JPH0450367B2 - - Google Patents
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- JPH0450367B2 JPH0450367B2 JP61124745A JP12474586A JPH0450367B2 JP H0450367 B2 JPH0450367 B2 JP H0450367B2 JP 61124745 A JP61124745 A JP 61124745A JP 12474586 A JP12474586 A JP 12474586A JP H0450367 B2 JPH0450367 B2 JP H0450367B2
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- rolled
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性
電磁鋼板の製造方法に関するものである。 （従来の技術） 従来の電磁鋼板は鉄損を低くする手段として一
般に固有抵抗増加による渦電流損低下の観点から
SiあるいはAl等の含有量を高める方法が用いら
れてきた。また、これらの合金成分を添加せずに
すぐれた電磁特性を得る方法として冷延・焼鈍板
に数％のスキンパス圧延を行い、ユーザーで打ち
抜き加工をした後、ひずみ取り焼鈍を行う方法が
ある。（特開昭60−17014号公報など） これらの従来法では一般に仕上熱延を800℃以
上とし、捲取温度が低く、再結晶が十分進行して
いない場合、高温の熱延板焼鈍を行つた後75％以
上の冷延を行い高温短時間焼鈍を施して製品とし
ている。ただし、後者のセミプロセスでは前記し
たように、その上に数％のスキンパス圧延を行つ
ている。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明が解決しようとする問題点は、鉄損を下
げるために添加する高価な合金元素の添加量の減
少とセミプロセス材で必要とされるユーザーで行
うひずみ取り焼鈍の省略である。 （問題点を解決するための手段） 本発明はかかる従来技術の問題点を解決するた
めに、重量％でＣ：0.05％以下、Ｎ：0.010％以
下、Si：１％以下、Mn：１％以下、Ｐ：0.15％
以下、Ｓ：0.010％以下、Al：0.3％以下含み、残
部がFeと下可避不純物よりなる鋼を熱間圧延の
終盤でAr3変態点以下、500℃以上で潤滑および
無潤滑状態で少なくとも30％以上の圧延を行い、
捲取り後、そのままあるいは熱延板焼鈍を行い酸
洗後、30％以上75％以下の冷間圧延を行い、最終
的に再結晶処理を施こすことを特徴とする鉄損が
低く、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造す
る方法を提供するものである。 以下、本発明の構成要件の限定理由について説
明する。なお、以下の説明中の％は重量％であ
る。 まず、本発明鋼の化学成分において、Ｃは鉄損
改善のためには少ないほうが好ましく、かつ、時
効による磁性劣化を生じないためには0.005％以
下が好ましい。しかし、本発明法のプロセスでは
Ｃが0.05％まで鉄損向上の効果が確認されたの
で、Ｃ量の上限を0.05％とした。Siは鉄損改善の
目的で添加するが、Si量が増加するほど磁束密度
が低くなると共に本発明の製造法により得られる
鉄損の従来法で製造される時の鉄損に対する優位
差が小さくなるばかりでなく本発明の主旨の１つ
である合金添加によるコスト高を抑制する意味か
らもSi添加量の上限は１％とする。Ｎも鉄損改善
のためには少ない方がよく本発明鋼では0.010％
を上限とした。特にAlNの析出を抑制し鉄損を
下げる場合はＢを添加してBNを析出させること
が好ましいが、Ｂ／Ｎの比が1.5以上になると過
剰Ｂが磁性を悪化させるのでＢ量の上限をＢ／Ｎ
で1.5と定めた。本発明鋼ではSi量が少ない場合
鋼板が軟質になり過ぎ、打ち抜き作業が難しくな
るのを防ぐため強度を上げる目的でＰを添加して
いる。Ｐの添加は鉄損の改善にもなるが0.15％を
超えると熱間加工性が悪化し、熱延割れなどが発
生する危険があるので上限を0.15％とした。Alは
Siと同様鉄損改善の目的で添加してもよいが合金
添加によるコスト高を抑制する意味から上限を
0.3％とした。また、MnはＰと同様に強度増加の
ために必要に応じて添加するが、１％以上になる
と変態点が低下し、焼鈍時にフエライト−オース
テナイト変態が生じやすくなり磁性の劣化がみら
れるので添加量の上限は１％とした。また、Ｓは
磁性向上に有害なMnS等の非金属介在物を生成
するので0.010％以下にしなければ安定した磁性
改善効果が得られない。 次に加工条件の限定について述べる。 Ar3変態点〔Ar3（℃）＝916−509C−64Mn＋
33Si＋50Al＋250P〕以下で少なくとも30％以上
の熱延をしなければならない理由は、Ar3変態点
以下の圧延で鋼板中の（111）強度が減少し他の
強度、特に（100）強度があがり電磁特性が良く
なる。その効果が十分表われる圧下率が30％以上
のためである。また、この効果はロールと鋼板の
間の平均摩擦係数が0.2以下になるとより顕著に
なる。なお、この圧延温度の下限を500℃とした
のは、これ未満の温度では変形抵抗も高く鋼板の
形状不良等が発生し製造上難点があるためであ
る。 次に冷延率を30％以上75％以下とした理由を述
べる。第１図に示すように本発明者たちは冷延率
を下げることにより鉄損を大幅に減少しうること
を見出した。この効果は上述したAr3以下、500
℃以上で30％以上熱延した材料で顕著に見られ
る。これは、これらの条件で鋼板中の（111）強
度を低く抑えることができるためと思われる。冷
延率の下限を30％としてたは、これ未満の冷延率
では熱延板の板厚が薄くなり過ぎ熱延工程での生
産性に支障をきたすためである。 なお、第１図は本発明のポイントの一つである
低圧下冷延の鉄損向上への寄与を表２に示す化学
成分の鋼について示すもので、75％以下の冷延が
鉄損をさげ、その効果は本発明の範囲である500
℃以上、Ar3変態点以下で30％以上熱延した材料
で顕著に現われ、また、熱延板焼鈍、潤滑圧延が
鉄損向上により有利であることを示している。熱
延板焼鈍は730℃で１時間行い、最終焼鈍は700℃
で１時間行つたものである。
電磁鋼板の製造方法に関するものである。 （従来の技術） 従来の電磁鋼板は鉄損を低くする手段として一
般に固有抵抗増加による渦電流損低下の観点から
SiあるいはAl等の含有量を高める方法が用いら
れてきた。また、これらの合金成分を添加せずに
すぐれた電磁特性を得る方法として冷延・焼鈍板
に数％のスキンパス圧延を行い、ユーザーで打ち
抜き加工をした後、ひずみ取り焼鈍を行う方法が
ある。（特開昭60−17014号公報など） これらの従来法では一般に仕上熱延を800℃以
上とし、捲取温度が低く、再結晶が十分進行して
いない場合、高温の熱延板焼鈍を行つた後75％以
上の冷延を行い高温短時間焼鈍を施して製品とし
ている。ただし、後者のセミプロセスでは前記し
たように、その上に数％のスキンパス圧延を行つ
ている。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明が解決しようとする問題点は、鉄損を下
げるために添加する高価な合金元素の添加量の減
少とセミプロセス材で必要とされるユーザーで行
うひずみ取り焼鈍の省略である。 （問題点を解決するための手段） 本発明はかかる従来技術の問題点を解決するた
めに、重量％でＣ：0.05％以下、Ｎ：0.010％以
下、Si：１％以下、Mn：１％以下、Ｐ：0.15％
以下、Ｓ：0.010％以下、Al：0.3％以下含み、残
部がFeと下可避不純物よりなる鋼を熱間圧延の
終盤でAr3変態点以下、500℃以上で潤滑および
無潤滑状態で少なくとも30％以上の圧延を行い、
捲取り後、そのままあるいは熱延板焼鈍を行い酸
洗後、30％以上75％以下の冷間圧延を行い、最終
的に再結晶処理を施こすことを特徴とする鉄損が
低く、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造す
る方法を提供するものである。 以下、本発明の構成要件の限定理由について説
明する。なお、以下の説明中の％は重量％であ
る。 まず、本発明鋼の化学成分において、Ｃは鉄損
改善のためには少ないほうが好ましく、かつ、時
効による磁性劣化を生じないためには0.005％以
下が好ましい。しかし、本発明法のプロセスでは
Ｃが0.05％まで鉄損向上の効果が確認されたの
で、Ｃ量の上限を0.05％とした。Siは鉄損改善の
目的で添加するが、Si量が増加するほど磁束密度
が低くなると共に本発明の製造法により得られる
鉄損の従来法で製造される時の鉄損に対する優位
差が小さくなるばかりでなく本発明の主旨の１つ
である合金添加によるコスト高を抑制する意味か
らもSi添加量の上限は１％とする。Ｎも鉄損改善
のためには少ない方がよく本発明鋼では0.010％
を上限とした。特にAlNの析出を抑制し鉄損を
下げる場合はＢを添加してBNを析出させること
が好ましいが、Ｂ／Ｎの比が1.5以上になると過
剰Ｂが磁性を悪化させるのでＢ量の上限をＢ／Ｎ
で1.5と定めた。本発明鋼ではSi量が少ない場合
鋼板が軟質になり過ぎ、打ち抜き作業が難しくな
るのを防ぐため強度を上げる目的でＰを添加して
いる。Ｐの添加は鉄損の改善にもなるが0.15％を
超えると熱間加工性が悪化し、熱延割れなどが発
生する危険があるので上限を0.15％とした。Alは
Siと同様鉄損改善の目的で添加してもよいが合金
添加によるコスト高を抑制する意味から上限を
0.3％とした。また、MnはＰと同様に強度増加の
ために必要に応じて添加するが、１％以上になる
と変態点が低下し、焼鈍時にフエライト−オース
テナイト変態が生じやすくなり磁性の劣化がみら
れるので添加量の上限は１％とした。また、Ｓは
磁性向上に有害なMnS等の非金属介在物を生成
するので0.010％以下にしなければ安定した磁性
改善効果が得られない。 次に加工条件の限定について述べる。 Ar3変態点〔Ar3（℃）＝916−509C−64Mn＋
33Si＋50Al＋250P〕以下で少なくとも30％以上
の熱延をしなければならない理由は、Ar3変態点
以下の圧延で鋼板中の（111）強度が減少し他の
強度、特に（100）強度があがり電磁特性が良く
なる。その効果が十分表われる圧下率が30％以上
のためである。また、この効果はロールと鋼板の
間の平均摩擦係数が0.2以下になるとより顕著に
なる。なお、この圧延温度の下限を500℃とした
のは、これ未満の温度では変形抵抗も高く鋼板の
形状不良等が発生し製造上難点があるためであ
る。 次に冷延率を30％以上75％以下とした理由を述
べる。第１図に示すように本発明者たちは冷延率
を下げることにより鉄損を大幅に減少しうること
を見出した。この効果は上述したAr3以下、500
℃以上で30％以上熱延した材料で顕著に見られ
る。これは、これらの条件で鋼板中の（111）強
度を低く抑えることができるためと思われる。冷
延率の下限を30％としてたは、これ未満の冷延率
では熱延板の板厚が薄くなり過ぎ熱延工程での生
産性に支障をきたすためである。 なお、第１図は本発明のポイントの一つである
低圧下冷延の鉄損向上への寄与を表２に示す化学
成分の鋼について示すもので、75％以下の冷延が
鉄損をさげ、その効果は本発明の範囲である500
℃以上、Ar3変態点以下で30％以上熱延した材料
で顕著に現われ、また、熱延板焼鈍、潤滑圧延が
鉄損向上により有利であることを示している。熱
延板焼鈍は730℃で１時間行い、最終焼鈍は700℃
で１時間行つたものである。
【表】
本発明法において熱延後、熱延ままの材料をそ
のまま冷延工程に送つても、同成分の材料を従来
のプロセスで製造した場合より顕著な鉄損特性の
向上が図られるが、これに熱延板焼鈍を行うと鉄
損特性の向上はより一層顕著に現われ磁束密度も
向上する。 （実施例） 表１に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条
件、そして製品板の磁気特性を示す。本材料は連
続鋳造片を1250℃から1000℃の範囲で加熱し、連
続熱延により板厚1.0〜3.0mmの熱延板に仕上げ、
その後冷延により0.5mmの最終板厚に仕上げた。
冷延後の再結晶処理は800〜900℃×２分の連続焼
鈍によつて行つた。熱延板焼鈍有の材料は800〜
850℃×２分の連続焼鈍を施こした。電磁特性は
ＬとＣ方向の鉄損W15/50および磁束密度B50を示
した。また、熱延時に潤滑圧延をした時のAr3よ
り500℃の圧延の平均摩擦係数は0.2以下を示し、
無潤滑状態では約0.28を示した。この摩擦係数は
実測した先進率より計算で求めた値である。 表１の実施例のNo.１から８は極低炭素鋼でSi量
は0.017と低い。この鋼種で本発明法によつて得
られた鉄損値は6W／Kg前後と比較材にみられる
従来の方法によつて得られる値8.5W／Kg前後と
比べて著しく向上している。なお、熱延板焼鈍と
潤滑圧延が鉄損の向上に寄与しているのが認めら
れる。また、No.６の試料を長時間焼鈍して粒成長
させたところW15/50が5W／Kgまで向上した。こ
のことは最終焼鈍の高温長時間化により、より鉄
損が減少することを意味する。No.９からNo.11はSi
を0.8％添加した試料で、鉄損は極低炭素鋼より
優れているが、本発明法による鉄損の向上は極低
炭素鋼ほど顕著ではない。No.２からNo.15はＰを添
加した試料、No.16からNo.18はMnを添加した試料
であるが、両鋼種共本発明法に従う圧延プロセス
で鉄損が向上するのが分かる。また、No.19からNo.
21にみられるようにＢをＢ／Ｎ比が約１になるよ
うに添加した材料でも同様の効果が現われてい
る。No.22からNo.24はＣ量0.04％の低炭素鋼である
が、Ｃ量の増加により鉄損が大きくなるが、本発
明のプロセスを通ることにより鉄損が向上するこ
とが確認できる。
のまま冷延工程に送つても、同成分の材料を従来
のプロセスで製造した場合より顕著な鉄損特性の
向上が図られるが、これに熱延板焼鈍を行うと鉄
損特性の向上はより一層顕著に現われ磁束密度も
向上する。 （実施例） 表１に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条
件、そして製品板の磁気特性を示す。本材料は連
続鋳造片を1250℃から1000℃の範囲で加熱し、連
続熱延により板厚1.0〜3.0mmの熱延板に仕上げ、
その後冷延により0.5mmの最終板厚に仕上げた。
冷延後の再結晶処理は800〜900℃×２分の連続焼
鈍によつて行つた。熱延板焼鈍有の材料は800〜
850℃×２分の連続焼鈍を施こした。電磁特性は
ＬとＣ方向の鉄損W15/50および磁束密度B50を示
した。また、熱延時に潤滑圧延をした時のAr3よ
り500℃の圧延の平均摩擦係数は0.2以下を示し、
無潤滑状態では約0.28を示した。この摩擦係数は
実測した先進率より計算で求めた値である。 表１の実施例のNo.１から８は極低炭素鋼でSi量
は0.017と低い。この鋼種で本発明法によつて得
られた鉄損値は6W／Kg前後と比較材にみられる
従来の方法によつて得られる値8.5W／Kg前後と
比べて著しく向上している。なお、熱延板焼鈍と
潤滑圧延が鉄損の向上に寄与しているのが認めら
れる。また、No.６の試料を長時間焼鈍して粒成長
させたところW15/50が5W／Kgまで向上した。こ
のことは最終焼鈍の高温長時間化により、より鉄
損が減少することを意味する。No.９からNo.11はSi
を0.8％添加した試料で、鉄損は極低炭素鋼より
優れているが、本発明法による鉄損の向上は極低
炭素鋼ほど顕著ではない。No.２からNo.15はＰを添
加した試料、No.16からNo.18はMnを添加した試料
であるが、両鋼種共本発明法に従う圧延プロセス
で鉄損が向上するのが分かる。また、No.19からNo.
21にみられるようにＢをＢ／Ｎ比が約１になるよ
うに添加した材料でも同様の効果が現われてい
る。No.22からNo.24はＣ量0.04％の低炭素鋼である
が、Ｃ量の増加により鉄損が大きくなるが、本発
明のプロセスを通ることにより鉄損が向上するこ
とが確認できる。
【表】
【表】
（発明の効果）
本発明の方法によれば、同等の電磁特性を得る
のに合金元素（特にSi量）を大幅に低減できるば
かりでなく、従来、同成分ではセミプロセス（フ
ルプロセス後スキンパス圧延を行い、ユーザーで
最終的なひずみ取り焼鈍を行う）でしか得られな
かつたような優れた電磁特性を得ることができ、
また本発明によれば通常の冷延鋼板並の成分系で
磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板を経
済的に製造することができるので産業上裨益する
ところが大である。
のに合金元素（特にSi量）を大幅に低減できるば
かりでなく、従来、同成分ではセミプロセス（フ
ルプロセス後スキンパス圧延を行い、ユーザーで
最終的なひずみ取り焼鈍を行う）でしか得られな
かつたような優れた電磁特性を得ることができ、
また本発明によれば通常の冷延鋼板並の成分系で
磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板を経
済的に製造することができるので産業上裨益する
ところが大である。
第１図は本発明における低圧下冷延の鉄損向上
への寄与を示す説明図である。
への寄与を示す説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％でＣ：0.05％以下、Ｎ：0.010％以下、
Si：１％以下、Mn：１％以下、Ｐ：0.15％以下、
Ｓ：0.010％以下、Al：0.3％以下を含み、残部が
Feと不可避不純物よりなる鋼を熱間圧延工程の
終盤でAr3変態点以下、500℃以上の温度域で少
なくとも30％以上の圧延を行い、捲取り後、その
ままあるいは熱延板焼鈍を行い、酸洗後30％以上
75％以下の冷間圧延を行い最終的に再結晶処理を
施こすことを特徴とする電磁特性のすぐれた無方
向性電磁鋼板の製造方法。 ２ 重量％でＣ：0.05％以下、Ｎ：0.010％以下、
Si：１％以下、Mn：１％以下、Ｐ：0.15％以下、
Ｓ：0.010％以下、Al：0.3％以下およびＢをＢ／
Ｎで1.5以下含み、残部がFeと不可避不純物より
なる鋼を熱間圧延工程の終盤でAr3変態点以下、
500℃以上の温度域で少なくとも30％以上の圧延
を行い、捲取り後、そのままあるいは熱延板焼鈍
を行い、酸洗後30％以上75％以下の冷間圧延を行
い最終的に再結晶処理を施こすことを特徴とする
電磁特性のすぐれた無方向性電磁鋼板の製造方
法。 ３ Ar3変態点以下、500℃以上の温度域の30％
以上の圧延を潤滑を施こし、ロールと鋼板の平均
摩擦係数を0.2以下として行う特許請求の範囲第
１項または第２項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61124745A JPS62284016A (ja) | 1986-05-31 | 1986-05-31 | 電磁特性のすぐれた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61124745A JPS62284016A (ja) | 1986-05-31 | 1986-05-31 | 電磁特性のすぐれた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62284016A JPS62284016A (ja) | 1987-12-09 |
| JPH0450367B2 true JPH0450367B2 (ja) | 1992-08-14 |
Family
ID=14893058
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61124745A Granted JPS62284016A (ja) | 1986-05-31 | 1986-05-31 | 電磁特性のすぐれた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62284016A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63210238A (ja) * | 1987-02-25 | 1988-08-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| FR2820150B1 (fr) * | 2001-01-26 | 2003-03-28 | Usinor | Acier isotrope a haute resistance, procede de fabrication de toles et toles obtenues |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58171527A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Nippon Steel Corp | 低級電磁鋼板の製造方法 |
| JPS58174525A (ja) * | 1982-04-06 | 1983-10-13 | Nippon Steel Corp | 打抜き性のすぐれた電磁鋼板の製造法 |
| JPS599123A (ja) * | 1982-07-07 | 1984-01-18 | Kawasaki Steel Corp | 直流透磁率の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS59104429A (ja) * | 1982-12-02 | 1984-06-16 | Kawasaki Steel Corp | 無方向性電磁鋼帯の製造方法 |
| JPH0623410B2 (ja) * | 1984-06-05 | 1994-03-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 磁束密度の高い無方向性電気鉄板の製造方法 |
-
1986
- 1986-05-31 JP JP61124745A patent/JPS62284016A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62284016A (ja) | 1987-12-09 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |