JPH0841542A - 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0841542A JPH0841542A JP6177297A JP17729794A JPH0841542A JP H0841542 A JPH0841542 A JP H0841542A JP 6177297 A JP6177297 A JP 6177297A JP 17729794 A JP17729794 A JP 17729794A JP H0841542 A JPH0841542 A JP H0841542A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 安価な鉄スクラップを製鋼で利用出来、且
つ、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造する技術
を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ≦２％、
Ｍｎ≦１．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ
≦１％、Ｓｎ≦０．２％、Ｃｕ≦０．３％、Ｎｉ≦０．
２％、Ｃｒ≦０．３％、Ｖ≦０．０１％、Ｂ≦０．００
６％、Ｎ≦０．００４％とし、残部Ｆｅおよび不可避的
成分を含有し、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｎＯの３種の
介在物の総量に対するＭｎＯの重量の割合が、１５％以
下である冷延板を、α＋γの２相域で焼鈍することを特
徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方
法。
つ、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造する技術
を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ≦２％、
Ｍｎ≦１．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ
≦１％、Ｓｎ≦０．２％、Ｃｕ≦０．３％、Ｎｉ≦０．
２％、Ｃｒ≦０．３％、Ｖ≦０．０１％、Ｂ≦０．００
６％、Ｎ≦０．００４％とし、残部Ｆｅおよび不可避的
成分を含有し、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｎＯの３種の
介在物の総量に対するＭｎＯの重量の割合が、１５％以
下である冷延板を、α＋γの２相域で焼鈍することを特
徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方
法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、無方向性電磁鋼板の製
造に関わる。即ち、電気産業分野でのモータのコアに利
用される磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板である。
造に関わる。即ち、電気産業分野でのモータのコアに利
用される磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板である。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境の観点から、スクラップ
のリサイクルが大きな課題となってきた。このため、製
鉄業でいえば、鉄鉱石を高炉で還元した溶銑を製鋼原料
として使用する方法から自動車や空き缶などのスクラッ
プを多量消費する製鋼法に大きく転換する動きが始まっ
ている。このため、今後、市場の鉄スクラップを多量に
消費しようとする場合、不純物の混入はある程度避けら
れない。とくに安価なスクラップを利用しようとする
と、例えば、電気製品からＣｕ、食缶からＳｎ、ステン
レス鋼板からＮｉ、Ｃｒなどが混入する。即ち、これら
不純物を、機能商品としての無方向性電磁鋼板に対して
有効利用しなければならない。
のリサイクルが大きな課題となってきた。このため、製
鉄業でいえば、鉄鉱石を高炉で還元した溶銑を製鋼原料
として使用する方法から自動車や空き缶などのスクラッ
プを多量消費する製鋼法に大きく転換する動きが始まっ
ている。このため、今後、市場の鉄スクラップを多量に
消費しようとする場合、不純物の混入はある程度避けら
れない。とくに安価なスクラップを利用しようとする
と、例えば、電気製品からＣｕ、食缶からＳｎ、ステン
レス鋼板からＮｉ、Ｃｒなどが混入する。即ち、これら
不純物を、機能商品としての無方向性電磁鋼板に対して
有効利用しなければならない。
【０００３】一方、省エネルギーの観点からは、モータ
