JP2002294417A - 疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents
疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 歪取り焼鈍後の高周波鉄損が低く、疲労特性
に優れた電磁鋼板を提供する。 【解決手段】 ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ：１ 〜４％、Ｍｎ：１．５ ％以下、Ａｌ：０．１
〜２ ％以下、 Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２〜５ ％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなる無方向性電磁鋼板。
に優れた電磁鋼板を提供する。 【解決手段】 ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ：１ 〜４％、Ｍｎ：１．５ ％以下、Ａｌ：０．１
〜２ ％以下、 Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２〜５ ％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなる無方向性電磁鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、疲労特性に優れ
た無方向性電磁鋼板に関する。
た無方向性電磁鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、モーター、変圧器
等の電気機器の鉄心材料として用いられる。近年、電気
機器の小型化、高効率化が要望されるに従い、電気機器
で使用されるモーターの鉄心材料は高周波にて使用され
ることが多くなって来ている。その結果、従来より高い
周波数（２００Hz〜１ＫＨｚ程度）での低鉄損化が重視
されてきている。
等の電気機器の鉄心材料として用いられる。近年、電気
機器の小型化、高効率化が要望されるに従い、電気機器
で使用されるモーターの鉄心材料は高周波にて使用され
ることが多くなって来ている。その結果、従来より高い
周波数（２００Hz〜１ＫＨｚ程度）での低鉄損化が重視
されてきている。
【０００３】上記電気機器の鉄心材料としての電磁鋼板
には、鉄損軽減の観点からユーザーにて歪取り焼鈍が施
されることがあり、歪取り焼鈍後の鉄損特性が優れてい
ることが要望される。また、モーターはインバータにて
可変速運転が行われることから、ローターに加わる遠心
力も大きく変化し、この為優れた疲労特性も要求され
る。
には、鉄損軽減の観点からユーザーにて歪取り焼鈍が施
されることがあり、歪取り焼鈍後の鉄損特性が優れてい
ることが要望される。また、モーターはインバータにて
可変速運転が行われることから、ローターに加わる遠心
力も大きく変化し、この為優れた疲労特性も要求され
る。
【０００４】従来、高周波鉄損を低減する技術として、
特開平１１−２２９０９５号公報では、珪素鋼板にＣｒ
を０．５〜５．５％添加することにより高周波鉄損を低
減する技術が開示されている。
特開平１１−２２９０９５号公報では、珪素鋼板にＣｒ
を０．５〜５．５％添加することにより高周波鉄損を低
減する技術が開示されている。
【０００５】また、特開平１２−１１９８２２号公報に
は、Ｃｒを１〜８％添加しかつフェライト粒径を１００
〜２００μmに規定することにより高周波鉄損を低減す
る技術が開示されている。
は、Ｃｒを１〜８％添加しかつフェライト粒径を１００
〜２００μmに規定することにより高周波鉄損を低減す
る技術が開示されている。
【０００６】また、特開平６−３３０２５５号公報に
は、高強度を得るためには、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ添加
による炭窒化物による析出硬化、フェライト粒の細粒化
により張力を高める技術が開示されている。
は、高強度を得るためには、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ添加
による炭窒化物による析出硬化、フェライト粒の細粒化
により張力を高め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】しかしながら、特開平
１１−２２９０９５号公報、特開平１２−１１９８２２
号公報に開示される技術は、客先での歪取り焼鈍を考慮
しておらず製造元での品質を保つのは困難であり、疲労
特性に対する配慮もされていないため疲労特性も十分で
はない。
１１−２２９０９５号公報、特開平１２−１１９８２２
号公報に開示される技術は、客先での歪取り焼鈍を考慮
