JP2861787B2

JP2861787B2 - 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2861787B2
Application number: JP6019410A
Authority: JP
Inventors: 隆田中; 裕義屋鋪; 光代土居
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-02-16
Filing date: 1994-02-16
Publication date: 1999-02-24
Anticipated expiration: 2014-02-24
Also published as: JPH07228953A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、電気機器の鉄心として
広く用いられる鉄損の低い無方向性電磁鋼板に関し、と
りわけ高周波域で使用される回転機用および小型変圧器
用の鉄心に好適な無方向性電磁鋼板とその製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】最近の電気機器では、高効率化や小型化
を目的に高周波域で使用されるものが増加する傾向にあ
り、高周波域での鉄損の低い電磁鋼板への要望が高まっ
てきている。

【０００３】鉄損は一般に、周波数の一乗に比例するヒ
ステリシス損と周波数の二乗に比例する渦電流損の和と
して表すことができる。従って、高周波域では周波数の
二乗に比例する渦電流損の鉄損に占める割合が高くな
り、渦電流の低減が低鉄損化にとって極めて重要とな
る。渦電流を低減するためには、板厚を薄くすることと
電気抵抗を増加することが有効であることが知られてい
る。つまり、薄肉化と合金元素の添加による鋼板の電磁
抵抗増加が、高周波用の電磁鋼板の開発の大きな指針と
なる。

【０００４】特開昭62−103321号公報には、6.5 ％前後
のSiを含有した高珪素鋼板の製造方法が示されている。
鉄にSiを添加して行くと6.5 ％前後の添加量で磁歪がほ
ぼ０になるため、ヒステリシス損が著しく低くなる。ま
た、高Si添加では電気抵抗が高くなるため渦電流損を下
げるのにも有利である。従って、6.5 ％Si前後の高珪素
鋼板では、ヒステリシス損と渦電流損の両方の鉄損要因
を同時に下げることができるため、同等の電気抵抗を有
するそのほかの高合金鋼に比べ、良好な鉄損が得られる
と考えられている。

【０００５】しかし、この発明に示されているような高
珪素鋼板は極めて脆く、たとえ製造できても鋼板の使用
者側で鉄心に加工するには特殊な設備や条件が必要とな
るため、用途が非常に限られたものになる。

【０００６】特開昭62−196354号公報および特開昭62−
196358号公報には、Siを 2.5〜7.0％含有し、かつＷ：
0.05〜3.0 ％、Mo：0.05〜3.0 ％、Ti：0.05〜3.0 ％、
Mn：0.1〜11.5％、Ni： 0.1〜20.0％、Co： 0.5〜20.0
％、Cr： 0.1〜10.0％およびAl： 0.5〜13.0％のうちか
ら選んだ１種または２種以上を、20.0％を超えない範囲
で含有した高合金軟磁性鋼板が示されている。

【０００７】これらの発明の鋼板においても、6.5 ％前
後のSiを含有させた場合には鉄損は良好になるが、打ち
抜き性は当然悪くなる。一方、Siを他の合金成分で置換
した場合には良好な鉄損が得られない。また、これらの
発明では溶湯急冷法が主要な製造方法であると考えら
れ、板厚が0.30mm以下の極めて薄い板厚のものに限定さ
れている。このため、やはり用途は限定されたものとな
らざるを得ない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来の製造方法における板厚の制約やそれによる用途
の限定を解消し、さらに製品鋼板の冷間加工性、打ち抜
き加工性および磁気特性を改善するためになされたもの
である。

【０００９】本発明の目的は、高周波域における鉄損が
低く、かつ板厚全周方向の平均磁気特性または圧延方向
とその直角方向の平均磁気特性に優れ、さらに打ち抜き
切断のような鉄心への加工が容易な無方向性電磁鋼板
と、種々の板厚の製品が容易に造り分けられる一般的な
熱間圧延、冷間圧延を経るプロセスを用いて、それらを
製造する方法を提供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
(1)の無方向性電磁鋼板と (2)、(3) のその製造方法に
ある。

【００１１】(1)重量％で、Si：1.5 ％未満、Al： 2.5
〜6.0 ％およびMn： 1.0〜3.0 ％を含み、かつ下記式
を満足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物から
なり、結晶粒径Ｒ (μｍ) が下記式を満足する鉄損の
低い無方向性電磁鋼板。