効率の改善が求められており、特に全周方向の磁束密度
向上要請が強い。従来、この技術として、例えば、特公
昭５７−１４４１１号公報がある。しかし、この技術は
高温のγ相まで温度を上げる必要があること、また例え
ば冷却温度をＣ：０．００１％では６℃／ｍｉｎ以下と
非常に遅くする必要があり、連続焼鈍炉では不能なため
コストアップとなった。また、特開平２−５４７２０号
公報では、同様にγ相で焼鈍するが昇温・冷却速度を速
める技術が開示されている。しかし、この技術もγ相ま
での高温加熱と均熱１５秒以上が必要なため、炉にとっ
て過酷な条件が必要なため、コストアップになる問題が
あった。
効率の改善が求められており、特に全周方向の磁束密度
向上要請が強い。従来、この技術として、例えば、特公
昭５７−１４４１１号公報がある。しかし、この技術は
高温のγ相まで温度を上げる必要があること、また例え
ば冷却温度をＣ：０．００１％では６℃／ｍｉｎ以下と
非常に遅くする必要があり、連続焼鈍炉では不能なため
コストアップとなった。また、特開平２−５４７２０号
公報では、同様にγ相で焼鈍するが昇温・冷却速度を速
める技術が開示されている。しかし、この技術もγ相ま
での高温加熱と均熱１５秒以上が必要なため、炉にとっ
て過酷な条件が必要なため、コストアップになる問題が
あった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の点に鑑
み、安価スクラップを多量消費する道を切り開き、且
つ、優れた磁束密度と鉄損を有する無方向性電磁鋼板を
提供することを目的とするものである。
み、安価スクラップを多量消費する道を切り開き、且
つ、優れた磁束密度と鉄損を有する無方向性電磁鋼板を
提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、重量％で、Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓ
ｉ：２％以下、Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．
２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：１％以
下、Ｓｎ：０．２％以下、 Ｃｕ：０．３％以下、
Ｎｉ：０．２％以下、 Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ
：０．０１％以下、 Ｂ ：０．００６％以下、Ｎ
：０．００４％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的成
分を含有し、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｎＯの３種の介
在物の総量に対するＭｎＯの重量の割合が、１５％以下
である冷延鋼板を、α＋γの２相域で焼鈍することを特
徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
である。
に本発明は、重量％で、Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓ
ｉ：２％以下、Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．
２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：１％以
下、Ｓｎ：０．２％以下、 Ｃｕ：０．３％以下、
Ｎｉ：０．２％以下、 Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ
：０．０１％以下、 Ｂ ：０．００６％以下、Ｎ
：０．００４％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的成
分を含有し、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｎＯの３種の介
在物の総量に対するＭｎＯの重量の割合が、１５％以下
である冷延鋼板を、α＋γの２相域で焼鈍することを特
徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
である。
【０００６】本発明のポイントは、４点ある。まず第１
に、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒを含む系ではＶ量規制によ
り、磁気特性の劣化を防止すること。第２に、仕上げ焼
鈍をα＋γ２相域で実施することにより、全周方向の磁
束密度を向上させること。第３に、結晶粒成長を阻害す
る低融点介在物を作らないように製鋼で脱酸制御を行う
ことで鉄損を大きく改善できること。第４にこのＣｕ，
Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖを含み、且つ、介在物制御を実施
した系において、α＋γ２相域焼鈍の磁気特性への効果
が大きいことである。本発明は、これらの技術を総合す
ることによって初めて、実行される。
に、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒを含む系ではＶ量規制によ
り、磁気特性の劣化を防止すること。第２に、仕上げ焼
鈍をα＋γ２相域で実施することにより、全周方向の磁
束密度を向上させること。第３に、結晶粒成長を阻害す
る低融点介在物を作らないように製鋼で脱酸制御を行う
ことで鉄損を大きく改善できること。第４にこのＣｕ，
Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖを含み、且つ、介在物制御を実施
した系において、α＋γ２相域焼鈍の磁気特性への効果
が大きいことである。本発明は、これらの技術を総合す
ることによって初めて、実行される。
【０００７】以下、本発明を詳細に説明する。Ｃ量を
０．００５％以下としたのは、これ以上のＣ量では磁気
時効による変化が大きいためである。Ｓｉ量を２％以下
に制限する。本発明は変態鋼を前提としているので、α
＋γ相が発生する２％以下のＳｉ量とする。Ｍｎ量を
１．５％以下とする。Ｍｎは熱延での赤熱脆性を防止し
て熱延板の耳荒れを改善するのに有効であるが、多すぎ
るとコストアップの問題があるので、１．５％以下とす
る。
０．００５％以下としたのは、これ以上のＣ量では磁気
時効による変化が大きいためである。Ｓｉ量を２％以下
に制限する。本発明は変態鋼を前提としているので、α
＋γ相が発生する２％以下のＳｉ量とする。Ｍｎ量を
１．５％以下とする。Ｍｎは熱延での赤熱脆性を防止し
て熱延板の耳荒れを改善するのに有効であるが、多すぎ
るとコストアップの問題があるので、１．５％以下とす
る。
【０００８】Ｐは客先での打ち抜きを容易にする。即
ち、鋼板のカエリやダレを少なくする。但し、添加コス
トの問題があるので、０．２％以下とする。Ｓ量を０．
０１％以下に規制する。これ以上ではＭｎＳの析出物が
生じ易く、鉄損を劣化させるためである。Ａｌ量を１％
以下とする。本発明は変態鋼を前提としているので、α
＋γ相が発生する１％以下のＡｌ量とする。
ち、鋼板のカエリやダレを少なくする。但し、添加コス
トの問題があるので、０．２％以下とする。Ｓ量を０．
０１％以下に規制する。これ以上ではＭｎＳの析出物が
生じ易く、鉄損を劣化させるためである。Ａｌ量を１％
以下とする。本発明は変態鋼を前提としているので、α
＋γ相が発生する１％以下のＡｌ量とする。
【０００９】Ｓｎ量は０．２％以下に限定する。０．２
％超ではスクラップ以外のＳｎ原料を添加する必要があ
ってコストがかかるためである。Ｃｕ量を０．３％以下
に限定する。０．３％超ではスクラップ以外のＣｕ原料
を添加する必要がありコストアップになるため０．３％
を上限とする。
％超ではスクラップ以外のＳｎ原料を添加する必要があ
ってコストがかかるためである。Ｃｕ量を０．３％以下
に限定する。０．３％超ではスクラップ以外のＣｕ原料
を添加する必要がありコストアップになるため０．３％
を上限とする。
【００１０】Ｎｉ量を０．２％以下に限定する。０．２
％超では添加コストの問題があるため０．２％以下とす
る。Ｃｒ量を０．３％以下に限定する。０．３％超では
添加コストの問題があるため０．３％以下とする。
％超では添加コストの問題があるため０．２％以下とす
る。Ｃｒ量を０．３％以下に限定する。０．３％超では
添加コストの問題があるため０．３％以下とする。
【００１１】Ｖ量は０．０１％以下に限定する。従来、
Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒを含む成分系では、磁気特性が
著しく劣化する。しかし、Ｖ量が０．０１％以下では、
この磁気特性の劣化が見られない。またＶ量が０．０１
％を超えると、とくに（Ｍｎ，Ｃｕ）x Ｓが微細析出し
て結晶粒成長を阻害して、鉄損が劣化する。このため、
Ｖ量を０．０１％以下に規制しなければならない。従
来、これら上述のＳｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等の複合
含有は磁気特性を劣化させるものとして知られていた元
素であるが、後述の冷延板に対する本発明の熱処理サイ
クルにより、逆に磁気特性を向上させるものである。
Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒを含む成分系では、磁気特性が
著しく劣化する。しかし、Ｖ量が０．０１％以下では、
この磁気特性の劣化が見られない。またＶ量が０．０１