しておらず製造元での品質を保つのは困難であり、疲労
特性に対する配慮もされていないため疲労特性も十分で
はない。
【０００８】特開平６−３３０２５５号公報に開示され
る技術は、炭窒化物による析出強化を利用するので、結
晶粒成長が阻害され磁気特性は十分ではない。
る技術は、炭窒化物による析出強化を利用するので、結
晶粒成長が阻害され磁気特性は十分ではない。
【０００９】本発明はこのような事情に鑑みなされたも
ので、歪取り焼鈍後の高周波鉄損が低く、疲労特性に優
れた電磁鋼板を提供することを目的とする。
ので、歪取り焼鈍後の高周波鉄損が低く、疲労特性に優
れた電磁鋼板を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らが上記課題の
解決に関し鋭意検討したところ、所定量のＣｒ、Ｍｏを
添加し、かつＣを所定の範囲に管理することにより、歪
取り焼鈍時の炭化物を抑制して高周波鉄損を低減できか
つ疲労特性も高まることを見出した。本発明はかかる知
見に基づきなされたもので、以下のような構成を有す
る。
解決に関し鋭意検討したところ、所定量のＣｒ、Ｍｏを
添加し、かつＣを所定の範囲に管理することにより、歪
取り焼鈍時の炭化物を抑制して高周波鉄損を低減できか
つ疲労特性も高まることを見出した。本発明はかかる知
見に基づきなされたもので、以下のような構成を有す
る。
【００１１】本発明は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５
％以下、Ｓｉ：１ 〜４％、Ｍｎ：１．５ ％以下、Ａ
ｌ：０．１〜２ ％以下、 Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２〜
５ ％、Ｍｏ：０．０５〜１．５％を含有し、残部は実
質的にＦｅからなる歪取り焼鈍後の疲労特性に優れた無
方向性電磁鋼板である。
％以下、Ｓｉ：１ 〜４％、Ｍｎ：１．５ ％以下、Ａ
ｌ：０．１〜２ ％以下、 Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２〜
５ ％、Ｍｏ：０．０５〜１．５％を含有し、残部は実
質的にＦｅからなる歪取り焼鈍後の疲労特性に優れた無
方向性電磁鋼板である。
【００１２】なお、上記手段において、「残部実質的に
Ｆｅ」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可
避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発
明の範囲に含まれ得ることを意味する。また、本明細書
において、鋼の成分を示す％およびｐｐｍはすべてｍａ
ｓｓ％、ｍａｓｓ ｐｐｍである。
Ｆｅ」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可
避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発
明の範囲に含まれ得ることを意味する。また、本明細書
において、鋼の成分を示す％およびｐｐｍはすべてｍａ
ｓｓ％、ｍａｓｓ ｐｐｍである。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細をその限定理
由とともに説明する。
由とともに説明する。
【００１４】本発明者らは、まず鉄損特性の向上につい
て検討するため、固有抵抗を増加させる効果が大きい上
に製造プロセスにおいて熱間加工性をあまり劣化させな
いＣｒに着目し、歪取り焼鈍後の磁気特性の改善方法に
ついて調査を行った。
て検討するため、固有抵抗を増加させる効果が大きい上
に製造プロセスにおいて熱間加工性をあまり劣化させな
いＣｒに着目し、歪取り焼鈍後の磁気特性の改善方法に
ついて調査を行った。
【００１５】まず、Ｃｒを含有する鋼の歪取り焼鈍後の
磁気特性を調査した。Ｃ：０．００４０％、Ｓｉ：２．
５％、Ｍｎ：０．１８ ％、Ａｌ：１．０％、 Ｓ：０．
０００５％、Ｎ：０．００２０％、Ｐ：０．０１％と
し、さらにＣｒ：ｔｒ．の鋼(鋼Ａ)とＣｒ：１．０ ％
を添加した鋼(鋼Ｂ)を溶解し、熱間圧延後、酸洗を行っ
た。引き続きこの熱間圧延板に１００％Ｈ2雰囲気にて
８６０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を行い、板厚０．３５ｍ
ｍまで圧延した。次いで、１０％Ｈ2−９０％Ｎ2雰囲気
で１０００℃×１ｍｉｎの仕上げ焼鈍を行った。更に、
１００％Ｎ2雰囲気にて７５０℃×２ｈｒの歪取り焼鈍
を行った。このようにして得られた供試材を用い、仕上
げ焼鈍後及び歪取り焼鈍後の磁気特性を測定した。ここ
で、磁気特性の測定は、外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍの
リングサンプルで、１次１００ターン、２次１００ター
ンの巻線をしたものを用いた。表１に鋼Ａ、鋼Ｂの仕上
げ焼鈍後と歪取り焼鈍後の４００Ｈｚでの鉄損Ｗ１０／
４００(Ｗ／Ｋｇ)を示す。
磁気特性を調査した。Ｃ：０．００４０％、Ｓｉ：２．
５％、Ｍｎ：０．１８ ％、Ａｌ：１．０％、 Ｓ：０．
０００５％、Ｎ：０．００２０％、Ｐ：０．０１％と
し、さらにＣｒ：ｔｒ．の鋼(鋼Ａ)とＣｒ：１．０ ％
を添加した鋼(鋼Ｂ)を溶解し、熱間圧延後、酸洗を行っ
た。引き続きこの熱間圧延板に１００％Ｈ2雰囲気にて
８６０℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を行い、板厚０．３５ｍ
ｍまで圧延した。次いで、１０％Ｈ2−９０％Ｎ2雰囲気
で１０００℃×１ｍｉｎの仕上げ焼鈍を行った。更に、
１００％Ｎ2雰囲気にて７５０℃×２ｈｒの歪取り焼鈍
を行った。このようにして得られた供試材を用い、仕上
げ焼鈍後及び歪取り焼鈍後の磁気特性を測定した。ここ
で、磁気特性の測定は、外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍの
リングサンプルで、１次１００ターン、２次１００ター
ンの巻線をしたものを用いた。表１に鋼Ａ、鋼Ｂの仕上
げ焼鈍後と歪取り焼鈍後の４００Ｈｚでの鉄損Ｗ１０／
４００(Ｗ／Ｋｇ)を示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】表１よりＣｒ添加鋼（鋼Ｂ）において歪取
り焼鈍後の鉄損が劣化していることがわかる。この原因
を調査するために鋼Ａ、鋼Ｂそれぞれの仕上げ焼鈍後、
歪取り焼鈍後の組織観察を行った。その結果、歪取り焼
鈍後の鋼Ｂでのみ粒界に炭化物が多く観察された。この
ことから、Ｃｒ添加鋼（鋼Ｂ）では歪取り焼鈍時に炭化
物が析出し、磁壁の移動が妨げられたために鉄損が劣化
したものと考えられる。
り焼鈍後の鉄損が劣化していることがわかる。この原因
を調査するために鋼Ａ、鋼Ｂそれぞれの仕上げ焼鈍後、
歪取り焼鈍後の組織観察を行った。その結果、歪取り焼
鈍後の鋼Ｂでのみ粒界に炭化物が多く観察された。この
ことから、Ｃｒ添加鋼（鋼Ｂ）では歪取り焼鈍時に炭化
物が析出し、磁壁の移動が妨げられたために鉄損が劣化
したものと考えられる。
【００１８】これまで、従来技術でＣｒ添加により高周
波鉄損を低減する方法は数多く提案されてきたが、全て
が仕上げ焼鈍後の磁気特性にのみ着目したものであった
ため、歪取り焼鈍による炭化物析出が鉄損を劣化させる
ことは知られておらず、上記知見は本発明により得られ
た新たな知見である。
波鉄損を低減する方法は数多く提案されてきたが、全て
が仕上げ焼鈍後の磁気特性にのみ着目したものであった
ため、歪取り焼鈍による炭化物析出が鉄損を劣化させる
ことは知られておらず、上記知見は本発明により得られ
た新たな知見である。
【００１９】そこで、本発明者らは上記知見をもとに、
Ｃｒ添加鋼の歪取り焼鈍後の磁気特性を向上させるべく
歪取り焼鈍による炭化物析出を抑制することが重要であ
ると考え、適切なＣ範囲について鋭意検討を重ねた。Ｓ
ｉ：２．５％、Ｍｎ：０．１８ ％、Ａｌ：１．０％、
Ｓ：０．０００５％、Ｎ：０．００２０％、Ｐ：０．０
１％、Ｃｒ：１．０ ％、Ｍｏ：ｔｒとし、Ｃを０．０
００３〜０．００７％の範囲で変化させた鋼を溶解し、
その後、先に述べた鋼Ａ、鋼Ｂと同様の条件にて供試材
を作成した。得られた供試材について歪取り焼鈍後の磁
気特性を測定した。得られた結果を図１に示す。なお、
図１において、磁気測定方法は先に述べた鋼Ａ、鋼Ｂと
同様である。
Ｃｒ添加鋼の歪取り焼鈍後の磁気特性を向上させるべく
歪取り焼鈍による炭化物析出を抑制することが重要であ
ると考え、適切なＣ範囲について鋭意検討を重ねた。Ｓ
ｉ：２．５％、Ｍｎ：０．１８ ％、Ａｌ：１．０％、
Ｓ：０．０００５％、Ｎ：０．００２０％、Ｐ：０．０
１％、Ｃｒ：１．０ ％、Ｍｏ：ｔｒとし、Ｃを０．０
００３〜０．００７％の範囲で変化させた鋼を溶解し、
その後、先に述べた鋼Ａ、鋼Ｂと同様の条件にて供試材
を作成した。得られた供試材について歪取り焼鈍後の磁
気特性を測定した。得られた結果を図１に示す。なお、
図１において、磁気測定方法は先に述べた鋼Ａ、鋼Ｂと
同様である。
【００２０】図１より、歪取り焼鈍後の磁気特性で比較
するとＣ量を１５ｐｐｍ以下に抑えた供試材では鉄損が
１７．５Ｗ／Ｋｇ以下と良好であるが、Ｃ量を１５ｐｐ
ｍより多くした供試材では鉄損が１８．５Ｗ／Ｋｇ以上
と劣っていることがわかる。この原因を調査するために
歪取り焼鈍の前後で組織観察を行ったところ、歪取り焼
鈍後の鉄損が良好であったＣ量が１５ｐｐｍ以下の供試
材では歪取り焼鈍の前後で炭化物の析出は観察できなか
ったが、歪取り焼鈍後に鉄損が劣ったＣ量が１５ｐｐｍ