【００１２】〔Si(%) ＋ Al(%)＋ 1/2・Mn(%) 〕≧ 5.5％・・・・・ ( 500×ｆ^-1/3−20 )≦Ｒ≦ ( 500×ｆ^-1/3＋20 )・・ただし、ｆは励磁周波数（Ｈz)を表す。

【００１３】(2)上記(1) 記載の化学成分と式を満足
し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる鋼
スラブを熱間圧延した後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧
延で１回目、２回目の圧下率を共に40〜80％として製品
板厚に仕上げた後焼鈍を行い、結晶粒径Ｒ (μｍ) を上
記式を満たす範囲とする鉄損の低い無方向性電磁鋼板
の製造方法。

【００１４】(3)上記(1) 記載の化学成分と式を満足
し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる鋼
スラブを熱間圧延した後、 650〜1000℃で熱延板焼鈍を
施してから、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で１回目、
２回目の圧下率を共に40〜80％として製品板厚に仕上げ
た後焼鈍を行い、結晶粒径Ｒ (μｍ) を上記式を満た
す範囲とする鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１５】上記(2) の製造方法は、回転機鉄心用の無
方向性電磁鋼板を対象とするものであり、板厚全周方向
の平均磁気特性に優れることが重要であるため、製品の
磁気特性の評価はリング試験片を用いて行う。上記(3)
の製造方法は、小型変圧器鉄心（ＥＩコア）用のそれを
対象とするものであり、圧延方向とその直角方向の平均
磁気特性に優れることが重要であるため、同じく評価は
エプスタイン試験片を用いて行う。

【００１６】

【作用】前述のように6.5 ％Si前後の高珪素含有鋼は、
高周波域における鉄損に対し有利であるが、極めて脆く
冷間圧延時に割れが生じ易い。また、たとえ割れずに冷
間圧延ができたとしても、ユーザーで打ち抜き加工のよ
うな鉄心への加工作業を行う際には、極めて特殊な条件
が要求される。

【００１７】本発明者らは、冷間圧延時の延性が良好で
高珪素鋼と同等の良好な鉄損を有し、かつ鉄心加工が容
易な無方向性電磁鋼板の製造方法を詳細に検討した。そ
の結果、下記〜の知見を見いだした。

【００１８】適正量のSi、Mn、Alの複合添加で電気抵
抗を増加させた鋼板では、6.5 ％前後のSiを単独添加し
て電気抵抗を増加した鋼板と同等の良好な鉄損が得られ
る。

【００１９】しかも、打ち抜き加工性はSi単独添加の場
合に比べ優れている。

【００２０】使用される励磁周波数に応じた最適な結
晶粒径に制御することにより、良好な鉄損が得られる。

【００２１】熱延板焼鈍で鋼板を再結晶させることに
より、圧延方向とその直角方向の平均の鉄損の改善が得
られる。この場合は、小型変圧器鉄心用に好適な無方向
性電磁鋼板となる。

【００２２】冷間圧延は中間焼鈍を挟んで２回施し、
いずれの圧延においても圧下率を40〜80％とすること
が、鉄損の改善に有効である。

【００２３】次に、本発明の電磁鋼板またはその素材鋼
の化学組成、製品電磁鋼板の結晶粒径および製造方法を
前記のように限定した理由を説明する。％は重量％を意
味する。

【００２４】（１）製品電磁鋼板またはその素材鋼の化
学組成 Si：1.5 ％未満 Siは、含有量が増加するほど鋼板の電気抵抗が上昇して
渦電流損を低下させ、結果として鉄損を低減させる効果
を有する。しかし、Si含有量が1.5 ％以上になると、冷
間圧延や打ち抜き加工時に割れが生じやすくなる。よっ
て、Si含有量は1.5 ％未満とした。望ましい下限は0.1
％である。

【００２５】Mn： 1.0〜3.0 ％ MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上昇させるのに有効で
あり、鉄損低減の観点から積極的な添加が有効である。
また、適正量のAlとともに複合添加することにより、高
周波域において極めて良好な鉄損を得ることができる。
これらの効果を得るためには、1.0 ％以上含有させる必
要がある。一方、3.0 ％を超えると強度が上昇しすぎて
冷間圧延を困難にすることから、その上限を3.0 ％とし
た。

