JPH0742557B2 - 磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板 - Google Patents
磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板Info
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- JPH0742557B2 JPH0742557B2 JP62029364A JP2936487A JPH0742557B2 JP H0742557 B2 JPH0742557 B2 JP H0742557B2 JP 62029364 A JP62029364 A JP 62029364A JP 2936487 A JP2936487 A JP 2936487A JP H0742557 B2 JPH0742557 B2 JP H0742557B2
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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。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、鋼板の収納先
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、初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、本発明は後者に関するも
のである。
関するものである。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、鋼板の収納先
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、初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、本発明は後者に関するも
のである。
（従来の技術） 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。
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。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、重要家での打抜きなど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。
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、重要家での打抜きなど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。
ところで鋼板中の介在物には、硫化物、窒化物、酸化物
等があるが、これらの介在物、特に微細な介在物は重要
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。まず硫化物を減らす方法としては脱
硫が必須であり、この方法としては、溶銑予備処理や、
出鋼時、或いは溶鋼の真空脱ガス時に各種脱硫剤を添加
する方法が一般的に知られている。次に窒化物を減らす
方法としてはＮの含有量を少なくすることが必須であ
り、低窒素吹錬法などが一般的に知られている。更に酸
化物を減らす方法としては、出発溶鋼を真空脱ガスし、
Al、Si等で脱酸する方法が一般的に知られている。更
に、これらの一般的な方法に加え、微細なAlNを無害化
する方法としては、従来よりsol.Alを0.15％以上とし、
微細なAlNを析出させない方法が知られている。一方、
特公昭48−3055号公報では、Siを0.3〜2.0％含有する珪
素鋼において酸可溶性Al量を0.001％以上｛0.014−0.4
×〔Si〕｝％以下とする方法が提案されている。これ
は、sol.Alの含有量が｛0.014−0.4×〔Si〕｝％を越
え、0.15％未満では、微細なAlNの悪影響により磁性焼
鈍時の結晶粒の粗大化が難しく、磁気特性が不安定で劣
ることによる。また、特開昭61−119652号公報では、Al
を0.15〜0.60％とし、Ｎを0.0020％以下、Ｓを0.0025％
以下、Ｏを0.0020％以下とする方法が提案されている。
これは、Ｎを0.0020％以下、Ｓを0.0025％以下とするこ
とによる高純度とAl添加による微細窒化物の析出防止の
効果であると推定している。特開昭54−163720号公報で
は、Alは0.1％以下としB/N（硼素含有量／窒素含有量）
を0.5〜2.5、Ｎは0.0100％以下にコントロールする方法
が提案されている。これは、ＢはAlよりもＮとの親和力
が強いためBNを生成し、BNは微細に析出せず結晶粒成長
を阻害しないことによる。
等があるが、これらの介在物、特に微細な介在物は重要
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。まず硫化物を減らす方法としては脱
硫が必須であり、この方法としては、溶銑予備処理や、
出鋼時、或いは溶鋼の真空脱ガス時に各種脱硫剤を添加
する方法が一般的に知られている。次に窒化物を減らす
方法としてはＮの含有量を少なくすることが必須であ
り、低窒素吹錬法などが一般的に知られている。更に酸
化物を減らす方法としては、出発溶鋼を真空脱ガスし、
Al、Si等で脱酸する方法が一般的に知られている。更
に、これらの一般的な方法に加え、微細なAlNを無害化
