JPH08269532A - 無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法Info
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- JPH08269532A JPH08269532A JP7519695A JP7519695A JPH08269532A JP H08269532 A JPH08269532 A JP H08269532A JP 7519695 A JP7519695 A JP 7519695A JP 7519695 A JP7519695 A JP 7519695A JP H08269532 A JPH08269532 A JP H08269532A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶製時の鍋やタンディッシュのノズル詰まり
がなく、歪取燃焼後に鉄損の低減が図れる経済性に優れ
る低Si無方向性電磁鋼板用鋼を溶製する。 【構成】 Ｃ：0.01％以下およびSi：0.05〜1.0 ％を含
有し、かつ、MnがSiとの関係との関係で、（％Mn）2 ／
（％Si）≦0.30を満たす範囲で含み、さらにsol.Al：0.
003 ％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.01％以下、total
０：0.020 ％以下およびＮ：0.010 ％以下を含有する鋼
の溶製時に、Si添加前溶鋼へのAl添加量の調整により、
Si添加前溶鋼の酸素活量ａO を0.015 とし、かつ下記式
を満たす範囲に制御する。 〔記〕 0.7＜（％Si）・ａO 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 ここで （％Si）：wt％であらわす鋼のSi量 Ｔ：℃であらわすSi添加時の溶鋼温度
がなく、歪取燃焼後に鉄損の低減が図れる経済性に優れ
る低Si無方向性電磁鋼板用鋼を溶製する。 【構成】 Ｃ：0.01％以下およびSi：0.05〜1.0 ％を含
有し、かつ、MnがSiとの関係との関係で、（％Mn）2 ／
（％Si）≦0.30を満たす範囲で含み、さらにsol.Al：0.
003 ％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.01％以下、total
０：0.020 ％以下およびＮ：0.010 ％以下を含有する鋼
の溶製時に、Si添加前溶鋼へのAl添加量の調整により、
Si添加前溶鋼の酸素活量ａO を0.015 とし、かつ下記式
を満たす範囲に制御する。 〔記〕 0.7＜（％Si）・ａO 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 ここで （％Si）：wt％であらわす鋼のSi量 Ｔ：℃であらわすSi添加時の溶鋼温度
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、鉄損特性の著しく優
れる低Si無方向性電磁鋼板用鋼の溶製に関するもので、
特に安定して歪取焼鈍後における粒成長性の向上を図
り、かつ、溶製時の鍋やタンディッシュのノズル詰まり
の防止が図れる溶製方法を提案するものである。
れる低Si無方向性電磁鋼板用鋼の溶製に関するもので、
特に安定して歪取焼鈍後における粒成長性の向上を図
り、かつ、溶製時の鍋やタンディッシュのノズル詰まり
の防止が図れる溶製方法を提案するものである。
【０００２】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望が高まっている。
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る。
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望が高まっている。
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る。
【０００３】Si＋Alの含有量についてはそれらを増量す
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（コストアップ）にすぎず、こ
の発明の目的とするところではない。
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（コストアップ）にすぎず、こ
の発明の目的とするところではない。
【０００４】一方、成分組成が同一の場合には焼鈍後の
結晶粒径が大きいほど鉄損を小さくすることができる。
鉄損 (Ｗ15/50)が最も小さくなる結晶粒径は、100 〜15
0 μm の範囲であることが知られている。通常、低Si
（Si≦1.0 wt％）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 ℃×２hr）によって結晶粒は成長し、鉄損は小さ
くなる。したがって、鉄損を低減させるためには歪取焼
鈍時における結晶粒の成長性を向上させることが重要で
ある。
結晶粒径が大きいほど鉄損を小さくすることができる。
鉄損 (Ｗ15/50)が最も小さくなる結晶粒径は、100 〜15
0 μm の範囲であることが知られている。通常、低Si
（Si≦1.0 wt％）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 ℃×２hr）によって結晶粒は成長し、鉄損は小さ
くなる。したがって、鉄損を低減させるためには歪取焼
