JPH10176251A - 磁気的特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
磁気的特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法Info
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- JPH10176251A JPH10176251A JP9354070A JP35407097A JPH10176251A JP H10176251 A JPH10176251 A JP H10176251A JP 9354070 A JP9354070 A JP 9354070A JP 35407097 A JP35407097 A JP 35407097A JP H10176251 A JPH10176251 A JP H10176251A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は無方向性電磁鋼板およびその製造方
法に関し、その目的は透磁率の高い無方向性電磁鋼板お
よびその製造方法を提供することである。 【解決手段】 本発明は、無方向性電磁鋼板において、
重量％でＣ：0.02％以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.
5 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.
Ａｌ：0.005％以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜
0.30％、およびＢ：0.0004〜0.003 ％を含有し、望まし
くはＢ／Ｎの比が0.1〜0.5であり、残りのＦｅとその他
不可避に含有される不純物から成る磁気的特性の優れた
無方向性電磁鋼板およびその製造方法をその要旨とす
る。
法に関し、その目的は透磁率の高い無方向性電磁鋼板お
よびその製造方法を提供することである。 【解決手段】 本発明は、無方向性電磁鋼板において、
重量％でＣ：0.02％以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.
5 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.
Ａｌ：0.005％以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜
0.30％、およびＢ：0.0004〜0.003 ％を含有し、望まし
くはＢ／Ｎの比が0.1〜0.5であり、残りのＦｅとその他
不可避に含有される不純物から成る磁気的特性の優れた
無方向性電磁鋼板およびその製造方法をその要旨とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、中小型のモーター
および小型変圧器のような電気機器の鉄心等に用いられ
る無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、より詳
細には鉄損が低く磁束密度と透磁率が高い無方向性電磁
鋼板およびその製造方法に関する。
および小型変圧器のような電気機器の鉄心等に用いられ
る無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、より詳
細には鉄損が低く磁束密度と透磁率が高い無方向性電磁
鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般的に、無方向性電磁鋼板は、電気エ
ネルギーを回転エネルギーに変えて動力を発生させるモ
ーターまたは入力電圧を減圧または昇圧させる変圧器等
に用いられており、発電量の大部分は上記のごとき用途
に消耗されているのが実情である。従って、無方向性電
磁鋼板の磁気的特性は、エネルギー損失に直結されるも
のであって、エネルギー節約という側面から重要であ
り、特に、磁気的特性のうち鉄損、磁束密度および透磁
率が重要である。前記鋼板の磁気的特性は、与えられた
磁束密度で鉄損または／および透磁率を比較することに
より、比較することができる。
ネルギーを回転エネルギーに変えて動力を発生させるモ
ーターまたは入力電圧を減圧または昇圧させる変圧器等
に用いられており、発電量の大部分は上記のごとき用途
に消耗されているのが実情である。従って、無方向性電
磁鋼板の磁気的特性は、エネルギー損失に直結されるも
のであって、エネルギー節約という側面から重要であ
り、特に、磁気的特性のうち鉄損、磁束密度および透磁
率が重要である。前記鋼板の磁気的特性は、与えられた
磁束密度で鉄損または／および透磁率を比較することに
より、比較することができる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、無方向性電磁鋼
板は、Ｓｉ（珪素）の含有量により分類されることもあ
り、これによれば、Ｓｉの含有量が1.0 ％以下の素材と
1.0 ％以上の素材に区分することができ、Ｓｉの含有量
が高いと比抵抗が増加して鉄損が低下することもある
が、磁束密度と透磁率が低下するようになる。磁気的特
性のうち鉄損はエネルギー損失を意味し、ヒステリシス
損失と渦流損失に区分することができる。渦流損失は素
材の成分と厚さ等により決定され、そしてヒステリシス
損失は主に不純物元素およびその製造方法により決定さ
れるが、鉄損のうちヒステリシス損失が占める比率が多
いため、製造方法制御によりヒステリシス損失を低める
必要がある。
板は、Ｓｉ（珪素）の含有量により分類されることもあ
り、これによれば、Ｓｉの含有量が1.0 ％以下の素材と
1.0 ％以上の素材に区分することができ、Ｓｉの含有量
が高いと比抵抗が増加して鉄損が低下することもある
が、磁束密度と透磁率が低下するようになる。磁気的特
性のうち鉄損はエネルギー損失を意味し、ヒステリシス
損失と渦流損失に区分することができる。渦流損失は素
材の成分と厚さ等により決定され、そしてヒステリシス
損失は主に不純物元素およびその製造方法により決定さ
れるが、鉄損のうちヒステリシス損失が占める比率が多
いため、製造方法制御によりヒステリシス損失を低める
必要がある。
【０００４】ヒステリシス損失を低め透磁率を増加させ
る方法としては、不純物元素であるＳ（硫黄）、Ｎ（窒
素）およびＯ（酸素）等を減らす方法が知られている
が、この方法はできる限りこれら元素らを少なく含有す
るようにするために製鋼工程で多くの時間と製造費用を
費やしている。特に、Ｓｉの含有量が1.0 ％以下である
場合には、Ｎの影響を減らす必要があり、更に結晶粒を
大きく成長させ、磁性に有利な集合組織である｛２０
０｝〈ｈｋｌ〉と｛１１０｝〈ｗｘｙ〉を良く発達させ
ることにより、磁気的特性を向上させることができる。
る方法としては、不純物元素であるＳ（硫黄）、Ｎ（窒
素）およびＯ（酸素）等を減らす方法が知られている
が、この方法はできる限りこれら元素らを少なく含有す
るようにするために製鋼工程で多くの時間と製造費用を
費やしている。特に、Ｓｉの含有量が1.0 ％以下である
場合には、Ｎの影響を減らす必要があり、更に結晶粒を
大きく成長させ、磁性に有利な集合組織である｛２０
０｝〈ｈｋｌ〉と｛１１０｝〈ｗｘｙ〉を良く発達させ
ることにより、磁気的特性を向上させることができる。
【０００５】特開昭６３−３３５１８号（日本）には、
Ｍｎ（マンガン）を1.0〜1.5％含有させて磁気的特性を
向上させる方法が提示されているが、この方法は圧延性
が劣りＡｌ（アルミニウム）添加等により製造原価が増
加する問題点がある。更に、欧州特許公開第００８４９
８０号には、Ｓｎ（錫）とＢ（ホウ素）を添加し、Ｂ／
Ｎの比が0.5〜1.5になるようにＢとＮを管理する方法が
提示されている。しかし、この方法はＢ／Ｎの比が高い
ため、Ｂの添加量が多くなるのみならず、Ａｌを添加し
なければならない。
Ｍｎ（マンガン）を1.0〜1.5％含有させて磁気的特性を
向上させる方法が提示されているが、この方法は圧延性
が劣りＡｌ（アルミニウム）添加等により製造原価が増
加する問題点がある。更に、欧州特許公開第００８４９
８０号には、Ｓｎ（錫）とＢ（ホウ素）を添加し、Ｂ／
Ｎの比が0.5〜1.5になるようにＢとＮを管理する方法が
提示されている。しかし、この方法はＢ／Ｎの比が高い
ため、Ｂの添加量が多くなるのみならず、Ａｌを添加し
なければならない。
【０００６】一方、ヒステリシス損失を低め、透磁率を
増加させるために、製造工程の改善にも多くの努力が傾
注されて来たが、その例としては熱間圧延後に熱延板焼
鈍を行い、そして冷延板焼鈍後に軽圧延（skin pass ）
する方法等を挙げることができる。しかし、前記製造方
法の場合には工程が追加され、需要者が必ず応力焼鈍を
しなければならない問題点および軽圧延後の板形状が悪
くなる問題点がある。
増加させるために、製造工程の改善にも多くの努力が傾
注されて来たが、その例としては熱間圧延後に熱延板焼
鈍を行い、そして冷延板焼鈍後に軽圧延（skin pass ）
する方法等を挙げることができる。しかし、前記製造方
法の場合には工程が追加され、需要者が必ず応力焼鈍を
しなければならない問題点および軽圧延後の板形状が悪
くなる問題点がある。
【０００７】そこで、本願発明者達は前記従来技術の問
題点を解決するために多角度に研究した結果、不可避に
含有されるＮよりは任意の調整が可能なＢの量をより積
極的に管理し、脱酸用としてのＡｌのみを添加すること
により、ＡｌＮやその他磁性に有害なＢ析出物の析出が
抑えられて、磁気的特性が向上されることを確認し、こ
れに基づき本発明を提案することになったのである。
題点を解決するために多角度に研究した結果、不可避に
含有されるＮよりは任意の調整が可能なＢの量をより積
極的に管理し、脱酸用としてのＡｌのみを添加すること
により、ＡｌＮやその他磁性に有害なＢ析出物の析出が
抑えられて、磁気的特性が向上されることを確認し、こ
れに基づき本発明を提案することになったのである。
【０００８】本発明は、鉄損が低く磁束密度および透磁
率が高い無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供し
ようとすることにその目的がある。また本発明の別の目
的は、ＢとＮの比を適切に制御することにより、ＢとＮ
の析出物を制御して透磁率の優れた無方向性電磁鋼板お
よびその製造方法を提供することである。
率が高い無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供し
ようとすることにその目的がある。また本発明の別の目
的は、ＢとＮの比を適切に制御することにより、ＢとＮ
の析出物を制御して透磁率の優れた無方向性電磁鋼板お
よびその製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は、無方向性電磁鋼板において、Ｃ：0.02重
量％（以下、簡単に“％”という）以下、Ｓｉ：1.0 ％
以下、Ｍｎ：0.5 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％
以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.005％以下、Ｎ：0.006 ％以下、
Ｓｎ：0.03〜0.30％、Ｂ：0.0004〜0.003 ％および残り
のＦｅとその他不可避に含有される不純物から成る磁気
的特性の優れた無方向性電磁鋼板を提供する。
に、本発明は、無方向性電磁鋼板において、Ｃ：0.02重
量％（以下、簡単に“％”という）以下、Ｓｉ：1.0 ％
以下、Ｍｎ：0.5 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％
以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.005％以下、Ｎ：0.006 ％以下、
Ｓｎ：0.03〜0.30％、Ｂ：0.0004〜0.003 ％および残り
のＦｅとその他不可避に含有される不純物から成る磁気
的特性の優れた無方向性電磁鋼板を提供する。
【００１０】更に、前記無方向性電磁鋼板において、Ｂ
／Ｎの比が0.1〜0.5を満足することを特徴とする。
／Ｎの比が0.1〜0.5を満足することを特徴とする。
【００１１】更に本発明は、無方向性電磁鋼板を製造す
る方法において、Ｃ：0.02重量％（以下、簡単に“％”
という）以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.005
％以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜0.30％、Ｂ：
0.0004〜0.0030％を含み、Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足
し、そして残りのＦｅとその他不可避に含有される不純
物から成る鋼スラブを再加熱して熱間圧延した後、７５
０℃以下の温度で巻き取って、熱延板を焼鈍したり、ま
たは熱延板焼鈍無く酸洗し、続いて冷間圧延した後、冷
延板を７００〜１０５０℃の温度で焼鈍して磁気的特性
の優れた無方向性電磁鋼板の製造する方法を提供する。
る方法において、Ｃ：0.02重量％（以下、簡単に“％”
という）以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.005
％以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜0.30％、Ｂ：
0.0004〜0.0030％を含み、Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足
し、そして残りのＦｅとその他不可避に含有される不純
物から成る鋼スラブを再加熱して熱間圧延した後、７５
０℃以下の温度で巻き取って、熱延板を焼鈍したり、ま
たは熱延板焼鈍無く酸洗し、続いて冷間圧延した後、冷
延板を７００〜１０５０℃の温度で焼鈍して磁気的特性
の優れた無方向性電磁鋼板の製造する方法を提供する。
【００１２】更に本発明は、前記無方向性電磁鋼板の製
造方法において、Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足すること
を特徴とする。
造方法において、Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足すること
を特徴とする。
【００１３】以下、本発明を詳細に説明する。本発明
は、Ｓｉ含有量が1.0 ％以下である成分の鋼に対しＮの
含有量をできる限り減少させて磁気的特性を向上させる
方法を提供しようとするものである。Ｎ（窒素）は、一
般的に、最終製品から微細で線状の析出物であるＡｌＮ
として析出して結晶粒成長を抑えることにより磁性を劣
化させる。
は、Ｓｉ含有量が1.0 ％以下である成分の鋼に対しＮの
含有量をできる限り減少させて磁気的特性を向上させる
方法を提供しようとするものである。Ｎ（窒素）は、一
般的に、最終製品から微細で線状の析出物であるＡｌＮ
として析出して結晶粒成長を抑えることにより磁性を劣
化させる。
【００１４】Ｎの影響を最小化するために結晶粒系の偏
析元素であるＳｎを添加し、更にＮと結合力が大きいＢ
を添加することにより、製鋼段階でのＮと圧延および焼
鈍段階でのＮを鋼で効果的に抑えることにより、磁性を
向上させることができる。しかし、Ｓｉ含有量が1.0 ％
以下である成分の綱においてＮは微細であり、主に線状
のＡｌＮとして析出してしまうことにより、結晶粒成長
を抑えられている。従って、ＮとＡｌの含有量はできる
限り抑えなければならない。
析元素であるＳｎを添加し、更にＮと結合力が大きいＢ
を添加することにより、製鋼段階でのＮと圧延および焼
鈍段階でのＮを鋼で効果的に抑えることにより、磁性を
向上させることができる。しかし、Ｓｉ含有量が1.0 ％
以下である成分の綱においてＮは微細であり、主に線状
のＡｌＮとして析出してしまうことにより、結晶粒成長
を抑えられている。従って、ＮとＡｌの含有量はできる
限り抑えなければならない。
【００１５】前記Ｂ（ホウ素）は、素材内部でＮと結合
して微細なＡｌＮの代りに粗大なＢ析出物であるＢＮを
形成させて結晶粒成長により有利に作用する元素であ
る。しかし、前記Ｂが過多に添加される場合には、Ｂ2
Ｏ3およびＦｅＢとして析出してしまい、鋼中の不純物
が増える結果を来すため、ＢＮと結合する量以外のＢは
できる限り添加しないのが最も重要である。
して微細なＡｌＮの代りに粗大なＢ析出物であるＢＮを
形成させて結晶粒成長により有利に作用する元素であ
る。しかし、前記Ｂが過多に添加される場合には、Ｂ2
Ｏ3およびＦｅＢとして析出してしまい、鋼中の不純物
が増える結果を来すため、ＢＮと結合する量以外のＢは
できる限り添加しないのが最も重要である。
【００１６】そこで、本発明者達は、不可避に含有され
るＮの量よりは任意に調整可能なＢの量をより少なく添
加する方法を調査して、その結果Ｂ／Ｎの比が0.5より
低く、0.1より高い範囲において透磁率が最も高いこと
を発見した。更に、1.0 ％以下のＳｉを含有する鋼では
Ａｌ元素ができる限り添加されない方が、Ａｌ元素が0.
005 ％以上0.15％まで添加された鋼より却って有利なも
のと判明した。
るＮの量よりは任意に調整可能なＢの量をより少なく添
加する方法を調査して、その結果Ｂ／Ｎの比が0.5より
低く、0.1より高い範囲において透磁率が最も高いこと
を発見した。更に、1.0 ％以下のＳｉを含有する鋼では
Ａｌ元素ができる限り添加されない方が、Ａｌ元素が0.
005 ％以上0.15％まで添加された鋼より却って有利なも
のと判明した。
【００１７】従って、本発明ではＡｌは製鋼で脱酸用と
して不可避に添加されるもの以外は添加されない。即
ち、本発明においては熔解可能なＡｌであるＳｏｌｕｂ
ｌｅ Ａｌ（Ｓｏｌ.Ａｌ）の含有量を0.005 ％以下に制
限し、望ましくはＡｌの含有量を0.005 ％以下に制限す
るのである。
して不可避に添加されるもの以外は添加されない。即
ち、本発明においては熔解可能なＡｌであるＳｏｌｕｂ
ｌｅ Ａｌ（Ｓｏｌ.Ａｌ）の含有量を0.005 ％以下に制
限し、望ましくはＡｌの含有量を0.005 ％以下に制限す
るのである。
【００１８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の鋼中成分およびそ
の限定理由について説明する。前記Ｃ（炭素）は、磁気
時効を起こして使用中の磁気的特性を低下させるため、
その含有量は0.02％以下に制限し、望ましくはスラブで
は0.02％以下にし、最終製品では0.003 ％以下に制御す
るのである。前記Ｃを0.003 ％以下に低めるために最終
焼鈍時に脱炭をすることもある。前記Ｓｉ（珪素）は、
非抵抗を増加させ、鉄損を低める元素であるが、透磁率
向上側面を考慮して1.0 ％以下に制限するのが望まし
い。
の限定理由について説明する。前記Ｃ（炭素）は、磁気
時効を起こして使用中の磁気的特性を低下させるため、
その含有量は0.02％以下に制限し、望ましくはスラブで
は0.02％以下にし、最終製品では0.003 ％以下に制御す
るのである。前記Ｃを0.003 ％以下に低めるために最終
焼鈍時に脱炭をすることもある。前記Ｓｉ（珪素）は、
非抵抗を増加させ、鉄損を低める元素であるが、透磁率
向上側面を考慮して1.0 ％以下に制限するのが望まし
い。
【００１９】前記Ｍｎ（マンガン）は、鉄損改善に有効
な元素であるが、0.5 ％を超すと却って鉄損を劣化さ
せ、磁束密度も低下させるため、0.5 ％以下に制限する
のが望ましい。前記Ｐ（燐）は、磁性に有利な集合組織
を形成する元素であるが、0.15％を超すと冷間圧延性が
悪くなるため、0.15％以下に制限するのが望ましい。前
記Ｓ（硫黄）は、微細な析出物であるＭｎＳを形成して
結晶粒成長を抑えるため、できる限り低く管理するのが
有利であり、本発明においては最大0.02％まで管理す
る。
な元素であるが、0.5 ％を超すと却って鉄損を劣化さ
せ、磁束密度も低下させるため、0.5 ％以下に制限する
のが望ましい。前記Ｐ（燐）は、磁性に有利な集合組織
を形成する元素であるが、0.15％を超すと冷間圧延性が
悪くなるため、0.15％以下に制限するのが望ましい。前
記Ｓ（硫黄）は、微細な析出物であるＭｎＳを形成して
結晶粒成長を抑えるため、できる限り低く管理するのが
有利であり、本発明においては最大0.02％まで管理す
る。
【００２０】前記Ａｌ（アルミニウム）は、微細な線状
のＡｌＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑えるため、本
発明においては製鋼段階で脱酸用としてのみＡｌが添加
され、できる限り鋼中に含有されないようにするのが望
ましく、具体的には鋼中に最大0.005 ％以下が望まし
い。更に、本発明において前記Ａｌの含有量はＳｏｌ.
Ａｌ形態で0.005％以下に制限することもできる。ここ
で、Ｓｏｌ.Ａｌ とは、総アルミニウムのうちＡｌＮ、
Ａｌ2Ｏ3等のＡｌ化合物を除く原子状態のＡｌであっ
て、熔解可能なＡｌ（Soluble Al）を意味する。
のＡｌＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑えるため、本
発明においては製鋼段階で脱酸用としてのみＡｌが添加
され、できる限り鋼中に含有されないようにするのが望
ましく、具体的には鋼中に最大0.005 ％以下が望まし
い。更に、本発明において前記Ａｌの含有量はＳｏｌ.
Ａｌ形態で0.005％以下に制限することもできる。ここ
で、Ｓｏｌ.Ａｌ とは、総アルミニウムのうちＡｌＮ、
Ａｌ2Ｏ3等のＡｌ化合物を除く原子状態のＡｌであっ
て、熔解可能なＡｌ（Soluble Al）を意味する。
【００２１】前記Ｎ（窒素）は、微細で長形のＡｌＮ析
出物を形成するため、できる限り抑えることが必要であ
り、本発明においてはその含有量を0.006 ％以下に制限
する。前記Ｓｎ（錫）は、結晶粒系に偏析してＮの拡散
を抑え、磁性に不利な（２２２）面の集合組織を抑える
役割をするが、このためには0.03％以上添加するのが必
要である。しかし、0.30％を超すと冷間圧延性が悪くな
り、熱延板の形状が不良になるため、その含有量は、0.
03〜0.30％に制限するのが望ましい。
出物を形成するため、できる限り抑えることが必要であ
り、本発明においてはその含有量を0.006 ％以下に制限
する。前記Ｓｎ（錫）は、結晶粒系に偏析してＮの拡散
を抑え、磁性に不利な（２２２）面の集合組織を抑える
役割をするが、このためには0.03％以上添加するのが必
要である。しかし、0.30％を超すと冷間圧延性が悪くな
り、熱延板の形状が不良になるため、その含有量は、0.
03〜0.30％に制限するのが望ましい。
【００２２】前記Ｂ（ホウ素）は、素材内部でＮと結合
して、微細なＡｌＮの代りに粗大なＢ析出物であるＢＮ
を形成させて結晶粒成長により有利に作用する元素であ
って、このためには0.0004％以上添加するのが必要であ
る。しかし、その量が多くなると却って透磁率が低下す
るため、最大0.003 ％までに制限する。さらに、本発明
において、ＡｌＮの代りに粗大なＢＮ析出物をより適切
に形成させるためにはＢ／Ｎの比を0.1〜0.5に調節する
のが必要である。もし、Ｂ／Ｎの比が0.1 未満であると
Ｂの量が少ないため、ＮがＡｌＮで析出される可能性が
高くなって結晶粒成長が抑えられてしまい、逆にＢ／Ｎ
の比が0.5 を超すとＢの含有量が相対的に多くなってＢ
がＢ2Ｏ3およびＦｅＢとして析出して、鋼中の不純物が
増える結果をもたらす。即ち本発明においては、Ｂ／Ｎ
の比を0.1〜0.5に調節する場合には、ＢＮ析出物が適切
に形成されて結晶粒がより粗大になり、更にＢ2Ｏ3およ
びＦｅＢ等の析出物形成が防止されることにより、鋼板
の磁気的特性、特に透磁率を著しく改善することができ
る。
して、微細なＡｌＮの代りに粗大なＢ析出物であるＢＮ
を形成させて結晶粒成長により有利に作用する元素であ
って、このためには0.0004％以上添加するのが必要であ
る。しかし、その量が多くなると却って透磁率が低下す
るため、最大0.003 ％までに制限する。さらに、本発明
において、ＡｌＮの代りに粗大なＢＮ析出物をより適切
に形成させるためにはＢ／Ｎの比を0.1〜0.5に調節する
のが必要である。もし、Ｂ／Ｎの比が0.1 未満であると
Ｂの量が少ないため、ＮがＡｌＮで析出される可能性が
高くなって結晶粒成長が抑えられてしまい、逆にＢ／Ｎ
の比が0.5 を超すとＢの含有量が相対的に多くなってＢ
がＢ2Ｏ3およびＦｅＢとして析出して、鋼中の不純物が
増える結果をもたらす。即ち本発明においては、Ｂ／Ｎ
の比を0.1〜0.5に調節する場合には、ＢＮ析出物が適切
に形成されて結晶粒がより粗大になり、更にＢ2Ｏ3およ
びＦｅＢ等の析出物形成が防止されることにより、鋼板
の磁気的特性、特に透磁率を著しく改善することができ
る。
【００２３】以下、本発明の製造工程について説明す
る。前記の通り造成される鋼スラブは加熱炉に装入され
て１２５０℃以下の温度で加熱された後、通常の方法で
熱間圧延される。この際、加熱温度があまり高過ぎる
と、スラブに析出されていた不純物元素が再熔解して微
細に析出されるため、できる限り低温で再加熱するのが
好ましい。しかし、加熱温度があまり低過ぎる場合に
は、スラブ内の温度分布が不均一であるため、熱間圧延
が困難になる。従って、本発明においてスラブ加熱温度
は、１１００〜１２５０℃に選定するのが望ましい。
る。前記の通り造成される鋼スラブは加熱炉に装入され
て１２５０℃以下の温度で加熱された後、通常の方法で
熱間圧延される。この際、加熱温度があまり高過ぎる
と、スラブに析出されていた不純物元素が再熔解して微
細に析出されるため、できる限り低温で再加熱するのが
好ましい。しかし、加熱温度があまり低過ぎる場合に
は、スラブ内の温度分布が不均一であるため、熱間圧延
が困難になる。従って、本発明においてスラブ加熱温度
は、１１００〜１２５０℃に選定するのが望ましい。
【００２４】前記の通り、熱間圧延した後、熱間圧延さ
れた熱延板は巻き取られるが、この際、巻き取り温度は
酸洗向上のために７５０℃以下に選定するのが望まし
い。また前記の通り、巻き取られた熱延板は必要によっ
て焼鈍することもできる。熱延板を焼鈍する場合には、
その焼鈍温度は８００〜１１００℃の温度範囲で、焼鈍
時間は５分以下に制限するのが望ましい。このような熱
延板焼鈍は、熱延板内の微細な析出物を粗大に成長さ
せ、組織を均一にして素材の全般的な特性を向上させ、
更に磁性に有利な集合組織を形成させて、結晶粒を大き
く成長させる役割をする。
れた熱延板は巻き取られるが、この際、巻き取り温度は
酸洗向上のために７５０℃以下に選定するのが望まし
い。また前記の通り、巻き取られた熱延板は必要によっ
て焼鈍することもできる。熱延板を焼鈍する場合には、
その焼鈍温度は８００〜１１００℃の温度範囲で、焼鈍
時間は５分以下に制限するのが望ましい。このような熱
延板焼鈍は、熱延板内の微細な析出物を粗大に成長さ
せ、組織を均一にして素材の全般的な特性を向上させ、
更に磁性に有利な集合組織を形成させて、結晶粒を大き
く成長させる役割をする。
【００２５】前記熱延板は通常の酸洗用液で酸洗し、続
いて冷間圧延して熱延板を得た後に最終焼鈍する。この
際の最終焼鈍は、７００〜１０５０℃の温度で３０秒以
上５分以下の時間連続工程で焼鈍するのが望ましい。そ
の理由は最終焼鈍温度が７００℃末満の場合は再結晶が
不十分であり、１０５０℃を超すと表面に酸化層が発生
するためである。そして、最終焼鈍時間が３０秒未満の
場合は冷延板の残留応力が過度に残留して透磁率が低下
し、５分を超す場合には焼鈍板の形状が不良になるため
である。
いて冷間圧延して熱延板を得た後に最終焼鈍する。この
際の最終焼鈍は、７００〜１０５０℃の温度で３０秒以
上５分以下の時間連続工程で焼鈍するのが望ましい。そ
の理由は最終焼鈍温度が７００℃末満の場合は再結晶が
不十分であり、１０５０℃を超すと表面に酸化層が発生
するためである。そして、最終焼鈍時間が３０秒未満の
場合は冷延板の残留応力が過度に残留して透磁率が低下
し、５分を超す場合には焼鈍板の形状が不良になるため
である。
【００２６】前記の通り最終焼鈍された冷延板は、絶縁
コーティングした後、需要者に出荷され、所望の形状に
打抜加工される。この際、必要によっては打抜加工され
た素材を応力除去焼鈍することができる。応力除去焼鈍
は非酸化性雰囲気で７００〜８５０℃の温度で１０分以
上施すのが望ましい。このような応力除去焼鈍を通じて
打抜加工時に発生した残留応力を除去することができる
ため、特に透磁率が向上される。もし、応力除去焼鈍温
度が７００℃未満である場合には焼鈍時間があまりに長
くかかり過ぎ、また８５０℃を超すと絶縁皮膜に損傷が
生じるようになる。以下、本発明を実施例を通じてより
詳細に説明する。
コーティングした後、需要者に出荷され、所望の形状に
打抜加工される。この際、必要によっては打抜加工され
た素材を応力除去焼鈍することができる。応力除去焼鈍
は非酸化性雰囲気で７００〜８５０℃の温度で１０分以
上施すのが望ましい。このような応力除去焼鈍を通じて
打抜加工時に発生した残留応力を除去することができる
ため、特に透磁率が向上される。もし、応力除去焼鈍温
度が７００℃未満である場合には焼鈍時間があまりに長
くかかり過ぎ、また８５０℃を超すと絶縁皮膜に損傷が
生じるようになる。以下、本発明を実施例を通じてより
詳細に説明する。
【００２７】（実施例１）下記表１のような成分を有す
る鋼スラブを下記表２のような温度条件で加熱して、
２．０ｍｍの厚さに熱間圧延した後、下記表２の温度で
熱延板を巻き取って、酸洗および冷間圧延した後、冷延
板を下記表２の温度および時間条件で焼鈍した。
る鋼スラブを下記表２のような温度条件で加熱して、
２．０ｍｍの厚さに熱間圧延した後、下記表２の温度で
熱延板を巻き取って、酸洗および冷間圧延した後、冷延
板を下記表２の温度および時間条件で焼鈍した。
【００２８】
【表１】
【００２９】この際、冷延板の厚さは０．５ｍｍであ
り、冷延板焼鈍は２０％の水素と８０％の窒素の混合雰
囲気で施した。前記の通り製造された無方向性電磁鋼板
に対し鉄損、磁束密度および透磁率を調査して、その結
果を下記表２に示した。下記表２において、鉄損は５０
Ｈｚで１．５Ｔｅｓｌａに磁化したときに発生する鉄損
値を示し、磁束密度は５０００Ａ／ｍに磁化したときに
誘導される磁束密度を示し、透磁率（μ1.5 ）は１．５
Ｔｅｓｌａの磁束密度で磁場を誘起したときの透磁率を
示す。
り、冷延板焼鈍は２０％の水素と８０％の窒素の混合雰
囲気で施した。前記の通り製造された無方向性電磁鋼板
に対し鉄損、磁束密度および透磁率を調査して、その結
果を下記表２に示した。下記表２において、鉄損は５０
Ｈｚで１．５Ｔｅｓｌａに磁化したときに発生する鉄損
値を示し、磁束密度は５０００Ａ／ｍに磁化したときに
誘導される磁束密度を示し、透磁率（μ1.5 ）は１．５
Ｔｅｓｌａの磁束密度で磁場を誘起したときの透磁率を
示す。
【００３０】
【表２】
【００３１】前記表２に示す通り、本発明に符合する鋼
造成および製造条件で製造された発明材（１〜３）は、
本発明の範囲を脱する鋼造成および／または製造条件で
製造された比較材（１〜５）に比べて鉄損、磁束密度お
よび透磁率において優れていることが分かる。
造成および製造条件で製造された発明材（１〜３）は、
本発明の範囲を脱する鋼造成および／または製造条件で
製造された比較材（１〜５）に比べて鉄損、磁束密度お
よび透磁率において優れていることが分かる。
【００３２】（実施例２）Ｃ：0.03％、Ｓｉ：0.95％、
Ｍｎ：0.25％、Ｐ：0.025 ％、Ｓ：0.003 ％、Ａｌ：0.
0005％、Ｎ：0.003 ％、Ｓｎ：0.08％、Ｂ：0.0009％で
あり、残りのＦｅとその他不可避の不純物で造成される
鋼スラブを下記表３のような温度条件で加熱して熱間圧
延した後、下記表３のような温度条件で熱延板を巻き取
って酸洗した。前記の通り酸洗された鋼板は０．５０ｍ
ｍの厚さに冷間圧延された後、冷間圧延板は結晶粒成長
のために２０％の水素と８０％の窒素を含有する乾燥雰
囲気で１０００℃で１分間焼鈍された。前記の通り製造
された鋼板に対し鉄損、磁束密度、透磁率および結晶粒
大きさを調査して、その結果を下記表３に示した。
Ｍｎ：0.25％、Ｐ：0.025 ％、Ｓ：0.003 ％、Ａｌ：0.
0005％、Ｎ：0.003 ％、Ｓｎ：0.08％、Ｂ：0.0009％で
あり、残りのＦｅとその他不可避の不純物で造成される
鋼スラブを下記表３のような温度条件で加熱して熱間圧
延した後、下記表３のような温度条件で熱延板を巻き取
って酸洗した。前記の通り酸洗された鋼板は０．５０ｍ
ｍの厚さに冷間圧延された後、冷間圧延板は結晶粒成長
のために２０％の水素と８０％の窒素を含有する乾燥雰
囲気で１０００℃で１分間焼鈍された。前記の通り製造
された鋼板に対し鉄損、磁束密度、透磁率および結晶粒
大きさを調査して、その結果を下記表３に示した。
【００３３】
【表３】
【００３４】前記表３に示す通り、本発明に符合する鋼
造成および製造条件で製造された発明材（４）は、本発
明の範囲を脱する鋼造成および／または製造条件で製造
された比較材（６）に比べて鉄損、磁束密度および透磁
率において優れていることが分かる。更に、発明材
（４）が比較材（６）に比べて結晶粒が大きく成長され
たことが分かる。
造成および製造条件で製造された発明材（４）は、本発
明の範囲を脱する鋼造成および／または製造条件で製造
された比較材（６）に比べて鉄損、磁束密度および透磁
率において優れていることが分かる。更に、発明材
（４）が比較材（６）に比べて結晶粒が大きく成長され
たことが分かる。
【００３５】（実施例３）下記表４のような成分を有す
る鋼スラブを１２００℃で加熱して、厚さ２．１ｍｍに
熱間圧延した後、７３０℃で巻き取って冷却した。冷却
された熱延板は、下記表５のような条件で熱延板焼鈍し
たり、または熱延板焼鈍をせずに、酸洗した後、最終厚
さ０．５０ｍｍになるように冷間圧延して、水素と窒素
の混合雰囲気で最終焼鈍した。そして、８００℃で９０
分間加熱した後、炉冷する応力除去焼鈍をして、透磁率
と集合組織の強度を測定した後、その結果を下記表５に
示した。下記表５において、透磁率（μ1.5 ）は１．５
Ｔｅｓｌａの磁束密度で磁場を誘起したときの透磁率を
示し、集合組織強度は磁性に有利な集合組織である｛２
００｝面と｛１１０｝面の集合組織の強度を測定した。
る鋼スラブを１２００℃で加熱して、厚さ２．１ｍｍに
熱間圧延した後、７３０℃で巻き取って冷却した。冷却
された熱延板は、下記表５のような条件で熱延板焼鈍し
たり、または熱延板焼鈍をせずに、酸洗した後、最終厚
さ０．５０ｍｍになるように冷間圧延して、水素と窒素
の混合雰囲気で最終焼鈍した。そして、８００℃で９０
分間加熱した後、炉冷する応力除去焼鈍をして、透磁率
と集合組織の強度を測定した後、その結果を下記表５に
示した。下記表５において、透磁率（μ1.5 ）は１．５
Ｔｅｓｌａの磁束密度で磁場を誘起したときの透磁率を
示し、集合組織強度は磁性に有利な集合組織である｛２
００｝面と｛１１０｝面の集合組織の強度を測定した。
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】上記表５に示す通り、Ｂ／Ｎの比が０．５
を超す比較鋼（ｃ〜ｄ）で製造された比較材（８〜９）
の場合、透磁率および集合組織強度が低く現われるのが
分かる。これに反し、鋼成分およびＢ／Ｎの比が本発明
の条件を満足する発明鋼（ｃ〜ｄ）で製造された発明材
（５〜８）の場合、透磁率が高く、集合組織強度も優れ
ているのが分かる。更に、発明材のうち熱延板焼鈍をし
なかったもの（発明材（５〜６））より熱延板焼鈍をし
たもの（発明材（７〜８））の磁気的特性がより優れて
いるのが分かる。更に、需要者応力除去焼鈍も同様であ
る。しかし、本発明鋼（ｃ）を６００℃で最終焼鈍した
比較材（７）の場合、透磁率および集合組織強度が低い
のが分かる。
を超す比較鋼（ｃ〜ｄ）で製造された比較材（８〜９）
の場合、透磁率および集合組織強度が低く現われるのが
分かる。これに反し、鋼成分およびＢ／Ｎの比が本発明
の条件を満足する発明鋼（ｃ〜ｄ）で製造された発明材
（５〜８）の場合、透磁率が高く、集合組織強度も優れ
ているのが分かる。更に、発明材のうち熱延板焼鈍をし
なかったもの（発明材（５〜６））より熱延板焼鈍をし
たもの（発明材（７〜８））の磁気的特性がより優れて
いるのが分かる。更に、需要者応力除去焼鈍も同様であ
る。しかし、本発明鋼（ｃ）を６００℃で最終焼鈍した
比較材（７）の場合、透磁率および集合組織強度が低い
のが分かる。
【００３９】（実施例４）Ｃ：0.003 ％、Ｓｉ：0.62
％、Ｍｎ：0.32％、Ｐ：0.069 ％、Ｓ：0.003 ％、Ａ
ｌ：0.0006％（Ｓｏｌ.Ａｌ ：0.0003％）、Ｎ：0.0028
％、Ｓｎ：0.07％、Ｂ：0.0011およびＢ／Ｎの比が0.39
であり、残りのＦｅとその他不可避な不純物で造成され
る鋼スラブを１１５０℃で加熱した後、９００℃の圧延
仕上げ温度条件で熱間圧延し、続いて６５０℃で巻き取
って冷却した後、酸洗して、最終厚さ０．５０ｍｍにな
るように冷間圧延した。上記冷延板は水素２０％と窒素
８０％の雰囲気で１０００℃の温度で最終焼鈍した。そ
して、切断加工した後、７９０℃で９０分間応力除去焼
鈍して炉冷した。
％、Ｍｎ：0.32％、Ｐ：0.069 ％、Ｓ：0.003 ％、Ａ
ｌ：0.0006％（Ｓｏｌ.Ａｌ ：0.0003％）、Ｎ：0.0028
％、Ｓｎ：0.07％、Ｂ：0.0011およびＢ／Ｎの比が0.39
であり、残りのＦｅとその他不可避な不純物で造成され
る鋼スラブを１１５０℃で加熱した後、９００℃の圧延
仕上げ温度条件で熱間圧延し、続いて６５０℃で巻き取
って冷却した後、酸洗して、最終厚さ０．５０ｍｍにな
るように冷間圧延した。上記冷延板は水素２０％と窒素
８０％の雰囲気で１０００℃の温度で最終焼鈍した。そ
して、切断加工した後、７９０℃で９０分間応力除去焼
鈍して炉冷した。
【００４０】このように製造された素材は鉄損（Ｗ
15/50 ）が３．３１Ｗ／ｋｇであり、透磁率（μ1.5 ）
が５６７０であった。更に、材料の特性を試験した結
果、結晶粒大きさは７０μｍであり、Ｈｏｒｔａ式によ
る｛２００｝面と｛１１０｝面の集合組織強度の和は
３．９であった。
15/50 ）が３．３１Ｗ／ｋｇであり、透磁率（μ1.5 ）
が５６７０であった。更に、材料の特性を試験した結
果、結晶粒大きさは７０μｍであり、Ｈｏｒｔａ式によ
る｛２００｝面と｛１１０｝面の集合組織強度の和は
３．９であった。
【００４１】
【発明の効果】上述の通り、本発明は鉄損が低く、磁束
密度および透磯率の優れた無方向性電磁鋼板を提供する
ことができる効果がある。更に、本発明は透磁率が高い
ため、磁化が容易であり、これに従って鉄心に用いられ
る銅線の量を減らすことができるため、銅損の比率を減
らすことができ、更に磁気的特性を確保するために最終
焼鈍後に行うスキンパス圧延を経なくても優れた磁気的
特性を確保することができるので、製造工程が短縮され
る効果がある。
密度および透磯率の優れた無方向性電磁鋼板を提供する
ことができる効果がある。更に、本発明は透磁率が高い
ため、磁化が容易であり、これに従って鉄心に用いられ
る銅線の量を減らすことができるため、銅損の比率を減
らすことができ、更に磁気的特性を確保するために最終
焼鈍後に行うスキンパス圧延を経なくても優れた磁気的
特性を確保することができるので、製造工程が短縮され
る効果がある。
フロントページの続き (72)発明者 バエ ビュング ケウム 大韓民国，キョングサングブック−ド，ポ ハング シティ，ナム−ク，コエドング− ドング，１ポハング アイロン アンド スティール シーオー．，エルティーディ ー内 (72)発明者 チャング サム キュウ 大韓民国，キョングサングブック−ド，ポ ハング シティ，ナム−ク，コエドング− ドング，１ポハング アイロン アンド スティール シーオー．，エルティーディ ー内
Claims (9)
- 【請求項１】 無方向性電磁鋼板において、Ｃ：0.02％
以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.5 ％以下、Ｐ：0.15
％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.005％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜0.30％、Ｂ：0.0004〜
0.0030％および残りのＦｅとその他不可避に含有される
不純物から成る磁気的特性の優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】 Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足することを
特徴とする請求項１記載の無方向性電磁鋼板。 - 【請求項３】 無方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、Ｃ：0.02％以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.5 ％
以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.Ａ
ｌ：0.005％以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜0.3
0％、Ｂ：0.0004〜0.0030％および残りのＦｅとその他
不可避に含有される不純物から成る鋼スラブを再加熱し
て熱間圧延した後、７５０℃以下の温度で巻き取って、
熱延板を酸洗し、続いて冷間圧延した後、７００〜１０
５０℃の温度で焼鈍する磁気的特性の優れた無方向性電
磁鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足することを
特徴とする請求項３記載の無方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】 スラブの加熱温度が１１００〜１２５０
℃であることを特徴とする請求項３または４記載の無方
向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 冷延板を焼鈍した後、加工して、応力除
去焼鈍することを特徴とする請求項３または４記載の無
方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 無方向性電磁鋼板の製造方法において、
重量％でＣ：0.02％以下、Ｓｉ：1.0 ％以下、Ｍｎ：0.
5 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｓｏｌ.
Ａｌ：0.005％以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｓｎ：0.03〜
0.30％、Ｂ：0.0004〜0.0020％および残りのＦｅとその
他不可避に含有される不純物から成る鋼スラブを再加熱
して熱間圧延した後、７５０℃以下の温度で巻き取っ
て、熱延板を焼鈍した後、酸洗し、続いて冷間圧延した
後、７００〜１０５０℃温度で焼鈍することを特徴とす
る磁気的特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 Ｂ／Ｎの比が0.1〜0.5を満足することを
特徴とする請求項７記載の無方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項９】 冷延板を焼鈍した後、加工して、応力除
去焼鈍することを特徴とする請求項７または８記載の無
方向性電磁鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1996-63055 | 1996-12-09 | ||
| KR19960063055 | 1996-12-09 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10176251A true JPH10176251A (ja) | 1998-06-30 |
Family
ID=19486558
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9354070A Pending JPH10176251A (ja) | 1996-12-09 | 1997-12-09 | 磁気的特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10176251A (ja) |
| KR (1) | KR100345706B1 (ja) |
| CN (1) | CN1131532C (ja) |
| TW (1) | TW422885B (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101306434B (zh) | 2008-06-23 | 2012-05-30 | 首钢总公司 | 一种低碳低硅无铝半工艺无取向电工钢的制备方法 |
| JP2015518086A (ja) * | 2012-03-26 | 2015-06-25 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 無方向性ケイ素鋼及びその製造方法 |
| EP4253575A4 (en) * | 2020-11-27 | 2023-12-20 | Nippon Steel Corporation | NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET, METHOD FOR PRODUCING THE SAME AND HOT ROLLED STEEL SHEET |
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