JPH10330893A - 低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板 - Google Patents
低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板Info
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- JPH10330893A JPH10330893A JP9144073A JP14407397A JPH10330893A JP H10330893 A JPH10330893 A JP H10330893A JP 9144073 A JP9144073 A JP 9144073A JP 14407397 A JP14407397 A JP 14407397A JP H10330893 A JPH10330893 A JP H10330893A
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- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
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Abstract
(57)【要約】
【課題】粒成長を阻害する微細な、ＭｎＳ，ＡｌＮ，酸
化物を無害化させることを特徴とする低温短時間磁性焼
鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ≦０．００５％と、Ｐ≦０．
２％と、Ｎ≦０．００５％と、Ｓｉ：０．１〜１％と、
Ｍｎ：０．２〜０．５％と、Ｓ≦０．０２％と、Ｔ．Ｏ
≦０．０２％と、下記（１）式を満足する範囲のｓｏ
ｌ．Ａｌを含有し、残部が実質的にＦｅであることを特
徴とする低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電
磁鋼板である。 ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ …（１）
化物を無害化させることを特徴とする低温短時間磁性焼
鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ≦０．００５％と、Ｐ≦０．
２％と、Ｎ≦０．００５％と、Ｓｉ：０．１〜１％と、
Ｍｎ：０．２〜０．５％と、Ｓ≦０．０２％と、Ｔ．Ｏ
≦０．０２％と、下記（１）式を満足する範囲のｓｏ
ｌ．Ａｌを含有し、残部が実質的にＦｅであることを特
徴とする低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電
磁鋼板である。 ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ …（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低温短時間磁性焼
鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板に関する。
鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板はその製造方法により
フルプロセス材とセミプロセス材に分けられる。このう
ち、フルプロセス材は鉄鋼メーカー側の仕上焼鈍により
所定の磁気特性を得るものであり、一方、セミプロセス
材は、需要家において打抜き加工後に歪取り焼鈍を施
し、所定の磁気特性を得るものである。セミプロセス材
においては、歪取り焼鈍時に、加工歪みの除去と同時に
結晶粒も成長することから、より一層の鉄損の低減が可
能となる。このため歪取り焼鈍は「磁性焼鈍」とも呼ば
れており、磁性焼鈍時における粒成長性を向上させるこ
とが、低鉄損化には重要である。
フルプロセス材とセミプロセス材に分けられる。このう
ち、フルプロセス材は鉄鋼メーカー側の仕上焼鈍により
所定の磁気特性を得るものであり、一方、セミプロセス
材は、需要家において打抜き加工後に歪取り焼鈍を施
し、所定の磁気特性を得るものである。セミプロセス材
においては、歪取り焼鈍時に、加工歪みの除去と同時に
結晶粒も成長することから、より一層の鉄損の低減が可
能となる。このため歪取り焼鈍は「磁性焼鈍」とも呼ば
れており、磁性焼鈍時における粒成長性を向上させるこ
とが、低鉄損化には重要である。
【０００３】この磁性焼鈍は通常７５０℃×２時間で行
われるために、粒成長を阻害する微細な析出物が鋼中に
存在すると低鉄損化を図ることができない。これら析出
物の中でも、微細なＡｌＮ，ＭｎＳ，酸化物等は特に粒
成長を阻害し鉄損を大幅に劣化させる。
われるために、粒成長を阻害する微細な析出物が鋼中に
存在すると低鉄損化を図ることができない。これら析出
物の中でも、微細なＡｌＮ，ＭｎＳ，酸化物等は特に粒
成長を阻害し鉄損を大幅に劣化させる。
【０００４】微細ＡｌＮを低減する技術として、特開昭
６１−１１９６５２号公報に記載されているようなＡｌ
量を０．１５％以上としてＡｌＮを粗大化させる方法、
特開昭５４−１６３７２０号公報に記載されているよう
なＢ添加によるＮをＢＮとして固定する方法、特開昭６
４−４４５４号公報に記載されているようなＺｒ添加に
よるＡｌＮの析出を抑制する方法等が提案されている。
しかし、Ａｌ脱酸においてはＡｌ2 Ｏ3 の生成が鉄損劣
化の原因となることが懸念され、また完全にＡｌＮの析
出を抑制できず、磁性焼鈍後に十分な低鉄損化を図るこ
とは困難である。また、特開平８−３６９９号公報には
Ａｌ脱酸で希土類元素を添加することにより高特性化を
達成する方法が開示されているが、希土類元素は高価で
あるために非常なコスト高を招くことは避けられない。
従って、Ａｌ添加鋼で磁性焼鈍後に鉄損の低い無方向性
電磁鋼板を安価に製造することは困難な技術であること
が分かる。
６１−１１９６５２号公報に記載されているようなＡｌ
量を０．１５％以上としてＡｌＮを粗大化させる方法、
特開昭５４−１６３７２０号公報に記載されているよう
なＢ添加によるＮをＢＮとして固定する方法、特開昭６
４−４４５４号公報に記載されているようなＺｒ添加に
よるＡｌＮの析出を抑制する方法等が提案されている。
しかし、Ａｌ脱酸においてはＡｌ2 Ｏ3 の生成が鉄損劣
化の原因となることが懸念され、また完全にＡｌＮの析
出を抑制できず、磁性焼鈍後に十分な低鉄損化を図るこ
とは困難である。また、特開平８−３６９９号公報には
Ａｌ脱酸で希土類元素を添加することにより高特性化を
達成する方法が開示されているが、希土類元素は高価で
あるために非常なコスト高を招くことは避けられない。
従って、Ａｌ添加鋼で磁性焼鈍後に鉄損の低い無方向性
電磁鋼板を安価に製造することは困難な技術であること
が分かる。
【０００５】一方、ｔｒ．Ａｌ鋼で微細ＭｎＳを低減す
る技術として、特開平０３−１０４８４４号公報のよう
に、脱酸剤としてＺｒ，Ａｌを用いたり、脱酸剤投入か
ら鋳造するまでの時間を調整してＭｎＳの析出核となる
鋼中の酸化物の個数とサイズを調整する方法が開示され
ている。
る技術として、特開平０３−１０４８４４号公報のよう
に、脱酸剤としてＺｒ，Ａｌを用いたり、脱酸剤投入か
ら鋳造するまでの時間を調整してＭｎＳの析出核となる
鋼中の酸化物の個数とサイズを調整する方法が開示され
ている。
【０００６】また酸化物の延性を制御し微細酸化物を低
減する技術として、特開平０１−１５２２３９号公報の
ように酸化物のＭｎＯ比を１５％以下、ＳｉＯ2 比を７
５％以上に規定する方法や、特開平０７−０７０７１９
号公報のように（Ｍｎ）2 ／Ｓｉ≦０．４５、Ａｌ≦８
ｐｐｍとする方法が開示され、延性に富んだ低融点酸化
物の生成を防ぐ技術が提案されている。
減する技術として、特開平０１−１５２２３９号公報の
ように酸化物のＭｎＯ比を１５％以下、ＳｉＯ2 比を７
５％以上に規定する方法や、特開平０７−０７０７１９
号公報のように（Ｍｎ）2 ／Ｓｉ≦０．４５、Ａｌ≦８
ｐｐｍとする方法が開示され、延性に富んだ低融点酸化
物の生成を防ぐ技術が提案されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、近年、
生産性向上、コスト低減といった観点から需要家におい
て行われる磁性焼鈍は益々低温短時間化の傾向にあり、
磁性焼鈍後に優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板
を得るためには、より一層の微細析出物の無害化が必要
となっている。
生産性向上、コスト低減といった観点から需要家におい
て行われる磁性焼鈍は益々低温短時間化の傾向にあり、
磁性焼鈍後に優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板
を得るためには、より一層の微細析出物の無害化が必要
となっている。
【０００８】また、脱Ｐ，脱Ｓ，脱Ｍｎ等の炉外製錬技
術の向上と経済的な観点から、転炉での吹錬時間を短縮
し、酸素吹き上げ量を低下して成分調整する技術が導入
されている。その結果、鋼中酸素量が低減され、特にＳ
ｉ脱酸系での酸化物の形態は従来と比べ大きく変化して
いる。
術の向上と経済的な観点から、転炉での吹錬時間を短縮
し、酸素吹き上げ量を低下して成分調整する技術が導入
されている。その結果、鋼中酸素量が低減され、特にＳ
ｉ脱酸系での酸化物の形態は従来と比べ大きく変化して
いる。
【０００９】こうした状況下において、磁性焼鈍温度の
低温短時間化の要望に応える技術としては上記のいずれ
の提案も十分なものではない。即ち、特開平０３−１０
４８４４号公報の方法では、酸化物の数とサイズを調整
するために、脱酸剤としてＺｒ，Ａｌを用いた場合、窒
化物の析出による粒成長性の劣化が予想され、脱酸剤投
入から鋳造する際の時間が極端に短いため、非常なコス
ト高を招く。また、酸化物の延性については言及してお
らず、圧延中に酸化物が展延した場合には粒成長性が劣
化し、特に低温の磁性焼鈍後に安定して低鉄損化を図る
ことができなくなる。
低温短時間化の要望に応える技術としては上記のいずれ
の提案も十分なものではない。即ち、特開平０３−１０
４８４４号公報の方法では、酸化物の数とサイズを調整
するために、脱酸剤としてＺｒ，Ａｌを用いた場合、窒
化物の析出による粒成長性の劣化が予想され、脱酸剤投
入から鋳造する際の時間が極端に短いため、非常なコス
ト高を招く。また、酸化物の延性については言及してお
らず、圧延中に酸化物が展延した場合には粒成長性が劣
化し、特に低温の磁性焼鈍後に安定して低鉄損化を図る
ことができなくなる。
【００１０】特開平０１−１５２２３９号公報の方法で
は、酸化物の延性は確かに低減するものの微量Ａｌの混
入による酸化物の低融点化が懸念され、延性の低減は十
分とは言えない。また、微細ＭｎＳの低減が行われてい
ないために低温の磁性焼鈍での粒成長性は不安定なもの
となる。
は、酸化物の延性は確かに低減するものの微量Ａｌの混
入による酸化物の低融点化が懸念され、延性の低減は十
分とは言えない。また、微細ＭｎＳの低減が行われてい
ないために低温の磁性焼鈍での粒成長性は不安定なもの
となる。
【００１１】特開平０７−０７０７１９号公報の方法で
も、酸化物の延性は確かに低減するもののＳｉ量が０．
５％以下になった場合、Ｓｉ脱酸力が低下し微量Ａｌに
よっても酸化物が低融点化し、延性が増大する。また、
酸化物の非延性確保のためにＭｎ添加量を低下させるた
め、微細ＭｎＳの析出を防ぐことができない。そのた
め、磁性焼鈍の温度が低下した場合には、粒成長が不十
分になり鉄損は十分に低減しない。
も、酸化物の延性は確かに低減するもののＳｉ量が０．
５％以下になった場合、Ｓｉ脱酸力が低下し微量Ａｌに
よっても酸化物が低融点化し、延性が増大する。また、
酸化物の非延性確保のためにＭｎ添加量を低下させるた
め、微細ＭｎＳの析出を防ぐことができない。そのた
め、磁性焼鈍の温度が低下した場合には、粒成長が不十
分になり鉄損は十分に低減しない。
【００１２】以上のようにこれらいずれの方法も、磁性
焼鈍の低温短時間化という要望に応えるものではなく、
鋼中微細析出物をより一層低減するための新しい技術の
出現が羨望されていた。
焼鈍の低温短時間化という要望に応えるものではなく、
鋼中微細析出物をより一層低減するための新しい技術の
出現が羨望されていた。
【００１３】本発明の目的は上記のような従来の問題に
鑑み、粒成長を阻害する微細な、ＭｎＳ，ＡｌＮ，酸化
物を無害化させることを特徴とする低温短時間磁性焼鈍
後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供することにあ
る。
鑑み、粒成長を阻害する微細な、ＭｎＳ，ＡｌＮ，酸化
物を無害化させることを特徴とする低温短時間磁性焼鈍
後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供することにあ
る。
【００１４】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．００５％
と、Ｐ≦０．２％と、Ｎ≦０．００５％と、Ｓｉ：０．
１〜１％と、Ｍｎ：０．２〜０．５％と、Ｓ≦０．０２
％と、Ｔ．Ｏ≦０．０２％と、下記（１）式を満足する
範囲のｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部が実質的にＦｅであ
ることを特徴とする低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い
無方向性電磁鋼板である。 ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ …（１）
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．００５％
と、Ｐ≦０．２％と、Ｎ≦０．００５％と、Ｓｉ：０．
１〜１％と、Ｍｎ：０．２〜０．５％と、Ｓ≦０．０２
％と、Ｔ．Ｏ≦０．０２％と、下記（１）式を満足する
範囲のｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部が実質的にＦｅであ
ることを特徴とする低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い
無方向性電磁鋼板である。 ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ …（１）
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明者らは上掲の目的実現のた
めに、Ｓｉ脱酸系の電磁鋼板において低温短時間磁性焼
鈍後の鉄損を低減する手法に関し検討し、以下のような
実験を行なった。
めに、Ｓｉ脱酸系の電磁鋼板において低温短時間磁性焼
鈍後の鉄損を低減する手法に関し検討し、以下のような
実験を行なった。
【００１６】低温短時間磁性焼鈍後の鉄損に及ぼす酸素
量の影響を調査するため、Ｃ＝０．００２５％、Ｓｉ＝
０．１５％、Ｍｎ＝０．３％、Ｐ＝０．１％、Ｓ＝０．
００５％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０００５％、Ｎ＝０．０
０３％、Ｔ．Ｏ＝０．００３〜０．０２％の鋼をラボ溶
解、鋳造しインゴットを作製した。これらインゴットを
熱間圧延、酸洗し、引き続きこの熱延板を板厚０．５ｍ
ｍまで冷間圧延し、７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施
し、さらに磁性焼鈍を行った。磁性焼鈍条件は通常の条
件である７５０℃×２時間と７２５℃×１時間の２水準
で行った。
量の影響を調査するため、Ｃ＝０．００２５％、Ｓｉ＝
０．１５％、Ｍｎ＝０．３％、Ｐ＝０．１％、Ｓ＝０．
００５％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０００５％、Ｎ＝０．０
０３％、Ｔ．Ｏ＝０．００３〜０．０２％の鋼をラボ溶
解、鋳造しインゴットを作製した。これらインゴットを
熱間圧延、酸洗し、引き続きこの熱延板を板厚０．５ｍ
ｍまで冷間圧延し、７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施
し、さらに磁性焼鈍を行った。磁性焼鈍条件は通常の条
件である７５０℃×２時間と７２５℃×１時間の２水準
で行った。
【００１７】図１にこれらサンプルの磁性焼鈍後の鉄損
Ｗ１５／５０を示す。ここで、磁気特性は２５ｃｍエプ
スタイン試験片を用いて行った。磁性焼鈍条件が７５０
℃×２時間である場合、鉄損Ｗ１５／５０は酸素量の影
響を殆ど受けていない。一方、磁性焼鈍条件が７２５℃
×１時間である場合には、Ｔ．Ｏ量（総酸素量）が０．
００６％以上での鉄損Ｗ１５／５０は７５０℃×２時間
の磁性焼鈍後の特性と比べて０．１Ｗ／ｋｇ程度しか増
大していないものの、Ｔ．Ｏ量が０．００６％未満では
鉄損が急激に増大し、鉄損Ｗ１５／５０が４．７Ｗ／ｋ
ｇ以上となる。
Ｗ１５／５０を示す。ここで、磁気特性は２５ｃｍエプ
スタイン試験片を用いて行った。磁性焼鈍条件が７５０
℃×２時間である場合、鉄損Ｗ１５／５０は酸素量の影
響を殆ど受けていない。一方、磁性焼鈍条件が７２５℃
×１時間である場合には、Ｔ．Ｏ量（総酸素量）が０．
００６％以上での鉄損Ｗ１５／５０は７５０℃×２時間
の磁性焼鈍後の特性と比べて０．１Ｗ／ｋｇ程度しか増
大していないものの、Ｔ．Ｏ量が０．００６％未満では
鉄損が急激に増大し、鉄損Ｗ１５／５０が４．７Ｗ／ｋ
ｇ以上となる。
【００１８】これらのサンプルの組織を光学顕微鏡にて
観察したところ、磁性焼鈍条件が７２５℃×１時間で
Ｔ．Ｏ量が０．００６％未満ではフェライト粒が細粒と
なっていることが判明した。この粒成長性低下の原因を
調査するため、磁性焼鈍後の鋼板のＳＥＭ観察を行っ
た。その結果、Ｔ．Ｏ量が０．００６％未満では圧延方
向に展延した０．１μｍ以下の析出物が粒界上に観察さ
れた。これらの析出物をエネルギー分散型Ｘ線分析装置
（ＥＤＸ）で分析したところ、Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ−Ｏの
各元素が検出された。このことより、磁性焼鈍条件が７
２５℃×１時間でＴ．Ｏ＜０．００６％における粒成長
性の低下は、Ｓｉ−Ｍｎ−Ａｌの３元系酸化物の融点低
下による展延化のためであると考えられる。
観察したところ、磁性焼鈍条件が７２５℃×１時間で
Ｔ．Ｏ量が０．００６％未満ではフェライト粒が細粒と
なっていることが判明した。この粒成長性低下の原因を
調査するため、磁性焼鈍後の鋼板のＳＥＭ観察を行っ
た。その結果、Ｔ．Ｏ量が０．００６％未満では圧延方
向に展延した０．１μｍ以下の析出物が粒界上に観察さ
れた。これらの析出物をエネルギー分散型Ｘ線分析装置
（ＥＤＸ）で分析したところ、Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ−Ｏの
各元素が検出された。このことより、磁性焼鈍条件が７
２５℃×１時間でＴ．Ｏ＜０．００６％における粒成長
性の低下は、Ｓｉ−Ｍｎ−Ａｌの３元系酸化物の融点低
下による展延化のためであると考えられる。
【００１９】このように、通常の磁性焼鈍では問題とな
らなかった５ｐｐｍの極微量のＡｌ量であってもＴ．Ｏ
量が低下すると酸化物の延性が増大し、本実験のように
磁性焼鈍条件が低温短時間である場合には磁気特性の向
上は図れない。
らなかった５ｐｐｍの極微量のＡｌ量であってもＴ．Ｏ
量が低下すると酸化物の延性が増大し、本実験のように
磁性焼鈍条件が低温短時間である場合には磁気特性の向
上は図れない。
【００２０】つまり、近年の転炉における酸素吹き込み
量の低減に伴い、鋼中の酸素量が低減した場合には、従
来では殆ど粒成長性に影響を及ぼさないと考えられてい
た微量のＡｌでも、粒成長を阻害し、特に低温短時間磁
性焼鈍後に鉄損の低い無方向性電磁鋼板を得るためには
Ｔ．Ｏ量の調整は重要な因子となることが判明した。
量の低減に伴い、鋼中の酸素量が低減した場合には、従
来では殆ど粒成長性に影響を及ぼさないと考えられてい
た微量のＡｌでも、粒成長を阻害し、特に低温短時間磁
性焼鈍後に鉄損の低い無方向性電磁鋼板を得るためには
Ｔ．Ｏ量の調整は重要な因子となることが判明した。
【００２１】以上の知見に基づき、本発明者らは、（ｓ
ｏｌ．Ａｌ）／（Ｔ．Ｏ），及びＭｎ量を一定範囲内に
調整し微細なＭｎＳ，ＡｌＮ，酸化物の析出を抑制する
ようにして、低温短時間磁性焼鈍後の鉄損が低減する無
方向性電磁鋼板を見出し、本発明を完成させた。すなわ
ち、本発明は、鋼組成を下記範囲に特定することによ
り、粒成長を阻害する微細な、ＭｎＳ，ＡｌＮ，酸化物
を無害化させることを特徴とする低温短時間磁性焼鈍後
の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供することができ
る。
ｏｌ．Ａｌ）／（Ｔ．Ｏ），及びＭｎ量を一定範囲内に
調整し微細なＭｎＳ，ＡｌＮ，酸化物の析出を抑制する
ようにして、低温短時間磁性焼鈍後の鉄損が低減する無
方向性電磁鋼板を見出し、本発明を完成させた。すなわ
ち、本発明は、鋼組成を下記範囲に特定することによ
り、粒成長を阻害する微細な、ＭｎＳ，ＡｌＮ，酸化物
を無害化させることを特徴とする低温短時間磁性焼鈍後
の鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供することができ
る。
【００２２】以下に本発明の成分添加理由及び成分限定
理由について説明する。 （１）成分組成範囲 ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ ｓｏｌ．Ａｌ量がｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％で０．０８
を超えると、鉄損の低減が図れない。そのため、ｓｏ
ｌ．Ａｌ量はｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８であ
る。
理由について説明する。 （１）成分組成範囲 ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ ｓｏｌ．Ａｌ量がｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％で０．０８
を超えると、鉄損の低減が図れない。そのため、ｓｏ
ｌ．Ａｌ量はｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８であ
る。
【００２３】これは、以下に示す本発明者らの実験によ
り明らかとなった。Ｃ＝０．００２５％、Ｓｉ＝０．１
５％、Ｍｎ＝０．３５％、Ｐ＝０．１％、Ｓ＝０．００
５％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０００１〜０．００２％、Ｎ
＝０．００３％、Ｔ．Ｏ＝０．００３〜０．０２％の鋼
をラボ溶解、鋳造しインゴットを作製した。これらイン
ゴットを熱間圧延後、酸洗し、引き続き板厚０．５ｍｍ
まで冷間圧延し、７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施し、
さらに７２５℃×１時間の磁性焼鈍を行った。
り明らかとなった。Ｃ＝０．００２５％、Ｓｉ＝０．１
５％、Ｍｎ＝０．３５％、Ｐ＝０．１％、Ｓ＝０．００
５％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０００１〜０．００２％、Ｎ
＝０．００３％、Ｔ．Ｏ＝０．００３〜０．０２％の鋼
をラボ溶解、鋳造しインゴットを作製した。これらイン
ゴットを熱間圧延後、酸洗し、引き続き板厚０．５ｍｍ
まで冷間圧延し、７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施し、
さらに７２５℃×１時間の磁性焼鈍を行った。
【００２４】図２にこれらサンプルの磁性焼鈍後の鉄損
Ｗ１５／５０を示す。ここで、磁気特性は２５ｃｍエプ
スタイン試験片を用いて行った。図２より、磁性焼鈍後
の鉄損Ｗ１５／５０はＴ．Ｏとｓｏｌ．Ａｌ量の影響を
大きく受けており、ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０
８の場合にはＷ１５／５０＜４．７Ｗ／ｋｇとなってい
ることが分かる。
Ｗ１５／５０を示す。ここで、磁気特性は２５ｃｍエプ
スタイン試験片を用いて行った。図２より、磁性焼鈍後
の鉄損Ｗ１５／５０はＴ．Ｏとｓｏｌ．Ａｌ量の影響を
大きく受けており、ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０
８の場合にはＷ１５／５０＜４．７Ｗ／ｋｇとなってい
ることが分かる。
【００２５】以上の結果から、Ｔ．Ｏとｓｏｌ．Ａｌ量
をｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８に調整すること
により延性酸化物の生成を防ぐことができ、低温短時間
磁性焼鈍後に磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を得る
ことができることを見出すことができたのである。 Ｍｎ：０．２〜０．５％ Ｍｎ量が０．２％未満もしくは０．５％を超えると、低
温短時間磁性焼鈍後に低鉄損化が図れない。そのため、
Ｍｎ量は０．２〜０．５％である。
をｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８に調整すること
により延性酸化物の生成を防ぐことができ、低温短時間
磁性焼鈍後に磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を得る
ことができることを見出すことができたのである。 Ｍｎ：０．２〜０．５％ Ｍｎ量が０．２％未満もしくは０．５％を超えると、低
温短時間磁性焼鈍後に低鉄損化が図れない。そのため、
Ｍｎ量は０．２〜０．５％である。
【００２６】これは、以下に示す本発明者らの実験によ
り明らかとなった。Ｃ＝０．００２５％、Ｓｉ＝０．１
５％、Ｍｎ＝０．１〜１％、Ｐ＝０．１％、Ｓ＝０．０
０５％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０００１％、Ｎ＝０．００
３％、Ｔ．Ｏ＝０．０１％の鋼をラボ溶解、鋳造しイン
ゴットを作製した。これらインゴットを熱間圧延後、酸
洗し、引き続き板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、７５０
℃×１分間の仕上焼鈍を施し、さらに７２５℃×１時間
の磁性焼鈍を行った。
り明らかとなった。Ｃ＝０．００２５％、Ｓｉ＝０．１
５％、Ｍｎ＝０．１〜１％、Ｐ＝０．１％、Ｓ＝０．０
０５％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０００１％、Ｎ＝０．００
３％、Ｔ．Ｏ＝０．０１％の鋼をラボ溶解、鋳造しイン
ゴットを作製した。これらインゴットを熱間圧延後、酸
洗し、引き続き板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、７５０
℃×１分間の仕上焼鈍を施し、さらに７２５℃×１時間
の磁性焼鈍を行った。
【００２７】図３にこれらサンプルの磁性焼鈍後の鉄損
Ｗ１５／５０を示す。ここで、磁気特性は２５ｃｍエプ
スタイン試験片を用いて行った。図３より、Ｍｎ量が
０．２％未満で鉄損Ｗ１５／５０が４．７Ｗ／ｋｇ以上
となり、Ｍｎ量が０．５％を超えたところで、特性が安
定せずばらついていることがわかる。これらのサンプル
の組織を光学顕微鏡にて観察したところ、鉄損Ｗ１５／
５０が４．７Ｗ／ｋｇ以上のサンプルでは細粒となって
いることが判明した。
Ｗ１５／５０を示す。ここで、磁気特性は２５ｃｍエプ
スタイン試験片を用いて行った。図３より、Ｍｎ量が
０．２％未満で鉄損Ｗ１５／５０が４．７Ｗ／ｋｇ以上
となり、Ｍｎ量が０．５％を超えたところで、特性が安
定せずばらついていることがわかる。これらのサンプル
の組織を光学顕微鏡にて観察したところ、鉄損Ｗ１５／
５０が４．７Ｗ／ｋｇ以上のサンプルでは細粒となって
いることが判明した。
【００２８】以上の理由は次のように考えられる。Ｍｎ
量の増大に伴い、熱延加熱時に再溶解するＭｎＳ量は低
減し熱延時に微細析出するＭｎＳが少なくなるため、粒
成長が向上する。その傾向はＭｎ量が約０．５％までは
顕著となっている。１２００℃でのＭｎＳの溶解度積
（図４）からも、このことは容易に推測できる。また電
気抵抗の増大といった観点からもＭｎ添加は低鉄損化に
有利である。しかしながら、Ｓｉ脱酸系の低Ｓｉ電磁鋼
板ではＭｎ量が増大し、全酸化物に対するＭｎＯの割
合、つまりＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋ＭｎＯ＋Ａｌ2 Ｏ3 ）
にして約５０％を超えると酸化物の延性が増大するた
め、Ｍｎの過度の添加は粒成長性の劣化を招く。つま
り、Ｍｎ量が０．５％を超えたところでは、成分調整条
件や鋳造時の冷却速度の微妙な変化により、酸化物のＭ
ｎＯ比が変化して延性が生じ、低温短時間磁性焼鈍時の
粒成長性の劣化をもたらしたため、特性にバラツキが生
じたと考えられる。以上より、Ｍｎの過度の添加はコス
ト高にもつながるので、Ｍｎ量の上限は０．５％であ
る。
量の増大に伴い、熱延加熱時に再溶解するＭｎＳ量は低
減し熱延時に微細析出するＭｎＳが少なくなるため、粒
成長が向上する。その傾向はＭｎ量が約０．５％までは
顕著となっている。１２００℃でのＭｎＳの溶解度積
（図４）からも、このことは容易に推測できる。また電
気抵抗の増大といった観点からもＭｎ添加は低鉄損化に
有利である。しかしながら、Ｓｉ脱酸系の低Ｓｉ電磁鋼
板ではＭｎ量が増大し、全酸化物に対するＭｎＯの割
合、つまりＭｎＯ／（ＳｉＯ2 ＋ＭｎＯ＋Ａｌ2 Ｏ3 ）
にして約５０％を超えると酸化物の延性が増大するた
め、Ｍｎの過度の添加は粒成長性の劣化を招く。つま
り、Ｍｎ量が０．５％を超えたところでは、成分調整条
件や鋳造時の冷却速度の微妙な変化により、酸化物のＭ
ｎＯ比が変化して延性が生じ、低温短時間磁性焼鈍時の
粒成長性の劣化をもたらしたため、特性にバラツキが生
じたと考えられる。以上より、Ｍｎの過度の添加はコス
ト高にもつながるので、Ｍｎ量の上限は０．５％であ
る。
【００２９】一方、Ｍｎ添加量が低下すると、熱延加熱
時に再溶解するＭｎＳ量は増大し熱延時に微細析出する
ＭｎＳが多くなり粒成長性が低下する。このことは図４
からも推測できる。そのため、酸化物の非延性確保のた
めＭｎ添加量を低減すると、低温短時間の磁性焼鈍時の
粒成長性が劣化する。以上よりＭｎ量の下限値は０．２
％である。本発明は、このような本発明者らの知見に基
づいてなされたものであり、以下にその他の成分組成の
限定理由について説明する。
時に再溶解するＭｎＳ量は増大し熱延時に微細析出する
ＭｎＳが多くなり粒成長性が低下する。このことは図４
からも推測できる。そのため、酸化物の非延性確保のた
めＭｎ添加量を低減すると、低温短時間の磁性焼鈍時の
粒成長性が劣化する。以上よりＭｎ量の下限値は０．２
％である。本発明は、このような本発明者らの知見に基
づいてなされたものであり、以下にその他の成分組成の
限定理由について説明する。
【００３０】Ｃ≦０．００５％ Ｃは磁気時効の原因となり磁気特性を劣化させるために
０．００５％以下である。 Ｓｉ：０．１〜１％ Ｓｉは添加量の増大とともに鉄損が低減する元素である
ため、磁性焼鈍後の鉄損の低減を図るために０．１％以
上添加する必要がある。しかし、１％を超えると磁束密
度が低下するため上限は１％である。
０．００５％以下である。 Ｓｉ：０．１〜１％ Ｓｉは添加量の増大とともに鉄損が低減する元素である
ため、磁性焼鈍後の鉄損の低減を図るために０．１％以
上添加する必要がある。しかし、１％を超えると磁束密
度が低下するため上限は１％である。
【００３１】Ｐ≦０．２％ Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であ
るが、０．２％を超えて添加すると鋼板が脆化するため
０．２％以下である。 Ｓ≦０．０２％ ＳはＭｎと結合しＭｎＳとして微細析出し、粒成長を阻
害するのでできるだけ少ない方が望ましいが、過度の低
減は非常なコスト上昇を招き本発明の目的とする所では
ないので、０．０２％が上限である。
るが、０．２％を超えて添加すると鋼板が脆化するため
０．２％以下である。 Ｓ≦０．０２％ ＳはＭｎと結合しＭｎＳとして微細析出し、粒成長を阻
害するのでできるだけ少ない方が望ましいが、過度の低
減は非常なコスト上昇を招き本発明の目的とする所では
ないので、０．０２％が上限である。
【００３２】Ｎ≦０．００５％ Ｎは含有量が多い場合には窒化物の析出量が多くなり、
磁性焼鈍時の粒成長性が低下し鉄損が増大するため０．
００５％以下である。
磁性焼鈍時の粒成長性が低下し鉄損が増大するため０．
００５％以下である。
【００３３】Ｔ．Ｏ≦０．０２％ 酸化物が非延性である場合には、酸化物の粒成長性への
影響は小さいが、量が多いと粒成長を抑制するため、
Ｔ．Ｏの上限は０．０２％である。なお、Ｓｂ，Ｓｎを
磁気特性向上のために添加することはなんら差し支えな
い。
影響は小さいが、量が多いと粒成長を抑制するため、
Ｔ．Ｏの上限は０．０２％である。なお、Ｓｂ，Ｓｎを
磁気特性向上のために添加することはなんら差し支えな
い。
【００３４】また、製造方法については本発明では特に
限定されない。すなわち、鋼の溶製方法、電磁鋼板の圧
延方法及び熱処理方法は通常採用される条件であればよ
い。例えば、転炉で成分調整した溶鋼を鋳造し熱間圧延
を行う。熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次
いで酸洗後冷間圧延、もしくは中間焼鈍を含む２回以上
の冷間圧延により所定の板厚とした後、仕上焼鈍を行う
方法を採用してもよい。以下に本発明の実施例を挙げ、
本発明の効果を立証する。
限定されない。すなわち、鋼の溶製方法、電磁鋼板の圧
延方法及び熱処理方法は通常採用される条件であればよ
い。例えば、転炉で成分調整した溶鋼を鋳造し熱間圧延
を行う。熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次
いで酸洗後冷間圧延、もしくは中間焼鈍を含む２回以上
の冷間圧延により所定の板厚とした後、仕上焼鈍を行う
方法を採用してもよい。以下に本発明の実施例を挙げ、
本発明の効果を立証する。
【００３５】
【実施例】表１に示す成分の鋼（本発明例：Ｎｏ．１〜
９、比較例：Ｎｏ．１０〜２０）を用い、転炉で吹錬し
た後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後
鋳造した。次にこのインゴットをスラブ加熱温度１２０
０℃で１時間加熱し、板厚２ｍｍまで熱間圧延を行っ
た。なおこの際の仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は
６７５℃とした。次にこの熱延板を酸洗し、その後、板
厚０．５ｍｍまで冷間圧延を行い、７５０℃×１分間の
仕上焼鈍を施し、次いで７２５℃×１時間の磁性焼鈍を
行った。
９、比較例：Ｎｏ．１０〜２０）を用い、転炉で吹錬し
た後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後
鋳造した。次にこのインゴットをスラブ加熱温度１２０
０℃で１時間加熱し、板厚２ｍｍまで熱間圧延を行っ
た。なおこの際の仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は
６７５℃とした。次にこの熱延板を酸洗し、その後、板
厚０．５ｍｍまで冷間圧延を行い、７５０℃×１分間の
仕上焼鈍を施し、次いで７２５℃×１時間の磁性焼鈍を
行った。
【００３６】磁気特性は２５ｃｍエプスタイン試験片を
用いて測定した。各鋼板の磁気特性（鉄損Ｗ１５／５
０，磁束密度Ｂ５０）を表１に併せて示す。同表より、
本発明例Ｎｏ．１〜９は、鉄損Ｗ１５／５０が４．７Ｗ
／ｋｇ以下かつ磁束密度が１．７４Ｔ以上であり、鉄損
及び磁束密度がともに良好である。これに対し、比較例
Ｎｏ．１０，１２〜２０は磁束密度は１．７４Ｔ以上で
あるが、Ｃ，Ｍｎ，Ｓ，Ｎ，Ｔ．Ｏ量及び（ｓｏｌ．Ａ
ｌ）／（Ｔ．Ｏ）値のいずれかが本発明で規定する範囲
外であるため、鉄損Ｗ１５／５０は４．８Ｗ／ｋｇ以上
と劣っている。また、比較例Ｎｏ．１１は鉄損Ｗ１５／
５０は４．７Ｗ／ｋｇ以下であるが、Ｓｉ量が多いた
め、磁束密度Ｂ５０は１．７１Ｔ以下と劣っている。以
上より、鋼板成分を本発明範囲内に制御した場合（本発
明例Ｎｏ．１〜９）に、低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の
低い無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
用いて測定した。各鋼板の磁気特性（鉄損Ｗ１５／５
０，磁束密度Ｂ５０）を表１に併せて示す。同表より、
本発明例Ｎｏ．１〜９は、鉄損Ｗ１５／５０が４．７Ｗ
／ｋｇ以下かつ磁束密度が１．７４Ｔ以上であり、鉄損
及び磁束密度がともに良好である。これに対し、比較例
Ｎｏ．１０，１２〜２０は磁束密度は１．７４Ｔ以上で
あるが、Ｃ，Ｍｎ，Ｓ，Ｎ，Ｔ．Ｏ量及び（ｓｏｌ．Ａ
ｌ）／（Ｔ．Ｏ）値のいずれかが本発明で規定する範囲
外であるため、鉄損Ｗ１５／５０は４．８Ｗ／ｋｇ以上
と劣っている。また、比較例Ｎｏ．１１は鉄損Ｗ１５／
５０は４．７Ｗ／ｋｇ以下であるが、Ｓｉ量が多いた
め、磁束密度Ｂ５０は１．７１Ｔ以下と劣っている。以
上より、鋼板成分を本発明範囲内に制御した場合（本発
明例Ｎｏ．１〜９）に、低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の
低い無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば鋼組
成を特定することにより、低温短時間磁性焼鈍後の鉄損
の低い無方向性電磁鋼板を提供することができる。
成を特定することにより、低温短時間磁性焼鈍後の鉄損
の低い無方向性電磁鋼板を提供することができる。
【図１】本発明の実施の形態に係る酸素量（Ｔ．Ｏ）と
磁性焼鈍後の鉄損（Ｗ１５／５０）との関係を示す図。
磁性焼鈍後の鉄損（Ｗ１５／５０）との関係を示す図。
【図２】本発明の実施の形態に係る酸素（Ｔ．Ｏ）、ｓ
ｏｌ．Ａｌ量と磁性焼鈍後の鉄損（Ｗ１５／５０）との
関係を示す図。
ｏｌ．Ａｌ量と磁性焼鈍後の鉄損（Ｗ１５／５０）との
関係を示す図。
【図３】本発明の実施の形態に係るＭｎ量と磁性焼鈍後
の鉄損（Ｗ１５／５０）との関係を示す図。
の鉄損（Ｗ１５／５０）との関係を示す図。
【図４】本発明の実施の形態に係るＭｎＳの溶解度曲線
を示す図。
を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 飯塚 俊治 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦０．００５％と、Ｐ≦
０．２％と、Ｎ≦０．００５％と、Ｓｉ：０．１〜１％
と、Ｍｎ：０．２〜０．５％と、Ｓ≦０．０２％と、
Ｔ．Ｏ≦０．０２％と、下記（１）式を満足する範囲の
ｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部が実質的にＦｅであること
を特徴とする低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向
性電磁鋼板。 ｓｏｌ．Ａｌ％／Ｔ．Ｏ％≦０．０８ …（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9144073A JPH10330893A (ja) | 1997-06-02 | 1997-06-02 | 低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9144073A JPH10330893A (ja) | 1997-06-02 | 1997-06-02 | 低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10330893A true JPH10330893A (ja) | 1998-12-15 |
Family
ID=15353660
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9144073A Pending JPH10330893A (ja) | 1997-06-02 | 1997-06-02 | 低温短時間磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10330893A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013227649A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-11-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 高出力リラクタンスモータ鉄心用鋼板とその製造方法、これを素材とするリラクタンスモータ用ロータ、ステータおよびリラクタンスモータ |
| JP2015131993A (ja) * | 2014-01-14 | 2015-07-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板 |
-
1997
- 1997-06-02 JP JP9144073A patent/JPH10330893A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013227649A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-11-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 高出力リラクタンスモータ鉄心用鋼板とその製造方法、これを素材とするリラクタンスモータ用ロータ、ステータおよびリラクタンスモータ |
| JP2015131993A (ja) * | 2014-01-14 | 2015-07-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板 |
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