【００２６】Al： 2.5〜6.0 ％上記のようにAlを適正量のMnとともに複合添加すること
により、高周波域において板厚全周方向の平均特性に優
れた電磁鋼板を得ることができる。

【００２７】Al添加により板厚全周方向の平均鉄損が向
上する理由の一つとしては、｛１００｝面が多く含まれ
た集合組織が形成されるためと考えられる。Al含有量が
2.5％未満では上記の効果は小さい。他の理由として
は、Al添加が顕著な電気抵抗の増加効果を持つからであ
り、2.5 ％未満では電気抵抗が低すぎて高周波域での鉄
損を低下させることができない。

【００２８】しかし、MnとAlの複合添加が鉄損改善に極
めて有効であることは、以上のふたつの理由からだけで
は説明できず、渦電流損に対する磁区構造の影響を考慮
しなければならない。すなわち、これら二つの元素の適
量添加が、高周波域での渦電流損に対し有利な磁区構造
を生じさせるためではないかと考えられる。

【００２９】一方、Al含有量が6.0 ％を超えると、冷間
圧延や打ち抜き加工時に割れが発生し易いため、その上
限値は6.0 ％とした。

【００３０】Si＋Al＋ 1/2・Mn：5.5 ％以上 Si、Al、Mnを添加すると、前述のようにいずれも鋼板の
電気抵抗を増加させるため、高周波域において極めて良
好な鉄損を得ることができる。このような鉄損改善の効
果は、Si＋Al＋ 1/2・Mnが5.5 ％未満では得ることがで
きない。すなわち、5.5 ％未満では電気抵抗が低すぎて
高周波域での鉄損を下げることができないからである。
なお、Mnの係数が 1/2であるのは、Mnの電気抵抗増加に
及ぼす影響がSi、Alの半分であるからである。

【００３１】上記三元素以外は鋼スラブでなるべく低く
抑えることが望ましい。例えば、Ｃは鉄損に悪影響を与
えるので、0.010 ％以下、更に言えば0.005 ％以下が望
ましい。製品段階で残存したＣは炭化物を生成し、これ
が磁壁移動の障害となり鉄損が増加するからである。

【００３２】ＳはMnと結合してMnＳを形成し、炭化物と
同様に磁壁移動の障害となり鉄損の劣化をもたらす。従
って、Ｓ含有量が低いほど鉄損は改善されるので、0.00
6 ％以下、更に言えば0.003 ％以下が望ましい。

【００３３】Ｐは鋼板を脆化させるので、0.020 ％以下
が望ましい。

【００３４】ＮはAlと結合してAlＮを形成し磁壁移動の
障害となるため、低くすることが必要であり、0.0060％
以下にすることが望ましい。

【００３５】なお、割れ防止の観点から、Ｂを0.0020％
以下の範囲で含有させることは妨げない。

【００３６】（２）結晶粒径前述のように、製品鋼板においては、鉄損に最適な結晶
粒径Ｒ（μｍ）が存在し、その関係は次式で示される
ことがわかった。但し、ｆは励磁周波数（Ｈz)である。

【００３７】 ( 500×ｆ^-1/3−20 )≦Ｒ≦ ( 500×ｆ^-1/3＋20 )・・すなわち、最適な結晶粒径Ｒは基本的に励磁周波数ｆの
立方根に反比例する。

【００３８】式中のｆの係数500 および−20と＋20
は、実験結果から求めたものである。

【００３９】結晶粒径Ｒを上記式を満たすように制御
することにより、最適な鉄損を得ることができる。この
理由については以下のように考えられる。

【００４０】一般に最適結晶粒径は、渦電流損とヒステ
リシス損との兼ね合いで決まる。すなわち、結晶粒径が
大きくなると磁壁移動の障害となる結晶粒界の面積が減
少するため、ヒステリシス損が低減する。励磁周波数が
大きくなるにつれて最適粒径が小さくなるのは、周波数
の増大に伴い、磁壁の移動速度が大きくなり、渦電流損
の鉄損に占める割合が高くなるためであると考えられ
る。

【００４１】しかし、結晶粒径が ( 500×ｆ^-1/3＋20 )
を超えて大きくなると磁区幅が大きくなり、磁壁の移動
速度も大きくなることによって渦電流損が増加し、ヒス
テリシス損の低減分を上回るようになる。この結果、渦
電流損とヒステリシス損を合わせた全鉄損が増加する。

