JPH0819466B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0819466B2 JPH0819466B2 JP2023308A JP2330890A JPH0819466B2 JP H0819466 B2 JPH0819466 B2 JP H0819466B2 JP 2023308 A JP2023308 A JP 2023308A JP 2330890 A JP2330890 A JP 2330890A JP H0819466 B2 JPH0819466 B2 JP H0819466B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍
されることを前提としたセミプロセス無方向性電磁鋼板
の製造方法、および打ち抜き・剪断加工と歪取焼鈍工程
を含む無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
されることを前提としたセミプロセス無方向性電磁鋼板
の製造方法、および打ち抜き・剪断加工と歪取焼鈍工程
を含む無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
近年、省エネルギーの社会的要請から、冷蔵庫、クー
ラー等に使用される小型モータの効率向上、蛍光灯安定
器の小型化、温度上昇防止等の要求があり、このためこ
れらのコア材として用いられる無方向性電磁鋼板に対し
ても、高磁束密度−低鉄損化のニーズが高い。
ラー等に使用される小型モータの効率向上、蛍光灯安定
器の小型化、温度上昇防止等の要求があり、このためこ
れらのコア材として用いられる無方向性電磁鋼板に対し
ても、高磁束密度−低鉄損化のニーズが高い。
このような背景のもとで、近年、鉄損は比較的高いも
のの低コストで磁束密度が高い、Si≦1.0％のいわゆる
低級無方向性電磁鋼板の需要と、その低鉄損化に対する
要求が増大しつつある。このような低級無方向性電磁鋼
板の低鉄損化を具現したものとして、鋼板を需要家で打
ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍するようにしたセミプロ
セス材がある。このセミプロセス材は以下の（１）、
（２）に大別される。
のの低コストで磁束密度が高い、Si≦1.0％のいわゆる
低級無方向性電磁鋼板の需要と、その低鉄損化に対する
要求が増大しつつある。このような低級無方向性電磁鋼
板の低鉄損化を具現したものとして、鋼板を需要家で打
ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍するようにしたセミプロ
セス材がある。このセミプロセス材は以下の（１）、
（２）に大別される。
（１）１次冷圧、焼鈍後、２次冷圧として１〜10％程度
の調圧を施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工
後、歪取焼鈍する、２回冷圧によるセミプロセス材。こ
の鋼板は調圧歪による歪粒成長によって歪取焼鈍時に結
晶粒を粗大化させ、低鉄損化を図るものであるが、同時
に磁束密度も低下するという欠点がある。
の調圧を施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工
後、歪取焼鈍する、２回冷圧によるセミプロセス材。こ
の鋼板は調圧歪による歪粒成長によって歪取焼鈍時に結
晶粒を粗大化させ、低鉄損化を図るものであるが、同時
に磁束密度も低下するという欠点がある。
（２）フルプロセス材と同様に１回の冷間圧延と焼鈍を
施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼
鈍する、１回冷圧によるセミプロセス材（プロセス的に
はフルプロセス材を需要家で再度焼鈍することになるた
め、以下便宜的に「フルプロセス焼鈍材」と呼ぶ）。こ
の鋼板は鉄損の低下代は２回冷圧によるものに比べて小
さいものの、磁束密度があまり低下しないという長所が
ある。
施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼
鈍する、１回冷圧によるセミプロセス材（プロセス的に
はフルプロセス材を需要家で再度焼鈍することになるた
め、以下便宜的に「フルプロセス焼鈍材」と呼ぶ）。こ
の鋼板は鉄損の低下代は２回冷圧によるものに比べて小
さいものの、磁束密度があまり低下しないという長所が
ある。
これらのうち、最近は器具の小型化・高効率化の観点
から従来の（１）のセミプロセス材に加えて、磁束密度
上有利な（２）のフルプロセス焼鈍材の需要が急増して
いる。このようなフルプロセス焼鈍材の場合、磁束密度
を劣化させることなく、（１）の２冷圧によるセミプロ
セス材に比べ見劣りのする鉄損を改善することが課題と
なる。
から従来の（１）のセミプロセス材に加えて、磁束密度
上有利な（２）のフルプロセス焼鈍材の需要が急増して
いる。このようなフルプロセス焼鈍材の場合、磁束密度
を劣化させることなく、（１）の２冷圧によるセミプロ
セス材に比べ見劣りのする鉄損を改善することが課題と
なる。
従来、フルプロセス焼鈍材の鉄損或いは磁束密度改善
に対し、以下のような技術が開示されている。
に対し、以下のような技術が開示されている。
まず、製造プロセスを考慮したものには、以下のよう
な技術がある。
な技術がある。
（ａ）特開昭57−35628号： 熱延板の短時間焼鈍を行う技術 （ｂ）特開昭58−136718号： 超高温巻取による自己焼鈍により上記熱延板の短時間
焼鈍を代替する技術 （ｃ）特開昭61−15920号： Ar3変態点以上で仕上圧延した熱延板を水冷して組織
の微細化を図り、さらにこれを冷圧後、回復焼鈍程度の
低温で焼鈍することで組織を微細なままとし、これによ
り歪取焼鈍時の粒成長性を向上させる技術 また、成分条件を考慮したものには、以下のような技
術がある。すなわち、これらは成分を考慮して歪取焼鈍
時の粒成長性を改善することで、歪取焼鈍後の粒径を大
きくし、鉄損を低下させる技術である。
焼鈍を代替する技術 （ｃ）特開昭61−15920号： Ar3変態点以上で仕上圧延した熱延板を水冷して組織
の微細化を図り、さらにこれを冷圧後、回復焼鈍程度の
低温で焼鈍することで組織を微細なままとし、これによ
り歪取焼鈍時の粒成長性を向上させる技術 また、成分条件を考慮したものには、以下のような技
術がある。すなわち、これらは成分を考慮して歪取焼鈍
時の粒成長性を改善することで、歪取焼鈍後の粒径を大
きくし、鉄損を低下させる技術である。
（ｉ）粒成長性を劣化させる微細Al Nの析出防止に関す
るもの （ｄ）特公昭59−20731号： Al≦0.1％鋼においてＢを添加し、Ｎを粒成長に対す
る悪影響の少ないBNとして固定する技術 （ｅ）特公昭62−49321号： 同上 （ｆ）特公昭62−21849号： 同上 （ｇ）特公昭58−55210号： Al≦0.001％とし、実質上Al Nフリーとする技術 （ii）粒成長性を劣化させる微細Mn Sの析出防止に関す
るもの （ｈ）極低Ｓ化技術 （ｉ）特開昭63−103023号： Al≦0.002％鋼においてCaを添加し、Ｓを粒成長に対
する悪影響の少ないCa Sとして固定する技術 〔発明が解決しようとする課題〕 以上のように、従来フルプロセス焼鈍材の特性改善に
関して種々の技術が提案されているが、これらはいずれ
も次のような問題点を有している。
るもの （ｄ）特公昭59−20731号： Al≦0.1％鋼においてＢを添加し、Ｎを粒成長に対す
る悪影響の少ないBNとして固定する技術 （ｅ）特公昭62−49321号： 同上 （ｆ）特公昭62−21849号： 同上 （ｇ）特公昭58−55210号： Al≦0.001％とし、実質上Al Nフリーとする技術 （ii）粒成長性を劣化させる微細Mn Sの析出防止に関す
るもの （ｈ）極低Ｓ化技術 （ｉ）特開昭63−103023号： Al≦0.002％鋼においてCaを添加し、Ｓを粒成長に対
する悪影響の少ないCa Sとして固定する技術 〔発明が解決しようとする課題〕 以上のように、従来フルプロセス焼鈍材の特性改善に
関して種々の技術が提案されているが、これらはいずれ
も次のような問題点を有している。
まず、製造プロセスを考慮したもののうち、（ａ）は
熱延板焼鈍付加によるコスト上昇が、また、（ｂ）は超
高温巻取によるスケール増大とそれに伴う酸洗性の低
下、或いは粒界酸化に起因した表面性状の著しい劣化が
問題となる。また、（ｃ）では、熱延板の水冷による形
状不良に加え、低温焼鈍に起因した著しい硬質化が打ち
抜き・剪断加工時に問題を起こす。このように製造プロ
セスの改変によるものは未だ幾多の課題を残しており、
十分満足のいくものとは言い難い。
熱延板焼鈍付加によるコスト上昇が、また、（ｂ）は超
高温巻取によるスケール増大とそれに伴う酸洗性の低
下、或いは粒界酸化に起因した表面性状の著しい劣化が
問題となる。また、（ｃ）では、熱延板の水冷による形
状不良に加え、低温焼鈍に起因した著しい硬質化が打ち
抜き・剪断加工時に問題を起こす。このように製造プロ
セスの改変によるものは未だ幾多の課題を残しており、
十分満足のいくものとは言い難い。
また、成分を考慮したものでは、（ｄ）〜（ｉ）のい
ずれもがAl≦0.1％（実施例等からして実質上はAl≦0.0
2％）の鋼についての技術であり、Al≧0.1％を含む鋼に
ついては、その特性改善について有用な技術は見い出さ
れていない。もとより、Al≧0.1％の鋼では、Al Nが比
較的粗大に析出するためAl Nに対する考慮は不要である
ものの、Alは固有抵抗を大きく上昇させるため、低鉄損
のフルプロセス焼鈍材を製造する上で積極的に活用すべ
き元素であり、この意味でAl≧0.1％鋼の特性改善が望
まれるものである。
ずれもがAl≦0.1％（実施例等からして実質上はAl≦0.0
2％）の鋼についての技術であり、Al≧0.1％を含む鋼に
ついては、その特性改善について有用な技術は見い出さ
れていない。もとより、Al≧0.1％の鋼では、Al Nが比
較的粗大に析出するためAl Nに対する考慮は不要である
ものの、Alは固有抵抗を大きく上昇させるため、低鉄損
のフルプロセス焼鈍材を製造する上で積極的に活用すべ
き元素であり、この意味でAl≧0.1％鋼の特性改善が望
まれるものである。
本発明はこのような事情に鑑み、Alを0.1％以上含む
フルプロセス焼鈍材および該フルプロセス焼鈍材を素材
とする打ち抜き・剪断加工−歪取焼鈍材の特性改善、特
に鉄損の改善をその目的とする。
フルプロセス焼鈍材および該フルプロセス焼鈍材を素材
とする打ち抜き・剪断加工−歪取焼鈍材の特性改善、特
に鉄損の改善をその目的とする。
本発明者らは、Al≧0.1％のフルプロセス焼鈍材の特
性改善について鋭意研究を重ねた結果、Ｐ量の適正化お
よびMn、Ｓ量、Mn/S比の適正化を図った上で、これを特
定の製造条件に供した際に、磁気特性および打ち抜き性
が向上することを新たに知見し、これに基づき本発明を
完成させたものである。
性改善について鋭意研究を重ねた結果、Ｐ量の適正化お
よびMn、Ｓ量、Mn/S比の適正化を図った上で、これを特
定の製造条件に供した際に、磁気特性および打ち抜き性
が向上することを新たに知見し、これに基づき本発明を
完成させたものである。
すなわち、本発明の構成は以下の通りである。
（１） 打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％≦Ｓ≦0.030％、
0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避
的不純物からなり、且つMn（％）/S（％）≧40を満足す
る鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍することを特徴とする無方向性電磁
鋼板の製造方法。
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％≦Ｓ≦0.030％、
0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避
的不純物からなり、且つMn（％）/S（％）≧40を満足す
る鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍することを特徴とする無方向性電磁
鋼板の製造方法。
（２） 打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％≦Ｓ≦0.030％、
0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避
的不純物からなり、且つMn（％）/S（％）≧40を満足す
る鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方
法。
ミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量
％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦Mn≦
1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％≦Ｓ≦0.030％、
0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不可避
的不純物からなり、且つMn（％）/S（％）≧40を満足す
る鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方
法。
（３） 重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％
≦Ｓ≦0.030％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、且つMn（％）/S
（％）≧40を満足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍してセミプロセス鋼板となし、該鋼
板を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温度域におけ
る加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％
≦Ｓ≦0.030％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、且つMn（％）/S
（％）≧40を満足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍してセミプロセス鋼板となし、該鋼
板を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温度域におけ
る加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
（４） 重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％
≦Ｓ≦0.030％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、且つMn（％）/S
（％）≧40を満足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板を打ち抜き
・剪断加工後、350〜700℃の温度域における加熱速度HR
（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％
≦Ｓ≦0.030％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、且つMn（％）/S
（％）≧40を満足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板を打ち抜き
・剪断加工後、350〜700℃の温度域における加熱速度HR
（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明す
る。
る。
まず、本発明における成分組成の限定理由は以下の通
りである。
りである。
（１） Ｐ量 Ｐは通常、フルプロセス材およびセミプロセス材にお
いて、磁気特性を劣化させることなく、硬度上昇と打ち
抜き性の向上をもたらす元素として広く添加されてい
る。したがって、本発明が対象とするようなフルプロセ
ス焼鈍材においても、従来硬度上昇と打ち抜き性の向上
を必要とする場合には、特別な配慮なく比較的多量（0.
1％前後）に添加されるのが通常である。このように従
来Ｐの功罪については、その硬度上昇・打ち抜き性向上
効果が明らかにされているだけであり、これ以外のＰの
功罪に着目した技術は現状では皆無であるといってよ
い。しかし、本発明者らがフルプロセス焼鈍材における
Ｐの功罪について改めて詳細に検討したところによれ
ば、Ｐは確かに硬度上昇と打ち抜き性の向上をもたらす
ものの、磁気特性、特に鉄損に関してはＰ量に最適値が
あり、Ｐを適正量に制御した場合にのみ、固有抵抗の増
大を通じて鉄損の低下が得られること、そしてこの適正
量を超えてＰを添加した場合には（従来、Ｐを添加する
場合はいずれもこの範囲）、歪取焼鈍時の粒成長性を阻
害し、却って鉄損の上昇をもたらすことが判明した。こ
のため本発明では、上記Ｐの適正範囲をその要件とし
た。
いて、磁気特性を劣化させることなく、硬度上昇と打ち
抜き性の向上をもたらす元素として広く添加されてい
る。したがって、本発明が対象とするようなフルプロセ
ス焼鈍材においても、従来硬度上昇と打ち抜き性の向上
を必要とする場合には、特別な配慮なく比較的多量（0.
1％前後）に添加されるのが通常である。このように従
来Ｐの功罪については、その硬度上昇・打ち抜き性向上
効果が明らかにされているだけであり、これ以外のＰの
功罪に着目した技術は現状では皆無であるといってよ
い。しかし、本発明者らがフルプロセス焼鈍材における
Ｐの功罪について改めて詳細に検討したところによれ
ば、Ｐは確かに硬度上昇と打ち抜き性の向上をもたらす
ものの、磁気特性、特に鉄損に関してはＰ量に最適値が
あり、Ｐを適正量に制御した場合にのみ、固有抵抗の増
大を通じて鉄損の低下が得られること、そしてこの適正
量を超えてＰを添加した場合には（従来、Ｐを添加する
場合はいずれもこの範囲）、歪取焼鈍時の粒成長性を阻
害し、却って鉄損の上昇をもたらすことが判明した。こ
のため本発明では、上記Ｐの適正範囲をその要件とし
た。
また、さらに検討を進めた結果、鉄損に対する上記Ｐ
の適正量の存在はフルプロセス焼鈍材に特有のものであ
り、フルプロセス材や２回冷圧によるセミプロセス材の
場合にはかかる適正量の存在は認められなかった。すな
わち、よく知られているように鉄損は粒径に依存すると
ころが大きいが、フルプロセス材では冷圧−焼鈍時に比
較的粒径の小さいところで組織形成をさせるため、粒成
長の駆動力が高く、且つ焼鈍条件（特に焼鈍温度）が粒
径に対して圧倒的な影響を及ぼすため、Ｐの影響が顕在
化しないものと考えられる。また、２回冷圧によるセミ
プロセス材の場合も、粒成長は調圧歪をその駆動力とす
るため、Ｐの影響は顕在化しない。これに対し、フルプ
ロセス焼鈍材の場合は、冷圧−焼鈍により一旦ある粒径
に粒成長させたものを、再び需要家で歪取焼鈍してさら
に粗大に粒成長させるため、歪取焼鈍時は粒成長の駆動
力が粒界のエネルギー差だけであるに加えて、その駆動
力そのものも小さく、粒成長性に対するＰの影響が顕在
化するものと考えられる。なお、ここでいうＰの粒成長
性に対する影響のメカニズムは必ずしも明確ではない
が、Ｐは粒界に偏析しやすい元素であり、したがってso
lute−dragにより粒成長時の粒界の移動度（mobility）
を低下させるのがその本質ではないかと考えられる。
の適正量の存在はフルプロセス焼鈍材に特有のものであ
り、フルプロセス材や２回冷圧によるセミプロセス材の
場合にはかかる適正量の存在は認められなかった。すな
わち、よく知られているように鉄損は粒径に依存すると
ころが大きいが、フルプロセス材では冷圧−焼鈍時に比
較的粒径の小さいところで組織形成をさせるため、粒成
長の駆動力が高く、且つ焼鈍条件（特に焼鈍温度）が粒
径に対して圧倒的な影響を及ぼすため、Ｐの影響が顕在
化しないものと考えられる。また、２回冷圧によるセミ
プロセス材の場合も、粒成長は調圧歪をその駆動力とす
るため、Ｐの影響は顕在化しない。これに対し、フルプ
ロセス焼鈍材の場合は、冷圧−焼鈍により一旦ある粒径
に粒成長させたものを、再び需要家で歪取焼鈍してさら
に粗大に粒成長させるため、歪取焼鈍時は粒成長の駆動
力が粒界のエネルギー差だけであるに加えて、その駆動
力そのものも小さく、粒成長性に対するＰの影響が顕在
化するものと考えられる。なお、ここでいうＰの粒成長
性に対する影響のメカニズムは必ずしも明確ではない
が、Ｐは粒界に偏析しやすい元素であり、したがってso
lute−dragにより粒成長時の粒界の移動度（mobility）
を低下させるのがその本質ではないかと考えられる。
次に、試験例に基づいて上記Ｐの功罪を明らかにする
とともに、適正なＰ量についてその限定範囲と理由につ
いて説明する。
とともに、適正なＰ量についてその限定範囲と理由につ
いて説明する。
C:0.0028％、Si:0.31％、Mn:0.81％、S:0.018％（Mn/
S＝45）、Al:0.23％、N:0.0019％と一定で、Ｐ量が0.00
2〜0.088％と種々変化した鋼（Ａ群）、およびC:0.0043
％、Si:0.80％、Mn:1.31％、S:0.024％（Mn/S＝55）、A
l:0.38％、N:0.0035％と一定で、Ｐ量が0.003〜0.091％
と種々変化した鋼（Ｂ群）を用い、当該スラブを1150℃
に加熱後、仕上温度820℃、巻取温度670℃の条件で熱間
圧延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間圧延したものを700
℃で焼鈍し、引き続き需要家での歪取焼鈍相当の750℃
×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍に供した。第１図は
このようにして得られた供試材のＰ量と鉄損
（Ｗ15/50）および磁束密度（B50）との関係を示したも
のである。
S＝45）、Al:0.23％、N:0.0019％と一定で、Ｐ量が0.00
2〜0.088％と種々変化した鋼（Ａ群）、およびC:0.0043
％、Si:0.80％、Mn:1.31％、S:0.024％（Mn/S＝55）、A
l:0.38％、N:0.0035％と一定で、Ｐ量が0.003〜0.091％
と種々変化した鋼（Ｂ群）を用い、当該スラブを1150℃
に加熱後、仕上温度820℃、巻取温度670℃の条件で熱間
圧延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間圧延したものを700
℃で焼鈍し、引き続き需要家での歪取焼鈍相当の750℃
×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍に供した。第１図は
このようにして得られた供試材のＰ量と鉄損
（Ｗ15/50）および磁束密度（B50）との関係を示したも
のである。
同図から明らかなように、Ａ群、Ｂ群のいずれにおい
てもＰ量が0.01〜0.06％の範囲でのみ、Ａ群では4.4W/k
g前後の、またＢ群では3.6W/kg前後の良好な鉄損値が得
られている。これに対し、Ｐ量が0.01％未満では固有抵
抗増加による鉄損の改善代が小さいため、またＰ量が0.
06％超では固有抵抗増加による鉄損の改善代を粒成長性
の劣化が上回るため、ともに鉄損はP:0.01〜0.06％の範
囲に比べてＡ群、Ｂ群とも0.6W/kg以上高くなってい
る。このようにＰ量には適正範囲があり、これはＡ群、
Ｂ群にかかわりなく、すなわち鋼種にかかわりなく0.01
〜0.06％であるため、本発明ではＰ量を0.01〜0.06％と
規定した。また、B50についても、Ｐ量が0.06％以下で
はＰ量増加に伴うB50の低下が少なく、Ｐを0.01〜0.06
％とすることで良好なB50が得られることも判る。
てもＰ量が0.01〜0.06％の範囲でのみ、Ａ群では4.4W/k
g前後の、またＢ群では3.6W/kg前後の良好な鉄損値が得
られている。これに対し、Ｐ量が0.01％未満では固有抵
抗増加による鉄損の改善代が小さいため、またＰ量が0.
06％超では固有抵抗増加による鉄損の改善代を粒成長性
の劣化が上回るため、ともに鉄損はP:0.01〜0.06％の範
囲に比べてＡ群、Ｂ群とも0.6W/kg以上高くなってい
る。このようにＰ量には適正範囲があり、これはＡ群、
Ｂ群にかかわりなく、すなわち鋼種にかかわりなく0.01
〜0.06％であるため、本発明ではＰ量を0.01〜0.06％と
規定した。また、B50についても、Ｐ量が0.06％以下で
はＰ量増加に伴うB50の低下が少なく、Ｐを0.01〜0.06
％とすることで良好なB50が得られることも判る。
（２） Mn量、Ｓ量、Mn/s比 以上のように、Ｐ量を0.01〜0.06％の範囲に適正化す
ることによって、Alを0.1％以上含むフルプロセス焼鈍
材の鉄損は大幅に改善され、本発明の目的は達成される
が、さらに望ましくは打ち抜き性の改善を図るべきであ
る。その理由は、Ｐは打ち抜き性を改善する効果を持つ
元素であり、これを通常の0.1％前後から0.01〜0.06％
に低下させると、打ち抜き性がその分低下するからであ
る。このような打ち抜き性の問題に対し、本発明ではMn
量およびＳ量とMn/S比の適正化を行う。すなわち、従来
は粒成長性を損なうために忌避されていたMn Sに着目
し、これを粗大に析出させる限りは、粒成長をほとんど
損なうことなく打ち抜き性を改善できることを一連の検
討より見い出し、これを本発明の第二の要件とした。
ることによって、Alを0.1％以上含むフルプロセス焼鈍
材の鉄損は大幅に改善され、本発明の目的は達成される
が、さらに望ましくは打ち抜き性の改善を図るべきであ
る。その理由は、Ｐは打ち抜き性を改善する効果を持つ
元素であり、これを通常の0.1％前後から0.01〜0.06％
に低下させると、打ち抜き性がその分低下するからであ
る。このような打ち抜き性の問題に対し、本発明ではMn
量およびＳ量とMn/S比の適正化を行う。すなわち、従来
は粒成長性を損なうために忌避されていたMn Sに着目
し、これを粗大に析出させる限りは、粒成長をほとんど
損なうことなく打ち抜き性を改善できることを一連の検
討より見い出し、これを本発明の第二の要件とした。
以下、試験例に基づいてMn量、Ｓ量、Mn/S比の適正値
とその限定理由について説明する。
とその限定理由について説明する。
C:0.0031％、Si:0.33％、P:0.031％、Al:0.25％、N:
0.0023％と一定で、Mn、Ｓ量を種々変化させた鋼（Ｃ
群）を用い、当該スラブを1165℃に加熱後、仕上温度81
0℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.5mm
の仕上厚に冷間圧延したものを、720℃で焼鈍し、得ら
れた焼鈍板を連続打ち抜き機にて20万回打ち抜いたとき
のかえり高さを調べた。第２図はその結果を供試材のM
n、Ｓ量で整理したものである。同図から明らかなよう
に、Mn量にかかわりなく、Ｓ≧0.010％でかえり高さ≦1
0μｍと良好な打ち抜き性が得られることが判る。これ
は、Ｓ量の増加によりMn S量が増加するためであると考
えられる。
0.0023％と一定で、Mn、Ｓ量を種々変化させた鋼（Ｃ
群）を用い、当該スラブを1165℃に加熱後、仕上温度81
0℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.5mm
の仕上厚に冷間圧延したものを、720℃で焼鈍し、得ら
れた焼鈍板を連続打ち抜き機にて20万回打ち抜いたとき
のかえり高さを調べた。第２図はその結果を供試材のM
n、Ｓ量で整理したものである。同図から明らかなよう
に、Mn量にかかわりなく、Ｓ≧0.010％でかえり高さ≦1
0μｍと良好な打ち抜き性が得られることが判る。これ
は、Ｓ量の増加によりMn S量が増加するためであると考
えられる。
第３図は、上述の焼鈍板を需要家での歪取焼鈍相当の
750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍に供した際の鉄
損（Ｗ15/50）を、Mn、Ｓ量で整理したものである。同
図から明らかなように、Mn≧0.5％、Ｓ≦0.030％、Mn/S
≧40でＷ15/50≦4.7W/kgと良好な鉄損値が得られること
がわかる。これは、この領域ではMn Sが粗大に析出する
結果、粒成長性がほとんど損なわれないためであると考
えられる。一方、この領域以外ではＷ15/50＞5.2W/kgと
良好な鉄損値が得られていないが、これはMn/S＜40では
Mn Sが粗大に析出しないために粒成長性が劣化し、また
Ｓ＞0.030％では、たとえMn/S≧40であってMn Sが粗大
に析出するとしても、Mn Sの絶対量そのものが過大とな
るため粒成長性が劣化し、またMn＜0.5％では固有抵抗
が過少であるため、各々鉄損が上昇したものと考えられ
る。なお、磁束密度（B50）に関しては、上記検討範囲
ではいずれも1.75T前後であり、Mn、Ｓの影響は少なか
った。
750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍に供した際の鉄
損（Ｗ15/50）を、Mn、Ｓ量で整理したものである。同
図から明らかなように、Mn≧0.5％、Ｓ≦0.030％、Mn/S
≧40でＷ15/50≦4.7W/kgと良好な鉄損値が得られること
がわかる。これは、この領域ではMn Sが粗大に析出する
結果、粒成長性がほとんど損なわれないためであると考
えられる。一方、この領域以外ではＷ15/50＞5.2W/kgと
良好な鉄損値が得られていないが、これはMn/S＜40では
Mn Sが粗大に析出しないために粒成長性が劣化し、また
Ｓ＞0.030％では、たとえMn/S≧40であってMn Sが粗大
に析出するとしても、Mn Sの絶対量そのものが過大とな
るため粒成長性が劣化し、またMn＜0.5％では固有抵抗
が過少であるため、各々鉄損が上昇したものと考えられ
る。なお、磁束密度（B50）に関しては、上記検討範囲
ではいずれも1.75T前後であり、Mn、Ｓの影響は少なか
った。
以上、第２図、第３図に示した結果から、粒成長性を
損なうことなく、すなわち良好な鉄損値が得られる前提
の下で、良好な打ち抜き性を得るためには、Mn≧0.5
％、0.010％≦Ｓ≦0.030％、Mn/S≧40とすることが必要
である。これを図に示すと第４図のようになる。同図で
はMnの上限を1.5％としてあるが、これは、これを超え
てMnを添加しても磁気特性上の利点がなく、且つ徒らに
コスト上昇を招くからである。
損なうことなく、すなわち良好な鉄損値が得られる前提
の下で、良好な打ち抜き性を得るためには、Mn≧0.5
％、0.010％≦Ｓ≦0.030％、Mn/S≧40とすることが必要
である。これを図に示すと第４図のようになる。同図で
はMnの上限を1.5％としてあるが、これは、これを超え
てMnを添加しても磁気特性上の利点がなく、且つ徒らに
コスト上昇を招くからである。
本発明者らは、以上のような検討を、Ｐ量については
本発明で規定する0.01〜0.06％の範囲で、その他のＣ、
Si、Al、Ｎについては以下の（３）に示す範囲でそれぞ
れ種々変化させた鋼についても同様に行い、その結果、
打ち抜き性、鉄損、磁束密度について第２図、第３図と
同様の結論を得た。そのため本発明では、Mn量、Ｓ量、
Mn/S比を第４図に示すように、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01
0％≦Ｓ≦0.030％、Mn/S≧40に規定した。
本発明で規定する0.01〜0.06％の範囲で、その他のＣ、
Si、Al、Ｎについては以下の（３）に示す範囲でそれぞ
れ種々変化させた鋼についても同様に行い、その結果、
打ち抜き性、鉄損、磁束密度について第２図、第３図と
同様の結論を得た。そのため本発明では、Mn量、Ｓ量、
Mn/S比を第４図に示すように、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01
0％≦Ｓ≦0.030％、Mn/S≧40に規定した。
（３） その他の成分 C:0.0050％超では磁気特性が劣化し、また磁気時効上
の問題もあるため、上限が0.0050％の極低炭素鋼とす
る。
の問題もあるため、上限が0.0050％の極低炭素鋼とす
る。
Si:固有抵抗を高め鉄損を低下させる効果を持つが、
この効果を十分に得るには0.06％以上の添加が必要であ
る。一方、1.0％を超えて添加した場合には磁束密度が
低下するとともに、コスト上昇も招くため、上限は1.0
％とする。
この効果を十分に得るには0.06％以上の添加が必要であ
る。一方、1.0％を超えて添加した場合には磁束密度が
低下するとともに、コスト上昇も招くため、上限は1.0
％とする。
Al:Siと同様に鉄損を低下させる元素であり積極的に
添加すべきものであるが、0.1％未満の場合、微細Al N
を形成し粒成長性を損なう。これを防止し良好な鉄損値
を得るために、下限は0.1％とする。但し、0.5％を超え
て添加すると磁束密度が低下し、また徒らなコスト上昇
を招くため上限は0.5％とする。
添加すべきものであるが、0.1％未満の場合、微細Al N
を形成し粒成長性を損なう。これを防止し良好な鉄損値
を得るために、下限は0.1％とする。但し、0.5％を超え
て添加すると磁束密度が低下し、また徒らなコスト上昇
を招くため上限は0.5％とする。
N:0.0050％を超えると磁気特性が劣化するため、0.00
50％を上限とする。
50％を上限とする。
次に、処理条件について説明する。
上記のような成分を前提とし、本発明ではさらに以下
に述べるように処理条件を特定することをその第三の要
件とする。成分を適正化したとしても、これが顕著な効
果を発揮し得るのはある特定の処理条件を経た場合だけ
であり、この条件を外れた場合には、成分適正化の効果
が大幅に減少するからである。
に述べるように処理条件を特定することをその第三の要
件とする。成分を適正化したとしても、これが顕著な効
果を発揮し得るのはある特定の処理条件を経た場合だけ
であり、この条件を外れた場合には、成分適正化の効果
が大幅に減少するからである。
（１） 熱延加熱温度 熱延加熱温度が徒らに高いと、スラブ段階で一旦粗大
に析出したAl N、Mn Sが再溶解する。その場合、特に問
題となるのは、Mn Sの再溶解とそれに伴う以降の微細再
析出である。前述したようにMn Sが比較的多量にあって
も、これが粗大に析出する限りは粒成長性を損なうこと
なく打ち抜き性を改善できる。しかし、仮りにスラブの
高温加熱によりMn Sが再溶解し、その後これが微細に再
析出するならば、これによって粒成長性が低下し、鉄損
の上昇を生じる。
に析出したAl N、Mn Sが再溶解する。その場合、特に問
題となるのは、Mn Sの再溶解とそれに伴う以降の微細再
析出である。前述したようにMn Sが比較的多量にあって
も、これが粗大に析出する限りは粒成長性を損なうこと
なく打ち抜き性を改善できる。しかし、仮りにスラブの
高温加熱によりMn Sが再溶解し、その後これが微細に再
析出するならば、これによって粒成長性が低下し、鉄損
の上昇を生じる。
一方、Al Nに関しては、本発明鋼はAl≧0.1％である
ため、たとえAl Nの再溶解が生じたとしても、その後再
び粗大に析出し、したがって特段の配慮は必要としな
い。
ため、たとえAl Nの再溶解が生じたとしても、その後再
び粗大に析出し、したがって特段の配慮は必要としな
い。
このように熱延時の加熱温度はMn Sの再溶解防止の観
点からその上限を持つことになるが、本発明者らはさら
に検討を進めた結果、この上限温度がMn S比に依存する
ことを知見した。すなわちMn/S比が大きい場合には、た
とえある程度Mn Sが再溶解したとしても、その後再析出
する際に再び粗大化し易いため（微細Mn Sのまま留まる
ものが少ないため）、多少の高温加熱は許容される。一
方、Mn/S比が小さい場合には、逆の理由で熱延加熱温度
は低温とする必要がある。かかる考察の下で、本発明者
らは以下に示す実験・検討を行い、熱延加熱温度の上限
を決定した。
点からその上限を持つことになるが、本発明者らはさら
に検討を進めた結果、この上限温度がMn S比に依存する
ことを知見した。すなわちMn/S比が大きい場合には、た
とえある程度Mn Sが再溶解したとしても、その後再析出
する際に再び粗大化し易いため（微細Mn Sのまま留まる
ものが少ないため）、多少の高温加熱は許容される。一
方、Mn/S比が小さい場合には、逆の理由で熱延加熱温度
は低温とする必要がある。かかる考察の下で、本発明者
らは以下に示す実験・検討を行い、熱延加熱温度の上限
を決定した。
C:0.0031％、Si:0.33％、P:0.031％、Al:0.25％、N:
0.0023％と一定で、S:0.013％のもとMnが0.5〜1.5％の
範囲で種々変化した鋼（Ｄ−１群）、また同じくS:0.01
6％のもとMnが0.5〜1.5％の範囲で種々変化した鋼（Ｄ
−２群）、さらに同じくS:0.029％のもとMnが0.5〜1.5
％の範囲で種々変化した鋼（Ｄ−３群）を用い、当該ス
ラブを種々の温度に加熱後、仕上温度810℃、巻取温度7
00℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間
圧延したものを、720℃で焼鈍し、引き続き需要家での
歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍
に供した。
0.0023％と一定で、S:0.013％のもとMnが0.5〜1.5％の
範囲で種々変化した鋼（Ｄ−１群）、また同じくS:0.01
6％のもとMnが0.5〜1.5％の範囲で種々変化した鋼（Ｄ
−２群）、さらに同じくS:0.029％のもとMnが0.5〜1.5
％の範囲で種々変化した鋼（Ｄ−３群）を用い、当該ス
ラブを種々の温度に加熱後、仕上温度810℃、巻取温度7
00℃の条件で熱間圧延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間
圧延したものを、720℃で焼鈍し、引き続き需要家での
歪取焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍
に供した。
第５図は、このようにして得られた供試材の鉄損（Ｗ
15/50）をMn/S比と熱延加熱温度Ｔ（℃）で整理したも
のである。同図から、Mn/S≧40を満たす本発明鋼にあっ
ては、Mn量およびＳ量にかかわりなく、加熱温度Ｔ
（℃）の上限がＴ＝1.38〔Mn/S〕＋1115というMn/S比の
関数で表わされること、そして加熱温度がこれ以下の場
合にＷ15/50≦4.7W/kgと良好な鉄損値が得られることが
判る。これに対し、加熱温度が上限を超える場合には、
Mn Sの再溶解と続く再析出時の粗大化不足、すなわちMn
Sの微細析出に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化
し、鉄損がＷ15/50＞5.2W/kgと高くなる。また、Mn/S＜
40と本発明範囲を逸脱する場合には、たとえ1000℃程度
の極低温加熱を行っても良好な鉄損値が得られないこと
も確認できる。なお、磁束密度（B50）に関しては、上
記検討範囲ではいずれも1.75T前後となり、熱延加熱温
度の影響は小さかった。
15/50）をMn/S比と熱延加熱温度Ｔ（℃）で整理したも
のである。同図から、Mn/S≧40を満たす本発明鋼にあっ
ては、Mn量およびＳ量にかかわりなく、加熱温度Ｔ
（℃）の上限がＴ＝1.38〔Mn/S〕＋1115というMn/S比の
関数で表わされること、そして加熱温度がこれ以下の場
合にＷ15/50≦4.7W/kgと良好な鉄損値が得られることが
判る。これに対し、加熱温度が上限を超える場合には、
Mn Sの再溶解と続く再析出時の粗大化不足、すなわちMn
Sの微細析出に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化
し、鉄損がＷ15/50＞5.2W/kgと高くなる。また、Mn/S＜
40と本発明範囲を逸脱する場合には、たとえ1000℃程度
の極低温加熱を行っても良好な鉄損値が得られないこと
も確認できる。なお、磁束密度（B50）に関しては、上
記検討範囲ではいずれも1.75T前後となり、熱延加熱温
度の影響は小さかった。
以上の結果に基づき、本発明では熱間圧延における加
熱温度Ｔ（℃）を、Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115と規定す
る。
熱温度Ｔ（℃）を、Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115と規定す
る。
（２） 熱延仕上温度 Ar3変態点以上で熱延を終了した場合、磁気特性、特
に磁束密度が大幅に低下するため、仕上温度はAr3変態
点以下とする。
に磁束密度が大幅に低下するため、仕上温度はAr3変態
点以下とする。
（３） 熱延巻取温度 第５図で用いた鋼Ｄ−１群（Ｓ＝0.013％）および鋼
Ｄ−３群（Ｓ＝0.029％）を用い、当該スラブを1150℃
に加熱後、仕上温度を810℃と一定にし、巻取温度を種
々変えて熱間圧延したものを、酸洗後0.5mm厚に冷間圧
延し、次いで720℃で焼鈍し、引き続き需要家での歪取
焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍に供
した。第６図はこのようにして得られた供試材の鉄損
（Ｗ15/50）、磁束密度（B50）および表面粗さRaを、Mn
/S比と巻取温度で整理したものである。
Ｄ−３群（Ｓ＝0.029％）を用い、当該スラブを1150℃
に加熱後、仕上温度を810℃と一定にし、巻取温度を種
々変えて熱間圧延したものを、酸洗後0.5mm厚に冷間圧
延し、次いで720℃で焼鈍し、引き続き需要家での歪取
焼鈍相当の750℃×2hr（加熱速度７℃/min）の焼鈍に供
した。第６図はこのようにして得られた供試材の鉄損
（Ｗ15/50）、磁束密度（B50）および表面粗さRaを、Mn
/S比と巻取温度で整理したものである。
同図から、Mn/S≧40を満たす本発明鋼にあっては、Mn
量、Ｓ量にかかわりなく、巻取温度が600〜720℃である
場合にのみ、Ｗ15/50≦4.7W/kg、B501.75T、表面粗さ
Ra＜0.4μｍという優れた磁気特性および表面性状が得
られることがわかる。これに対し、Mn/S≧40と本発明成
分条件を満足した鋼であっても、巻取温度が590℃の場
合は、熱延板の再結晶の進展、粗粒化およびAl N、Mn S
の粗大化が不十分となり、鉄損、磁束密度とも大幅に劣
化する。また、逆に巻取温度が730℃と高過ぎる場合に
は、磁気特性上は問題がないものの、巻取時に難酸洗性
の内部酸化層が発達し、粒界酸化も著しく、これが酸洗
時粒界侵食を起こし、これを起点に冷圧時微少クラック
が多発し、Ra＞0.7μｍと表面性状の大幅な劣化をきた
す。さらに、Mn/S＜40と本発明範囲を逸脱する鋼におい
ては、いかなる巻取温度の場合も、Ｗ15/50＞5.0W/kgで
あり、良好な鉄損が得られないことも判る。
量、Ｓ量にかかわりなく、巻取温度が600〜720℃である
場合にのみ、Ｗ15/50≦4.7W/kg、B501.75T、表面粗さ
Ra＜0.4μｍという優れた磁気特性および表面性状が得
られることがわかる。これに対し、Mn/S≧40と本発明成
分条件を満足した鋼であっても、巻取温度が590℃の場
合は、熱延板の再結晶の進展、粗粒化およびAl N、Mn S
の粗大化が不十分となり、鉄損、磁束密度とも大幅に劣
化する。また、逆に巻取温度が730℃と高過ぎる場合に
は、磁気特性上は問題がないものの、巻取時に難酸洗性
の内部酸化層が発達し、粒界酸化も著しく、これが酸洗
時粒界侵食を起こし、これを起点に冷圧時微少クラック
が多発し、Ra＞0.7μｍと表面性状の大幅な劣化をきた
す。さらに、Mn/S＜40と本発明範囲を逸脱する鋼におい
ては、いかなる巻取温度の場合も、Ｗ15/50＞5.0W/kgで
あり、良好な鉄損が得られないことも判る。
以上の結果から、本発明では熱間圧延における巻取温
度を600℃以上720℃以下と規定する。
度を600℃以上720℃以下と規定する。
（４） 酸洗および冷間圧延 特に規定する必要はなく、常法により行うことができ
る。
る。
（５） 冷圧後の焼鈍温度 この焼鈍温度が800℃を超えると粒径が粗大となり、
磁気特性上好ましくない（111）粒が発達し、磁束密度
が低下する。また軟質化も著しく、コイルの巻きぐせに
起因して、打ち抜き時或いは打ち抜き品の積層・かしめ
時に不良品を生じ易くなるため、上限は800℃とする。
一方、需要家での歪取焼鈍後の鉄損は冷圧後の本焼鈍温
度にほとんど依存しないため、この意味からは焼鈍温度
の下限はないが、625℃を下回る低温焼鈍を行った場合
には、硬質化が著しく打ち抜き性の劣化を招く。すなわ
ち、著しい硬質材を打ち抜くため型の損耗が激しく、連
続打ち抜き時のかえり高さの増加が加速される。このた
め焼鈍温度の下限は625℃とする必要がある。
磁気特性上好ましくない（111）粒が発達し、磁束密度
が低下する。また軟質化も著しく、コイルの巻きぐせに
起因して、打ち抜き時或いは打ち抜き品の積層・かしめ
時に不良品を生じ易くなるため、上限は800℃とする。
一方、需要家での歪取焼鈍後の鉄損は冷圧後の本焼鈍温
度にほとんど依存しないため、この意味からは焼鈍温度
の下限はないが、625℃を下回る低温焼鈍を行った場合
には、硬質化が著しく打ち抜き性の劣化を招く。すなわ
ち、著しい硬質材を打ち抜くため型の損耗が激しく、連
続打ち抜き時のかえり高さの増加が加速される。このた
め焼鈍温度の下限は625℃とする必要がある。
（６） 打ち抜き・剪断加工後の焼鈍条件 鋼板は上述した焼鈍の後、必要に応じて絶縁皮膜等の
塗布、焼付が施されてフルプロセス焼鈍材としての最終
製品となり、その後、打ち抜き・剪断加工され、さらに
歪取焼鈍が施される。この打ち抜き・剪断加工および歪
取焼鈍は、通常需要家においてなされる。
塗布、焼付が施されてフルプロセス焼鈍材としての最終
製品となり、その後、打ち抜き・剪断加工され、さらに
歪取焼鈍が施される。この打ち抜き・剪断加工および歪
取焼鈍は、通常需要家においてなされる。
ここで、上述したような条件で製造されたフルプロセ
ス焼鈍材では、所望の磁気特性を得るためには歪取焼鈍
時の加熱速度が重要であり、鋼板の製造法を歪取焼鈍ま
で含めて考えた場合、歪取焼鈍時の加熱速度を規定する
必要がある。これは、前述したように歪取焼鈍時、Ｐの
粒界偏析に起因したsolute−dragにより粒界の移動度が
低下し、粒成長性が劣化することから、本発明ではＰの
低減化をその特徴としているが、このようにＰ量を低下
したとしても、歪取焼鈍時の加熱速度が不適切に遅い場
合には、粒界移動とＰの粒界偏析が競合するか、或いは
後者が勝り、粒界はＰ偏析を起こし、その後粒界はこの
偏析したＰをsolute−dragしながら移動せざるを得ず、
この結果、粒界移動度の低下、すなわち粒成長性の劣化
をきたすからである。したがって、歪取焼鈍時の加熱速
度に関しては偏析のし易さ、すなわちＰ量に応じた下限
値が存在することになる。また、ここで問題となるのは
Ｐの粒界偏析であるため、加熱速度の下限は粒界偏析の
活発な350〜700℃の範囲で考えればよいことになる。
ス焼鈍材では、所望の磁気特性を得るためには歪取焼鈍
時の加熱速度が重要であり、鋼板の製造法を歪取焼鈍ま
で含めて考えた場合、歪取焼鈍時の加熱速度を規定する
必要がある。これは、前述したように歪取焼鈍時、Ｐの
粒界偏析に起因したsolute−dragにより粒界の移動度が
低下し、粒成長性が劣化することから、本発明ではＰの
低減化をその特徴としているが、このようにＰ量を低下
したとしても、歪取焼鈍時の加熱速度が不適切に遅い場
合には、粒界移動とＰの粒界偏析が競合するか、或いは
後者が勝り、粒界はＰ偏析を起こし、その後粒界はこの
偏析したＰをsolute−dragしながら移動せざるを得ず、
この結果、粒界移動度の低下、すなわち粒成長性の劣化
をきたすからである。したがって、歪取焼鈍時の加熱速
度に関しては偏析のし易さ、すなわちＰ量に応じた下限
値が存在することになる。また、ここで問題となるのは
Ｐの粒界偏析であるため、加熱速度の下限は粒界偏析の
活発な350〜700℃の範囲で考えればよいことになる。
以下、試験例に基づき、この加熱速度の下限とその限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
前述した鋼Ａ群、Ｂ群を用い、当該スラブを1130℃に
加熱後、仕上温度840℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧
延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間圧延したものを、次
いで700℃で焼鈍し、引し続き需要家での歪取焼鈍相当
の750℃×2hrの焼鈍を、350〜700℃における加熱速度を
種々変えて行った。第７図はこのようにして得られた供
試材の鉄損（Ｗ15/50）をＰ量と350〜700℃における加
熱速度HR（℃/min）で整理したものである。
加熱後、仕上温度840℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧
延し、酸洗後0.5mmの仕上厚に冷間圧延したものを、次
いで700℃で焼鈍し、引し続き需要家での歪取焼鈍相当
の750℃×2hrの焼鈍を、350〜700℃における加熱速度を
種々変えて行った。第７図はこのようにして得られた供
試材の鉄損（Ｗ15/50）をＰ量と350〜700℃における加
熱速度HR（℃/min）で整理したものである。
同図から、0.01≦Ｐ≦0.06％を満たす本発明鋼にあっ
ては、Ａ群、Ｂ群とも、すなわち鋼種にかかわりなく、
加熱速度HRの下限がHR＝60〔Ｐ〕＋1.4というＰ量の関
数となること、そして加熱速度がこれ以上の場合にＡ群
ではＷ15/50＜4.6W/kg、Ｂ群ではＷ15/50＜3.7W/kgと良
好な鉄損値が得られることが判る。これに対し、たとえ
0.01≦Ｐ≦0.06％という本発明成分条件を満足する鋼で
あっても、加熱速度が上記式で規定される下限を下回る
と、Ｐの粒界偏析に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣
化し、Ａ群、Ｂ群ともに鉄損は0.3W/kg以上高くなって
しまう。また、Ｐ＜0.01％またはＰ＞0.06％と本発明範
囲を逸脱する鋼においては、いかなる加熱速度において
も良好な鉄損が得られないことも確認できる。なお、磁
束密度（B50）に関しては、加熱速度の影響は小さかっ
た。
ては、Ａ群、Ｂ群とも、すなわち鋼種にかかわりなく、
加熱速度HRの下限がHR＝60〔Ｐ〕＋1.4というＰ量の関
数となること、そして加熱速度がこれ以上の場合にＡ群
ではＷ15/50＜4.6W/kg、Ｂ群ではＷ15/50＜3.7W/kgと良
好な鉄損値が得られることが判る。これに対し、たとえ
0.01≦Ｐ≦0.06％という本発明成分条件を満足する鋼で
あっても、加熱速度が上記式で規定される下限を下回る
と、Ｐの粒界偏析に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣
化し、Ａ群、Ｂ群ともに鉄損は0.3W/kg以上高くなって
しまう。また、Ｐ＜0.01％またはＰ＞0.06％と本発明範
囲を逸脱する鋼においては、いかなる加熱速度において
も良好な鉄損が得られないことも確認できる。なお、磁
束密度（B50）に関しては、加熱速度の影響は小さかっ
た。
以上の結果から、本発明では歪取焼鈍時の加熱速度HR
（℃/min）を、HR≧60〔Ｐ〕＋1.4と規定する。一方、
上限については磁気特性の面からは特に規定する必要は
ないが、徒らに加熱速度を大きくした場合には、温度分
布の不均一や、これによる鋼板の変形が生じる。したが
って加熱速度の上限は、需要家毎に歪取焼鈍炉の仕様、
焼鈍１ロットの量等を勘案して決定する必要がある。
（℃/min）を、HR≧60〔Ｐ〕＋1.4と規定する。一方、
上限については磁気特性の面からは特に規定する必要は
ないが、徒らに加熱速度を大きくした場合には、温度分
布の不均一や、これによる鋼板の変形が生じる。したが
って加熱速度の上限は、需要家毎に歪取焼鈍炉の仕様、
焼鈍１ロットの量等を勘案して決定する必要がある。
歪取焼鈍温度、時間については、上記のように加熱速
度を適正化することにより、Ｐの粒界偏析を回避できる
ため、特段の配慮の必要はなく、常法通り720〜800℃、
１〜2hr程度の条件でよい。
度を適正化することにより、Ｐの粒界偏析を回避できる
ため、特段の配慮の必要はなく、常法通り720〜800℃、
１〜2hr程度の条件でよい。
第１表に示す鋼成分のスラブを第２−ａ表〜第２−ｃ
表に示す熱延条件で熱間圧延し、これを酸洗後仕上厚0.
5mmに冷間圧延した後、引き続き同表に示す焼鈍温度に
て3min焼鈍した。このようにして得られた焼鈍板につい
て、第２図上段に記載の条件で20万回の連続打ち抜き試
験を行い、20万回打ち抜き時のかえり高さを測定した。
また、上記焼鈍板を需要家での歪取焼鈍相当の750℃×2
hrの焼鈍に供した後、磁気特性をJIS法に基づくエプス
タイン試験にて評価した。これらの測定の結果を第２−
ａ表〜第２−ｃ表に併せて示す。
表に示す熱延条件で熱間圧延し、これを酸洗後仕上厚0.
5mmに冷間圧延した後、引き続き同表に示す焼鈍温度に
て3min焼鈍した。このようにして得られた焼鈍板につい
て、第２図上段に記載の条件で20万回の連続打ち抜き試
験を行い、20万回打ち抜き時のかえり高さを測定した。
また、上記焼鈍板を需要家での歪取焼鈍相当の750℃×2
hrの焼鈍に供した後、磁気特性をJIS法に基づくエプス
タイン試験にて評価した。これらの測定の結果を第２−
ａ表〜第２−ｃ表に併せて示す。
なお、これらの実施例のうち、第２−ａ表は成分条件
の影響を、第２−ｂ表は熱間圧延−焼鈍条件の影響を、
また第２−ｃ表は歪取焼鈍時の加熱速度の影響をそれぞ
れ調べたものである。
の影響を、第２−ｂ表は熱間圧延−焼鈍条件の影響を、
また第２−ｃ表は歪取焼鈍時の加熱速度の影響をそれぞ
れ調べたものである。
第２−ａ表〜第２−ｃ表から明らかなように、本発明
法によるものは良好な磁気特性（鉄損:W15/50と磁束密
度:B50）と打ち抜き性（かえり高さ≦10μｍ）が得られ
ている。これに対して、比較法（成分、製造条件のいず
れか一方が本発明範囲より外れるもの）では鉄損、磁束
密度、打ち抜き性のいずれかが劣っており（鉄損:W
15/50は本発明法に比べて0.5W/kg以上高く、磁束密度:B
50は本発明法に比べて0.02T以上低く、かえり高さはい
ずれも25μｍ以上）、これより本発明の効果、有用性が
明白に理解できる。
法によるものは良好な磁気特性（鉄損:W15/50と磁束密
度:B50）と打ち抜き性（かえり高さ≦10μｍ）が得られ
ている。これに対して、比較法（成分、製造条件のいず
れか一方が本発明範囲より外れるもの）では鉄損、磁束
密度、打ち抜き性のいずれかが劣っており（鉄損:W
15/50は本発明法に比べて0.5W/kg以上高く、磁束密度:B
50は本発明法に比べて0.02T以上低く、かえり高さはい
ずれも25μｍ以上）、これより本発明の効果、有用性が
明白に理解できる。
〔発明の効果〕 以上述べた本発明によれば、特殊な合金元素の添加や
プロセスの付加等によるコスト上昇を招くことなく、簡
便に磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼
板のフルプロセス焼鈍材、およびこれを素材とした打ち
抜き・剪断加工−歪取焼鈍材を製造できる。磁気特性の
向上、特に低鉄損化は社会的ニーズである省エネルギー
の要請に応えるものであり、また打ち抜き性の向上は、
型研磨なしで連続打ち抜き可能な回数を増加させ、生産
性の向上に寄与するものである。
プロセスの付加等によるコスト上昇を招くことなく、簡
便に磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼
板のフルプロセス焼鈍材、およびこれを素材とした打ち
抜き・剪断加工−歪取焼鈍材を製造できる。磁気特性の
向上、特に低鉄損化は社会的ニーズである省エネルギー
の要請に応えるものであり、また打ち抜き性の向上は、
型研磨なしで連続打ち抜き可能な回数を増加させ、生産
性の向上に寄与するものである。
第１図は、鉄損と磁束密度に対するＰ量の影響とその適
正範囲を示すグラフである。第２図は、打ち抜き性に対
するMn、Ｓ量の影響とその適正範囲を示すグラフであ
る。第３図は、鉄損に対するMn、Ｓ量およびMn/S比の影
響とその適正範囲を示すグラフである。第４図は、Mn、
Ｓ量およびMn/S比に関する本発明範囲を示すグラフであ
る。第５図は、鉄損に対する熱延加熱温度およびMn/S比
の影響とその適正範囲を示すグラフである。第６図は、
鉄損、磁束密度、表面粗さに対する熱延巻取温度および
Mn/S比の影響とその適正範囲を示すグラフである。第７
図は、鉄損に対する歪取焼鈍時の加熱速度およびＰ量の
影響とその適正範囲を示すグラフである。
正範囲を示すグラフである。第２図は、打ち抜き性に対
するMn、Ｓ量の影響とその適正範囲を示すグラフであ
る。第３図は、鉄損に対するMn、Ｓ量およびMn/S比の影
響とその適正範囲を示すグラフである。第４図は、Mn、
Ｓ量およびMn/S比に関する本発明範囲を示すグラフであ
る。第５図は、鉄損に対する熱延加熱温度およびMn/S比
の影響とその適正範囲を示すグラフである。第６図は、
鉄損、磁束密度、表面粗さに対する熱延巻取温度および
Mn/S比の影響とその適正範囲を示すグラフである。第７
図は、鉄損に対する歪取焼鈍時の加熱速度およびＰ量の
影響とその適正範囲を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施され
るセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、
重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦
Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％≦Ｓ≦0.030
％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不
可避的不純物からなり、且つMn（％）/S（％）≧40を満
足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍することを特徴とする無方向性電磁
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施され
るセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、
重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.0％、0.5％≦
Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％≦Ｓ≦0.030
％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび不
可避的不純物からなり、且つMn（％）/S（％）≧40を満
足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項３】重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.
0％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％
≦Ｓ≦0.030％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、且つMn（％）/S
（％）≧40を満足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍してセミプロセス鋼板となし、該鋼
板を打ち抜き・剪断加工後、350〜700℃の温度域におけ
る加熱速度HR（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項４】重量％で、Ｃ≦0.0050％、0.06％≦Si≦1.
0％、0.5％≦Mn≦1.5％、0.01％≦Ｐ≦0.06％、0.010％
≦Ｓ≦0.030％、0.1％≦Al≦0.5％、Ｎ≦0.0050％、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、且つMn（％）/S
（％）≧40を満足する鋼を、 Ｔ≦1.38〔Mn/S〕＋1115 但し、Mn:Mn含有量（wt％） S:S含有量（wt％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ar3
変態点以下、巻取温度600℃以上720℃以下で熱間圧延
し、次いで酸洗および冷間圧延した後、625℃以上800℃
以下の温度にて焼鈍し、次いで絶縁皮膜等の塗布・焼付
けを施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板を打ち抜き
・剪断加工後、350〜700℃の温度域における加熱速度HR
（℃/min）が、 HR≧60〔Ｐ〕＋1.4 但し、P:鋼板のＰ含有量（wt％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2023308A JPH0819466B2 (ja) | 1990-02-01 | 1990-02-01 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2023308A JPH0819466B2 (ja) | 1990-02-01 | 1990-02-01 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03229821A JPH03229821A (ja) | 1991-10-11 |
| JPH0819466B2 true JPH0819466B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=12106971
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2023308A Expired - Lifetime JPH0819466B2 (ja) | 1990-02-01 | 1990-02-01 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0819466B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA3051823C (en) * | 2017-02-07 | 2022-07-12 | Jfe Steel Corporation | Method for producing non-oriented electrical steel sheet, method for producing motor core, and motor core |
| JP6738047B2 (ja) | 2017-05-31 | 2020-08-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板とその製造方法 |
-
1990
- 1990-02-01 JP JP2023308A patent/JPH0819466B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03229821A (ja) | 1991-10-11 |
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