鈍時における結晶粒の成長性を向上させることが重要で
ある。
【０００５】
【従来の技術】Si：1.0 wt％以下の無方向性電磁鋼板の
結晶粒の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、酸化物がある。このうち、硫化物につい
ては、Mnを0.1 wt％以上含有させて、MnS を粗大化させ
無害化を図るか、精錬時に脱硫用フラックスを使用して
Ｓを低減させることによって無害化を図っている。ま
た、窒化物については、鋼中にAlを 0.1〜1.0 wt％の範
囲で含有させることによって比較的大きなサイズのAlN
として析出させて結晶粒成長の抑制力を軽減している
（例えば、特開昭55−97426 号公報、特開昭50−98423
号公報、特開昭51−151215号公報参照）。
結晶粒の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、酸化物がある。このうち、硫化物につい
ては、Mnを0.1 wt％以上含有させて、MnS を粗大化させ
無害化を図るか、精錬時に脱硫用フラックスを使用して
Ｓを低減させることによって無害化を図っている。ま
た、窒化物については、鋼中にAlを 0.1〜1.0 wt％の範
囲で含有させることによって比較的大きなサイズのAlN
として析出させて結晶粒成長の抑制力を軽減している
（例えば、特開昭55−97426 号公報、特開昭50−98423
号公報、特開昭51−151215号公報参照）。
【０００６】しかしながら、Si含有量が1.0 wt％以下の
低級な電磁鋼板の場合には、低価格が必須の条件である
ため上記のようなAlの添加はコストの上昇を招く。この
ため、Alの含有量を0.007 wt％以下に抑え、結晶粒界へ
の微細なAlN の析出を防止することによって鉄損の改善
を図る方法が提案されているが（例えば特公昭48−3055
号公報、特開昭53−109815号公報参照) 、Al含有量が少
ない場合、鋼中の酸素量が必然的に多くなるため多量の
酸化物系介在物が発生し、その介在物が低融点の延性介
在物の場合には介在物は圧延方向に延びた状態で存在し
結晶粒の成長を阻害するという問題がある。
低級な電磁鋼板の場合には、低価格が必須の条件である
ため上記のようなAlの添加はコストの上昇を招く。この
ため、Alの含有量を0.007 wt％以下に抑え、結晶粒界へ
の微細なAlN の析出を防止することによって鉄損の改善
を図る方法が提案されているが（例えば特公昭48−3055
号公報、特開昭53−109815号公報参照) 、Al含有量が少
ない場合、鋼中の酸素量が必然的に多くなるため多量の
酸化物系介在物が発生し、その介在物が低融点の延性介
在物の場合には介在物は圧延方向に延びた状態で存在し
結晶粒の成長を阻害するという問題がある。
【０００７】このような酸化物については、特開昭63−
195217号公報（磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁
鋼板）や特開平１−152239号公報（磁性焼鈍後の鉄損特
性の優れた無方向性電磁鋼板）に、Siを0.1 〜1.0 wt
％、Mnを1.5 wt％以下、sol.Alを 0.001〜 0.005wt％含
む無方向性電磁鋼板において、鋼中介在物の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、SiO2の重量割合を75％以上とすることに
より、介在物を非延性な介在物にして結晶粒成長の抑制
力を弱め、鉄損を低減する方法が提案開示されている。
195217号公報（磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁
鋼板）や特開平１−152239号公報（磁性焼鈍後の鉄損特
性の優れた無方向性電磁鋼板）に、Siを0.1 〜1.0 wt
％、Mnを1.5 wt％以下、sol.Alを 0.001〜 0.005wt％含
む無方向性電磁鋼板において、鋼中介在物の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、SiO2の重量割合を75％以上とすることに
より、介在物を非延性な介在物にして結晶粒成長の抑制
力を弱め、鉄損を低減する方法が提案開示されている。
【０００８】しかし、介在物中のMnO 量を15 wt ％以下
にするにはsol.Al, Si量を増加する必要があり、Al量が
0.003 wt％以上存在する場合には、鋼中Ｎが20ppm 以上
あると結晶粒界に微細なAlN が析出するため、結晶粒の
成長を阻害し鉄損の低減がはかれなくなるという問題が
ある。一方、Alが0.001 wt％以上〜0.003 wt％以下のよ
うに低い場合には、鋼中の酸素量が多いことより多量の
酸化物系介在物が発生する。そしてSi濃度に対してAl濃
度が高い場合には、上記先願特許に示されているよう
に、鋼中の介在物が低融点組成で熱延時に延びる延性介
在物になるため、圧延方向に延びた介在物が多数存在
し、その介在物により結晶粒の成長が阻害される。
にするにはsol.Al, Si量を増加する必要があり、Al量が
0.003 wt％以上存在する場合には、鋼中Ｎが20ppm 以上
あると結晶粒界に微細なAlN が析出するため、結晶粒の
成長を阻害し鉄損の低減がはかれなくなるという問題が
ある。一方、Alが0.001 wt％以上〜0.003 wt％以下のよ
うに低い場合には、鋼中の酸素量が多いことより多量の
酸化物系介在物が発生する。そしてSi濃度に対してAl濃
度が高い場合には、上記先願特許に示されているよう
に、鋼中の介在物が低融点組成で熱延時に延びる延性介
在物になるため、圧延方向に延びた介在物が多数存在
し、その介在物により結晶粒の成長が阻害される。
【０００９】また、Si濃度に対するAl濃度を低下させて
非延性な介在物にする場合、溶製時のフェロシリコンを
添加したのちに溶鋼内に大量のSiO2が生成し、溶鋼鍋や
タンディッシュのノズルを詰まらせる原因となり、溶製
時に大きな支障を来たすという問題が生じる。
非延性な介在物にする場合、溶製時のフェロシリコンを
添加したのちに溶鋼内に大量のSiO2が生成し、溶鋼鍋や
タンディッシュのノズルを詰まらせる原因となり、溶製
時に大きな支障を来たすという問題が生じる。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】この発明は上記のよう
な問題点の解決を図ったものであり、sol.Alを0.003 wt
％以下にして結晶粒界への微細なAlN の析出を防止し、
かつ、低融点の延性介在物の生成を防止することによっ
て、結晶粒の成長性を向上し、また、溶製時に溶鋼鍋や
タンディッシュのノズルを詰まらせることのない、歪取
焼鈍後に鉄損の小さい経済性に優れる無方向性けい素鋼
板用鋼の溶製方法を提案することを目的とするものであ
る。
な問題点の解決を図ったものであり、sol.Alを0.003 wt
％以下にして結晶粒界への微細なAlN の析出を防止し、
かつ、低融点の延性介在物の生成を防止することによっ
て、結晶粒の成長性を向上し、また、溶製時に溶鋼鍋や
タンディッシュのノズルを詰まらせることのない、歪取
焼鈍後に鉄損の小さい経済性に優れる無方向性けい素鋼
板用鋼の溶製方法を提案することを目的とするものであ
る。
【００１１】
【課題を解決するための手段】すなわち、この発明はか
かる問題点を解決するために成されたものでり、その要
旨構成は次のとおりである。
かる問題点を解決するために成されたものでり、その要
旨構成は次のとおりである。
【００１２】Ｃ：0.01wt％以下およびSi：0.05〜％以
上、1.0 wt％以下を含有し、かつ、MnがSiとの関係で、
wt％であらわす含有量につき（％Mn）2 ／（％Si）≦0.
30を満たす範囲で含み、さらにsol.Al：0.003 wt％以
下、Ｐ： 0.10 wt％以下、Ｓ： 0.01 wt％以下、total
Ｏ：0.020 wt％以下およびＮ： 0.01 wt％以下、を含有
する鋼の溶製時に、Si添加前溶鋼へのAl添加量の調整に
より、Si添加前溶鋼のwt％であらわす酸素活量ａO を0.
015 未満とし、かつ、下記式 (1)を満たす範囲に制御す
ることを特徴とする無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法。 〔記〕 0.7＜（％Si）・ａO 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 -----(1) ただし、 （％Si）：wt％であらわす鋼のSi含有量 Ｔ：℃であらわすSi添加時の溶鋼温度
上、1.0 wt％以下を含有し、かつ、MnがSiとの関係で、
wt％であらわす含有量につき（％Mn）2 ／（％Si）≦0.
30を満たす範囲で含み、さらにsol.Al：0.003 wt％以
下、Ｐ： 0.10 wt％以下、Ｓ： 0.01 wt％以下、total
Ｏ：0.020 wt％以下およびＮ： 0.01 wt％以下、を含有
する鋼の溶製時に、Si添加前溶鋼へのAl添加量の調整に
より、Si添加前溶鋼のwt％であらわす酸素活量ａO を0.
015 未満とし、かつ、下記式 (1)を満たす範囲に制御す
ることを特徴とする無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法。 〔記〕 0.7＜（％Si）・ａO 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 -----(1) ただし、 （％Si）：wt％であらわす鋼のSi含有量 Ｔ：℃であらわすSi添加時の溶鋼温度
【００１３】
【作用】以下に、この発明の基礎となった実験結果とそ
の作用について述べる。発明者らは、低Si（0.1 〜1.0
wt％) で低sol.Al（≦0.003 wt％）の無方向性電磁鋼板
のSi, MnおよびAl濃度や溶製時の操業条件と歪取焼鈍後
の鉄損について数多くの実験、調査を行い、以下に述べ
る結果を得た。
の作用について述べる。発明者らは、低Si（0.1 〜1.0
wt％) で低sol.Al（≦0.003 wt％）の無方向性電磁鋼板
のSi, MnおよびAl濃度や溶製時の操業条件と歪取焼鈍後
の鉄損について数多くの実験、調査を行い、以下に述べ
る結果を得た。
【００１４】Siを0.10 wt ％、0.40 wt ％および0.80 w
t ％とそれぞ異なつて含有し、かつ、Ｎ：0.010 〜0.00
2 wt％の範囲で、また、Mnが（％Mn）2 ／（％Si）≦0.
30の関係を満たして含有し、さににsol.Al含有量を変化
させたそれぞれの無方向性電磁鋼板について、温度：75
0 ℃、時間：２時間の歪取焼鈍後の鉄損（Ｗ15/50 ）を
調査した。これらの結果を図１にまとめて示す。図１は
sol.Al含有量と歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
である。
t ％とそれぞ異なつて含有し、かつ、Ｎ：0.010 〜0.00
2 wt％の範囲で、また、Mnが（％Mn）2 ／（％Si）≦0.
30の関係を満たして含有し、さににsol.Al含有量を変化
させたそれぞれの無方向性電磁鋼板について、温度：75
0 ℃、時間：２時間の歪取焼鈍後の鉄損（Ｗ15/50 ）を
調査した。これらの結果を図１にまとめて示す。図１は
sol.Al含有量と歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
である。
【００１５】図１から明らかなように、Al含有量が増加
し、sol.Al含有量が0.003 wt％を超えると、鉄損は大き
くなりかつバラツキが生じ、低鉄損を安定して得ること
はできなくなる。鉄損不良材（鉄損が大きいもの）には
多数のAlN が析出しており、また、歪取焼鈍後の平均結
晶粒を測定した結果、鉄損良好材（鉄損の小さいもの）
の平均結晶粒径が50μm 以上であるのに対して、鉄損不
良材の平均結晶粒径は20μm と小さくなっていて、歪取
焼鈍時の結晶粒の成長性の違いが鉄損に影響を与えるこ
とがわかる。
し、sol.Al含有量が0.003 wt％を超えると、鉄損は大き
くなりかつバラツキが生じ、低鉄損を安定して得ること
はできなくなる。鉄損不良材（鉄損が大きいもの）には
多数のAlN が析出しており、また、歪取焼鈍後の平均結
晶粒を測定した結果、鉄損良好材（鉄損の小さいもの）
の平均結晶粒径が50μm 以上であるのに対して、鉄損不
良材の平均結晶粒径は20μm と小さくなっていて、歪取
焼鈍時の結晶粒の成長性の違いが鉄損に影響を与えるこ
とがわかる。
【００１６】次に、Siを0.10 wt ％、 0.40 wt％および
0.80 wt％とそれぞれ異なって含有し、かつ、sol.Al：
0.003 wt％以下およびＮ：0.010 wt％以下を含み、さら
に（％Mn）2 ／（％Si）を変化させたそれぞれの無方向
性電磁鋼板について、温度：750 ℃、時間２時間の歪取
焼鈍後の鉄損（Ｗ15/50 ）を調査した。これらの結果を
図２にまとめて示す。図２は（％Mn）2 ／（％Si）と歪
取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフである。
0.80 wt％とそれぞれ異なって含有し、かつ、sol.Al：
0.003 wt％以下およびＮ：0.010 wt％以下を含み、さら
に（％Mn）2 ／（％Si）を変化させたそれぞれの無方向
性電磁鋼板について、温度：750 ℃、時間２時間の歪取
焼鈍後の鉄損（Ｗ15/50 ）を調査した。これらの結果を
図２にまとめて示す。図２は（％Mn）2 ／（％Si）と歪
取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフである。
【００１７】図２から明らかなように、鉄損は（％Mn）
2 ／（％Si）との相関が強く、（％Mn）2 ／（％Si）が
増加し、特にその値が0.30を超えると、鉄損は著しく大
きくなることが判明した。鉄損不良材の介在物組成はMn
O 濃度の高い低融点延性介在物で、熱間圧延時に圧延方
向に大きく延伸された延性介在物として多数存在してい
る。また、歪取焼鈍後の平均結晶粒径を調査した結果、
鉄損良好材の平均結晶粒径が50μm 以上あるのに対し
て、鉄損不良材の平均結晶粒径は30μm 以下と小さくな
っており、歪取焼鈍時の結晶粒の成長性の違いが鉄損の
値に影響を与えていることがわかる。
2 ／（％Si）との相関が強く、（％Mn）2 ／（％Si）が
増加し、特にその値が0.30を超えると、鉄損は著しく大
きくなることが判明した。鉄損不良材の介在物組成はMn
O 濃度の高い低融点延性介在物で、熱間圧延時に圧延方
向に大きく延伸された延性介在物として多数存在してい
る。また、歪取焼鈍後の平均結晶粒径を調査した結果、
鉄損良好材の平均結晶粒径が50μm 以上あるのに対し
て、鉄損不良材の平均結晶粒径は30μm 以下と小さくな
っており、歪取焼鈍時の結晶粒の成長性の違いが鉄損の
値に影響を与えていることがわかる。
【００１８】通常無方向性電磁鋼板用鋼の 溶製段階に
おいては、無方向性電磁鋼板のＣ含有量が0.010 wt％以
下であるため真空脱ガス処理による脱炭処理後にフェロ
シリコンを添加し脱酸を行っている。
おいては、無方向性電磁鋼板のＣ含有量が0.010 wt％以
下であるため真空脱ガス処理による脱炭処理後にフェロ
シリコンを添加し脱酸を行っている。
【００１９】このため、フェロシリコン添加前の溶鋼中
の酸素活量が高い場合には、フェロシリコンの歩留りが
悪いだけでなく、大量のSiO2の介在物が生成し、その結
果、取鍋−タンディッシュ間や、タンディッシュ−モー
ルド間のノズルを詰まらせ、溶鋼が流れなくなり、操業
を阻害する原因となる。一方、sol.Al：0.003 wt％以下
を添加し酸素活量を低下させた場合、酸素活量を低下し
すぎると鉄損が大きくなるという問題点のあることが判
明した。そこで、これらの結果を鑑みて、さらに実験を
行った。以下それら実験結果について述べる。
の酸素活量が高い場合には、フェロシリコンの歩留りが
悪いだけでなく、大量のSiO2の介在物が生成し、その結
果、取鍋−タンディッシュ間や、タンディッシュ−モー
ルド間のノズルを詰まらせ、溶鋼が流れなくなり、操業
を阻害する原因となる。一方、sol.Al：0.003 wt％以下
を添加し酸素活量を低下させた場合、酸素活量を低下し
すぎると鉄損が大きくなるという問題点のあることが判
明した。そこで、これらの結果を鑑みて、さらに実験を
行った。以下それら実験結果について述べる。
【００２０】Siが0.10wt％, 0.20wt％および0.30wt％と
それぞれ異なって含有し、（％Mn） 2 ／（％Si）：0.30
wt％以下、sol.Al：0.003 wt％以下およびＮ：0.010 wt
％以下の無方向性電磁鋼板用鋼を溶製する段階におい
て、真空脱ガス処理による脱炭処理後にAlを添加し、つ
づいてフェロシリコン添加前の溶鋼中の酸素活量を固体
電解質を用いた酸素プローブで測定した。その後得られ
た鋼スラブを常法により熱間圧延、冷間圧延などを行っ
て無方向性電磁鋼板とし歪取焼鈍を施したのち鉄損（Ｗ
15/50 ）を測定した。これらの結果を図３，４および５
に示す。図３はSi：0.10wt％材のフェロシリコン添加前
の酸素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関
係およびノズル詰まり発生状況を示すグラフ、図４はS
i：0.20wt％材のフェロシリコン添加前の酸素活量と750
℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係およびノズル
詰まり発生状況を示すグラフ、図５はSi：0.20wt％材の
フェロシリコン添加前の酸素活量と750 ℃、２時間の歪
取焼鈍後の鉄損との関係およびノズル詰まり発生状況を
示すグラフである。
それぞれ異なって含有し、（％Mn） 2 ／（％Si）：0.30
wt％以下、sol.Al：0.003 wt％以下およびＮ：0.010 wt
％以下の無方向性電磁鋼板用鋼を溶製する段階におい
て、真空脱ガス処理による脱炭処理後にAlを添加し、つ
づいてフェロシリコン添加前の溶鋼中の酸素活量を固体
電解質を用いた酸素プローブで測定した。その後得られ
た鋼スラブを常法により熱間圧延、冷間圧延などを行っ
て無方向性電磁鋼板とし歪取焼鈍を施したのち鉄損（Ｗ
15/50 ）を測定した。これらの結果を図３，４および５
に示す。図３はSi：0.10wt％材のフェロシリコン添加前
の酸素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関
係およびノズル詰まり発生状況を示すグラフ、図４はS
i：0.20wt％材のフェロシリコン添加前の酸素活量と750
℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係およびノズル
詰まり発生状況を示すグラフ、図５はSi：0.20wt％材の
フェロシリコン添加前の酸素活量と750 ℃、２時間の歪
取焼鈍後の鉄損との関係およびノズル詰まり発生状況を
示すグラフである。
【００２１】これらの図からわかるように、いずれのSi
含有量でも 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 の値が0.7 を境に、大きくなると鉄損が著しく減少し、
また、ａo が150 wtppm以上ではノズル詰まりが発生
し、鉄損もしだいに大きくなることが判明した。また、
上記溶製材の 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 が0.7 超えの鉄損良好材、0.7 以下の鉄損不良材につい
て、歪取り焼鈍後の平均結晶粒径を調査した結果、鉄損
良好材の平均結晶粒径は全ては80μm 以上と鉄損不良材
の50μm に比べて著しく大きくなっている。これは前に
も述べたように、鉄損良好材料は歪取焼鈍時の結晶粒の
成長が鉄損を大きく低減させたものと考えられる。
含有量でも 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 の値が0.7 を境に、大きくなると鉄損が著しく減少し、
また、ａo が150 wtppm以上ではノズル詰まりが発生
し、鉄損もしだいに大きくなることが判明した。また、
上記溶製材の 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 が0.7 超えの鉄損良好材、0.7 以下の鉄損不良材につい
て、歪取り焼鈍後の平均結晶粒径を調査した結果、鉄損
良好材の平均結晶粒径は全ては80μm 以上と鉄損不良材
の50μm に比べて著しく大きくなっている。これは前に
も述べたように、鉄損良好材料は歪取焼鈍時の結晶粒の
成長が鉄損を大きく低減させたものと考えられる。
【００２２】これらの鉄損不良材、鉄損良好材について
調査した介在物の形状および組成を図６および７に示
す。図６は鉄損不良材の介在物の形状および組成を示す
グラフ、図７は鉄損良好材の介在物の形状および組成を
示すグラフである。なお、介在物の形状はＳＥＭ観察よ
り、また、組成分析はエネルギー分散型のＸ線分析装置
（ＥＤＸ）により、ランダムに介在物を選んで行い、介
在物を MnO−SiO2−Al2O 3 系としこれらの合計量を100
％として換算した。
調査した介在物の形状および組成を図６および７に示
す。図６は鉄損不良材の介在物の形状および組成を示す
グラフ、図７は鉄損良好材の介在物の形状および組成を
示すグラフである。なお、介在物の形状はＳＥＭ観察よ
り、また、組成分析はエネルギー分散型のＸ線分析装置
（ＥＤＸ）により、ランダムに介在物を選んで行い、介
在物を MnO−SiO2−Al2O 3 系としこれらの合計量を100
％として換算した。
【００２３】これらの図から明らかなように、 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 が0.7 以下の鉄損不良材の介在物組成はMnO, Al2O3 濃
度が高く熱間圧延時に圧延方向に大きく延伸された低融
点の延性介在物として多数存在している。このため、こ
れらの介在物が歪取焼鈍時の結晶粒の成長を阻害したも
のと考えられる。
度が高く熱間圧延時に圧延方向に大きく延伸された低融
点の延性介在物として多数存在している。このため、こ
れらの介在物が歪取焼鈍時の結晶粒の成長を阻害したも
のと考えられる。
【００２４】一方、 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 が0.7 超え鉄損良好材の介在物組成は全てSiO2濃度が高
い非延性の介在物で、微細な粒状の介在物として存在し
ている。このため、歪取焼鈍後の結晶粒の成長の抑制が
防止できたものと考えられる。
い非延性の介在物で、微細な粒状の介在物として存在し
ている。このため、歪取焼鈍後の結晶粒の成長の抑制が
防止できたものと考えられる。
【００２５】また、ａo が150 wt ppm以上の場合、鍋−
タンディッシュ間や、タンディッシュ−モールド間のノ
ズル内を調査した結果、SiO2が大量に詰まっていた。こ
のため溶鋼が流れなくなったものと考えられる。
タンディッシュ間や、タンディッシュ−モールド間のノ
ズル内を調査した結果、SiO2が大量に詰まっていた。こ
のため溶鋼が流れなくなったものと考えられる。
【００２６】以上の結果より、Ｃ：0.010 wt％以下およ
びSi：0.05〜1.0 wt％を含み、かつ、MnがSiとの関係で
wt％であらわす含有量につき、（％Mn）2 ／（％Si）≦
0.30を満たす範囲で含有し、さらに、sol.Al：0.003 wt
％以下、Ｐ：0.01 wt ％以下、Ｓ： 0.01 wt％以下、to
tal Ｏ：0.020 wt％以下およびＮ：0.010 wt％以下を含
む無方向性電磁鋼板用鋼の溶製時にSi添加前溶鋼へのAl
添加量の調整により、その溶鋼のwt％であらわす酸素活
量ａo を0.015 未満とし、かつ、 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 の式を満たす範囲に制御することにより、鋳造中のノズ
ル詰まりの発生を防止でき、さらに安価で、かつ無方向
性電磁鋼板製品における歪取焼鈍後の鉄損を大幅に低減
できることが明らかとなった。
びSi：0.05〜1.0 wt％を含み、かつ、MnがSiとの関係で
wt％であらわす含有量につき、（％Mn）2 ／（％Si）≦
0.30を満たす範囲で含有し、さらに、sol.Al：0.003 wt
％以下、Ｐ：0.01 wt ％以下、Ｓ： 0.01 wt％以下、to
tal Ｏ：0.020 wt％以下およびＮ：0.010 wt％以下を含
む無方向性電磁鋼板用鋼の溶製時にSi添加前溶鋼へのAl
添加量の調整により、その溶鋼のwt％であらわす酸素活
量ａo を0.015 未満とし、かつ、 0.7＜（％Si）・ａo 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 の式を満たす範囲に制御することにより、鋳造中のノズ
ル詰まりの発生を防止でき、さらに安価で、かつ無方向
性電磁鋼板製品における歪取焼鈍後の鉄損を大幅に低減
できることが明らかとなった。
【００２７】つぎに、上記説明以外のこの発明における
成分組成の限定理由について説明する。
成分組成の限定理由について説明する。
【００２８】Ｃ：0.010 wt％以下 Ｃは、0.010 wt％を超えると、Ｃの析出による磁気特性
の劣化が生じる。したがって、Ｃ含有量は0.010 wt％以
下とする。
の劣化が生じる。したがって、Ｃ含有量は0.010 wt％以
下とする。
【００２９】Si：0.05〜1.0 wt％ Siは、比抵抗を増加し、鉄損を減少させる有用成分であ
るが、Siの増加はコストアップになる。したがって、こ
の発明ではその含有量を 0.05 wt％以上1.0 wt％以下と
する。
るが、Siの増加はコストアップになる。したがって、こ
の発明ではその含有量を 0.05 wt％以上1.0 wt％以下と
する。
【００３０】Ｐ：0.10 wt ％以下 Ｐは、鋼板の強度を高めるのに有効な成分であるが0.10
wt％を超えると鋼板のぜい化が著しく進むため、その含
有量の上限を0.10wt％とする。
wt％を超えると鋼板のぜい化が著しく進むため、その含
有量の上限を0.10wt％とする。
【００３１】Ｓ：0.01wt％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い。この発明では許容できる
上限を 0.01 wt％とする。
きるだけ少ない方が望ましい。この発明では許容できる
上限を 0.01 wt％とする。
【００３２】total Ｏ ：0.020 wt％以下 total Ｏは、ノズルづまりの防止から、真空脱ガス処理
による脱炭処理後の脱酸材（フェロシリコン）添加前の
溶存酸素濃度を低下させておくことが重要である。その
ため含有量は必然的に0.020 wt％以下となる。
による脱炭処理後の脱酸材（フェロシリコン）添加前の
溶存酸素濃度を低下させておくことが重要である。その
ため含有量は必然的に0.020 wt％以下となる。
【００３３】Ｎ：0.010 wt％ 歪取焼鈍後の結晶粒の成長を阻害する微細AlN の生成を
防止するには0.010 wt％以下が必要である。したがっ
て、その含有量は0.010 wt％以下とする。
防止するには0.010 wt％以下が必要である。したがっ
て、その含有量は0.010 wt％以下とする。
【００３４】
【実施例】Siをそれぞれ0.1 wt％、0.4 wt％、0.8 wt％
含有する無方向性電磁鋼板用スラブを、転炉−真空脱ガ
ス−連続鋳造のプロセスにより製造した。Ｃ：0.03wt
％、Ｐ：0.01wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下の溶鋼200 to
n を転炉で溶製し、出鋼時、もしくは、真空脱ガス装置
にてフェロマンガンを添加しMn濃度の調整を行った。そ
の後、該溶鋼を真空脱ガス装置にてCO脱炭処理を行いＣ
濃度の調整を行った。つづいて、Al添加量を調整して溶
鋼の酸素活量を種々変化させたのち、フェロシリコンを
