JPH11124626A

JPH11124626A - 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH11124626A
Application number: JP9303305A
Authority: JP
Inventors: Yoshihiko Oda; 善彦尾田; Nobuo Yamagami; 伸夫山上; Yasushi Tanaka; 靖田中
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1997-10-20
Filing date: 1997-10-20
Publication date: 1999-05-11

Abstract

(57)【要約】【課題】従来よりも仕上焼鈍後の鉄損の低い電磁鋼板
を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.0〜
4.0％、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％
以下、Al：0.1〜1.0％、Ｓ：0.001％以下、Sb+Sn/2=0.0
01〜0.05%を含有し、残部が実質的にFeからなるスラブ
を熱間圧延した後、冷間圧延し、40℃/s以下の昇温速度
で仕上焼鈍することを特徴とする鉄損の低い無方向性電
磁鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、モータコアやトラ
ンスの鉄心等に使用される鉄損の低い無方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、電気機器の省エネルギーの観点よ
り、より鉄損の低い電磁鋼板が求められるようになって
いる。この鉄損を低減するためには結晶粒の粗大化が効
果的であり、低鉄損が特に要求されるSi+Al量が１〜３
％程度の中・高級グレードの無方向性電磁鋼板において
は、仕上焼鈍温度を1000℃程度まで高めたり、焼鈍時の
ラインスピードを下げ、焼鈍時間を長くすることにより
結晶粒の粗大化を図っている。

【０００３】この仕上焼鈍時の粒成長性を良好にするた
めには、鋼板中の介在物、析出物量を低減することが効
果的である。このため、これまで介在物、析出物を無害
化することが試みられており、特に高級材ではMnＳの析
出防止の観点からＳ量を低減させる試みがなされてき
た。

【０００４】例えば、特公昭５６−２２３９１号公報に
は、Si：2.5〜3.5％、Al：0.3〜1.0％の鋼においてＳを
50ppm以下、Ｏを25ppm以下とすることにより鉄損を低下
させる技術が開示されている。

【０００５】また、特公平２−５０１９０号公報には、
Si：2.5〜3.5％、Al：0.25〜1.0％の鋼においてＳを15p
pm以下、Ｏを20ppm以下、Ｎを25ppm以下とすることによ
り鉄損を低下させる技術が開示されている。

【０００６】さらに特開平５−１４０６４７号公報に
は、Si：2.0〜4.0％、Al：0.10〜2.0％の鋼においてＳ
を30ppm以下、Ti、Zr、Nb、Ｖをそれぞれ50ppm以下とす
ることにより鉄損を低下させる技術が開示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかし、さらなる低鉄
損化を達成するためには、従来のような介在物、析出物
を低減する手法のみでは不可能であり、新たなる鉄損低
減技術が望まれているのが現状である。本発明はこのよ
うな事情に鑑みなされたものであり、新たなる技術によ
り、従来よりも仕上焼鈍後の鉄損の低い電磁鋼板を提供
することを課題とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の骨子は、鋼板中
に含まれるＳ量と、Sb、Snの量を所定範囲に限定し、さ
らに仕上焼鈍条件を適正化することにより、鉄損の極め
て低い無方向性電磁鋼板を得ることにある。

【０００９】すなわち、前記課題は、重量％で、Ｃ：0.
005％以下、Si：1.0〜4.0％、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.
2％以下、Ｎ：0.005％以下、Al：0.1〜1.0％、Ｓ：0.00
1％以下、Sb+Sn/2=0.001〜0.05%を含有し、残部が実質
的にFeからなるスラブを熱間圧延した後、冷間圧延し、
40℃/s以下の昇温速度で仕上焼鈍することを特徴とする
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。ここで、昇温速度は室温から均熱温度までの平均昇
温速度のことである。Sb+Sn/2の量を、0.001〜0.005％
に限定することにより、さらに好ましい結果が得られ
る。

【００１０】ここに、「残部が実質的にFeである」と
は、本発明の作用効果を無くしない限りにおいて、不可
避不純物を始め、他の微量元素を含むものが本発明の範
囲に入ることを意味する。

【００１１】（発明に至る経緯と、Ｓ、Sb、Sn含有量及
び仕上焼鈍条件の限定理由）本発明者らは、Ｓ=10ppm以
下の極低Ｓ材において鉄損低減を阻害している要因を詳
細に調査した。

