JPH0723509B2 - 優れた鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
優れた鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0723509B2 JPH0723509B2 JP63258157A JP25815788A JPH0723509B2 JP H0723509 B2 JPH0723509 B2 JP H0723509B2 JP 63258157 A JP63258157 A JP 63258157A JP 25815788 A JP25815788 A JP 25815788A JP H0723509 B2 JPH0723509 B2 JP H0723509B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
の製造方法に関するものである。
（従来の技術） 従来の電磁鋼板は鉄損を低くする手段として一般に固有
抵抗増加による渦電流損低下の観点からSiあるいはAl等
の含有量を高める方法が用いられてきた。また、これら
の合金成分を添加せずに優れた電磁特性を得る方法とし
て冷延・焼鈍板に数％のスキンパス圧延を行い、ユーザ
ーで打ち抜き加工をした後、ひずみ取り焼鈍を行う方法
がある（特開昭60−17014号公報など）。
抵抗増加による渦電流損低下の観点からSiあるいはAl等
の含有量を高める方法が用いられてきた。また、これら
の合金成分を添加せずに優れた電磁特性を得る方法とし
て冷延・焼鈍板に数％のスキンパス圧延を行い、ユーザ
ーで打ち抜き加工をした後、ひずみ取り焼鈍を行う方法
がある（特開昭60−17014号公報など）。
これらの従来法では一般に仕上熱延を800℃以上とし、
捲取温度が低く、再結晶が十分進行していない場合、高
温の熱延板焼鈍を行った後75％以上の冷延を行い高温短
時間焼鈍を施して製品としていた。ただし、後者のセミ
プロセスでは前記したように、その上に数％のスキンパ
ス圧延を行っている。
捲取温度が低く、再結晶が十分進行していない場合、高
温の熱延板焼鈍を行った後75％以上の冷延を行い高温短
時間焼鈍を施して製品としていた。ただし、後者のセミ
プロセスでは前記したように、その上に数％のスキンパ
ス圧延を行っている。
（発明が解決しようとする課題） 本発明が解決しようとする課題は、鉄損を下げるために
添加する高価な合金元素の添加量の減少と圧延プロセス
の省略である。
添加する高価な合金元素の添加量の減少と圧延プロセス
の省略である。
（課題を解決するための手段） 本発明はかかる課題を解決するために、重量％でC:0.05
％以下、N:0.010％以下、Si:1％以下、Mn:1.5％以下、
P:0.15％以下、S:0.010％以下、Al:0.3％以下及び必要
に応じてＢをB/Nで1.5以下含み、残部がFeと不可避不純
物よりなる鋼を、鋳造後直ちにまたは再加熱後に熱間圧
延する際、Ar3変態点以下、500℃以上の温度域で、フェ
ライト粒の平均粒径が200μｍ以上の状態から、少なく
とも30％の圧延を行い、500℃以上の温度で仕上げたの
ち、そのままあるいは熱延板焼鈍を行い、酸洗後通常の
冷間圧延，焼鈍を行うことを特徴とする鉄損が低く、磁
束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造する方法を提供す
るものである。
％以下、N:0.010％以下、Si:1％以下、Mn:1.5％以下、
P:0.15％以下、S:0.010％以下、Al:0.3％以下及び必要
に応じてＢをB/Nで1.5以下含み、残部がFeと不可避不純
物よりなる鋼を、鋳造後直ちにまたは再加熱後に熱間圧
延する際、Ar3変態点以下、500℃以上の温度域で、フェ
ライト粒の平均粒径が200μｍ以上の状態から、少なく
とも30％の圧延を行い、500℃以上の温度で仕上げたの
ち、そのままあるいは熱延板焼鈍を行い、酸洗後通常の
冷間圧延，焼鈍を行うことを特徴とする鉄損が低く、磁
束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造する方法を提供す
るものである。
以下、本発明の構成要件の限定理由について説明する。
なお、以下の説明中の％は重量％である。
なお、以下の説明中の％は重量％である。
まず、本発明鋼の化学成分において、Ｃは鉄損改善のた
めには少ない方が好ましく、かつ時効による磁性劣化を
生じないためには0.005％以下が好ましい。しかし、本
発明法のプロセスではＣが0.05％まで鉄損向上の効果が
