JPH0770719A - 歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents
歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板Info
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- JPH0770719A JPH0770719A JP5222357A JP22235793A JPH0770719A JP H0770719 A JPH0770719 A JP H0770719A JP 5222357 A JP5222357 A JP 5222357A JP 22235793 A JP22235793 A JP 22235793A JP H0770719 A JPH0770719 A JP H0770719A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】Ｃ：0.010 ％以下、 Si：0.01〜1.2 ％、Ｐ：
0.20％以下、 Ｓ：0.01％以下、T.Ｏ：0.020 ％以
下、 Ｎ：0.0050％以下を含み、かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ppm 以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成とする。 【効果】 真空脱ガス時のMn調整によっても、粒成長を
阻害する延性介在物が形成せず、歪取焼鈍後に安定して
低鉄損が得られる。
0.20％以下、 Ｓ：0.01％以下、T.Ｏ：0.020 ％以
下、 Ｎ：0.0050％以下を含み、かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ppm 以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成とする。 【効果】 真空脱ガス時のMn調整によっても、粒成長を
阻害する延性介在物が形成せず、歪取焼鈍後に安定して
低鉄損が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、鉄損特性の著しく優
れた低Si無方向性電磁鋼板に関し、とくに歪取焼鈍時に
おける粒成長性の向上を図ったものである。
れた低Si無方向性電磁鋼板に関し、とくに歪取焼鈍時に
おける粒成長性の向上を図ったものである。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、モーター、発電
機、小型トランス等の電気機器の鉄心材料として、広く
用いられているが、近年特に、これら電気機器の小型
化、高効率化のため、低鉄損化に対する要請が高まって
いる。
機、小型トランス等の電気機器の鉄心材料として、広く
用いられているが、近年特に、これら電気機器の小型
化、高効率化のため、低鉄損化に対する要請が高まって
いる。
【０００３】無方向性電磁鋼板の鉄損を決定する主な要
因は、以下に述べる比抵抗、集合組織、結晶粒径
の３つである。 比抵抗 （Si＋Al）含有量を増加すると、比抵抗は増加し、鉄損
は減少するが、（Si＋Al）の増量は単なるグレードアッ
プにすぎず、この発明で目的とするところではない。
因は、以下に述べる比抵抗、集合組織、結晶粒径
の３つである。 比抵抗 （Si＋Al）含有量を増加すると、比抵抗は増加し、鉄損
は減少するが、（Si＋Al）の増量は単なるグレードアッ
プにすぎず、この発明で目的とするところではない。
【０００４】集合組織 集合組織の改善方法としては、冷延前の粒径を粗大化さ
せる方法や、Sb, Snを添加する方法などが知られてい
る。
せる方法や、Sb, Snを添加する方法などが知られてい
る。
【０００５】結晶粒径 鉄損（Ｗ15/50 ）が最も小さくなる結晶粒径は、 100〜
150 μm であることが知られている。通常、低Si（Si≦
1.2 wt％（以下単に％で示す））の無方向性電磁鋼板の
出荷時における結晶粒径は10〜30μm であるが、その後
の歪取焼鈍（通常 750℃×２ｈ）によって結晶粒は成長
し、鉄損は小さくなる。従って、低鉄損化には歪取焼鈍
時における粒成長性を向上させることがとりわけ重要で
ある。粒成長を阻害する因子としては、鋼中の微細な硫
化物、窒化物、酸化物等があり、これらを低減するため
に、従来から、脱硫フラックスの使用（Ｓの除去）、Ar
ガス還流による脱ガス（Ｎの除去）、Al脱酸（酸化物の
除去）などが、一般的に行われている。さらに、微細な
窒化物を減少させる方法としては、Si：0.1 〜1.0 ％の
無方向性電磁鋼板において、Siのみで脱酸し、全Al量を
0.007％以下とする方法（特公昭56-43294号公報）や、
Alを0.15〜0.60％とすることにより、窒化物を粗大化さ
せ、酸化物を減少させる方法（特開昭61−119652号公
