JPH11199930A - 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法及び鉄損の低い無方向性電磁鋼板 - Google Patents
鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法及び鉄損の低い無方向性電磁鋼板Info
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- JPH11199930A JPH11199930A JP10020194A JP2019498A JPH11199930A JP H11199930 A JPH11199930 A JP H11199930A JP 10020194 A JP10020194 A JP 10020194A JP 2019498 A JP2019498 A JP 2019498A JP H11199930 A JPH11199930 A JP H11199930A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来のものよりも仕上焼鈍後の鉄損の低い無
方向性電磁鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.5〜
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
01〜0.050％を含有し、残部が実質的にFeからなるスラ
ブを熱間圧延したのち、熱延板焼鈍し、冷間圧延および
仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、水素、窒素の混合雰囲気で行われる熱延板焼鈍時の
加熱速度を40℃/s以下と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。
方向性電磁鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.5〜
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
01〜0.050％を含有し、残部が実質的にFeからなるスラ
ブを熱間圧延したのち、熱延板焼鈍し、冷間圧延および
仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、水素、窒素の混合雰囲気で行われる熱延板焼鈍時の
加熱速度を40℃/s以下と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
【０００１】
【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。
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。
【０００２】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。
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。
【０００３】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。
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。
【０００４】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。
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。
【０００５】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。
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。
【０００６】
【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、従来のものよりも仕
上焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供すること
を課題とする。
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、従来のものよりも仕
上焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供すること
を課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の骨子は、Ｓ含有
量とSb、Sn含有量を所定値に規定し、しかも、熱延板焼
鈍条件を適正化することによって、仕上焼鈍後の鉄損の
低い電磁鋼板を製造することにある。
量とSb、Sn含有量を所定値に規定し、しかも、熱延板焼
鈍条件を適正化することによって、仕上焼鈍後の鉄損の
低い電磁鋼板を製造することにある。
【０００８】すなわち、前記課題は、重量％で、Ｃ：0.
005％以下、Si：1.5〜4.0％、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=0.001〜0.050％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のち、熱延板焼
鈍し、冷間圧延および仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板
を製造する方法において、水素、窒素の混合雰囲気で行
われる熱延板焼鈍時の加熱速度を40℃/s以下とすること
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
よって解決される。
005％以下、Si：1.5〜4.0％、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=0.001〜0.050％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のち、熱延板焼
鈍し、冷間圧延および仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板
を製造する方法において、水素、窒素の混合雰囲気で行
われる熱延板焼鈍時の加熱速度を40℃/s以下とすること
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
よって解決される。
【０００９】Sb+Sn/2の含有量を0.001〜0.005％に制限
することにより、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。
することにより、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。
【００１０】ここに、「残部が実質的にFeからなる」と
は、本発明の作用効果を無くしない範囲で、不可避的不
純物をはじめ、他の微量元素を含んだものが本発明の範
囲に含まれることを意味する。また、「熱延板焼鈍時の
加熱速度」とは、室温から均熱温度までの平均加熱速度
のことである。
は、本発明の作用効果を無くしない範囲で、不可避的不
純物をはじめ、他の微量元素を含んだものが本発明の範
囲に含まれることを意味する。また、「熱延板焼鈍時の
加熱速度」とは、室温から均熱温度までの平均加熱速度
のことである。
【００１１】（発明に至る経緯と、Ｓ、Sn、Sb含有量の
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。
その結果、Ｓ量の低減に伴い、鋼板表層部に顕著な窒化
層が認められ、この窒化層が鉄損低減を阻害しているこ
とが明らかとなった。
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。
その結果、Ｓ量の低減に伴い、鋼板表層部に顕著な窒化
層が認められ、この窒化層が鉄損低減を阻害しているこ
とが明らかとなった。
【００１２】そこで、本発明者らが、窒化を抑制し、鉄
損をさらに低減させる手法に関し鋭意検討した結果、Sb
もしくはSnをSb+Sn/2で0.001〜0.05%の範囲で添加し、
さらに熱延板焼鈍条件を適正化することにより、極低Ｓ
材の鉄損が大幅に低下することを見いだした。
損をさらに低減させる手法に関し鋭意検討した結果、Sb
もしくはSnをSb+Sn/2で0.001〜0.05%の範囲で添加し、
さらに熱延板焼鈍条件を適正化することにより、極低Ｓ
材の鉄損が大幅に低下することを見いだした。
【００１３】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実験室にて真空溶解し、熱延
後、酸洗し、熱延板焼鈍を行った。ここで熱延板焼鈍条
件は、焼鈍雰囲気：75％Ｈ2−25％Ｎ2、加熱速度：1℃/
s、均熱温度：800℃×3hrとした。ここで、加熱速度と
は室温から均熱温度までの平均加熱速度のことである
（以下同じ）。その後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行
い、10％Ｈ2−90%Ｎ2雰囲気にて930℃×２min間の仕上
焼鈍を行った。図１に、このようにして得られたサンプ
ルのＳ量と鉄損Ｗ15/50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。
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実験室にて真空溶解し、熱延
後、酸洗し、熱延板焼鈍を行った。ここで熱延板焼鈍条
件は、焼鈍雰囲気：75％Ｈ2−25％Ｎ2、加熱速度：1℃/
s、均熱温度：800℃×3hrとした。ここで、加熱速度と
は室温から均熱温度までの平均加熱速度のことである
（以下同じ）。その後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行
い、10％Ｈ2−90%Ｎ2雰囲気にて930℃×２min間の仕上
焼鈍を行った。図１に、このようにして得られたサンプ
ルのＳ量と鉄損Ｗ15/50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。
【００１４】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Ｗ15/50＝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。
幅な鉄損低減が達成されＷ15/50＝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。
【００１５】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。
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。
【００１６】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、水素
−窒素の混合雰囲気で行った熱延板焼鈍時および仕上焼
鈍時に生じたものと考えられる。
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、水素
−窒素の混合雰囲気で行った熱延板焼鈍時および仕上焼
鈍時に生じたものと考えられる。
【００１７】上記、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＞10pp
mの領域では、Ｓが鋼板表面へ濃化し、熱延板焼鈍時お
よび仕上焼鈍時の窒素の吸着を抑制している。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
したため窒化層が形成されたものと考えられる。
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＞10pp
mの領域では、Ｓが鋼板表面へ濃化し、熱延板焼鈍時お
よび仕上焼鈍時の窒素の吸着を抑制している。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
したため窒化層が形成されたものと考えられる。
【００１８】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。
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。
【００１９】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0.2〜0.3Ｗ／kg程度低下して
おり、Ｓ量が少ない場合にSbの鉄損低減効果が顕著に認
められることがわかる。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が鋼板表層
部に濃化し、熱延板焼鈍時および仕上焼鈍時の窒素の吸
着を抑制したためと考えられる。
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0.2〜0.3Ｗ／kg程度低下して
おり、Ｓ量が少ない場合にSbの鉄損低減効果が顕著に認
められることがわかる。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が鋼板表層
部に濃化し、熱延板焼鈍時および仕上焼鈍時の窒素の吸
着を抑制したためと考えられる。
【００２０】以上のことから、極低Ｓ材の窒化抑制のた
めには、鋼板表層部での窒化反応が生じる前にSbを鋼板
表層部に偏析させることが必要であるといえる。
めには、鋼板表層部での窒化反応が生じる前にSbを鋼板
表層部に偏析させることが必要であるといえる。
【００２１】そこで、本発明者らは、Sbの表面偏析と窒
化反応が競合する熱延板焼鈍時の昇温過程に着目し、熱
延板焼鈍時の加熱速度と鉄損との関係を調査した。供試
材として、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、酸洗し、熱延板焼鈍をおこなった。ここで熱延板
焼鈍条件は、焼鈍雰囲気：75％Ｈ2−25％Ｎ2、均熱温
度：800℃×３hrとし、加熱速度を１〜50℃/sと変化さ
せた。その後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行い、10％Ｈ2
−90%Ｎ2雰囲気にて930℃×２min間の仕上焼鈍を行っ
た。
化反応が競合する熱延板焼鈍時の昇温過程に着目し、熱
延板焼鈍時の加熱速度と鉄損との関係を調査した。供試
材として、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、酸洗し、熱延板焼鈍をおこなった。ここで熱延板
焼鈍条件は、焼鈍雰囲気：75％Ｈ2−25％Ｎ2、均熱温
度：800℃×３hrとし、加熱速度を１〜50℃/sと変化さ
せた。その後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行い、10％Ｈ2
−90%Ｎ2雰囲気にて930℃×２min間の仕上焼鈍を行っ
た。
【００２２】図２に、このようにして得られたサンプル
の熱延板焼鈍時の加熱速度と鉄損Ｗ15/50の関係を示
す。図２より、加熱速度が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、加熱速度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。この理由は、加熱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、熱延板焼
鈍時の加熱速度は40℃/s以下とし、鉄損の観点より望ま
しくは10℃/s以下とする。
の熱延板焼鈍時の加熱速度と鉄損Ｗ15/50の関係を示
す。図２より、加熱速度が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、加熱速度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。この理由は、加熱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、熱延板焼
鈍時の加熱速度は40℃/s以下とし、鉄損の観点より望ま
しくは10℃/s以下とする。
【００２３】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.
