JP2001011589A - 高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 介在物の非延性化し、結晶粒成長性を向上し
て、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板とその製造
方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.01〜
１％、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以下、Ｓ：0.01％以
下、sol.Al：0.0010％以下、残部はFeおよび不可避的不
純物を含み、介在物の組成をMgO :10%以上、MgO/Al
2O3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 にするので、
鋼板の熱間圧延時に介在物が非延性化され、鋼板の歪取
り焼鈍時における結晶粒の成長性を向上できる。その結
果、鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性磁性鋼板を安
定して製造することができる。
て、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板とその製造
方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.01〜
１％、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以下、Ｓ：0.01％以
下、sol.Al：0.0010％以下、残部はFeおよび不可避的不
純物を含み、介在物の組成をMgO :10%以上、MgO/Al
2O3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 にするので、
鋼板の熱間圧延時に介在物が非延性化され、鋼板の歪取
り焼鈍時における結晶粒の成長性を向上できる。その結
果、鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性磁性鋼板を安
定して製造することができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心と
して広く用いられる高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁
鋼板およびその製造方法に関するものである。
して広く用いられる高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁
鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板の内で、Si含有量が１
％（wt％を意味する）以下程度の比較的低Siの無方向性
電磁鋼板が、発電機、モータや小型変圧器等として電気
機器に広く用いられている。省エネルギーの観点より電
気機器の高効率化が要望されており、磁気特性として特
に低鉄損で高磁束密度の無方向性電磁鋼板が求められて
いる。
％（wt％を意味する）以下程度の比較的低Siの無方向性
電磁鋼板が、発電機、モータや小型変圧器等として電気
機器に広く用いられている。省エネルギーの観点より電
気機器の高効率化が要望されており、磁気特性として特
に低鉄損で高磁束密度の無方向性電磁鋼板が求められて
いる。
【０００３】一般に、無方向性電磁鋼板において、鉄損
を低下させるためには結晶粒度を大きくすることが重要
であり、このとき酸化物、硫化物、窒化物の生成が粒成
長に大きく影響する。一方、磁束密度は、Si、Al等の添
加により低下するため、高磁束密度の無方向性電磁鋼板
を製造するためには、合金元素の量を低下する必要があ
る。また、析出物の低下による結晶粒成長性の向上のた
めには、脱硫によりＳを低下させ、出鋼時のＮピックア
ップの防止、ＲＨ脱ガスでの脱窒処理によりＮを低下さ
せている。
を低下させるためには結晶粒度を大きくすることが重要
であり、このとき酸化物、硫化物、窒化物の生成が粒成
長に大きく影響する。一方、磁束密度は、Si、Al等の添
加により低下するため、高磁束密度の無方向性電磁鋼板
を製造するためには、合金元素の量を低下する必要があ
る。また、析出物の低下による結晶粒成長性の向上のた
めには、脱硫によりＳを低下させ、出鋼時のＮピックア
ップの防止、ＲＨ脱ガスでの脱窒処理によりＮを低下さ
せている。
【０００４】酸化物を低減させる方法としてしては、A
l、Si等で脱酸する方法が一般的に知られている。さら
に、微細なAlN の析出を防止するために、従来よりAlを
0.2 ％以上とし、介在物をAl2O3 とするとともにAlN を
粗大化させる技術が知られている。ただし、高磁束密度
を達成するためには、合金元素を低下させる必要があ
り、Alを0.2 ％以上添加することは問題となる。
l、Si等で脱酸する方法が一般的に知られている。さら
に、微細なAlN の析出を防止するために、従来よりAlを
0.2 ％以上とし、介在物をAl2O3 とするとともにAlN を
粗大化させる技術が知られている。ただし、高磁束密度
を達成するためには、合金元素を低下させる必要があ
り、Alを0.2 ％以上添加することは問題となる。
【０００５】そこで、Alを0.001%程度の低濃度に調整
し、AlN の析出を防止する方法も知られている。このと
き問題となるのは、SiO2-MnO-Al2O3系の延性介在物を生
成することである。このため、特開平1-152239号公報に
は、介在物組成をMnO/(SiO2+MnO+Al2O3)≦15％、SiO2/
(SiO2+MnO+Al2O3) ≧75％に制御し、介在物組成を非延
性にする方法が示されている。
し、AlN の析出を防止する方法も知られている。このと
き問題となるのは、SiO2-MnO-Al2O3系の延性介在物を生
成することである。このため、特開平1-152239号公報に
は、介在物組成をMnO/(SiO2+MnO+Al2O3)≦15％、SiO2/
(SiO2+MnO+Al2O3) ≧75％に制御し、介在物組成を非延
性にする方法が示されている。
【０００６】また、特開平10-102219 号公報には、介在
物の重量割合を、MnO/SiO2≦0.25、Al2O3/SiO2=0.1〜1
、SiO2/(SiO2+MnO+Al2O3)<0.75にすることにより連続
鋳造時のノズル詰まりを防止しつつ焼鈍時の粒成長性に
優れた電磁鋼板を溶製する方法が示されている。さら
に、介在物形態を変化させるため、特開平3-126845号公
報には、Ca/S=0.1〜1.5 となるようにCaを添加し、Ｓを
CaS とするとともに、介在物をAl2O3-CaO系に制御する
技術や、特開平10-212555 号公報には、Mgを添加するこ
とで介在物組成を、MgO を８％以上、(SiO2+MgO)を60％
以上に制御する方法が示されている。
物の重量割合を、MnO/SiO2≦0.25、Al2O3/SiO2=0.1〜1
、SiO2/(SiO2+MnO+Al2O3)<0.75にすることにより連続
鋳造時のノズル詰まりを防止しつつ焼鈍時の粒成長性に
優れた電磁鋼板を溶製する方法が示されている。さら
に、介在物形態を変化させるため、特開平3-126845号公
報には、Ca/S=0.1〜1.5 となるようにCaを添加し、Ｓを
CaS とするとともに、介在物をAl2O3-CaO系に制御する
技術や、特開平10-212555 号公報には、Mgを添加するこ
とで介在物組成を、MgO を８％以上、(SiO2+MgO)を60％
以上に制御する方法が示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】前述のように従来より
Alを0.2 ％以上とし、介在物をAl2O3 とするとともにAl
N を粗大化させる技術が知られているが、このような方
法では、高磁束密度を達成するためには、合金元素を低
下させる必要があり、Alを0.2 ％以上添加することは、
磁束密度の低下を引き起こすという問題があった。
Alを0.2 ％以上とし、介在物をAl2O3 とするとともにAl
N を粗大化させる技術が知られているが、このような方
法では、高磁束密度を達成するためには、合金元素を低
下させる必要があり、Alを0.2 ％以上添加することは、
磁束密度の低下を引き起こすという問題があった。
【０００８】また、Alを0.001 ％程度の低濃度に調整
し、AlN の析出を防止する方法において問題となるの
は、SiO2-MnO-Al2O3系の延性介在物を生成することであ
る。このため、特開平1-152239号公報に示される方法で
は介在物形態を完全に非延性にすることができず、鉄損
の低下が図れないばかりでなく、SiO2濃度を高くし過ぎ
ると、介在物の酸素濃度が高くなり、連鋳機においてノ
ズル詰まりを引き起こし、安定製造ができないという問
題があった。
し、AlN の析出を防止する方法において問題となるの
は、SiO2-MnO-Al2O3系の延性介在物を生成することであ
る。このため、特開平1-152239号公報に示される方法で
は介在物形態を完全に非延性にすることができず、鉄損
の低下が図れないばかりでなく、SiO2濃度を高くし過ぎ
ると、介在物の酸素濃度が高くなり、連鋳機においてノ
ズル詰まりを引き起こし、安定製造ができないという問
題があった。
【０００９】また、特開平10-102219 号公報の方法で
は、連続鋳造時のノズル詰まりは防止できても、熱間圧
延時における介在物の非延性化は防止できず、結果的に
鉄損を低位に安定させることができなかった。さらに、
介在物形態を変化させるための技術として、特開平3-12
6845号や特開平10-212555 号公報に示された方法でも介
在物の延性化が十分に防止できていないという問題があ
った。
は、連続鋳造時のノズル詰まりは防止できても、熱間圧
延時における介在物の非延性化は防止できず、結果的に
鉄損を低位に安定させることができなかった。さらに、
介在物形態を変化させるための技術として、特開平3-12
6845号や特開平10-212555 号公報に示された方法でも介
在物の延性化が十分に防止できていないという問題があ
った。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記課題を解
決するために、介在物を非延性化し、結晶粒の成長性を
向上することができる高磁束密度低鉄損の無方向性電磁
鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするも
のである。前記目的を達成するための請求項１記載の本
発明は、重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.01〜１％、
Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以下、Ｓ：0.01％以下、so
l.Al：0.0010％以下、残部はFeおよび不可避的不純物を
含み、介在物の組成がMgO:10 ％以上、MgO/Al2O3 :0.2
〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 となることを特徴とす
る高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板である。
決するために、介在物を非延性化し、結晶粒の成長性を
向上することができる高磁束密度低鉄損の無方向性電磁
鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするも
のである。前記目的を達成するための請求項１記載の本
発明は、重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.01〜１％、
Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以下、Ｓ：0.01％以下、so
l.Al：0.0010％以下、残部はFeおよび不可避的不純物を
含み、介在物の組成がMgO:10 ％以上、MgO/Al2O3 :0.2
〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 となることを特徴とす
る高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板である。
【００１１】請求項２記載の本発明は、一次精錬炉より
出鋼した溶鋼を、真空脱ガス装置により脱炭処理を行っ
た後、該溶鋼へのAl添加による予備脱酸により溶存酸素
濃度を50〜150ppmとなし、次いでSiおよびMg、またはSi
およびMg合金を添加することにより請求項１記載の成分
および介在物組成とすることを特徴とする高磁束密度低
鉄損の無方向性電磁鋼板の製造方法である。
出鋼した溶鋼を、真空脱ガス装置により脱炭処理を行っ
た後、該溶鋼へのAl添加による予備脱酸により溶存酸素
濃度を50〜150ppmとなし、次いでSiおよびMg、またはSi
およびMg合金を添加することにより請求項１記載の成分
および介在物組成とすることを特徴とする高磁束密度低
鉄損の無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１２】請求項３記載の本発明は、一次精錬炉より
出鋼した溶鋼を、真空脱ガス装置により脱炭処理を行っ
た後、該溶鋼へのAl添加による予備脱酸により溶存酸素
濃度を50〜150ppmとなし、次いでSi添加により成分調整
を行ってがら、取鍋内の溶鋼にMgまたはMg合金を添加す
ることにより請求項１記載の成分および介在物組成とす
ることを特徴とする高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼
板の製造方法である。
出鋼した溶鋼を、真空脱ガス装置により脱炭処理を行っ
た後、該溶鋼へのAl添加による予備脱酸により溶存酸素
濃度を50〜150ppmとなし、次いでSi添加により成分調整
を行ってがら、取鍋内の溶鋼にMgまたはMg合金を添加す
ることにより請求項１記載の成分および介在物組成とす
ることを特徴とする高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼
板の製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明において介在物の延性能を
検討した結果、SiO2系およびMgO-SiO2系が最も延性介在
物になりにくいことを発見した。しかし、SiO2濃度の高
い介在物を生成させることは、前に述べたように介在物
酸素濃度が高くなり、連鋳機においてノズル詰まりを起
こして製造が非常に不安定となり、鉄損の低い電磁鋼板
を安定的に製造することができない。
検討した結果、SiO2系およびMgO-SiO2系が最も延性介在
物になりにくいことを発見した。しかし、SiO2濃度の高
い介在物を生成させることは、前に述べたように介在物
酸素濃度が高くなり、連鋳機においてノズル詰まりを起
こして製造が非常に不安定となり、鉄損の低い電磁鋼板
を安定的に製造することができない。
【００１４】これに対して、Al予備脱酸後のSi添加時ま
たはSi添加後に酸素と親和力の強いMgを添加するとMgO-
SiO2-Al2O3系の介在物が生成し、介在物個数を減少させ
るとともに、残存する介在物がMgO を含有することによ
り融点を1500℃以上に上昇できる。融点の高い非延性の
介在物とすることにより粒成長性が向上するので、鋳片
の圧延により得られた電磁鋼板の鉄損は低位安定したも
のとなる。このように本発明では、介在物組成をMgO-Si
O2系に制御することによって、延性介在物の生成が抑制
され、低鉄損で高磁束密度の電磁鋼板を製造できる。
たはSi添加後に酸素と親和力の強いMgを添加するとMgO-
SiO2-Al2O3系の介在物が生成し、介在物個数を減少させ
るとともに、残存する介在物がMgO を含有することによ
り融点を1500℃以上に上昇できる。融点の高い非延性の
介在物とすることにより粒成長性が向上するので、鋳片
の圧延により得られた電磁鋼板の鉄損は低位安定したも
のとなる。このように本発明では、介在物組成をMgO-Si
O2系に制御することによって、延性介在物の生成が抑制
され、低鉄損で高磁束密度の電磁鋼板を製造できる。
【００１５】本発明の製造方法を説明する。本発明の電
磁鋼板を製造する鋼の溶製は、転炉、電気炉等の通常の
溶製方法で製造され、目標とする最終の溶鋼組成を得
る。例えば転炉から出鋼したＣは0.03〜0.15％、Mn:0.0
1 〜0.1 ％、Si:0.3％、Ｐ:0.005％〜0.10％であればよ
い。転炉から出鋼された溶鋼はＲＨ脱ガス装置等により
0.01気圧以下で真空処理して脱炭され、溶鋼中のＣ含有
量を0.01％以下とする。ここで溶鋼中の酸素含有量が増
加するのを防止するため、Ｃ含有量を0.0005％以上とす
るのが好ましい。
磁鋼板を製造する鋼の溶製は、転炉、電気炉等の通常の
溶製方法で製造され、目標とする最終の溶鋼組成を得
る。例えば転炉から出鋼したＣは0.03〜0.15％、Mn:0.0
1 〜0.1 ％、Si:0.3％、Ｐ:0.005％〜0.10％であればよ
い。転炉から出鋼された溶鋼はＲＨ脱ガス装置等により
0.01気圧以下で真空処理して脱炭され、溶鋼中のＣ含有
量を0.01％以下とする。ここで溶鋼中の酸素含有量が増
加するのを防止するため、Ｃ含有量を0.0005％以上とす
るのが好ましい。
【００１６】真空脱炭処理された溶鋼にへのAl添加によ
る予備脱酸により溶存酸素濃度を50〜150ppmとする。こ
こで、溶存酸素濃度の下限を50ppm としたのは、Alによ
り50ppm 未満まで予備脱酸処理を行うとAlN の発生で延
性が阻害されやすく、一方、150ppmを超えてのAlによる
予備脱酸は多量のAl2O3 が発生し、介在物が多くなり過
ぎる他、操業が不安定になるという問題がある。このよ
うにして予備脱酸処理した脱ガス槽内の溶鋼に強力な脱
酸能のあるSiとMg、またはSiとMg合金を添加することに
より、目標とする最終の溶鋼組成を得る。もしくは、同
様の手順でAl添加による予備脱酸を行った後、取鍋内の
溶鋼にまずSiを添加して脱酸し、次にMgまたはMg合金を
添加することにより目標とする最終の溶鋼組成を得るよ
うにすることもできる。
る予備脱酸により溶存酸素濃度を50〜150ppmとする。こ
こで、溶存酸素濃度の下限を50ppm としたのは、Alによ
り50ppm 未満まで予備脱酸処理を行うとAlN の発生で延
性が阻害されやすく、一方、150ppmを超えてのAlによる
予備脱酸は多量のAl2O3 が発生し、介在物が多くなり過
ぎる他、操業が不安定になるという問題がある。このよ
うにして予備脱酸処理した脱ガス槽内の溶鋼に強力な脱
酸能のあるSiとMg、またはSiとMg合金を添加することに
より、目標とする最終の溶鋼組成を得る。もしくは、同
様の手順でAl添加による予備脱酸を行った後、取鍋内の
溶鋼にまずSiを添加して脱酸し、次にMgまたはMg合金を
添加することにより目標とする最終の溶鋼組成を得るよ
うにすることもできる。
【００１７】その後、連続鋳造法または分塊圧延法によ
りスラブとした後、常法に従う熱間圧延法で板厚2.0 〜
3.0mm 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。次いで、必要に応じて製品
の集合組織改善のための熱延板の焼鈍を行った後、冷間
圧延により所定の板厚とし、さらに最終焼鈍を行いその
後、公知の方法で絶縁皮膜を生成する。
りスラブとした後、常法に従う熱間圧延法で板厚2.0 〜
3.0mm 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。次いで、必要に応じて製品
の集合組織改善のための熱延板の焼鈍を行った後、冷間
圧延により所定の板厚とし、さらに最終焼鈍を行いその
後、公知の方法で絶縁皮膜を生成する。
【００１８】例えば、表１に示す組成になる本発明の実
施例および比較例に係る無方向性電磁鋼板用スラブを転
炉−真空脱ガス（ＲＨ）−連続鋳造工程により製造し
た。Mgの添加は、真空脱ガスにおいて脱炭処理を行った
後、AlおよびMnを添加し、所定の成分としてSi-Mg 合金
を添加したものと、ＲＨ処理後の取鍋内に金属被覆Mg
（以下、Mgワイヤとする）を使用して行った。次いで、
1150℃に加熱後、熱延により2.0mm 厚さとした後、冷延
して0.5mm 厚とし、750 ℃、10秒の仕上げ焼鈍後に絶縁
皮膜を被成した。さらに、750 ℃、２時間の歪取焼鈍を
施した。かくして得られた製品の成分歪取焼鈍後の粒径
および磁気特性: JISC2550に規定のエプスタイン試験法
による鉄損Ｗ15/50 と磁束密度Ｂについて調べた結果を
表１に併記する。
施例および比較例に係る無方向性電磁鋼板用スラブを転
炉−真空脱ガス（ＲＨ）−連続鋳造工程により製造し
た。Mgの添加は、真空脱ガスにおいて脱炭処理を行った
後、AlおよびMnを添加し、所定の成分としてSi-Mg 合金
を添加したものと、ＲＨ処理後の取鍋内に金属被覆Mg
（以下、Mgワイヤとする）を使用して行った。次いで、
1150℃に加熱後、熱延により2.0mm 厚さとした後、冷延
して0.5mm 厚とし、750 ℃、10秒の仕上げ焼鈍後に絶縁
皮膜を被成した。さらに、750 ℃、２時間の歪取焼鈍を
施した。かくして得られた製品の成分歪取焼鈍後の粒径
および磁気特性: JISC2550に規定のエプスタイン試験法
による鉄損Ｗ15/50 と磁束密度Ｂについて調べた結果を
表１に併記する。
【００１９】
【表１】
【００２０】表１において本発明の実施例に係る鋼の化
学組成は、下記の範囲に調整してある。 Ｃ：Ｃは鉄損を高める有害成分で、0.01％を超えるとＣ
の析出にりより磁気時効が著しくなり、磁気特性を劣化
させるので少ないほど好ましく、電磁鋼板としての特性
を満たすために、Ｃ含有量の上限を0.01％とする。
学組成は、下記の範囲に調整してある。 Ｃ：Ｃは鉄損を高める有害成分で、0.01％を超えるとＣ
の析出にりより磁気時効が著しくなり、磁気特性を劣化
させるので少ないほど好ましく、電磁鋼板としての特性
を満たすために、Ｃ含有量の上限を0.01％とする。
【００２１】Si：鋼を脱酸するため、および鋼の電気抵
抗を高めて鉄損を低減するために用いられるSiは、脱酸
効果を得るために0.01％以上を含有させる。一方、Si含
有量が増すにつれて磁束密度が低下するので、その上限
を１％とする。 Mn：Mnは鋼板の硬度を増加させ、鉄心に加工するときの
鋼板の打抜き性および固有抵抗を高めて鉄損を下げる効
果があるが、Mn含有量が増すと延性に富むMnO系の介在
物が増すおそれがある。MnO 系介在物の生成を抑制する
ためにMn含有量の上限を1.5 ％とする。
抗を高めて鉄損を低減するために用いられるSiは、脱酸
効果を得るために0.01％以上を含有させる。一方、Si含
有量が増すにつれて磁束密度が低下するので、その上限
を１％とする。 Mn：Mnは鋼板の硬度を増加させ、鉄心に加工するときの
鋼板の打抜き性および固有抵抗を高めて鉄損を下げる効
果があるが、Mn含有量が増すと延性に富むMnO系の介在
物が増すおそれがある。MnO 系介在物の生成を抑制する
ためにMn含有量の上限を1.5 ％とする。
【００２２】Ｐ：電気抵抗を高めて鉄損を改善し、鋼板
の硬度を増し、打抜き性を改良するが、Ｐを過度に含有
させると鋼が脆化するので、0.15％以下に抑える。 Ｓ：Ｓは0.01％を超えるとMnS の析出が生じ易く、焼鈍
時の結晶粒の成長を妨げるので少ないほうがよく0.01％
以下とする。 Al：Alは健全な鋳片を得るための溶鋼の脱酸剤としての
役割と、介在物中のAl 2O3 含有量を制御する役割を持っ
ている。Al添加により生じる脱酸生成物の一部は浮上す
るが、残余は鋼中で酸化物系介在物を形成し、さらに過
剰のAlはsol.Alとして鋼中に残存する。sol.Alは、主に
微細な析出物であるAlN として存在する。AlN の量が増
すと結晶粒の成長や磁壁移動の障害となる。このため、
sol.Alは少ないのが好ましく、その含有量の上限を0.00
10％とする。
の硬度を増し、打抜き性を改良するが、Ｐを過度に含有
させると鋼が脆化するので、0.15％以下に抑える。 Ｓ：Ｓは0.01％を超えるとMnS の析出が生じ易く、焼鈍
時の結晶粒の成長を妨げるので少ないほうがよく0.01％
以下とする。 Al：Alは健全な鋳片を得るための溶鋼の脱酸剤としての
役割と、介在物中のAl 2O3 含有量を制御する役割を持っ
ている。Al添加により生じる脱酸生成物の一部は浮上す
るが、残余は鋼中で酸化物系介在物を形成し、さらに過
剰のAlはsol.Alとして鋼中に残存する。sol.Alは、主に
微細な析出物であるAlN として存在する。AlN の量が増
すと結晶粒の成長や磁壁移動の障害となる。このため、
sol.Alは少ないのが好ましく、その含有量の上限を0.00
10％とする。
【００２３】なお、Mgの添加に用いる合金の種類は特定
するものではないが、所定の成分としたSi-Mg 合金、Fe
-Mg 合金、Fe-Si-Mg合金等が好適であり、合金の形態は
Mg源金属を塊状もしくはワイヤ状にして用いるのが取扱
いに便利である。Mgは必ずしも鋼板に残存させる必要は
ないが、ＳやＮと析出物を形成するのを避けるためには
0.003 ％以下にするのが好ましい。また、鋼中に溶存す
る酸素と介在物中の酸素からなる全酸素量は、0.01％以
下にするのが好適である。上記以外の元素はFeおよび不
可避的不純物である。
するものではないが、所定の成分としたSi-Mg 合金、Fe
-Mg 合金、Fe-Si-Mg合金等が好適であり、合金の形態は
Mg源金属を塊状もしくはワイヤ状にして用いるのが取扱
いに便利である。Mgは必ずしも鋼板に残存させる必要は
ないが、ＳやＮと析出物を形成するのを避けるためには
0.003 ％以下にするのが好ましい。また、鋼中に溶存す
る酸素と介在物中の酸素からなる全酸素量は、0.01％以
下にするのが好適である。上記以外の元素はFeおよび不
可避的不純物である。
【００２４】また、表１における本発明の実施例に係る
介在物の組成は上記の通り、MgO :10 ％以上、MgO/Al2O
3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 にする必要があ
る。 MgO ：酸化物系介在物の融点を高くし、熱間圧延時に介
在物を非延性にするには、介在物組成を鋼板中の酸化物
系介在物の総量に対する重量比でMgO を10％以上にする
必要がある。MgO が10% 未満であるとMgによる脱酸が不
十分となり、また介在物の融点が低くなり易く、熱間圧
延で介在物が延ばされ、歪み取り焼鈍時の結晶粒成長を
阻害する。
介在物の組成は上記の通り、MgO :10 ％以上、MgO/Al2O
3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 にする必要があ
る。 MgO ：酸化物系介在物の融点を高くし、熱間圧延時に介
