JP3292846B2 - 方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法Info
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- JP3292846B2 JP3292846B2 JP2000105420A JP2000105420A JP3292846B2 JP 3292846 B2 JP3292846 B2 JP 3292846B2 JP 2000105420 A JP2000105420 A JP 2000105420A JP 2000105420 A JP2000105420 A JP 2000105420A JP 3292846 B2 JP3292846 B2 JP 3292846B2
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- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器鉄心材料
として使用される無方向性電磁鋼板に関し、特に方位集
積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製
造方法に関するものである。
として使用される無方向性電磁鋼板に関し、特に方位集
積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】電気機器の高効率化は、世界的な電力・
エネルギー節減さらには地球環境保全の動向の中で近年
強く要望されている。特に最近、回転機の高効率化が進
展する中でローターまたはステーターとして用いられる
無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに磁気特
性の良好な、すなわち鉄損が低く、磁束密度が高い材料
が求められつつある。同時に、上記モータコアの形状も
複雑化し、打ち抜きの際の加工性が良好であることも磁
気特性と同様強く求められている。
エネルギー節減さらには地球環境保全の動向の中で近年
強く要望されている。特に最近、回転機の高効率化が進
展する中でローターまたはステーターとして用いられる
無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに磁気特
性の良好な、すなわち鉄損が低く、磁束密度が高い材料
が求められつつある。同時に、上記モータコアの形状も
複雑化し、打ち抜きの際の加工性が良好であることも磁
気特性と同様強く求められている。
【０００３】無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段として
は、Si、Al、Mn等の合金元素含有量を増加し電気抵抗を
増大させ渦電流損失を低減する方法が広く一般に用いら
れている。さらに成分決定後は、コアに成形した後の結
晶粒径を100 μm 程度に調節することにより低鉄損化を
行なうことも試みられている。一方、磁束密度に関して
は、Si、Al、Mn等の合金元素を添加していくと飽和磁束
密度Bsが低下するため、磁束密度Ｂ50は低下してしま
う。従って、所定の鉄損を得るために合金元素量を決定
した後は、Bsが低下した分、磁気特性に好ましい結晶方
位の集積度を向上させないとBs低下に伴いＢ50も低下し
てしまう。このため、合金元素の調整、あるいは工程条
件の変更により結晶方位集積度を向上させる手段が必要
となってきた。
は、Si、Al、Mn等の合金元素含有量を増加し電気抵抗を
増大させ渦電流損失を低減する方法が広く一般に用いら
れている。さらに成分決定後は、コアに成形した後の結
晶粒径を100 μm 程度に調節することにより低鉄損化を
行なうことも試みられている。一方、磁束密度に関して
は、Si、Al、Mn等の合金元素を添加していくと飽和磁束
密度Bsが低下するため、磁束密度Ｂ50は低下してしま
う。従って、所定の鉄損を得るために合金元素量を決定
した後は、Bsが低下した分、磁気特性に好ましい結晶方
位の集積度を向上させないとBs低下に伴いＢ50も低下し
てしまう。このため、合金元素の調整、あるいは工程条
件の変更により結晶方位集積度を向上させる手段が必要
となってきた。
【０００４】また加工性に関しては、モータコア打ち抜
きの際に、鋼板の結晶粒径が大き過ぎるとバリ、カエリ
等の問題が発生することが最近判明してきた。ところ
が、製品板結晶粒径が小さ過ぎるとコアの鉄損が劣化し
てしまう。このため、コア打ち抜き時には結晶粒径が小
さく、コアの歪取焼鈍の際にある程度結晶粒成長するよ
うな無方向性電磁鋼板のニーズが高まってきた。
きの際に、鋼板の結晶粒径が大き過ぎるとバリ、カエリ
等の問題が発生することが最近判明してきた。ところ
が、製品板結晶粒径が小さ過ぎるとコアの鉄損が劣化し
てしまう。このため、コア打ち抜き時には結晶粒径が小
さく、コアの歪取焼鈍の際にある程度結晶粒成長するよ
うな無方向性電磁鋼板のニーズが高まってきた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、磁気特性に
好ましい結晶方位の集積度が高く、かつユーザーにおけ
る歪取焼鈍時に結晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、
及びその製造方法を提供するものである。
好ましい結晶方位の集積度が高く、かつユーザーにおけ
る歪取焼鈍時に結晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、
及びその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、以下の構成を
要旨とする。 （１）質量％で、C:0.0005% 以上0.010%以下、Mn:0.1%
以上0.5%以下、Si:0.6%以上1.4%以下、Al:0.9% 以上1.6
%以下、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%を満たす成分を含有
し、残部はFe及び不可避不純物元素より成る無方向性電
磁鋼板において、歪取焼鈍後における磁束密度Ｂ50を飽
和磁束密度Bsで除した値Ｂ50/Bs が、Ｂ50/Bs ≧0.83、
鉄損W 15/50 がW 15/50 ≦3.01W/kgを満たすことを特徴と
する方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼
板。 （２）質量％で、C:0.0005% 以上0.010%以下、Mn:0.1%
以上0.5%以下、Si:0.6%以上1.4%以下、Al:0.9% 以上1.6
%以下、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%を満たす成分を含有
し、残部はFe及び不可避不純物元素より成る鋼片を熱間
圧延後、熱延板焼鈍と１回の冷間圧延、もしくは中間焼
鈍を介挿する２回以上の冷間圧延を行い、引き続き仕上
焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延
板焼鈍もしくは最後の中間焼鈍の温度を950 ℃以上とす
ることを特徴とする、方位集積度及び粒成長性の良好な
無方向性電磁鋼板の製造方法。 （３）最終の冷間圧延における鋼板温度の最大値を150
℃以上とすることを特徴とする（２）記載の方位集積度
及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 （４）鋼中に含有されるＳ量が質量％で0.004%を超えな
いことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記
載の方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板
とその製造方法。
要旨とする。 （１）質量％で、C:0.0005% 以上0.010%以下、Mn:0.1%
以上0.5%以下、Si:0.6%以上1.4%以下、Al:0.9% 以上1.6
%以下、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%を満たす成分を含有
し、残部はFe及び不可避不純物元素より成る無方向性電
磁鋼板において、歪取焼鈍後における磁束密度Ｂ50を飽
和磁束密度Bsで除した値Ｂ50/Bs が、Ｂ50/Bs ≧0.83、
鉄損W 15/50 がW 15/50 ≦3.01W/kgを満たすことを特徴と
する方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼
板。 （２）質量％で、C:0.0005% 以上0.010%以下、Mn:0.1%
以上0.5%以下、Si:0.6%以上1.4%以下、Al:0.9% 以上1.6
%以下、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%を満たす成分を含有
し、残部はFe及び不可避不純物元素より成る鋼片を熱間
圧延後、熱延板焼鈍と１回の冷間圧延、もしくは中間焼
鈍を介挿する２回以上の冷間圧延を行い、引き続き仕上
焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延
板焼鈍もしくは最後の中間焼鈍の温度を950 ℃以上とす
ることを特徴とする、方位集積度及び粒成長性の良好な
無方向性電磁鋼板の製造方法。 （３）最終の冷間圧延における鋼板温度の最大値を150
℃以上とすることを特徴とする（２）記載の方位集積度
及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 （４）鋼中に含有されるＳ量が質量％で0.004%を超えな
いことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記
載の方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板
とその製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】発明者らは低鉄損でありながら、
結晶方位集積度が良好であり、かつ歪取焼鈍において結
晶粒成長を生じせしめる無方向性電磁鋼板を開発するた
め、その方位集積度を向上させるための成分と製造条件
について鋭意研究した。以下の実験に基づき本発明を詳
細に説明する。
結晶方位集積度が良好であり、かつ歪取焼鈍において結
晶粒成長を生じせしめる無方向性電磁鋼板を開発するた
め、その方位集積度を向上させるための成分と製造条件
について鋭意研究した。以下の実験に基づき本発明を詳
細に説明する。
【０００８】実験室にて真空溶解を行ない、表１に示す
如くSi、Al量を変更した素材を用意した。このとき他の
成分は、Mn:0.2% 、C:0.001 〜0.002%、S:0.001 〜0.00
2%、N:0.001 〜0.002%、Ti:0.0015 〜0.0025% の範囲に
調整した。本素材から板厚2.3mm の熱延板を作製し、焼
鈍温度1000℃で60秒の焼鈍を行った。引き続き酸洗を行
ない、次いで冷間圧延により板厚0.50mmとした後、850
℃で30秒の連続焼鈍を施した。なお、この焼鈍温度は通
常の焼鈍温度に対して低いが、この理由はユーザにおけ
るコア打ち抜きの際にバリ・カエリ等の問題を発生させ
ないためである。このとき、各試料の結晶粒径の測定を
線分法にて行なったところ、全て40〜50μｍであった。
如くSi、Al量を変更した素材を用意した。このとき他の
成分は、Mn:0.2% 、C:0.001 〜0.002%、S:0.001 〜0.00
2%、N:0.001 〜0.002%、Ti:0.0015 〜0.0025% の範囲に
調整した。本素材から板厚2.3mm の熱延板を作製し、焼
鈍温度1000℃で60秒の焼鈍を行った。引き続き酸洗を行
ない、次いで冷間圧延により板厚0.50mmとした後、850
℃で30秒の連続焼鈍を施した。なお、この焼鈍温度は通
常の焼鈍温度に対して低いが、この理由はユーザにおけ
るコア打ち抜きの際にバリ・カエリ等の問題を発生させ
ないためである。このとき、各試料の結晶粒径の測定を
線分法にて行なったところ、全て40〜50μｍであった。
【０００９】さらに、各試料を単板磁気測定可能なサイ
ズに剪断した後、750 ℃の温度で２時間、水素雰囲気中
にて箱焼鈍を行なった。この焼鈍は、ユーザにおいてコ
ア打ち抜き後に歪を除去する目的で行なう焼鈍に対応す
るものである。表１に箱焼鈍後の磁束密度Ｂ50(5000A/m
の磁場における磁束密度) 、鉄損W15/ 50（最大磁束密度
1.5T 周波数50Hzにおける鉄損) 、結晶粒径の測定結果
を示した。また、各成分における飽和磁束密度Bsも同時
に示した。このBsは、次の式(1) における回帰式により
計算した値である。
ズに剪断した後、750 ℃の温度で２時間、水素雰囲気中
にて箱焼鈍を行なった。この焼鈍は、ユーザにおいてコ
ア打ち抜き後に歪を除去する目的で行なう焼鈍に対応す
るものである。表１に箱焼鈍後の磁束密度Ｂ50(5000A/m
の磁場における磁束密度) 、鉄損W15/ 50（最大磁束密度
1.5T 周波数50Hzにおける鉄損) 、結晶粒径の測定結果
を示した。また、各成分における飽和磁束密度Bsも同時
に示した。このBsは、次の式(1) における回帰式により
計算した値である。
【００１０】 Bs(T) = 2.1473− 0.0382 ×Si(%) − 0.0658 ×Al(%) …… (1) 表１より、鉄損3.0W/kg 以下であり、かつ結晶粒径70μ
m 以上であり、さらに磁気特性に良好な結晶方位の集積
度を簡便的にＢ50/Bs で表した場合その値が0.83以上と
なる成分範囲は、0.6 ≦Si≦1.4%、0.9 ≦Al≦1.6%、か
つ1.6 ≦Si + Al ≦2.7%を満足する範囲であることが判
明した。
m 以上であり、さらに磁気特性に良好な結晶方位の集積
度を簡便的にＢ50/Bs で表した場合その値が0.83以上と
なる成分範囲は、0.6 ≦Si≦1.4%、0.9 ≦Al≦1.6%、か
つ1.6 ≦Si + Al ≦2.7%を満足する範囲であることが判
明した。
【００１１】
【表１】
【００１２】図１を用いてさらに詳細に表１の結果を説
明する。図１において×で示す材料は、鉄損W15/50が3W
/kg を超えるものであり、表１の符号で、１，２，３，
４，６，７，１１，１６に該当する。これらの材料は、
Si、Al量が少なく比抵抗が小さいため渦電流損が増大
し、その結果鉄損値が3W/kg を超えてしまったものと推
察される。
明する。図１において×で示す材料は、鉄損W15/50が3W
/kg を超えるものであり、表１の符号で、１，２，３，
４，６，７，１１，１６に該当する。これらの材料は、
Si、Al量が少なく比抵抗が小さいため渦電流損が増大
し、その結果鉄損値が3W/kg を超えてしまったものと推
察される。
【００１３】図１において△で示す材料は、鉄損は3W/k
g 以下であるものの方位集積度Ｂ50/Bs が0.83未満のも
のであり、表１の符号で、２１，２６，２７，３１，３
２に該当する。この材料の方位集積度が劣位であること
は今回初めて明らかになったことであり、添加元素成分
中にある程度のAl量が必要であることを示している。図
１において□で示す材料は、鉄損3W/kg 以下、かつ方位
集積度Ｂ50/Bs 0.83以上であるものの結晶粒径が70μm
未満、すなわち箱焼鈍における粒成長性が劣位であった
ものであり、表１の符号で、５，１０，１５，２０，２
５，２９，３０，３３，３４，３５に該当する。これら
の材料はSi、Al量が多すぎるため、結晶粒成長性が劣位
となったものと推察される。
g 以下であるものの方位集積度Ｂ50/Bs が0.83未満のも
のであり、表１の符号で、２１，２６，２７，３１，３
２に該当する。この材料の方位集積度が劣位であること
は今回初めて明らかになったことであり、添加元素成分
中にある程度のAl量が必要であることを示している。図
１において□で示す材料は、鉄損3W/kg 以下、かつ方位
集積度Ｂ50/Bs 0.83以上であるものの結晶粒径が70μm
未満、すなわち箱焼鈍における粒成長性が劣位であった
ものであり、表１の符号で、５，１０，１５，２０，２
５，２９，３０，３３，３４，３５に該当する。これら
の材料はSi、Al量が多すぎるため、結晶粒成長性が劣位
となったものと推察される。
【００１４】図１において●で示す材料は、鉄損3W/kg
以下、かつ方位集積度Ｂ50/Bs 0.83以上、さらに結晶粒
径７０μm 以上を満足するものであり、表１の符号で１
２，１３，１４，１７，１８，１９，２２，２３，２
４，２７，２８に該当する。（これらは何れも本発明鋼
である。）これらの試料は、何れも0.6%≦Si≦1.4%、0.
9%≦Al≦1.6%、1.6%≦Si + Al ≦2.7%を同時に満足する
範囲であり、適量にSi、Alが添加されているため鉄損は
3W/kg 以下と低く、かつ添加元素中におけるAl量がある
程度高いため方位集積度Ｂ50/Bs は0.83以上と高く、さ
らにSi、Alが多すぎないため結晶粒成長性も良好である
ものと推察される。
以下、かつ方位集積度Ｂ50/Bs 0.83以上、さらに結晶粒
径７０μm 以上を満足するものであり、表１の符号で１
２，１３，１４，１７，１８，１９，２２，２３，２
４，２７，２８に該当する。（これらは何れも本発明鋼
である。）これらの試料は、何れも0.6%≦Si≦1.4%、0.
9%≦Al≦1.6%、1.6%≦Si + Al ≦2.7%を同時に満足する
範囲であり、適量にSi、Alが添加されているため鉄損は
3W/kg 以下と低く、かつ添加元素中におけるAl量がある
程度高いため方位集積度Ｂ50/Bs は0.83以上と高く、さ
らにSi、Alが多すぎないため結晶粒成長性も良好である
ものと推察される。
【００１５】次に、熱延板焼鈍の影響を確認するため、
以下の実験を行った。表１の実験で用いた素材のうち、
８、１７、１８、１９、２８の５種類から板厚2.3mm の
熱延板を作製し、焼鈍温度を900 ℃、950 ℃、1000℃、
1050℃の４条件で60秒の焼鈍を行った。その後のプロセ
スは表１の実験と同様に行った。表２に箱焼鈍後の磁束
密度Ｂ50、鉄損W15/50、結晶粒径の測定結果について示
す。また、各成分における飽和磁束密度Bsも同時に示
す。
以下の実験を行った。表１の実験で用いた素材のうち、
８、１７、１８、１９、２８の５種類から板厚2.3mm の
熱延板を作製し、焼鈍温度を900 ℃、950 ℃、1000℃、
1050℃の４条件で60秒の焼鈍を行った。その後のプロセ
スは表１の実験と同様に行った。表２に箱焼鈍後の磁束
密度Ｂ50、鉄損W15/50、結晶粒径の測定結果について示
す。また、各成分における飽和磁束密度Bsも同時に示
す。
【００１６】表２に示すように、素材の成分組成に関わ
らず、また箱焼鈍後の結晶粒径に殆んど差異がないにも
かかわらず、熱延板焼鈍温度を950 ℃以上としたもので
良好な磁気特性が得られることが判明した。
らず、また箱焼鈍後の結晶粒径に殆んど差異がないにも
かかわらず、熱延板焼鈍温度を950 ℃以上としたもので
良好な磁気特性が得られることが判明した。
【００１７】
【表２】
【００１８】続いて本発明における条件の数値限定理由
について示す。Ｃの下限を0.0005% 、上限を0.010%とし
たのは、実施例１に示すように、0.0005% 以下では固溶
Ｃ存在による集合組織改善効果がなくなり、0.010%以上
では炭化物の存在により鉄損が劣化するからである。Mn
の下限を0.1%、上限を0.5%としたのは、0.1%以下ではMn
S が微細に析出してしまい粒成長性に大きく悪影響を及
ぼすためであり、0.5%以上では固溶Mnが粒成長性を劣化
させるためである。この中でさらに良好な範囲は0.2 〜
0.3%である。
について示す。Ｃの下限を0.0005% 、上限を0.010%とし
たのは、実施例１に示すように、0.0005% 以下では固溶
Ｃ存在による集合組織改善効果がなくなり、0.010%以上
では炭化物の存在により鉄損が劣化するからである。Mn
の下限を0.1%、上限を0.5%としたのは、0.1%以下ではMn
S が微細に析出してしまい粒成長性に大きく悪影響を及
ぼすためであり、0.5%以上では固溶Mnが粒成長性を劣化
させるためである。この中でさらに良好な範囲は0.2 〜
0.3%である。
【００１９】Si、Alの範囲は、0.6%≦Si≦1.4%、0.9%≦
Al≦1.6%、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%とした。この理由
は既に図１にて詳述した通り、Si、Al量が少な過ぎる領
域においては比抵抗が小さいため鉄損W15/50が劣位であ
り、Si+Al 量は十分なもののAl量が少ない領域では方位
集積度Ｂ50/Bs が劣位となり、またSi、Al量が多過ぎる
場合には粒成長性が劣位となるため上記範囲に規定し
た。すなわち、0.6%≦Si≦1.4%、0.9%≦Al≦1.6%、かつ
1.6%≦Si + Al ≦2.7%の範囲であれば、鉄損、方位集積
度、粒成長性いずれも良好となる。このうち、さらに良
好な範囲は、0.7%≦Si≦1.1%、かつ1.0%≦Al≦1.3%であ
り、この範囲であれば鉄損W15/50≦2.9W/kg 、Ｂ50/Bs
≧0.84、結晶粒径≧90μm となる。
Al≦1.6%、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%とした。この理由
は既に図１にて詳述した通り、Si、Al量が少な過ぎる領
域においては比抵抗が小さいため鉄損W15/50が劣位であ
り、Si+Al 量は十分なもののAl量が少ない領域では方位
集積度Ｂ50/Bs が劣位となり、またSi、Al量が多過ぎる
場合には粒成長性が劣位となるため上記範囲に規定し
た。すなわち、0.6%≦Si≦1.4%、0.9%≦Al≦1.6%、かつ
1.6%≦Si + Al ≦2.7%の範囲であれば、鉄損、方位集積
度、粒成長性いずれも良好となる。このうち、さらに良
好な範囲は、0.7%≦Si≦1.1%、かつ1.0%≦Al≦1.3%であ
り、この範囲であれば鉄損W15/50≦2.9W/kg 、Ｂ50/Bs
≧0.84、結晶粒径≧90μm となる。
【００２０】また、方位集積度Ｂ50/Bs については、そ
の値が低い場合は素材成分の特性を十分に生かしきれて
いないことになるので、その下限を0.83とした。なお、
この場合のＢ50値は、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍
後の値であり、EP値、あるいはSST であればＬ方向、Ｃ
方向の平均値である。鉄損、粒成長性に関しては、ユー
ザにおける歪取焼鈍条件に依存するため、特に規定はし
ないが、上記Si,Al 量の範囲内であれば鉄損、粒成長性
ともに良好となることは図１より明白である。
の値が低い場合は素材成分の特性を十分に生かしきれて
いないことになるので、その下限を0.83とした。なお、
この場合のＢ50値は、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍
後の値であり、EP値、あるいはSST であればＬ方向、Ｃ
方向の平均値である。鉄損、粒成長性に関しては、ユー
ザにおける歪取焼鈍条件に依存するため、特に規定はし
ないが、上記Si,Al 量の範囲内であれば鉄損、粒成長性
ともに良好となることは図１より明白である。
【００２１】また、粒成長性の観点からは不純物量とし
て鋼中に存在するS,N,Ti,Zr 等は少ない方が好ましい。
特に粒成長性に大きく影響を及ぼすＳについては、実施
例２に示すように0.004%以下であることが好ましい。次
に各工程の操業条件について説明する。スラブ加熱を施
した鋼片を熱間圧延後、950 ℃以上で熱延板焼鈍を施す
必要がある。この理由は実施例３に示すように、冷延前
結晶粒径をある程度粗大化させ仕上焼鈍後に磁気特性に
好ましいGoss方位を増加させ、方位集積度Ｂ50/Bs を向
上させるためである。
て鋼中に存在するS,N,Ti,Zr 等は少ない方が好ましい。
特に粒成長性に大きく影響を及ぼすＳについては、実施
例２に示すように0.004%以下であることが好ましい。次
に各工程の操業条件について説明する。スラブ加熱を施
した鋼片を熱間圧延後、950 ℃以上で熱延板焼鈍を施す
必要がある。この理由は実施例３に示すように、冷延前
結晶粒径をある程度粗大化させ仕上焼鈍後に磁気特性に
好ましいGoss方位を増加させ、方位集積度Ｂ50/Bs を向
上させるためである。
【００２２】次いで所定の板厚とするために冷間圧延を
実施する。このとき冷間圧延率としては70〜90% 程度で
行なうのが好ましい。これはこの圧延率の範囲外では、
磁気特性に好ましくない結晶方位が仕上焼鈍にて生成
し、方位集積度Ｂ50/Bs を劣化させるからである。ま
た、冷間圧延の際の鋼板温度の最大値は、実施例４に示
すように150 ℃以上であることが好ましい。この場合の
鋼板温度の最大値とは、タンデム型の冷延機で通板する
際の各スタンドにおける鋼板温度の最大値を意味し、通
常は最終スタンドでの温度である。この鋼板温度が150
℃以上が好ましい理由は、固溶Ｃの存在により鋼板温度
150 ℃以上で転位の固着が生じ、圧延の際の変形様式を
変え、その結果、仕上焼鈍後に磁気特性に好ましいGoss
方位の結晶粒が生じることにより、方位集積度Ｂ50/Bs
が向上するからである。
実施する。このとき冷間圧延率としては70〜90% 程度で
行なうのが好ましい。これはこの圧延率の範囲外では、
磁気特性に好ましくない結晶方位が仕上焼鈍にて生成
し、方位集積度Ｂ50/Bs を劣化させるからである。ま
た、冷間圧延の際の鋼板温度の最大値は、実施例４に示
すように150 ℃以上であることが好ましい。この場合の
鋼板温度の最大値とは、タンデム型の冷延機で通板する
際の各スタンドにおける鋼板温度の最大値を意味し、通
常は最終スタンドでの温度である。この鋼板温度が150
℃以上が好ましい理由は、固溶Ｃの存在により鋼板温度
150 ℃以上で転位の固着が生じ、圧延の際の変形様式を
変え、その結果、仕上焼鈍後に磁気特性に好ましいGoss
方位の結晶粒が生じることにより、方位集積度Ｂ50/Bs
が向上するからである。
【００２３】冷間圧延された鋼板は仕上焼鈍されるが、
焼鈍方法は公知の方法でよく、窒素、水素からなる非酸
化性雰囲気で７５０〜１１００℃の温度範囲で、５秒〜
１０分の連続焼鈍を施すのが通常である。このとき焼鈍
温度を９００℃以下とすれば、再結晶粒径は約５０μｍ
と比較的小さくできるため、ユーザにおけるコア打ち抜
きの際にバリ・カエリ等の問題を低減させることがで
き、またコア形成後の歪取焼鈍において再結晶を進行し
やすくすることができる。
焼鈍方法は公知の方法でよく、窒素、水素からなる非酸
化性雰囲気で７５０〜１１００℃の温度範囲で、５秒〜
１０分の連続焼鈍を施すのが通常である。このとき焼鈍
温度を９００℃以下とすれば、再結晶粒径は約５０μｍ
と比較的小さくできるため、ユーザにおけるコア打ち抜
きの際にバリ・カエリ等の問題を低減させることがで
き、またコア形成後の歪取焼鈍において再結晶を進行し
やすくすることができる。
【００２４】次いで、仕上焼鈍された鋼板には絶縁被膜
が塗布されて製品となる。鋼板はユーザーにて所望の形
および大きさに打ち抜かれ、積層されてコアとした後、
窒素等の非酸化性雰囲気で７００℃以上の温度で歪取焼
鈍される。
が塗布されて製品となる。鋼板はユーザーにて所望の形
および大きさに打ち抜かれ、積層されてコアとした後、
窒素等の非酸化性雰囲気で７００℃以上の温度で歪取焼
鈍される。
【００２５】
【００２６】
【００２７】
【００２８】（実施例１) Si 1.3% 、Al 1.3及び1.7 % 、Mn:0.2% 、C:0.0010〜0.
0015% 、さらにＳ量を種々変化させ、実験室にて真空溶
解を行なった。本素材から板厚2.2mm の熱延板を作製
し、1000℃の温度で50秒にて焼鈍後、酸洗を行なった。
続いて冷間圧延により板厚0.50mmとした後、870 ℃の温
度で30秒にて仕上焼鈍を施した。さらにSST 測定のため
試料を剪断し、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行な
った。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を
表３に示す。
0015% 、さらにＳ量を種々変化させ、実験室にて真空溶
解を行なった。本素材から板厚2.2mm の熱延板を作製
し、1000℃の温度で50秒にて焼鈍後、酸洗を行なった。
続いて冷間圧延により板厚0.50mmとした後、870 ℃の温
度で30秒にて仕上焼鈍を施した。さらにSST 測定のため
試料を剪断し、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行な
った。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を
表３に示す。
【００２９】試料５〜８は、結晶粒径が70μm 未満であ
り粒成長性の観点から好ましくない。また、試料１〜４
はW15/50≦3.0W/kg 、結晶粒径≧70μm 、方位集積度Ｂ
50/Bs ≧0.84であり、鉄損、粒成長性、方位集積度いず
れも好ましい範囲である。試料１〜４のうち、鉄損、粒
成長性の観点でより好ましいのは、Ｓ≦40ppm である試
料１〜３であり、粒成長性の観点でさらに好ましいのは
Ｓ≦20ppm である試料１，２である。
り粒成長性の観点から好ましくない。また、試料１〜４
はW15/50≦3.0W/kg 、結晶粒径≧70μm 、方位集積度Ｂ
50/Bs ≧0.84であり、鉄損、粒成長性、方位集積度いず
れも好ましい範囲である。試料１〜４のうち、鉄損、粒
成長性の観点でより好ましいのは、Ｓ≦40ppm である試
料１〜３であり、粒成長性の観点でさらに好ましいのは
Ｓ≦20ppm である試料１，２である。
【００３０】
【表３】
【００３１】（実施例２) 実験室にて真空溶解を行ない、Si 1.4% 、Al 0.5及び0.
8%、Mn:0.2% 、C:0.0012% 、S:0.0031% 鋼塊を作製し
た。本素材を加熱、熱間圧延により板厚2.2mm の熱延板
を作製し、種々の温度で60秒間焼鈍し、酸洗を行なっ
た。続いて冷間圧延により板厚0.50mmとした後、860 ℃
の温度で30秒にて仕上焼鈍を施した。さらにSST 測定の
ため試料を剪断し、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍を
行なった。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結
果を表４に示す。
8%、Mn:0.2% 、C:0.0012% 、S:0.0031% 鋼塊を作製し
た。本素材を加熱、熱間圧延により板厚2.2mm の熱延板
を作製し、種々の温度で60秒間焼鈍し、酸洗を行なっ
た。続いて冷間圧延により板厚0.50mmとした後、860 ℃
の温度で30秒にて仕上焼鈍を施した。さらにSST 測定の
ため試料を剪断し、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍を
行なった。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結
果を表４に示す。
【００３２】試料１〜５は、方位集積度Ｂ50/Bs が0.83
未満で好ましくない。この理由はAl量が少ないからであ
る。一方、試料６においても方位集積度Ｂ50/Bs は0.83
未満で好ましくない。この理由は、熱延板焼鈍温度が低
いため冷延前結晶粒径が小さく、その結果、製品板にお
いて磁気特性に好ましいGoss方位が少ないからである。
試料７〜１０は、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれも
好ましいが、この中でさらに好ましい範囲は、熱延板焼
鈍温度1000℃以上である試料８〜１０である。
未満で好ましくない。この理由はAl量が少ないからであ
る。一方、試料６においても方位集積度Ｂ50/Bs は0.83
未満で好ましくない。この理由は、熱延板焼鈍温度が低
いため冷延前結晶粒径が小さく、その結果、製品板にお
いて磁気特性に好ましいGoss方位が少ないからである。
試料７〜１０は、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれも
好ましいが、この中でさらに好ましい範囲は、熱延板焼
鈍温度1000℃以上である試料８〜１０である。
【００３３】
【表４】
【００３４】（実施例３) 実験室にて真空溶解を行ない、Si 0.9% 、Al 1.6及び1.
9%、Mn:0.3% 、C:0.0026% 、S:0.0028% 鋼塊を作製し
た。本素材を加熱、熱間圧延により板厚2.3mm の熱延板
を作製し、種々の温度で60秒間焼鈍し、酸洗を行なっ
た。続いて冷間圧延において、板厚1.69mm、1.25mm、0.
92mm、0.68mmのそれぞれに種々の温度で鋼板を加熱して
冷間圧延を行ない、最終板厚0.50mmとした。この手法
は、実際の圧延の際の各スタンドにおける温度を模試し
たものである。さらにこれらの鋼板について850 ℃の温
度で30秒にて仕上焼鈍を施した。さらにSST 測定のため
試料を剪断し、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行な
った。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を
表５に示す。
9%、Mn:0.3% 、C:0.0026% 、S:0.0028% 鋼塊を作製し
た。本素材を加熱、熱間圧延により板厚2.3mm の熱延板
を作製し、種々の温度で60秒間焼鈍し、酸洗を行なっ
た。続いて冷間圧延において、板厚1.69mm、1.25mm、0.
92mm、0.68mmのそれぞれに種々の温度で鋼板を加熱して
冷間圧延を行ない、最終板厚0.50mmとした。この手法
は、実際の圧延の際の各スタンドにおける温度を模試し
たものである。さらにこれらの鋼板について850 ℃の温
度で30秒にて仕上焼鈍を施した。さらにSST 測定のため
試料を剪断し、750 ℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行な
った。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を
表５に示す。
【００３５】試料６〜１０は、結晶粒径が70μm 未満で
あり粒成長性の観点から好ましくない。試料１〜５はW
15/50≦3.0W/kg 、結晶粒径≧70μm 、方位集積度Ｂ50/
Bs ≧0.83であり、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれ
も好ましい範囲である。また、試料６〜１０のうちさら
に好ましい範囲は、Ｂ50/Bs ≧0.86である試料８〜１０
である。この理由は冷間圧延を150 ℃以上で実施するこ
とにより製品板において磁気特性に好ましいGoss方位の
結晶粒が増加したためである。
あり粒成長性の観点から好ましくない。試料１〜５はW
15/50≦3.0W/kg 、結晶粒径≧70μm 、方位集積度Ｂ50/
Bs ≧0.83であり、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれ
も好ましい範囲である。また、試料６〜１０のうちさら
に好ましい範囲は、Ｂ50/Bs ≧0.86である試料８〜１０
である。この理由は冷間圧延を150 ℃以上で実施するこ
とにより製品板において磁気特性に好ましいGoss方位の
結晶粒が増加したためである。
【００３６】
【表５】
【００３７】
【発明の効果】本発明は、磁気特性に好ましい結晶方位
の集積度が高く、かつユーザーにおける歪取焼鈍時に結
晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
を提供することが可能となる。
の集積度が高く、かつユーザーにおける歪取焼鈍時に結
晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
を提供することが可能となる。
【図１】鋼板成分と特性評価結果の関係を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川又 竜太郎 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (72)発明者 半澤 和文 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新 日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (72)発明者 有田 吉宏 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新 日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (72)発明者 佐藤 浩明 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日 本製鐵株式会社 広畑製鐵所内 (56)参考文献 特開 平３−2323（ＪＰ，Ａ) 特開2000−129409（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−183311（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C21D 8/12 C22C 38/06
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、C:0.0005% 以上0.010%以下、
Mn:0.1% 以上0.5%以下、Si:0.6% 以上1.4%以下、Al:0.9
% 以上1.6%以下、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%を満たす成
分を含有し、残部はFe及び不可避不純物元素よりなる無
方向性電磁鋼板において、歪取焼鈍後における磁束密度
Ｂ50を飽和磁束密度Bsで除した値Ｂ50/Bs がＢ50/Bs ≧
0.83、鉄損W 15/50 がW 15/50 ≦3.01W/kgを満たすことを特
徴とする方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁
鋼板。 - 【請求項２】 質量％で、C:0.0005% 以上0.010%以下、
Mn:0.1% 以上0.5%以下、Si:0.6% 以上1.4%以下、Al:0.9
% 以上1.6%以下、かつ1.6%≦Si + Al ≦2.7%を満たす成
分を含有し、残部はFe及び不可避不純物元素よりなる鋼
片を熱間圧延後、熱延板焼鈍と１回の冷間圧延、もしく
は中間焼鈍を介挿する２回以上の冷間圧延を行い、引き
続き仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、熱延板焼鈍もしくは最後の中間焼鈍の温度を950 ℃
以上とすることを特徴とする方位集積度及び粒成長性の
良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 最終の冷間圧延における鋼板温度の最大
値を150 ℃以上とすることを特徴とする請求項２記載の
方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製
造方法。 - 【請求項４】 鋼中に含有されるＳ量が質量％で0.004%
を超えないことを特徴とする請求項１〜３のいずれかの
項に記載の方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電
磁鋼板とその製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000105420A JP3292846B2 (ja) | 2000-04-06 | 2000-04-06 | 方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000105420A JP3292846B2 (ja) | 2000-04-06 | 2000-04-06 | 方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001294997A JP2001294997A (ja) | 2001-10-26 |
| JP3292846B2 true JP3292846B2 (ja) | 2002-06-17 |
Family
ID=18618780
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000105420A Expired - Lifetime JP3292846B2 (ja) | 2000-04-06 | 2000-04-06 | 方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3292846B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008260996A (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corp | 圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0757888B2 (ja) * | 1989-05-26 | 1995-06-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH10183311A (ja) * | 1996-12-20 | 1998-07-14 | Kawasaki Steel Corp | 打抜き加工性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
| JP3852227B2 (ja) * | 1998-10-23 | 2006-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
-
2000
- 2000-04-06 JP JP2000105420A patent/JP3292846B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001294997A (ja) | 2001-10-26 |
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