JPH1161259A - 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH1161259A JPH1161259A JP23547997A JP23547997A JPH1161259A JP H1161259 A JPH1161259 A JP H1161259A JP 23547997 A JP23547997 A JP 23547997A JP 23547997 A JP23547997 A JP 23547997A JP H1161259 A JPH1161259 A JP H1161259A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 仕上焼鈍後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板を
製造する方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：4.5％
以下、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｎ：0.005％
以下（０を含む）、Al：1.0％以下を含み、Ｓ：0.001％
以下（０を含む）で残部が実質的にFeである鋼を、熱間
圧延を施して酸洗した後、窒素分圧が20％以下の雰囲気
ガス中で熱延板焼鈍を施し、引き続き所定の板厚まで冷
間圧延した後、連続焼鈍を施すことを特徴とする鉄損の
低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
製造する方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：4.5％
以下、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｎ：0.005％
以下（０を含む）、Al：1.0％以下を含み、Ｓ：0.001％
以下（０を含む）で残部が実質的にFeである鋼を、熱間
圧延を施して酸洗した後、窒素分圧が20％以下の雰囲気
ガス中で熱延板焼鈍を施し、引き続き所定の板厚まで冷
間圧延した後、連続焼鈍を施すことを特徴とする鉄損の
低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器等に使用
される鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する
ものである。
される鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、電気機器の省エネルギーの観点よ
り、より鉄損の低い電磁鋼板が求められるようになって
いる。この鉄損を低減するためには結晶粒の粗大化が効
果的であり、低鉄損が特に要求されるSi+Al量が１〜３
％程度の中・高級グレードの無方向性電磁鋼板において
は、仕上焼鈍温度を1000℃程度まで高めたり、焼鈍時の
ラインスピードを下げ、焼鈍時間を長くすることにより
結晶粒の粗大化を図っている。
り、より鉄損の低い電磁鋼板が求められるようになって
いる。この鉄損を低減するためには結晶粒の粗大化が効
果的であり、低鉄損が特に要求されるSi+Al量が１〜３
％程度の中・高級グレードの無方向性電磁鋼板において
は、仕上焼鈍温度を1000℃程度まで高めたり、焼鈍時の
ラインスピードを下げ、焼鈍時間を長くすることにより
結晶粒の粗大化を図っている。
【０００３】この仕上焼鈍時の粒成長性を良好にするた
めには、鋼板中の介在物、析出物量を低減することが効
果的である。このため、これまで介在物、析出物を無害
化することが試みられており、特に高級材ではMnＳの析
出防止の観点からＳ量を低減させる試みがなされてき
た。
めには、鋼板中の介在物、析出物量を低減することが効
果的である。このため、これまで介在物、析出物を無害
化することが試みられており、特に高級材ではMnＳの析
出防止の観点からＳ量を低減させる試みがなされてき
た。
【０００４】例えば、特公昭５６−２２９３１号公報に
は、Si：2.5〜3.5％、Al：0.3〜1.0％の鋼においてＳ：
50ppm以下、Ｏ：25ppm以下とすることにより鉄損を低下
させる技術が開示されている。
は、Si：2.5〜3.5％、Al：0.3〜1.0％の鋼においてＳ：
50ppm以下、Ｏ：25ppm以下とすることにより鉄損を低下
させる技術が開示されている。
【０００５】また、特公平２−５０１９０号公報には、
Si：2.5〜3.5％、Al：0.25〜1.0％の鋼においてＳ：15p
pm以下、Ｏ：20ppm以下、Ｎ：25ppm以下とすることによ
り鉄損を低下させる技術が開示されている。
Si：2.5〜3.5％、Al：0.25〜1.0％の鋼においてＳ：15p
pm以下、Ｏ：20ppm以下、Ｎ：25ppm以下とすることによ
り鉄損を低下させる技術が開示されている。
【０００６】さらに特開平５−１４０６４７号公報に
は、Si：2.0〜4.0％、Al：0.10〜2.0％の鋼において
Ｓ：30ppm以下、Ti、Zr、Nb、Ｖをそれぞれ50ppm以下と
することにより鉄損を低下させる技術が開示されてい
る。
は、Si：2.0〜4.0％、Al：0.10〜2.0％の鋼において
Ｓ：30ppm以下、Ti、Zr、Nb、Ｖをそれぞれ50ppm以下と
することにより鉄損を低下させる技術が開示されてい
る。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
いずれの技術においても、Si、Al量がトータルで３〜3.
5％程度、Ｓ量を10ppm以下とした高級グレードの鋼板の
鉄損値は、Ｗ15/50＝2.4Ｗ／Kg程度（板厚0.5mm）であ
り、これ以上の低鉄損は達成されていないのが現状であ
る。
いずれの技術においても、Si、Al量がトータルで３〜3.
5％程度、Ｓ量を10ppm以下とした高級グレードの鋼板の
鉄損値は、Ｗ15/50＝2.4Ｗ／Kg程度（板厚0.5mm）であ
り、これ以上の低鉄損は達成されていないのが現状であ
る。
【０００８】本発明はこのような事情に鑑みなされたも
のであり、仕上焼鈍後の鉄損がさらに低い無方向性電磁
鋼板を製造する方法を提供することを課題とする。
のであり、仕上焼鈍後の鉄損がさらに低い無方向性電磁
鋼板を製造する方法を提供することを課題とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の骨子は、Ｓを１
０ppm以下の極微量に制御しても鉄損が下がらないの
は、微量Ｓ領域において熱延板焼鈍時に顕著な窒化層が
表面領域に形成されるためであるという新しい知見に基
づき、熱延板焼鈍時の窒素分圧を低減することによって
窒化物の形成を抑制し、鉄損を低下させるものである。
０ppm以下の極微量に制御しても鉄損が下がらないの
は、微量Ｓ領域において熱延板焼鈍時に顕著な窒化層が
表面領域に形成されるためであるという新しい知見に基
づき、熱延板焼鈍時の窒素分圧を低減することによって
窒化物の形成を抑制し、鉄損を低下させるものである。
【００１０】即ち、前記課題は、重量％で、Ｃ：0.005
％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下（０を含
む）、Si：4.5％以下、Mn：0.05〜1.0％、Al：1.0％以
下を含み、Ｓ：0.001％（０を含む）以下で残部が実質
的にFeである鋼を、熱間圧延を施して酸洗した後、窒素
分圧が20％以下の雰囲気ガス中で熱延板焼鈍を施し、引
き続き所定の板厚まで冷間圧延した後、連続焼鈍を施す
方法によって解決される。
％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下（０を含
む）、Si：4.5％以下、Mn：0.05〜1.0％、Al：1.0％以
下を含み、Ｓ：0.001％（０を含む）以下で残部が実質
的にFeである鋼を、熱間圧延を施して酸洗した後、窒素
分圧が20％以下の雰囲気ガス中で熱延板焼鈍を施し、引
き続き所定の板厚まで冷間圧延した後、連続焼鈍を施す
方法によって解決される。
【００１１】ここに、「残部が実質的にFeである」と
は、本発明の特徴を妨げない範囲で他の微量元素を含む
ものが権利範囲に入ることを意味する。なお、以下の説
明において、鋼の組成を示す％は全て重量％を意味し、
ppmも重量ppmを意味する。
は、本発明の特徴を妨げない範囲で他の微量元素を含む
ものが権利範囲に入ることを意味する。なお、以下の説
明において、鋼の組成を示す％は全て重量％を意味し、
ppmも重量ppmを意味する。
【００１２】（発明に至る経緯とＳ量、窒素分圧の限定
理由）以下、本発明に至った経緯について詳細に説明す
る。
理由）以下、本発明に至った経緯について詳細に説明す
る。
【００１３】最初に、鉄損に及ぼすＳの影響を調査する
ため、Ｃ：0.0025％、Si：2.85％、Mn：0.20％、Ｐ：0.
01％、Al：0.31％、Ｎ：0.0021％とし、Ｓ量をtr.〜15p
pmの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱延後、酸洗を
行った。引き続きこの熱延板に75％Ｈ2−25％Ｎ2雰囲気
で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.5mm
まで冷間圧延し、25％Ｈ2−75％Ｎ2雰囲気で900℃×１m
in間の仕上焼鈍を行った。
ため、Ｃ：0.0025％、Si：2.85％、Mn：0.20％、Ｐ：0.