する方法としては、従来よりsol.Alを0.15％以上とし、
微細なAlNを析出させない方法が知られている。一方、
特公昭48−3055号公報では、Siを0.3〜2.0％含有する珪
素鋼において酸可溶性Al量を0.001％以上｛0.014−0.4
×〔Si〕｝％以下とする方法が提案されている。これ
は、sol.Alの含有量が｛0.014−0.4×〔Si〕｝％を越
え、0.15％未満では、微細なAlNの悪影響により磁性焼
鈍時の結晶粒の粗大化が難しく、磁気特性が不安定で劣
ることによる。また、特開昭61−119652号公報では、Al
を0.15〜0.60％とし、Ｎを0.0020％以下、Ｓを0.0025％
以下、Ｏを0.0020％以下とする方法が提案されている。
これは、Ｎを0.0020％以下、Ｓを0.0025％以下とするこ
とによる高純度とAl添加による微細窒化物の析出防止の
効果であると推定している。特開昭54−163720号公報で
は、Alは0.1％以下としB/N（硼素含有量／窒素含有量）
を0.5〜2.5、Ｎは0.0100％以下にコントロールする方法
が提案されている。これは、ＢはAlよりもＮとの親和力
が強いためBNを生成し、BNは微細に析出せず結晶粒成長
を阻害しないことによる。
一方、特公昭56−43294号公報では、溶鋼を真空ガス処
理して鋼中の炭素を0.015％以下及び酸素を0.02％以下
に下げた後脱酸にアルミニウムを使用せず珪素のみを使
用し、鋼中の珪素量を0.1〜1.0％、全アルミニウム量を
0.007％以下に調整し、鉄損が優れ、かつ鋼板のため
目、よこ目平均の透磁率μ15/50が2500以上である珪素
鋼板を得る方法を提案している。これは、鋼中に残存す
るアルミニウムが、様々な析出物、介在物の形態で存在
し、それらが焼鈍による結晶粒成長の際に透磁率を下げ
るような好ましくない結晶方位を達成せしめたものと想
像している。
理して鋼中の炭素を0.015％以下及び酸素を0.02％以下
に下げた後脱酸にアルミニウムを使用せず珪素のみを使
用し、鋼中の珪素量を0.1〜1.0％、全アルミニウム量を
0.007％以下に調整し、鉄損が優れ、かつ鋼板のため
目、よこ目平均の透磁率μ15/50が2500以上である珪素
鋼板を得る方法を提案している。これは、鋼中に残存す
るアルミニウムが、様々な析出物、介在物の形態で存在
し、それらが焼鈍による結晶粒成長の際に透磁率を下げ
るような好ましくない結晶方位を達成せしめたものと想
像している。
（発明が解決しようとする問題点） 前記の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、前記の従来の技術の持つ欠点を解
決した工業的に安価に製造し得るセミプロセス無方向性
電磁鋼板である。
ではなく、本発明は、前記の従来の技術の持つ欠点を解
決した工業的に安価に製造し得るセミプロセス無方向性
電磁鋼板である。
（問題点を解決するための手段） 本発明は、C:0.015％以下、Si:0.1〜1.0％、sol.Al:0.0
01〜0.005％、Mn:1.5％以下、S:0.008％以下、N:0.005
％以下、T.O:0.02％以下を含む無方向性電磁鋼板におい
て、鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の介在物の総重量に対
するMnOの重量の割合が15％以下であることを特徴とす
る磁性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上になし得る鉄
損の少ない無方向性電磁鋼板である。
01〜0.005％、Mn:1.5％以下、S:0.008％以下、N:0.005
％以下、T.O:0.02％以下を含む無方向性電磁鋼板におい
て、鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の介在物の総重量に対
するMnOの重量の割合が15％以下であることを特徴とす
る磁性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上になし得る鉄
損の少ない無方向性電磁鋼板である。
本発明者は、sol.Alの含有量が0.1％以下で、Ｂを添加
しない、安価に製造し得る磁性焼鈍後の鉄損の少ないセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板を提供すべく、750℃×２
時間の磁性焼鈍後の製品の鉄損と平均結晶粒径、介在物
について調査を行なった。磁性焼鈍は、750℃×２時間
が一応の目処であるが、連続的に焼鈍したり、±50℃程
度温度条件が変わる場合がある。特に、低温側に磁性焼
鈍条件がずれた場合でも、優れた磁気特性が得られるこ
とが肝要である。その結果新たに得られた知見を0.1％S
i鋼を例に以下に説明する。
しない、安価に製造し得る磁性焼鈍後の鉄損の少ないセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板を提供すべく、750℃×２
時間の磁性焼鈍後の製品の鉄損と平均結晶粒径、介在物
について調査を行なった。磁性焼鈍は、750℃×２時間
が一応の目処であるが、連続的に焼鈍したり、±50℃程
度温度条件が変わる場合がある。特に、低温側に磁性焼
鈍条件がずれた場合でも、優れた磁気特性が得られるこ
とが肝要である。その結果新たに得られた知見を0.1％S
i鋼を例に以下に説明する。
金相組織 第１図の（１）には磁性焼鈍後の鉄損の悪い製品（Ｗ
15/50≧6.0W/kg）、（２）には鉄損が中程度の製品（4.
8W/kg≦Ｗ15/50＜6.0W/kg）、（３）には鉄損の少ない
製品（Ｗ15/50＜4.8W/kg）の金相組織の例を示す。磁性
焼鈍後の鉄損は、公知のように結晶粒径と良い相関を示
し、鉄損の悪い製品の平均結晶粒径は約10〜20μｍ、鉄
損が中程度の製品の製品結晶粒径は約20〜50μｍ、鉄損
の少ない製品の平均結晶粒径は50μｍ以上であることが
分った。
15/50≧6.0W/kg）、（２）には鉄損が中程度の製品（4.
8W/kg≦Ｗ15/50＜6.0W/kg）、（３）には鉄損の少ない
製品（Ｗ15/50＜4.8W/kg）の金相組織の例を示す。磁性
焼鈍後の鉄損は、公知のように結晶粒径と良い相関を示
し、鉄損の悪い製品の平均結晶粒径は約10〜20μｍ、鉄
損が中程度の製品の製品結晶粒径は約20〜50μｍ、鉄損
の少ない製品の平均結晶粒径は50μｍ以上であることが
分った。
介在物 第２図（ａ）は磁性焼鈍後の鉄損の悪い製品の介在物の
走査電子顕微鏡写真図、同図（ｄ）は同介在物をエネル
ギー分散型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果
を示す図、同図（ｂ）は鉄損が中程度の製品の介在物の
走査電子顕微鏡写真図、同図（ｅ）は同介在物をエネル
ギー分散型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果
を示す図、同図（ｃ）は鉄損の少ない製品の介在物の走
査電子顕微鏡写真図、同図（ｆ）は同介在物をエネルギ
ー分散型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果を
示す図である。
走査電子顕微鏡写真図、同図（ｄ）は同介在物をエネル
ギー分散型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果
を示す図、同図（ｂ）は鉄損が中程度の製品の介在物の
走査電子顕微鏡写真図、同図（ｅ）は同介在物をエネル
ギー分散型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果
を示す図、同図（ｃ）は鉄損の少ない製品の介在物の走
査電子顕微鏡写真図、同図（ｆ）は同介在物をエネルギ
ー分散型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果を
示す図である。
鉄損の悪い製品には、圧延方向に沿って延びた介在物が
多数観察され、これが結晶粒成長を抑制していた。鉄損
が中程度の製品にもこの介在物は観察されたが、その量
は鉄損の悪い製品と比べ少なかった。鉄損の少ない製品
には圧延方向に延びた介在物はほとんど観察されず、球
状のものがほとんどであり、結晶粒成長を抑制していな
かった。これらの介在物をEDXで分析した結果、SiO2−M
nO−Al2O3系の介在物であることが判明した。そして、A
l、Si、Mnを定量し、これからSiO2、MnO、Al2O3の組成
を求め、これをSiO2−MnO−Al2O3三元系状態図にプロッ
トした結果を第３図に示す。これにより、鉄損の悪い製
品の介在物は、融点が1140〜1200℃と低融点のものが多
く、鉄損の中程度の製品の介在物の組成は、鉄損の悪い
製品の介在物よりもMnOが少ないものが多く、鉄損の少
ない製品の介在物は、MnOの非常に少ない組成のもので
あることが判明した。第４図には、SiO2−MnO状態図を
示す。これより、鉄損の中程度の製品の介在物の方が、
鉄損の少ない製品の介在物よりも融点の低い物質をより
多く含有していることが分かる。
多数観察され、これが結晶粒成長を抑制していた。鉄損
が中程度の製品にもこの介在物は観察されたが、その量
は鉄損の悪い製品と比べ少なかった。鉄損の少ない製品
には圧延方向に延びた介在物はほとんど観察されず、球
状のものがほとんどであり、結晶粒成長を抑制していな
かった。これらの介在物をEDXで分析した結果、SiO2−M
nO−Al2O3系の介在物であることが判明した。そして、A
l、Si、Mnを定量し、これからSiO2、MnO、Al2O3の組成
を求め、これをSiO2−MnO−Al2O3三元系状態図にプロッ
トした結果を第３図に示す。これにより、鉄損の悪い製
品の介在物は、融点が1140〜1200℃と低融点のものが多
く、鉄損の中程度の製品の介在物の組成は、鉄損の悪い
製品の介在物よりもMnOが少ないものが多く、鉄損の少
ない製品の介在物は、MnOの非常に少ない組成のもので
あることが判明した。第４図には、SiO2−MnO状態図を
示す。これより、鉄損の中程度の製品の介在物の方が、
鉄損の少ない製品の介在物よりも融点の低い物質をより
多く含有していることが分かる。
従って、鉄損の悪い製品と鉄損の中程度の製品に観察さ
れたSiO2−MnO−Al2O3系の介在物は、スラブ加熱中に溶
融或いは半溶融状態となり、熱延中に圧延方向に延ばさ
れ、これが磁性焼鈍時の結晶粒成長を抑制するというこ
とが新たに判明した。
れたSiO2−MnO−Al2O3系の介在物は、スラブ加熱中に溶
融或いは半溶融状態となり、熱延中に圧延方向に延ばさ
れ、これが磁性焼鈍時の結晶粒成長を抑制するというこ
とが新たに判明した。
第５図は、製品中のSiO2、MnO、Al2O3の含有量を化学分
析し、SiO2、MnO、Al2O3の３種の介在物を総重量に対す
るMnOの比率、平均結晶粒径と磁性焼鈍後の鉄損Ｗ15/50
の関係を示すものである。SiO2、MnO、Al2O3の総重量に
対するMnOの比率を15％以下にすれば、磁性焼鈍後の平
均結晶粒径を50μｍ以上になし得、例えばSi0.1％鋼で
は鉄損をＷ15/50＜4.8W/kgというような低鉄損が得られ
ることが分かる。
析し、SiO2、MnO、Al2O3の３種の介在物を総重量に対す
るMnOの比率、平均結晶粒径と磁性焼鈍後の鉄損Ｗ15/50
の関係を示すものである。SiO2、MnO、Al2O3の総重量に
対するMnOの比率を15％以下にすれば、磁性焼鈍後の平
均結晶粒径を50μｍ以上になし得、例えばSi0.1％鋼で
は鉄損をＷ15/50＜4.8W/kgというような低鉄損が得られ
ることが分かる。
以上述べた通り、本発明者は、鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の
３種の介在物の総重量に対するMnOの重量の割合を15％
以下に調整することにより、磁性焼鈍後の平均結晶粒径
を50μｍ以上になし得る、鉄損の少ない安価な無方向性
電磁鋼板を発明したものである。
３種の介在物の総重量に対するMnOの重量の割合を15％
以下に調整することにより、磁性焼鈍後の平均結晶粒径
を50μｍ以上になし得る、鉄損の少ない安価な無方向性
電磁鋼板を発明したものである。
さて、このような無方向性電磁鋼板の製造方法の例を10
0t転炉、真空脱ガス装置を用いて製造する場合について
述べる。従来法では、転炉出鋼時にFe−Mn合金を150kg
添加していたが、本発明では300kg添加する。これによ
り、溶鋼はMnにより脱酸され、MnOを生成するが、このM
nOは溶鋼を転炉から真空脱ガス処理装置への搬送中や、
脱炭のための真空脱ガス処理前半に浮上してしまう。そ
して、真空脱ガス処理の後半にAl脱酸を行い、それに続
いて成分調整の目的のためにSi,Mnを添加するが、転炉
出鋼時にMnを添加しているので、溶鋼中のMnの含有量が
多くなっており、この時期の成分調整のためのMn添加量
を減少でき、MnOの生成を減少させることができる。こ
れらの一連の処理により、本発明法ではSiO2、MnO、Al2
O3の総重量に対するMnOの割合が15％以下であり、低融
点介在物を生成せず、磁性焼鈍時の結晶粒成長を容易な
らしめることが可能となった。
0t転炉、真空脱ガス装置を用いて製造する場合について
述べる。従来法では、転炉出鋼時にFe−Mn合金を150kg
添加していたが、本発明では300kg添加する。これによ
り、溶鋼はMnにより脱酸され、MnOを生成するが、このM
nOは溶鋼を転炉から真空脱ガス処理装置への搬送中や、
脱炭のための真空脱ガス処理前半に浮上してしまう。そ
して、真空脱ガス処理の後半にAl脱酸を行い、それに続
いて成分調整の目的のためにSi,Mnを添加するが、転炉
出鋼時にMnを添加しているので、溶鋼中のMnの含有量が
多くなっており、この時期の成分調整のためのMn添加量
を減少でき、MnOの生成を減少させることができる。こ
れらの一連の処理により、本発明法ではSiO2、MnO、Al2
O3の総重量に対するMnOの割合が15％以下であり、低融
点介在物を生成せず、磁性焼鈍時の結晶粒成長を容易な
らしめることが可能となった。
特公昭48−3055号公報は、AlNの無害化を図る技術であ
り、本発明もsol.Alは0.001％〜0.005％としている。し
かしながら、本発明では鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の
介在物の総重量に対するMnOの重量の割合を15％以下に
調整することが必須であり、これなくしては、例えばSi
0.1％鋼で磁性焼鈍後の鉄損Ｗ15/50＜4.8W/kgというよ
うな鉄損の少ない製品は不可能であり、本発明は一歩進
んだ技術と解される。
り、本発明もsol.Alは0.001％〜0.005％としている。し
かしながら、本発明では鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の
介在物の総重量に対するMnOの重量の割合を15％以下に
調整することが必須であり、これなくしては、例えばSi
0.1％鋼で磁性焼鈍後の鉄損Ｗ15/50＜4.8W/kgというよ
うな鉄損の少ない製品は不可能であり、本発明は一歩進
んだ技術と解される。
特開昭61−119652号公報も微細なAlNの析出防止を図る
技術であり、Alは0.15％〜0.60％としており、本発明と
は異なる技術と解され、また、Alの添加量が多いためコ
ストの上昇は避けえない。
技術であり、Alは0.15％〜0.60％としており、本発明と
は異なる技術と解され、また、Alの添加量が多いためコ
ストの上昇は避けえない。
特開昭54−163720号公報は、微細なAlNの析出を防止す
るためＢを添加するものであり、本発明とは異なる技術
と解され、また、高価なＢを添加するためコストの上昇
は避けえない。
るためＢを添加するものであり、本発明とは異なる技術
と解され、また、高価なＢを添加するためコストの上昇
は避けえない。
特公昭56−43294号公報は、アルミニウムの析出物、介
在物が鉄損、透磁率に及ぼす悪影響に対する技術であ
り、MnOについてはなんら言及されていない。しかしな
がら、本発明では、Al2O3のみばかりでなくMnOのコント
ロールが必須であり、鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の介
在物の総重量に対するMnOの重量の割合を15％以下に調
整することで初めて良好な鉄損が得られるのであり、異
なる技術と解される。
在物が鉄損、透磁率に及ぼす悪影響に対する技術であ
り、MnOについてはなんら言及されていない。しかしな
がら、本発明では、Al2O3のみばかりでなくMnOのコント
ロールが必須であり、鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の介
在物の総重量に対するMnOの重量の割合を15％以下に調
整することで初めて良好な鉄損が得られるのであり、異
なる技術と解される。
（本発明の諸条件） 以下に本発明の諸条件及び限定理由を説明する。
〔Ｃ〕： Ｃは0.015％を越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〕： Siは、添加量が増加すればするほど鉄損の減少度合いを
増す元素であるが、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。
増す元素であるが、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〕： 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％を越えると、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％を越えると、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〕： 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〕： 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。
〔Ｎ〕： Ｎが0.0050％を越えると、磁性焼鈍後の結晶粒成長を抑
制するに十分な量のAlNが生成するため、Ｎは0.0050％
以下とした。好ましくは、0.0030％以下である。
制するに十分な量のAlNが生成するため、Ｎは0.0050％
以下とした。好ましくは、0.0030％以下である。
〔T.O〕： T.Oが0.2％を越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、T.Oは0.02％以下とした。sol.Al
の上限を越えない範囲で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。
粒成長を妨げるので、T.Oは0.02％以下とした。sol.Al
の上限を越えない範囲で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〕，〔Al2O3〕，〔SiO2〕： 既に述べたごとく、MnO,Al2O3,SiO2の３種の介在物の総
重量に対するMnOの重量の割合が15％を越えると低融点
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Mn
Oの重量の割合を15％以下とした。
重量に対するMnOの重量の割合が15％を越えると低融点
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Mn
Oの重量の割合を15％以下とした。
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。
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。
磁性焼鈍後の平均結晶粒径： 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は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
することになり、磁性焼鈍後の平均結晶粒径が50μｍ以
上であると、例えばSi0.1％鋼の場合Ｗ15/50＜4.8W/kg
のような鉄損の少ない製品が得られるので、磁性焼鈍後
の平均粒径は50μｍ以上とした。
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は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
することになり、磁性焼鈍後の平均結晶粒径が50μｍ以
上であると、例えばSi0.1％鋼の場合Ｗ15/50＜4.8W/kg
のような鉄損の少ない製品が得られるので、磁性焼鈍後
の平均粒径は50μｍ以上とした。
（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
用スラブを製造した。次いで、これを1180℃に連続加熱
炉で加熱し、厚さ2.0mmに熱間圧延した。この熱延板を
酸洗し、0.5mm厚に冷間圧延し、次いで775℃、60秒の条
件で連続炉で仕上焼鈍を行ない、更に750℃、２時間の
磁性焼鈍を行なった。こうして得られた製品の成分組
成、介在物の含有割合、磁性焼鈍後の平均結晶粒径及び
磁気特性を第１表に示す。これより、本発明の製品は磁
性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上なし得、鉄損の少
ない製品であることが分かる。なお、本発明法では、転
炉出鋼時にFe−Mn合金を従来よりも多い300kg添加し
た。次いで行った真空脱ガス処理は、処理の後半にAl脱
酸を行い、それに続いて成分調整の目的のためにSi,Mn
を添加したが、本発明法ではこの時期の成分調整のため
のMn添加量を減少した。一方、比較法は、通常の製鋼方
法で行った。
用スラブを製造した。次いで、これを1180℃に連続加熱
炉で加熱し、厚さ2.0mmに熱間圧延した。この熱延板を
酸洗し、0.5mm厚に冷間圧延し、次いで775℃、60秒の条
件で連続炉で仕上焼鈍を行ない、更に750℃、２時間の
磁性焼鈍を行なった。こうして得られた製品の成分組
成、介在物の含有割合、磁性焼鈍後の平均結晶粒径及び
磁気特性を第１表に示す。これより、本発明の製品は磁
性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上なし得、鉄損の少
ない製品であることが分かる。なお、本発明法では、転
炉出鋼時にFe−Mn合金を従来よりも多い300kg添加し
た。次いで行った真空脱ガス処理は、処理の後半にAl脱
酸を行い、それに続いて成分調整の目的のためにSi,Mn
を添加したが、本発明法ではこの時期の成分調整のため
のMn添加量を減少した。一方、比較法は、通常の製鋼方
法で行った。
〔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
用スラブを製造した。次いで、これを1150℃で連続加熱
炉で加熱し、厚さ2.0mmに熱間圧延した。この熱延板を
酸洗し、0.5mm厚に冷間圧延し、次いで780℃、60秒の条
件で連続炉で仕上焼鈍を行ない、更に750℃、２時間の
磁性焼鈍を行なった。こうして得られた製品の成分組
成、介在物の含有割合、磁性焼鈍後の平均結晶粒径及び
磁気特性を第２表に示す。これより、本発明の製品は磁
性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上になし得、鉄損の
少ない製品であることが分かる。なお、本発明法では、
転炉出鋼時にFe−Mn合金を従来よりも多い300kg添加し
た。次いで行った真空脱ガス処理は、処理の後半にAl脱
酸を行い、それに続いて成分調整の目的のためにSi,Mn
を添加したが、本発明ではこの時期の成分調整のための
Mn添加量を減少した。一方、比較法は、通常の製鋼方法
で行った。
用スラブを製造した。次いで、これを1150℃で連続加熱
炉で加熱し、厚さ2.0mmに熱間圧延した。この熱延板を
酸洗し、0.5mm厚に冷間圧延し、次いで780℃、60秒の条
件で連続炉で仕上焼鈍を行ない、更に750℃、２時間の
磁性焼鈍を行なった。こうして得られた製品の成分組
成、介在物の含有割合、磁性焼鈍後の平均結晶粒径及び