添加してSi濃度の調整し、連続鋳造機にてそれぞれスラ
ブに鋳造した。ついで、各スラブを熱間圧延機により板
厚：2.0mm まで圧延したのち、冷間圧延機により板厚：
0.5mm まで圧延し、温度：750 ℃、10秒間の仕上げ焼鈍
後、絶縁被膜を被成した。その後、温度：750 ℃、時
間：２時間の歪取焼鈍を施した。このようにして得られ
た各製品の成分、フェロシリコン添加前の酸素活量、歪
取焼鈍後の結晶粒径および磁気特性、ならびに鋳造時の
ノズル詰まり状況などの調査結果を表１にまとめて示
す。
含有する無方向性電磁鋼板用スラブを、転炉−真空脱ガ
ス−連続鋳造のプロセスにより製造した。Ｃ：0.03wt
％、Ｐ：0.01wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下の溶鋼200 to
n を転炉で溶製し、出鋼時、もしくは、真空脱ガス装置
にてフェロマンガンを添加しMn濃度の調整を行った。そ
の後、該溶鋼を真空脱ガス装置にてCO脱炭処理を行いＣ
濃度の調整を行った。つづいて、Al添加量を調整して溶
鋼の酸素活量を種々変化させたのち、フェロシリコンを
添加してSi濃度の調整し、連続鋳造機にてそれぞれスラ
ブに鋳造した。ついで、各スラブを熱間圧延機により板
厚：2.0mm まで圧延したのち、冷間圧延機により板厚：
0.5mm まで圧延し、温度：750 ℃、10秒間の仕上げ焼鈍
後、絶縁被膜を被成した。その後、温度：750 ℃、時
間：２時間の歪取焼鈍を施した。このようにして得られ
た各製品の成分、フェロシリコン添加前の酸素活量、歪
取焼鈍後の結晶粒径および磁気特性、ならびに鋳造時の
ノズル詰まり状況などの調査結果を表１にまとめて示
す。
【００３５】
【表１】
【００３６】表１より明らかなように、この発明に適合
する適合例は鋳造時にノズル詰まりを発生させることな
く、製品の歪取焼鈍後の平均結晶粒径を80μm 以上にす
ることができ、したがって鉄損の小さい無方向性電磁鋼
板が得られることがわかる。
する適合例は鋳造時にノズル詰まりを発生させることな
く、製品の歪取焼鈍後の平均結晶粒径を80μm 以上にす
ることができ、したがって鉄損の小さい無方向性電磁鋼
板が得られることがわかる。
【００３７】
【発明の効果】この発明は、成分組成を特定し、鋼の溶
製時のSi添加前のAl添加量の調整により溶鋼中の酸素活
量などを制御する無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法であ
って、この発明によれば、鋳造中のノズル詰まりを防止
でき、さらに安価で歪取焼鈍後に低鉄損の無方向性電磁
鋼板を得ることができる。
製時のSi添加前のAl添加量の調整により溶鋼中の酸素活
量などを制御する無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法であ
って、この発明によれば、鋳造中のノズル詰まりを防止
でき、さらに安価で歪取焼鈍後に低鉄損の無方向性電磁
鋼板を得ることができる。
【図１】sol.Al含有量と歪取焼鈍後の鉄損との関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】（％Mn）2 ／（％Si）と歪取焼鈍後の鉄損との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図３】Si： 0.10 wt％材のフェロシリコン添加前の酸
素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係、
およびノズル詰まり発生状況を示すグラフである。
素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係、
およびノズル詰まり発生状況を示すグラフである。
【図４】Si： 0.20 wt％材のフェロシリコン添加前の酸
素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係、
およびノズル詰まり発生状況を示すグラフである。
素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係、
およびノズル詰まり発生状況を示すグラフである。
【図５】Si＝ 0.20 wt％材のフェロシリコン添加前の酸
素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係、
およびノズル詰まり発生状況を示すグラフである。
素活量と750 ℃、２時間の歪取焼鈍後の鉄損との関係、
およびノズル詰まり発生状況を示すグラフである。
【図６】鉄損不良材の介在物の形状、および、組成を示
すグラフである。
すグラフである。
【図７】鉄損良好材の介在物の形状、および、組成を示
すグラフである。
すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ： 0.01 wt％以下および Si：0.05〜％以上、1.0 wt％以下を含有し、かつ、Mnが
Siとの関係で、wt％であらわす含有量につき（％Mn）2
／（％Si）≦0.30を満たす範囲で含み、さらに sol.Al：0.003 wt％以下、 Ｐ： 0.10 wt％以下、 Ｓ： 0.01 wt％以下、 totalＯ：0.020 wt％以下および Ｎ： 0.01 wt％以下、を含有する鋼の溶製時に、 Si添加前溶鋼へのAl添加量の調整により、Si添加前溶鋼
のwt％であらわす酸素活量ａO を0.015 未満とし、か
つ、下記式 (1)を満たす範囲に制御することを特徴とす