％を超えると、とくに（Ｍｎ，Ｃｕ）x Ｓが微細析出し
て結晶粒成長を阻害して、鉄損が劣化する。このため、
Ｖ量を０．０１％以下に規制しなければならない。従
来、これら上述のＳｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等の複合
含有は磁気特性を劣化させるものとして知られていた元
素であるが、後述の冷延板に対する本発明の熱処理サイ
クルにより、逆に磁気特性を向上させるものである。
【００１２】Ｂ量は０．００６％以下に制限する。Ｂは
従来より、磁気特性を改善させる元素として知られてい
るが、０．００６％以上では添加コストの問題があるの
で規制する。Ｎ量は０．００４％以下に制限する。０．
００４％以上では、ブリスターと称されるフクレ状の表
面欠陥が生じるためである。
従来より、磁気特性を改善させる元素として知られてい
るが、０．００６％以上では添加コストの問題があるの
で規制する。Ｎ量は０．００４％以下に制限する。０．
００４％以上では、ブリスターと称されるフクレ状の表
面欠陥が生じるためである。
【００１３】鋼中の介在物は重量比で以下の組成配分を
満足している必要がある。 ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）≦０．１５ ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）が０．１５
超では、スペサライトなどの低融点酸化物が形成し、熱
延板で圧延方向に伸びた介在物となり製品の磁束密度を
劣化させる。一方、上記介在物組成比率が０．１５以下
では球形の介在物しか形成しないので、優れた鉄損特性
を得ることが出来る。この介在物制御をしなくても、後
述の本発明での焼鈍条件で処理すると、磁束密度は大幅
に向上するが、鉄損特性が不満となるので避けなければ
ならない。
満足している必要がある。 ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）≦０．１５ ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）が０．１５
超では、スペサライトなどの低融点酸化物が形成し、熱
延板で圧延方向に伸びた介在物となり製品の磁束密度を
劣化させる。一方、上記介在物組成比率が０．１５以下
では球形の介在物しか形成しないので、優れた鉄損特性
を得ることが出来る。この介在物制御をしなくても、後
述の本発明での焼鈍条件で処理すると、磁束密度は大幅
に向上するが、鉄損特性が不満となるので避けなければ
ならない。
【００１４】製鋼の段階では、食缶、モータ、ダライ
粉、自動車のプレス屑など所謂、市中の安価スクラップ
を鉄原料として用いることが出来る。しかし、Ｖ量には
注意する必要がある。即ち、建材用の鉄にはＶが含まれ
ていることがあるので、スクラップの選別使用または製
鋼で処理段階での制御が望ましい。採用される製造プロ
セスはとくに制限しないが例えば、公知の製鋼−熱延−
冷延−連続焼鈍、製鋼−熱延−熱延板焼鈍−冷延−連続
焼鈍、または製鋼−熱延−冷延−連続焼鈍−冷延−連続
焼鈍などである。
粉、自動車のプレス屑など所謂、市中の安価スクラップ
を鉄原料として用いることが出来る。しかし、Ｖ量には
注意する必要がある。即ち、建材用の鉄にはＶが含まれ
ていることがあるので、スクラップの選別使用または製
鋼で処理段階での制御が望ましい。採用される製造プロ
セスはとくに制限しないが例えば、公知の製鋼−熱延−
冷延−連続焼鈍、製鋼−熱延−熱延板焼鈍−冷延−連続
焼鈍、または製鋼−熱延−冷延−連続焼鈍−冷延−連続
焼鈍などである。
【００１５】本発明のα＋γ２相域焼鈍の処理は、上記
工程の冷延後の連続焼鈍工程で、一回もしくは二回採用
される。焼鈍条件としては、α＋γ２相域で焼鈍するこ
とが重要である。即ち、焼鈍時の高温部分がα＋γ２相
域に入っている必要があり、α短相でもγ短相でも望み
の磁気特性が得られない。昇温速度は急速な方がα＋γ
２相域が拡大するので、工業的にはそのα＋γ２相の温
度域範囲に制御し易くなる。従って、昇温速度は２０℃
／ｓ以上が好ましい。また、到達した最高温度での均熱
時間は短い方が、例えば３０秒以下が生産性の面から好
ましい。更に均熱なしが好ましい。また冷却速度は同じ
く、生産性の面から１℃／ｓ以上が好ましい。このα＋
γ２相域焼鈍のメタラジーは更に研究しなければならな
いが、現時点ではＣｕ，Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ複合含有
による変態核生成位置の変化による集合組織の改善と準
平衡α＋γ２相域での介在物制御の結晶粒成長性への寄
与が互いに関連して、磁気特性に対する効果として現れ