01％、Al：0.31％、Ｎ：0.0021％とし、Ｓ量をtr.〜15p
pmの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱延後、酸洗を
行った。引き続きこの熱延板に75％Ｈ2−25％Ｎ2雰囲気
で830℃×３hrの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.5mm
まで冷間圧延し、25％Ｈ2−75％Ｎ2雰囲気で900℃×１m
in間の仕上焼鈍を行った。
【００１４】図１に、このようにして得られたサンプル
のＳ量と鉄損Ｗ15/50の関係を示す（×印）。ここで、
磁気測定は25cmエプスタイン法により行った。
のＳ量と鉄損Ｗ15/50の関係を示す（×印）。ここで、
磁気測定は25cmエプスタイン法により行った。
【００１５】図１より、Ｓを10ppm以下とした場合に大
幅な鉄損低減が達成されることがわかる。これは、Ｓ量
低減により粒成長性が向上したためである。以上のこと
より、本発明においては、Ｓは10ppm以下とし、より望
ましくは５ppm以下とする。
幅な鉄損低減が達成されることがわかる。これは、Ｓ量
低減により粒成長性が向上したためである。以上のこと
より、本発明においては、Ｓは10ppm以下とし、より望
ましくは５ppm以下とする。
【００１６】しかしながら、Ｓを10ppm以下とすると、
鉄損の低減は緩やかとなり、Ｓをtrとしても鉄損を2.4
Ｗ／Kg以下にすることができない。
鉄損の低減は緩やかとなり、Ｓをtrとしても鉄損を2.4
Ｗ／Kg以下にすることができない。
【００１７】本発明者らは、Ｓを10ppm以下の極低Ｓ材
において鉄損の低減が阻害されるのは、MnＳ以外の未知
の要因によるものでないかと考え、仕上げ焼鈍後のサン
プルについて光学顕微鏡にて組織観察を行った。その結
果、Ｓ＞10ppmの領域では窒化層は軽微であるのに対
し、Ｓ≦10ppmの領域では顕著な窒化層が認められた。
において鉄損の低減が阻害されるのは、MnＳ以外の未知
の要因によるものでないかと考え、仕上げ焼鈍後のサン
プルについて光学顕微鏡にて組織観察を行った。その結
果、Ｓ＞10ppmの領域では窒化層は軽微であるのに対
し、Ｓ≦10ppmの領域では顕著な窒化層が認められた。
【００１８】なお、Ｓ量低減に伴う窒化反応促進の機構
は充分に解明されていないが、本発明者は以下のように
考えている。すなわち、Ｓは表面および粒界に濃化しや
すく、その拡散速度が比較的早いことから、 熱延板焼
鈍の初期過程で表面に偏析する。その結果、熱延板焼鈍
の窒素分圧が高い場合も、表面に偏析したＳが窒素吸着
反応のバリヤーになる。 窒素吸着反応のバリヤーにな
るためのＳの下限値は、原理的には表面を被覆すること
ができるだけの極めて微量な量で充分であり、実験的に
見出された、Ｓ＞10ppmの領域がこれに対応する。一
方、Ｓ≦10ppmの領域ではＳによる窒素吸着の抑制効果
が低下し、Ｓ＞10ppmの領域に比べて窒化が生じやすい
ものと考えられる。
は充分に解明されていないが、本発明者は以下のように
考えている。すなわち、Ｓは表面および粒界に濃化しや
すく、その拡散速度が比較的早いことから、 熱延板焼
