JPH0152448B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］ 本発明は、無方向性電気鉄板の製造方法に関
し、さらに詳しくは、優れた鉄損と磁束密度を有
する無方向性電気鉄板の製造方法に関する。 ［従来技術］ 一般に、無方向性電気鉄板は、主として、モー
ターや小型トランスのコアー材として使用されて
おり、鉄損が少ないことと、磁束密度の高いこと
が要求されている。 この無方向性電気鉄板は通常、３％以下のSiを
含有する鋼を熱間圧延し、脱スケールの後、冷間
圧延及び焼鈍を行なつて製造されるものである
が、さらに、この焼鈍板に僅かの歪を与え、これ
を再度焼鈍する、所謂、２回冷間圧延法を採用す
ることによつて、鉄損を著しく低下させる場合も
ある。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記に説明した無方向性電気鉄板の特
性をさらに向上させたものであつて、優れた鉄損
と磁束密度を得ることのできる無方向性電気鉄板
の製造方法を提供するものである。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明に係る無方向性電気鉄板の製造方法は、 (1) C0.06％以下、 Si1〜3.5％（１％を含まず）、 P0.03％未満、Mn0.1〜0.5％、 Zr0.005〜0.5％ を含み、残部鉄及び不純物よりなる鋼を熱間圧
延及び冷間圧延した後、最終焼鈍を連続焼鈍に
より750〜900℃のフエライト域で行なうことを
特徴とする磁気特性の優れた無方向性電気鉄板
の製造方法を第１の発明とし、 (2) C0.06％以下、 Si1〜3.5％（１％を含まず）、 P0.03％未満、Mn0.1〜0.5％、 Zr0.005〜0.5％、Al0.1〜１％ を含み、残部鉄及び不純物よりなる鋼を熱間圧
延及び冷間圧延した後、最終焼鈍を連続焼鈍に
より750〜900℃のフエライト域で行なうことを
特徴とする磁気特性の優れた無方向性電気鉄板
の製造方法を第２の発明とする２つの発明より
なるものである。 本発明に係る無方向性電気鉄板の製造方法（以
下単に本発明に係る方法ということがある。）に
ついて具体的に説明する。 先ず、本発明に係る方法において使用する鋼に
ついて、その含有成分及び成分割合を説明する。 Ｃは磁気特性に影響を与える元素であり、多量
に含有されると磁気特性を劣化させるようになる
ので、含有量は0.06％以下とする。そして、この
Ｃ含有量を望ましくは0.015％以下に低減させる
ことにより、さらに、良好な磁気特性を得ること
ができ、例えば、溶鋼におけるＣ含有量を0.015
％以下としてもよく、また、熱間圧延板を脱炭焼
鈍して0.015％以下程度のＣ含有量としてもよい。 Zrは鉄損及び磁束密度を改善するための最も
重要で、かつ、有効な元素であり、含有量が
0.005％未満では鉄損、磁束密度を改善する効果
がなく、また、0.5％を越えて含有されると再結
晶温度が高くなり過ぎて、再結晶が不充分とな
り、逆に上記の特性が劣化するようになる。よつ
て、Zr含有量は0.005〜0.5％とする。 電気鉄板は鉄損並びに磁束密度が優れているこ
とが望まれる。これに対して、Siは重要な働きを
する元素である。 鉄損を低下するためには、履歴損及び渦電流損
を低下する必要がある。履歴損を低下するには結
晶粒径の増大が有効であり、一般的には、焼鈍温
度を上昇することにより目的が達成される。しか
し、鋼にはα→γ変態があるため、α→γ変態温
度以上の温度で焼鈍すると、高温焼鈍であつても
所望の粗大結晶粒が得られないと共に、集合組織
がランダム化するため磁束密度が劣化する。 Siは鋼のα→γ変態点を上昇させる元素であ
り、このことにより、高温α域焼鈍が可能とな
り、目的とする結晶粒の粗大化が図られ、履歴損
を低下でき、かつ、高磁束密度を維持することが
できる。一方、Siは鉄に置換型に固溶する元素で
あり、鋼の固有抵抗を増大させることにより、渦
電流損を低下することができる。このように、Si
は鉄損、磁束密度の両者の観点から重要である。 さらにSiは、上記説明したZrとの関係において
も重要な元素であり、即ち、Zrを含有させると
再結晶温度が上昇するので、Zr含有鋼では高温
で再結晶並びに粒成長させる必要があるが、高温
となり過ぎると上記したようにオーステナイト域
（γ域）に入り、集合組織がランダム化するため
圧延方向と板幅方向との平均の磁束密度が低下す
るようになる。このランダム化を防止するために
は、フエライト域（α域）を高温側に拡げる、即
ち、α→γ変態点を上昇させることにより、Zr
含有鋼の高再結晶温度をα域にするようにしなけ
ればならない。ここにSiはα→γ変態点を上昇さ
せるのに有効な元素であり、そこで、Siを１％を
越えて含有させて最終焼鈍におけるZr含有鋼の
再結晶、粒成長をα域で行なえるようにしている
のである。なお、Si含有量の上限は3.5％であり、
これはSi含有量がこれ以上になると冷間圧延が困
難になるためである。 Ｐは本発明に係る方法により得られた鋼板をモ
ーター等のコアーとして使用する場合、打抜き、
積層後の溶接時に割れ発生の原因になるため、Ｐ
含有量は0.03％未満に規制しなければならない。 Mnは熱間圧延工程における赤熱脆性を防止す
る目的で、0.1％以上含有させる必要があり、一
方、Mnは鋼の固有抵抗を増大して渦電流損を改
善する効果を有するが、過多に含有する場合には
磁束密度が低下することになる。また、Mnには
鋼のα→γ変態温度を低下する性質があり、多量
に含有させた場合、本発明に係る無方向性電気鉄
板の製造方法におけるZr含有Si鋼をα域の温度で
最終焼鈍を行なつて、再結晶および結晶粒を成長
させることにより、低鉄損、かつ、高磁束密度を
達成することができなくなる。このような観点か
らMnの上限は0.5％とする。よつて、Mn含有量
は0.1〜0.5％とする。 また、本発明に係る方法において磁気特性の一
層の向上のため、Al0.1〜１％を含有させること
ができる。そして、このAlは粒成長の促進及び
渦電流損の低減を目的として0.1％以上含有させ
るが、１％を越えて含有されるとZrの効果が相
対的に小さくなる。よつて、Al含有量は0.1〜１
％とする。 次に、本発明に係る方法における上記鋼の製造
条件について説明する。 鋼スラブは常法に従つて熱間圧延及び冷間圧延
されるが、望ましくは、加熱温度を1200℃以下、
特に、1100℃以下として熱間圧延する。熱間圧延
後脱スケールし、次いで、１回或いは中間焼鈍を
行なう冷間圧延を２回以上行なつて所望の厚さの
薄板を得る。この鋼板の最終焼鈍は連続焼鈍によ
りフエライト域、望ましくは、750〜900℃で行な
われる。 この連続焼鈍によるフエライト域での最終焼鈍
により、再結晶、粒成長が図られ、ランダム化す
ることなく所定のの集合組織を得ることができ
る。 その他必要に応じて、連続鋳造、直接圧延、ス
ラブ低温加熱、熱間圧延板焼鈍等の工程を採用す
ることができる。 磁束密度を向上するためには、最終焼鈍を連続
焼鈍で実施する必要があり、この連続焼鈍は箱焼
鈍と比較して加熱速度が大きいことが特徴であ
り、このことが、磁束密度にとつて望ましい集合
組織を形成する原因であると考えられる。 ［実施例］ 本発明に係る無方向性電気鉄板の製造方法の実
施例を比較例と共に説明する。 実施例 １

【表】

【表】 この第１表に示す含有成分、成分割合のスラブ
を製造し、このスラブを1200℃に加熱後熱間圧延
して得られた熱間圧延板を脱スケール後、仕上冷
間圧延により板厚0.5mmとし、次いで、800℃の温
度で１時間の最終焼鈍及び連続焼鈍により850℃
の温度で３分間の最終焼鈍を行なつた。この焼鈍
材からエブスタイン試験片を採取し、磁気測定し
た結果を第２表および第１図に示す。第１図中、
○、△は最終焼鈍が箱焼鈍の場合、●、▲は最終
焼鈍の場合を示し、○、●はW₁₅／₅₀、△、▲は
B₅₀を示している。 第１図から明らかなように、鋼種No.２〜No.５の
Zr含有量が0.005〜0.5％の範囲内にある本発明に
係る方法による鋼はNo.１のZr無含有鋼及びZr含
有量0.5％を越える鋼のNo.６、No.７に比較して、
鉄損が優れており、また、磁束密度についてもNo.
２〜No.５の本発明に係る方法による鋼は安定して
良好な値が得られる。さらに、本発明に係る方法
による鋼において、最終焼鈍が箱焼鈍の場合に比
べて、最終焼鈍では高い磁束密度が得られること
がわかる。 実施例 ２

【表】 ※１：比較鋼、※２：本発明に係る方法による
鋼

【表】 第３表に示すような含有成分、成分割合の本発
明に係る方法による鋼（No.９）と比較鋼（No.８）
のスラブを1100℃及び1250℃に加熱して熱間圧延
し、熱間圧延板を脱スケール後、700℃の温度で
２時間の脱炭焼鈍を行ない、その後、仕上冷間圧
延により板厚0.5mmとした。この冷間圧延板に800
℃の温度で１時間の最終焼鈍及び連続焼鈍により
850℃の温度で３分間の最終焼鈍を行ない、エプ
スタイン試験片を採取し、測定した磁気特性を第
４表に示す。 この第４表から明らかであるが、熱間圧延板脱
炭焼鈍を行なう場合にもZr含有及び低温加熱が
鉄損に非常に有効であり、また、連続焼鈍で高い
磁束密度が得られており、なお、脱炭焼鈍後のＣ
含有量は0.002〜0.004％まで低下している。 実施例 ３

【表】

【表】 第５表に示す含有成分、成分割合のスラブを作
り、このスラブを1100℃に加熱して熱間圧延し、
次いで、冷間圧延により仕上板厚0.5mmとした後、
連続焼鈍により850℃の温度で３分間最終焼鈍を
行なつた。この鋼板からエプスタイン試験片を採
取した。 試験結果を第６表に示す。 この第６表から明らかであるが、Alの含有に
より鉄損が低下していることがわかる。 実施例 ４

【表】 ※１：本発明に係る方法による鋼、※２：比較
鋼

【表】 第７表に示す含有成分、成分割合のスラブを作
成し、このスラブを1100℃の温度に加熱して熱間
圧延し、引き続き仕上板厚を0.5mmに冷間圧延し
た後、750℃の温度で１時間（箱焼鈍）及び850℃
の温度で３分間（連続焼鈍）の最終焼鈍を行なつ
た。この焼鈍材からエプスタイン試験片を作成し
て磁気特性を測定した。 その結果を第８表に示す。 比較鋼No.15の場合、高温度で連続焼鈍しても鉄
損の改善量は小さく、かつ、磁束密度が低下す
る。これは、低Si鋼であり、α→γ変態点が低い
ため高温度での連続焼鈍ではα＋γ域焼鈍とな
り、結晶粒の成長が促進されず、かつ、集合組織
がランダム化したためであると考えられる。これ
に対して、本発明に係る方法による鋼No.14は高温
度における連続焼鈍により鉄損、磁束密度共に向
上することがわかる。 ［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る無方向性電
気鉄板の製造方法は上記の構成を有しているもの
であるから、得られた電気鉄板は磁気特性、特
に、磁束密度に優れ、さらに、鉄損も著しく低い
という優れた効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はZr含有量とW₁₅／₅₀及びB₅₀との関係
を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.06％以下、 Si1〜3.5％（１％を含まず）、 P0.03％未満、Mn0.1〜0.5％、 Zr0.005〜0.5％ を含み、残部鉄及び不純物よりなる鋼を熱間圧延
   及び冷間圧延した後、最終焼鈍を連続焼鈍により
   750〜900℃のフエライト域で行なうことを特徴と
   する磁気特性の優れた無方向性電気鉄板の製造方
   法。 ２ C0.06％以下、 Si1〜3.5％（１％を含まず）、 P0.03％未満、Mn0.1〜0.5％、 Zr0.005〜0.5％、Al0.1〜１％ を含み、残部鉄及び不純物よりなる鋼を熱間圧延
   及び冷間圧延した後、最終焼鈍を連続焼鈍により
   750〜900℃のフエライト域で行なうことを特徴と
   する磁気特性の優れた無方向性電気鉄板の製造方
   法。