在物を非延性にするには、介在物組成を鋼板中の酸化物
系介在物の総量に対する重量比でMgO を10％以上にする
必要がある。MgO が10% 未満であるとMgによる脱酸が不
十分となり、また介在物の融点が低くなり易く、熱間圧
延で介在物が延ばされ、歪み取り焼鈍時の結晶粒成長を
阻害する。
【００２５】MgO/Al2O3 ：表１に示すように、介在物中
のAl2O3 に対するMgO の重量比MgO/Al2O3 が0.2 に満た
ない比較例２、３、４および７の場合には、介在物の非
延性が阻害され鋼板の歪取焼鈍後の結晶粒径が小さく、
鉄損Ｗ15/50 が大きくなる。また、MgO/Al2O3 が1.0 を
超える比較例１、５および６の場合にも、介在物析出量
が増加するため、鋼板の歪取焼鈍後の結晶粒径が小さく
なとともに鉄損Ｗ15/50 が大きくなる。これに対して、
MgO/Al2O3 を0.43〜2.3 範囲にする本発明の実施例１〜
８の場合には、比較例１〜７より格段に鋼板の歪取焼鈍
後の結晶粒の粒径を大きくでき、鉄損Ｗ15/50 が低位に
安定するとともに、磁束密度Ｂ50を1.77〜1.80(T) レベ
ルに保持でき、良好な磁気特性の無方向性電磁鋼板が得
られる。
のAl2O3 に対するMgO の重量比MgO/Al2O3 が0.2 に満た
ない比較例２、３、４および７の場合には、介在物の非
延性が阻害され鋼板の歪取焼鈍後の結晶粒径が小さく、
鉄損Ｗ15/50 が大きくなる。また、MgO/Al2O3 が1.0 を
超える比較例１、５および６の場合にも、介在物析出量
が増加するため、鋼板の歪取焼鈍後の結晶粒径が小さく
なとともに鉄損Ｗ15/50 が大きくなる。これに対して、
MgO/Al2O3 を0.43〜2.3 範囲にする本発明の実施例１〜
８の場合には、比較例１〜７より格段に鋼板の歪取焼鈍
後の結晶粒の粒径を大きくでき、鉄損Ｗ15/50 が低位に
安定するとともに、磁束密度Ｂ50を1.77〜1.80(T) レベ
ルに保持でき、良好な磁気特性の無方向性電磁鋼板が得
られる。
【００２６】SiO2/Al2O3: 介在物中のAl2O3 に対するSi
O2の重量比SiO2/Al2O3が0.43未満となってSiO2が少ない
場合、相対的にAl2O3 が増すので、微細な単体Al2O3 の
介在物が多くなって結晶粒の成長が阻害される。逆に、
SiO2/Al2O3が2.3 を超えてAl 2O3 が低くなりすぎるとSi
O2系の微細析出物が生成され、結晶粒の成長や磁気特性
に悪影響を及ぼす。また、SiO2の比率が高くなると、連
続鋳造時にノズルが詰まり易くなる。このため、結晶粒
の成長を確保して所望の磁気特性を得るには、SiO2/Al2
O3を0.43〜2.3 範囲にする必要がある。
O2の重量比SiO2/Al2O3が0.43未満となってSiO2が少ない
場合、相対的にAl2O3 が増すので、微細な単体Al2O3 の
介在物が多くなって結晶粒の成長が阻害される。逆に、
SiO2/Al2O3が2.3 を超えてAl 2O3 が低くなりすぎるとSi
O2系の微細析出物が生成され、結晶粒の成長や磁気特性
に悪影響を及ぼす。また、SiO2の比率が高くなると、連
続鋳造時にノズルが詰まり易くなる。このため、結晶粒
の成長を確保して所望の磁気特性を得るには、SiO2/Al2
O3を0.43〜2.3 範囲にする必要がある。
【００２７】表１より明らかなように、本発明の実施例
に係る無方向性電磁鋼板は、比較例よりも格段に歪み取
り焼鈍後の結晶粒成長性に優れ、鉄損が低位に安定する
とともに磁束密度の高い製品を製造することができる。
に係る無方向性電磁鋼板は、比較例よりも格段に歪み取
り焼鈍後の結晶粒成長性に優れ、鉄損が低位に安定する
とともに磁束密度の高い製品を製造することができる。
【００２８】
【発明の効果】以上、説明したように本発明の高磁束密
度低鉄損の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：0.01％
以下、Si：0.01〜１％、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以
下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.0010％以下、残部はFe
および不可避的不純物を含み、介在物の組成をMgO :10
％以上、MgO/Al2O3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.
3 にするので、熱間圧延時に介在物が非延性化され、無
方向性磁性鋼板の結晶粒成長性が向上できる。その結
果、鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性磁性鋼板を安
定して製造することができる。
度低鉄損の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：0.01％
以下、Si：0.01〜１％、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以
下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.0010％以下、残部はFe
および不可避的不純物を含み、介在物の組成をMgO :10
％以上、MgO/Al2O3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.
3 にするので、熱間圧延時に介在物が非延性化され、無
方向性磁性鋼板の結晶粒成長性が向上できる。その結
果、鉄損が低く、磁束密度の高い無方向性磁性鋼板を安
定して製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ａ Ｆターム(参考） 4K013 AA04 BA07 BA14 CB03 CB09 CE01 CE02 EA01 EA05 4K033 AA01 RA03 5E041 AA11 AA19 CA02 CA04 HB00 NN00 NN01
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：0.01〜
１％、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：O.15％以下、Ｓ：0.01％以
下、sol.Al：0.0010％以下、残部はFeおよび不可避的不
純物を含み、介在物の組成がMgO :10%以上、MgO/Al
2O3 :0.2〜1.0 、SiO2/Al2O3:0.43 〜2.3 となることを
特徴とする高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】 一次精錬炉より出鋼した溶鋼を、真空脱
ガス装置により脱炭処理を行った後、該溶鋼へのAl添加
による予備脱酸により溶存酸素濃度を50〜150ppmとな
し、次いでSiおよびMg、またはSiおよびMg合金を添加す
ることにより請求項１記載の成分および介在物組成とす
ることを特徴とする高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼
板の製造方法。 - 【請求項３】 一次精錬炉より出鋼した溶鋼を、真空脱
ガス装置により脱炭処理を行った後、該溶鋼へのAl添加
による予備脱酸により溶存酸素濃度を50〜150ppmとな
し、次いでSi添加により成分調整を行ってがら、取鍋内
の溶鋼にMgまたはMg合金を添加することにより請求項１
記載の成分および介在物組成とすることを特徴とする高
磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17783499A JP4218136B2 (ja) | 1999-06-24 | 1999-06-24 | 高磁束密度低鉄損の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 |
|---|---|---|---|
| JP17783499A JP4218136B2 (ja) | 1999-06-24 | 1999-06-24 | 高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001011589A true JP2001011589A (ja) | 2001-01-16 |
| JP4218136B2 JP4218136B2 (ja) | 2009-02-04 |
Family
ID=16037938
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17783499A Expired - Fee Related JP4218136B2 (ja) | 1999-06-24 | 1999-06-24 | 高磁束密度低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4218136B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004013365A1 (ja) * | 2002-08-06 | 2004-02-12 | Jfe Steel Corporation | 無方向性電磁鋼板、回転機用部材および回転機 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6388092B1 (ja) | 2016-11-25 | 2018-09-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| TWI733115B (zh) | 2018-05-21 | 2021-07-11 | 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 | 無方向性電磁鋼板的製造方法 |
-
1999
- 1999-06-24 JP JP17783499A patent/JP4218136B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004013365A1 (ja) * | 2002-08-06 | 2004-02-12 | Jfe Steel Corporation | 無方向性電磁鋼板、回転機用部材および回転機 |
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| Publication number | Publication date |
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| JP4218136B2 (ja) | 2009-02-04 |
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