JPH1046245A - 磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 磁性焼鈍後の鉄損が充分に低い無方向性電磁
鋼板を、コストアップを伴うことなく製造する方法を提
供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：
０．２％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．１〜
０．８％、Ａｌ：０．１〜１．０％を含み、Ｎ：０．０
０５％以下（０を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０を含
む）、Ｔｉ：０．００５％以下（０を含む）であり、残
部が実質的にＦｅである鋳造スラブを熱延工程、冷延工
程および仕上焼鈍工程を経て加工し、無方向性電磁鋼板
を製造するに際して、スラブ加熱温度を９８０〜１１４
０℃とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁性焼鈍後に低い
鉄損が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、その製造方法によ
りフルプロセス材とセミプロセス材に分けられる。この
うち、フルプロセス材は鉄鋼メーカー側の仕上焼鈍によ
り所定の磁気特性を得るものである。一方、セミプロセ
ス材は、需要家において打抜き加工後に歪取り焼鈍を行
うことにより、所定の磁気特性を得るものである。セミ
プロセス材においては、歪取り焼鈍時に、加工歪みの除
去と同時に結晶粒も成長することから、より一層の鉄損
低減が可能となる。このため歪取り焼鈍は「磁性焼鈍」
とも呼ばれている。

【０００３】従来、この磁性焼鈍時の粒成長性を良好に
するために、介在物、析出物の無害化が行われている。

【０００４】例えば、特開昭６３ー１９５２１７号公報
には、Ｓｉ＝０．１〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０
０１〜０．００５％の鋼板において、鋼中のＳｉＯ₂ 、
ＭｎＯ、Ａｌ₂ Ｏ₃ の３種の介在物の総重量に対するＭ
ｎＯの重量割合を１５％以下とすることにより介在物の
形態を制御し、磁性焼鈍時の粒成長性を良好にする技術
が開示されている。

【０００５】また、特開平８ー３６９９号公報には、Ｓ
ｉ＝１．０％以下、Ａｌ＝０．２〜１．５％においてＲ
ＥＭを２〜８０ｐｐｍ添加することにより磁性焼鈍時の
粒成長性を向上させる技術が開示されている。

【０００６】さらに、特開平５ー２３４７３６号公報に
は、Ｓｉ＝０．１〜２．０％、Ａｌ＝０．１〜１．０
％、Ｓ＜０．００３％、Ｓｎ＝０．０１〜０．０３％の
鋼板において鋼中のＳｉＯ₂ 、ＭｎＯ、Ａｌ₂ Ｏ₃ の３
種の介在物の総重量に対するＭｎＯの重量割合を１０％
以下とすることにより介在物の形態を制御し、熱延加熱
温度を９００〜１１００℃、熱延後のバッチ焼鈍を７０
０〜９００℃で実施することにより粒成長性を良好にす
る技術が開示されている。

【０００７】

【発明が解決すべき課題】しかし、特開昭６３ー１９５
２１７号公報に記載される技術においては、磁性焼鈍後
の鋼板の鉄損は４．４４〜４．７５Ｗ／Kgであり満足で
きるものではない。特開平８ー３６９９号公報に記載さ
れる技術においては、ＲＥＭを使用するためコストアッ
プとなる。特開平５ー２３４７３６号公報に記載される
技術においては、Ｓｎ添加が必須であり、また、バッチ
焼鈍が必要となるためコストアップとなることは避けら
れない。

【０００８】本発明はこのような従来技術の持つ問題点
を解決するためになされたものであり、磁性焼鈍後の鉄
損が充分に低い無方向性電磁鋼板を、コストアップを伴
うことなく製造する方法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記課題は、重量％で、
Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｉ：１．
５％以下、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．１〜
１．０％を含み、Ｎ：０．００５％以下（０を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０を含む）、Ｔｉ：０．００５％
以下（０を含む）であり、残部が実質的にＦｅである鋳
造スラブを熱延工程、冷延工程をへて加工し、無方向性
電磁鋼板を製造するに際して、スラブ加熱温度を９８０
〜１１４０℃とすることを特徴とする磁性焼鈍後の鉄損
の低い無方向性電磁鋼板の製造方法により解決される。
ここに、「残部が実質的にＦｅである」とは、不可避不
純物や、その他、本発明の技術的思想と関係の無い微量
の添加物を含み得る趣旨である。