る無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法。 〔記〕 0.7＜（％Si）・ａO 2 ／10 -30110/(T+273)+11.4 -----(1) ただし、 （％Si）：wt％であらわす鋼のSi含有量 Ｔ：℃であらわすSi添加時の溶鋼温度
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07519695A JP3456295B2 (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07519695A JP3456295B2 (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269532A true JPH08269532A (ja) | 1996-10-15 |
| JP3456295B2 JP3456295B2 (ja) | 2003-10-14 |
Family
ID=13569208
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07519695A Expired - Fee Related JP3456295B2 (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 無方向性電磁鋼板用鋼の溶製方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3456295B2 (ja) |
Cited By (5)
| 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 |
| JP2006118039A (ja) * | 2004-09-22 | 2006-05-11 | Nippon Steel Corp | 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板 |
| JP2007270177A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Nippon Steel Corp | 歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法 |
| JP2013192417A (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-26 | Jfe Steel Corp | モータコアおよびその製造方法 |
| WO2017206753A1 (zh) * | 2016-05-30 | 2017-12-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高磁感、低铁损无取向硅钢片及其制造方法 |
-
1995
- 1995-03-31 JP JP07519695A patent/JP3456295B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (9)
| 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 |
| JP2006118039A (ja) * | 2004-09-22 | 2006-05-11 | Nippon Steel Corp | 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板 |
| JP4568190B2 (ja) * | 2004-09-22 | 2010-10-27 | 新日本製鐵株式会社 | 無方向性電磁鋼板 |
| JP2007270177A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Nippon Steel Corp | 歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法 |
| JP4598709B2 (ja) * | 2006-03-30 | 2010-12-15 | 新日本製鐵株式会社 | 歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法 |
| JP2013192417A (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-26 | Jfe Steel Corp | モータコアおよびその製造方法 |
| WO2017206753A1 (zh) * | 2016-05-30 | 2017-12-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高磁感、低铁损无取向硅钢片及其制造方法 |
| KR20180135949A (ko) * | 2016-05-30 | 2018-12-21 | 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 | 고-자기-유도 저-철-손실 무방향성 실리콘 강판 및 이의 제조 방법 |
| JP2019521246A (ja) * | 2016-05-30 | 2019-07-25 | 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｂａｏｓｈａｎ Ｉｒｏｎ ＆ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． | 高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3456295B2 (ja) | 2003-10-14 |
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