JPH07228953A - 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法Info
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- JPH07228953A JPH07228953A JP6019410A JP1941094A JPH07228953A JP H07228953 A JPH07228953 A JP H07228953A JP 6019410 A JP6019410 A JP 6019410A JP 1941094 A JP1941094 A JP 1941094A JP H07228953 A JPH07228953 A JP H07228953A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】低鉄損の無方向性電磁鋼板とその製造方法を提
供する。 【構成】(1) Si:1.5 %未満、Al: 2.5〜6.0 %及びM
n: 1.0〜3.0 %を含み、かつ下記式を満足し、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。 (2)上記(1) の成分と式を満たす鋼スラブを熱間圧延
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、Rを上記式の範囲とする鉄損の低い無方向性
電磁鋼板の製造方法。この方法では、鋼スラブを熱間圧
延後 650〜1000℃で熱延板焼鈍を施す工程を加えてもよ
い。 【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、又は板
厚全周方向の平均磁気特性に優れる。
供する。 【構成】(1) Si:1.5 %未満、Al: 2.5〜6.0 %及びM
n: 1.0〜3.0 %を含み、かつ下記式を満足し、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。 (2)上記(1) の成分と式を満たす鋼スラブを熱間圧延
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、Rを上記式の範囲とする鉄損の低い無方向性
電磁鋼板の製造方法。この方法では、鋼スラブを熱間圧
延後 650〜1000℃で熱延板焼鈍を施す工程を加えてもよ
い。 【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、又は板
厚全周方向の平均磁気特性に優れる。
Description
【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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
(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。
〜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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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%)。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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%)。
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。
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。
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。
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%)。
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。
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。
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。
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%)。
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
%)。
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%)。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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%)。
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。
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。
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。
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%)。
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。
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。
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。
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(W13/1k ) との関係の例を示す図である。
粒径と鉄損(W13/1k ) 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(W13/400) との関係の
例を示す図である。
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(W13/1k ) との関係の例を示す図である。
と鉄損(W13/1k ) 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(W13/400) との関係の
例を示す図である。
例を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 FI 技術表示箇所 H01F 1/16
Claims (3)
- 【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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6019410A JP2861787B2 (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6019410A JP2861787B2 (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07228953A true JPH07228953A (ja) | 1995-08-29 |
JP2861787B2 JP2861787B2 (ja) | 1999-02-24 |
Family
ID=11998490
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6019410A Expired - Fee Related JP2861787B2 (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2861787B2 (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2012017933A1 (ja) | 2010-08-04 | 2012-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP2012036457A (ja) * | 2010-08-09 | 2012-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
JP2012036456A (ja) * | 2010-08-09 | 2012-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
JP2012036458A (ja) * | 2010-08-09 | 2012-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
JP2018024017A (ja) * | 2016-08-10 | 2018-02-15 | ポスコPosco | 高級鋼連続熱間圧延方法 |
CN111699270A (zh) * | 2018-02-02 | 2020-09-22 | 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 | 能够但非强制再退火的电工带材 |
CN115341083A (zh) * | 2022-09-13 | 2022-11-15 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种高频电机用无取向硅钢及其生产方法 |
-
1994
- 1994-02-16 JP JP6019410A patent/JP2861787B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2012017933A1 (ja) | 2010-08-04 | 2012-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5437476B2 (ja) * | 2010-08-04 | 2014-03-12 | 新日鐵住金株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
US9579701B2 (en) | 2010-08-04 | 2017-02-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Manufacturing method of non-oriented electrical steel sheet |
JP2012036457A (ja) * | 2010-08-09 | 2012-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
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CN107716548A (zh) * | 2016-08-10 | 2018-02-23 | Posco公司 | 高级钢的热连轧方法 |
RU2677397C2 (ru) * | 2016-08-10 | 2019-01-16 | Поско | Способ бесконечной горячей прокатки высококачественной стали |
CN107716548B (zh) * | 2016-08-10 | 2020-05-26 | Posco公司 | 高级钢的热连轧方法 |
CN111699270A (zh) * | 2018-02-02 | 2020-09-22 | 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 | 能够但非强制再退火的电工带材 |
US11788168B2 (en) | 2018-02-02 | 2023-10-17 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Electrical steel strip that can be but doesn't have to be reannealed |
CN115341083A (zh) * | 2022-09-13 | 2022-11-15 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种高频电机用无取向硅钢及其生产方法 |
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---|---|
JP2861787B2 (ja) | 1999-02-24 |
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