報）などが提案されている。
150 μm であることが知られている。通常、低Si（Si≦
1.2 wt％（以下単に％で示す））の無方向性電磁鋼板の
出荷時における結晶粒径は10〜30μm であるが、その後
の歪取焼鈍（通常 750℃×２ｈ）によって結晶粒は成長
し、鉄損は小さくなる。従って、低鉄損化には歪取焼鈍
時における粒成長性を向上させることがとりわけ重要で
ある。粒成長を阻害する因子としては、鋼中の微細な硫
化物、窒化物、酸化物等があり、これらを低減するため
に、従来から、脱硫フラックスの使用（Ｓの除去）、Ar
ガス還流による脱ガス（Ｎの除去）、Al脱酸（酸化物の
除去）などが、一般的に行われている。さらに、微細な
窒化物を減少させる方法としては、Si：0.1 〜1.0 ％の
無方向性電磁鋼板において、Siのみで脱酸し、全Al量を
0.007％以下とする方法（特公昭56-43294号公報）や、
Alを0.15〜0.60％とすることにより、窒化物を粗大化さ
せ、酸化物を減少させる方法（特開昭61−119652号公
報）などが提案されている。
【０００６】また特開昭63−195217号公報には、介在物
組成をMnＯ／SiO2＋MnＯ＋Al2O3 ≦0.15、sol.Al：0.00
1 〜0.005 ％とすることにより、粒成長に有害な延性介
在物を減少し、非延性の介在物とする方法が開示されて
いる。しかし、上記の介在物制御を行うためには、Mnの
調整を転炉出鋼時に行う必要があるが、この転炉出鋼時
における処理は、Mnの歩留りが悪いだけでなく、真空脱
ガス時の調整に比べて、Mn濃度の適中率が低下する。そ
のため、Mn濃度の再調整処理として、真空脱ガス工程で
Mnを投入する必要がしばしば生じる。しかしながら、真
空脱ガス工程で投入されたMnは、延性介在物を形成し鉄
損を劣化させるため、この方法では安定して低鉄損を得
ることはできなかった。
組成をMnＯ／SiO2＋MnＯ＋Al2O3 ≦0.15、sol.Al：0.00
1 〜0.005 ％とすることにより、粒成長に有害な延性介
在物を減少し、非延性の介在物とする方法が開示されて
いる。しかし、上記の介在物制御を行うためには、Mnの
調整を転炉出鋼時に行う必要があるが、この転炉出鋼時
における処理は、Mnの歩留りが悪いだけでなく、真空脱
ガス時の調整に比べて、Mn濃度の適中率が低下する。そ
のため、Mn濃度の再調整処理として、真空脱ガス工程で
Mnを投入する必要がしばしば生じる。しかしながら、真
空脱ガス工程で投入されたMnは、延性介在物を形成し鉄
損を劣化させるため、この方法では安定して低鉄損を得
ることはできなかった。
【０００７】さらに特開平３−249115号公報には、Si−
Mn脱酸による延性介在物の低減技術として、Mnを（55.6
＋34.5×Si）×Ｓ(%) 添加する方法が示されているが、
かようなSi−Mnのみによる脱酸では、鋳造時にノズル詰
まりが生じ易いという問題があった。
Mn脱酸による延性介在物の低減技術として、Mnを（55.6
＋34.5×Si）×Ｓ(%) 添加する方法が示されているが、
かようなSi−Mnのみによる脱酸では、鋳造時にノズル詰
まりが生じ易いという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】このため、真空脱ガス
時のMn調整によっても低鉄損が安定して得られる安価な
電磁鋼板の開発が望まれていた。この発明は、上記の要
請に有利に応えるもので、真空脱ガス時のMn調整によっ
ても、粒成長を阻害する延性介在物を形成せず、歪取焼
鈍後に安定して低鉄損を得ることができる無方向性電磁
鋼板を提案することを目的とする。
時のMn調整によっても低鉄損が安定して得られる安価な
電磁鋼板の開発が望まれていた。この発明は、上記の要
請に有利に応えるもので、真空脱ガス時のMn調整によっ
ても、粒成長を阻害する延性介在物を形成せず、歪取焼
鈍後に安定して低鉄損を得ることができる無方向性電磁
鋼板を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】すなわちこの発明は、
Ｃ：0.010 ％以下、 Si：0.01〜1.2 ％、Ｐ：0.20％以
下、 Ｓ：0.01％以下、T.Ｏ：0.020 ％以下、 Ｎ：
0.0050％以下を含み、かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ppm 以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になることを特徴と
する歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板
（第１発明）である。
Ｃ：0.010 ％以下、 Si：0.01〜1.2 ％、Ｐ：0.20％以
下、 Ｓ：0.01％以下、T.Ｏ：0.020 ％以下、 Ｎ：