〜600ppmの範囲で変化させた鋼を実験室にて真空溶解
し、熱延後、酸洗し、熱延板焼鈍をおこなった。ここで
熱延板焼鈍条件は、焼鈍雰囲気：75％Ｈ2−25％Ｎ2、加
熱速度：１℃/s、均熱温度：800℃×３hrとした。その
後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行い、10％Ｈ2−90%Ｎ2雰
囲気にて930℃×２minの仕上焼鈍を行った。
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.
〜600ppmの範囲で変化させた鋼を実験室にて真空溶解
し、熱延後、酸洗し、熱延板焼鈍をおこなった。ここで
熱延板焼鈍条件は、焼鈍雰囲気：75％Ｈ2−25％Ｎ2、加
熱速度：１℃/s、均熱温度：800℃×３hrとした。その
後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行い、10％Ｈ2−90%Ｎ2雰
囲気にて930℃×２minの仕上焼鈍を行った。
【００２４】図３に、Sb量と鉄損Ｗ15/50の関係を示
す。図３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。
す。図３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。
【００２５】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。
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。
【００２６】但し、Sbを600ppm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。
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。
【００２７】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。このこと
よりSnは20ppm以上とし、コストの問題から上限を1000p
pm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。
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。このこと
よりSnは20ppm以上とし、コストの問題から上限を1000p
pm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。
【００２８】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。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。
+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。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。
【００２９】（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1.5％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、0.0
5％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。
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1.5％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、0.0
5％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。
【００３０】（製造方法）本発明においては、Ｓ、Sbお
よびSnをはじめとする規定された成分が所定の範囲内で
あり、かつ熱延板焼鈍時の加熱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、通常の範囲でかまわな
い。引き続き熱延板を酸洗し、熱延板焼鈍を行う。熱延
板焼鈍は加熱速度が本発明の範囲内であればバッチ炉、
連続焼鈍炉いずれで焼鈍を行ってもかまわない。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、仕上焼鈍
を行う。
よびSnをはじめとする規定された成分が所定の範囲内で
あり、かつ熱延板焼鈍時の加熱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、通常の範囲でかまわな
い。引き続き熱延板を酸洗し、熱延板焼鈍を行う。熱延
板焼鈍は加熱速度が本発明の範囲内であればバッチ炉、
連続焼鈍炉いずれで焼鈍を行ってもかまわない。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、仕上焼鈍
を行う。
【００３１】
【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、酸洗し、表１に示す条件
で熱延板焼鈍を施した。その後、板厚0.5mmまで冷間圧
延を行い、表１に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を行った。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１に併せて示す。
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、酸洗し、表１に示す条件
で熱延板焼鈍を施した。その後、板厚0.5mmまで冷間圧
延を行い、表１に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を行った。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１に併せて示す。
【００３２】表１より、本発明の実施例であるNo.１〜N
o.13の鋼板に見られるように、Ｓ、Sb、Snをはじめとし
た所定の鋼板成分を本発明の量に制御し、熱延板焼鈍時
の加熱速度を本発明の範囲内とした場合に、仕上焼鈍後
の鉄損が非常に低く、かつ磁束密度の高い鋼板が得られ
ることがわかる。
o.13の鋼板に見られるように、Ｓ、Sb、Snをはじめとし
た所定の鋼板成分を本発明の量に制御し、熱延板焼鈍時
の加熱速度を本発明の範囲内とした場合に、仕上焼鈍後
の鉄損が非常に低く、かつ磁束密度の高い鋼板が得られ
ることがわかる。
【００３３】これに対し、No.14の鋼板では、Ｓと（Sb
＋1/2Sn）の含有量が本発明の範囲を外れており、No.15
の鋼板では、（Sb＋1/2Sn）の含有量が本発明の範囲を
外れているので、いずれも鉄損Ｗ15/50の値が高くなっ
ている。No.16、No.17の鋼板は、加熱速度が本発明の範
囲を超えているので、本発明鋼に比して鉄損Ｗ15/50の
値が高くなっている。
＋1/2Sn）の含有量が本発明の範囲を外れており、No.15
の鋼板では、（Sb＋1/2Sn）の含有量が本発明の範囲を
外れているので、いずれも鉄損Ｗ15/50の値が高くなっ
ている。No.16、No.17の鋼板は、加熱速度が本発明の範
囲を超えているので、本発明鋼に比して鉄損Ｗ15/50の
値が高くなっている。
【００３４】No.18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Ｗ15/50の値が高くなってい
る。No.19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Ｗ15/50は低いものの、磁束密度Ｂ50が
低くなっている。No.20の鋼板は、Mn含有量が本発明の
範囲を下回っているので、鉄損Ｗ15/50の値が高くなっ
ている。No.21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Ｗ15/50は低いものの、磁束密度Ｂ
50が低くなっている。
を超えているので、鉄損Ｗ15/50の値が高くなってい
る。No.19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Ｗ15/50は低いものの、磁束密度Ｂ50が
低くなっている。No.20の鋼板は、Mn含有量が本発明の
範囲を下回っているので、鉄損Ｗ15/50の値が高くなっ
ている。No.21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Ｗ15/50は低いものの、磁束密度Ｂ
50が低くなっている。
【００３５】No.22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Ｗ15/50の値が高くなってい
る。No.23の鋼板は、Alの含有量が本発明の範囲を下回
っているので、鉄損Ｗ15/50の値が高くなっている。No.
24の鋼板は、Alの含有量が本発明の範囲を超えているの
で、鉄損Ｗ15/50は低いものの、磁束密度Ｂ50が低くな
っている。
を超えているので、鉄損Ｗ15/50の値が高くなってい
る。No.23の鋼板は、Alの含有量が本発明の範囲を下回
っているので、鉄損Ｗ15/50の値が高くなっている。No.
24の鋼板は、Alの含有量が本発明の範囲を超えているの
で、鉄損Ｗ15/50は低いものの、磁束密度Ｂ50が低くな
っている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は、重量％
で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.5〜4.0％、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=0.001〜0.050％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の
ち、熱延板焼鈍し、冷間圧延および仕上焼鈍を経て無方
向性電磁鋼板を製造する方法において、水素、窒素の混
合雰囲気で行われる熱延板焼鈍時の加熱速度を40℃/s以
下とすることを特徴とするものであり、さらに、Sb+Sn/
2の量を0.001〜0.005％としたものであるので、従来の
ものよりも鉄損が低く、磁束密度が高い無方向性電磁鋼
板を得ることができる。
で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.5〜4.0％、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=0.001〜0.050％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の
ち、熱延板焼鈍し、冷間圧延および仕上焼鈍を経て無方
向性電磁鋼板を製造する方法において、水素、窒素の混
合雰囲気で行われる熱延板焼鈍時の加熱速度を40℃/s以
下とすることを特徴とするものであり、さらに、Sb+Sn/
2の量を0.001〜0.005％としたものであるので、従来の
ものよりも鉄損が低く、磁束密度が高い無方向性電磁鋼
板を得ることができる。
【００３８】本発明により得られた無方向性電磁鋼板
は、モータやトランスのコア等、低鉄損が要求される電
気材料として広く使用するのに好適である。
は、モータやトランスのコア等、低鉄損が要求される電
気材料として広く使用するのに好適である。
【図１】Ｓ量と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示す図であ
る。
る。
【図２】 熱延板焼鈍時の加熱速度と仕上焼鈍後の鉄損
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図３】 Sb量と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示す図で
ある。
ある。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：1.5〜
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
01〜0.050％を含有し、残部が実質的にFeからなるスラ
ブを熱間圧延したのち、熱延板焼鈍し、冷間圧延および
仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、水素、窒素の混合雰囲気で行われる熱延板焼鈍時の
加熱速度を40℃/s以下と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：1.5〜
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
ブを熱間圧延したのち、冷間圧延および仕上焼鈍をへて
無方向性電磁鋼板を製造する方法において、水素、窒素
の混合雰囲気で行われる熱延板焼鈍時の加熱速度を40℃
/s以下と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３】 請求項１又は請求項２の方法によって製
造された鉄損の低い無方向性電磁鋼板。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10020194A JPH11199930A (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法及び鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
| US09/041,335 US6139650A (en) | 1997-03-18 | 1998-03-12 | Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing the same |
| CA 2232129 CA2232129C (en) | 1997-03-18 | 1998-03-16 | Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing the same |
| CN98105708A CN1083494C (zh) | 1997-03-18 | 1998-03-17 | 无晶粒取向性磁钢板及其制造方法 |
| KR1019980009115A KR100268612B1 (ko) | 1997-03-18 | 1998-03-17 | 무방향성 전자강판 및 그 제조방법 |
| EP98104900A EP0866144B1 (en) | 1997-03-18 | 1998-03-18 | Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10020194A JPH11199930A (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法及び鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11199930A true JPH11199930A (ja) | 1999-07-27 |
Family
ID=12020371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10020194A Pending JPH11199930A (ja) | 1997-03-18 | 1998-01-19 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法及び鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11199930A (ja) |
-
1998
- 1998-01-19 JP JP10020194A patent/JPH11199930A/ja active Pending
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