【００１０】即ち、本発明の要旨は、Ｓ含有量を１００
ｐｐｍ以下（０を含む）とし、更にＴｉ含有量を５０ｐ
ｐｍ以下（０を含む）の極微量に制御し、かつスラブ加
熱温度を９８０〜１１４０℃とすることにより磁性焼鈍
後の鉄損を画期的に低減することにある。

【００１１】鋳造スラブのＳ含有量を１０ｐｐｍ以下
（０を含む）に制御すれば、更に鉄損を低減させること
ができる。

【００１２】以下に、本発明を実験結果に基づいて詳細
に説明する。 〔鉄損に及ぼすスラブ加熱温度の影響〕最初に鉄損に及
ぼすスラブ加熱温度の影響を調査するため鋼種Ａ：Ｃ＝
０．００２５％、Ｓｉ＝０．２１％、Ｍｎ＝０．５０
％、Ｐ＝０．１００％、Ａｌ＝０．２１％、Ｎ＝０．０
０２５％、Ｓ＝０．００４％の鋼と鋼種Ｂ：Ｃ＝０．０
０２６％、Ｓｉ＝０．２２％、Ｍｎ＝０．５１％、Ｐ＝
０．１００％、Ａｌ＝０．２１％、Ｎ＝０．００２６
％、Ｓ＝０．０００４％の鋼を溶製、鋳造しインゴット
を得た。このインゴットより板厚２７mmのスラブを切り
出し、９００℃〜１２００℃の範囲で１時間加熱したの
ち熱間圧延を行った。引き続きこの熱延板を酸洗し、そ
の後板厚０．５mmまで冷間圧延し、７５０℃×１min 間
の仕上焼鈍を施し、さらに７５０℃×２hrの磁性焼鈍を
行った。図１はこのようにして得られたサンプルのスラ
ブ加熱温度とＳＲＡ後の鉄損Ｗ_15/50 の関係を示したも
のである。ここで、磁気測定は２５cmエプスタイン試験
片を用いて行った。

【００１３】図１より、鋼種Ａにおいても鋼種Ｂにおい
ても、スラブ加熱温度が通常より低い９８０℃〜１１４
０℃において大幅な鉄損の低下が得られ、Ｓの含有量が
０．０００４％と低いの鋼種Ｂにおいて、特に鉄損の低
下が著しいことがわかる。

【００１４】このように、スラブ低温加熱による鉄損低
減効果がＳ含有量により大幅に異なる理由は明らかでは
ないが、ＡｌＮとＭｎＳの析出ノーズが異なるため、こ
の範囲のスラブ低温加熱がＡｌＮの粗大化に効果的に作
用し、ＭｎＳの粗大化には効果的に作用しなかったため
と考えられる。

【００１５】よって、鋼中にＡｌＮ以外にＭｎＳも共存
する鋼種Ａでは、粒成長性が大幅に向上しなかったもの
と考えられる。これに対し、鋼種ＢにおいてはＳ含有量
を低減しているため析出物はＡｌＮのみであり、このＡ
ｌＮが十分に粗大化して固溶しなかったため粒成長性が
向上し、大幅な低鉄損が達成されたものと考えられる。

【００１６】また、スラブ加熱温度が９８０℃未満の場
合には、いずれの鋼種においても鉄損が上昇している。
これは、ＡｌＮの粗大化に伴い磁気特性に好ましくない
（１１１）集合組織が発達し、これによりヒステリシス
損が増大したためと考えられる。

【００１７】以上のことより、低Ｓ材においてスラブ加
熱温度を９８０〜１１４０℃とすることにより磁性焼鈍
後の鉄損が大幅に低下し、特に、１０００℃〜１１００
℃において低鉄損となることが明らかとなった。

【００１８】〔Ｓ含有量の限定理由〕まず、Ｓ含有量が
１００ｐｐｍを超えると、９８０〜１１４０℃でスラブ
加熱を行っても、鉄損の低下がほとんど見られなくなる
ので、Ｓ含有量の上限を１００ｐｐｍに限定する。

【００１９】次に、更なる磁性焼鈍後の低鉄損が達成さ
れるＳの含有量レベルを詳細に調査するため、Ｃ：０．
００３０％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．５０％、
Ｐ：０．１００％、Ａｌ：０．２１％、Ｎ＝０．００２
５％としＳ含有量を種々変えた鋼をラボ溶解、鋳造しイ
ンゴットを得た。このインゴットより板厚２７mmのスラ
ブを切り出し、１１００℃で１時間加熱したのち熱間圧
延を行った。熱延後、酸洗を行い、その後板厚０．５mm
まで冷間圧延し、７５０℃×１min 間の仕上焼鈍を施
し、さらに７５０℃×２hrの磁性焼鈍を行った。図２は
このようにして得られたサンプルのＳ含有量とＳＲＡ後
の鉄損Ｗ_15/50 の関係を示したものである。

【００２０】Ｓ含有量が１００ｐｐｍ以下の場合には、
前記のように９８０〜１１４０℃の低温加熱により磁性
焼鈍後の鉄損の低下が見られるのであるが、図２に示さ
れるように、Ｓ＞１０ｐｐｍでは磁性焼鈍後の鉄損の低
下は緩やかである。これに対し、Ｓ≦１０ｐｐｍとなっ
た場合に鉄損Ｗ_15/50 は４．０Ｗ／Kg以下の大幅な低鉄
損が達成され、さらにＳ≦５ｐｐｍの場合により低鉄損
となることがわかる。

【００２１】よって、スラブ低温加熱により磁性焼鈍後
の鉄損を低下させるために好ましいＳ含有量は１０ｐｐ
ｍ以下であり、より好ましくは５ｐｐｍ以下である。。

【００２２】〔Ｔｉ含有量の限定理由〕次に、本鋼種の
製造安定性を調査するため、Ｃ：０．００３０％、Ｓ
ｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．５０％、Ｐ：０．１００
％、Ａｌ：０．２１％、Ｎ＝０．００２５％、Ｓ＝０．
０００４％の鋼を１０チャージ溶解、鋳造しインゴット
を得た。このインゴットより板厚２７mmのスラブを切り
出し、１１００℃で１時間加熱したのち熱間圧延を行っ
た。熱延後、酸洗を行い、その後板厚０．５mmまで冷間
圧延し、７５０℃×１min 間の仕上焼鈍を施し、さらに
７５０℃×２hrの磁性焼鈍を行った。その結果、鉄損は
３．８０〜４．５０Ｗ／Kgと大きくばらつくことが判明
した。

【００２３】この原因を調査するため、磁性焼鈍後のサ
ンプルより薄膜を作製しＴＥＭ観察を行った。その結
果、鉄損の低いサンプルにおいては、微細な析出物は認
められないが、鉄損の高いサンプルにおいては、５０nm
程度のＴｉＮが観察された。このことより、鉄損ばらつ
きの原因は、微細ＴｉＮの析出によるものであることが
明らかとなった。

【００２４】そこで、Ｔｉが粒成長性に及ぼす影響を調
査するため、Ｃ：０．００２８％、Ｓｉ：０．２０％、
Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．１００％、Ａｌ：０．２２
％、Ｎ＝０．００２５％、Ｓ＝０．０００３％としＴｉ
量を種々変えた鋼をラボ溶解、鋳造しインゴットを得
た。このインゴットより板厚２７mmのスラブを切り出
し、１１００℃で１時間加熱したのち熱間圧延を行っ
た。熱延後、酸洗を行い、その後板厚０．５mmまで冷間
圧延し、７５０℃×１min 間の仕上焼鈍を施し、さらに
７５０℃×２hrの磁性焼鈍を行った。

【００２５】図３はこのようにして得られたサンプルの
Ｔｉ含有量とＳＲＡ後の鉄損Ｗ_{15/5 0} の関係を示したも
のである。図３より、Ｔｉ≦５０ｐｐｍとなった場合に
鉄損Ｗ_15/50 は３．９Ｗ／Kg以下となり、Ｔｉ≦２０ｐ
ｐｍでより安定して低鉄損が達成されることがわかる。

【００２６】以上のことよりＴｉ含有量は５０ｐｐｍ以
下とし、より好ましくは２０ｐｐｍ以下とする。 〔その他の成分の限定理由〕次に、その他の成分の限定
理由について説明する。

【００２７】Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げるために有効
な元素であるが、１．５％を超えると飽和磁束密度の低
下に伴い磁束密度が低下するため上限を１．５％とし
た。

【００２８】ＡｌはＳｉと同様、固有抵抗を上げるため
に有効な元素であるが、１．０％を超えると飽和磁束密
度の低下に伴い磁束密度が低下するため上限を１．０％
とした。また、０．１％未満の場合にはスラブ加熱温度
を低温にしたとしてもＡｌＮが微細析出し粒成長性が低
下するため下限を０．１％とした。

【００２９】Ｃは磁気時効の問題があるため０．００５
％以下とした。

【００３０】Ｍｎは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するた
めに、０．１％以上必要であるが、０．８％以上になる
と磁束密度を低下させるので０．１〜０．８％とした。

【００３１】Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必
要な元素であるが、０．２％を超えて添加すると鋼板が
脆化するため０．２％以下とした。

【００３２】Ｎは、含有量が多い場合にはＡｌＮの析出
量が多くなり、ＡｌＮが粗大となった場合においても粒
成長性が低下し鉄損を増大させるため０．００５％以下
とした。

【００３３】

【発明の実施の形態】本発明においては、Ｓ、Ｔｉ含有
量が所定の範囲内であれば、製造方法は通常の方法でか
まわない。すなわち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理
し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行
う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定
する必要はなく、通常でかまわない。また、熱延後の熱
延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。次いで一回の
冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間
圧延により所定の板厚とした後に、最終焼鈍を行う。

【００３４】

【実施例】表１、表２に示す鋼を用い、転炉で吹練した
後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後鋳
造し、表１、表２に示すスラブ加熱温度で加熱した後、
板厚２．０mmまで熱間圧延を行った。熱延仕上温度は、
表１のNo.1〜No.16 の鋼板については８００℃、表１の
No.17 の鋼板および表２の鋼板については、７５０℃と
した。巻取温度は、表１のNo.1〜No.16 の鋼板および表
２の鋼板については６４０℃、表１のNo.17 の鋼板につ
いては、５５０℃とした。なお、表１のNo.17 の鋼板に
ついては、８３０℃で３時間の熱延板焼鈍を施した。次
にこれらの熱延板を酸洗し、その後、板厚０．５mmまで
冷間圧延を行い、表１、表２に示す仕上焼鈍条件で焼鈍
を行い、さらに７５０℃×２hrの磁性焼鈍を行った。

【００３５】磁気特性は２５cmエプスタイン試験片を用
いて行った。各鋼板の磁気特性を表１、表２に併せて示
す。

【００３６】

【表１】

【００３７】

【表２】

【００３８】表１には、Ｓ含有量が１０ｐｐｍを超える
もの、表２には、Ｓ含有量が１０ｐｐｍ以下のものを記
載してある。

【００３９】表１において、No.1〜No.12 の鋼板は、Ｓ
ｉ含有量が０．２％のレベルにあり、仕上焼鈍温度はN
o.9のものを除いて７５０℃である。これらのうち、ス
ラブ加熱温度が本発明の範囲にあるNo.1〜No.5のもの
は、スラブ加熱温度が本発明の範囲外であるNo.6、No.7
のものよりも低いＷ_15/50 が得られている。No.8の鋼板
は、Ａｌ含有量が本発明の範囲を下回っているので、Ｗ
_15/50 が高くなっている。No.9の鋼板は、Ａｌ含有量が
本発明の範囲を上回っているので、Ｗ_15/50 の値が低い
ものの、Ｂ₅₀の値が低くなっている。

【００４０】No.13 〜No.16 の鋼板は、Ｓｉ含有量が
０．７％のレベルにあり、仕上焼鈍温度が８００℃のも
のである。これらにおいても、スラブ加熱温度が本発明
の範囲にあるNo.13 、No.14 のものは、スラブ加熱温度
が本発明の範囲外であるNo.15、No.16 のものよりも低
いＷ_15/50 が得られている。

【００４１】No.17 の鋼板は、Ｓｉ含有量が本発明の範
囲を上回っているので、Ｂ₅₀が低くなっている。

【００４２】表２において、No.1〜No.12 の鋼板は、Ｓ
ｉ含有量が０．２％のレベルにあり、仕上焼鈍温度はN
o.12 のものを除いて７５０℃である。これらのうち、
スラブ加熱温度が本発明の範囲にあるNo.1〜No.7のもの
においては、スラブ加熱温度が本発明の範囲外であるN
o.8、No.9のものよりも低いＷ_15/50 が得られている。N
o.10 の鋼板においては、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を
上回っているので、Ｗ_{15/5 0} が高くなっている。No.11
の鋼板においては、Ａｌ含有量が本発明の範囲を下回っ
ているので、Ｗ_15/50 が高くなっている。No.12 のもの
は、Ａｌ含有量が本発明の範囲を上回っているので、Ｗ
_15/50 の値が低いものの、Ｂ₅₀の値が低くなっている。

【００４３】No.13 〜No.19 のスラブは、Ｓｉ含有量が
０．７％のレベルにあり、仕上焼鈍温度が８００℃のも
のである。これらにおいても、スラブ加熱温度が本発明
の範囲にあるNo.13 〜No.16 のものは、スラブ加熱温度
が本発明の範囲外であるNo.17 、No.18 のものよりも低
いＷ_15/50 が得られている。No.19 のものにおいては、
Ｔｉの含有量が本発明の範囲を上回っているので、Ｗ
_15/50 が高くなっている。

【００４４】鉄損Ｗ_15/50 の値は、Ｓｉ含有量と仕上焼
鈍温度の影響を受けるが、これらを同じにした場合、本
発明の方法により製造された鋼板は、低い鉄損Ｗ_15/50
を有していることがわかる。

【００４５】

【発明の効果】以上述べたように、本発明においては、
Ｓ含有量を１００ｐｐｍ以下（０を含む）、Ｔｉを５０
ｐｐｍ以下（０を含む）の極微量に制御し、かつスラブ
加熱温度を９８０〜１１４０℃としているので、磁性焼
鈍後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板を安価に製造するこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 スラブ加熱温度と磁性焼鈍後の鉄損との関係
を示す図である。

【図２】 Ｓ量と磁性焼鈍後の鉄損との関係を示す図で
ある。

【図３】 Ｔｉ量と磁性焼鈍後の鉄損との関係を示す図
である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：
   ０．２％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．１〜
   ０．８％、Ａｌ：０．１〜１．０％を含み、Ｎ：０．０
   ０５％以下（０を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０を含
   む）、Ｔｉ：０．００５％以下（０を含む）であり、残
   部が実質的にＦｅである鋳造スラブを熱延工程、冷延工
   程および仕上焼鈍工程を経て加工し、無方向性電磁鋼板
   を製造するに際して、スラブ加熱温度を９８０〜１１４
   ０℃とすることを特徴とする磁性焼鈍後の鉄損の低い無
   方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 鋳造スラブのＳ含有量が０．００１％以
   下（０を含む）である請求項１記載の磁性焼鈍後の鉄損
   の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。