確認されたので、Ｃ量の上限を0.05％とした。Siは鉄損
改善の目的で添加するが、Si量が増加するほど磁束密度
が低くなると共に本発明の製造法により得られる鉄損の
従来法で製造される時の鉄損に対する優位差が小さくな
るばかりでなく本発明の主旨の一つである合金添加によ
るコスト高を抑制する意味からもSi添加量の上限は１％
とする。Ｎも鉄損改善のためには少ない方がよく、本発
明鋼では0.010％を条件とした。特にAlNの析出を抑制し
鉄損を下げる場合はＢを添加してBNを析出させることが
望ましいが、B/Nが1.5超になると過剰Ｂが磁性を悪化さ
せるので、Ｂ量の上限をB/Nで1.5と定めた。本発明鋼で
Si量が少ない場合、鋼板が軟質になり過ぎ、打抜き作業
が難しくなるのを防ぐため強度を上げる目的でＰを添加
している。Ｐの添加は鉄損の改善にもなるが、0.15％を
超えると熱間加工性が悪化し、熱延割れなどが発生する
危険があるので上限を0.15％とした。AlはSiと同様鉄損
改善の目的で添加してもよいが合金添加によるコスト高
を抑制する意味から上限を0.3.％とした。また、MnはＰ
と同様に強度増加のために添加するが、1.5％を超える
と変態点が低下し、焼鈍時にフェライト−オーステナイ
ト変態が生じやすくなり磁性の劣化がみられるので添加
量の上限は1.5％とした。また、Ｓは磁性向上に有害なN
nS等の非金属介在物を生成するので0.010％以下にしな
ければ安定した磁性改善効果が得られない。
めには少ない方が好ましく、かつ時効による磁性劣化を
生じないためには0.005％以下が好ましい。しかし、本
発明法のプロセスではＣが0.05％まで鉄損向上の効果が
確認されたので、Ｃ量の上限を0.05％とした。Siは鉄損
改善の目的で添加するが、Si量が増加するほど磁束密度
が低くなると共に本発明の製造法により得られる鉄損の
従来法で製造される時の鉄損に対する優位差が小さくな
るばかりでなく本発明の主旨の一つである合金添加によ
るコスト高を抑制する意味からもSi添加量の上限は１％
とする。Ｎも鉄損改善のためには少ない方がよく、本発
明鋼では0.010％を条件とした。特にAlNの析出を抑制し
鉄損を下げる場合はＢを添加してBNを析出させることが
望ましいが、B/Nが1.5超になると過剰Ｂが磁性を悪化さ
せるので、Ｂ量の上限をB/Nで1.5と定めた。本発明鋼で
Si量が少ない場合、鋼板が軟質になり過ぎ、打抜き作業
が難しくなるのを防ぐため強度を上げる目的でＰを添加
している。Ｐの添加は鉄損の改善にもなるが、0.15％を
超えると熱間加工性が悪化し、熱延割れなどが発生する
危険があるので上限を0.15％とした。AlはSiと同様鉄損
改善の目的で添加してもよいが合金添加によるコスト高
を抑制する意味から上限を0.3.％とした。また、MnはＰ
と同様に強度増加のために添加するが、1.5％を超える
と変態点が低下し、焼鈍時にフェライト−オーステナイ
ト変態が生じやすくなり磁性の劣化がみられるので添加
量の上限は1.5％とした。また、Ｓは磁性向上に有害なN
nS等の非金属介在物を生成するので0.010％以下にしな
ければ安定した磁性改善効果が得られない。
次に加工条件の限定について述べる。
Ar3変態点（Ar3（℃）＝916−509C−64Mn＋33Si＋50Al
＋250P）以下で行う圧延の前のフェライト粒の平均粒径
を200μｍ以上としたのは、この条件よりフェライト組
織が細かくなると、最終製品の磁性が劣化するためであ
る。
＋250P）以下で行う圧延の前のフェライト粒の平均粒径
を200μｍ以上としたのは、この条件よりフェライト組
織が細かくなると、最終製品の磁性が劣化するためであ
る。
本発明者らはAr3変態点以下の温度域で行う圧延の前の
粒径と圧延後の再結晶集合組織の関係を調べ、粒径があ
る大きさ以上になり、圧延温度がある範囲にあると、磁
性に好ましい｛100｝方位が強く発達することを見いだ
した。
粒径と圧延後の再結晶集合組織の関係を調べ、粒径があ
る大きさ以上になり、圧延温度がある範囲にあると、磁
性に好ましい｛100｝方位が強く発達することを見いだ
した。
従来、粗大粒を圧延した場合に生成する再結晶粒の方位
は｛110｝方位が主体であると報告されているが、本発
明者らはこのような粗大粒組織の材料の圧延温度と再結
晶集合組織の関係を詳細に調べ、ある温度範囲で圧延す
ると再結晶集合組織の主方位が｛100｝に近い方位にな
ることを見いだした。そして、この方位は冷延，焼鈍を
行った後も比較的強く残り、最終製品の磁性を向上させ
ることが分かった。
