JPH0819465B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH0819465B2 JPH0819465B2 JP2022066A JP2206690A JPH0819465B2 JP H0819465 B2 JPH0819465 B2 JP H0819465B2 JP 2022066 A JP2022066 A JP 2022066A JP 2206690 A JP2206690 A JP 2206690A JP H0819465 B2 JPH0819465 B2 JP H0819465B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- steel sheet
- annealing
- oriented electrical
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍
されることを前提としたセミプロセス無方向性電磁鋼板
の製造方法、および打ち抜き・剪断加工と歪取焼鈍工程
を含む無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
されることを前提としたセミプロセス無方向性電磁鋼板
の製造方法、および打ち抜き・剪断加工と歪取焼鈍工程
を含む無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
近年、省エネルギーの社会的要請から、冷蔵庫、クー
ラー等に使用される小型モータの効率向上、蛍光灯安定
器の小型化、温度上昇防止等の要求があり、このためこ
れらのコア材として用いられる無方向性電磁鋼板に対し
ても、高磁束密度の一低鉄損化のニーズが高い。
ラー等に使用される小型モータの効率向上、蛍光灯安定
器の小型化、温度上昇防止等の要求があり、このためこ
れらのコア材として用いられる無方向性電磁鋼板に対し
ても、高磁束密度の一低鉄損化のニーズが高い。
このような背景のもとで、近年、鉄損は比較的高いも
のの低コストで磁束密度が高い、Si≦1.0％のいわゆる
低級無方向性電磁鋼板の需要と、その低鉄損化に対する
要求が増大しつつある。このような低級無方向性電磁鋼
板の低鉄損化を具現したものとして、鋼板を需要家で打
ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍するようにしたセミプロ
セス材がある。このセミプロセス材は以下の（１）、
（２）に大別される。
のの低コストで磁束密度が高い、Si≦1.0％のいわゆる
低級無方向性電磁鋼板の需要と、その低鉄損化に対する
要求が増大しつつある。このような低級無方向性電磁鋼
板の低鉄損化を具現したものとして、鋼板を需要家で打
ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍するようにしたセミプロ
セス材がある。このセミプロセス材は以下の（１）、
（２）に大別される。
（１）１次冷圧、焼鈍後、２次冷圧として１〜10％程度
の調圧を施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工
後、歪取焼鈍する、２回冷圧によるセミプロセス材。こ
の鋼板は調圧歪による歪粒成長によって歪取焼鈍時に結
晶粒を粗大化させ、低鉄損化を図るものであるが、同時
に磁束密度も低下するという欠点がある。
の調圧を施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工
後、歪取焼鈍する、２回冷圧によるセミプロセス材。こ
の鋼板は調圧歪による歪粒成長によって歪取焼鈍時に結
晶粒を粗大化させ、低鉄損化を図るものであるが、同時
に磁束密度も低下するという欠点がある。
（２）フルプロセス材と同様に１回の冷間圧延と焼鈍を
施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼
鈍する、１回冷圧によるセミプロセス材（プロセス的に
はフルプロセス材を需要家で再度焼鈍することになるた
め、以下便宜的に「フルプロセス焼鈍材」と呼ぶ）。こ
の鋼板は鉄損の低下代は２回冷圧によるものに比べて小
さいものの、磁束密度があまり低下しないという長所が
ある。
施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼
鈍する、１回冷圧によるセミプロセス材（プロセス的に
はフルプロセス材を需要家で再度焼鈍することになるた
め、以下便宜的に「フルプロセス焼鈍材」と呼ぶ）。こ
の鋼板は鉄損の低下代は２回冷圧によるものに比べて小
さいものの、磁束密度があまり低下しないという長所が
ある。
これらのうち、最近は器具の小型化・高効率化の観点
から従来（１）のセミプロセス材に加えて、磁束密度上
有利な（２）のフルプロセス焼鈍材の需要が急増してい
る。このようなフルプロセス焼鈍材の場合、磁束密度を
劣化させることなく、（１）の２冷圧によるセミプロセ
ス材に比べ見劣りのする鉄損を改善することが課題とな
る。
から従来（１）のセミプロセス材に加えて、磁束密度上
有利な（２）のフルプロセス焼鈍材の需要が急増してい
る。このようなフルプロセス焼鈍材の場合、磁束密度を
劣化させることなく、（１）の２冷圧によるセミプロセ
ス材に比べ見劣りのする鉄損を改善することが課題とな
る。
従来、フルプロセス焼鈍材の鉄損或いは磁束密度改善
に対し、以下のような技術が開示されている。
に対し、以下のような技術が開示されている。
まず、製造プロセスを考慮したものには、以下のよう
な技術がある。
な技術がある。
（ａ）特開昭57−35628号： 熱延板の短時間焼鈍を行う技術 （ｂ）特開昭58−136718号： 超高温巻取による自己焼鈍により上記熱延板の短時間焼
鈍を代替する技術 （ｃ）特開昭61−15920号： Ar3変態点以上で仕上圧延した熱延板を水冷して組織の
微細化を図り、さらにこれを冷延後、回復焼鈍程度の低
温で焼鈍することで組織を微細なままとし、これにより
歪取焼鈍時の粒成長性を向上させる技術 また、成分条件を考慮したものには、以下のような技
術がある。すなわち、これらは成分を考慮して歪取焼鈍
時の粒成長性を改善することで、歪取焼鈍後の粒径を大
きくし、鉄損を低下させる技術である。
鈍を代替する技術 （ｃ）特開昭61−15920号： Ar3変態点以上で仕上圧延した熱延板を水冷して組織の
微細化を図り、さらにこれを冷延後、回復焼鈍程度の低
温で焼鈍することで組織を微細なままとし、これにより
歪取焼鈍時の粒成長性を向上させる技術 また、成分条件を考慮したものには、以下のような技
術がある。すなわち、これらは成分を考慮して歪取焼鈍
時の粒成長性を改善することで、歪取焼鈍後の粒径を大
きくし、鉄損を低下させる技術である。
（ｉ）粒成長性を劣化させる微細AlNの析出防止に関す
るもの （ｄ）特公昭59−20731号： Al≦0.1％鋼においてＢを添加し、Ｎを粒成長に対する
悪影響の少ないBNとして固定する技術 （ｅ）特公昭62−49321号： 同 上 （ｆ）特公昭62−21849号： 同 上 （ｇ）特公昭58−55210号： Al≦0.001％とし、実質上AlNフリーとする技術 （ii）粒成長性を劣化させる微細MnSの析出防止に関す
るもの （ｈ）極低Ｓ化技術 （ｉ）特開昭63−103023号： Al≦0.002％鋼においてCaを添加し、Ｓを粒成長に対す
る悪影響の少ないCaSとして固定する技術 〔発明が解決しようとする課題〕 以上のように、従来フルプロセス焼鈍材の特性改善に
関して種々の技術が提案されているが、これらはいずれ
も次のような問題点を有している。
るもの （ｄ）特公昭59−20731号： Al≦0.1％鋼においてＢを添加し、Ｎを粒成長に対する
悪影響の少ないBNとして固定する技術 （ｅ）特公昭62−49321号： 同 上 （ｆ）特公昭62−21849号： 同 上 （ｇ）特公昭58−55210号： Al≦0.001％とし、実質上AlNフリーとする技術 （ii）粒成長性を劣化させる微細MnSの析出防止に関す
るもの （ｈ）極低Ｓ化技術 （ｉ）特開昭63−103023号： Al≦0.002％鋼においてCaを添加し、Ｓを粒成長に対す
る悪影響の少ないCaSとして固定する技術 〔発明が解決しようとする課題〕 以上のように、従来フルプロセス焼鈍材の特性改善に
関して種々の技術が提案されているが、これらはいずれ
も次のような問題点を有している。
まず、製造プロセスを考慮したもののうち、（ａ）は
熱延板焼鈍付加によるコスト上昇が、また、（ｂ）は超
高温巻取によるスケール増大とそれに伴う酸洗性の低
下、或いは粒界酸化に起因した表面性状の著しい劣化が
問題となる。また、（ｃ）では、熱延板の水冷による形
状不良に加え、低温焼鈍に起因した著しい硬質化が打ち
抜き・剪断加工時に問題を起こす。このように製造プロ
セスの改変によるものは未だ幾多の課題を残しており、
十分満足のいくものとは言い難い。
熱延板焼鈍付加によるコスト上昇が、また、（ｂ）は超
高温巻取によるスケール増大とそれに伴う酸洗性の低
下、或いは粒界酸化に起因した表面性状の著しい劣化が
問題となる。また、（ｃ）では、熱延板の水冷による形
状不良に加え、低温焼鈍に起因した著しい硬質化が打ち
抜き・剪断加工時に問題を起こす。このように製造プロ
セスの改変によるものは未だ幾多の課題を残しており、
十分満足のいくものとは言い難い。
また、成分を考慮したものでは、（ｄ）〜（ｉ）のい
ずれもがAl≦0.1％（実施例等からして実質上はAl≦0.0
2％）の鋼についての技術であり、Al≧0.1％を含む鋼に
ついては、その特性改善について有用な技術は見い出さ
れていない。もとより、Al≧0.1％の鋼では、AlNが比較
的粗大に析出するためAlNに対する考慮は不要であるも
のの、Alは固有抵抗を大きく上昇させるため、低鉄損の
フルプロセス焼鈍材を製造する上で実質的に活用すべき
元素であり、この意味でAl≧0.1％鋼の特性改善が望ま
れるものである。
ずれもがAl≦0.1％（実施例等からして実質上はAl≦0.0
2％）の鋼についての技術であり、Al≧0.1％を含む鋼に
ついては、その特性改善について有用な技術は見い出さ
れていない。もとより、Al≧0.1％の鋼では、AlNが比較
的粗大に析出するためAlNに対する考慮は不要であるも
のの、Alは固有抵抗を大きく上昇させるため、低鉄損の
フルプロセス焼鈍材を製造する上で実質的に活用すべき
元素であり、この意味でAl≧0.1％鋼の特性改善が望ま
れるものである。
本発明はこのような事情に鑑み、Alを0.1％以上含む
フルプロセス焼鈍材、および該フルプロセス焼鈍材を素
材とする打ち抜き・剪断加工−歪取焼鈍材の特性改善、
特に鉄損の改善をその目的とする。
フルプロセス焼鈍材、および該フルプロセス焼鈍材を素
材とする打ち抜き・剪断加工−歪取焼鈍材の特性改善、
特に鉄損の改善をその目的とする。
本発明者らは、Al≧0.1％のフルプロセス焼鈍材の特
性改善について鋭意研究を重ねた結果、AlNおよびMnSの
析出制御に加えて、Ｐ量の適正化および歪取焼鈍時の加
熱速度の適正化が重要であることを新たに見出し、本発
明を完成させたものである。
性改善について鋭意研究を重ねた結果、AlNおよびMnSの
析出制御に加えて、Ｐ量の適正化および歪取焼鈍時の加
熱速度の適正化が重要であることを新たに見出し、本発
明を完成させたものである。
すなわち、本発明の構成は以下の通りである。
（１） 打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.010％、0.1％≦Al
≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕上温度Ar3変態
点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延し、次
いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃以下の
温度にて焼鈍することを特徴とする無方向性電磁鋼板の
製造方法。
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.010％、0.1％≦Al
≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕上温度Ar3変態
点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延し、次
いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃以下の
温度にて焼鈍することを特徴とする無方向性電磁鋼板の
製造方法。
（２） 打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.010％、0.1％≦Al
≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕上温度Ar3変態
点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延し、次
いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃以下の
温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付けを施
すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.010％、0.1％≦Al
≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕上温度Ar3変態
点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延し、次
いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃以下の
温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付けを施
すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（３） 重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.01
0％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕
上温度Ar3変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で
熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃
以上800℃以下の温度にて焼鈍してセミプロセス鋼板と
なし、該鋼板を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温
度域における加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.01
0％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕
上温度Ar3変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で
熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃
以上800℃以下の温度にて焼鈍してセミプロセス鋼板と
なし、該鋼板を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温
度域における加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
（４） 重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.01
0％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕
上温度Ar3変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で
熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃
以上800℃以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の
塗布・焼付けを施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板
を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温度域における
加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.01
0％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕
上温度Ar3変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で
熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃
以上800℃以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の
塗布・焼付けを施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板
を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温度域における
加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明す
る。
る。
まず、本発明における成分組成の限定理由は以下の通
りである。
りである。
（１）Ｐ量 Ｐは通常、フルプロセス材およびセミプロセス材にお
いて、磁気特性を劣化させることなく硬度上昇と打ち抜
き性の向上をもたらす元素として広く添加されている。
したがって、本発明が対象とするようなフルプロセス焼
鈍材においても、従来硬度上昇と打ち抜き性の向上を必
要とする場合には、特別な配慮なく比較的多量（0.1％
前後）に添加されるのが通常である。このように従来Ｐ
の功罪については、その硬度上昇・打ち抜き性向上効果
が明らかにされているだけであり、これ以外のＰの功罪
に着目した技術は現状では皆無であるといってよい。し
かし、本発明者らがフルプロセス焼鈍材におけるＰの功
罪について改めて詳細に検討したところによれば、Ｐは
確かに硬度上昇と打ち抜き性の向上をもたらすものの、
磁気特性、特に鉄損に関しては、Ｐ量に適正値があり、
Ｐをこの適正量に制御した場合にのみ、固有抵抗の増大
を通じて鉄損の低下が得られること、そしてこの適正量
を超えてＰを添加した場合には（従来、Ｐを添加する場
合はいずれもこの範囲）、歪取焼鈍時の粒成長性を阻害
し、却って鉄損の上昇をもたらすことが判明した。この
ため本発明では、上記Ｐの適正範囲をその要件とした。
いて、磁気特性を劣化させることなく硬度上昇と打ち抜
き性の向上をもたらす元素として広く添加されている。
したがって、本発明が対象とするようなフルプロセス焼
鈍材においても、従来硬度上昇と打ち抜き性の向上を必
要とする場合には、特別な配慮なく比較的多量（0.1％
前後）に添加されるのが通常である。このように従来Ｐ
の功罪については、その硬度上昇・打ち抜き性向上効果
が明らかにされているだけであり、これ以外のＰの功罪
に着目した技術は現状では皆無であるといってよい。し
かし、本発明者らがフルプロセス焼鈍材におけるＰの功
罪について改めて詳細に検討したところによれば、Ｐは
確かに硬度上昇と打ち抜き性の向上をもたらすものの、
磁気特性、特に鉄損に関しては、Ｐ量に適正値があり、
Ｐをこの適正量に制御した場合にのみ、固有抵抗の増大
を通じて鉄損の低下が得られること、そしてこの適正量
を超えてＰを添加した場合には（従来、Ｐを添加する場
合はいずれもこの範囲）、歪取焼鈍時の粒成長性を阻害
し、却って鉄損の上昇をもたらすことが判明した。この
ため本発明では、上記Ｐの適正範囲をその要件とした。
また、さらに検討を進めた結果、鉄損に対する上記Ｐ
の適正量の存在はフルプロセス焼鈍材に特有のものであ
り、フルプロセス材や２回冷圧によるセミプロセス材の
場合にはかかる適正量の存在は認められなかった。すな
わち、よく知られているように鉄損は粒径に依存すると
ころが大きいが、フルプロセス材では冷圧−焼鈍時に比
較的粒径の小さいところで組織形成をさせるため、粒成
長の駆動力が高く、且つ焼鈍条件（特に焼鈍温度）が粒
径に対して圧倒的な影響を及ぼすため、Ｐの影響が顕在
化しないものと考えられる。また、２回冷圧によるセミ
プロセス材の場合も、粒成長は調圧歪をその駆動力とす
るため、Ｐの影響は顕在化しない。これに対し、フルプ
ロセス焼鈍材の場合は、冷圧−焼屯により一旦ある粒径
に粒成長させたものを、再び需要家で歪取焼鈍してさら
に粗大に粒成長させるため、歪取焼鈍時は粒成長の駆動
力が粒界のエネルギー差だけであるに加えて、その駆動
力そのものも小さく、粒成長性に対するＰの影響が顕在
化するものと考えられる。なお、ここでいうＰの粒成長
性に対する影響のメカニズムは必ずしも明確ではない
が、Ｐは粒界に偏析しやすい元素であり、したがってso
lute−dragにより粒成長時の粒界の移動度（mobility）
を低下させるのがその本質ではないかと考えられる。
の適正量の存在はフルプロセス焼鈍材に特有のものであ
り、フルプロセス材や２回冷圧によるセミプロセス材の
場合にはかかる適正量の存在は認められなかった。すな
わち、よく知られているように鉄損は粒径に依存すると
ころが大きいが、フルプロセス材では冷圧−焼鈍時に比
較的粒径の小さいところで組織形成をさせるため、粒成
長の駆動力が高く、且つ焼鈍条件（特に焼鈍温度）が粒
径に対して圧倒的な影響を及ぼすため、Ｐの影響が顕在
化しないものと考えられる。また、２回冷圧によるセミ
プロセス材の場合も、粒成長は調圧歪をその駆動力とす
るため、Ｐの影響は顕在化しない。これに対し、フルプ
ロセス焼鈍材の場合は、冷圧−焼屯により一旦ある粒径
に粒成長させたものを、再び需要家で歪取焼鈍してさら
に粗大に粒成長させるため、歪取焼鈍時は粒成長の駆動
力が粒界のエネルギー差だけであるに加えて、その駆動
力そのものも小さく、粒成長性に対するＰの影響が顕在
化するものと考えられる。なお、ここでいうＰの粒成長
性に対する影響のメカニズムは必ずしも明確ではない
が、Ｐは粒界に偏析しやすい元素であり、したがってso
lute−dragにより粒成長時の粒界の移動度（mobility）
を低下させるのがその本質ではないかと考えられる。
次に、試験例に基づいて上記Ｐの功罪を明らかにする
とともに、適正なＰ量についてその限定範囲と理由につ
いて説明する。
とともに、適正なＰ量についてその限定範囲と理由につ
いて説明する。
C:0.0028％、Si:0.31％、Mn:0.81％、S:0.003％、Al:0.
13％、N:0.0019％と一定で、Ｐ量が0.002〜0.088％と種
々変化した鋼（Ａ群）、およびC:0.0043％、Si:0.80
％、Mn:1.31％、S:0.008％、Al:0.38％、N:0.0035％と
一定で、Ｐ量が0.003〜0.091％と種々変化した鋼（Ｂ
群）を用い、当該スラブを1150℃に加熱後、仕上温度82
0℃、巻取温度670℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.5mm
の仕上厚に冷間圧延したものを700℃で焼鈍し、引き続
き需要家での歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃
/min）の焼鈍に供した。第１図はこのようにして得られ
た供試材のＰ量と鉄損（Ｗ15/50）および磁束密度
（B50）との関係を示したものである。
13％、N:0.0019％と一定で、Ｐ量が0.002〜0.088％と種
々変化した鋼（Ａ群）、およびC:0.0043％、Si:0.80
％、Mn:1.31％、S:0.008％、Al:0.38％、N:0.0035％と
一定で、Ｐ量が0.003〜0.091％と種々変化した鋼（Ｂ
群）を用い、当該スラブを1150℃に加熱後、仕上温度82
0℃、巻取温度670℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.5mm
の仕上厚に冷間圧延したものを700℃で焼鈍し、引き続
き需要家での歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃
/min）の焼鈍に供した。第１図はこのようにして得られ
た供試材のＰ量と鉄損（Ｗ15/50）および磁束密度
（B50）との関係を示したものである。
同図から明らかなように、Ａ群、Ｂ群のいずれにおい
てもＰ量が0.01〜0.06％の範囲でのみ、Ａ群では4.4W/k
g前後の、またＢ群では3.6W/kg前後の良好な鉄損失が得
られている。これに対し、Ｐ量が0.01％未満では固有抵
抗増加による鉄損の改善代が小さいため、またＰ量が0.
06％超では固有抵抗増加による鉄損の改善代を粒成長性
の劣化が上回るため、ともに鉄損はP:0.01〜0.06％の範
囲に比べてＡ群、Ｂ群とも0.6W/kg以上高くなってい
る。このようにＰ量には適正範囲があり、これはＡ群、
Ｂ群にかかわりなく、すなわち鋼種にかかわりなく0.01
〜0.06％であるため、本発明ではＰ量を0.01〜0.06％と
規定した。また、B50についても、Ｐ量が0.06％以下で
はＰ量増加に伴うB50の低下が少なく、Ｐを0.01〜0.06
％とすることで良好なB50が得られることも判る。
てもＰ量が0.01〜0.06％の範囲でのみ、Ａ群では4.4W/k
g前後の、またＢ群では3.6W/kg前後の良好な鉄損失が得
られている。これに対し、Ｐ量が0.01％未満では固有抵
抗増加による鉄損の改善代が小さいため、またＰ量が0.
06％超では固有抵抗増加による鉄損の改善代を粒成長性
の劣化が上回るため、ともに鉄損はP:0.01〜0.06％の範
囲に比べてＡ群、Ｂ群とも0.6W/kg以上高くなってい
る。このようにＰ量には適正範囲があり、これはＡ群、
Ｂ群にかかわりなく、すなわち鋼種にかかわりなく0.01
〜0.06％であるため、本発明ではＰ量を0.01〜0.06％と
規定した。また、B50についても、Ｐ量が0.06％以下で
はＰ量増加に伴うB50の低下が少なく、Ｐを0.01〜0.06
％とすることで良好なB50が得られることも判る。
（２）その他の成分 以上のように、Ｐ量を0.01〜0.06％の範囲に適正化す
ることによって、Alを0.1％以上含むフルプロセス焼鈍
材の鉄損は大幅に改善される。しかし、Ｐ量のみを適正
化すれば、他の成分はいかなる範囲でも許容されるとい
うものではなく、自ずから適正量、適正範囲があること
は言うまでもない。以下、他の成分の範囲および限定理
由を説明する。
ることによって、Alを0.1％以上含むフルプロセス焼鈍
材の鉄損は大幅に改善される。しかし、Ｐ量のみを適正
化すれば、他の成分はいかなる範囲でも許容されるとい
うものではなく、自ずから適正量、適正範囲があること
は言うまでもない。以下、他の成分の範囲および限定理
由を説明する。
C:0.0050％超では磁気特性が劣化し、また磁気時効上の
問題もあるため、上限が0.0050％の極低炭素鋼とする。
問題もあるため、上限が0.0050％の極低炭素鋼とする。
S:固有抵抗を高め鉄損を低下させる効果を持つが、この
効果を十分に得るには0.06％以上の添加が必要である。
一方、1.0％を超えて添加した場合には磁束密度が低下
するとともに、コスト上昇も招くため、上限は1.0％と
する。
効果を十分に得るには0.06％以上の添加が必要である。
一方、1.0％を超えて添加した場合には磁束密度が低下
するとともに、コスト上昇も招くため、上限は1.0％と
する。
Mn:磁束密度をあまり劣化させることなく鉄損を改善で
きる元素であるが、この効果を十分に発揮させるために
は0.5％以上の添加が必要である。一方、1.5％を超えて
Mnを添加しても、上記効果が飽和し、却ってコストの上
昇を招く。以上の理由から、Mnは0.5〜1.5％とする。
きる元素であるが、この効果を十分に発揮させるために
は0.5％以上の添加が必要である。一方、1.5％を超えて
Mnを添加しても、上記効果が飽和し、却ってコストの上
昇を招く。以上の理由から、Mnは0.5〜1.5％とする。
S:0.010％以上では粒成長性が劣化し、鉄損の上昇を招
くため、0.010％未満とする必要がある。
くため、0.010％未満とする必要がある。
Al:Siと同様に鉄損を低下させる元素であり積極的に添
加すべきものであるが、0.1％未満の場合、微細AlNを形
成し粒成長性を損なう。これを防止し良好な鉄損値を得
るために、下限は0.1％とする。但し、0.5％を超えて添
加すると磁束密度が低下し、また徒らなコスト上昇を招
くため上限は0.5％とする。
加すべきものであるが、0.1％未満の場合、微細AlNを形
成し粒成長性を損なう。これを防止し良好な鉄損値を得
るために、下限は0.1％とする。但し、0.5％を超えて添
加すると磁束密度が低下し、また徒らなコスト上昇を招
くため上限は0.5％とする。
N:0.0050％を超えると磁気特性が劣化するため、0.0050
％を上限とする。
％を上限とする。
次に、処理条件について説明する。
上記のような成分を前提とし、本発明ではさらに以下
に述べるように処理条件を特定することをその第三の要
件とする。成分を適正化したとしても、これが顕著な効
果を発揮し得るのはある特定の処理条件を経た場合だけ
であり、この条件を外れた場合には、成分適正化の効果
が大幅に減少するからである。
に述べるように処理条件を特定することをその第三の要
件とする。成分を適正化したとしても、これが顕著な効
果を発揮し得るのはある特定の処理条件を経た場合だけ
であり、この条件を外れた場合には、成分適正化の効果
が大幅に減少するからである。
（１）熱延加熱温度 熱延加熱温度が徒らに高いと、スラブ段階で一旦粗大
に析出したAlN、MnSが再溶解し、以後微細に再析出する
ため粒成長性が劣化する。その場合、AlNに関しては、
本発明鋼はAl≧0.1％であるため、再析出時にAlNの粗大
化が起り易く、加熱温度の上限は比較的高温になると思
われるが、MnSに関してはこのような粗大化は期待でき
ない。したがって、加熱温度の上限は主としてMnSの再
溶解・再析出の面から決定されることになる。かかる考
察の下で、本発明者らは以下に示す実験・検討を行い、
熱延加熱温度の上限を決定した。
に析出したAlN、MnSが再溶解し、以後微細に再析出する
ため粒成長性が劣化する。その場合、AlNに関しては、
本発明鋼はAl≧0.1％であるため、再析出時にAlNの粗大
化が起り易く、加熱温度の上限は比較的高温になると思
われるが、MnSに関してはこのような粗大化は期待でき
ない。したがって、加熱温度の上限は主としてMnSの再
溶解・再析出の面から決定されることになる。かかる考
察の下で、本発明者らは以下に示す実験・検討を行い、
熱延加熱温度の上限を決定した。
C:0.0028％、Si:0.31％、Mn:0.81％、P:0.057％、S:0.0
03％、Al:0.13％、N:0.0019％からなる鋼（鋼Ｃ、成分
はいずれも本発明範囲）およびC:0.0043％、Si:0.80
％、Mn:1.31％、P:0.015％、S:0.008％、Al:0.38％、N:
0.0035％からなる鋼（鋼Ｄ、成分はいずれも本発明範
囲）を用い、当該スラブを種々の温度に加熱後、仕上温
度820℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.
5mmの仕上厚に冷間圧延したものを、700℃で焼鈍し、引
き続き需要家での歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度
７℃/min）の焼鈍に供した。
03％、Al:0.13％、N:0.0019％からなる鋼（鋼Ｃ、成分
はいずれも本発明範囲）およびC:0.0043％、Si:0.80
％、Mn:1.31％、P:0.015％、S:0.008％、Al:0.38％、N:
0.0035％からなる鋼（鋼Ｄ、成分はいずれも本発明範
囲）を用い、当該スラブを種々の温度に加熱後、仕上温
度820℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.
5mmの仕上厚に冷間圧延したものを、700℃で焼鈍し、引
き続き需要家での歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度
７℃/min）の焼鈍に供した。
第２図は、このようにして得られた供試材の鉄損（Ｗ
15/50）を熱延加熱温度で整理したものである。同図か
ら、鋼Ｃ、鋼Ｄとも、すなわち鋼種にかかわらず、加熱
温度が1170℃以下で、鋼ＣではＷ15/50＜4.5W/kg、鋼Ｄ
ではＷ15/50＜3.6W/kg前後の良好な鉄損値が得られるこ
とが判る。これに対し、加熱温度が1170℃を超える場合
は、主としてMnSの再溶解・微細再析出に起因した粒成
長劣化により、成分が本発明範囲にある鋼Ｃ、鋼Ｄであ
っても、1170℃以下加熱の場合に比べてＷ15/50が0.5W/
kg以上高くなっている。なお、磁束密度（B50）に関し
ては、上記検討範囲においては鋼Ｃで1.75T前後、鋼Ｄ
で1.72T前後とほぼ一定となり、熱延加熱温度の影響は
小さかった。
15/50）を熱延加熱温度で整理したものである。同図か
ら、鋼Ｃ、鋼Ｄとも、すなわち鋼種にかかわらず、加熱
温度が1170℃以下で、鋼ＣではＷ15/50＜4.5W/kg、鋼Ｄ
ではＷ15/50＜3.6W/kg前後の良好な鉄損値が得られるこ
とが判る。これに対し、加熱温度が1170℃を超える場合
は、主としてMnSの再溶解・微細再析出に起因した粒成
長劣化により、成分が本発明範囲にある鋼Ｃ、鋼Ｄであ
っても、1170℃以下加熱の場合に比べてＷ15/50が0.5W/
kg以上高くなっている。なお、磁束密度（B50）に関し
ては、上記検討範囲においては鋼Ｃで1.75T前後、鋼Ｄ
で1.72T前後とほぼ一定となり、熱延加熱温度の影響は
小さかった。
以上の結果に基づき、本発明では熱間圧延における加
熱温度を1170℃以下と規定する。
熱温度を1170℃以下と規定する。
（２）熱延仕上温度 Ar3変態点以上で熱延を終了した場合、磁気特性、特
に磁束密度が大幅に低下するため、仕上温度はAr3変態
点以下とする。
に磁束密度が大幅に低下するため、仕上温度はAr3変態
点以下とする。
（３）熱延巻取温度 第２図で用いた鋼Ｃおよび鋼Ｄを用い、当該スラブを
1140℃に加熱後、仕上温度を830℃と一定にし、巻取温
度を種々変えて熱延圧延したものを、酸洗後0.5mm厚に
冷間圧延し、次いで700℃で焼鈍し、引き続き需要家で
の歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼
鈍に供した。第３図はこのようにして得られた供試材の
鉄損（Ｗ15/50）、磁束密度（B50）および表面粗さRaを
熱延巻取温度で整理したものである。
1140℃に加熱後、仕上温度を830℃と一定にし、巻取温
度を種々変えて熱延圧延したものを、酸洗後0.5mm厚に
冷間圧延し、次いで700℃で焼鈍し、引き続き需要家で
の歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼
鈍に供した。第３図はこのようにして得られた供試材の
鉄損（Ｗ15/50）、磁束密度（B50）および表面粗さRaを
熱延巻取温度で整理したものである。
同図から、鋼Ｃ、鋼Ｄとも、すなわち鋼種にかかわり
なく、600〜720℃の巻取温度で良好な磁気特性（鋼C:W
15/504.5W/kg、B501.75T.鋼D:W15/503.6W/kg、B
501.72T）と表面性状（Ra＜0.4μｍ）が得られること
がわかる。これに対し、本発明成分条件を満足した鋼
Ｃ、鋼Ｄであっても、巻取温度が600℃未満の場合は、
熱延板の再結晶の進展、粗粒化とAlN、MnSの粗大化が不
十分となり、鉄損、磁束密度とも大幅に劣化している。
また、逆に巻取温度が720℃を超える場合には、磁気特
性上は問題がないものの、巻取時に難酸洗性の内部酸化
層が発達し、粒界酸化も著しく、これが酸洗時粒界侵触
を起こし、これを起点に冷圧時微小クラックが多発し、
Ra＞0.7μｍと表面性状の大幅な劣化をきたす。
なく、600〜720℃の巻取温度で良好な磁気特性（鋼C:W
15/504.5W/kg、B501.75T.鋼D:W15/503.6W/kg、B
501.72T）と表面性状（Ra＜0.4μｍ）が得られること
がわかる。これに対し、本発明成分条件を満足した鋼
Ｃ、鋼Ｄであっても、巻取温度が600℃未満の場合は、
熱延板の再結晶の進展、粗粒化とAlN、MnSの粗大化が不
十分となり、鉄損、磁束密度とも大幅に劣化している。
また、逆に巻取温度が720℃を超える場合には、磁気特
性上は問題がないものの、巻取時に難酸洗性の内部酸化
層が発達し、粒界酸化も著しく、これが酸洗時粒界侵触
を起こし、これを起点に冷圧時微小クラックが多発し、
Ra＞0.7μｍと表面性状の大幅な劣化をきたす。
以上の結果から、本発明では熱間圧延における巻取温
度を600℃以上720℃以下と規定する。
度を600℃以上720℃以下と規定する。
（４）酸洗および冷間圧延 特に規定する必要はなく、常法により行うことができ
る。
る。
（５）冷圧後の焼鈍温度 この焼鈍温度が800℃を超えると粒径が粗大となり、
磁気特性上好ましくない（111）粒が発達し、磁束密度
が低下する。また軟質化も著しく、コイルの巻きぐせに
起因して、打ち抜き時或いは打ち抜き品の積層・かしめ
時に不良品を生じ易くなるため、上限は800℃とする。
一方、需要家での歪取焼鈍後の鉄損は冷圧後の本焼鈍温
度にほとんど依存しないため、この意味からは焼鈍温度
の下限はないが、625℃を下回る低温焼鈍を行った場合
には、硬質化が著しく打ち抜き性の劣化を招く。すなわ
ち、著しい硬質材を打ち抜くため型の損耗が激しく、連
続内ち抜き時のかえり高さの増加が加速される。このた
め焼鈍温度の下限は625℃とする必要がある。（６）打
ち抜き・剪断加工後の焼鈍条件 鋼板は上述した焼鈍の後、必要に応じて絶縁皮膜等の
塗布、焼付が施されてフルプロセス焼鈍材としての最終
製品となり、その後、打ち抜き・剪断加工され、さらに
歪取焼鈍が施される。この打ち抜き・剪断加工および歪
取焼鈍は、通常需要家においてなされる。
磁気特性上好ましくない（111）粒が発達し、磁束密度
が低下する。また軟質化も著しく、コイルの巻きぐせに
起因して、打ち抜き時或いは打ち抜き品の積層・かしめ
時に不良品を生じ易くなるため、上限は800℃とする。
一方、需要家での歪取焼鈍後の鉄損は冷圧後の本焼鈍温
度にほとんど依存しないため、この意味からは焼鈍温度
の下限はないが、625℃を下回る低温焼鈍を行った場合
には、硬質化が著しく打ち抜き性の劣化を招く。すなわ
ち、著しい硬質材を打ち抜くため型の損耗が激しく、連
続内ち抜き時のかえり高さの増加が加速される。このた
め焼鈍温度の下限は625℃とする必要がある。（６）打
ち抜き・剪断加工後の焼鈍条件 鋼板は上述した焼鈍の後、必要に応じて絶縁皮膜等の
塗布、焼付が施されてフルプロセス焼鈍材としての最終
製品となり、その後、打ち抜き・剪断加工され、さらに
歪取焼鈍が施される。この打ち抜き・剪断加工および歪
取焼鈍は、通常需要家においてなされる。
ここで、上述したような条件で製造されたフルプロセ
ス焼鈍材では、所望の磁気特性を得るためには歪取焼鈍
時の加熱速度が重要であり、鋼板の製造法を歪取焼鈍ま
で含めて考えた場合、歪取焼鈍時の加熱速度を規定する
必要がある。これは、前述したように歪取焼鈍時、Ｐの
粒界偏析に起因した。solute−dragにより粒界の移動度
が低下し、粒成長性が劣化することから、本発明ではＰ
の低減化をその特徴としているが、このようにＰ量を低
下したとしても、歪取焼鈍時の加熱速度が不適切に遅い
場合には、粒界移動とＰの粒界偏析が競合するか、或い
は後者が勝り、粒界はＰ偏析を起こし、その後粒界はこ
の偏析したＰをsolute−dragしながら移動せざるを得
ず、この結果、粒界移動度の低下、すなわち粒成長性の
劣化をきたすからである。したがって、歪取焼鈍時の加
熱速度に関しては偏析のし易さ、すなわちＰ量に応じた
下限値が存在することになる。また、ここで問題となる
のはＰの粒界偏析であるため、加熱速度の下限は粒界偏
析の活発な350〜700℃の範囲で考えればよいことにな
る。
ス焼鈍材では、所望の磁気特性を得るためには歪取焼鈍
時の加熱速度が重要であり、鋼板の製造法を歪取焼鈍ま
で含めて考えた場合、歪取焼鈍時の加熱速度を規定する
必要がある。これは、前述したように歪取焼鈍時、Ｐの
粒界偏析に起因した。solute−dragにより粒界の移動度
が低下し、粒成長性が劣化することから、本発明ではＰ
の低減化をその特徴としているが、このようにＰ量を低
下したとしても、歪取焼鈍時の加熱速度が不適切に遅い
場合には、粒界移動とＰの粒界偏析が競合するか、或い
は後者が勝り、粒界はＰ偏析を起こし、その後粒界はこ
の偏析したＰをsolute−dragしながら移動せざるを得
ず、この結果、粒界移動度の低下、すなわち粒成長性の
劣化をきたすからである。したがって、歪取焼鈍時の加
熱速度に関しては偏析のし易さ、すなわちＰ量に応じた
下限値が存在することになる。また、ここで問題となる
のはＰの粒界偏析であるため、加熱速度の下限は粒界偏
析の活発な350〜700℃の範囲で考えればよいことにな
る。
以下、試験例に基づき、この加熱速度の下限とその限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
前述した鋼Ａ群、Ｂ群を用い、当該スラブを1130℃に
加熱後、仕上温度840℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧
延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間圧延したものを、次
いで700℃で焼鈍し、引き続き需要家での歪取焼鈍相当
の750℃×2hrの焼鈍を、350〜700℃における加熱速度を
種々変えて行った。第４図はこのようにして得られた供
試材の鉄損（Ｗ15/50）をＰ量と350〜700℃における加
熱速度HR（℃/min）で整理したものである。同図から0.
01≦Ｐ≦0.06％を満たす本発明鋼にあっては、Ａ群、Ｂ
群とも、すなわち鋼種にかかわりなく、加熱速度HRの下
限がHR＝60〔Ｐ〕＋1.4というＰ量の関数となること、
そして加熱速度がこれ以上の場合に、Ａ群ではＷ15/50
＜4.6W/kg、Ｂ群ではＷ15/50＜3.7W/kgと良好な鉄損値
が得られることが判る。これに対し、たとえ0.01≦Ｐ≦
0.06％という本発明成分条件を満足する鋼であっても、
加熱速度が上記式で規定される下限を下回ると、Ｐの粒
界偏析に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化し、Ａ
群、Ｂ群ともに鉄損は0.3W/kg以上高くなってしまう。
また、Ｐ≦0.01％またはＰ＞0.06％と本発明範囲を逸脱
する鋼においては、いかなる加熱速度においても良好な
鉄損が得られないことも確認できる。なお、磁束密度
（B50）に関しては、加熱速度の影響は小さかった。
加熱後、仕上温度840℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧
延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間圧延したものを、次
いで700℃で焼鈍し、引き続き需要家での歪取焼鈍相当
の750℃×2hrの焼鈍を、350〜700℃における加熱速度を
種々変えて行った。第４図はこのようにして得られた供
試材の鉄損（Ｗ15/50）をＰ量と350〜700℃における加
熱速度HR（℃/min）で整理したものである。同図から0.
01≦Ｐ≦0.06％を満たす本発明鋼にあっては、Ａ群、Ｂ
群とも、すなわち鋼種にかかわりなく、加熱速度HRの下
限がHR＝60〔Ｐ〕＋1.4というＰ量の関数となること、
そして加熱速度がこれ以上の場合に、Ａ群ではＷ15/50
＜4.6W/kg、Ｂ群ではＷ15/50＜3.7W/kgと良好な鉄損値
が得られることが判る。これに対し、たとえ0.01≦Ｐ≦
0.06％という本発明成分条件を満足する鋼であっても、
加熱速度が上記式で規定される下限を下回ると、Ｐの粒
界偏析に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化し、Ａ
群、Ｂ群ともに鉄損は0.3W/kg以上高くなってしまう。
また、Ｐ≦0.01％またはＰ＞0.06％と本発明範囲を逸脱
する鋼においては、いかなる加熱速度においても良好な
鉄損が得られないことも確認できる。なお、磁束密度
（B50）に関しては、加熱速度の影響は小さかった。
以上の結果から、本発明では歪取焼鈍時の加熱速度HR
（℃/min）を、HR≧60〔Ｐ〕＋1.4と規定する。一方、
上限については磁気特性の面からは特に規定する必要は
ないが、徒らに加熱速度を大きくした場合には、温度分
布の不均一や、これによる鋼板の変形が生じる。したが
って加熱速度の上限は、需要家毎に歪取焼鈍炉の仕様、
焼鈍１ロットの量等を勘案して決定する必要がある。
（℃/min）を、HR≧60〔Ｐ〕＋1.4と規定する。一方、
上限については磁気特性の面からは特に規定する必要は
ないが、徒らに加熱速度を大きくした場合には、温度分
布の不均一や、これによる鋼板の変形が生じる。したが
って加熱速度の上限は、需要家毎に歪取焼鈍炉の仕様、
焼鈍１ロットの量等を勘案して決定する必要がある。
歪取焼鈍温度、時間については、上記のように加熱速
度を適正化することにより、Ｐの粒界偏析を回避できる
ため、特段の配慮の必要はなく、常法通り720〜800℃、
１〜2hr程度の条件でよい。
度を適正化することにより、Ｐの粒界偏析を回避できる
ため、特段の配慮の必要はなく、常法通り720〜800℃、
１〜2hr程度の条件でよい。
第１表に示す鋼成分のスラブを第２−ａ表〜第−ｃ表
に示す熱延条件で熱間圧延し、これら酸洗後仕上厚0.5m
mに冷間圧延した後、引き続き同表に示す焼鈍温度にて3
min焼鈍した。このようにして得られた焼鈍板につい
て、各項点が0.3Rの短形の打ち抜き型（SKS3）にて、ク
リアランス７％、速度200spm、打ち抜き油使用の条件で
15万回の連続打ち抜き試験を行い、15万回打ち抜き時の
かえり高さを測定した。また、上記焼鈍板を需要家での
歪取焼鈍相当の750℃×2hrの焼鈍に供した後、磁気特性
をJIS法に基づくエプスタイン試験にて評価した。これ
らの測定の結果を第２−ａ〜第２−ｃ表に併せて示す。
に示す熱延条件で熱間圧延し、これら酸洗後仕上厚0.5m
mに冷間圧延した後、引き続き同表に示す焼鈍温度にて3
min焼鈍した。このようにして得られた焼鈍板につい
て、各項点が0.3Rの短形の打ち抜き型（SKS3）にて、ク
リアランス７％、速度200spm、打ち抜き油使用の条件で
15万回の連続打ち抜き試験を行い、15万回打ち抜き時の
かえり高さを測定した。また、上記焼鈍板を需要家での
歪取焼鈍相当の750℃×2hrの焼鈍に供した後、磁気特性
をJIS法に基づくエプスタイン試験にて評価した。これ
らの測定の結果を第２−ａ〜第２−ｃ表に併せて示す。
なお、これらの実施例のうち、第２−ａ表は成分条件
の影響を、第２−ｂ表は熱間圧延−焼鈍条件の影響を、
また第２−ｃ表は歪取焼鈍時の加熱速度を影響をそれぞ
れ調べたものである。
の影響を、第２−ｂ表は熱間圧延−焼鈍条件の影響を、
また第２−ｃ表は歪取焼鈍時の加熱速度を影響をそれぞ
れ調べたものである。
第２−ａ表〜第２−ｃ表から明らかなように、本発明
方法によるものは良好な磁気特性（鉄損:W15/50と磁束
密度:B50）と打ち抜き性（かえり高さ≦25μｍ）が得ら
れている。これに対して、比較法（成分、製造条件のい
ずれか一方が本発明範囲より外れるもの）では鉄損、磁
束密度、打ち抜き性のいずれかが劣っている（鉄損:W
15/50は本発明方法に比べて0.5W/kg以上高く、磁束密
度:B50は本発明法に比べて0.02T以上低い）。また、比
較法のうち焼鈍温度が本発明条件の下限を下回っている
ものについては、磁気特性は良好であるものの、抜き打
ち試験でのかえり高さが50μｍ以上にもなり、打ち抜き
性が劣化していることが判る。
方法によるものは良好な磁気特性（鉄損:W15/50と磁束
密度:B50）と打ち抜き性（かえり高さ≦25μｍ）が得ら
れている。これに対して、比較法（成分、製造条件のい
ずれか一方が本発明範囲より外れるもの）では鉄損、磁
束密度、打ち抜き性のいずれかが劣っている（鉄損:W
15/50は本発明方法に比べて0.5W/kg以上高く、磁束密
度:B50は本発明法に比べて0.02T以上低い）。また、比
較法のうち焼鈍温度が本発明条件の下限を下回っている
ものについては、磁気特性は良好であるものの、抜き打
ち試験でのかえり高さが50μｍ以上にもなり、打ち抜き
性が劣化していることが判る。
〔発明の効果〕 以上述べた本発明によれば、特殊な合金元素の添加や
プロセスの付加等によるコスト上昇を招くことなく、簡
便に磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼
板のフルプロセス焼鈍材、およびこれを素材とした打ち
抜き・剪断加工一歪取焼鈍材を製造することができる。
プロセスの付加等によるコスト上昇を招くことなく、簡
便に磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼
板のフルプロセス焼鈍材、およびこれを素材とした打ち
抜き・剪断加工一歪取焼鈍材を製造することができる。
【図面の簡単な説明】 第１図は、鉄損と磁束密度に対するＰ量の影響とその適
正範囲を示すグラフである。第２図は、鉄損に対する熱
延加熱温度の影響とその適正範囲を示すグラフである。
第３図は、鉄損、磁束密度、表面粗さに対する熱延巻取
温度の影響とその適正範囲を示すグラフである。第４図
は、鉄損に対する歪取焼鈍時の加熱速度およびＰ量の影
響とその適正範囲を示すグラフである。
正範囲を示すグラフである。第２図は、鉄損に対する熱
延加熱温度の影響とその適正範囲を示すグラフである。
第３図は、鉄損、磁束密度、表面粗さに対する熱延巻取
温度の影響とその適正範囲を示すグラフである。第４図
は、鉄損に対する歪取焼鈍時の加熱速度およびＰ量の影
響とその適正範囲を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施され
るセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、
重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦
Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.010％、0.1％
≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避的不
純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍することを特徴とする無方向性電磁
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施され
るセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、
重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦
Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.010％、0.1％
≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避的不
純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項３】重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.
0％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.0
10％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕
上温度Ar3変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で
熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃
以上800℃以下の温度にて焼鈍してセミプロセス鋼板と
なし、該鋼板を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温
度域における加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項４】重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.
0％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、Ｓ＜0.0
10％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度1170℃以下、仕
上温度Ar3変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で
熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃
以上800℃以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の
塗布・焼付けを施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板
を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温度域における
加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022066A JPH0819465B2 (ja) | 1990-02-02 | 1990-02-02 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022066A JPH0819465B2 (ja) | 1990-02-02 | 1990-02-02 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03229820A JPH03229820A (ja) | 1991-10-11 |
| JPH0819465B2 true JPH0819465B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=12072524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022066A Expired - Fee Related JPH0819465B2 (ja) | 1990-02-02 | 1990-02-02 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0819465B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100530069B1 (ko) * | 2001-12-20 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 응력제거소둔 후 철손이 낮고 자속밀도가 높은 무방향성전기강판의 제조방법 |
| KR100544738B1 (ko) * | 2001-12-20 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 수요가 가공시 타발성이 우수하며 응력제거소둔후 철손이낮은 무방향성 전기강판의 제조방법 |
| KR100940714B1 (ko) * | 2002-12-23 | 2010-02-08 | 주식회사 포스코 | 응력제거소둔 후 철손특성이 우수한 무방향성 전기강판의제조방법 |
| JP6057082B2 (ja) | 2013-03-13 | 2017-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板 |
| JP5995002B2 (ja) * | 2013-08-20 | 2016-09-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ |
| JP5790953B2 (ja) | 2013-08-20 | 2015-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板とその熱延鋼板 |
| JP6048699B2 (ja) | 2015-02-18 | 2016-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコア |
| JP6658338B2 (ja) * | 2016-06-28 | 2020-03-04 | 日本製鉄株式会社 | 占積率に優れる電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-02-02 JP JP2022066A patent/JPH0819465B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03229820A (ja) | 1991-10-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR950013287B1 (ko) | 무방향성 전자 강스트립의 제조방법 | |
| US6773514B1 (en) | Method for producing non-grain oriented electric sheet steel | |
| JPH0819465B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3531996B2 (ja) | 一方向性電磁鋼帯の製造方法 | |
| JPH059666A (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| KR20190078164A (ko) | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 | |
| JP4389553B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3399726B2 (ja) | 高磁束密度低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0978129A (ja) | 全方位の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6146582B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR102241985B1 (ko) | 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 | |
| JP3644039B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0819466B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0814015B2 (ja) | 磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0657332A (ja) | 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3937685B2 (ja) | 高周波磁気特性に優れた電磁鋼板とその製造方法 | |
| JP3179986B2 (ja) | 磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP2005126742A (ja) | 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR100240984B1 (ko) | 0.5밀리 두께의 방향성 전기강판 제조방법 | |
| JP3362739B2 (ja) | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH09228005A (ja) | 熱伝導率に優れる高磁束密度低鉄損無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2536976B2 (ja) | 表面性状および磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06279859A (ja) | 鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3846019B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPS5980727A (ja) | 連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |