JPH05171291A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH05171291A JPH05171291A JP3154853A JP15485391A JPH05171291A JP H05171291 A JPH05171291 A JP H05171291A JP 3154853 A JP3154853 A JP 3154853A JP 15485391 A JP15485391 A JP 15485391A JP H05171291 A JPH05171291 A JP H05171291A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
板を提供する。 【構成】 超急速加熱を利用して、粗大フェライト組織
を有する磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を短時間焼
鈍で製造する方法で、昇温速度を３００℃／ｓ以上、焼
鈍温度を７５０℃以上、変態点以下と限定。
板を提供する。 【構成】 超急速加熱を利用して、粗大フェライト組織
を有する磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を短時間焼
鈍で製造する方法で、昇温速度を３００℃／ｓ以上、焼
鈍温度を７５０℃以上、変態点以下と限定。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気特性に優れた無方向
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来の無方向性電磁鋼板の冷延後の焼鈍
条件は連続焼鈍炉において１０℃／ｓ前後の速度で昇温
し、設定した温度で１分から２分間保持して焼鈍するの
が一般的な条件である。
条件は連続焼鈍炉において１０℃／ｓ前後の速度で昇温
し、設定した温度で１分から２分間保持して焼鈍するの
が一般的な条件である。
【０００３】一方、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上
させる手段の１つとして成品板の粒径をある範囲の大き
さに制御する方法がある。この大きさの範囲は一般に１
００μｍから３００μｍ程度である。上記に記したよう
な通常の焼鈍方法ではこのような大きさの粒径を得るの
は難しく、焼鈍後に強スキンパス圧延を行ない、ユーザ
ーで打ち抜き加工をした後、ひずみ取り焼鈍を行なって
適正な粒径の組織を得ている（特開昭６０−１７０１４
号公報参照）。しかし、ユーザーによっては、必要な設
備を有しないところもあり、また有していても工程が増
加するため生産性に不利である。
させる手段の１つとして成品板の粒径をある範囲の大き
さに制御する方法がある。この大きさの範囲は一般に１
００μｍから３００μｍ程度である。上記に記したよう
な通常の焼鈍方法ではこのような大きさの粒径を得るの
は難しく、焼鈍後に強スキンパス圧延を行ない、ユーザ
ーで打ち抜き加工をした後、ひずみ取り焼鈍を行なって
適正な粒径の組織を得ている（特開昭６０−１７０１４
号公報参照）。しかし、ユーザーによっては、必要な設
備を有しないところもあり、また有していても工程が増
加するため生産性に不利である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような現
状にかんがみ焼鈍時間及び設備の大幅な短縮を可能にす
るメタラジーにより、かつひずみ取り焼鈍を前提にせず
に成品結晶粒径を適宜の大きさに調整し、優れた磁気特
性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。
状にかんがみ焼鈍時間及び設備の大幅な短縮を可能にす
るメタラジーにより、かつひずみ取り焼鈍を前提にせず
に成品結晶粒径を適宜の大きさに調整し、優れた磁気特
性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、再結晶挙
動ならびに集合組織形成に及ぼす焼鈍時の昇温速度の影
響を研究した結果、ある焼鈍温度範囲に急速に昇温する
ことにより、非常に短時間の焼鈍時間にもかかわらず焼
鈍によって生成した結晶粒が顕著に大きくなることを見
いだした。そして、そのとき形成される集合組織は｛１
００｝方位が多く無方向性電磁鋼板として優れた特性を
示すことが分かった。
動ならびに集合組織形成に及ぼす焼鈍時の昇温速度の影
響を研究した結果、ある焼鈍温度範囲に急速に昇温する
ことにより、非常に短時間の焼鈍時間にもかかわらず焼
鈍によって生成した結晶粒が顕著に大きくなることを見
いだした。そして、そのとき形成される集合組織は｛１
００｝方位が多く無方向性電磁鋼板として優れた特性を
示すことが分かった。
【０００６】本発明はこのような知見に基づくものであ
って、その要旨とするところは、重量比でＣ：０．０１
％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：３．５％以下、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．
０％以下とし、必要に応じてＢをＢ／Ｎで１．５以下を
含む鋼を、冷延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼
鈍最高温度の間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上と
し、焼鈍最高温度を７５０℃以上、Ｓｉ量とＴ（℃）＝
９１０＋５０×Ｓｉ（wt％）の関係にある温度Ｔ℃以下
とし５００℃以上での焼鈍時間が１０秒以下であること
を特徴とする磁気特性の優れた鋼板の製造方法にある。
って、その要旨とするところは、重量比でＣ：０．０１
％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：３．５％以下、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．
０％以下とし、必要に応じてＢをＢ／Ｎで１．５以下を
含む鋼を、冷延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼
鈍最高温度の間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上と
し、焼鈍最高温度を７５０℃以上、Ｓｉ量とＴ（℃）＝
９１０＋５０×Ｓｉ（wt％）の関係にある温度Ｔ℃以下
とし５００℃以上での焼鈍時間が１０秒以下であること
を特徴とする磁気特性の優れた鋼板の製造方法にある。
【０００７】以下に、本発明の構成要件の限定理由につ
いて詳細に説明する。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
０．０１％まで鉄損向上の効果が確認されたので、Ｃ量
の上限を０．０１％とした。Ｎも鉄損改善のためには少
ないほうがよく、本発明鋼では上限を０．０１％とし
た。特に、ＡｌＮの析出を抑制し、鉄損を下げる場合に
はＢを添加してＢＮを析出させることが好ましいが、Ｂ
／Ｎが１．５超になると過剰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。Ｓｉは鉄損
改善のために添加されるが、３．５％以上の添加は熱間
加工性を劣化させ、熱延に支障が生じるので、上限を
３．５とした。Ｐの添加は打ち抜き性を高め、鉄損の改
善にもなるが、０．１５％以上の添加は熱間加工性を著
しく劣化し、熱間割れなどが発生する危険性が高いた
め、上限を０．１５％とした。
いて詳細に説明する。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
０．０１％まで鉄損向上の効果が確認されたので、Ｃ量
の上限を０．０１％とした。Ｎも鉄損改善のためには少
ないほうがよく、本発明鋼では上限を０．０１％とし
た。特に、ＡｌＮの析出を抑制し、鉄損を下げる場合に
はＢを添加してＢＮを析出させることが好ましいが、Ｂ
／Ｎが１．５超になると過剰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。Ｓｉは鉄損
改善のために添加されるが、３．５％以上の添加は熱間
加工性を劣化させ、熱延に支障が生じるので、上限を
３．５とした。Ｐの添加は打ち抜き性を高め、鉄損の改
善にもなるが、０．１５％以上の添加は熱間加工性を著
しく劣化し、熱間割れなどが発生する危険性が高いた
め、上限を０．１５％とした。
【０００８】Ｓは磁性向上に有害なＭｎＳなどの非金属
介在物を生成するので０．０１％以下にしなければ安定
した磁性改善効果が得られない。また、下記に示す焼鈍
条件で１００μｍ以上の結晶粒径を得るにも、Ｓ量の低
下が必須であり、これらの条件よりＳ量の上限を０．０
１％とした。ＡｌはＳｉと同様鉄損改善のために添加さ
れるが、１％以上になると熱間加工性が著しく劣化する
ので、添加量の上限を１％とする。強度を高める元素と
して、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉなどの添加は本発明の趣
旨を損するものではないが、これらの元素の総和が多過
ぎると磁性の劣化を招くので、総和の上限は２％以下が
好ましい。
介在物を生成するので０．０１％以下にしなければ安定
した磁性改善効果が得られない。また、下記に示す焼鈍
条件で１００μｍ以上の結晶粒径を得るにも、Ｓ量の低
下が必須であり、これらの条件よりＳ量の上限を０．０
１％とした。ＡｌはＳｉと同様鉄損改善のために添加さ
れるが、１％以上になると熱間加工性が著しく劣化する
ので、添加量の上限を１％とする。強度を高める元素と
して、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉなどの添加は本発明の趣
旨を損するものではないが、これらの元素の総和が多過
ぎると磁性の劣化を招くので、総和の上限は２％以下が
好ましい。
【０００９】次に、製造プロセスについて説明する。冷
延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高温度の
間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上と限定したのは、
この温度範囲での平均昇温速度が３００℃／ｓ以下だと
焼鈍時に短時間で適正な結晶粒径にならず、それに従い
形成される集合組織も磁気特性の面からは好ましいもの
が得られないためである。この原因はまだ十分解明され
ていないが、昇温過程において回復のための時間を十分
とらせないことにより、再結晶の駆動力が大きくなり、
再結晶が爆発的に起きることにより結晶粒が粗大化する
ものと考えられる。焼鈍最高温度を７５０℃以上、Ｓｉ
量とＴ（℃）＝９１０＋５０×Ｓｉ（wt％）の関係にあ
る温度Ｔ℃以下としたのは、この温度域での短時間焼鈍
で結晶粒の適正な粗粒化が起こるためである。また、５
００℃以上の温度域での焼鈍時間を１０秒以下と限定し
たのは、焼鈍時間の短縮及び設備コストの低減からの限
定で、磁気特性からの限定ではない。従来技術では５０
０℃以上の温度域での焼鈍時間は約１００秒前後であ
り、通常の連続焼鈍炉では約７００ｍぐらいの炉長が必
要となるが、本発明では１０分の１で済むため大幅なコ
ストダウンが達成できる。
延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高温度の
間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上と限定したのは、
この温度範囲での平均昇温速度が３００℃／ｓ以下だと
焼鈍時に短時間で適正な結晶粒径にならず、それに従い
形成される集合組織も磁気特性の面からは好ましいもの
が得られないためである。この原因はまだ十分解明され
ていないが、昇温過程において回復のための時間を十分
とらせないことにより、再結晶の駆動力が大きくなり、
再結晶が爆発的に起きることにより結晶粒が粗大化する
ものと考えられる。焼鈍最高温度を７５０℃以上、Ｓｉ
量とＴ（℃）＝９１０＋５０×Ｓｉ（wt％）の関係にあ
る温度Ｔ℃以下としたのは、この温度域での短時間焼鈍
で結晶粒の適正な粗粒化が起こるためである。また、５
００℃以上の温度域での焼鈍時間を１０秒以下と限定し
たのは、焼鈍時間の短縮及び設備コストの低減からの限
定で、磁気特性からの限定ではない。従来技術では５０
０℃以上の温度域での焼鈍時間は約１００秒前後であ
り、通常の連続焼鈍炉では約７００ｍぐらいの炉長が必
要となるが、本発明では１０分の１で済むため大幅なコ
ストダウンが達成できる。
【００１０】
【実施例】本発明の実施例を、比較例と共に説明する。
表１に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条件、そして
成品板の磁気特性を示す。実験番号１７，１８は双ロー
ル法により直接鋳込みにより１．５mmの板に鋳造した材
料を冷延したが、他の材料は２５０mmの連続鋳造スラブ
を３mmの板に熱延した後、冷延した。熱延仕上温度は８
６０℃〜９００℃、巻取温度は７００℃前後であった。
冷延板の板厚は０．５mmである。焼鈍方法は通電加熱に
よって行なった。
表１に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条件、そして
成品板の磁気特性を示す。実験番号１７，１８は双ロー
ル法により直接鋳込みにより１．５mmの板に鋳造した材
料を冷延したが、他の材料は２５０mmの連続鋳造スラブ
を３mmの板に熱延した後、冷延した。熱延仕上温度は８
６０℃〜９００℃、巻取温度は７００℃前後であった。
冷延板の板厚は０．５mmである。焼鈍方法は通電加熱に
よって行なった。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】本発明鋼である実験番号１，２，３，７，
８，９，１３，１４，１５，１７，１８は磁束密度、鉄
損共に優れた値を示す。薄スラブより製造した実験番号
１７，１８は連続鋳造スラブより磁気特性が優れてい
る。冷延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高
温度の間の平均昇温速度が２５０℃／ｓと本発明の範囲
外の材料は鉄損が高い。この原因は成品板の粒径が約６
０μｍと適正な値より小さかったためと考えられる。焼
鈍最高温度が本発明の範囲より高い実験番号５，１６は
共にγ域に入り変態が起こるため結晶粒が細かくなり、
本発明鋼より磁性が劣る。また、焼鈍最高温度が７２０
℃と本発明の範囲より低い実験番号６も同様に結晶粒が
細かくなり、本発明鋼より磁性が劣る。Ｃ量が本発明鋼
の範囲より多い実験番号１０及びＮ量が本発明鋼の範囲
より多い実験番号１１では時効の発生により鉄損が顕著
に劣化する。Ｓ量が本発明鋼の範囲より多い実験番号１
２ではＭｎＳなどの非金属系介在物が多く生成し、それ
が結晶粒径の微細化をもたらし、本発明鋼より磁性が劣
る結果になっている。Ｂ量がＢ／Ｎで２．２１と本発明
鋼の範囲を超えている実験番号１９では結晶粒径の微細
化をもたらし、本発明鋼より磁性が劣る。
８，９，１３，１４，１５，１７，１８は磁束密度、鉄
損共に優れた値を示す。薄スラブより製造した実験番号
１７，１８は連続鋳造スラブより磁気特性が優れてい
る。冷延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高
温度の間の平均昇温速度が２５０℃／ｓと本発明の範囲
外の材料は鉄損が高い。この原因は成品板の粒径が約６
０μｍと適正な値より小さかったためと考えられる。焼
鈍最高温度が本発明の範囲より高い実験番号５，１６は
共にγ域に入り変態が起こるため結晶粒が細かくなり、
本発明鋼より磁性が劣る。また、焼鈍最高温度が７２０
℃と本発明の範囲より低い実験番号６も同様に結晶粒が
細かくなり、本発明鋼より磁性が劣る。Ｃ量が本発明鋼
の範囲より多い実験番号１０及びＮ量が本発明鋼の範囲
より多い実験番号１１では時効の発生により鉄損が顕著
に劣化する。Ｓ量が本発明鋼の範囲より多い実験番号１
２ではＭｎＳなどの非金属系介在物が多く生成し、それ
が結晶粒径の微細化をもたらし、本発明鋼より磁性が劣
る結果になっている。Ｂ量がＢ／Ｎで２．２１と本発明
鋼の範囲を超えている実験番号１９では結晶粒径の微細
化をもたらし、本発明鋼より磁性が劣る。
【００１４】以上の実施例は５００℃以上での焼鈍時間
がすべて１０秒以下で実行されており、焼鈍時間の短縮
が図られているにもかかわらず本発明の範囲を満足して
いれば優れた特性が確保できることを示している。
がすべて１０秒以下で実行されており、焼鈍時間の短縮
が図られているにもかかわらず本発明の範囲を満足して
いれば優れた特性が確保できることを示している。
【００１５】
【発明の効果】本発明によれば、短時間焼鈍により、従
来より優れた磁気特性が得られ、設備費、ランニングコ
ストが低減できるばかりでなく、鉄損の低減によりモー
ター等のエネルギー損失を下げ、地球温暖化などの環境
問題の改善にも寄与する工業的に価値の高い発明であ
る。
来より優れた磁気特性が得られ、設備費、ランニングコ
ストが低減できるばかりでなく、鉄損の低減によりモー
ター等のエネルギー損失を下げ、地球温暖化などの環境
問題の改善にも寄与する工業的に価値の高い発明であ
る。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比でＣ：０．０１％以下、Ｎ：０．
０１％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｐ：０．１５％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．０％以下を含む鋼
を、冷延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高
温度の間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上とし、焼鈍
最高温度を７５０℃以上、Ｓｉ量とＴ（℃）＝９１０＋
５０×Ｓｉ（wt％）の関係にある温度Ｔ℃以下とし５０
０℃以上での焼鈍時間が１０秒以下であることを特徴と
する磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 ＢをＢ／Ｎで１．５以下含むことを特徴
とする請求項１記載の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3154853A JP2898789B2 (ja) | 1991-06-26 | 1991-06-26 | 磁気特性に優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 |
|---|---|---|---|
| JP3154853A JP2898789B2 (ja) | 1991-06-26 | 1991-06-26 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171291A true JPH05171291A (ja) | 1993-07-09 |
| JP2898789B2 JP2898789B2 (ja) | 1999-06-02 |
Family
ID=15593338
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3154853A Expired - Lifetime JP2898789B2 (ja) | 1991-06-26 | 1991-06-26 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2898789B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001323345A (ja) * | 2000-05-15 | 2001-11-22 | Kawasaki Steel Corp | 加工性、リサイクル性および歪取り焼鈍後の磁気特性に優れた高磁束密度無方向性電磁鋼板 |
| JP2010248559A (ja) * | 2009-04-14 | 2010-11-04 | Nippon Steel Corp | 無方向性電磁鋼板 |
| WO2012029621A1 (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2013104080A (ja) * | 2011-11-11 | 2013-05-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| RU2608250C1 (ru) * | 2012-12-28 | 2017-01-17 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали |
-
1991
- 1991-06-26 JP JP3154853A patent/JP2898789B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001323345A (ja) * | 2000-05-15 | 2001-11-22 | Kawasaki Steel Corp | 加工性、リサイクル性および歪取り焼鈍後の磁気特性に優れた高磁束密度無方向性電磁鋼板 |
| JP2010248559A (ja) * | 2009-04-14 | 2010-11-04 | Nippon Steel Corp | 無方向性電磁鋼板 |
| WO2012029621A1 (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2012046806A (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Jfe Steel Corp | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN102959099A (zh) * | 2010-08-30 | 2013-03-06 | 杰富意钢铁株式会社 | 无方向性电磁钢板的制造方法 |
| US20130146187A1 (en) * | 2010-08-30 | 2013-06-13 | Jfe Steel Corporation | Method of producing non-oriented electrical steel sheet |
| EP2612933A4 (en) * | 2010-08-30 | 2016-07-06 | Jfe Steel Corp | METHOD FOR PRODUCING A NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE |
| JP2013104080A (ja) * | 2011-11-11 | 2013-05-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| RU2608250C1 (ru) * | 2012-12-28 | 2017-01-17 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2898789B2 (ja) | 1999-06-02 |
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