磁気特性を第２表に示す。これより、本発明の製品は磁
性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上になし得、鉄損の
少ない製品であることが分かる。なお、本発明法では、
転炉出鋼時にFe−Mn合金を従来よりも多い300kg添加し
た。次いで行った真空脱ガス処理は、処理の後半にAl脱
酸を行い、それに続いて成分調整の目的のためにSi,Mn
を添加したが、本発明ではこの時期の成分調整のための
Mn添加量を減少した。一方、比較法は、通常の製鋼方法
で行った。
（発明の効果） 以上詳述の如く、本発明は無方向性電磁鋼板の成分組成
と介在物の含有割合を限定したもので、磁性焼鈍時の結
晶粒成長が容易な、安価な鉄損の少ない無方向性電磁鋼
板である。
と介在物の含有割合を限定したもので、磁性焼鈍時の結
晶粒成長が容易な、安価な鉄損の少ない無方向性電磁鋼
板である。
第１図（１）は磁性焼鈍後の鉄損の無い製品、（２）は
鉄損が中程度の製品、（３）は鉄損の少ない製品の金相
組織を夫々示す金属顕微鏡写真図、第２図（ａ）は磁性
焼鈍後の鉄損の悪い製品の介在物の走査電子金属顕微鏡
写真図、同図（ｄ）は同介在物をエネルギー分散型Ｘ線
分析装置（EDX）を用いて分析した結果を示す図、同図
（ｂ）は鉄損が中程度の製品の介在物の走査電子金属顕
微鏡写真図、同図（ｅ）は同介在物をエネルギー分散型
Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果を示す図、
同図（ｃ）は鉄損の少ない製品の介在物の走査電子金属
顕微鏡写真図、同図（ｆ）は同介在物をエネルギー分散
型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果を示す
図、第３図は、SiO2−MnO−Al2O3系介在物のSiO2、Mn
O、Al2O3の組成を求め、これをSiO2−MnO−Al2O3三元系
状態図にプロットした結果を示す図、第４図は、SiO2−
MnOの状態図、第５図は、製品中のSiO2、MnO、Al2O3の
含有量を化学分析し、SiO2、MnO、Al2O3の３種の介在物
の総重量に対するMnOの比率、平均結晶粒径と磁性焼鈍
後の鉄損Ｗ15/50の関係を示す図である。
鉄損が中程度の製品、（３）は鉄損の少ない製品の金相
組織を夫々示す金属顕微鏡写真図、第２図（ａ）は磁性
焼鈍後の鉄損の悪い製品の介在物の走査電子金属顕微鏡
写真図、同図（ｄ）は同介在物をエネルギー分散型Ｘ線
分析装置（EDX）を用いて分析した結果を示す図、同図
（ｂ）は鉄損が中程度の製品の介在物の走査電子金属顕
微鏡写真図、同図（ｅ）は同介在物をエネルギー分散型
Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果を示す図、
同図（ｃ）は鉄損の少ない製品の介在物の走査電子金属
顕微鏡写真図、同図（ｆ）は同介在物をエネルギー分散
型Ｘ線分析装置（EDX）を用いて分析した結果を示す
図、第３図は、SiO2−MnO−Al2O3系介在物のSiO2、Mn
O、Al2O3の組成を求め、これをSiO2−MnO−Al2O3三元系
状態図にプロットした結果を示す図、第４図は、SiO2−
MnOの状態図、第５図は、製品中のSiO2、MnO、Al2O3の
含有量を化学分析し、SiO2、MnO、Al2O3の３種の介在物
の総重量に対するMnOの比率、平均結晶粒径と磁性焼鈍
後の鉄損Ｗ15/50の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.015％以下、Si:0.1〜1.0％、sol.Al:
0.001〜0.005％、Mn:1.5％以下、S:0.008％以下、N:0.0
050以下、T.O:0.02％以下を含む無方向性電磁鋼板にお
いて、鋼中のSiO2,MnO,Al2O3の３種の介在物の総重量に
対するMnOの重量の割合が15％以下であることを特徴と
する磁性焼鈍後の平均結晶粒径を50μｍ以上になし得る
鉄損の少ない無方向性電磁鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62029364A JPH0742557B2 (ja) | 1987-02-10 | 1987-02-10 | 磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62029364A JPH0742557B2 (ja) | 1987-02-10 | 1987-02-10 | 磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63195217A JPS63195217A (ja) | 1988-08-12 |
| JPH0742557B2 true JPH0742557B2 (ja) | 1995-05-10 |
Family
ID=12274120
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62029364A Expired - Lifetime JPH0742557B2 (ja) | 1987-02-10 | 1987-02-10 | 磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0742557B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2560090B2 (ja) * | 1988-09-17 | 1996-12-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0689402B2 (ja) * | 1989-03-31 | 1994-11-09 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| 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 |
| JP3898878B2 (ja) * | 2000-07-31 | 2007-03-28 | 新日本製鐵株式会社 | 小型精密モータ用無方向性電磁鋼板 |
| KR20230110338A (ko) | 2020-11-27 | 2023-07-21 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법, 그리고 열연 강판 |
| US20230366058A1 (en) | 2020-11-27 | 2023-11-16 | Nippon Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet, method for producing same, and hot-rolled steel sheet |
| KR20230136755A (ko) | 2021-04-14 | 2023-09-26 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 무방향성 전자 강판용 열연 강판 및 그 제조 방법 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS558409A (en) * | 1978-06-30 | 1980-01-22 | Nippon Steel Corp | Nondirectional magnetic steel plate of low watt loss |
| JPS5752410A (en) * | 1980-08-21 | 1982-03-27 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Top plate molding method of cooking table |
| JPS61119652A (ja) * | 1984-11-15 | 1986-06-06 | Kawasaki Steel Corp | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
-
1987
- 1987-02-10 JP JP62029364A patent/JPH0742557B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS558409A (en) * | 1978-06-30 | 1980-01-22 | Nippon Steel Corp | Nondirectional magnetic steel plate of low watt loss |
| JPS5752410A (en) * | 1980-08-21 | 1982-03-27 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Top plate molding method of cooking table |
| JPS61119652A (ja) * | 1984-11-15 | 1986-06-06 | Kawasaki Steel Corp | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63195217A (ja) | 1988-08-12 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |