JPH04367353A - 一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法 - Google Patents
一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法Info
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- JPH04367353A JPH04367353A JP13930591A JP13930591A JPH04367353A JP H04367353 A JPH04367353 A JP H04367353A JP 13930591 A JP13930591 A JP 13930591A JP 13930591 A JP13930591 A JP 13930591A JP H04367353 A JPH04367353 A JP H04367353A
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Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、2.5〜6.5%のS
iを含む0.3〜6.0mm厚の一方向性電磁鋼板用薄
鋳片の製造方法に関するものである。
iを含む0.3〜6.0mm厚の一方向性電磁鋼板用薄
鋳片の製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板はトランス等の電気機
器の鉄心材料として利用されており、磁気特性として励
磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。しかも近
年、特にエネルギーロスの少ない低鉄損素材への市場要
求が強まっている。しかし、従来の製造方法では、熱延
、冷延、焼鈍などの複雑な工程処理が必要なため、製造
コストが非常に高いという問題がある。そこで最近、電
磁鋼の溶鋼を急冷凝固法で直接薄帯にする技術が開発さ
れた。この方法によれば、溶鋼から直接成品または半成
品ができるので、製造コストを大幅に下げることが可能
である。
器の鉄心材料として利用されており、磁気特性として励
磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。しかも近
年、特にエネルギーロスの少ない低鉄損素材への市場要
求が強まっている。しかし、従来の製造方法では、熱延
、冷延、焼鈍などの複雑な工程処理が必要なため、製造
コストが非常に高いという問題がある。そこで最近、電
磁鋼の溶鋼を急冷凝固法で直接薄帯にする技術が開発さ
れた。この方法によれば、溶鋼から直接成品または半成
品ができるので、製造コストを大幅に下げることが可能
である。
【0003】この急冷凝固法で一方向性電磁鋼板を製造
する方法としては、例えば特開昭63−11619号公
報記載のものがある。ここでは、Si:2.5〜6.5
%等を含有する溶湯を供給して双ロール方式により急冷
凝固し、0.7〜2.0mm厚の鋳片を得ることが提案
されている。
する方法としては、例えば特開昭63−11619号公
報記載のものがある。ここでは、Si:2.5〜6.5
%等を含有する溶湯を供給して双ロール方式により急冷
凝固し、0.7〜2.0mm厚の鋳片を得ることが提案
されている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】しかし、本発明者らの
知見によると、この一方向性電磁鋼板用鋳片から製造さ
れる成品は、鉄損がよくても磁束密度が低いという問題
点がある。そこで、本発明者らは{110}〈001〉
方位の集積度が高く、磁束密度が良好な一方向性電磁鋼
板を得るための薄鋳片製造方法を課題に取り組んできた
。
知見によると、この一方向性電磁鋼板用鋳片から製造さ
れる成品は、鉄損がよくても磁束密度が低いという問題
点がある。そこで、本発明者らは{110}〈001〉
方位の集積度が高く、磁束密度が良好な一方向性電磁鋼
板を得るための薄鋳片製造方法を課題に取り組んできた
。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく検討を重ねた結果、双ロール式連続鋳造に
おいて、重量でSi:2.5〜6.5%、Mn:0.0
2〜0.15%、S:0.01〜0.05%を基本成分
として含有する溶鋼を、連続的に供給して急冷凝固させ
、0.3〜6.0mmの厚みの薄鋳片を連続鋳造するに
際し、双ロールの湯溜まり部をヘリウムガス雰囲気にす
ることにより、従来よりも高い磁束密度が得られること
を見出した。
を解決すべく検討を重ねた結果、双ロール式連続鋳造に
おいて、重量でSi:2.5〜6.5%、Mn:0.0
2〜0.15%、S:0.01〜0.05%を基本成分
として含有する溶鋼を、連続的に供給して急冷凝固させ
、0.3〜6.0mmの厚みの薄鋳片を連続鋳造するに
際し、双ロールの湯溜まり部をヘリウムガス雰囲気にす
ることにより、従来よりも高い磁束密度が得られること
を見出した。
【0006】以下に本発明を詳細に説明する。一方向性
電磁鋼板は一般に、その製造工程の最終焼鈍中に二次再
結晶を充分に起こさせ、所謂ゴス集合組織を得ることに
より製造できる。このゴス集合組織を得るためには、一
次再結晶粒の成長粗大化を仰制し、{110}〈001
〉方位の再結晶粒のみを或る温度範囲で選択的に成長さ
せる。すなわち、二次再結晶させるような素地を作って
やることが必要である。これに対して、特開昭63−1
1619号公報記載の急冷凝固法では{100}〈0v
w〉柱状晶の鋳造組織の存在が避けられないという問題
がある。この{100}〈0vw〉は、圧延、再結晶し
ても{100}〈0vw〉に近い方位の結晶になること
がよく知られている。従って、柱状晶が多く存在すると
、二次再結晶不良部分が増加するため、成品の磁気特性
が劣化し、高い磁束密度が得られない。そこで、成品の
磁束密度を向上させるためには、薄鋳片での柱状晶の鋳
造組織をできるだけ少なくして、等軸晶の鋳造組織にす
る必要がある。その結果、本発明者らは、この急冷凝固
時の凝固組織形態を改善するため、凝固速度をさらに高
める方向にもっていかなければならないと考えた。
電磁鋼板は一般に、その製造工程の最終焼鈍中に二次再
結晶を充分に起こさせ、所謂ゴス集合組織を得ることに
より製造できる。このゴス集合組織を得るためには、一
次再結晶粒の成長粗大化を仰制し、{110}〈001
〉方位の再結晶粒のみを或る温度範囲で選択的に成長さ
せる。すなわち、二次再結晶させるような素地を作って
やることが必要である。これに対して、特開昭63−1
1619号公報記載の急冷凝固法では{100}〈0v
w〉柱状晶の鋳造組織の存在が避けられないという問題
がある。この{100}〈0vw〉は、圧延、再結晶し
ても{100}〈0vw〉に近い方位の結晶になること
がよく知られている。従って、柱状晶が多く存在すると
、二次再結晶不良部分が増加するため、成品の磁気特性
が劣化し、高い磁束密度が得られない。そこで、成品の
磁束密度を向上させるためには、薄鋳片での柱状晶の鋳
造組織をできるだけ少なくして、等軸晶の鋳造組織にす
る必要がある。その結果、本発明者らは、この急冷凝固
時の凝固組織形態を改善するため、凝固速度をさらに高
める方向にもっていかなければならないと考えた。
【0007】一般に、双ロール急冷凝固法では、図1で
双ロールの湯溜まり部を模式的に示すように、ロール1
と溶鋼2間にガス膜層3が存在し、溶鋼2表面からロー
ル1側への伝熱抵抗として、ロール本体1以外にガス膜
層3も含めた総括伝熱抵抗を考慮する必要がある。この
時のガス膜は数μmのオーダーの厚さと考えられる。普
通、双ロール急冷凝固法でのロール1と溶鋼2の接触時
間は0.1秒オーダーであり、この短時間に凝固シェル
を形成させる必要があり、ガス膜層3による総括伝熱抵
抗への影響は非常に大きいものと思われる。そこで、本
発明者らは、双ロールの湯溜まり部での雰囲気ガス4の
巻き込みに着目して、種々のガスを使用し、鋳造組織形
態について検討してきた。その結果、湯溜まり部をヘリ
ウムガス雰囲気にすると、等軸粒鋳造組織を持った薄鋳
片が得られ(図2(a))、さらに集合組織もランダム
方位に改善されること(図3(a))により、磁束密度
が向上することを見出した。
双ロールの湯溜まり部を模式的に示すように、ロール1
と溶鋼2間にガス膜層3が存在し、溶鋼2表面からロー
ル1側への伝熱抵抗として、ロール本体1以外にガス膜
層3も含めた総括伝熱抵抗を考慮する必要がある。この
時のガス膜は数μmのオーダーの厚さと考えられる。普
通、双ロール急冷凝固法でのロール1と溶鋼2の接触時
間は0.1秒オーダーであり、この短時間に凝固シェル
を形成させる必要があり、ガス膜層3による総括伝熱抵
抗への影響は非常に大きいものと思われる。そこで、本
発明者らは、双ロールの湯溜まり部での雰囲気ガス4の
巻き込みに着目して、種々のガスを使用し、鋳造組織形
態について検討してきた。その結果、湯溜まり部をヘリ
ウムガス雰囲気にすると、等軸粒鋳造組織を持った薄鋳
片が得られ(図2(a))、さらに集合組織もランダム
方位に改善されること(図3(a))により、磁束密度
が向上することを見出した。
【0008】この理由としては、確かなことは定かでは
ないが、以下のことが考えられる。ヘリウムは熱伝導度
が大きいため、凝固相の成長速度が早く、固液界面の温
度勾配は大きくなっている。したがって、凝固組織形態
は、等軸晶(図2(a))となり易い。これに対し、空
気、窒素やアルゴンは熱伝導度が小さいため、相対的に
凝固相の成長速度も遅く、固液界面の温度勾配も小さく
なっている。したがって、凝固組織形態は方向性を持っ
た柱状晶(図2(b))となり易い。一般に、凝固シェ
ルは〈100〉方向に成長すると言われ、上記の鋳造組
織形態の違いが、薄鋳片の集合組織に影響を及ぼしたも
のと考える。つまり、急冷凝固での湯溜まり部をヘリウ
ムガス雰囲気にすると、図3(a)に示すように、得ら
れる薄鋳片の組織は{100}〈0vw〉柱状晶が著し
く減少し、ほぼランダム方位となる。これに対し、窒素
(図3(b))、アルゴンや空気は{100}〈0vw
〉柱状晶が増加傾向にある。
ないが、以下のことが考えられる。ヘリウムは熱伝導度
が大きいため、凝固相の成長速度が早く、固液界面の温
度勾配は大きくなっている。したがって、凝固組織形態
は、等軸晶(図2(a))となり易い。これに対し、空
気、窒素やアルゴンは熱伝導度が小さいため、相対的に
凝固相の成長速度も遅く、固液界面の温度勾配も小さく
なっている。したがって、凝固組織形態は方向性を持っ
た柱状晶(図2(b))となり易い。一般に、凝固シェ
ルは〈100〉方向に成長すると言われ、上記の鋳造組
織形態の違いが、薄鋳片の集合組織に影響を及ぼしたも
のと考える。つまり、急冷凝固での湯溜まり部をヘリウ
ムガス雰囲気にすると、図3(a)に示すように、得ら
れる薄鋳片の組織は{100}〈0vw〉柱状晶が著し
く減少し、ほぼランダム方位となる。これに対し、窒素
(図3(b))、アルゴンや空気は{100}〈0vw
〉柱状晶が増加傾向にある。
【0009】以上のように、本発明者らは、双ロールの
湯溜まり部の雰囲気ガスの巻き込みに着目して、種々の
ガスを検討した結果、湯溜まり部をヘリウムガス雰囲気
にすると、等軸粒鋳造組織とランダム集合組織を持った
薄鋳片が得られ、磁束密度が向上することを見出した。
湯溜まり部の雰囲気ガスの巻き込みに着目して、種々の
ガスを検討した結果、湯溜まり部をヘリウムガス雰囲気
にすると、等軸粒鋳造組織とランダム集合組織を持った
薄鋳片が得られ、磁束密度が向上することを見出した。
【0010】
【作用】次に本発明において、鋼組成および製造条件を
前記のように限定した理由を、詳細に説明する。鋼組成
の限定理由は下記のとおりである。Siは鉄損をよくす
るために下限を2.5%とするが、多すぎると冷間圧延
の際に割れ易く加工が困難となるので上限を6.5%と
する。
前記のように限定した理由を、詳細に説明する。鋼組成
の限定理由は下記のとおりである。Siは鉄損をよくす
るために下限を2.5%とするが、多すぎると冷間圧延
の際に割れ易く加工が困難となるので上限を6.5%と
する。
【0011】MnはMnSを形成するために必要な元素
で、下限0.02%は、これ未満であればMnSの絶対
量が不足し、上限0.15%は、これを超えるとMnS
の適当な分散状態が得られないので上記範囲に限定した
。SはMnS、(Mn・Fe)Sを形成するために必要
な元素で、下限0.01%は、これ未満ではMnS、(
Mn・Fe)Sの絶対量が不足し、上限0.05%は、
これを超えると仕上高温焼鈍で脱硫が困難となるので上
記範囲に限定した。
で、下限0.02%は、これ未満であればMnSの絶対
量が不足し、上限0.15%は、これを超えるとMnS
の適当な分散状態が得られないので上記範囲に限定した
。SはMnS、(Mn・Fe)Sを形成するために必要
な元素で、下限0.01%は、これ未満ではMnS、(
Mn・Fe)Sの絶対量が不足し、上限0.05%は、
これを超えると仕上高温焼鈍で脱硫が困難となるので上
記範囲に限定した。
【0012】さらに、硫化物に加えてAlNを利用する
場合は、酸可溶性AlとNを添加する。酸可溶性Alは
AlNを形成するために必要な元素で、下限0.01%
は、これ未満ではAlNの絶対量が不足し、上限0.0
4%は、これを超えるとAlNの適正な分散状態が得ら
れないので限定した。NはAlNを形成するために必要
な元素で、下限0.003%は、これ未満ではAlNの
絶対量が不足し、また上限0.015%は、これを超え
ると二次再結晶が不安定となると共に、ブリスターが発
生し易くなるので上記範囲に限定した。
場合は、酸可溶性AlとNを添加する。酸可溶性Alは
AlNを形成するために必要な元素で、下限0.01%
は、これ未満ではAlNの絶対量が不足し、上限0.0
4%は、これを超えるとAlNの適正な分散状態が得ら
れないので限定した。NはAlNを形成するために必要
な元素で、下限0.003%は、これ未満ではAlNの
絶対量が不足し、また上限0.015%は、これを超え
ると二次再結晶が不安定となると共に、ブリスターが発
生し易くなるので上記範囲に限定した。
【0013】その他、Cu、Sn、Sbはインヒビター
を強くする目的で1.0%以下において少なくとも1種
添加してもよい。Cについては、0.03〜0.10%
が望ましい。下限0.03%は、これ未満であれば二次
再結晶が不安定となり、上限0.10%は、これより多
くなると脱炭所要時間が長くなり、経済的に不利となる
からである。
を強くする目的で1.0%以下において少なくとも1種
添加してもよい。Cについては、0.03〜0.10%
が望ましい。下限0.03%は、これ未満であれば二次
再結晶が不安定となり、上限0.10%は、これより多
くなると脱炭所要時間が長くなり、経済的に不利となる
からである。
【0014】次に、この溶鋼を双ロール法により急冷凝
固し、0.3〜6.0mm厚の薄鋳片を製造するが、最
終板厚0.05〜0.40mmの製品を想定したとき、
良好な二次再結晶を得るためには0.3mm未満では冷
延圧下率が不足であり、6.0mm超では冷延圧下率は
過剰となる。本発明では、等軸晶鋳造組織でかつランダ
ム集合組織とするため、鋳造雰囲気ガスをヘリウムに限
定した。 この時、ヘリウムガスは90%以上が望ましい。さらに
凝固完了後は、インヒビターの成長、凝集粗大化や結晶
粒の成長を抑えるため、600℃までの温度域を10℃
/秒以上で急冷するのが好ましい。ここで、急冷温度域
の下限が600℃未満ではインヒビターが析出しないた
め、600℃以上の温度域に限定した。また、冷却速度
の下限10℃/秒は、これ未満ではインヒビターが成長
、凝集粗大化し、結晶粒が成長粗大化するからである。
固し、0.3〜6.0mm厚の薄鋳片を製造するが、最
終板厚0.05〜0.40mmの製品を想定したとき、
良好な二次再結晶を得るためには0.3mm未満では冷
延圧下率が不足であり、6.0mm超では冷延圧下率は
過剰となる。本発明では、等軸晶鋳造組織でかつランダ
ム集合組織とするため、鋳造雰囲気ガスをヘリウムに限
定した。 この時、ヘリウムガスは90%以上が望ましい。さらに
凝固完了後は、インヒビターの成長、凝集粗大化や結晶
粒の成長を抑えるため、600℃までの温度域を10℃
/秒以上で急冷するのが好ましい。ここで、急冷温度域
の下限が600℃未満ではインヒビターが析出しないた
め、600℃以上の温度域に限定した。また、冷却速度
の下限10℃/秒は、これ未満ではインヒビターが成長
、凝集粗大化し、結晶粒が成長粗大化するからである。
【0015】この薄鋳片素材は、熱延工程を実施するこ
となく次工程へ進む。ここで、インヒビターとして窒化
物も必要とする場合は、AlN等の析出のために950
〜1200℃で30秒〜30分の中間焼鈍を行うことが
望ましい。次に、1回ないし、中間焼鈍を含む2回以上
の冷間圧延を施す。このときの最終冷延圧下率は高いゴ
ス集積度をもつ製品を得るため、圧下率60〜90%が
必要となる。
となく次工程へ進む。ここで、インヒビターとして窒化
物も必要とする場合は、AlN等の析出のために950
〜1200℃で30秒〜30分の中間焼鈍を行うことが
望ましい。次に、1回ないし、中間焼鈍を含む2回以上
の冷間圧延を施す。このときの最終冷延圧下率は高いゴ
ス集積度をもつ製品を得るため、圧下率60〜90%が
必要となる。
【0016】この後は、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を行
い、さらにMgO等の焼鈍分離剤を塗布して、二次再結
晶と純化のため1100℃以上の仕上焼鈍を行うことで
、磁気特性が良好な一方向性電磁鋼板が製造される。 次に本発明の実施例を挙げて説明する。
い、さらにMgO等の焼鈍分離剤を塗布して、二次再結
晶と純化のため1100℃以上の仕上焼鈍を行うことで
、磁気特性が良好な一方向性電磁鋼板が製造される。 次に本発明の実施例を挙げて説明する。
【0017】
(実施例1)表1に示す成分組成の溶鋼を、双ロール急
冷凝固法により、2.4mm厚の薄鋳片にした。鋳造条
件は、ロール径が300mmφ、ロール周速度が440
mm/秒、溶鋼のロール接触時間は約0.3秒であった
。鋳造雰囲気は、表2に示すように、He、N2 、A
r、空気の4水準にした。鋳造直後は、双ロール直下か
ら気水冷却を実施した。1400℃から600℃までの
二次冷却速度は、いずれも100℃/秒である。
冷凝固法により、2.4mm厚の薄鋳片にした。鋳造条
件は、ロール径が300mmφ、ロール周速度が440
mm/秒、溶鋼のロール接触時間は約0.3秒であった
。鋳造雰囲気は、表2に示すように、He、N2 、A
r、空気の4水準にした。鋳造直後は、双ロール直下か
ら気水冷却を実施した。1400℃から600℃までの
二次冷却速度は、いずれも100℃/秒である。
【0018】このときの、鋳造雰囲気HeとN2 での
鋳造組織を図2に示す。鋳造雰囲気Heでは等軸晶(図
2(a))、N2 では柱状晶(図2(b))になって
いた。また、この時の薄鋳片の集合組織を図3に示す。 鋳造雰囲気Heではランダム集合組織(図3(a))、
N2 では{100}〈0vw〉集合組織(図3(b)
)であった。
鋳造組織を図2に示す。鋳造雰囲気Heでは等軸晶(図
2(a))、N2 では柱状晶(図2(b))になって
いた。また、この時の薄鋳片の集合組織を図3に示す。 鋳造雰囲気Heではランダム集合組織(図3(a))、
N2 では{100}〈0vw〉集合組織(図3(b)
)であった。
【0019】次いで、得られた鋳片を酸洗した後、冷間
圧延を行い0.8mm厚にした。次に湿潤水素中で焼鈍
し、再度冷間圧延を施し、0.30mm厚にした。さら
に、湿潤水素中で脱炭焼鈍し、MgO粉を塗布した後、
1200℃に10時間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を
行った。表2に、得られた製品の磁気特性を示す。製品
の磁性は、鋳造雰囲気がHeで、他の鋳造雰囲気による
よりも高い磁束密度のものが得られた。
圧延を行い0.8mm厚にした。次に湿潤水素中で焼鈍
し、再度冷間圧延を施し、0.30mm厚にした。さら
に、湿潤水素中で脱炭焼鈍し、MgO粉を塗布した後、
1200℃に10時間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を
行った。表2に、得られた製品の磁気特性を示す。製品
の磁性は、鋳造雰囲気がHeで、他の鋳造雰囲気による
よりも高い磁束密度のものが得られた。
【0020】
【表1】
【0021】
【表2】
【0022】(実施例2)表3に示す成分組成の溶鋼を
、双ロール急冷凝固法により、2.3mm厚の薄鋳片に
した。鋳造条件は、ロール径が300mmφ、ロール周
速度が450mm/秒、溶鋼のロール接触時間は約0.
3秒であった。鋳造雰囲気は、表4に示すように、He
、N2 、Ar、空気の4水準にした。鋳造直後は、双
ロール直下から気水冷却を実施した。1400℃から6
00℃までの二次冷却速度は、いずれも100℃/秒で
ある。
、双ロール急冷凝固法により、2.3mm厚の薄鋳片に
した。鋳造条件は、ロール径が300mmφ、ロール周
速度が450mm/秒、溶鋼のロール接触時間は約0.
3秒であった。鋳造雰囲気は、表4に示すように、He
、N2 、Ar、空気の4水準にした。鋳造直後は、双
ロール直下から気水冷却を実施した。1400℃から6
00℃までの二次冷却速度は、いずれも100℃/秒で
ある。
【0023】次いで、得られた鋳片を1120℃で5分
間焼鈍を行い、さらに酸洗した後、冷間圧延を行い、0
.30mm厚にした。次に湿潤水素中で脱炭焼鈍し、M
gO粉を塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス
雰囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品の磁性は、
表4に示すように、鋳造雰囲気がHeで、他の鋳造雰囲
気によるよりも磁束密度が高く、鉄損が良好なものが得
られた。
間焼鈍を行い、さらに酸洗した後、冷間圧延を行い、0
.30mm厚にした。次に湿潤水素中で脱炭焼鈍し、M
gO粉を塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス
雰囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品の磁性は、
表4に示すように、鋳造雰囲気がHeで、他の鋳造雰囲
気によるよりも磁束密度が高く、鉄損が良好なものが得
られた。
【0024】
【表3】
【0025】
【表4】
【0026】(実施例3)表5に示す成分組成の溶鋼を
、双ロール急冷凝固法により、2.0mm厚の薄鋳片に
した。鋳造条件は、ロール径が300mmφ、ロール周
速度が550mm/秒、溶鋼のロール接触時間は約0.
3秒であった。鋳造雰囲気はHeである。鋳造後の二次
冷却条件は、双ロール直下から気水冷却を実施した。二
次冷却速度は600℃まで145℃/秒をとった。
、双ロール急冷凝固法により、2.0mm厚の薄鋳片に
した。鋳造条件は、ロール径が300mmφ、ロール周
速度が550mm/秒、溶鋼のロール接触時間は約0.
3秒であった。鋳造雰囲気はHeである。鋳造後の二次
冷却条件は、双ロール直下から気水冷却を実施した。二
次冷却速度は600℃まで145℃/秒をとった。
【0027】次いで、得られた鋳片を1120℃で5分
間焼鈍を行い、さらに酸洗した後、冷間圧延を行い0.
23mm厚にした。次に湿潤水素中で脱炭焼鈍し、Mg
O粉を塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス雰
囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品の磁性は、磁
束密度はB8 =1.94(T)、鉄損W17/50=
0.87(W/kg) で、良好な磁気特性が得られた
。
間焼鈍を行い、さらに酸洗した後、冷間圧延を行い0.
23mm厚にした。次に湿潤水素中で脱炭焼鈍し、Mg
O粉を塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス雰
囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品の磁性は、磁
束密度はB8 =1.94(T)、鉄損W17/50=
0.87(W/kg) で、良好な磁気特性が得られた
。
【0028】
【表5】
【0029】
【発明の効果】本発明によれば、急冷凝固法により得ら
れた珪素鋼薄鋳片を素材とし、熱延を省略して、高い磁
束密度を有する一方向性電磁鋼板を安価かつ省エネルギ
ーで製造することができるので、産業上に貢献するとこ
ろが極めて大である。
れた珪素鋼薄鋳片を素材とし、熱延を省略して、高い磁
束密度を有する一方向性電磁鋼板を安価かつ省エネルギ
ーで製造することができるので、産業上に貢献するとこ
ろが極めて大である。
【図1】双ロールの湯溜まり部での、ロール表面におけ
るガス膜層の模式図である。
るガス膜層の模式図である。
【図2】薄鋳片の1/4厚での鋳造金属組織写真で、(
a)は鋳造雰囲気がHeで、(b)はN2 である。
a)は鋳造雰囲気がHeで、(b)はN2 である。
【図3】薄鋳片の結晶方位を示す{100}極点図で、
(a)は鋳造雰囲気がHeで、(b)はN2 である。
(a)は鋳造雰囲気がHeで、(b)はN2 である。
Claims (2)
- 【請求項1】 双ロール式連続鋳造において、重量で
Si:2.5〜6.5%、Mn:0.02〜0.15%
、S:0.01〜0.05%を基本成分として含有する
溶鋼を、連続的に供給して急冷凝固させ、0.3〜6.
0mmの厚みの薄鋳片を連続鋳造するに際し、双ロール
の湯溜まり部をヘリウムガス雰囲気にすることを特徴と
する一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法。 - 【請求項2】 酸可溶性Al:0.01〜0.04%
、N:0.003〜0.015%を含有する請求項1記
載の一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3139305A JP3023620B2 (ja) | 1991-06-11 | 1991-06-11 | 一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3139305A JP3023620B2 (ja) | 1991-06-11 | 1991-06-11 | 一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04367353A true JPH04367353A (ja) | 1992-12-18 |
JP3023620B2 JP3023620B2 (ja) | 2000-03-21 |
Family
ID=15242199
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3139305A Expired - Fee Related JP3023620B2 (ja) | 1991-06-11 | 1991-06-11 | 一方向性電磁鋼板用薄鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3023620B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6739384B2 (en) | 2001-09-13 | 2004-05-25 | Ak Properties, Inc. | Method of continuously casting electrical steel strip with controlled spray cooling |
WO2008050597A1 (fr) * | 2006-10-23 | 2008-05-02 | Nippon Steel Corporation | Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques |
-
1991
- 1991-06-11 JP JP3139305A patent/JP3023620B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6739384B2 (en) | 2001-09-13 | 2004-05-25 | Ak Properties, Inc. | Method of continuously casting electrical steel strip with controlled spray cooling |
WO2008050597A1 (fr) * | 2006-10-23 | 2008-05-02 | Nippon Steel Corporation | Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques |
JP2008132534A (ja) * | 2006-10-23 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP4648910B2 (ja) * | 2006-10-23 | 2011-03-09 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
US8052811B2 (en) | 2006-10-23 | 2011-11-08 | Nippon Steel Corporation | Method of producing non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties |
EP2078572A4 (en) * | 2006-10-23 | 2016-03-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | METHOD FOR PRODUCING A NON-ALIGNED ELECTROBLECH WITH EXCELLENT MAGNETIC PROPERTIES |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3023620B2 (ja) | 2000-03-21 |
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