鈍の初期過程で表面に偏析する。その結果、熱延板焼鈍
の窒素分圧が高い場合も、表面に偏析したＳが窒素吸着
反応のバリヤーになる。 窒素吸着反応のバリヤーにな
るためのＳの下限値は、原理的には表面を被覆すること
ができるだけの極めて微量な量で充分であり、実験的に
見出された、Ｓ＞10ppmの領域がこれに対応する。一
方、Ｓ≦10ppmの領域ではＳによる窒素吸着の抑制効果
が低下し、Ｓ＞10ppmの領域に比べて窒化が生じやすい
ものと考えられる。
【００１９】本発明者らは、この表層部の窒化層は、主
として熱延板焼鈍時に形成され、仕上げ焼鈍時に結晶粒
の成長を妨げ鉄損低下を抑制するのではないかと考え
た。このような考えのもとに、熱延板焼鈍時の窒素の吸
着を抑制するため熱延板焼鈍時のガス雰囲気に注目して
様々な検討を加えた結果、熱延板焼鈍時の窒素分圧を20
％以下にすることによって仕上げ焼鈍後の鉄損が著しく
改善されることを見出した。
として熱延板焼鈍時に形成され、仕上げ焼鈍時に結晶粒
の成長を妨げ鉄損低下を抑制するのではないかと考え
た。このような考えのもとに、熱延板焼鈍時の窒素の吸
着を抑制するため熱延板焼鈍時のガス雰囲気に注目して
様々な検討を加えた結果、熱延板焼鈍時の窒素分圧を20
％以下にすることによって仕上げ焼鈍後の鉄損が著しく
改善されることを見出した。
【００２０】図１に、図１中の×印で示したデータを得
たものと同じサンプルに、95％水素中で熱延板焼鈍を施
した結果を○印で示す。Ｓが10ppmを超える領域では鉄
損は殆ど変化しないが、Ｓ≦10ppmでは約0.15Ｗ／Kg程
度低下しており、微量Ｓの場合に鉄損改善の効果が顕著
に認められた。また、これらのサンプルを光学顕微鏡に
よって組織観察したところ、窒化層が殆ど認められなか
った。すなわちこの場合は、熱延板焼鈍時の窒化が軽微
なため、仕上げ焼鈍時の結晶粒の成長が妨げられず鉄損
が低下したものと考えられる。
たものと同じサンプルに、95％水素中で熱延板焼鈍を施
した結果を○印で示す。Ｓが10ppmを超える領域では鉄
損は殆ど変化しないが、Ｓ≦10ppmでは約0.15Ｗ／Kg程
度低下しており、微量Ｓの場合に鉄損改善の効果が顕著
に認められた。また、これらのサンプルを光学顕微鏡に
よって組織観察したところ、窒化層が殆ど認められなか
った。すなわちこの場合は、熱延板焼鈍時の窒化が軽微
なため、仕上げ焼鈍時の結晶粒の成長が妨げられず鉄損
が低下したものと考えられる。
【００２１】次に、熱延板焼鈍時の窒素分圧と仕上げ焼
鈍時の鉄損の関係を調査するため、Ｃ：0.0028％、Si：
2.65％、Mn：0.20％、Ｐ：0.02％、Al：0.30％、Ｓ：0.
0006％,Ｎ：0.0019％とした鋼をラボ溶解し、熱延後、
酸洗を行った。引き続きこの熱延板に、窒素分圧が０−
50％で残部が水素からなる雰囲気ガス中で、830℃×３h
rの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.5mmまで冷間圧延
し、25％Ｈ2-75％Ｎ2雰囲気で900℃×１min間の仕上焼
鈍を行った。
鈍時の鉄損の関係を調査するため、Ｃ：0.0028％、Si：
2.65％、Mn：0.20％、Ｐ：0.02％、Al：0.30％、Ｓ：0.
0006％,Ｎ：0.0019％とした鋼をラボ溶解し、熱延後、
酸洗を行った。引き続きこの熱延板に、窒素分圧が０−
50％で残部が水素からなる雰囲気ガス中で、830℃×３h
rの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚0.5mmまで冷間圧延
し、25％Ｈ2-75％Ｎ2雰囲気で900℃×１min間の仕上焼
鈍を行った。
【００２２】図２に、熱延板焼鈍時の窒素分圧と仕上焼
鈍後の鉄損の関係を示す。図２により、窒素分圧低減に
より鉄損が低下し、窒素分圧が20％になるまで急激に低
下することがわかる。特に窒素分圧が10％以下で0.15Ｗ
／Kg程度の顕著な改善効果が認められた。
鈍後の鉄損の関係を示す。図２により、窒素分圧低減に
より鉄損が低下し、窒素分圧が20％になるまで急激に低
下することがわかる。特に窒素分圧が10％以下で0.15Ｗ
／Kg程度の顕著な改善効果が認められた。
【００２３】これは、窒素分圧が低下すると、熱延板の
窒化に寄与するフリー窒素量が低下するためと考えられ
る。実際、これらの仕上げ焼鈍材の組織を観察すると、
雰囲気ガス中の窒素量が20％以下では鋼板表面の窒化層
が減少し、10％以下の分圧となると光学顕微鏡では殆ど
確認できない程度となる。
窒化に寄与するフリー窒素量が低下するためと考えられ
る。実際、これらの仕上げ焼鈍材の組織を観察すると、
雰囲気ガス中の窒素量が20％以下では鋼板表面の窒化層
が減少し、10％以下の分圧となると光学顕微鏡では殆ど
確認できない程度となる。
【００２４】以上のことより本発明においては、熱延板
焼鈍時の窒素分圧は20％以下、望ましくは10％以下とす
る。なお、雰囲気ガスの残部は鋼板表面が酸化しないも
のであればよく、例えば水素ガスやアルゴン、ヘリウム
等の不活性ガスでよい。
焼鈍時の窒素分圧は20％以下、望ましくは10％以下とす
る。なお、雰囲気ガスの残部は鋼板表面が酸化しないも
のであればよく、例えば水素ガスやアルゴン、ヘリウム
等の不活性ガスでよい。
【００２５】（その他の成分の限定理由）次に、その他
の成分の限定理由について説明する。 Ｃ： Ｃは磁気時効の問題があるため0.005％以下とす
る。 Ｓｉ： Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素
であるが、4.5％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い
磁束密度が低下するため上限を4.5％とする。 Ｍｎ： Mnは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、
0.05％以上必要であるが、1.0％以上になると磁束密度
を低下させるので0.05〜1.0％とする。 Ｐ： 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、0.1％を超えて添加すると鋼板が脆化する
ため0.1％以下とする。 Ｎ： Ｎは、含有量が多い場合にはAlＮの析出量が多く
なり、鉄損を増大させるため0.005％以下とする。 Ａｌ： AlはSiと同様、固有抵抗を上げるために有効な
元素であるが、1.0％を超えると飽和磁束密度の低下に
伴い磁束密度が低下するため上限を1.0％とする。ま
た、0.1％未満の場合にはAlＮが微細化し粒成長性が低
下するため下限を0.1％とする。
の成分の限定理由について説明する。 Ｃ： Ｃは磁気時効の問題があるため0.005％以下とす
る。 Ｓｉ： Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素
であるが、4.5％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い
磁束密度が低下するため上限を4.5％とする。 Ｍｎ： Mnは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、
0.05％以上必要であるが、1.0％以上になると磁束密度
を低下させるので0.05〜1.0％とする。 Ｐ： 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、0.1％を超えて添加すると鋼板が脆化する
ため0.1％以下とする。 Ｎ： Ｎは、含有量が多い場合にはAlＮの析出量が多く
なり、鉄損を増大させるため0.005％以下とする。 Ａｌ： AlはSiと同様、固有抵抗を上げるために有効な
元素であるが、1.0％を超えると飽和磁束密度の低下に
伴い磁束密度が低下するため上限を1.0％とする。ま
た、0.1％未満の場合にはAlＮが微細化し粒成長性が低
下するため下限を0.1％とする。
【００２６】
【実施例】表１に示す鋼を用い、転炉で吹練した後に脱
ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後鋳造し、
スラブを1200℃で１hr加熱した後、板厚2.0mmまで熱間
圧延を行った。熱延仕上げ温度は800℃とした。巻取り
温度は550℃とし、表１に示す条件で熱延板焼鈍を施し
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、表１に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を行っ
た。
ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後鋳造し、
スラブを1200℃で１hr加熱した後、板厚2.0mmまで熱間
圧延を行った。熱延仕上げ温度は800℃とした。巻取り
温度は550℃とし、表１に示す条件で熱延板焼鈍を施し
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、表１に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を行っ
た。