【００４２】一方、結晶粒径が ( 500×ｆ^-1/3−20 )未
満の細粒になると、渦電流損の低減よりもヒステリシス
損の増加が上回り、渦電流損とヒステリシス損を合わせ
た全鉄損が増加する。

【００４３】（３）製造方法次にこの発明の製造工程と条件について説明する。素材
の鋼スラブは前記の組成をもつものである。これは、転
炉、電気炉等で溶製し、必要があれば真空脱ガス等の処
理を施した溶鋼を、連続鋳造法でスラブにしたもの、あ
るいはインゴットにして分塊圧延したもののいずれでも
よい。

【００４４】スラブは熱間圧延を行うことになるが、そ
の条件については特に制約はない。

【００４５】しかし、望ましいのは、加熱温度で1100〜
1250℃、仕上温度で 700〜950 ℃である。

【００４６】(a) 熱延板焼鈍熱延板焼鈍は、製品の磁気特性に応じて必要により行
う。熱延板焼鈍で熱延板を再結晶させることにより、特
に、圧延方向とその直角方向の鉄損を改善することがで
きる。これは、熱延板が再結晶・粒成長することによ
り、冷間圧延後の焼鈍において｛１１０｝＜００１＞に
配向した集合組織となるためである。

【００４７】焼鈍は箱焼鈍方式でも連続焼鈍方式でも可
能であるが、焼鈍温度は 650〜1000℃の範囲とする。焼
鈍温度が650 ℃未満では熱延板の再結晶が十分に進行せ
ず、焼鈍の効果が得られない。一方、1000℃を超えると
結晶粒が粗大化し過ぎ、冷間圧延時に割れが生じ易くな
る。

【００４８】箱焼鈍の場合には、 650〜900 ℃が、連続
焼鈍の場合には 750〜1000℃が、それぞれ望ましい。

【００４９】(b) 冷間圧延冷間圧延条件は本発明において極めて重要な要件であ
る。良好な鉄損を得るために、中間焼鈍を挟む２回の冷
間圧延の圧下率を共に40〜80％とすることが必要であ
る。

【００５０】熱延板のままで、またはその後熱延板焼鈍
を施した後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行い、こ
のときの圧下率を共に40〜80％の範囲で適正化しておか
ないと、２回目の冷間圧延後に後述する適正な焼鈍を施
しても、鉄損に有利な集合組織とならない。

【００５１】冷間圧延は室温でもよいが、割れ防止の観
点から温間圧延を行ってもよい。温間圧延する場合の温
度は300 ℃以下が望ましい。300 ℃を超えると圧延の形
状制御が困難になると共に、圧延油も特殊なものとなる
からである。

【００５２】中間焼鈍の方法と条件は特に限定しない
が、箱焼鈍方式と連続焼鈍方式のいずれでも可能であ
り、温度は 650〜1000℃の均熱とするのが望ましい。

【００５３】(c) 冷間圧延後の焼鈍製品鋼板で所望の良好な鉄損を得るために、２回の冷間
圧延により所定の板厚に仕上げられた鋼板に、焼鈍を施
し、再結晶と粒成長を行わせる。この場合の焼鈍方法も
箱焼鈍、連続焼鈍のいずれでもよいが、焼鈍条件は焼鈍
した後の結晶粒径が前記の式を満たすように選定す
る。このときの条件として望ましいのは、箱焼鈍の場
合、温度で 650〜950 ℃、時間で10分〜48時間の範囲、
さらに望ましいのは、それぞれ、 700〜900 ℃、30分〜
24時間の範囲である。連続焼鈍の場合、温度で 700〜10
00℃、時間で10秒〜５分間の範囲、さらに望ましいの
は、それぞれ、 750〜950 ℃、30秒〜２分間の範囲であ
る。

【００５４】

【実施例】以下に示す例のうち、実施例１〜４が小型変
圧器用を、実施例５〜８が回転機用を、それぞれ対象と
する無方向性電磁鋼板である。

【００５５】（実施例１）高周波炉で表１に示す組成の
７種類の供試鋼を真空溶製し、50kgインゴットとした。
これらの供試鋼は、Ｇを除き電気抵抗がほぼ等しい高合
金組成のものである。供試鋼の電気抵抗を表１に示す。
表１に示す三元素以外は、全ての鋼種においてＣ：0.00
30％以下、Ｐ： 0.015％以下、Ｓ：0.0020％以下、Ｎ：
0.0030％以下であり、その他の元素も不可避的不純物レ
ベルであった。