を超えた供試材では歪取り焼鈍前には観察されなかった
炭化物が歪取り焼鈍後に粒界部で多く観察された。以上
から、歪取り焼鈍後に低鉄損の鋼板を得る為には、Ｃを
１５ｐｐｍ以下に管理し歪取り焼鈍による炭化物の析出
を抑制することが必要なことがわかった。
するとＣ量を１５ｐｐｍ以下に抑えた供試材では鉄損が
１７．５Ｗ／Ｋｇ以下と良好であるが、Ｃ量を１５ｐｐ
ｍより多くした供試材では鉄損が１８．５Ｗ／Ｋｇ以上
と劣っていることがわかる。この原因を調査するために
歪取り焼鈍の前後で組織観察を行ったところ、歪取り焼
鈍後の鉄損が良好であったＣ量が１５ｐｐｍ以下の供試
材では歪取り焼鈍の前後で炭化物の析出は観察できなか
ったが、歪取り焼鈍後に鉄損が劣ったＣ量が１５ｐｐｍ
を超えた供試材では歪取り焼鈍前には観察されなかった
炭化物が歪取り焼鈍後に粒界部で多く観察された。以上
から、歪取り焼鈍後に低鉄損の鋼板を得る為には、Ｃを
１５ｐｐｍ以下に管理し歪取り焼鈍による炭化物の析出
を抑制することが必要なことがわかった。
【００２１】上記結果を元に、Ｃを１５ｐｐｍ以下にす
るための実機試作を実施したところ、実機製造面では問
題を有していることがわかった。すなわち、製鋼の真空
脱ガス処理にて低減できるＣ量は０．００１０〜０．０
０１５％であるので、製鋼プロセスでＣを０．００１５
％以下に低減することは長時間を要しコスト的にまた歩
留まり的に厳しいものとなってしまう。
るための実機試作を実施したところ、実機製造面では問
題を有していることがわかった。すなわち、製鋼の真空
脱ガス処理にて低減できるＣ量は０．００１０〜０．０
０１５％であるので、製鋼プロセスでＣを０．００１５
％以下に低減することは長時間を要しコスト的にまた歩
留まり的に厳しいものとなってしまう。
【００２２】また、熱延板に脱炭焼鈍を適用してＣを低
減する方法も検討したが、脱炭焼鈍はバッチ処理による
為に、コイルのバッチ炉内での配置やコイルの板の間隔
等によって幅方向でＣの含有量はｔｒ．〜０．００１８
％の範囲で変動し易い。
減する方法も検討したが、脱炭焼鈍はバッチ処理による
為に、コイルのバッチ炉内での配置やコイルの板の間隔
等によって幅方向でＣの含有量はｔｒ．〜０．００１８
％の範囲で変動し易い。
【００２３】そこで本発明者らは脱炭プロセスなどに寄
らず製造安定性に優れ、Ｃを１５ｐｐｍ以下までに限定
することなく、疲労特性にも優れた鋼板を得る方法につ
いて検討を行った。その結果、Ｃの含有量を所定量に調
節しつつなおかつＭｏを添加することで、歪取り焼鈍の
磁気特性が格段に向上すると共に、疲労特性も向上でき
ることが判明した。以下、その結果について述べる。
らず製造安定性に優れ、Ｃを１５ｐｐｍ以下までに限定
することなく、疲労特性にも優れた鋼板を得る方法につ
いて検討を行った。その結果、Ｃの含有量を所定量に調
節しつつなおかつＭｏを添加することで、歪取り焼鈍の
磁気特性が格段に向上すると共に、疲労特性も向上でき
ることが判明した。以下、その結果について述べる。
【００２４】Ｍｏを０．１０％とした以外は図１の供試
材と同様の成分、同様の製造条件にて供試材を作成し
た。得られた供試材について、歪取り焼鈍後の磁気特
性、疲労特性を調査した。疲労特性については、上述し
たＭｏ：ｔｒの供試材についても調査した。図１にＣ含
有量と磁気特性との関係を上述したＭｏ：ｔｒの供試材
と併せて示す。また、図２にＣ含有量と疲労特性（疲労
限）との関係を上述したＭｏ：ｔｒの供試材と併せて示
す。なお、図１において、磁気測定方法は先に述べた鋼
Ａ、鋼Ｂと同様である。また、疲労特性の測定は、歪取
り焼鈍材より平行部の幅５ｍｍ、長さ１５０ｍｍのサン
プルを圧延方向と平行に切り出し、平行部を８００番の
エメリー紙で研磨した後、応力比０．１、周波数２０Ｈ
ｚの部分片振り(引っ張り−引っ張り)を行い、繰り返し
数１０7回において破壊が生じない応力振幅を疲労限と
した。
材と同様の成分、同様の製造条件にて供試材を作成し
た。得られた供試材について、歪取り焼鈍後の磁気特
性、疲労特性を調査した。疲労特性については、上述し
たＭｏ：ｔｒの供試材についても調査した。図１にＣ含
有量と磁気特性との関係を上述したＭｏ：ｔｒの供試材
と併せて示す。また、図２にＣ含有量と疲労特性（疲労
限）との関係を上述したＭｏ：ｔｒの供試材と併せて示
す。なお、図１において、磁気測定方法は先に述べた鋼
Ａ、鋼Ｂと同様である。また、疲労特性の測定は、歪取
り焼鈍材より平行部の幅５ｍｍ、長さ１５０ｍｍのサン
プルを圧延方向と平行に切り出し、平行部を８００番の
エメリー紙で研磨した後、応力比０．１、周波数２０Ｈ
ｚの部分片振り(引っ張り−引っ張り)を行い、繰り返し
数１０7回において破壊が生じない応力振幅を疲労限と
した。
【００２５】図１よりＭｏ：０．１％供試材ではＣが
０．００５％以下の領域で良好な磁気特性の得られるこ
とがわかる。一方、Ｍｏ：ｔｒ．の供試材では良好な磁
気特性が得られているのはＣが０．００１３％以下まで
の領域である。
０．００５％以下の領域で良好な磁気特性の得られるこ
とがわかる。一方、Ｍｏ：ｔｒ．の供試材では良好な磁
気特性が得られているのはＣが０．００１３％以下まで
の領域である。
【００２６】図２よりＭｏ：０．１０％供試材ではＣが
０．００７％以下の領域で良好な疲労特性が得られる
が、Ｍｏ:ｔｒ供試材では良好な疲労特性が得られるの
はＣが０．００１３％以下の領域までである。
０．００７％以下の領域で良好な疲労特性が得られる
が、Ｍｏ:ｔｒ供試材では良好な疲労特性が得られるの
はＣが０．００１３％以下の領域までである。
【００２７】以上の理由により、Ｍｏを添加することに
より、良好な磁気特性、疲労特性が得られるＣの領域が
大幅に拡大しており、Ｍｏ：０．１０％供試材において
は、Ｃの含有量を０．００５％以下とすれば十分良好な
磁気特性、疲労特性が得られる事がわかる。よって、本
発明においては、Ｃの含有量は０．００５％以下とす
る。
より、良好な磁気特性、疲労特性が得られるＣの領域が
大幅に拡大しており、Ｍｏ：０．１０％供試材において
は、Ｃの含有量を０．００５％以下とすれば十分良好な
磁気特性、疲労特性が得られる事がわかる。よって、本
発明においては、Ｃの含有量は０．００５％以下とす
る。
【００２８】次に、磁気特性、疲労特性に有効なＭｏの
範囲を調査した。供試材としては、Ｃ：０．００５％と
し、Ｍｏを０．００１〜２％の範囲で変化させ以外は図
１と同様の供試材を使用した。得られた供試材について
磁気特性、疲労特性を調査した。得られた結果を図３、
図４に示す。なお、磁気特性、疲労特性方法は図１、図
２と同様である。
範囲を調査した。供試材としては、Ｃ：０．００５％と
し、Ｍｏを０．００１〜２％の範囲で変化させ以外は図
１と同様の供試材を使用した。得られた供試材について
磁気特性、疲労特性を調査した。得られた結果を図３、
図４に示す。なお、磁気特性、疲労特性方法は図１、図
２と同様である。
【００２９】図３からＭｏが０．０５〜２％の範囲で磁
気特性は良好であること、図４からＭｏが０．０５〜
１．５％の範囲で疲労特性は良好であることがわかる。
ここで、組織観察を実施したところ、磁気特性、疲労特
性の良好な供試材では粒界に炭化物が観察されず、炭化
物が疲労特性にも関係していることが明らかとなった。
これは、粒界に析出した炭化物が疲労亀裂の起点となり
易いために、炭化物を減らすことが疲労特性の改善にも
なったと考えられる。以上の理由から、Ｍｏ含有量は
０．０５〜１．５％とする。
気特性は良好であること、図４からＭｏが０．０５〜
１．５％の範囲で疲労特性は良好であることがわかる。
ここで、組織観察を実施したところ、磁気特性、疲労特
性の良好な供試材では粒界に炭化物が観察されず、炭化
物が疲労特性にも関係していることが明らかとなった。
これは、粒界に析出した炭化物が疲労亀裂の起点となり
易いために、炭化物を減らすことが疲労特性の改善にも
なったと考えられる。以上の理由から、Ｍｏ含有量は
０．０５〜１．５％とする。
【００３０】次に、歪取り焼鈍後の高周波特性とＣｒ含
有量の関係を調査した。供試材としてはＣ含有量を０．
００２４％、Ｍｏ含有量を０．１％とし、Ｃｒ含有量を
ｔｒ．〜５％と変化させた以外は図１と同様の供試材を
使用した。図５に、Ｃｒ含有量と歪取り焼鈍後の磁気特
性との関係を示す。ここで、磁気特性の測定方法は図１
と同様である。図５より、Ｃｒの含有量が０．２％〜５
％の範囲にある時に歪取り焼鈍後の磁気特性が良好で高
周波特性が向上することがわかる。また、Ｃｒの含有量
が０．４〜１．４％の範囲にある時にさらに良好な特性
が得られることがわかる。以上の理由より、Ｃｒの含有
量は０．２〜５％とし、好ましくは０．４〜１．４％と
する。
有量の関係を調査した。供試材としてはＣ含有量を０．
００２４％、Ｍｏ含有量を０．１％とし、Ｃｒ含有量を
ｔｒ．〜５％と変化させた以外は図１と同様の供試材を
使用した。図５に、Ｃｒ含有量と歪取り焼鈍後の磁気特
性との関係を示す。ここで、磁気特性の測定方法は図１
と同様である。図５より、Ｃｒの含有量が０．２％〜５
％の範囲にある時に歪取り焼鈍後の磁気特性が良好で高
周波特性が向上することがわかる。また、Ｃｒの含有量
が０．４〜１．４％の範囲にある時にさらに良好な特性
が得られることがわかる。以上の理由より、Ｃｒの含有
量は０．２〜５％とし、好ましくは０．４〜１．４％と
する。
【００３１】次に、成分の限定理由について説明する。
【００３２】Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げるのに有効な
元素である。１％未満では高周波特性の向上効果は小さ