たものと考えている。加熱の方法は、公知の電気ヒー
タ、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱などで、冷却として
はガス冷却、水冷、ロール冷却などが利用できる。ま
た、フローティング炉なども採用できる。また、通常の
無方向性電磁鋼板のように焼鈍後、絶縁皮膜や接着皮膜
が塗布・焼き付けされる。
工程の冷延後の連続焼鈍工程で、一回もしくは二回採用
される。焼鈍条件としては、α＋γ２相域で焼鈍するこ
とが重要である。即ち、焼鈍時の高温部分がα＋γ２相
域に入っている必要があり、α短相でもγ短相でも望み
の磁気特性が得られない。昇温速度は急速な方がα＋γ
２相域が拡大するので、工業的にはそのα＋γ２相の温
度域範囲に制御し易くなる。従って、昇温速度は２０℃
／ｓ以上が好ましい。また、到達した最高温度での均熱
時間は短い方が、例えば３０秒以下が生産性の面から好
ましい。更に均熱なしが好ましい。また冷却速度は同じ
く、生産性の面から１℃／ｓ以上が好ましい。このα＋
γ２相域焼鈍のメタラジーは更に研究しなければならな
いが、現時点ではＣｕ，Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ複合含有
による変態核生成位置の変化による集合組織の改善と準
平衡α＋γ２相域での介在物制御の結晶粒成長性への寄
与が互いに関連して、磁気特性に対する効果として現れ
たものと考えている。加熱の方法は、公知の電気ヒー
タ、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱などで、冷却として
はガス冷却、水冷、ロール冷却などが利用できる。ま
た、フローティング炉なども採用できる。また、通常の
無方向性電磁鋼板のように焼鈍後、絶縁皮膜や接着皮膜
が塗布・焼き付けされる。
【００１６】本鋼板は、通常フルプロセスと呼ばれる客
先での焼鈍省略工程の材料ではあるが、打ち抜き歪みの
除去のため客先での焼鈍を実施するセミプロセスにも可
能である。以下に、本発明の実施例について具体的に説
明する。
先での焼鈍省略工程の材料ではあるが、打ち抜き歪みの
除去のため客先での焼鈍を実施するセミプロセスにも可
能である。以下に、本発明の実施例について具体的に説
明する。
【００１７】
［実施例−１］各種成分組成に溶解してから鋳造し、熱
延を１０００℃で加熱し、仕上げ温度を８３０℃、巻取
温度７５０℃、厚み２．０mmの熱延板を作成した。次い
で、酸洗後、０．５mmまで冷延した。この冷延板の成分
を表１に示す。この時のＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ
3 ＋ＭｎＯ）重量比率は、０．０８と一定である。この
冷延板に対して、常温から９７０℃までの平均昇温速度
を１００℃／ｓとし、９７０℃で２Ｓの均熱を実施後、
１５℃／ｓの平均冷速で冷却した。なお、フォーマスタ
試験（熱膨張測定装置）によって、これら成分系に関し
てのこの熱処理サイクルでは、α＋γ２相域に到達して
いることを確認した。この試料を外径１２０mm×内径８
０mmのリング状に打抜、２０枚積層して一次捲線、二次
捲線をそれぞれ２００ターン施して、磁気特性を測定し
た。結果を表２に示す。
延を１０００℃で加熱し、仕上げ温度を８３０℃、巻取
温度７５０℃、厚み２．０mmの熱延板を作成した。次い
で、酸洗後、０．５mmまで冷延した。この冷延板の成分
を表１に示す。この時のＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ
3 ＋ＭｎＯ）重量比率は、０．０８と一定である。この
冷延板に対して、常温から９７０℃までの平均昇温速度
を１００℃／ｓとし、９７０℃で２Ｓの均熱を実施後、
１５℃／ｓの平均冷速で冷却した。なお、フォーマスタ
試験（熱膨張測定装置）によって、これら成分系に関し
てのこの熱処理サイクルでは、α＋γ２相域に到達して
いることを確認した。この試料を外径１２０mm×内径８
０mmのリング状に打抜、２０枚積層して一次捲線、二次
捲線をそれぞれ２００ターン施して、磁気特性を測定し
た。結果を表２に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】本発明成分範囲の実験No．，で、優れ
た磁気特性が得られた。一方、本発明成分に対して、Ｖ
量とＳ量が外れているそれぞれ実験No．とは磁気特
性が不満足であった。
た磁気特性が得られた。一方、本発明成分に対して、Ｖ
量とＳ量が外れているそれぞれ実験No．とは磁気特
性が不満足であった。
【００２１】［実施例−２］ Ｃ：０．００４１％、Ｓｉ：０．３５％、Ｍｎ：０．５
５％、Ｐ：０．１５％、Ｓ：０．０００６％、Ａｌ：
０．１５％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｎ：０．０３３
％、Ｃｕ：０．１３％、Ｎｉ：０．１０％、Ｃｒ：０．
１８％、Ｖ：０．００３％とし、ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋
Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）比率を変更して溶解、鋳造して鋳
片を製造した。この介在物組成比率を表３に示す。鋳片
を１０５０℃で３０分加熱し、３mm厚に熱延した。これ
を酸洗してから、０．５０mmまで冷延した。この冷延板
の成分は上記の鋳片と同一であった。これを９６０℃ま
で４０℃／ｓで昇温し、均熱０Ｓ後、６℃／ｓで冷却し
た。なお、フォーマスタ試験によって、この条件では全
てα＋γ２相域に到達していることを確認した。この試
料を外径１２０mm×内径８０mmのリング状に打抜、２０
枚積層して一次捲線、二次捲線をそれぞれ２００ターン
施して、磁気特性を測定した。結果を表３に示す。
５％、Ｐ：０．１５％、Ｓ：０．０００６％、Ａｌ：
０．１５％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｎ：０．０３３
％、Ｃｕ：０．１３％、Ｎｉ：０．１０％、Ｃｒ：０．
１８％、Ｖ：０．００３％とし、ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋
Ａｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）比率を変更して溶解、鋳造して鋳
片を製造した。この介在物組成比率を表３に示す。鋳片
を１０５０℃で３０分加熱し、３mm厚に熱延した。これ
を酸洗してから、０．５０mmまで冷延した。この冷延板
の成分は上記の鋳片と同一であった。これを９６０℃ま
で４０℃／ｓで昇温し、均熱０Ｓ後、６℃／ｓで冷却し
た。なお、フォーマスタ試験によって、この条件では全
てα＋γ２相域に到達していることを確認した。この試
料を外径１２０mm×内径８０mmのリング状に打抜、２０
枚積層して一次捲線、二次捲線をそれぞれ２００ターン
施して、磁気特性を測定した。結果を表３に示す。
【００２２】
【表３】
【００２３】表３に示す如く、ＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａ
ｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）比率が本発明の範囲を満足する材料
で、優れた鉄損特性が得られた。
ｌ2 Ｏ3 ＋ＭｎＯ）比率が本発明の範囲を満足する材料
で、優れた鉄損特性が得られた。
【００２４】［実施例−３］溶解して鋳造し、熱延を１
１００℃で加熱し、仕上げ温度を８００℃、捲取温度７
００℃、厚み２．０mmの熱延板を作成した。次いで、酸
洗後、０．５mmまで冷延した。この冷延板の成分を表４
に示す。この時のＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ3 ＋Ｍ
ｎＯ）重比率＝０．０３であった。この冷延板に対し
て、表５に示す条件の昇温速度、到達温度、均熱時間と
冷却速度を振って実験した。この資料を外径１２０mm×
内径８０mmのリング状に打抜、２０枚積層して一次捲
線、二次捲線をそれぞれ２００ターン施して、磁気特性
を測定した。結果を表５に示す。なお、表５の相はフォ
ーマスタ試験によって確認したものである。
１００℃で加熱し、仕上げ温度を８００℃、捲取温度７
００℃、厚み２．０mmの熱延板を作成した。次いで、酸
洗後、０．５mmまで冷延した。この冷延板の成分を表４
に示す。この時のＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋Ａｌ2 Ｏ3 ＋Ｍ
ｎＯ）重比率＝０．０３であった。この冷延板に対し
て、表５に示す条件の昇温速度、到達温度、均熱時間と
冷却速度を振って実験した。この資料を外径１２０mm×
内径８０mmのリング状に打抜、２０枚積層して一次捲
線、二次捲線をそれぞれ２００ターン施して、磁気特性
を測定した。結果を表５に示す。なお、表５の相はフォ
ーマスタ試験によって確認したものである。
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】表５に示す如く、本発明のα＋γ２相域で
焼鈍したもののみで優れた磁気特性が得られた。また、
α単相域とγ単相域では、ややγ単相域で焼鈍したほう
が磁気特性が良かったが本発明のα＋γ２相域焼鈍には
及ばない。なお、昇温速度が早いと同じ温度でもα＋γ
２相域に入りやすいことが実験No．との比較から分
かる。
焼鈍したもののみで優れた磁気特性が得られた。また、