【００５６】各インゴットは1130℃に加熱した後、仕上
温度830 ℃の熱間圧延により2.3 mm厚の熱延板とした。
次に、800 ℃で１時間均熱の熱延板焼鈍を施してから、
１回目の冷間圧延を行い、0.80mm厚とした（圧下率：65
％）。鋼種Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇは目標の板厚まで圧延で
きたものの、鋼種Ａ、Ｂは割れが入り圧延できなかっ
た。そこで、鋼種Ａ、Ｂは試験片を300 ℃まで加熱して
温間圧延を施し、目標の板厚とした。

【００５７】１回目の冷間圧延板に880 ℃で１分間均熱
の中間焼鈍を施した後、鋼種Ａ、Ｂについては 300℃
で、鋼種Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇについては室温で、それぞ
れ２回目の冷間圧延を行い、0.35mm厚に仕上げた（圧下
率：56％）。

【００５８】２回目の冷間圧延板に870 ℃で１分間均熱
の焼鈍を行ってから、打ち抜きによりエプスタイン磁気
測定試験片 (幅30mm、長さ 280mm：継目、横目半々) を
作製した。しかし、鋼種Ａ、Ｂは端面から亀裂が入り割
れてしまった。そこで、鋼種Ａ、Ｂについては放電加工
により上記の磁気測定試験片に加工した。

【００５９】これらの磁気測定試験片は750 ℃で２時間
の歪取り焼鈍を実施した。その後、励磁周波数1kＨz で
JIS C2550 に定める可聴周波鉄損試験により鉄損を測定
し、表１に示す結果を得た。

【００６０】焼鈍後の結晶粒径は40〜60μｍであり、励
磁周波数1kＨz での最適結晶粒径の範囲 (30〜70μｍ)
内にあった。なお、表１には各鋼種の冷間圧延および打
ち抜きでの割れ発生有（×）無（○）も併せて示す。

【００６１】

【表１】

【００６２】本発明鋼種であるＣ、Ｄは、冷間圧延や打
ち抜き加工で割れの発生がなく極めて良好な加工性を示
すと共に、鉄損も、従来から良好であることが知られて
いる高珪素鋼に相当する鋼種Ａと同等の良好なものであ
ることがわかる。また、本発明鋼種よりもSiが高い鋼種
Ｅ、同じくMnが低い鋼種Ｆ、および同じく( Si＋Al＋1/
2 ・Mn )が低い鋼種Ｇでは、加工性は良好であるが、鉄
損が劣っている。

【００６３】（実施例２）高周波炉で表２に示す組成の
供試鋼を真空溶製し、50kgインゴットとした。表２に示
す三元素以外の含有量は、全ての鋼種において実施例１
と同様のレベルであった。

【００６４】各インゴットは1100℃に加熱した後、仕上
温度810 ℃の熱間圧延により2.3 mm厚の熱延板とした。
次に、表２に示す温度で１分間均熱の熱延板焼鈍を行っ
た後、表２に示す圧下率と板厚条件で１回目の冷間圧延
を行った。ただし、試験No.1は熱延板焼鈍なしである。
次いで、770 ℃で１時間均熱の中間焼鈍を行った後、表
２に示す圧下率で２回目の冷間圧延により、0.23mm厚に
仕上げ、さらに880 ℃で１分間均熱の焼鈍を施した。

【００６５】その後、打ち抜きにより実施例１と同様の
エプスタイン試験片を採取し、 770℃で５分間の歪取り
焼鈍を施してから実施例１と同様の方法で鉄損を測定し
た。

【００６６】表２にこの磁気測定結果も示す。焼鈍後の
結晶粒径は、いずれも、45〜65μｍであり、励磁周波数
1kＨz での最適結晶粒径の範囲 (30〜70μｍ) 内にあっ
た。

【００６７】

【表２】

【００６８】本発明方法である試験No.5、６では、冷間
圧延や打ち抜き加工で割れの発生がなく極めて良好な加
工性を示すと共に、鉄損も良好なものであることがわか
る。

【００６９】しかし、熱延板焼鈍を実施しなかった試験
No.1と、熱延板焼鈍温度が本発明範囲よりも低い試験N
o.2では、鉄損が劣っている。熱延板焼鈍温度が本発明
範囲より高い試験No.8では、冷間圧延時に割れが発生
し、以後の実験が行えなかった。