【００１２】最初に、鉄損に及ぼすＳの影響を調査する
ため、Ｃ：0.0025％、Si：1.65％、Mn：0.20％、Ｐ：0.
01％、Al：0.31％、Ｎ：0.0021％とし、Ｓ量をtr.〜15p
pmの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱延後、100％
Ｈ₂雰囲気にて950℃×３minの熱延板焼鈍を行い、酸洗
後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行った。引き続き行った
仕上焼鈍は、焼鈍雰囲気：10％Ｈ₂−90％Ｎ₂、昇温速
度：20℃/s、均熱温度：930℃×２minとした。ここで、
昇温速度は室温から均熱温度までの平均昇温速度のこと
である。

【００１３】図１に、このようにして得られたサンプル
のＳ量と鉄損Ｗ_15/50の関係を示す（図中×印）。磁気
特性は25cmエプスタイン試験にて測定した。図１より、
Ｓを10ppm以下とした場合に大幅な鉄損低減が達成され
Ｗ_15/50＝3.2Ｗ／kgの材料が得られることがわかる。こ
れは、Ｓ低減により粒成長性が向上したためである。以
上のことより本発明においては、Ｓ量の範囲を10ppm以
下に限定する。

【００１４】しかし、Ｓ量が10ppm以下となると鉄損の
低下は緩やかとなり、Ｓ量をさらに低減したとしても鉄
損は3.1Ｗ／kg程度にしかならない。

【００１５】本発明者らは、Ｓ≦10ppmの極低Ｓ材にお
いて鉄損の低減が阻害されるのは、MnＳ以外の未知の要
因によるものではないかと考え、光学顕微鏡にて組織観
察を行った。その結果、Ｓ≦10ppmの領域で鋼板表層に
顕著な窒化層が認められた。これに対し、Ｓ＞10ppmの
領域では窒化層は軽微となっていた。この窒化層は窒化
雰囲気で行った仕上焼鈍時に生じたものと考えられる。

【００１６】このＳ低減に伴う窒化反応促進の原因に関
しては次のように考えられる。すなわち、Ｓは表面およ
び粒界に濃化しやすい元素であることから、Ｓ＞10ppm
の領域では、Ｓが鋼板表面へ濃化し、仕上焼鈍時の窒素
の吸着を抑制しており、一方、Ｓ≦10ppmの領域ではＳ
による窒素吸着の抑制効果が低下したためと考えられ
る。

【００１７】本発明者らは、この極低Ｓ材において顕著
に生じる窒化層が鋼板表層部の結晶粒の成長を妨げ、鉄
損の低下を抑制するのではないかと考えた。このような
考えの下に、本発明者らは窒素吸着の抑制が可能でかつ
極低S材の優れた粒成長性を妨げることのない元素を添
加することができれば、極低Ｓ材の鉄損はさらに低減す
るのではないかという着想を抱き、種々の検討を加えた
結果、Sbの極微量添加が有効であることを発見した。

【００１８】図１に、前記×印で示したサンプルの成分
に40ppmのSbを添加したサンプルについて同一の条件で
試験をした結果を○印で示す。Sbの鉄損低減効果に着目
すると、Ｓ＞10ppmの領域では、Sb添加により鉄損は0.0
2〜0.04Ｗ／kg程度しか低下しないが、Ｓ≦10ppmの領域
では、Sb添加により鉄損は0.20Ｗ／kg程度低下してお
り、Ｓ量が少ない場合にSbの鉄損低減効果は顕著に認め
られる。また、このサンプルではＳ量によらず窒化層は
認められなかった。これはSbが仕上焼鈍時の昇温過程に
おいて鋼板表層部に濃化し窒素の吸着を抑制したためと
考えられる。

【００１９】次にSbの最適添加量を調査するため、Ｃ：
0.0026％、Si：1.60％、Mn：0.20％、Ｐ：0.020％、A
l：0.30％、Ｓ：0.0004％、Ｎ：0.0020％としSb量をtr.
〜130ppmの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱間圧延
後、100％Ｈ₂雰囲気にて950℃×３minの熱延板焼鈍を行
い、酸洗後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行った。引き続
き行った仕上焼鈍は、焼鈍雰囲気：10％Ｈ₂−90％Ｎ₂、
昇温速度：20℃/s、均熱温度：930℃×２minとした。

【００２０】図２に、Sb量と鉄損Ｗ_15/50の関係を示
す。図２より、Sb量が10ppm以上の領域で鉄損が低下し
ていることがわかる。しかし、Sbをさらに添加し、Sb＞
50ppmとなった場合には、鉄損は再び増大することもわ
かる。

【００２１】このSb＞50ppmの領域での鉄損増大原因を
調査するため、光学顕微鏡による組織観察を行った。そ
の結果、表層細粒組織は認められなかったものの、平均
結晶粒径が若干小さくなっていた。この原因は明確では
ないが、Sbが粒界に偏析しやすい元素であるため、Sbの
粒界ドラッグ効果により粒成長性が低下したものと考え
られる。

【００２２】但し、Sbを700ppmまで添加してもSbフリー
鋼と比べると鉄損は良好である。以上のことよりSbは10
ppm以上とし、コストの問題から上限を500ppmとする。
また鉄損の観点より、望ましくは10ppm以上、50ppm以下
とする。

【００２３】以上の鉄損低減効果はSbと同様な表面偏析
型元素であるSnを20ppm以上添加した場合にも認めら
れ、100ppm以上の添加で鉄損が若干増大した。但し、Sn
を1400ppmまで添加してもSnフリー鋼と比べると鉄損は
良好である。このことよりSnは20ppm以上とし、コスト
の問題から上限を1000ppmとする。また鉄損の観点よ
り、望ましくは20ppm以上、100ppm以下とする。

【００２４】さらに、SbとSnを複合添加した場合にもSb
+Sn/2で10ppm以上添加した場合に鉄損が低下し、Sb+Sn/
2で50ppm以上添加した場合に若干の鉄損増大が認められ
た。また、Sb+Sn/2が700ppm以下であれば、Sb、Snフリ
ー鋼と比べると鉄損は良好であった。このことよりSbと
Snを複合添加した場合にはSb+Sn/2で10ppm以上とし、コ
ストの問題から上限を500ppmとする。また鉄損の観点よ
り、望ましくは10ppm以上、50ppm以下とする。

【００２５】次に、適正仕上焼鈍条件について調査する
ため、Ｃ：0.0026％、Si：1.62％、Mn：0.20％、Ｐ：0.
010％、Al：0.30%、Ｓ：0.0004％、Ｎ：0.0020％、Sb：
0.004％とした鋼を実験室にて真空溶解し、熱延後、100
％Ｈ₂雰囲気にて950℃×５minの熱延板焼鈍を行い、酸
洗後、板厚0.5mmまで冷間圧延した。仕上焼鈍は昇温速
度を種々変化させながら930℃まで加熱し、２min間均熱
後、空冷する条件で行った。なお、仕上焼鈍雰囲気は10
％Ｈ₂−90％Ｎ₂とした。

【００２６】図３に、仕上焼鈍時の昇温速度と鉄損Ｗ
_15/50の関係を示す。図３より昇温速度が40℃/s超の領
域において鉄損が増大していることがわかる。これら材
料の組織を観察したところ、昇温速度40℃/s超のサンプ
ルでは、Sbを添加しているにもかかわらず鋼板表層部に
窒化が認められた。

【００２７】これは、昇温速度が速くなった場合にはSb
が鋼板表面に偏析する以前に高温の窒化雰囲気に鋼板が
さらされるため、Sbの窒化抑制効果が十分に発揮されず
窒化が生じたものと考えられる。以上のことより、仕上
焼鈍時の昇温速度は40℃/s以下とし、鉄損の観点より望
ましくは25℃/s以下とする。

【００２８】（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。Ｃ：Ｃは磁気時効の問題があるため0.005％以下とし
た。 Si： Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素で
あるため1.0%以上添加する。一方、4.0％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
4.0％とした。 Mn： Mnは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、0.
05％以上必要であるが、1.0％以上になると磁束密度を
低下させるので0.05〜1.0％とした。Ｐ：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。Ｎ：Ｎは、含有量が多い場合にはAlNの析出量が多く
なり、鉄損を増大させるため0.005％以下とした。 Al： 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AlNが微細化し粒成長性が低下する
ため下限を0.1％とした。

【００２９】（製造方法）本発明においては、Ｓ、Sbお
よびSnが所定の範囲内であり、かつ仕上焼鈍時の昇温速
度が本発明の範囲内であれば、それ以外の製造方法は通
常の無方向性電磁鋼板を製造する方法でかまわない。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
の仕上温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通
常の温度でかまわない。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、酸洗後、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、仕上焼鈍を昇温速度40
℃/s以下で行う。

【００３０】

【実施例】表１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、
スラブを1140℃で１hr加熱した後、板厚2.3mmまで熱間
圧延を行った。熱延仕上げ温度は800℃とした。巻取り
温度は610℃とし、巻取り後、表２に示す条件で熱延板
焼鈍を施した。その後、酸洗を行い、板厚0.5mmまで冷
間圧延を行い、表２に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を行っ
た。表２における「昇温速度」とは、仕上焼鈍時におけ
る室温から均熱温度までの平均昇温速度のことである。
磁気測定は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２に併せて示す。なお、表１と表２
のNo.は対応している。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】表１、表２より、鋼板成分を本発明のS、S
b、Sn量に制御し、仕上焼鈍時の昇温速度を本発明の範
囲内とした本発明鋼において、仕上焼鈍後の鉄損の非常
に低い鋼板が得られることがわかる。

【００３４】これに対し、No.12の鋼板はＳとSb+Sn/2
が、No.13の鋼板はSb+Sn/2が、それぞれ本発明の範囲を
外れているため、鉄損Ｗ_15/50が高くなっている。

【００３５】No.14とNo.15の鋼板は、仕上焼鈍における
昇温速度が本発明の範囲を外れているため、No.12、No.
13の鋼板に比べると鉄損Ｗ_15/50は低いものの、本発明
鋼に比しては鉄損Ｗ_15/50が高くなっている。

【００３６】No.16の鋼板は、Ｃ含有量が本発明の範囲
を超えているので、鉄損Ｗ_15/50が高いのみならず、磁
気時効問題がある。

【００３７】No.17の鋼板は、Si含有量が本発明の範囲
を超えているので、鉄損Ｗ_15/50は低いものの、磁束密
度Ｂ₅₀が低くなっている。

【００３８】No.18の鋼板はMn含有量が本発明の範囲よ
り低いので、鉄損Ｗ_15/50が高くなっている。No.19の鋼
板はMn含有量が本発明の範囲を超えているので、鉄損Ｗ
_15/50は低いものの、磁束密度Ｂ₅₀が低くなっている。

【００３９】No.20の鋼板は、Ｎ含有量が本発明の範囲
を超えているので、鉄損Ｗ_15/50が高くなっている。

【００４０】No.21の鋼板は、Al含有量が本発明の範囲
より低いので、鉄損Ｗ_15/50が高くなっている。一方、N
o.22の鋼板は、Al含有量が本発明の範囲を超えているの
で、鉄損Ｗ_15/50は低いものの、磁束密度Ｂ₅₀が低くな
っている。

【００４１】

【発明の効果】以上説明したように、請求項１に係る発
明は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.0〜4.0％、M
n：0.05〜1.0％、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下、A
l：0.1〜1.0％、Ｓ：0.001％以下、Sb+Sn/2=0.001〜0.0
5％を含有し、残部が実質的にFeからなるスラブを熱間
圧延した後、冷間圧延し、40℃/s以下の昇温速度で仕上
焼鈍することを特徴とするものであるので、鉄損の低い
無方向性電磁鋼板を製造することができる。

【００４２】請求項２に係る発明は、請求項１に係る発
明においてSb+Sn/2の範囲を、0.001〜0.005％に限定し
たものであるので、さらに鉄損の低い無方向性電磁鋼板
を製造することができる。

【００４３】本発明に係る無方向性電磁鋼板は、モータ
のコアやトランスの鉄心等、低鉄損が要求される電気材
料として広く使用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｓ量と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示す図であ
る。

【図２】 Sb量と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示す図で
ある。

【図３】仕上焼鈍時の昇温速度と仕上焼鈍後の鉄損と
の関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.0〜
4.0％、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％
以下、Al：0.1〜1.0％、Ｓ：0.001％以下、Sb+Sn/2=0.0
01〜0.05％を含有し、残部が実質的にFeからなるスラブ
を熱間圧延した後、冷間圧延し、40℃/s以下の昇温速度
で仕上焼鈍することを特徴とする鉄損の低い無方向性電
磁鋼板の製造方法。
【請求項２】重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.0〜
4.0％、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％
以下、Al：0.1〜1.0％、Ｓ：0.001％以下、Sb+Sn/2=0.0
01〜0.005％を含有し、残部が実質的にFeからなるスラ
ブを熱間圧延した後、冷間圧延し、40℃/s以下の昇温速
度で仕上焼鈍することを特徴とする鉄損の低い無方向性
電磁鋼板の製造方法。