α単相域とγ単相域では、ややγ単相域で焼鈍したほう
が磁気特性が良かったが本発明のα＋γ２相域焼鈍には
及ばない。なお、昇温速度が早いと同じ温度でもα＋γ
２相域に入りやすいことが実験No．との比較から分
かる。
【００２８】
【発明の効果】以上の如く、本発明の成分組成範囲を含
む無方向性電磁鋼板で、α＋γ２相域焼鈍を施すことに
より優れた磁気特性を有するものが得られた。
む無方向性電磁鋼板で、α＋γ２相域焼鈍を施すことに
より優れた磁気特性を有するものが得られた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：２％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．２％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：１％以下、 Ｓｎ：０．２％以下、 Ｃｕ：０．３％以下、 Ｎｉ：０．２％以下、 Ｃｒ：０．３％以下、 Ｖ ：０．０１％以下、 Ｂ ：０．００６％以下、 Ｎ ：０．００４％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的
成分を含有し、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＭｎＯの３種の
介在物の総量に対するＭｎＯの重量の割合が、１５％以
下である冷延板を、α＋γの２相域で焼鈍することを特
徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6177297A JPH0841542A (ja) | 1994-07-28 | 1994-07-28 | 磁気特性の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 |
|---|---|---|---|
| JP6177297A JPH0841542A (ja) | 1994-07-28 | 1994-07-28 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841542A true JPH0841542A (ja) | 1996-02-13 |
Family
ID=16028548
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6177297A Withdrawn JPH0841542A (ja) | 1994-07-28 | 1994-07-28 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0841542A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003096548A (ja) * | 2001-09-21 | 2003-04-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板とその製造方法 |
| JP2016194099A (ja) * | 2015-03-31 | 2016-11-17 | 新日鐵住金株式会社 | ロータ用無方向性電磁鋼板及びロータ用無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2017036491A (ja) * | 2015-08-14 | 2017-02-16 | 新日鐵住金株式会社 | 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2018092979A (ja) * | 2016-11-30 | 2018-06-14 | 新日鐵住金株式会社 | 変圧器、変圧器用の板状鉄心及び変圧器用の板状鉄心の製造方法 |
| CN110088340A (zh) * | 2016-12-19 | 2019-08-02 | Posco公司 | 无取向电工钢板及其制备方法 |
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| CN114086058A (zh) * | 2021-10-25 | 2022-02-25 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种切口耐蚀性良好的无取向硅钢及其生产方法 |
-
1994
- 1994-07-28 JP JP6177297A patent/JPH0841542A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
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