0.0050％以下を含み、かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ppm 以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になることを特徴と
する歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板
（第１発明）である。
【００１０】またこの発明は、Ｃ：0.010 ％以下、 S
i：0.01〜1.2 ％、Ｐ：0.20％以下、 Ｓ：0.01％以
下、T.Ｏ：0.020 ％以下、 Ｎ：0.0050％以下を含み、
かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ ppm以下でかつsol.Al＋Ti：20 ppm以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になることを特徴と
する歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板
（第２発明）である。
i：0.01〜1.2 ％、Ｐ：0.20％以下、 Ｓ：0.01％以
下、T.Ｏ：0.020 ％以下、 Ｎ：0.0050％以下を含み、
かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ ppm以下でかつsol.Al＋Ti：20 ppm以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になることを特徴と
する歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板
（第２発明）である。
【００１１】以下、この発明の基礎となった実験結果に
ついて説明する。さて発明者らは、低Si無方向性電磁鋼
板のSi, Mn, Al濃度と鉄損との関係について調査したと
ころ、次に述べる結果を得た。図１に、Mnの調整を真空
脱ガス中でAl脱酸後のみに行った、種々のSi, Mn濃度の
無方向性電磁鋼板について、〔Mn〕2 ／〔Si〕と 750
℃、２ｈの歪取焼鈍後の鉄損との関係について調べた結
果を示す。いずれの鋼板においても、sol.Al：２〜５ p
pm、Ti：６〜７ ppmであった。同図から明らかなよう
に、〔Mn〕2 ／〔Si〕が増加し、特に0.45を超えると、
鉄損は急激に増大することが判明した。走査型電子顕微
鏡（ＳＥＭ）による歪取焼鈍後の板断面の観察から、鉄
損不良材は良好材と比べると、細粒で粒成長性が極めて
悪いこと、また圧延方向に延びた延性介在物が多数存在
することが判明した。従って、これらの介在物が粒成長
を阻害したものと考えられる。
ついて説明する。さて発明者らは、低Si無方向性電磁鋼
板のSi, Mn, Al濃度と鉄損との関係について調査したと
ころ、次に述べる結果を得た。図１に、Mnの調整を真空
脱ガス中でAl脱酸後のみに行った、種々のSi, Mn濃度の
無方向性電磁鋼板について、〔Mn〕2 ／〔Si〕と 750
℃、２ｈの歪取焼鈍後の鉄損との関係について調べた結
果を示す。いずれの鋼板においても、sol.Al：２〜５ p
pm、Ti：６〜７ ppmであった。同図から明らかなよう
に、〔Mn〕2 ／〔Si〕が増加し、特に0.45を超えると、
鉄損は急激に増大することが判明した。走査型電子顕微
鏡（ＳＥＭ）による歪取焼鈍後の板断面の観察から、鉄
損不良材は良好材と比べると、細粒で粒成長性が極めて
悪いこと、また圧延方向に延びた延性介在物が多数存在
することが判明した。従って、これらの介在物が粒成長
を阻害したものと考えられる。
【００１２】次に、図２に、Si：0.2 ％、Mn：0.2 ％及
びTi：５〜７ ppmを含む無方向性電磁鋼板のsol.Al濃度
と鉄損との関係について調べて結果を示す。なおMn濃度
の調整は、主に転炉出鋼時に行い、真空脱ガス中にサン
プリング・分析を行ってMn濃度が 0.2％を下回っている
場合のみ、真空脱ガス処理中に金属Mnを添加した。同図
より明らかなように、sol.Al濃度が低いとき鉄損は良好
であるが、sol.Al濃度が８ ppmを超えると、特に真空脱
ガス中にMnを添加した場合に、鉄損にばらつきを生じ、
低鉄損を安定して得ることができなかった。
びTi：５〜７ ppmを含む無方向性電磁鋼板のsol.Al濃度
と鉄損との関係について調べて結果を示す。なおMn濃度
の調整は、主に転炉出鋼時に行い、真空脱ガス中にサン
プリング・分析を行ってMn濃度が 0.2％を下回っている
場合のみ、真空脱ガス処理中に金属Mnを添加した。同図
より明らかなように、sol.Al濃度が低いとき鉄損は良好
であるが、sol.Al濃度が８ ppmを超えると、特に真空脱
ガス中にMnを添加した場合に、鉄損にばらつきを生じ、
低鉄損を安定して得ることができなかった。
【００１３】上記したように、sol.Al濃度は鉄損に大き
な影響を及ぼすが、このsol.Al濃度だけでなく、Ti濃度
も鉄損に著しい影響を与えることが新たに見出された。
図３に、Si：0.2 ％, Mn：0.2 ％, sol.Al：１〜８ ppm
を含む無方向性電磁鋼板の（sol.Al＋Ti）濃度と鉄損と
の関係について調べて結果を示す。なおMn濃度の調整
は、主に転炉出鋼時に行い、真空脱ガス中にサンプリン
グ・分析を行ってMn濃度が 0.2％を下回っている場合の
み、真空脱ガス処理中に金属Mnを添加した。同図より明
らかなように、（sol.Al＋Ti）濃度が低いときには鉄損
は良好であるが、（sol.Al＋Ti）濃度が20 ppmを超える
と、特に真空脱ガス中にMnを添加した場合に鉄損にばら
つきを生じ、低鉄損を安定して得ることができなかっ
た。
な影響を及ぼすが、このsol.Al濃度だけでなく、Ti濃度
も鉄損に著しい影響を与えることが新たに見出された。
図３に、Si：0.2 ％, Mn：0.2 ％, sol.Al：１〜８ ppm
を含む無方向性電磁鋼板の（sol.Al＋Ti）濃度と鉄損と
の関係について調べて結果を示す。なおMn濃度の調整
は、主に転炉出鋼時に行い、真空脱ガス中にサンプリン
グ・分析を行ってMn濃度が 0.2％を下回っている場合の
み、真空脱ガス処理中に金属Mnを添加した。同図より明
らかなように、（sol.Al＋Ti）濃度が低いときには鉄損
は良好であるが、（sol.Al＋Ti）濃度が20 ppmを超える
と、特に真空脱ガス中にMnを添加した場合に鉄損にばら
つきを生じ、低鉄損を安定して得ることができなかっ
た。
【００１４】Mnの調整は、転炉出鋼時、あるいは真空脱
ガス中Al脱酸前またはAl脱酸後に行われるのが一般的で
あるが、真空脱ガス中に金属MnやFe−Mn合金を投入した
場合には、転炉出鋼時に投入した場合に比べ、sol.Alが
８ ppmを超えたり、（sol.Al＋Ti）濃度が20 ppmを超え
たりすると、同一のsol.Al濃度、（sol.Al＋Ti）濃度で
比較しても、鉄損が劣化することが明らかとなった。
ガス中Al脱酸前またはAl脱酸後に行われるのが一般的で
あるが、真空脱ガス中に金属MnやFe−Mn合金を投入した
場合には、転炉出鋼時に投入した場合に比べ、sol.Alが
８ ppmを超えたり、（sol.Al＋Ti）濃度が20 ppmを超え
たりすると、同一のsol.Al濃度、（sol.Al＋Ti）濃度で
比較しても、鉄損が劣化することが明らかとなった。
【００１５】次に表１に、Si：0.12％, Mn：0.22％を含
む３種類の無方向性電磁鋼板の歪取焼鈍後における鉄損
並びに介在物の分析結果を示す。なお、Mn濃度の調整
は、真空脱ガス中に行った。また、介在物の組成分析
は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により、
各々ランダムに５つの介在物を選んで行った。
む３種類の無方向性電磁鋼板の歪取焼鈍後における鉄損
並びに介在物の分析結果を示す。なお、Mn濃度の調整
は、真空脱ガス中に行った。また、介在物の組成分析
は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により、
各々ランダムに５つの介在物を選んで行った。
【００１６】
【表１】
【００１７】同表より明らかなように、sol.Alが８ ppm
を超えたり、（sol.Al＋Ti）が 20ppm を超えた場合に
は、SiO2リッチな非延性の介在物だけでなく、 Al2O3や
TiO2を20％程度含んだ延性介在物が多数認められた。
を超えたり、（sol.Al＋Ti）が 20ppm を超えた場合に
は、SiO2リッチな非延性の介在物だけでなく、 Al2O3や
TiO2を20％程度含んだ延性介在物が多数認められた。
【００１８】以上の結果から、Mn濃度の調整を、真空脱
ガス中に行う場合には、〔Mn〕2 ／〔Si〕を 0.45 以下
とし、かつsol.Al濃度あるいは（sol.Al＋Ti）濃度を低
減することにより、延性介在物が減少し、その結果、歪
取焼鈍時における粒成長性が良好となって鉄損の低い無
方向性電磁鋼板が安定して得られることが突き止められ
たのである。
ガス中に行う場合には、〔Mn〕2 ／〔Si〕を 0.45 以下
とし、かつsol.Al濃度あるいは（sol.Al＋Ti）濃度を低
減することにより、延性介在物が減少し、その結果、歪
取焼鈍時における粒成長性が良好となって鉄損の低い無
方向性電磁鋼板が安定して得られることが突き止められ
たのである。
【００１９】なお、Tiは窒化物形成元素であることか
ら、従来より、鉄損の改善にはTiの低減が望ましいとさ
れてきた。しかしながら、Ti単独では、鉄損に及ぼす悪
影響は少なく、むしろsol.Alとの共存によってSiO2-MnO
介在物が延性化され、粒成長不良、鉄損劣化となること
が新たに見出され、かくしてこの発明に想到するに至っ
たのである。
ら、従来より、鉄損の改善にはTiの低減が望ましいとさ
れてきた。しかしながら、Ti単独では、鉄損に及ぼす悪
影響は少なく、むしろsol.Alとの共存によってSiO2-MnO
介在物が延性化され、粒成長不良、鉄損劣化となること
が新たに見出され、かくしてこの発明に想到するに至っ
たのである。
【００２０】
【作用】以下、この発明において成分組成を前記の範囲
に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.010 ％以下 Ｃが 0.010％を超えると、Ｃ析出による磁気特性の劣化
が生じるので、Ｃ含有量は 0.010％以下に限定した。 Si：0.01〜1.2 ％ Siは、比抵抗を増し、鉄損を減少させる有用元素である
が、Siの増加はコストアップとなるので、この発明では
0.01〜1.2 ％の範囲に限定した。 Ｐ：0.20％以下 Ｐは、打抜性の向上に有効に寄与するが、含有量が0.20
％を超えると冷延性が劣化するので、0.20％以下の範囲
に限定した。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、Mnと共に微細析出し、粒成長を阻害するので、で
きるだけ少ない方が望ましく、この発明では0.01％以下
に限定した。 T.Ｏ：0.020 ％以下 Ｏは、酸化物として粒成長を阻害するので、できるだけ
少ない方が望ましく、この発明では0.02％以下に限定し
た。 Ｎ：0.0050％以下 Ｎは、窒化物として粒成長を阻害するので、できるだけ
少ない方が望ましく、この発明では0.0050％以下に限定
した。
に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.010 ％以下 Ｃが 0.010％を超えると、Ｃ析出による磁気特性の劣化
が生じるので、Ｃ含有量は 0.010％以下に限定した。 Si：0.01〜1.2 ％ Siは、比抵抗を増し、鉄損を減少させる有用元素である
が、Siの増加はコストアップとなるので、この発明では
0.01〜1.2 ％の範囲に限定した。 Ｐ：0.20％以下 Ｐは、打抜性の向上に有効に寄与するが、含有量が0.20
％を超えると冷延性が劣化するので、0.20％以下の範囲
に限定した。 Ｓ：0.01％以下 Ｓは、Mnと共に微細析出し、粒成長を阻害するので、で
きるだけ少ない方が望ましく、この発明では0.01％以下
に限定した。 T.Ｏ：0.020 ％以下 Ｏは、酸化物として粒成長を阻害するので、できるだけ
少ない方が望ましく、この発明では0.02％以下に限定し
た。 Ｎ：0.0050％以下 Ｎは、窒化物として粒成長を阻害するので、できるだけ
少ない方が望ましく、この発明では0.0050％以下に限定
した。
【００２１】Mn：〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 Mn量が、〔Mn〕2 ／〔Si〕で 0.45 を超えると、前掲図
１に示したとおり、真空脱ガス時にMn調整を行った場合
には、延性介在物が生成し、粒成長が阻害されるので、
上記の範囲に限定した。 sol.Al：８ ppm以下 Alは、脱酸のために添加するが、前掲図２に示したとお
り、sol.Alが８ppm を超えると、真空脱ガス時のMn調整
によって延性介在物を生じ、粒成長が阻害されるので、
８ ppm以下に限定した。なお、sol.Alを８ppm 以下にす
るには、Fe−Siなどの合金鉄からの混入Al量にも細心の
注意を払う必要がある。またAl投入前に予め、酸素プロ
ーブにて溶鋼中の free Ｏ濃度を測定し、Alが過剰とな
らぬようAl量を制御して投入し、脱酸する。さらに、ス
ラグの塩基度は、できるだけ小さく調整することが好適
である。
１に示したとおり、真空脱ガス時にMn調整を行った場合
には、延性介在物が生成し、粒成長が阻害されるので、
上記の範囲に限定した。 sol.Al：８ ppm以下 Alは、脱酸のために添加するが、前掲図２に示したとお
り、sol.Alが８ppm を超えると、真空脱ガス時のMn調整
によって延性介在物を生じ、粒成長が阻害されるので、
８ ppm以下に限定した。なお、sol.Alを８ppm 以下にす
るには、Fe−Siなどの合金鉄からの混入Al量にも細心の
注意を払う必要がある。またAl投入前に予め、酸素プロ
ーブにて溶鋼中の free Ｏ濃度を測定し、Alが過剰とな
らぬようAl量を制御して投入し、脱酸する。さらに、ス
ラグの塩基度は、できるだけ小さく調整することが好適
である。
【００２２】sol.Al＋Ti：20 ppm以下 前掲図３および表１に示したとおり、Tiはsol.Alと共に
加算的に延性介在物の生成に関与し、粒成長を阻害する
ので、Tiおよびsol.Alの合計量はかかるおそれのない20
ppm以下に限定した。なお、Tiは合金鉄などから混入す
るため、Al同様、細心の注意を払ってその混入を制限す
る必要がある。
加算的に延性介在物の生成に関与し、粒成長を阻害する
ので、Tiおよびsol.Alの合計量はかかるおそれのない20
ppm以下に限定した。なお、Tiは合金鉄などから混入す
るため、Al同様、細心の注意を払ってその混入を制限す
る必要がある。
【００２３】次に、この発明鋼の好適製造方法について
説明する。鋼の溶製は、通常、転炉、真空脱ガス装置を
用いて行う。従来、Mnの添加は、転炉出鋼時にたとえば
Fe−Mn合金によって行い（100t転炉の場合は 300kg）、
真空脱ガス時のMn添加量は減少させていた。そのため転
炉出鋼時に投入されたMnのほとんどはMnＯとなり、Mnの
歩留りは極めて悪かった。この点、この発明では、転炉
出鋼時におけるFe−Mn合金の添加を減少（同 100kg）ま
たは無くし、Mn調整は主として真空脱ガス時に行うの
で、歩留りは向上し、それに伴いMn濃度的中率も向上す
る。
説明する。鋼の溶製は、通常、転炉、真空脱ガス装置を
用いて行う。従来、Mnの添加は、転炉出鋼時にたとえば
Fe−Mn合金によって行い（100t転炉の場合は 300kg）、
真空脱ガス時のMn添加量は減少させていた。そのため転
炉出鋼時に投入されたMnのほとんどはMnＯとなり、Mnの
歩留りは極めて悪かった。この点、この発明では、転炉
出鋼時におけるFe−Mn合金の添加を減少（同 100kg）ま
たは無くし、Mn調整は主として真空脱ガス時に行うの
で、歩留りは向上し、それに伴いMn濃度的中率も向上す
る。
【００２４】ついで、連続鋳造法又は造塊−分塊圧延法
によってスラブとした後、常法に従う熱間圧延方法で、
板厚 2.0〜3.0 mm程度の熱延板に仕上げる。なお、板厚
はこの寸法に限定されるものではない。ついで、必要に
応じて製品の集合組織改善のための熱延板焼鈍を施して
から、冷間圧延により所定の板厚とした後、最終焼鈍を
行い、その後公知の方法により絶縁被膜を被成する。
によってスラブとした後、常法に従う熱間圧延方法で、
板厚 2.0〜3.0 mm程度の熱延板に仕上げる。なお、板厚
はこの寸法に限定されるものではない。ついで、必要に
応じて製品の集合組織改善のための熱延板焼鈍を施して
から、冷間圧延により所定の板厚とした後、最終焼鈍を
行い、その後公知の方法により絶縁被膜を被成する。
【００２５】
【実施例】表２に示す組成になる無方向性電磁鋼板用ス
ラブを、転炉−真空脱ガス−連続鋳造工程により製造し
た。Mn調整は、真空脱ガス時のAl脱酸後に行った。つい
で、1150℃にスラブ加熱後、熱延により 2.0mm厚とした
後、冷延して 0.5mm厚とし、 750℃, 10秒の仕上げ焼鈍
後、絶縁被膜を被成した。さらに 750℃、２ｈの歪取焼
鈍を施した。かくして得られた製品の成分、歪取焼鈍後
の粒径及び磁気特性について調べた結果を、表２に併記
する。
ラブを、転炉−真空脱ガス−連続鋳造工程により製造し
た。Mn調整は、真空脱ガス時のAl脱酸後に行った。つい
で、1150℃にスラブ加熱後、熱延により 2.0mm厚とした
後、冷延して 0.5mm厚とし、 750℃, 10秒の仕上げ焼鈍
後、絶縁被膜を被成した。さらに 750℃、２ｈの歪取焼
鈍を施した。かくして得られた製品の成分、歪取焼鈍後
の粒径及び磁気特性について調べた結果を、表２に併記
する。
【００２６】
【表２】
【００２７】同表より明らかなように、この発明鋼で
は、Mnの歩留り的中率の良い真空脱ガス中でのMn添加に
よっても、歪取焼鈍後に良好な鉄損が得られている。
は、Mnの歩留り的中率の良い真空脱ガス中でのMn添加に
よっても、歪取焼鈍後に良好な鉄損が得られている。
【００２８】
【発明の効果】かくしてこの発明に従い、鋼中のMn量並
びにsol.Al量さらにはTi量をそれぞれ〔Mn〕2 ／〔Si〕
≦ 0.45 、sol.Al：８ppm 以下でかつ（sol.Al＋Ti）：
20 ppm以下に規制することにより、歪取焼鈍後に良好な
鉄損を安定して得ることができる。
びにsol.Al量さらにはTi量をそれぞれ〔Mn〕2 ／〔Si〕
≦ 0.45 、sol.Al：８ppm 以下でかつ（sol.Al＋Ti）：
20 ppm以下に規制することにより、歪取焼鈍後に良好な
鉄損を安定して得ることができる。
【図１】〔Mn〕2 ／〔Si〕と歪取焼鈍後の鉄損との関係
を示したグラフである。
を示したグラフである。
【図２】sol.Al濃度と歪取焼鈍後の鉄損との関係を示し
たグラフである。
たグラフである。
【図３】（sol.Al＋Ti）濃度と歪取焼鈍後の鉄損との関
係を示したグラフである。
係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 鍋島 誠司 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.010 wt％以下、 Si：0.01〜1.2 wt
％、 Ｐ：0.20wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 T.Ｏ：0.020 wt％以下、 Ｎ：0.0050wt％以下を含み、
かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ ppm以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になることを特徴と
する歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】Ｃ：0.010 wt％以下、 Si：0.01〜1.2 wt
％、 Ｐ：0.20wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 T.Ｏ：0.020 wt％以下、 Ｎ：0.0050wt％以下を含み、
かつMnを次式 〔Mn〕2 ／〔Si〕≦ 0.45 を満足する範囲で含有し、さらに sol.Al：８ ppm以下でかつsol.Al＋Ti：20 ppm以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になることを特徴と
する歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22235793A JP3446257B2 (ja) | 1993-09-07 | 1993-09-07 | 歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22235793A JP3446257B2 (ja) | 1993-09-07 | 1993-09-07 | 歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0770719A true JPH0770719A (ja) | 1995-03-14 |
| JP3446257B2 JP3446257B2 (ja) | 2003-09-16 |
Family
ID=16781078
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22235793A Expired - Fee Related JP3446257B2 (ja) | 1993-09-07 | 1993-09-07 | 歪取焼鈍後の鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3446257B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010010836A1 (ja) | 2008-07-22 | 2010-01-28 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| CN102796948A (zh) * | 2011-05-27 | 2012-11-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 极低Ti含量的无取向电工钢板及其冶炼方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03104844A (ja) * | 1989-09-18 | 1991-05-01 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JPH03249115A (ja) * | 1990-02-28 | 1991-11-07 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-09-07 JP JP22235793A patent/JP3446257B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03104844A (ja) * | 1989-09-18 | 1991-05-01 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JPH03249115A (ja) * | 1990-02-28 | 1991-11-07 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010010836A1 (ja) | 2008-07-22 | 2010-01-28 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| CN102796948A (zh) * | 2011-05-27 | 2012-11-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 极低Ti含量的无取向电工钢板及其冶炼方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3446257B2 (ja) | 2003-09-16 |
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