【００７０】１回目と２回目の冷間圧延圧下率が、本発
明範囲より高いか、または低い試験No.3、４、７では、
化学組成と熱延板焼鈍条件とが共に本発明範囲内であっ
ても鉄損が劣っている。

【００７１】（実施例３）高周波炉でSi：1.44％、Mn：
1.84％、Al：4.04％の組成の供試鋼を真空溶製し、50kg
インゴットとした。Si、Mn、Al以外の含有量は、全ての
鋼種において実施例１と同様のレベルであった。

【００７２】各インゴットは1130℃に加熱した後、仕上
温度800 ℃の熱間圧延により2.5 mm厚の熱延板とした。
次に、780 ℃で１時間均熱の熱延板焼鈍を施してから、
室温で１回目の冷間圧延を行い、0.80mm厚とした（圧下
率：68％）。

【００７３】次いで、750 ℃で１時間均熱の中間焼鈍を
施した後に、室温で２回目の冷間圧延を行い、0.35mm厚
に仕上げた（圧下率：56％）。その後、実施例１と同様
のエプスタイン試験片を採取してから 700〜900 ℃で30
分間均熱の焼鈍を行い、結晶粒径と励磁周波数1kＨz で
の磁気の測定を実施した。

【００７４】図１は、焼鈍後の結晶粒径と鉄損（Ｗ
_13/1k）との関係を示す図である。図示するように、結
晶粒径が励磁周波数1kＨz での最適結晶粒径の範囲（30
〜70μｍ)内にあれば、良好な鉄損が得られることがわ
かる。

【００７５】（実施例４）高周波炉でSi：1.07％、Mn：
1.28％、Al：4.47％の組成の供試鋼を真空溶製し、50kg
インゴットとした。Si、Mn、Al以外の含有量は、全ての
鋼種において実施例１と同様のレベルであった。

【００７６】各インゴットは1150℃に加熱した後、仕上
温度840 ℃の熱間圧延により2.3 mm厚の熱延板とした。
次に、880 ℃で１分間均熱の熱延板焼鈍を施してから、
室温で１回目の冷間圧延を行い、0.70mm厚とした（圧下
率：70％）。

【００７７】次いで、840 ℃で１分間均熱の中間焼鈍を
施した後に、室温で２回目の冷間圧延を行い、0.35mm厚
に仕上げた（圧下率：50％）。その後、実施例１と同様
のエプスタイン試験片を採取してから 750〜950 ℃で30
分間均熱の焼鈍を行い、結晶粒径と励磁周波数 400Ｈz
での磁気の測定を実施した。

【００７８】図２は、焼鈍後の結晶粒径と鉄損（Ｗ
_13/400）との関係を示す図である。図示するように、結
晶粒径が、励磁周波数 400Ｈz での最適結晶粒径の範囲
（48〜88μｍ）内にあれば、良好な鉄損が得られること
がわかる。

【００７９】（実施例５）高周波炉で表３に示す組成の
７種類の供試鋼を真空溶製し、50kgインゴットとした。
これらの供試鋼は、Ｎを除き電気抵抗がほぼ等しい高合
金組成のものである。供試鋼の電気抵抗を表３に示す。
表３に示す三元素以外の含有量は、全ての鋼種において
実施例１と同様のレベルであった。

【００８０】各インゴットは1170℃に加熱した後、仕上
温度800 ℃の熱間圧延により2.3mm厚の熱延板とした。
次に、１回目の冷間圧延を行い、0.80mm厚とした（圧下
率：65％）。

【００８１】鋼種Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎは目標の板厚まで
圧延できたものの、鋼種Ｈ、Ｉは割れが入り圧延できな
かった。そこで、鋼種Ｈ、Ｉは試験片を300 ℃まで加熱
して温間圧延を施し、目標の板厚とした（圧下率：65
％）。

【００８２】１回目の冷間圧延板に900 ℃で１分間均熱
の中間焼鈍を施した後、鋼種Ｈ、Ｉについては300 ℃
で、鋼種Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎについては室温で、それぞ
れ２回目の冷間圧延を行い、0.35mm厚に仕上げた（圧下
率：56％）。

【００８３】２回目の冷間圧延板に850 ℃で１分間均熱
の焼鈍を行ってから、打ち抜きによりリング状磁気測定
試験片 (内径33mm、外径45mm) を作製した。しかし、鋼
種Ｈ、Ｉは端面から亀裂が入り割れてしまった。そこ
で、鋼種Ｈ、Ｉについては放電加工により上記の磁気測
定試験片に加工した。

【００８４】これらの磁気測定試験片は750 ℃で２時間
の歪取り焼鈍を実施した。その後、励磁周波数1kＨz で
鉄損を測定し、表３に示す結果を得た。

【００８５】焼鈍後の結晶粒径は40〜60μｍであり、励
磁周波数1kＨz での最適結晶粒径の範囲 (30〜70μｍ)
内にあった。なお、表３には各鋼種の冷間圧延および打
ち抜きでの割れ発生有（×）無（○）も併せて示す。

【００８６】

【表３】

【００８７】本発明鋼種であるＪ、Ｋは、冷間圧延や打
ち抜き加工で割れの発生がなく極めて良好な加工性を示
すと共に、鉄損も、従来から良好であることが知られて
いる高珪素鋼に相当する鋼種Ｈと同等の良好なものであ
ることがわかる。また、本発明鋼種よりもSiが高い鋼種
Ｌ、同じくMnが低い鋼種Ｍ、および同じく( Si＋Al＋1/
2 ・Mn )が低い鋼種Ｎでは、加工性は良好であるが、鉄
損が劣っている。

【００８８】（実施例６）高周波炉で表４に示す組成の
供試鋼を真空溶製し、50kgインゴットとした。表４に示
す三元素以外の含有量は、全ての鋼種において実施例１
と同様のレベルであった。

【００８９】各インゴットは1150℃に加熱した後、仕上
温度810 ℃の熱間圧延により2.3 mm厚の熱延板とした。
次に、表４に示す圧下率と板厚条件で１回目の冷間圧延
を行った。次いで、780 ℃で１時間均熱の中間焼鈍を行
った後、表４に示す圧下率で２回目の冷間圧延により、
0.23mm厚に仕上げ、さらに890 ℃で１分間均熱の焼鈍を
施した。

【００９０】その後、打ち抜きにより実施例５と同様の
リング状磁気測定試験片を採取し、750 ℃で10分間の歪
取り焼鈍を施してから、実施例５と同様の方法で鉄損を
測定した。表４にこの磁気測定結果も示す。

【００９１】焼鈍後の結晶粒径は、いずれも45〜65μｍ
であり、励磁周波数1kＨz での最適結晶粒径の範囲 (30
〜70μｍ) 内にあった。

【００９２】

【表４】

【００９３】本発明方法である試験No.11 、12では、冷
間圧延や打ち抜き加工で割れの発生がなく、極めて良好
な加工性を示すと共に、鉄損も良好なものであることが
わかる。しかし、１回目と２回目の冷間圧延圧下率が、
本発明範囲より高いか、または低い試験No.9、10、13で
は、鉄損が劣っている。

【００９４】（実施例７）高周波炉でSi：1.21％、Mn：
1.24％、Al：4.41％の組成の供試鋼を真空溶製し、50kg
インゴットとした。Si、Mn、Al以外の含有量は、全ての
鋼種において実施例１と同様の含有量レベルであった。

【００９５】各インゴットは1150℃に加熱した後、仕上
温度 810℃の熱間圧延により2.5 mm厚の熱延板とした。
次に、室温で１回目の冷間圧延を行い、0.80mm厚とした
（圧下率：68％）。

【００９６】次いで、700 ℃で５時間均熱の中間焼鈍を
施した後に、室温で２回目の冷間圧延を行い、0.35mm厚
に仕上げた（圧下率：56％）。その後、打ち抜きにより
実施例５と同様のリング状磁気測定試験片を採取してか
ら、 700〜1100℃で30秒間均熱の焼鈍を行い、結晶粒径
と励磁周波数1kＨz での磁気の測定を実施した。

【００９７】図３は、焼鈍後の結晶粒径と鉄損（Ｗ
_13/1k）との関係を示す図である。図示するように、結
晶粒径が励磁周波数1kＨz での最適結晶粒径の範囲（30
〜70μｍ）内にあれば、良好な鉄損が得られることがわ
かる。

【００９８】（実施例８）高周波炉でSi：1.03％、Mn：
1.33％、Al：4.27％の組成の供試鋼を真空溶製し、50kg
インゴットとした。Si、Mn、Al以外の含有量は、全ての
鋼種において実施例１と同様のレベルであった。

【００９９】各インゴットは1120℃に加熱した後、仕上
温度 820℃の熱間圧延により2.3 mm厚の熱延板とした。
次に、室温で１回目の冷間圧延を行い、0.70mm厚とした
（圧下率：70％）。

【０１００】次いで 740℃で１時間均熱の中間焼鈍を施
した後に、室温で２回目の冷間圧延を行い、0.35mm厚に
仕上げた（圧下率：50％）。その後、打ち抜きにより実
施例５と同様のリング状磁気測定試験片を採取してか
ら、 700〜1100℃で30秒間均熱の焼鈍を行い、結晶粒径
と励磁周波数 400Ｈz での磁気の測定を実施した。

【０１０１】図４は、焼鈍後の結晶粒径と鉄損（Ｗ
_13/400）との関係を示す図である。図示するように、結
晶粒径が、励磁周波数 400Ｈz での最適結晶粒径の範囲
（48〜88μｍ）内にあれば、良好な鉄損が得られること
がわかる。

【０１０２】

【発明の効果】本発明の無方向性電磁鋼板は、冷間加工
性および高周波域における、圧延方向とその直角方向の
平均磁気特性または板厚全周方向の平均磁気特性に優れ
るものである。この鋼板を製造する方法および鋼板を打
ち抜き加工する方法には、特殊な設備と条件を要しな
い。

【図面の簡単な説明】

【図１】小型変圧器用の無方向性電磁鋼板における結晶
粒径と鉄損（Ｗ_13/1k) との関係の例を示す図である。

【図２】同じく結晶粒径と鉄損（Ｗ_13/400) との関係の
例を示す図である。

【図３】回転機用の無方向性電磁鋼板における結晶粒径
と鉄損（Ｗ_13/1k) との関係の例を示す図である。

【図４】同じく結晶粒径と鉄損（Ｗ_13/400) との関係の
例を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平３−223445（ＪＰ，Ａ) 特開平４−341539（ＪＰ，Ａ) 特開平４−224624（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/12,9/46 501 H01F 1/16

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Si：1.5 ％未満、Al： 2.5〜6.
0 ％およびMn： 1.0〜3.0 ％を含み、かつ下記式を満
足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からな
り、結晶粒径Ｒ (μｍ) が下記式を満足する鉄損の低
い無方向性電磁鋼板。〔Si(%) ＋ Al(%)＋ 1/2・Mn(%) 〕≧ 5.5％・・・・・ ( 500×ｆ^-1/3−20 )≦Ｒ≦ ( 500×ｆ^-1/3＋20 )・・ただし、ｆは励磁周波数（Ｈz)を表す。
【請求項２】重量％で、Si：1.5 ％未満、Al： 2.5〜6.
0 ％およびMn： 1.0〜3.0 ％を含み、かつ下記式を満
足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる
鋼スラブを熱間圧延した後、中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延で１回目、２回目の圧下率を共に40〜80％として製
品板厚に仕上げた後焼鈍を行い、結晶粒径Ｒ (μｍ)を
下記式を満たす範囲とする鉄損の低い無方向性電磁鋼
板の製造方法。〔Si(%) ＋ Al(%)＋ 1/2・Mn(%) 〕≧ 5.5％・・・・・ ( 500×ｆ^-1/3−20 )≦Ｒ≦ ( 500×ｆ^-1/3＋20 )・・ただし、ｆは励磁周波数（Ｈz)を表す。
【請求項３】重量％で、Si：1.5 ％未満、Al： 2.5〜6.
0 ％およびMn： 1.0〜3.0 ％を含み、かつ下記式を満
足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる
鋼スラブを熱間圧延した後、 650〜1000℃で熱延板焼鈍
を施してから、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で１回
目、２回目の圧下率を共に40〜80％として製品板厚に仕
上げた後焼鈍を行い、結晶粒径Ｒ (μｍ) を下記式を
満たす範囲とする鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方
法。〔Si(%) ＋ Al(%)＋ 1/2・Mn(%) 〕≧ 5.5％・・・・・ ( 500×ｆ^-1/3−20 )≦Ｒ≦ ( 500×ｆ^-1/3＋20 )・・ただし、ｆは励磁周波数（Ｈz)を表す。