Ｒｅ及び引張強度Ｒｍの明確な増加を達成できるが、磁気特性は有意には低下しないことが明らかになった。
最終焼きなましプロセスの第２異形では、コールドストリップのサンプルをベル型焼きなまし炉内で焼きなまし時間ｔＧＨにわたって様々な温度ＴｍａｘＨで長期焼きなましプロセスに供する。上記温度ＴｍａｘＨ及びそれぞれの焼きなまし時間ｔＧＨを表７に列挙する。このようにして得られた長期焼きなましされた無方向性電磁鋼シートサンプルについて横方向Ｑと縦方向Ｌで測定した機械特性及び磁気特性を同様に表７に記録する。
最終焼きなましプロセスの第３異形では、コールドストリップのサンプルを連続焼きなまし炉内で焼きなまし時間ｔＧＤにわたって様々な温度ＴｍａｘＤで１段階短期焼きなましプロセスに供する。上記温度ＴｍａｘＤ及びそれぞれの焼きなまし時間ｔＧＤを表８に列挙する。このようにして得られた１段階短期焼きなましされた無方向性電磁鋼シートサンプルについて横方向Ｑと縦方向Ｌで測定した機械特性及び磁気特性をさらに表８に記録する。
従って、本発明は、鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ａｌ：２．０％まで、Ｍｎ：１．０％まで、Ｃ：０．０１％まで、Ｎ：０．０１％まで、Ｓ：０．０１２％まで、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．１〜０．３％（ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比には
Figure 0005750196
 が当てはまる）を含む鋼から成る無方向性電磁鋼ストリップ又はシートに関する。本発明の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート及び該シート又はストリップから製造される電気工学用途の部品は、高強度と、同時に、良い磁気特性を特徴とする。前記組成を有する鋼から成るホットストリップを冷間圧延してコールドストリップにし、このコールドストリップを最終焼きなましプロセスに供することによって、本発明の無方向性シート又はストリップを製造することができる。無方向性ストリップ又はシートの特定の性質を特に強調するため、本発明は、この最終焼きなましプロセスの様々な異形を提供する。
Figure 0005750196
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Figure 0005750196
Figure 0005750196
Figure 0005750196
Figure 0005750196

Claims (13)

  1. 鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）
    Ｓｉ：１．０〜４．５％、
    Ａｌ：２．０％まで、
    Ｍｎ：１．０％まで、
    Ｃ：０．０１％まで、
    Ｎ：０．０１％まで、
    Ｓ：０．０１２％まで、
    Ｔｉ：０．１〜０．５％、
    Ｐ：０．１〜０．３％
    から成り、
    ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比について
    Figure 0005750196
     が当てはまる
    鋼から製造される、電気工学用途の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート。
  2. そのＳｉ含量が２．４〜３．４重量％であることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート。
  3. そのＣ含量が最大で０．００６重量％であることを特徴とする請求項１〜２のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート。
  4. そのＮ含量が最大で０．００６重量％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート。
  5. そのＳ含量が最大で０．００６重量％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート。
  6. １．０テスラの分極及び４００Ｈｚの周波数におけるそのヒステリシス損Ｐ１．０／４００が、０．５ｍｍの前記電磁鋼ストリップ又はシートの厚さで最大で６５Ｗ／ｋｇであり、０．３５ｍｍの厚さで最大で４５Ｗ／ｋｇであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又はシート。
  7. 請求項１〜６のいずれか１項に従って構成される電磁鋼ストリップ又はシートから製造される電気工学用途の部品。
  8. 無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法であって、下記製造工程：
    ａ）鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）
    Ｓｉ：１．０〜４．５％、
    Ａｌ：２．０％まで、
    Ｍｎ：１．０％まで、
    Ｃ：０．０１％まで、
    Ｎ：０．０１％まで、
    Ｓ：０．０１２％まで、
    Ｔｉ：０．１〜０．５％、
    Ｐ：０．１〜０．３％
    から成り、
    ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比について
    Figure 0005750196
     が当てはまる
    鋼から成るホットストリップを用意する工程；
    ｂ）前記ホットストリップを冷間圧延してコールドストリップにする工程；及び
    ｃ）前記コールドストリップの最終焼きなまし工程であって、
    前記最終焼きなまし工程中に前記コールドストリップを連続焼きなまし炉内で完了する２段階短期焼きなましプロセスに通し、このプロセスでは、前記コールドストリップを、
    ｄ．１）最初に第１焼きなまし段階で１〜１００秒の焼きなまし時間にわたって少なくとも９００℃かつ最大で１１５０℃の焼きなまし温度で焼きなましし、次に
    ｄ．２）第２焼きなまし段階で３０〜１２０秒の焼きなまし時間にわたって５００〜８５０℃の焼きなまし温度で焼きなましする工程
    を行なう方法。
  9. 前記コールドストリップを、前記短期焼きなましプロセスの第２段階後にベル型焼きなまし炉内で５５０〜６６０℃の焼きなまし温度で０．５〜２０時間の焼きなまし時間にわたって続く長期焼きなましプロセスに供することを特徴とする請求項８に記載の方法。
  10. 無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法であって、下記製造工程：
    ａ）鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）
    Ｓｉ：１．０〜４．５％、
    Ａｌ：２．０％まで、
    Ｍｎ：１．０％まで、
    Ｃ：０．０１％まで、
    Ｎ：０．０１％まで、
    Ｓ：０．０１２％まで、
    Ｔｉ：０．１〜０．５％、
    Ｐ：０．１〜０．３％
    から成り、
    ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比について
    Figure 0005750196
     が当てはまる
    鋼から成るホットストリップを用意する工程；
    ｂ）前記ホットストリップを冷間圧延してコールドストリップにする工程；及び
    ｃ）前記コールドストリップの最終焼きなまし工程であって、
    前記コールドストリップの最終焼きなまし工程を短期焼きなましプロセスとして行ない、この焼きなましプロセスでは、連続焼きなまし炉内で２０〜２５０秒間７５０〜９００℃の焼きなまし温度で前記コールドストリップを焼きなましする工程
    を行なう方法。
  11. 無方向性電磁鋼ストリップ又はシートの製造方法であって、下記製造工程：
    ａ）鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）
    Ｓｉ：１．０〜４．５％、
    Ａｌ：２．０％まで、
    Ｍｎ：１．０％まで、
    Ｃ：０．０１％まで、
    Ｎ：０．０１％まで、
    Ｓ：０．０１２％まで、
    Ｔｉ：０．１〜０．５％、
    Ｐ：０．１〜０．３％
    から成り、
    ここで、Ｔｉ含量％Ｔｉ対Ｐ含量％Ｐの％Ｔｉ／％Ｐ比について
    Figure 0005750196
     が当てはまる
    鋼から成るホットストリップを用意する工程；
    ｂ）前記ホットストリップを冷間圧延してコールドストリップにする工程；及び
    ｃ）前記コールドストリップの最終焼きなまし工程であって、
    前記最終焼きなまし工程を長期焼きなましプロセスとして行ない、この焼きなましプロセスでは、ベル型焼きなまし炉内で０．５〜２０時間持続する焼きなまし時間にわたって６００〜８５０℃の焼きなまし温度で前記コールドストリップを焼きなましする工程
    を行なう方法。
  12. 前記最終焼きなまし工程がさらに、前記長期焼きなましプロセス後に行なわれる短期焼きなましプロセスを含み、この焼きなましプロセスでは、前記コールドストリップが連続焼きなまし炉を２０〜２５０秒の焼きなまし時間にわたって７５０〜９００℃の焼きなまし温度で通過することを特徴とする請求項１１に記載の方法。
  13. 前記長期焼きなましプロセスと前記短期焼きなましプロセスとの間に少なくとも０．５％かつ最大で１２％の変形度を伴う成形作業に前記コールドストリップを供することを特徴とする請求項１２に記載の方法。
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