い。また、４％を超えると含有量が増えるに従い磁束密
度が低下すると共に、加工性が悪くなる。以上よりＳｉ
は１〜４％とする。
元素である。１％未満では高周波特性の向上効果は小さ
い。また、４％を超えると含有量が増えるに従い磁束密
度が低下すると共に、加工性が悪くなる。以上よりＳｉ
は１〜４％とする。
【００３３】Ｍｎは粒成長性の向上あるいは赤熱脆性を
防止する目的で添加する。しかし、１．５％を超えての
添加はいたずらにコストアップを招くうえに、打ち抜き
性や圧延性が劣化する。以上より、Ｍｎは１．５％以下
とする。
防止する目的で添加する。しかし、１．５％を超えての
添加はいたずらにコストアップを招くうえに、打ち抜き
性や圧延性が劣化する。以上より、Ｍｎは１．５％以下
とする。
【００３４】ＡｌはＳｉと同様に鋼の固有抵抗をあげる
のに有効な元素である。しかし、２％を超えての添加は
いたずらにコストアップを招く上に、磁気特性の改善効
果は小さい。また、０．１％未満の場合はＡｌＮが微細
化し粒成長性が低下する。以上より、Ａｌは０．１〜２
％とする。
のに有効な元素である。しかし、２％を超えての添加は
いたずらにコストアップを招く上に、磁気特性の改善効
果は小さい。また、０．１％未満の場合はＡｌＮが微細
化し粒成長性が低下する。以上より、Ａｌは０．１〜２
％とする。
【００３５】Ｓは０．０２％を超えて含有すると磁気特
性が劣化する。以上より、Ｓは０．０２％以下とする。
また、鋼板の粒成長性を向上させる観点から、Ｓは０．
００２％以下とすることが好ましい。Ｎは含有量が多い
とＡｌＮの析出量が多くなり鉄損を増大させる。以上よ
り、０．００５％以下とする。
性が劣化する。以上より、Ｓは０．０２％以下とする。
また、鋼板の粒成長性を向上させる観点から、Ｓは０．
００２％以下とすることが好ましい。Ｎは含有量が多い
とＡｌＮの析出量が多くなり鉄損を増大させる。以上よ
り、０．００５％以下とする。
【００３６】Ｐは０．１％を超えて添加すると鋼板が硬
くなる。以上より、Ｐは０．１％以下とする。また、加
工性の観点から、Ｐは０．０１％以下とすることが好ま
しい。上記以外の元素として、粒成長性を向上させる目
的でＣａやＲＥＭを０．００１〜０．００４％含有させ
てもよい。また、表層の窒化、酸化を防止する目的、あ
るいは集合組織を改善する目的でＳｎやＳｂを０．００
２〜０．０５％添加してもよい。
くなる。以上より、Ｐは０．１％以下とする。また、加
工性の観点から、Ｐは０．０１％以下とすることが好ま
しい。上記以外の元素として、粒成長性を向上させる目
的でＣａやＲＥＭを０．００１〜０．００４％含有させ
てもよい。また、表層の窒化、酸化を防止する目的、あ
るいは集合組織を改善する目的でＳｎやＳｂを０．００
２〜０．０５％添加してもよい。
【００３７】次に本発明の鋼板の製造方法について説明
する。
する。
【００３８】本発明の鋼板を得るには、例えば、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。
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。
【００３９】
【実施例】転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、表２の
成分に鋳造後、１１４０℃×１ｈｒのスラブ加熱を行っ
た後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延
仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は６１０℃とした。
巻取り後、酸洗し、１００％Ｈ2雰囲気で８６０℃×３
ｈｒの熱延板焼鈍を施した。その後、板厚０．３５ｍｍ
まで冷間圧延を行い、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で１
０００℃×１ｍｉｎの仕上げ焼鈍を行い、１００％Ｎ2
雰囲気にて７５０℃×２ｈｒの歪取り焼鈍を行った。
成分に鋳造後、１１４０℃×１ｈｒのスラブ加熱を行っ
た後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延
仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は６１０℃とした。
巻取り後、酸洗し、１００％Ｈ2雰囲気で８６０℃×３
ｈｒの熱延板焼鈍を施した。その後、板厚０．３５ｍｍ
まで冷間圧延を行い、１０％Ｈ2-９０％Ｎ2雰囲気で１
０００℃×１ｍｉｎの仕上げ焼鈍を行い、１００％Ｎ2
雰囲気にて７５０℃×２ｈｒの歪取り焼鈍を行った。
【００４０】得られた鋼板について、歪取り焼鈍後の磁
気特性測定、疲労試験を行った。磁気特性の測定は、外
