JPH0689402B2 - 磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0689402B2 JPH0689402B2 JP1081239A JP8123989A JPH0689402B2 JP H0689402 B2 JPH0689402 B2 JP H0689402B2 JP 1081239 A JP1081239 A JP 1081239A JP 8123989 A JP8123989 A JP 8123989A JP H0689402 B2 JPH0689402 B2 JP H0689402B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に
関するものである。
関するものである。
（従来の技術） 無方向性電磁鋼板は、鋼板が製鉄所から出荷される際
に、既に最終的な磁気特性を具備しているように製造さ
れたフルプロセス製品と、鋼板の納入先にて行われる打
抜き加工や剪断加工後の磁性焼鈍により、始めて所定の
磁気特性が現出されるようにされたセミプロセス製品と
に区別される。
に、既に最終的な磁気特性を具備しているように製造さ
れたフルプロセス製品と、鋼板の納入先にて行われる打
抜き加工や剪断加工後の磁性焼鈍により、始めて所定の
磁気特性が現出されるようにされたセミプロセス製品と
に区別される。
又無方向性電磁鋼板は、例えば発電機、電動機、小型変
圧器等の電気機器に広範囲にわたって使用される。しか
し、最近省エネルギーの見地から更に鉄損の少ない材料
が供給されることが求められている。
圧器等の電気機器に広範囲にわたって使用される。しか
し、最近省エネルギーの見地から更に鉄損の少ない材料
が供給されることが求められている。
無方向性電磁鋼板の鉄損を決定する主な要因は、Si＋Al
の含有量と結晶粒径であり、同一成分の場合は結晶粒径
は約120μｍの時に最も鉄損が少なくなることが知られ
ている。
の含有量と結晶粒径であり、同一成分の場合は結晶粒径
は約120μｍの時に最も鉄損が少なくなることが知られ
ている。
このクラスの無方向性電磁鋼板は、製造メーカーの出荷
時点での平均結晶粒径は約５〜20μｍ程度であるので、
需要家での打抜き等の加工後の磁性焼鈍により結晶粒径
を大きくすることが鉄損を少なくすることになる。
時点での平均結晶粒径は約５〜20μｍ程度であるので、
需要家での打抜き等の加工後の磁性焼鈍により結晶粒径
を大きくすることが鉄損を少なくすることになる。
ところで、鋼中の硫化物、窒化物、酸化物等の介在物、
特に微細な介在物は、需要家での磁性焼鈍時の結晶粒成
長を妨げるので極力減らさなければならない。
特に微細な介在物は、需要家での磁性焼鈍時の結晶粒成
長を妨げるので極力減らさなければならない。
本発明者は、既に特開昭63−195217号公報にMnO/（SiO2
＋MnO＋Al2O3）×100≦15％であることを特徴とする磁
性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板を提案した。
＋MnO＋Al2O3）×100≦15％であることを特徴とする磁
性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板を提案した。
一方、最近連続鋳造スラブを加熱無しで直ちに熱間圧延
する、いわゆる直送圧延、あるいは連続鋳造スラブを高
温に保持したまま加熱炉に装入し再加熱し、熱延するこ
とが行われている。これによれば、従来法、すなわち連
続鋳造スラブを一旦常温まで冷却した後、加熱炉で再加
熱する方法と比べ、熱エネルギー使用量を低減させるこ
とができる。
する、いわゆる直送圧延、あるいは連続鋳造スラブを高
温に保持したまま加熱炉に装入し再加熱し、熱延するこ
とが行われている。これによれば、従来法、すなわち連
続鋳造スラブを一旦常温まで冷却した後、加熱炉で再加
熱する方法と比べ、熱エネルギー使用量を低減させるこ
とができる。
また、特開昭52−108318号公報では、Si1〜４％鋼で連
続鋳造後のスラブを直ちに熱間圧延すること、或いは11
00〜1200℃に再加熱し直ちに熱間圧延すること、特開昭
54−41219号公報では、900〜1100℃未満内に再加熱する
方法が提案されている。
続鋳造後のスラブを直ちに熱間圧延すること、或いは11
00〜1200℃に再加熱し直ちに熱間圧延すること、特開昭
54−41219号公報では、900〜1100℃未満内に再加熱する
方法が提案されている。
これらは、鋳造のままスラブの表面温度、中心温度を80
0〜1050℃の温度範囲に40分以上保温することにより、A
lNの析出、凝集を十分行わしめることを目的としてい
る。
0〜1050℃の温度範囲に40分以上保温することにより、A
lNの析出、凝集を十分行わしめることを目的としてい
る。
（発明が解決しようとする課題） 前記従来の技術により得られる鉄損は満足できるもので
はなく、本発明は従来の技術の欠点を解決した磁性焼鈍
後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法であ
る。
はなく、本発明は従来の技術の欠点を解決した磁性焼鈍
後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法であ
る。
（課題を解決するための手段） 本発明はC:0.015％以下、Si:0.1〜1.0％、Mn:1.5％以
下、P:0.15％以下、S:0.008％以下、sol.Al:0.001〜0.0
05％、T.N:0.010％以下、T.O:0.02％以下を含み鋼中のS
iO2,MnO,Al2O3がSiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75
％、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％を満足し、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造スラブを、
鋳造後スラブの温度を200〜700℃の温度範囲に放冷した
後、上記スラブを1000〜1200℃の温度範囲に再加熱し、
続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍することを特徴とす
る磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板の製造方
法であり、熱延板を700〜1000℃で熱延板焼鈍すること
を含む。
下、P:0.15％以下、S:0.008％以下、sol.Al:0.001〜0.0
05％、T.N:0.010％以下、T.O:0.02％以下を含み鋼中のS
iO2,MnO,Al2O3がSiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75
％、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％を満足し、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造スラブを、
鋳造後スラブの温度を200〜700℃の温度範囲に放冷した
後、上記スラブを1000〜1200℃の温度範囲に再加熱し、
続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍することを特徴とす
る磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板の製造方
法であり、熱延板を700〜1000℃で熱延板焼鈍すること
を含む。
本発明者らは、磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性
電磁鋼板の製造方法を発明すべく鋭意研究を重ねた結
果、新たに得られた知見を得たもので、Siが0.10〜0.14
％の鋼を例に以下に説明する。
電磁鋼板の製造方法を発明すべく鋭意研究を重ねた結
果、新たに得られた知見を得たもので、Siが0.10〜0.14
％の鋼を例に以下に説明する。
第１図は、特開昭63−195217号で提案されているMnO/
（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100と磁性焼鈍後の鉄損W15/50
の関係を示すものであり、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×
100≦15％とすれば、磁性焼鈍後の平均結晶粒径を50μ
ｍ以上になし得、例えばSi0.1％鋼では鉄損W15/50＜4.8
W/kgというような低鉄損を得られることが分かる。
（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100と磁性焼鈍後の鉄損W15/50
の関係を示すものであり、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×
100≦15％とすれば、磁性焼鈍後の平均結晶粒径を50μ
ｍ以上になし得、例えばSi0.1％鋼では鉄損W15/50＜4.8
W/kgというような低鉄損を得られることが分かる。
しかし、第１図から明らかなとおり、MnOの重量比率が1
5％以下においても鉄損W15/50が4.3〜5.0W/kg近くまで
ばらついている。
5％以下においても鉄損W15/50が4.3〜5.0W/kg近くまで
ばらついている。
第２図には、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％の
ものだけを選別した中での、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al
2O3）×100と磁性焼鈍後の鉄損W15/50との関係について
示す。
ものだけを選別した中での、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al
2O3）×100と磁性焼鈍後の鉄損W15/50との関係について
示す。
本発明者らは、鋼中のSiO2の比率を増やすことによっ
て、鋼中のMnSをSiO2のまわりに凝集、粗大化して、微
細なMnSの析出量を低減することができ、磁性焼鈍後の
鉄損を安定して少なくすることが可能であることを発見
し、この効果を得るためには、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al2
O3）×100≧75％にすることが肝要であることを見出し
た。（特開昭62−310375号参照）。
て、鋼中のMnSをSiO2のまわりに凝集、粗大化して、微
細なMnSの析出量を低減することができ、磁性焼鈍後の
鉄損を安定して少なくすることが可能であることを発見
し、この効果を得るためには、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al2
O3）×100≧75％にすることが肝要であることを見出し
た。（特開昭62−310375号参照）。
次に、上記に加えて連続鋳造スラブを、鋳造後スラブの
温度を200から700℃の温度範囲に放冷することによる鉄
損改善効果について述べる。
温度を200から700℃の温度範囲に放冷することによる鉄
損改善効果について述べる。
第３図は、第２図の結果を層別したもので、スラブの温
度を200〜700℃の温度範囲に放冷したものを●で、700
℃を超え、1000℃以下の温度範囲に放冷したものを○で
プロットしたものである。
度を200〜700℃の温度範囲に放冷したものを●で、700
℃を超え、1000℃以下の温度範囲に放冷したものを○で
プロットしたものである。
これより、放冷後のスラブの温度が200〜700℃の方が安
定して低鉄損が得られることが分かる。
定して低鉄損が得られることが分かる。
第４図は、製品のMnSの分布状況を透過型電子顕微鏡で3
000倍で観察した結果を示す金属組織写真図で、（Ａ）
は製品中のMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、S
iO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75％のもの、（Ｂ）
はMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、SiO2／（S
iO2＋MnO＋Al2O3）×100＜75％であり、連続鋳造後のス
ラブの放冷後の温度が850℃のもの、（Ｃ）はMnO/（SiO
2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、SiO2／（SiO2＋MnO＋A
l2O3）×100≧75％であり、連続鋳造後のスラブの放冷
後の温度が300℃のものである。
000倍で観察した結果を示す金属組織写真図で、（Ａ）
は製品中のMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、S
iO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75％のもの、（Ｂ）
はMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、SiO2／（S
iO2＋MnO＋Al2O3）×100＜75％であり、連続鋳造後のス
ラブの放冷後の温度が850℃のもの、（Ｃ）はMnO/（SiO
2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、SiO2／（SiO2＋MnO＋A
l2O3）×100≧75％であり、連続鋳造後のスラブの放冷
後の温度が300℃のものである。
これより、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％で、S
iO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75％であり、連続鋳
造後のスラブの放冷後の温度が300℃の場合が微細なMnS
が少ないことが分かる。
iO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75％であり、連続鋳
造後のスラブの放冷後の温度が300℃の場合が微細なMnS
が少ないことが分かる。
この原因は、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≧75
％、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％とすること
により、MnSをSiO2のまわりに凝集させ、粗大化を図る
のであるが、スラブの温度を200〜700℃の温度範囲に放
冷した方が、SiO2へのMnSのオストワルド成長による凝
集をより促進できるものと推定される。
％、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％とすること
により、MnSをSiO2のまわりに凝集させ、粗大化を図る
のであるが、スラブの温度を200〜700℃の温度範囲に放
冷した方が、SiO2へのMnSのオストワルド成長による凝
集をより促進できるものと推定される。
以上、連続鋳造後のスラブの放冷後の温度を200〜700℃
とすることにより、鋼中MnSをSiO2のまわりにより凝集
させ、磁性焼鈍時に正常粒成長を抑制する微細なMnSを
減少することが可能となり、平均結晶粒径を60μｍ以上
と大きくすることができ、磁性焼鈍後の鉄損を安定して
少なくせしめるものである。
とすることにより、鋼中MnSをSiO2のまわりにより凝集
させ、磁性焼鈍時に正常粒成長を抑制する微細なMnSを
減少することが可能となり、平均結晶粒径を60μｍ以上
と大きくすることができ、磁性焼鈍後の鉄損を安定して
少なくせしめるものである。
また、第５図は本発明の成分範囲を満足し、Siが0.10〜
0.14％の鋼を連続焼鈍後350℃に放冷し、次いで1100℃
に再加熱し熱延し、この熱延板を種々の温度で熱延板焼
鈍し、ついで0.50mmに冷延し、750℃×60秒の連続焼鈍
し、750℃×２時間の磁性焼鈍を行った結果である。
0.14％の鋼を連続焼鈍後350℃に放冷し、次いで1100℃
に再加熱し熱延し、この熱延板を種々の温度で熱延板焼
鈍し、ついで0.50mmに冷延し、750℃×60秒の連続焼鈍
し、750℃×２時間の磁性焼鈍を行った結果である。
これより、700℃以上で熱延板焼鈍すると、磁束密度が
高くなり、鉄損も少なくなることが分かる。
高くなり、鉄損も少なくなることが分かる。
以下本発明の要件についてのべる。
Ｃは0.015％を超えると磁気特性に有害となるばかりか
Ｃの析出による磁気時効が著しくなり、磁気特性が劣化
するので0.015％以下、望ましくは0.010％以下とする。
Ｃの析出による磁気時効が著しくなり、磁気特性が劣化
するので0.015％以下、望ましくは0.010％以下とする。
Siは、添加量が増加すればするほど鉄損の減少度合いを
増すが、本発明は、700〜800℃程度の磁性焼鈍で粗粒化
させ低鉄損化を狙うため、Siは0.1〜1.0％とした。
増すが、本発明は、700〜800℃程度の磁性焼鈍で粗粒化
させ低鉄損化を狙うため、Siは0.1〜1.0％とした。
sol.Alが0.001％未満であると鋼中の酸素量が多くなり
すぎ、0.005％を超えると、磁性焼鈍時の結晶粒成長を
抑制するに十分な量のAlNが生成するため、sol.Alは0.0
01〜0.005％とした。
すぎ、0.005％を超えると、磁性焼鈍時の結晶粒成長を
抑制するに十分な量のAlNが生成するため、sol.Alは0.0
01〜0.005％とした。
Mnは鋼板の硬度を増加させ、打抜き性を改善するため添
加するが、上限の1.5％は経済的理由によるものであ
る。
加するが、上限の1.5％は経済的理由によるものであ
る。
ＳはMnやトランプエレメントのCuなどと結合しMnSやCu2
Sとなり、磁性焼鈍時の結晶粒成長を妨げるので少ない
方が好ましく、0.008％以下とした。
Sとなり、磁性焼鈍時の結晶粒成長を妨げるので少ない
方が好ましく、0.008％以下とした。
一般的には、Ｎが0.0050％を超えると磁性焼鈍後の結晶
粒成長を抑制するに十分なAlNが生成するため、この値
が上限と考えられているが、本発明の対象であるAlトレ
ース材であれば、Alが極微量のため上限を0.010％とし
た。好ましくは、0.0030％以下である。
粒成長を抑制するに十分なAlNが生成するため、この値
が上限と考えられているが、本発明の対象であるAlトレ
ース材であれば、Alが極微量のため上限を0.010％とし
た。好ましくは、0.0030％以下である。
Ｐは製品の硬度を増し、打抜き性を改善するために添加
するが、0.15％を超えると脆化が著しい。一般には、0.
10％以下に抑える。
するが、0.15％を超えると脆化が著しい。一般には、0.
10％以下に抑える。
T.Oが0.02％を超えると酸化物が増え、磁性焼鈍時に結
晶粒成長を妨げるので0.02％以下とした。sol.Alの上限
を超えない範囲でT.O量を極力少なくすることが望まし
く、特に0.015％以下にすると効果が著しい。
晶粒成長を妨げるので0.02％以下とした。sol.Alの上限
を超えない範囲でT.O量を極力少なくすることが望まし
く、特に0.015％以下にすると効果が著しい。
MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100が15％を超えると低融
点の介在物を生成し、これらがスラブ加熱中に溶融ある
いは軟化し、熱延中に圧延方向に微細に分断されたり、
圧延方向に伸ばされ、磁性焼鈍時に結晶粒成長を妨げる
ので、MnO,Al2O3，SiO2の３種の介在物の総重量に対す
るMnOの重量の割合を15％以下とした。
点の介在物を生成し、これらがスラブ加熱中に溶融ある
いは軟化し、熱延中に圧延方向に微細に分断されたり、
圧延方向に伸ばされ、磁性焼鈍時に結晶粒成長を妨げる
ので、MnO,Al2O3，SiO2の３種の介在物の総重量に対す
るMnOの重量の割合を15％以下とした。
SiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100を75％以上とする
と、鋼中のMnSをSiO2のまわりに凝集させ、磁性焼鈍時
に結晶粒成長を抑制する微細なMnSの析出量を少なくす
ることができ、その結果、磁性焼鈍後の鉄損を少なくす
ることができる。
と、鋼中のMnSをSiO2のまわりに凝集させ、磁性焼鈍時
に結晶粒成長を抑制する微細なMnSの析出量を少なくす
ることができ、その結果、磁性焼鈍後の鉄損を少なくす
ることができる。
MnO,Al2O3，SiO2の３種の介在物の総重量に対するAl2O3
の重量の比率からみて限定するものではないが、本発明
材料は、Alトレース材を前提としており、過去の実績か
ら30％以下である。
の重量の比率からみて限定するものではないが、本発明
材料は、Alトレース材を前提としており、過去の実績か
ら30％以下である。
MnO,Al2O3，SiO2以外の例えばMgO,CaO,ZrO2等の製鋼作
業中に止むを得ず混入する酸化物が存在する。勿論、こ
れらの酸化物は極力少ない方が好ましい。
業中に止むを得ず混入する酸化物が存在する。勿論、こ
れらの酸化物は極力少ない方が好ましい。
連続焼鈍後のスラブの放冷後の上限温度700℃は、この
温度を超えるとSiO2へのMnSの凝集が促進されず、磁性
焼鈍後の鉄損が悪化するためである。下限の200℃は以
下の理由による。
温度を超えるとSiO2へのMnSの凝集が促進されず、磁性
焼鈍後の鉄損が悪化するためである。下限の200℃は以
下の理由による。
熱延板の板厚偏差、形状を良好とするためには、スラブ
を全厚、全幅にわたり均一な温度に再加熱する必要があ
る。200℃未満の温度に放冷するとスラブを加熱炉で再
加熱する際、スラブを均一に加熱するには長時間の均熱
時間を必要とするため、MnSが固溶し、これが熱延時に
微細に析出し、磁性焼鈍時の正常粒成長を抑制し、鉄損
を悪化させるためである。好ましくは、200〜500℃であ
る。
を全厚、全幅にわたり均一な温度に再加熱する必要があ
る。200℃未満の温度に放冷するとスラブを加熱炉で再
加熱する際、スラブを均一に加熱するには長時間の均熱
時間を必要とするため、MnSが固溶し、これが熱延時に
微細に析出し、磁性焼鈍時の正常粒成長を抑制し、鉄損
を悪化させるためである。好ましくは、200〜500℃であ
る。
放冷後のスラブの再加熱温度が1000℃未満では、変形抵
抗が大きすぎ熱延できない。上限の1200℃は、この温度
以上に加熱すると、MnSが固溶し、熱延中に微細に析出
し、磁性焼鈍時の結晶粒成長を抑制し、鉄損を悪化させ
る。
抗が大きすぎ熱延できない。上限の1200℃は、この温度
以上に加熱すると、MnSが固溶し、熱延中に微細に析出
し、磁性焼鈍時の結晶粒成長を抑制し、鉄損を悪化させ
る。
熱延板焼鈍は、必要に応じて実施し、下限の700℃未満
では磁気特性向上の効果がなく、上限の1000℃を超える
と冷延性が悪化する。
では磁気特性向上の効果がなく、上限の1000℃を超える
と冷延性が悪化する。
磁性焼鈍後の平均結晶粒径について、同一成分の場合に
は、結晶粒径が約120μｍの時に最も鉄損が少なくなる
ことが知られており、製造メーカーの出荷時点での平均
結晶粒径が５〜20μｍであるので、磁性焼鈍により結晶
粒径を大きくすることが鉄損を少なくする。
は、結晶粒径が約120μｍの時に最も鉄損が少なくなる
ことが知られており、製造メーカーの出荷時点での平均
結晶粒径が５〜20μｍであるので、磁性焼鈍により結晶
粒径を大きくすることが鉄損を少なくする。
本発明では、磁性焼鈍後の平均結晶粒径を60μｍ以上と
大きくすることが可能であり、これにより例えばSi0.1
％鋼の場合W15/50＜4.5W/kgという低鉄損が得られるも
のである。
大きくすることが可能であり、これにより例えばSi0.1
％鋼の場合W15/50＜4.5W/kgという低鉄損が得られるも
のである。
（実施例） 実施例１ 0.1％Siを含有する種々の成分組成の無方向性電磁鋼板
用スラブを連続鋳造し、種々の温度に放冷した。これを
1080℃に連続加熱炉で再加熱し、厚さ2.0mmに熱延し
た。この熱延板の一部は熱延板焼鈍を行った。そして0.
50mm厚に冷延し、次いで780℃×60秒の条件で連続焼鈍
炉で仕上焼鈍を行い、更に750℃×２時間の磁性焼鈍を
行った。
用スラブを連続鋳造し、種々の温度に放冷した。これを
1080℃に連続加熱炉で再加熱し、厚さ2.0mmに熱延し
た。この熱延板の一部は熱延板焼鈍を行った。そして0.
50mm厚に冷延し、次いで780℃×60秒の条件で連続焼鈍
炉で仕上焼鈍を行い、更に750℃×２時間の磁性焼鈍を
行った。
こうして得られた製品の成分組成、介在物の含有割合、
連続鋳造後のスラブの放冷後の温度、熱延板焼鈍温度を
第１表に示す。
連続鋳造後のスラブの放冷後の温度、熱延板焼鈍温度を
第１表に示す。
これより本発明例の場合、磁気特性が優れていることが
分かる。
分かる。
実施例２ 0.7％Siを含有する種々の成分組成の無方向性電磁鋼板
用スラブを連続鋳造し、種々の温度に放冷した。これを
1100℃に連続加熱炉で再加熱し、厚さ2.3mmに熱延し
た。この熱延板の一部は熱延板焼鈍を行った。そして0.
50mm厚に冷延し、次いで800℃×60秒の条件で連続焼鈍
炉で仕上焼鈍を行い、更に750℃×２時間の磁性焼鈍を
行った。
用スラブを連続鋳造し、種々の温度に放冷した。これを
1100℃に連続加熱炉で再加熱し、厚さ2.3mmに熱延し
た。この熱延板の一部は熱延板焼鈍を行った。そして0.
50mm厚に冷延し、次いで800℃×60秒の条件で連続焼鈍
炉で仕上焼鈍を行い、更に750℃×２時間の磁性焼鈍を
行った。
こうして得られた製品の成分組成、介在物の含有割合、
連続鋳造後のスラブの放冷後の温度、熱延板焼鈍温度を
第２表に示す。
連続鋳造後のスラブの放冷後の温度、熱延板焼鈍温度を
第２表に示す。
これより本発明例の場合、磁気特性が優れていることが
分かる。
分かる。
（発明の効果） 本発明によれば、鋼中の介在物の制御により、磁性焼鈍
後の磁気特性を大幅に改善することができる。
後の磁気特性を大幅に改善することができる。
【図面の簡単な説明】 第１図は、製品中のMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100と
磁性焼鈍後の鉄損W15/50の関係を示す図、第２図は、製
品中のMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％を満足し
たものの中で、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100と磁
性焼鈍後の鉄損W15/50の関係を示す図表、第３図は、第
２図の結果を層別したもので、スラブの温度を200〜700
℃の温度範囲に放冷したものを●で、700℃を超え、100
0℃以下の温度範囲に放冷したものを○でプロットした
図表、第４図は、製品のMnSの分布状況を透過型電子顕
微鏡で3000倍で観察した結果を示す金属組織写真図、第
５図は、熱延板焼鈍温度と磁気特性の関係を示す図表で
ある。
磁性焼鈍後の鉄損W15/50の関係を示す図、第２図は、製
品中のMnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％を満足し
たものの中で、SiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100と磁
性焼鈍後の鉄損W15/50の関係を示す図表、第３図は、第
２図の結果を層別したもので、スラブの温度を200〜700
℃の温度範囲に放冷したものを●で、700℃を超え、100
0℃以下の温度範囲に放冷したものを○でプロットした
図表、第４図は、製品のMnSの分布状況を透過型電子顕
微鏡で3000倍で観察した結果を示す金属組織写真図、第
５図は、熱延板焼鈍温度と磁気特性の関係を示す図表で
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】重量比として C :0.015％以下、 Si:0.1〜1.0％、 Mn:1.5％以下、 P :0.15％以下、 S :0.008％以下、 sol.Al:0.001〜0.005％、 T.N :0.010％以下、 T.O :0.02％以下、 鋼中のSiO2,MnO,Al2O3がSiO2／（SiO2＋MnO＋Al2O3）×
100≧75％、MnO/（SiO2＋MnO＋Al2O3）×100≦15％ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造
スラブを、鋳造後スラブの温度を200〜700℃の温度範囲
に放冷した後、上記スラブを1000〜1200℃の温度範囲に
再加熱し、続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍すること
を特徴とする磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】熱延板を700〜1000℃で熱延板焼鈍するこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の磁性焼鈍後
の磁気特性の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 |
|---|---|---|---|
| JP1081239A JPH0689402B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1081239A JPH0689402B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02259015A JPH02259015A (ja) | 1990-10-19 |
| JPH0689402B2 true JPH0689402B2 (ja) | 1994-11-09 |
Family
ID=13740880
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1081239A Expired - Lifetime JPH0689402B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0689402B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6395217A (ja) * | 1986-09-26 | 1988-04-26 | ボーデン・インコーポレイテツド | バインダー組成物 |
| JPS63103023A (ja) * | 1986-10-17 | 1988-05-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | セミプロセス電磁鋼板の製造方法 |
| JPS63195217A (ja) * | 1987-02-10 | 1988-08-12 | Nippon Steel Corp | 磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板 |
-
1989
- 1989-03-31 JP JP1081239A patent/JPH0689402B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6395217A (ja) * | 1986-09-26 | 1988-04-26 | ボーデン・インコーポレイテツド | バインダー組成物 |
| JPS63103023A (ja) * | 1986-10-17 | 1988-05-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | セミプロセス電磁鋼板の製造方法 |
| JPS63195217A (ja) * | 1987-02-10 | 1988-08-12 | Nippon Steel Corp | 磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02259015A (ja) | 1990-10-19 |
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