JP2001140046A - 高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法Info
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- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 電気機器の小型化に寄与し得る、特に高磁場
での磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供する。 【解決手段】 Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％以
下を含み、かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以下、
Ｓ：35ppm 以下およびTi：25ppm 以下に抑制し、残部Fe
および不可避不純物の成分組成とし、磁束密度Ｂ100 値
が1.85Ｔ以上かつ鉄損Ｗ15/50 値が5.3 Ｗ／kg以下とす
る。
での磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供する。 【解決手段】 Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％以
下を含み、かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以下、
Ｓ：35ppm 以下およびTi：25ppm 以下に抑制し、残部Fe
および不可避不純物の成分組成とし、磁束密度Ｂ100 値
が1.85Ｔ以上かつ鉄損Ｗ15/50 値が5.3 Ｗ／kg以下とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、モーターなどの
回転機器や小型トランスの鉄心として使用される無方向
性電磁鋼板、特に高磁場での磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板およびその製造方法に関する。
回転機器や小型トランスの鉄心として使用される無方向
性電磁鋼板、特に高磁場での磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、省エネルギーの要請が強くなるに
伴って、電気機器類の高効率化の気運が高まってきてい
る。鋼板メーカーでは、この気運に対応すべく、電気機
器類に用いる電磁鋼板の磁気特性を、様々な手段により
向上させてきた。
伴って、電気機器類の高効率化の気運が高まってきてい
る。鋼板メーカーでは、この気運に対応すべく、電気機
器類に用いる電磁鋼板の磁気特性を、様々な手段により
向上させてきた。
【０００３】例えば、Siは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損
を低減させるに最も有効な元素であり広く用いられる。
次いでAlも、Siと同様の効果を有することが知られる。
すなわち、特開昭５３−６６８１６号公報には、鋼板の
比抵抗を高め、かつ微細なAlＮの析出による粒成長抑制
作用を避けるため、Alの積極添加が提案されている。特
開昭５５−７３８１９号公報には、Alを添加しかつ焼鈍
雰囲気調整により鋼板表面内部酸化層を低減して良好な
高磁場特性を達成することが提案されている。特開昭５
４−６８７１６号および同５８−２５４２７号各公報に
は、Alを添加し、かつREM とSbとを複合添加したりまた
は高純度化したりして、集合組織を改善し鉄損を低減す
ることが提案されている。さらに、特開昭６１−８７８
２３号公報にはAl添加しかつ仕上げ焼鈍時の鋼板冷却速
度を制御することが、特開平３−２７４２４７号公報に
はAl添加しかつＢ，SbおよびSnの複合添加により酸窒化
を防止することが、特開平３−２９４４２２号公報には
Al添加しかつ冷間圧延を制御して鋼板の異方性を低減す
ることが、特開平４−６３２５２号公報にはMnとAlを複
合添加することが、特開平４−１３６１３８号公報には
Al添加して極低SiとしかつＰ，Sbの添加により集合組織
を改善することが、それぞれ記載されている。
を低減させるに最も有効な元素であり広く用いられる。
次いでAlも、Siと同様の効果を有することが知られる。
すなわち、特開昭５３−６６８１６号公報には、鋼板の
比抵抗を高め、かつ微細なAlＮの析出による粒成長抑制
作用を避けるため、Alの積極添加が提案されている。特
開昭５５−７３８１９号公報には、Alを添加しかつ焼鈍
雰囲気調整により鋼板表面内部酸化層を低減して良好な
高磁場特性を達成することが提案されている。特開昭５
４−６８７１６号および同５８−２５４２７号各公報に
は、Alを添加し、かつREM とSbとを複合添加したりまた
は高純度化したりして、集合組織を改善し鉄損を低減す
ることが提案されている。さらに、特開昭６１−８７８
２３号公報にはAl添加しかつ仕上げ焼鈍時の鋼板冷却速
度を制御することが、特開平３−２７４２４７号公報に
はAl添加しかつＢ，SbおよびSnの複合添加により酸窒化
を防止することが、特開平３−２９４４２２号公報には
Al添加しかつ冷間圧延を制御して鋼板の異方性を低減す
ることが、特開平４−６３２５２号公報にはMnとAlを複
合添加することが、特開平４−１３６１３８号公報には
Al添加して極低SiとしかつＰ，Sbの添加により集合組織
を改善することが、それぞれ記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、最近では電
気機器の鉄心を小型化することによって、機器の効率を
高める試みも行われている。すなわち、電気機器の小型
化によって鉄心に巻線する銅の量が低減される結果、銅
損が低下して高効率化が達成できるほか、その輸送に伴
うエネルギーの低下も可能になる。
気機器の鉄心を小型化することによって、機器の効率を
高める試みも行われている。すなわち、電気機器の小型
化によって鉄心に巻線する銅の量が低減される結果、銅
損が低下して高効率化が達成できるほか、その輸送に伴
うエネルギーの低下も可能になる。
【０００５】また、鉄心を小型化しかつ従来のものと同
等の変換効率を得るには、鉄心の設計磁束密度を高める
必要があるが、そのためには鉄心の素材として用いる電
磁鋼板の磁束密度と鉄損とを、これまで以上に向上させ
ることが不可欠になる。しかしながら、上記した技術に
より製造した電磁鋼板を用いて、実機において1.5 Ｔを
こえるような、高磁場域での設計磁束密度で鉄心を製作
した場合、必要とされる出力を得ることができない等、
変換効率が十分に満足されないため、上記した技術を機
器の小型化に寄与させることは難しかった。
等の変換効率を得るには、鉄心の設計磁束密度を高める
必要があるが、そのためには鉄心の素材として用いる電
磁鋼板の磁束密度と鉄損とを、これまで以上に向上させ
ることが不可欠になる。しかしながら、上記した技術に
より製造した電磁鋼板を用いて、実機において1.5 Ｔを
こえるような、高磁場域での設計磁束密度で鉄心を製作
した場合、必要とされる出力を得ることができない等、
変換効率が十分に満足されないため、上記した技術を機
器の小型化に寄与させることは難しかった。
【０００６】そこで、この発明は、電気機器の小型化に
寄与し得る、特に高磁場での磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板を提供しようとするものである。
寄与し得る、特に高磁場での磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、鋼板の磁気
特性を詳細に調査するのみならず、それを用いて実際の
小型トランスを製造し、その実機特性と素材特性との関
係を詳細に調査したところ、実機の機器効率を高めるに
は高磁場における磁束密度並びに鉄損を同時に改善する
ことが重要であることを知見した。さらに、その高磁場
特性に影響を及ぼす冶金学的要因を新規に見出し、これ
を活用することで実用性の高い高磁場特性に優れた無方
向性電磁鋼板の提供を可能とした。
特性を詳細に調査するのみならず、それを用いて実際の
小型トランスを製造し、その実機特性と素材特性との関
係を詳細に調査したところ、実機の機器効率を高めるに
は高磁場における磁束密度並びに鉄損を同時に改善する
ことが重要であることを知見した。さらに、その高磁場
特性に影響を及ぼす冶金学的要因を新規に見出し、これ
を活用することで実用性の高い高磁場特性に優れた無方
向性電磁鋼板の提供を可能とした。
【０００８】すなわち、発明者らはSi，Alなどを規定し
た鋼において、Si原料やモールドパウダーなどに含ま
れ、結果として鋼板中に不可避に混入する、極々微量な
Ｂが鋼板の集合組織と結晶粒組織に大きく影響し、これ
が鋼板の高磁場特性を左右し、さらには実機の効率を左
右することを新たに見出し、上述の従来技術の問題を解
決するに至ったものである。
た鋼において、Si原料やモールドパウダーなどに含ま
れ、結果として鋼板中に不可避に混入する、極々微量な
Ｂが鋼板の集合組織と結晶粒組織に大きく影響し、これ
が鋼板の高磁場特性を左右し、さらには実機の効率を左
右することを新たに見出し、上述の従来技術の問題を解
決するに至ったものである。
【０００９】すなわち、この発明の要旨構成は、次のと
うりである。 (1) Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％以下を含み、
かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以下、Ｓ：35ppm
以下およびTi：25ppm 以下に抑制し、残部Feおよび不可
避不純物の成分組成に成り、磁束密度Ｂ100 値が1.85Ｔ
以上かつ鉄損Ｗ 15/50 値が5.3 Ｗ／kg以下であることを
特徴とする高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板。
うりである。 (1) Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％以下を含み、
かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以下、Ｓ：35ppm
以下およびTi：25ppm 以下に抑制し、残部Feおよび不可
避不純物の成分組成に成り、磁束密度Ｂ100 値が1.85Ｔ
以上かつ鉄損Ｗ 15/50 値が5.3 Ｗ／kg以下であることを
特徴とする高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１０】(2) 上記(1) において、さらにSb：0.005
〜0.120 wt％を含む成分組成に成ることを特徴とする高
磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板。
〜0.120 wt％を含む成分組成に成ることを特徴とする高
磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１１】(3) 上記(1) または(2) において、Ni：0.
02wt％以上を含む成分組成に成ることを特徴とする高磁
場特性に優れた無方向性電磁鋼板。
02wt％以上を含む成分組成に成ることを特徴とする高磁
場特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１２】(4) Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％
以下を含み、かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以
下、Ｓ：35ppm 以下およびTi：25ppm 以下に抑制した成
分組成を有する熱延鋼板に、750 ℃以上で焼鈍を施した
のち、引き続く冷間圧延において、50℃以上の温度域で
20％以上の圧下を施すことを特徴とする高磁場特性に優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
以下を含み、かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以
下、Ｓ：35ppm 以下およびTi：25ppm 以下に抑制した成
分組成を有する熱延鋼板に、750 ℃以上で焼鈍を施した
のち、引き続く冷間圧延において、50℃以上の温度域で
20％以上の圧下を施すことを特徴とする高磁場特性に優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。発明者らは先ず、市販の種々のＥＩトランスコアを
入手し、これらと同じ形状に加工が可能の金型を作製
し、この金型を用いて種々の鋼板素材を打抜いてＥＩコ
アを製作し、得られた各コアの効率を調査した。すなわ
ち、コアの効率は、コアの出力側に負荷を接続して定格
で出力させたとき、その出力を入力で割った値を用い
た。つまり、出力電力を入力電力で割った値である。な
お、設計したコアの磁束密度は、1.9 Ｔである。
る。発明者らは先ず、市販の種々のＥＩトランスコアを
入手し、これらと同じ形状に加工が可能の金型を作製
し、この金型を用いて種々の鋼板素材を打抜いてＥＩコ
アを製作し、得られた各コアの効率を調査した。すなわ
ち、コアの効率は、コアの出力側に負荷を接続して定格
で出力させたとき、その出力を入力で割った値を用い
た。つまり、出力電力を入力電力で割った値である。な
お、設計したコアの磁束密度は、1.9 Ｔである。
【００１４】なお、ＥＩコアを小型化する際には、小型
化後も同じ出力を得るために、当初の磁束密度の設定値
を高めるのが通例である。そこで、このコアの効率を測
定するに当たっては、通常よりは磁束密度の高めに設計
したものを用いた。
化後も同じ出力を得るために、当初の磁束密度の設定値
を高めるのが通例である。そこで、このコアの効率を測
定するに当たっては、通常よりは磁束密度の高めに設計
したものを用いた。
【００１５】上記の調査結果を、コアに供した素材の特
性と実機での効率との関係として、図１に示すように、
素材の磁束密度Ｂ100 が1.85Ｔ以上で鉄損Ｗ15/50 が5.
3 Ｗ／kg以下の材料において、良好な実機効率が得られ
ることが判明した。
性と実機での効率との関係として、図１に示すように、
素材の磁束密度Ｂ100 が1.85Ｔ以上で鉄損Ｗ15/50 が5.
3 Ｗ／kg以下の材料において、良好な実機効率が得られ
ることが判明した。
【００１６】一方、素材の特性に及ぼす製造条件などの
影響を詳細に検討したところ、素材の磁気特性は、Siお
よびAl等の元素に影響されることは従来周知であるが、
ほぼ同等の成分の素材であっても、磁束密度Ｂ100 が1.
85Ｔ以上で鉄損Ｗ15/50 が5.3 Ｗ／kg以下の特性を満足
する場合とそうでない場合とがあることか明らかとなっ
た。
影響を詳細に検討したところ、素材の磁気特性は、Siお
よびAl等の元素に影響されることは従来周知であるが、
ほぼ同等の成分の素材であっても、磁束密度Ｂ100 が1.
85Ｔ以上で鉄損Ｗ15/50 が5.3 Ｗ／kg以下の特性を満足
する場合とそうでない場合とがあることか明らかとなっ
た。
【００１７】そこで、図１に結果を示した実験において
用いた素材のうちのいくつかについて、詳細な成分分析
を行ったところ、図２に示すように、微量なＢが磁気特
性に大きく影響していることが判明した。さらに、この
微量Ｂに磁気特性が影響されるメカニズムを明らかにす
るため、熱間圧延後の結晶組織や最終焼鈍後の集合組織
などを調査した。その結果、Ｂの含有量が３ppm をこえ
ると、ＢおよびTiの相互作用によりＢおよびTiの微細炭
窒化物の析出が促進され、熱間圧延後の結晶粒径がやや
小さくなる傾向があり、その後に熱延板焼鈍を行っても
結晶粒が成長しづらいこと、また熱延板集合組織におい
て、（１１１）、（２１１）および（３１０）面インバ
ース強度が強いことなどが判明した。このような冶金的
現象が複合的に影響し、微量Ｂが製品の高磁場での磁気
特性を劣化させるものと考えられる。
用いた素材のうちのいくつかについて、詳細な成分分析
を行ったところ、図２に示すように、微量なＢが磁気特
性に大きく影響していることが判明した。さらに、この
微量Ｂに磁気特性が影響されるメカニズムを明らかにす
るため、熱間圧延後の結晶組織や最終焼鈍後の集合組織
などを調査した。その結果、Ｂの含有量が３ppm をこえ
ると、ＢおよびTiの相互作用によりＢおよびTiの微細炭
窒化物の析出が促進され、熱間圧延後の結晶粒径がやや
小さくなる傾向があり、その後に熱延板焼鈍を行っても
結晶粒が成長しづらいこと、また熱延板集合組織におい
て、（１１１）、（２１１）および（３１０）面インバ
ース強度が強いことなどが判明した。このような冶金的
現象が複合的に影響し、微量Ｂが製品の高磁場での磁気
特性を劣化させるものと考えられる。
【００１８】次に、この発明の成分組成範囲の各限定理
由について述べる。 Si：3.5 wt％以下 Siは、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる元素であり、
好ましくは0.1 wt％以上は添加する必要があるが、過度
の添加は硬度を上昇させ冷間圧延性が悪くなるため、上
限を3.5 wt％とする。
由について述べる。 Si：3.5 wt％以下 Siは、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる元素であり、
好ましくは0.1 wt％以上は添加する必要があるが、過度
の添加は硬度を上昇させ冷間圧延性が悪くなるため、上
限を3.5 wt％とする。
【００１９】Al：1.5 wt％以下 Alは、Siと同様に鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる元
素であり、好ましくは0.1 wt％以上は添加する必要があ
るが、その含有量が多い場合には連続鋳造でのモールド
との潤滑性が低下し鋳造が困難となるため、上限を1.5
wt％とする。また、Alは0.02〜0.10wt％の微量添加では
微細な窒化物を形成し、逆に粒成長を阻害するため、Al
を積極的に添加しない場合は、Al含有量を0.02wt％未満
とすることが好ましい。
素であり、好ましくは0.1 wt％以上は添加する必要があ
るが、その含有量が多い場合には連続鋳造でのモールド
との潤滑性が低下し鋳造が困難となるため、上限を1.5
wt％とする。また、Alは0.02〜0.10wt％の微量添加では
微細な窒化物を形成し、逆に粒成長を阻害するため、Al
を積極的に添加しない場合は、Al含有量を0.02wt％未満
とすることが好ましい。
【００２０】Ｃ：0.0050wt％以下 Ｃは、γ域を拡大しα−γ変態点を低下させ、また焼鈍
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成してα粒の成長を
抑制するため、基本的に抑制する必要がある。さらに、
SiやAlのα相安定化元素を多く含有し、全温度域でγ相
が生成しない場合でも、鉄損特性の時効劣化を引き起こ
すため、0.0050wt％以下に制限する必要がある。
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成してα粒の成長を
抑制するため、基本的に抑制する必要がある。さらに、
SiやAlのα相安定化元素を多く含有し、全温度域でγ相
が生成しない場合でも、鉄損特性の時効劣化を引き起こ
すため、0.0050wt％以下に制限する必要がある。
【００２１】Ｂ：３ppm 以下 Ｂは、上記したとおり、高磁場での磁気特性を劣化させ
るために、３ppm 以下に抑制する。
るために、３ppm 以下に抑制する。
【００２２】Ｓ：35ppm 以下 Ｓは、析出物および介在物を形成し粒成長性を阻害する
ため、極力低減すべき元素であり、またＢを低減したと
きの高磁場特性の向上効果を十分に発揮させるために
も、その含有を抑制する必要がある。そのためには、Ｓ
の上限を35ppm とする必要がある。
ため、極力低減すべき元素であり、またＢを低減したと
きの高磁場特性の向上効果を十分に発揮させるために
も、その含有を抑制する必要がある。そのためには、Ｓ
の上限を35ppm とする必要がある。
【００２３】Ti：25ppm 以下 Ｔｉも、Ｓと同様に25ppm をこえるとＢの低減による効
果を損なうため、25ppm 以下とする必要がある。
果を損なうため、25ppm 以下とする必要がある。
【００２４】以上の基本成分に加えて、さらにSb：0.00
5 〜0.120 wt％および／またはNi：0.02wt％以上を含有
させることができる。すなわち、Sbは特に低Ｂの時に集
合組織を改善し磁束密度を向上させるが、これに加えて
鋼板表層のAlの酸窒化を抑制し、さらにこれにともなう
表層微細粒の生成を抑制することにより表面硬さの上昇
を抑えて、打抜き加工性を向上させるのに有効である。
そのためには、0.005 wt％以上が必要であり、一方0.12
0 wt％をこえると、粒成長性を阻害し磁性を劣化させる
ため、0.005 〜0.120 wt％の範囲とする。
5 〜0.120 wt％および／またはNi：0.02wt％以上を含有
させることができる。すなわち、Sbは特に低Ｂの時に集
合組織を改善し磁束密度を向上させるが、これに加えて
鋼板表層のAlの酸窒化を抑制し、さらにこれにともなう
表層微細粒の生成を抑制することにより表面硬さの上昇
を抑えて、打抜き加工性を向上させるのに有効である。
そのためには、0.005 wt％以上が必要であり、一方0.12
0 wt％をこえると、粒成長性を阻害し磁性を劣化させる
ため、0.005 〜0.120 wt％の範囲とする。
【００２５】Niは、集合組織を改善し、しかも比抵抗元
素としても有効に作用するものであり、特に低Ｂの時に
その効果を発揮する。これらの効果を発揮するには、0.
02wt％以上は必要である。なお、上限は、特に定める必
要はないが、コストアップを抑えるためには2.0 wt％以
下とすることが好ましい。
素としても有効に作用するものであり、特に低Ｂの時に
その効果を発揮する。これらの効果を発揮するには、0.
02wt％以上は必要である。なお、上限は、特に定める必
要はないが、コストアップを抑えるためには2.0 wt％以
下とすることが好ましい。
【００２６】なお、以上の成分組成に加えて、さらに次
の成分を添加することも可能である。まず、Mnは、Siや
Alほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を低下させる
効果がある。また、熱間圧延性を改善する効果があるた
め、0.05wt％以上で添加してもよい。しかし、多く含有
すると冷間圧延性を劣化させるため、1.5 wt％を上限と
することが好ましい。
の成分を添加することも可能である。まず、Mnは、Siや
Alほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を低下させる
効果がある。また、熱間圧延性を改善する効果があるた
め、0.05wt％以上で添加してもよい。しかし、多く含有
すると冷間圧延性を劣化させるため、1.5 wt％を上限と
することが好ましい。
【００２７】Ｐも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を
高め、鉄損を低下させる効果があり、また粒界偏析によ
り冷延再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上さ
せる効果があるため、0.005 wt％以上で添加してもよ
い。しかし、過度の粒界偏析は粒成長性を阻害し鉄損を
劣化させるため、0.1 wt％を上限とすることが好まし
い。
高め、鉄損を低下させる効果があり、また粒界偏析によ
り冷延再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上さ
せる効果があるため、0.005 wt％以上で添加してもよ
い。しかし、過度の粒界偏析は粒成長性を阻害し鉄損を
劣化させるため、0.1 wt％を上限とすることが好まし
い。
【００２８】さらに、Cu、CrおよびSn等も比抵抗を高め
る元素であるため、0.01wt％以上で添加してもよいが、
1.5 wt％をこえると圧延性が劣化するため、1.5 wt％以
下とすることが好ましい。
る元素であるため、0.01wt％以上で添加してもよいが、
1.5 wt％をこえると圧延性が劣化するため、1.5 wt％以
下とすることが好ましい。
【００２９】さて、以上の成分組成に成る熱延板は、無
方向性電磁鋼板の常法に従って製造する。その際の熱延
条件は特に規定しないが、省エネルギーのためスラブ加
熱は1200℃以下とすることが望ましい。
方向性電磁鋼板の常法に従って製造する。その際の熱延
条件は特に規定しないが、省エネルギーのためスラブ加
熱は1200℃以下とすることが望ましい。
【００３０】次に、熱延板焼鈍は、磁束密度を向上させ
るために、750 ℃以上で行う必要がある。なぜなら、75
0 ℃未満の焼鈍では、冷間圧延前の結晶粒を十分に粗大
化させることができないため、集合組織の改善効果が小
さく、良好な磁束密度が得られないためである。
るために、750 ℃以上で行う必要がある。なぜなら、75
0 ℃未満の焼鈍では、冷間圧延前の結晶粒を十分に粗大
化させることができないため、集合組織の改善効果が小
さく、良好な磁束密度が得られないためである。
【００３１】引き続く冷間圧延は、１回法あるいは中間
焼鈍を含む２回法のいずれでもよいが、集合組織を適正
とするために、50℃以上の温度域で20％以上の圧下が必
要である。すなわち、比較的高磁場での磁気特性を向上
するには、磁化容易軸である＜１００＞が圧延方向（以
下、Ｌ方向という）およびＬ方向と直交する方向（以
下、Ｃ方向という）を向くのが理想的であるが、これを
達成するためには比較的高温域つまり50℃以上の温度域
で、かつ高歪みの加工つまり20％以上の圧下を行うこと
により、すべり変形挙動を制御することが重要となる。
このような圧延は、ゼンジマー圧延機によっても達成可
能であるが、生産効率の観点からタンデム圧延機を用い
ることが好ましい。なお、仕上げ焼鈍は750 ℃未満では
粒成長が不十分で良好な高磁場磁気特性が得られないた
め、７５０℃以上とすることが有利である。
焼鈍を含む２回法のいずれでもよいが、集合組織を適正
とするために、50℃以上の温度域で20％以上の圧下が必
要である。すなわち、比較的高磁場での磁気特性を向上
するには、磁化容易軸である＜１００＞が圧延方向（以
下、Ｌ方向という）およびＬ方向と直交する方向（以
下、Ｃ方向という）を向くのが理想的であるが、これを
達成するためには比較的高温域つまり50℃以上の温度域
で、かつ高歪みの加工つまり20％以上の圧下を行うこと
により、すべり変形挙動を制御することが重要となる。
このような圧延は、ゼンジマー圧延機によっても達成可
能であるが、生産効率の観点からタンデム圧延機を用い
ることが好ましい。なお、仕上げ焼鈍は750 ℃未満では
粒成長が不十分で良好な高磁場磁気特性が得られないた
め、７５０℃以上とすることが有利である。
【００３２】かくして得られる無方向性電磁鋼板は、そ
の板厚を特に制限する必要はないが、0.08mmに満たない
と加工性、特に自動かしめ性が劣化し、一方0.80mmをこ
えると積層加工性が劣化するため、0.08〜0.80mmの範囲
とすることが好ましい。
の板厚を特に制限する必要はないが、0.08mmに満たない
と加工性、特に自動かしめ性が劣化し、一方0.80mmをこ
えると積層加工性が劣化するため、0.08〜0.80mmの範囲
とすることが好ましい。
【００３３】
【実施例】実施例１ 表１に示す成分組成に成る、無方向性電磁鋼用スラブを
通常のガス加熱炉により1150℃に加熱した後、熱間圧延
により2.6 mmの熱延板とした。その後、850 ℃で１分間
の熱延板焼鈍を施してから、４スタンドのタンデム圧延
機により0.5 mm厚に仕上げた。その際、第４番目のスタ
ンドの入側において、温度を80℃かつ圧下率を32％とし
た。最後に、820 ℃の再結晶焼鈍を施して製品板とし
た。次いで、コーティング処理後に、素材評価のためＬ
およびＣ方向からエプスタイン試験片を採取して磁気特
性を評価した。その評価結果を、表１に併記するよう
に、この発明に従う無方向性電磁鋼板は、高磁場域にお
ける磁気特性に優れることが明らかである。
通常のガス加熱炉により1150℃に加熱した後、熱間圧延
により2.6 mmの熱延板とした。その後、850 ℃で１分間
の熱延板焼鈍を施してから、４スタンドのタンデム圧延
機により0.5 mm厚に仕上げた。その際、第４番目のスタ
ンドの入側において、温度を80℃かつ圧下率を32％とし
た。最後に、820 ℃の再結晶焼鈍を施して製品板とし
た。次いで、コーティング処理後に、素材評価のためＬ
およびＣ方向からエプスタイン試験片を採取して磁気特
性を評価した。その評価結果を、表１に併記するよう
に、この発明に従う無方向性電磁鋼板は、高磁場域にお
ける磁気特性に優れることが明らかである。
【００３４】
【表１】
【００３５】実施例２ 表１に示した鋼ＣおよびＮの成分組成に成るスラブを、
通常のガス加熱炉により1150℃に加熱した後、熱間圧延
により2.6 mmの熱延板とした。その後、850 ℃で１分間
の熱延板焼鈍を施してから、４スタンドのタンデム圧延
機により0.5 mm厚に仕上げた。その際、第４番目のスタ
ンドの入側において、温度を50から200℃の間および圧
下率を20から35％の間でそれぞれ変化させた。最後に、
820 ℃の再結晶焼鈍を施して製品板とした。次いで、コ
ーティング処理後に、素材評価のためＬおよびＣ方向か
らエプスタイン試験片を採取して磁気特性を評価した。
その評価結果を、表２に示すように、この発明に従う無
方向性電磁鋼板は、高磁場域における磁気特性に優れる
ことが明らかである。
通常のガス加熱炉により1150℃に加熱した後、熱間圧延
により2.6 mmの熱延板とした。その後、850 ℃で１分間
の熱延板焼鈍を施してから、４スタンドのタンデム圧延
機により0.5 mm厚に仕上げた。その際、第４番目のスタ
ンドの入側において、温度を50から200℃の間および圧
下率を20から35％の間でそれぞれ変化させた。最後に、
820 ℃の再結晶焼鈍を施して製品板とした。次いで、コ
ーティング処理後に、素材評価のためＬおよびＣ方向か
らエプスタイン試験片を採取して磁気特性を評価した。
その評価結果を、表２に示すように、この発明に従う無
方向性電磁鋼板は、高磁場域における磁気特性に優れる
ことが明らかである。
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】この発明によれば、無方向性電磁鋼板の
磁気特性、とりわけ高磁場での磁気特性が向上されるか
ら、特に電気機器の小型化を実現するのに最適の素材を
提供することができる。
磁気特性、とりわけ高磁場での磁気特性が向上されるか
ら、特に電気機器の小型化を実現するのに最適の素材を
提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 素材の磁気特性と実機での効率との関係を示
す図である。
す図である。
【図２】 素材の磁気特性に及ぼすＢの影響を示す図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 河野 雅昭 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 藤田 明男 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 小森 ゆか 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA01 CA03 CA05 CA06 CA09 FA13 HA03 RA03 SA01 5E041 AA02 AA11 AA19 CA02 CA04 HB05 HB08 HB11 NN01 NN13 NN15 NN18
Claims (4)
- 【請求項１】 Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％以
下を含み、かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以下、
Ｓ：35ppm 以下およびTi：25ppm 以下に抑制し、残部Fe
および不可避不純物の成分組成に成り、磁束密度Ｂ100
値が1.85Ｔ以上かつ鉄損Ｗ15/50 値が5.3 Ｗ／kg以下で
あることを特徴とする高磁場特性に優れた無方向性電磁
鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、さらにSb：0.005 〜
0.120 wt％を含む成分組成に成ることを特徴とする高磁
場特性に優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２において、Ni：0.02wt
％以上を含む成分組成に成ることを特徴とする高磁場特
性に優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項４】 Si：3.5 wt％以下およびAl：1.5 wt％以
下を含み、かつＣ：0.0050wt％以下、Ｂ：３ppm 以下、
Ｓ：35ppm 以下およびTi：25ppm 以下に抑制した成分組
成を有する熱延鋼板に、750 ℃以上で焼鈍を施したの
ち、引き続く冷間圧延において、50℃以上の温度域で20
％以上の圧下を施すことを特徴とする高磁場特性に優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32209599A JP2001140046A (ja) | 1999-11-12 | 1999-11-12 | 高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32209599A JP2001140046A (ja) | 1999-11-12 | 1999-11-12 | 高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001140046A true JP2001140046A (ja) | 2001-05-22 |
Family
ID=18139871
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32209599A Pending JP2001140046A (ja) | 1999-11-12 | 1999-11-12 | 高磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001140046A (ja) |
-
1999
- 1999-11-12 JP JP32209599A patent/JP2001140046A/ja active Pending
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050121 |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20051129 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060126 |
|
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070821 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20071225 |