は｛110｝方位が主体であると報告されているが、本発
明者らはこのような粗大粒組織の材料の圧延温度と再結
晶集合組織の関係を詳細に調べ、ある温度範囲で圧延す
ると再結晶集合組織の主方位が｛100｝に近い方位にな
ることを見いだした。そして、この方位は冷延，焼鈍を
行った後も比較的強く残り、最終製品の磁性を向上させ
ることが分かった。
すなわち、Ar3変態点以下で行う圧延の前のフェライト
粒径がその後の集合組織形成に大きな影響を与え、200
μｍ以上の平均粒径のフェライト組織を圧延することが
最終製品の磁性を向上させると考えられる。Ar3変態点
以下で行う圧延の前のフェライト粒の平均粒径を200μ
ｍ以上にする手段は、鋳造スラブを冷却して得てもよい
し、一度過冷されたスラブを再加熱して得てもよい。
粒径がその後の集合組織形成に大きな影響を与え、200
μｍ以上の平均粒径のフェライト組織を圧延することが
最終製品の磁性を向上させると考えられる。Ar3変態点
以下で行う圧延の前のフェライト粒の平均粒径を200μ
ｍ以上にする手段は、鋳造スラブを冷却して得てもよい
し、一度過冷されたスラブを再加熱して得てもよい。
次にA3変態点以下で少なくとも30％の圧延をしなければ
ならない理由は、Ar3変態点以下の圧延で最終製品板の
｛111｝強度が減少し他の強度、特に｛100｝強度があが
り電磁特性が良くなりかつその効果が十分表われる圧下
率が30％以上であるからである。なお、この効果は板厚
表面層のせん断変形を少なくし、板厚方向での集合組織
を均一化することにより、より顕著になる。板厚表面層
のせん断変形を少なくするためには熱延ロールと鋼板の
平均摩擦係数を0.2以下にすることが好ましい。なお、
この圧延温度の下限を500℃としたのは、これ未満の温
度では動的ひずみ時効が起こり、｛110｝方位がふえ、
それが最終製品板の｛100｝方位の発達を妨げるばかり
でなく変形抵抗も高くなるため鋼板の形状不良等が発生
し製造上難点があるためである。
ならない理由は、Ar3変態点以下の圧延で最終製品板の
｛111｝強度が減少し他の強度、特に｛100｝強度があが
り電磁特性が良くなりかつその効果が十分表われる圧下
率が30％以上であるからである。なお、この効果は板厚
表面層のせん断変形を少なくし、板厚方向での集合組織
を均一化することにより、より顕著になる。板厚表面層
のせん断変形を少なくするためには熱延ロールと鋼板の
平均摩擦係数を0.2以下にすることが好ましい。なお、
この圧延温度の下限を500℃としたのは、これ未満の温
度では動的ひずみ時効が起こり、｛110｝方位がふえ、
それが最終製品板の｛100｝方位の発達を妨げるばかり
でなく変形抵抗も高くなるため鋼板の形状不良等が発生
し製造上難点があるためである。
本発明法において熱延後、熱延ままの材料をそのまま冷
延工程に送っても、同成分の材料を従来のプロセスで製
造した場合より顕著な鉄損特性の向上が図られるが、こ
れに熱延板焼鈍を行うと鉄損特性の向上はより一層顕著
に現われ磁束密度も向上する。
延工程に送っても、同成分の材料を従来のプロセスで製
造した場合より顕著な鉄損特性の向上が図られるが、こ
れに熱延板焼鈍を行うと鉄損特性の向上はより一層顕著
に現われ磁束密度も向上する。
以上の製造条件で圧延した熱延板を冷延，焼鈍した材料
は従来の冷延，焼鈍材より低い鉄損を示し、セミプロセ
ス材でひずみ取り焼鈍を行った時に近い低い鉄損が達成
できる。
は従来の冷延，焼鈍材より低い鉄損を示し、セミプロセ
ス材でひずみ取り焼鈍を行った時に近い低い鉄損が達成
できる。
また、本発明鋼を２〜10％のスキンパス圧延を行いセミ
プロセス材として使用しひずみ取り焼鈍を行うと、従来
材より高磁束密度および、より低い鉄損が得られるので
セミプロセス材として用いることは本発明の主旨に反し
ない。
プロセス材として使用しひずみ取り焼鈍を行うと、従来
材より高磁束密度および、より低い鉄損が得られるので
セミプロセス材として用いることは本発明の主旨に反し
ない。
（実施例） 表１に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条件、そして
製品板の磁性特性を示す。これらの材料は連続鋳造鋳片
を再加熱せずに、直接熱間圧延工程に送るか1350℃から
750℃の範囲で再加熱してから、連続熱延により板厚3.0
mmの熱延板に仕上げ、その後冷延により0.5mmの最終板
厚に仕上げた。冷延後の再結晶処理は800〜900℃×２分
の連続焼鈍によって行った。熱延板焼鈍有の材料は800
〜850℃×２分の連続焼鈍を施こした。Ar3変態点以下の
圧延の前のフェライト粒の粒径はリニアインターセプト
法で求めた平均粒径である。電磁特性はL,C両方向の鉄
損W15／50および磁束密度B50を示した。また、熱延時に
潤滑圧延をした時のAr3〜500℃の圧延の平均摩擦係数は
0.2以下を示し、無潤滑状態では約0.28を示した。この
摩擦係数は実測した先進率より計算で求めた値である。
製品板の磁性特性を示す。これらの材料は連続鋳造鋳片
を再加熱せずに、直接熱間圧延工程に送るか1350℃から
750℃の範囲で再加熱してから、連続熱延により板厚3.0
mmの熱延板に仕上げ、その後冷延により0.5mmの最終板
厚に仕上げた。冷延後の再結晶処理は800〜900℃×２分
の連続焼鈍によって行った。熱延板焼鈍有の材料は800
〜850℃×２分の連続焼鈍を施こした。Ar3変態点以下の
圧延の前のフェライト粒の粒径はリニアインターセプト
法で求めた平均粒径である。電磁特性はL,C両方向の鉄
損W15／50および磁束密度B50を示した。また、熱延時に
潤滑圧延をした時のAr3〜500℃の圧延の平均摩擦係数は
0.2以下を示し、無潤滑状態では約0.28を示した。この
摩擦係数は実測した先進率より計算で求めた値である。
表１の実施例のNo.1からNo.14は極低炭素鋼でSi量は0.0
2％以下と低い。この鋼種で本発明法にって得られた鉄
損値は6W/kg前後と比較鋼No.7にみられる従来の方法に
よって得られる値8.6W/kg前後と比べて著しく向上して
いる。なお、熱延板焼鈍と潤滑圧延が鉄損の向上に寄与
しているのが認められる。
2％以下と低い。この鋼種で本発明法にって得られた鉄
損値は6W/kg前後と比較鋼No.7にみられる従来の方法に
よって得られる値8.6W/kg前後と比べて著しく向上して
いる。なお、熱延板焼鈍と潤滑圧延が鉄損の向上に寄与
しているのが認められる。
実施例No.6,8,10はオーステナイト域で圧延を行い、Ar3
変態点以下の圧延の前のフェライト粒径を変化させたも
のであるが、粒径が200μｍ未満で鉄損も大きくなり磁
束密度の異方性も大きくなる。
変態点以下の圧延の前のフェライト粒径を変化させたも
のであるが、粒径が200μｍ未満で鉄損も大きくなり磁
束密度の異方性も大きくなる。
実施例No.11,12は、薄スラブ材の例でスラブ厚はそれぞ
れ6mmと4mmである。
れ6mmと4mmである。
また、実施例No.5はCC−DR工程で熱延した材料である。
一方No.1〜4,9,13〜15は870℃で４時間再加熱した後圧
延を行ったものである。
一方No.1〜4,9,13〜15は870℃で４時間再加熱した後圧
延を行ったものである。
実施例No.13,14はＢをB/Nが約１になるように添加した
ものであるが、熱延がAr3変態点を超える温度で行われ
る従来法で製造される比較鋼（No.14）に比べ、本発明
鋼（No.13）が優れた電磁特性を示すことが分かる。ま
た、実施例No.15,16はSiを0.8％添加した例で、本発明
鋼No.15の鉄損は極低炭素鋼の場合より優れているが、
本発明法による鉄損の向上効果は極低炭素鋼の場合ほど
顕著ではない。
ものであるが、熱延がAr3変態点を超える温度で行われ
る従来法で製造される比較鋼（No.14）に比べ、本発明
鋼（No.13）が優れた電磁特性を示すことが分かる。ま
た、実施例No.15,16はSiを0.8％添加した例で、本発明
鋼No.15の鉄損は極低炭素鋼の場合より優れているが、
本発明法による鉄損の向上効果は極低炭素鋼の場合ほど
顕著ではない。
実施例17,18はＣ量0.04％の低炭素鋼の例で、Ｃ量の増
加により鉄損が大きくなるが、本発明のプロセスを通る
ことにより鉄損が向上することが確認できる。
加により鉄損が大きくなるが、本発明のプロセスを通る
ことにより鉄損が向上することが確認できる。
実施例19,20はMnを添加した試料、No.21,22はＰを添加
した試料の例であるが両例共本発明法に従う圧延プロセ
スで鉄損が向上するのが分る。
した試料の例であるが両例共本発明法に従う圧延プロセ
スで鉄損が向上するのが分る。
（発明の効果） 本発明の方法によれば、同等の電磁特性を得るのに合金
元素（特にSi量）を大幅に低減できるばかりでなく、従
来、同成分ではセミプロセス（フルプロセス後スキンパ
ス圧延を行い、ユーザーで最終的なひずみ取り焼鈍を行
う）でしか得られなかったような優れた電磁特性を得る
ことができ、また本発明によれば通常の冷延鋼板並の成
分系で磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板を経
済的に製造することができるので産業上裨益するところ
が大である。
元素（特にSi量）を大幅に低減できるばかりでなく、従
来、同成分ではセミプロセス（フルプロセス後スキンパ
ス圧延を行い、ユーザーで最終的なひずみ取り焼鈍を行
う）でしか得られなかったような優れた電磁特性を得る
ことができ、また本発明によれば通常の冷延鋼板並の成
分系で磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板を経
済的に製造することができるので産業上裨益するところ
が大である。
Claims (3)
- 【請求項１】重量％でC:0.05％以下、N:0.010％以下、S
i:1％以下、Mn:1.5％以下、P:0.15％以下、S:0.010％以
下、Al:0.3％以下で残部がFeと不可避不純物よりなる鋼
を、鋳造後直ちにまたは再加熱後に熱間圧延する際、Ar
3変態点以下、500℃以上の温度域で、フェライト粒の平
均粒径が200μｍ以上の状態から、少なくとも30％の圧
延を行い、500℃以上の温度で仕上げたのち、そのまま
あるいは熱延板焼鈍を行い、酸洗後通常の冷間圧延、焼
鈍を行うことを特徴とする優れた鉄損特性を有する無方
向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】前記鋼に、さらにＢをB/Nで1.5以下含むこ
とを特徴とする請求項１記載の優れた鉄損特性を有する
無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】Ar3変態点以下、500℃以上の温度域の30％
以上の圧延を、潤滑を施し、ロールと鋼板の平均摩擦係
数を0.2以下として行う請求項１または２記載の優れた
鉄損特性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 |
|---|---|---|---|
| JP63258157A JPH0723509B2 (ja) | 1988-10-13 | 1988-10-13 | 優れた鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63258157A JPH0723509B2 (ja) | 1988-10-13 | 1988-10-13 | 優れた鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02104619A JPH02104619A (ja) | 1990-04-17 |
| JPH0723509B2 true JPH0723509B2 (ja) | 1995-03-15 |
Family
ID=17316322
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63258157A Expired - Lifetime JPH0723509B2 (ja) | 1988-10-13 | 1988-10-13 | 優れた鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0723509B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19930519C1 (de) * | 1999-07-05 | 2000-09-14 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von nicht kornorientiertem Elektroblech |
| CN1203635A (zh) * | 1995-12-05 | 1998-12-30 | 新日本制铁株式会社 | 高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法 |
| DE19930518C1 (de) * | 1999-07-05 | 2000-10-12 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von nicht kornorientiertem Elektroblech |
-
1988
- 1988-10-13 JP JP63258157A patent/JPH0723509B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02104619A (ja) | 1990-04-17 |
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