形４５ｍｍ、内径３３ｍｍのリングサンプルで、一次１
００ターン、二次１００ターン巻線したものを用いた。
疲労試験は歪取り焼鈍材より平行部の幅５ｍｍ、長さ１
５０ｍｍのサンプルを圧延方向と平行に切り出し、平行
部を８００番のエメリー紙で研磨した後、応力比０．
１、周波数２０Ｈｚの部分片振り(引っ張り−引っ張り)
を行い、疲労限は繰り返し数１０7回において破壊が生
じない応力振幅とした。表２に、各鋼の成分と磁気特性
(Ｗ１０／４００、Ｂ５０)、疲労特性を併せて示す。
気特性測定、疲労試験を行った。磁気特性の測定は、外
形４５ｍｍ、内径３３ｍｍのリングサンプルで、一次１
００ターン、二次１００ターン巻線したものを用いた。
疲労試験は歪取り焼鈍材より平行部の幅５ｍｍ、長さ１
５０ｍｍのサンプルを圧延方向と平行に切り出し、平行
部を８００番のエメリー紙で研磨した後、応力比０．
１、周波数２０Ｈｚの部分片振り(引っ張り−引っ張り)
を行い、疲労限は繰り返し数１０7回において破壊が生
じない応力振幅とした。表２に、各鋼の成分と磁気特性
(Ｗ１０／４００、Ｂ５０)、疲労特性を併せて示す。
【００４１】
【表２】
【００４２】表２より、本発明例において、高周波鉄
損、疲労特性に優れた鋼板が得られていることがわか
る。
損、疲労特性に優れた鋼板が得られていることがわか
る。
【００４３】一方、比較例においては、磁気特性、疲労
特性の少なくとも一つ以上が劣っている。
特性の少なくとも一つ以上が劣っている。
【００４４】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、高
周波鉄損が低く疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板を得
ることができる。また、本発明により得られる鋼板は、
高周波鉄損が低く疲労特性に優れるので、電気自動車な
ど高周波域にて可変速運転されるモータのコア材として
好適である。さらに、需要家にて歪取り焼鈍を行うこと
を前提とし、高周波で用いられる電気機器の鉄心材料用
途としても最適である。
周波鉄損が低く疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板を得
ることができる。また、本発明により得られる鋼板は、
高周波鉄損が低く疲労特性に優れるので、電気自動車な
ど高周波域にて可変速運転されるモータのコア材として
好適である。さらに、需要家にて歪取り焼鈍を行うこと
を前提とし、高周波で用いられる電気機器の鉄心材料用
途としても最適である。
【図１】Ｃ含有量と歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００
との関係を示すグラフ。
との関係を示すグラフ。
【図２】Ｃ含有量と歪取り焼鈍後の疲労特性（疲労限）
との関係を示すグラフ。
との関係を示すグラフ。
【図３】Ｍｏ含有量と歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４０
０との関係を示すグラフ。
０との関係を示すグラフ。
【図４】Ｍｏ含有量と疲労特性（疲労限）との関係を示
すグラフ。
すグラフ。
【図５】Ｃｒ含有量と歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４０
０との関係を示すグラフ。
０との関係を示すグラフ。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 千野 淳 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 寒川 孝 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 小野 義彦 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 尾田 善彦 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 田中 靖 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 5E041 AA02 CA02 CA04 HB15 NN01
Claims (1)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ：１ 〜４％、Ｍｎ：１．５ ％以下、Ａｌ：０．１
〜２ ％以下、 Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ｐ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２〜５ ％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなる歪取り焼鈍後の疲労特性に優れた無方向性電磁
鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001103112A JP4613436B2 (ja) | 2001-04-02 | 2001-04-02 | 無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001103112A JP4613436B2 (ja) | 2001-04-02 | 2001-04-02 | 無方向性電磁鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002294417A true JP2002294417A (ja) | 2002-10-09 |
| JP4613436B2 JP4613436B2 (ja) | 2011-01-19 |
Family
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001103112A Expired - Fee Related JP4613436B2 (ja) | 2001-04-02 | 2001-04-02 | 無方向性電磁鋼板 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4613436B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011105327A1 (ja) | 2010-02-25 | 2011-09-01 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁鋼板 |
| JP2011179027A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Nippon Steel Corp | 高周波用無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| CN104152800A (zh) * | 2014-08-07 | 2014-11-19 | 河北钢铁股份有限公司 | 低磁各向异性无取向硅钢板及其制备工艺 |
| WO2017115657A1 (ja) | 2015-12-28 | 2017-07-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN113913698A (zh) * | 2021-10-22 | 2022-01-11 | 兰州理工大学 | 一种高强高导电性扁钢及其制造方法与应用 |
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| JPH10110245A (ja) * | 1996-10-04 | 1998-04-28 | Nippon Steel Corp | 鉄損の低いａｃｓｒ用鋼線 |
-
2001
- 2001-04-02 JP JP2001103112A patent/JP4613436B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US10026534B2 (en) | 2013-02-22 | 2018-07-17 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for producing non-oriented electrical steel sheet and method of producing same |
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| KR20180087374A (ko) | 2015-12-28 | 2018-08-01 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 무방향성 전기 강판, 및 무방향성 전기 강판의 제조 방법 |
| US11114227B2 (en) | 2015-12-28 | 2021-09-07 | Jfe Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet |
| CN113913698A (zh) * | 2021-10-22 | 2022-01-11 | 兰州理工大学 | 一种高强高导电性扁钢及其制造方法与应用 |
| CN113913698B (zh) * | 2021-10-22 | 2022-09-20 | 兰州理工大学 | 一种高强高导电性扁钢及其制造方法与应用 |
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