【００２７】磁気測定は25cmエプスタイン試験片を用い
て行った。各鋼板の仕上焼鈍後の磁気特性を表１に併せ
て示す。
て行った。各鋼板の仕上焼鈍後の磁気特性を表１に併せ
て示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】これより、Ｓの含有量と熱延板焼鈍条件を
本発明の範囲に制御した場合に、仕上焼鈍後の鉄損の非
常に低い鋼板が得られることがわかる。
本発明の範囲に制御した場合に、仕上焼鈍後の鉄損の非
常に低い鋼板が得られることがわかる。
【００３０】これに対し、No.６とNo.１４の鋼板は、熱
延板焼鈍雰囲気の窒素分圧が本発明の範囲を外れている
ので、本発明法により製造された鋼板に比して鉄損が高
くなっている。また、No.７とNo.１５の鋼板は、Ｓの範
囲が本発明の範囲を外れているので、本発明法により製
造された鋼板に比して鉄損が高くなっている。
延板焼鈍雰囲気の窒素分圧が本発明の範囲を外れている
ので、本発明法により製造された鋼板に比して鉄損が高
くなっている。また、No.７とNo.１５の鋼板は、Ｓの範
囲が本発明の範囲を外れているので、本発明法により製
造された鋼板に比して鉄損が高くなっている。
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明において
は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：4.5％以下、Mn：
0.05〜1.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｎ：0.005％以下（０を
含む）、Al：1.0％以下を含み、Ｓ：0.001％以下（０を
含む）で残部が実質的にFeである鋼を、熱間圧延を施し
て酸洗した後、窒素分圧が20％以下の雰囲気ガス中で熱
延板焼鈍を施し、引き続き所定の板厚まで冷間圧延した
後、連続焼鈍を施しているので、磁性焼鈍後の鉄損の低
い鋼板を得ることができる。この鋼板は、電気材料等の
鉄損の低い性質が要求される用途に広く使用するのに好
適である。
は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：4.5％以下、Mn：
0.05〜1.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｎ：0.005％以下（０を
含む）、Al：1.0％以下を含み、Ｓ：0.001％以下（０を
含む）で残部が実質的にFeである鋼を、熱間圧延を施し
て酸洗した後、窒素分圧が20％以下の雰囲気ガス中で熱
延板焼鈍を施し、引き続き所定の板厚まで冷間圧延した
後、連続焼鈍を施しているので、磁性焼鈍後の鉄損の低
い鋼板を得ることができる。この鋼板は、電気材料等の
鉄損の低い性質が要求される用途に広く使用するのに好
適である。
【図１】Ｓ量と仕上げ焼鈍後の磁気特性（鉄損）との関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図２】熱延板焼鈍雰囲気ガス中の窒素分圧と仕上げ焼
鈍後の磁気特性（鉄損）との関係を示す図である。
鈍後の磁気特性（鉄損）との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：4.5％
以下、Mn：0.05〜1.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｎ：0.005％
以下（０を含む）、Al：1.0％以下を含み、Ｓ：0.001％
以下（０を含む）で残部が実質的にFeである鋼を、熱間
圧延を施して酸洗した後、窒素分圧が20％以下の雰囲気
ガス中で熱延板焼鈍を施し、引き続き所定の板厚まで冷
間圧延した後、連続焼鈍を施すことを特徴とする鉄損の
低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23547997A JPH1161259A (ja) | 1997-08-18 | 1997-08-18 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23547997A JPH1161259A (ja) | 1997-08-18 | 1997-08-18 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161259A true JPH1161259A (ja) | 1999-03-05 |
Family
ID=16986684
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23547997A Pending JPH1161259A (ja) | 1997-08-18 | 1997-08-18 | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1161259A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101110249B1 (ko) * | 2004-10-19 | 2012-03-13 | 주식회사 포스코 | 철손 특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 |
-
1997
- 1997-08-18 JP JP23547997A patent/JPH1161259A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101110249B1 (ko) * | 2004-10-19 | 2012-03-13 | 주식회사 포스코 | 철손 특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 |
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