JPH10183309A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH10183309A JPH10183309A JP34120796A JP34120796A JPH10183309A JP H10183309 A JPH10183309 A JP H10183309A JP 34120796 A JP34120796 A JP 34120796A JP 34120796 A JP34120796 A JP 34120796A JP H10183309 A JPH10183309 A JP H10183309A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 無方向性電磁鋼板について、硫化物系介在物
の効果的な形態制御を行うことにより、粒成長性を向上
ならしめ、もって鉄損特性の改善を図る。 【解決手段】 鋼中に分散する硫化物系介在物を、単独
またはAl酸化物、Al窒化物と複合したCa硫化物あるいは
Ca酸硫化物とし、かつ該硫化物系介在物中に含まれるMn
の重量比率を10％以下に抑制する。
の効果的な形態制御を行うことにより、粒成長性を向上
ならしめ、もって鉄損特性の改善を図る。 【解決手段】 鋼中に分散する硫化物系介在物を、単独
またはAl酸化物、Al窒化物と複合したCa硫化物あるいは
Ca酸硫化物とし、かつ該硫化物系介在物中に含まれるMn
の重量比率を10％以下に抑制する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、磁気特性の優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鋼板中にお
ける硫化物系介在物の析出形態を制御することにより、
鉄損特性の有利な改善を図ろうとするものである。
た無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鋼板中にお
ける硫化物系介在物の析出形態を制御することにより、
鉄損特性の有利な改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板の鉄損特性は、製品板
の結晶粒径に大きく依存し、低鉄損の製品を得るために
は、基本的に結晶粒径を粗大化させる必要があることが
知られている。粒成長性は、鋼中に分散する第２相、す
なわち析出物や介在物の影響が大きく、その成分やサイ
ズ分布、分散状態に大きく左右される。これらの析出物
は、結晶粒界の移動をピン止めする効果があるため、粒
成長性向上のためには、かような析出物を極力低減させ
る必要があることはいうまでもない。
の結晶粒径に大きく依存し、低鉄損の製品を得るために
は、基本的に結晶粒径を粗大化させる必要があることが
知られている。粒成長性は、鋼中に分散する第２相、す
なわち析出物や介在物の影響が大きく、その成分やサイ
ズ分布、分散状態に大きく左右される。これらの析出物
は、結晶粒界の移動をピン止めする効果があるため、粒
成長性向上のためには、かような析出物を極力低減させ
る必要があることはいうまでもない。
【０００３】しかしながら、現在の工業的技術レベルに
おいて、鋼材中の析出物、介在物を粒成長性に影響しな
い程度まで低減させた高清浄鋼を溶製することは極めて
難しく、また汎用の実用材料の製造に際してはコストの
問題も無視できないため、かような高清浄鋼の溶製は実
質的に不可能であった。
おいて、鋼材中の析出物、介在物を粒成長性に影響しな
い程度まで低減させた高清浄鋼を溶製することは極めて
難しく、また汎用の実用材料の製造に際してはコストの
問題も無視できないため、かような高清浄鋼の溶製は実
質的に不可能であった。
【０００４】そのため、鋼中にはある程度の析出物、介
在物の残留が避けられず、それに起因して磁気特性の劣
化を余儀なくされていた。特にMnＳ、AlＮ等の比較的固
溶温度の低い析出物が形成された場合には、スラブ加熱
や熱延板焼鈍、冷延後の再結晶焼鈍等の過程で一旦固溶
した後、冷却の段階で微細に再析出し、かかる微細析出
物は粒成長抑制効果が非常に大きいため、磁気特性を著
しく劣化させていた。
在物の残留が避けられず、それに起因して磁気特性の劣
化を余儀なくされていた。特にMnＳ、AlＮ等の比較的固
溶温度の低い析出物が形成された場合には、スラブ加熱
や熱延板焼鈍、冷延後の再結晶焼鈍等の過程で一旦固溶
した後、冷却の段階で微細に再析出し、かかる微細析出
物は粒成長抑制効果が非常に大きいため、磁気特性を著
しく劣化させていた。
【０００５】この固溶・再析出を避ける手段としては、
スラブ加熱温度や熱延板焼鈍温度、冷延後の再結晶焼鈍
温度を低温化する方法がある。しかしながら、スラブ加
熱温度の低温化は、析出物の固溶を防止する効果はある
ものの、それに伴って熱延温度も低下するため、圧延が
困難になるだけでなく、熱延板に未再結晶部が残った
り、再結晶しても粒径が小さいので、その後の冷延、再
結晶による製品板の集合組織が劣化し、無方向性電磁鋼
板の製品特性にとって好ましくない。同様に、熱延板焼
鈍温度を低くする方法においても、再結晶や粒成長が不
十分となり、製品板の集合組織の劣化が避けられない。
さらに、再結晶焼鈍温度を低くした場合には、低温のた
めにかえって粒成長速度が遅くなり、限られた焼鈍時間
では十分な粒径が得られない。このように、析出物を固
溶・再析出させることなしに磁気特性の良好な製品を得
るには限界があり、実質的に特段の効果は期待できな
い。
スラブ加熱温度や熱延板焼鈍温度、冷延後の再結晶焼鈍
温度を低温化する方法がある。しかしながら、スラブ加
熱温度の低温化は、析出物の固溶を防止する効果はある
ものの、それに伴って熱延温度も低下するため、圧延が
困難になるだけでなく、熱延板に未再結晶部が残った
り、再結晶しても粒径が小さいので、その後の冷延、再
結晶による製品板の集合組織が劣化し、無方向性電磁鋼
板の製品特性にとって好ましくない。同様に、熱延板焼
鈍温度を低くする方法においても、再結晶や粒成長が不
十分となり、製品板の集合組織の劣化が避けられない。
さらに、再結晶焼鈍温度を低くした場合には、低温のた
めにかえって粒成長速度が遅くなり、限られた焼鈍時間
では十分な粒径が得られない。このように、析出物を固
溶・再析出させることなしに磁気特性の良好な製品を得
るには限界があり、実質的に特段の効果は期待できな
い。
【０００６】また、析出物等の悪弊を回避する手段とし
て、析出物の形態を制御する方法があるが、かような析
出物の形態制御方法としては、鋼中Ｓを REMサルファイ
ドやSbサルファイド等の固溶温度の高い析出物として固
定する方法（特開昭51-62115号公報）や、REM と同様に
Zrを添加する方法（特公平１-52448号公報、特開昭51-6
0624号公報）等があるが、これらの方法で十分な効果を
得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要があ
り、製品のコストアップが大きな問題となる。そればか
りか、 REMサルファイドは（REM, Mn, Al, Si)(O, S)の
ように非常に複雑な析出形態をとる上に、溶融中で浮上
しにくく、鋼中に多量に残留する欠点もある。従って、
REMサルファイド (主にCeサルファイド）単体での固溶
温度は高くても、実際は複合析出物であるため、部分的
に固溶・再析出し、粒成長性を劣化させていた。
て、析出物の形態を制御する方法があるが、かような析
出物の形態制御方法としては、鋼中Ｓを REMサルファイ
ドやSbサルファイド等の固溶温度の高い析出物として固
定する方法（特開昭51-62115号公報）や、REM と同様に
Zrを添加する方法（特公平１-52448号公報、特開昭51-6
0624号公報）等があるが、これらの方法で十分な効果を
得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要があ
り、製品のコストアップが大きな問題となる。そればか
りか、 REMサルファイドは（REM, Mn, Al, Si)(O, S)の
ように非常に複雑な析出形態をとる上に、溶融中で浮上
しにくく、鋼中に多量に残留する欠点もある。従って、
REMサルファイド (主にCeサルファイド）単体での固溶
温度は高くても、実際は複合析出物であるため、部分的
に固溶・再析出し、粒成長性を劣化させていた。
【０００７】同様に、鋼中Ｓを固定する方法としては、
Caを利用する方法がある（特公昭58-17248号公報、特開
昭59-74213号公報および特公昭58-17249号公報等）。し
かしながら、特公昭58-17248号公報および特開昭59-742
13号公報のような脱硫フラックス（通常 CaO, CaF2を含
む）を用いた場合には、硫化物系介在物成分はAl(O, N)
＋(Ca, Mn)(S, O)のような非常に複雑なものとなり、熱
延前のスラブ加熱や熱延板焼鈍等の加熱工程で介在物を
構成しているMnＳが固溶・再析出により微細化するため
に、やはり粒成長性が阻害される。
Caを利用する方法がある（特公昭58-17248号公報、特開
昭59-74213号公報および特公昭58-17249号公報等）。し
かしながら、特公昭58-17248号公報および特開昭59-742
13号公報のような脱硫フラックス（通常 CaO, CaF2を含
む）を用いた場合には、硫化物系介在物成分はAl(O, N)
＋(Ca, Mn)(S, O)のような非常に複雑なものとなり、熱
延前のスラブ加熱や熱延板焼鈍等の加熱工程で介在物を
構成しているMnＳが固溶・再析出により微細化するため
に、やはり粒成長性が阻害される。
【０００８】このため、硫化物を十分に無害化したとは
言い難く、特に１回冷延法で一層の低鉄損化を指向した
場合には問題を残していた。というのは、冷延２回法の
場合には、仕上げ焼鈍前の冷延圧下率が低いため、再結
晶の駆動力が弱く、再結晶核の発生数も少ないので、比
較的粗粒になり易く低鉄損化は容易であるが、１回冷延
法の場合は、冷延圧下率が高いため、再結晶駆動力が高
く、また核生成数も多いので、細粒となり易いことか
ら、２回冷延法に比べると、低鉄損化のためには粒成長
性の向上がより重要だからである。
言い難く、特に１回冷延法で一層の低鉄損化を指向した
場合には問題を残していた。というのは、冷延２回法の
場合には、仕上げ焼鈍前の冷延圧下率が低いため、再結
晶の駆動力が弱く、再結晶核の発生数も少ないので、比
較的粗粒になり易く低鉄損化は容易であるが、１回冷延
法の場合は、冷延圧下率が高いため、再結晶駆動力が高
く、また核生成数も多いので、細粒となり易いことか
ら、２回冷延法に比べると、低鉄損化のためには粒成長
性の向上がより重要だからである。
【０００９】また、特公昭58-17249号公報に見られるよ
うに、金属Caを使用した場合には、Caが非常に活性な金
属であるため、保管および取扱いが困難なだけでなく、
溶鋼温度での蒸気圧が高いため、添加直後に気化して有
効な脱硫効果が得難く、大量の添加を必要とし、しかも
添加時の発煙が激しく、操業上の作業環境を著しく悪化
させるという問題もあった。
うに、金属Caを使用した場合には、Caが非常に活性な金
属であるため、保管および取扱いが困難なだけでなく、
溶鋼温度での蒸気圧が高いため、添加直後に気化して有
効な脱硫効果が得難く、大量の添加を必要とし、しかも
添加時の発煙が激しく、操業上の作業環境を著しく悪化
させるという問題もあった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、無方
向性電磁鋼板において良好な磁気特性を得るためには、
十分な粒成長性を確保する必要があり、それに影響する
析出物を制御することがとりわけ重要なのであるが、現
在までのところ、工業的レベルで有効かつ安価な制御方
法は開発されていない。この発明は、上記の問題を有利
に解決するもので、工程およびコストの面で優れる１回
冷延法を利用する場合において、従来に比べより効果的
に硫化物系介在物を制御することによって、粒成長性を
向上ならしめ、もって鉄損特性の一層の向上を達成した
無方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案す
ることを目的とする。
向性電磁鋼板において良好な磁気特性を得るためには、
十分な粒成長性を確保する必要があり、それに影響する
析出物を制御することがとりわけ重要なのであるが、現
在までのところ、工業的レベルで有効かつ安価な制御方
法は開発されていない。この発明は、上記の問題を有利
に解決するもので、工程およびコストの面で優れる１回
冷延法を利用する場合において、従来に比べより効果的
に硫化物系介在物を制御することによって、粒成長性を
向上ならしめ、もって鉄損特性の一層の向上を達成した
無方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案す
ることを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中ＳをCa
Siによって低減するが、所期した目的の達成に関し、極
めて有効であることの知見を得た。この発明は、上記の
知見に立脚するものである。
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中ＳをCa
Siによって低減するが、所期した目的の達成に関し、極
めて有効であることの知見を得た。この発明は、上記の
知見に立脚するものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】すなわち、この発明は、
Ｃ：0.01wt％以下、Si：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以
下、Al：2.5 wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt
％以下を含有し、残部は実質的にFeの組成になる無方向
性電磁鋼板であって、鋼中に分散する硫化物系介在物
が、単独またはAl酸化物、Al窒化物と複合したCa硫化物
あるいはCa酸硫化物からなり、しかも該硫化物系介在物
中に含まれるMnの重量比率が10％以下であることを特徴
とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板（第１発明）
である。
Ｃ：0.01wt％以下、Si：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以
下、Al：2.5 wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt
％以下を含有し、残部は実質的にFeの組成になる無方向
性電磁鋼板であって、鋼中に分散する硫化物系介在物
が、単独またはAl酸化物、Al窒化物と複合したCa硫化物
あるいはCa酸硫化物からなり、しかも該硫化物系介在物
中に含まれるMnの重量比率が10％以下であることを特徴
とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板（第１発明）
である。
【００１３】また、この発明は、Ｃ：0.01wt％以下、S
i：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Al：2.5 wt％以
下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下を含有し、残
部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁鋼板であっ
て、鋼中に分散する硫化物系介在物が、単独またはAl酸
化物、Al窒化物と複合したCa硫化物あるいはCa酸硫化物
からなり、しかも該硫化物系介在物のうち直径：0.5 μ
m 以上のものの個数比率が50％以上であることを特徴と
する磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板（第１発明）で
ある。
i：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Al：2.5 wt％以
下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下を含有し、残
部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁鋼板であっ
て、鋼中に分散する硫化物系介在物が、単独またはAl酸
化物、Al窒化物と複合したCa硫化物あるいはCa酸硫化物
からなり、しかも該硫化物系介在物のうち直径：0.5 μ
m 以上のものの個数比率が50％以上であることを特徴と
する磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板（第１発明）で
ある。
【００１４】さらに、この発明は、Ｃ：0.01wt％以下、
Si：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Al：2.5 wt％以
下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下を含有し、残
部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁鋼板を、１回
冷延法によって製造するに当たり、転炉、真空脱ガス処
理にて成分調整し、鋼中酸素量を0.01wt％以下とした溶
鋼に対し、鋳造完了までの間にCaSi合金を添加して、鋼
中Ｓ濃度：0.01wt％以下まで脱硫することを特徴とする
磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法（第３発
明）である。
Si：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Al：2.5 wt％以
下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下を含有し、残
部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁鋼板を、１回
冷延法によって製造するに当たり、転炉、真空脱ガス処
理にて成分調整し、鋼中酸素量を0.01wt％以下とした溶
鋼に対し、鋳造完了までの間にCaSi合金を添加して、鋼
中Ｓ濃度：0.01wt％以下まで脱硫することを特徴とする
磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法（第３発
明）である。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、この発明を完成するに至っ
た経緯を実験結果に基づいて説明する。 実験１ Ｃ：0.003 wt％，Si：2.0 wt％，Mn：0.3 wt％, Ｐ：0.
03wt％，Al：0.2 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.004wt％であった。その後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｂ：CaＯ，CaF2の混合物を主成分とする通常の脱硫フラ
ックス添加 により、それぞれＳ：0.007 wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。これらのスラブを、通常のガス加熱炉により1150
℃に加熱した後、熱間圧延により厚み：2.6 mmの熱延板
とした。その後、熱延板焼鈍を実施または省略して、１
回の冷間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とした後、再結晶
焼鈍を施して製品板とした。この時の熱延板焼鈍および
再結晶焼鈍は、表１に示す条件下で行った。かくして得
られた製品板の磁気特性について調べた結果を表１に併
記する。
た経緯を実験結果に基づいて説明する。 実験１ Ｃ：0.003 wt％，Si：2.0 wt％，Mn：0.3 wt％, Ｐ：0.
03wt％，Al：0.2 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.004wt％であった。その後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｂ：CaＯ，CaF2の混合物を主成分とする通常の脱硫フラ
ックス添加 により、それぞれＳ：0.007 wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。これらのスラブを、通常のガス加熱炉により1150
℃に加熱した後、熱間圧延により厚み：2.6 mmの熱延板
とした。その後、熱延板焼鈍を実施または省略して、１
回の冷間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とした後、再結晶
焼鈍を施して製品板とした。この時の熱延板焼鈍および
再結晶焼鈍は、表１に示す条件下で行った。かくして得
られた製品板の磁気特性について調べた結果を表１に併
記する。
【００１６】
【表１】
【００１７】同表に示したとおり、いずれの条件下にお
いても、ＡのCaSi添加の方が鉄損特性に優れている。
いても、ＡのCaSi添加の方が鉄損特性に優れている。
【００１８】実験２ Ｃ：0.003 wt％，Si：3.2 wt％，Mn：0.3 wt％，Ｐ：0.
01wt％，Al：0.6 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.007wt％であった。その後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｂ：CaＯ，CaF2の混合物を主成分とする通常の脱硫フラ
ックス添加、 Ｃ：CaSi合金と通常の脱硫フラックスの併用 により、それぞれＳ：0.0040wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。ついで、通常のガス加熱炉により、表２に示す種
々の温度に加熱した後、熱間圧延により厚み：2.8 mmの
熱延板とした。その後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、
１回の冷間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 850
℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして
得られた製品板の磁気特性について調べた結果を表２に
併記する。
01wt％，Al：0.6 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.007wt％であった。その後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｂ：CaＯ，CaF2の混合物を主成分とする通常の脱硫フラ
ックス添加、 Ｃ：CaSi合金と通常の脱硫フラックスの併用 により、それぞれＳ：0.0040wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。ついで、通常のガス加熱炉により、表２に示す種
々の温度に加熱した後、熱間圧延により厚み：2.8 mmの
熱延板とした。その後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、
１回の冷間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 850
℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして
得られた製品板の磁気特性について調べた結果を表２に
併記する。
【００１９】
【表２】
【００２０】同表によれば、いずれのスラブ加熱条件下
においても、CaSi添加したＡが最も特性が良く、ついで
CaSiと通常の脱硫フラックスを併せて添加したＣ、通常
の脱硫フラックスのみ添加したＢの順に鉄損特性が悪く
なっている。また、スラブ加熱温度が高い場合の方が鉄
損特性の差が大きくなっている。
においても、CaSi添加したＡが最も特性が良く、ついで
CaSiと通常の脱硫フラックスを併せて添加したＣ、通常
の脱硫フラックスのみ添加したＢの順に鉄損特性が悪く
なっている。また、スラブ加熱温度が高い場合の方が鉄
損特性の差が大きくなっている。
【００２１】実験２で用いたスラブから採取したサンプ
ルについて析出物分析を行った。その結果、Ａ，Ｂ，Ｃ
いずれの場合も析出物はAl（Ｏ，Ｎ）と複合形態をとっ
ているものが頻繁に観察されたが、析出物中に含まれる
Alの割合はＡで多く、Ｂでは少ない傾向にあった。ま
た、サルファイドについては、Ａはほとんどがカルシウ
ム−サルファイドまたはカルシウム−オキシサルファイ
ドで、析出物中にMnは含まれていなかったのに対し、Ｂ
では（Mn, Fe）Ｓのような複合した析出物が主で、Caは
ほとんど含まれなかった。またＣは、（Ca, Mn, Fe）Ｓ
であり、ＡとＢの中間的な析出物を形成していた。な
お、この析出物中のMn比率は13％であった。
ルについて析出物分析を行った。その結果、Ａ，Ｂ，Ｃ
いずれの場合も析出物はAl（Ｏ，Ｎ）と複合形態をとっ
ているものが頻繁に観察されたが、析出物中に含まれる
Alの割合はＡで多く、Ｂでは少ない傾向にあった。ま
た、サルファイドについては、Ａはほとんどがカルシウ
ム−サルファイドまたはカルシウム−オキシサルファイ
ドで、析出物中にMnは含まれていなかったのに対し、Ｂ
では（Mn, Fe）Ｓのような複合した析出物が主で、Caは
ほとんど含まれなかった。またＣは、（Ca, Mn, Fe）Ｓ
であり、ＡとＢの中間的な析出物を形成していた。な
お、この析出物中のMn比率は13％であった。
【００２２】このことから、CaSi脱硫により形成された
カルシウム−（オキシ）サルファイドは、MnＳの形成を
抑制するだけでなく、溶鋼中のAl2O3 等の介在物を有効
に凝集、粗大化させ、さらに低温ではAlＮの優先析出サ
イトとして作用したものと考えられる。そして、このよ
うな析出物の粗大化、すなわち数密度の低減により粒成
長性が改善されたものと考えられる。
カルシウム−（オキシ）サルファイドは、MnＳの形成を
抑制するだけでなく、溶鋼中のAl2O3 等の介在物を有効
に凝集、粗大化させ、さらに低温ではAlＮの優先析出サ
イトとして作用したものと考えられる。そして、このよ
うな析出物の粗大化、すなわち数密度の低減により粒成
長性が改善されたものと考えられる。
【００２３】実験３ Ｃ：0.005 wt％，Si：2.85wt％，Mn：0.2 wt％，Ｐ：0.
01wt％，Al：0.3 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量を表３に示す。ついで、CaSi合金
添加により、それぞれＳ：0.0060wt％まで脱硫した。引
き続き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラ
ブとした。これらのスラブを、通常のガス加熱炉で1100
℃に加熱した後、熱間圧延により厚み：2.2 mmの熱延板
とした。その後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、１回の
冷間圧延により厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 820
℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして
得られた製品板の磁気特性およびCa系硫化物中における
Mnの重量比率について調べた結果を、表３に併記する。
01wt％，Al：0.3 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量を表３に示す。ついで、CaSi合金
添加により、それぞれＳ：0.0060wt％まで脱硫した。引
き続き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラ
ブとした。これらのスラブを、通常のガス加熱炉で1100
℃に加熱した後、熱間圧延により厚み：2.2 mmの熱延板
とした。その後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、１回の
冷間圧延により厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 820
℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして
得られた製品板の磁気特性およびCa系硫化物中における
Mnの重量比率について調べた結果を、表３に併記する。
【００２４】
【表３】
【００２５】同表に示された結果から、真空脱ガス処理
後の鋼中Ｏ量が0.01％以下で、Ca系硫化物中におけるMn
の重量比率が10％以下の場合に、良好な磁気特性が得ら
れている。
後の鋼中Ｏ量が0.01％以下で、Ca系硫化物中におけるMn
の重量比率が10％以下の場合に、良好な磁気特性が得ら
れている。
【００２６】以上の結果より、鋼中に分散する硫化物系
介在物が、単独もしくはAl酸化物、Al窒化物と複合した
Ca硫化物あるいはCa酸硫化物であり、それらの硫化物系
介在物に含まれるMnが重量比率で10％以下である場合に
低鉄損の無方向性電磁鋼板が得られることが判る。ま
た、無方向性電磁鋼板を製造するに際しては、転炉、真
空脱ガス処理にて成分調整し、鋼中酸素量をＯ≦0.01wt
％とした溶鋼に、連続鋳造までの過程でCaSi合金を添加
してＳ≦0.01wt％まで脱硫することにより、上記のよう
な低鉄損の無方向性電磁鋼板の製造が可能であることが
判る。
介在物が、単独もしくはAl酸化物、Al窒化物と複合した
Ca硫化物あるいはCa酸硫化物であり、それらの硫化物系
介在物に含まれるMnが重量比率で10％以下である場合に
低鉄損の無方向性電磁鋼板が得られることが判る。ま
た、無方向性電磁鋼板を製造するに際しては、転炉、真
空脱ガス処理にて成分調整し、鋼中酸素量をＯ≦0.01wt
％とした溶鋼に、連続鋳造までの過程でCaSi合金を添加
してＳ≦0.01wt％まで脱硫することにより、上記のよう
な低鉄損の無方向性電磁鋼板の製造が可能であることが
判る。
【００２７】実験４ Ｃ：0.003 wt％，Si：1.0 wt％，Mn：0.2 wt％，Ｐ：0.
02wt％，Al：0.3 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は表４に示すとおりであった。そ
の後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｂ：CaＯ，CaF2の混合物を主成分とする通常の脱硫フラ
ックス添加 により、それぞれＳ：0.0080wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。ついで、通常のガス加熱炉により1150℃に加熱し
た後、熱間圧延により厚み：2.8 mmの熱延板とした。そ
の後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延で
厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 850℃, 60秒の再結晶
焼鈍を施して製品板とした。かくして得られた製品板の
磁気特性について調べた結果を表４に併記する。
02wt％，Al：0.3 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は表４に示すとおりであった。そ
の後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｂ：CaＯ，CaF2の混合物を主成分とする通常の脱硫フラ
ックス添加 により、それぞれＳ：0.0080wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。ついで、通常のガス加熱炉により1150℃に加熱し
た後、熱間圧延により厚み：2.8 mmの熱延板とした。そ
の後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延で
厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 850℃, 60秒の再結晶
焼鈍を施して製品板とした。かくして得られた製品板の
磁気特性について調べた結果を表４に併記する。
【００２８】
【表４】
【００２９】同表の結果によれば、同程度のＳ量レベル
で比較すると、CaSi合金添加したＡの特性の方が良く、
通常の脱硫フラックス添加したＢの方が鉄損特性が悪く
なっている。
で比較すると、CaSi合金添加したＡの特性の方が良く、
通常の脱硫フラックス添加したＢの方が鉄損特性が悪く
なっている。
【００３０】実験２の製品版から採取したサンプルにつ
いて析出物調査を行った。その結果、いずれの場合も析
出物はAl（Ｏ，Ｎ）と複合形態をとっているものが頻繁
に観察された。サルファイドについては、Ａはほとんど
がカルシウム−サルファイドまたはカルシウム−オキシ
サルファイドであった。これに対してＢでは（Mn, Fe）
Ｓのような複合した析出物が主で、Caはほとんど含まれ
ていなかった。また、ＳＥＭ写真の画像解析処理によっ
て析出物の粒径を調査した結果を、同じく表４に示した
が、それによれば、CaSi合金を添加して脱硫する場合に
は真空脱ガス処理後の鋼中Ｏ量が少ないほど粗大な析出
物が多く、特に磁気特性の良好な製品では 0.5μm 以上
の析出物の個数比率が50％以上であることが判る。この
点、通常の脱硫フラックスを添加した場合には、真空脱
ガス処理後の鋼中Ｏ量の如何にかかわらず、比較的微細
な析出物の比率が高いことが判明した。この析出物形態
の違いのため磁気特性に差が生じたものと考えられる。
いて析出物調査を行った。その結果、いずれの場合も析
出物はAl（Ｏ，Ｎ）と複合形態をとっているものが頻繁
に観察された。サルファイドについては、Ａはほとんど
がカルシウム−サルファイドまたはカルシウム−オキシ
サルファイドであった。これに対してＢでは（Mn, Fe）
Ｓのような複合した析出物が主で、Caはほとんど含まれ
ていなかった。また、ＳＥＭ写真の画像解析処理によっ
て析出物の粒径を調査した結果を、同じく表４に示した
が、それによれば、CaSi合金を添加して脱硫する場合に
は真空脱ガス処理後の鋼中Ｏ量が少ないほど粗大な析出
物が多く、特に磁気特性の良好な製品では 0.5μm 以上
の析出物の個数比率が50％以上であることが判る。この
点、通常の脱硫フラックスを添加した場合には、真空脱
ガス処理後の鋼中Ｏ量の如何にかかわらず、比較的微細
な析出物の比率が高いことが判明した。この析出物形態
の違いのため磁気特性に差が生じたものと考えられる。
【００３１】実験５ Ｃ：0.005 wt％，Si：0.25wt％，Mn：0.25wt％，Ｐ：0.
07wt％，Al：0.25wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.015wt％以下であった。つい
で、CaSi合金添加により、それぞれＳ：0.015 wt％以下
まで脱硫した。引き続き連続鋳造により厚み：215 mm、
幅：1100mmのスラブとした。これらのスラブを、通常の
ガス加熱炉で1100℃に加熱した後、熱間圧延により厚
み：2.4 mmの熱延板とした。その後、熱延板焼鈍を施す
ことなく、１回の冷間圧延により厚み：0.5 mmの冷延板
とした後、 820℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板と
した。これらの製品板での析出物調査結果と、得られた
製品板にさらに 750℃, ２時間の歪取焼鈍を施した後の
磁気特性についての調査結果を、図１に併せて示す。
07wt％，Al：0.25wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.015wt％以下であった。つい
で、CaSi合金添加により、それぞれＳ：0.015 wt％以下
まで脱硫した。引き続き連続鋳造により厚み：215 mm、
幅：1100mmのスラブとした。これらのスラブを、通常の
ガス加熱炉で1100℃に加熱した後、熱間圧延により厚
み：2.4 mmの熱延板とした。その後、熱延板焼鈍を施す
ことなく、１回の冷間圧延により厚み：0.5 mmの冷延板
とした後、 820℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板と
した。これらの製品板での析出物調査結果と、得られた
製品板にさらに 750℃, ２時間の歪取焼鈍を施した後の
磁気特性についての調査結果を、図１に併せて示す。
【００３２】同図から明らかなように、真空脱ガス処理
後の鋼中Ｏ量が0.01wt％以下で、かつCaSi合金の添加に
よりＳ≦0.01wt％まで脱硫した場合に、とりわけ良好な
鉄損特性が得られる判る。なお、一部の実験材について
は、Ｓが0.01wt％以上またはＯが0.01wt％以上であって
も良好な特性のものが得られたが、良好な特性の得られ
た製品では粗大な析出物が多く 0.5μm 以上の析出物の
個数比率が50％以上である点で共通していた。
後の鋼中Ｏ量が0.01wt％以下で、かつCaSi合金の添加に
よりＳ≦0.01wt％まで脱硫した場合に、とりわけ良好な
鉄損特性が得られる判る。なお、一部の実験材について
は、Ｓが0.01wt％以上またはＯが0.01wt％以上であって
も良好な特性のものが得られたが、良好な特性の得られ
た製品では粗大な析出物が多く 0.5μm 以上の析出物の
個数比率が50％以上である点で共通していた。
【００３３】以上の結果より、鋼中に分散する硫化物系
介在物が、単独もしくはAl酸化物、Al窒化物と複合した
Ca硫化物あるいはCa酸硫化物であり、しかもかかる硫化
物系介在物のうち直径が 0.5μm 以上のものの個数比率
が50％以上である場合に、低鉄損の無方向性電磁鋼板が
得られることが判る。また、無方向性電磁鋼板を製造す
るに際しては、転炉、真空脱ガス処理にて成分調整し、
鋼中酸素量をＯ≦0.01wt％とした溶鋼に、連続鋳造まで
の過程でCaSi合金を添加してＳ≦0.01wt％まで脱硫する
ことにより、上記のような低鉄損の無方向性電磁鋼板の
製造が可能であることが判る。
介在物が、単独もしくはAl酸化物、Al窒化物と複合した
Ca硫化物あるいはCa酸硫化物であり、しかもかかる硫化
物系介在物のうち直径が 0.5μm 以上のものの個数比率
が50％以上である場合に、低鉄損の無方向性電磁鋼板が
得られることが判る。また、無方向性電磁鋼板を製造す
るに際しては、転炉、真空脱ガス処理にて成分調整し、
鋼中酸素量をＯ≦0.01wt％とした溶鋼に、連続鋳造まで
の過程でCaSi合金を添加してＳ≦0.01wt％まで脱硫する
ことにより、上記のような低鉄損の無方向性電磁鋼板の
製造が可能であることが判る。
【００３４】実験６ Ｃ：0.003 wt％，Si：0.18wt％，Mn：0.30wt％，Ｐ：0.
07wt％，Al：0.35wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.008wt％であった。その後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｃ：CaSi合金と通常の脱硫フラックスの複合添加 により、それぞれＳ：0.004 wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：225 mm、幅：1120mmのスラブと
した。ついで、通常のガス加熱炉により1100℃に加熱し
た後、熱間圧延により厚み：2.6 mmの熱延板とした。そ
の後、1000℃, 30秒の熱延板焼鈍後、表５に示すように
No.45, 46については１回冷延法で、また No.47, 48に
ついては２回冷延法でそれぞれ、厚み：0.35mmの冷延板
としたのち、同じく表５に示す条件下で仕上げ焼鈍を施
して製品板とした。かくして得られた製品板の磁気特性
について調べた結果を表５に併記する。
07wt％，Al：0.35wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼を、転炉および真空脱ガスにより成分調整し
た。この時の鋼中Ｏ量は 0.008wt％であった。その後、 Ａ：CaSi合金添加、 Ｃ：CaSi合金と通常の脱硫フラックスの複合添加 により、それぞれＳ：0.004 wt％まで脱硫した。引き続
き連続鋳造により厚み：225 mm、幅：1120mmのスラブと
した。ついで、通常のガス加熱炉により1100℃に加熱し
た後、熱間圧延により厚み：2.6 mmの熱延板とした。そ
の後、1000℃, 30秒の熱延板焼鈍後、表５に示すように
No.45, 46については１回冷延法で、また No.47, 48に
ついては２回冷延法でそれぞれ、厚み：0.35mmの冷延板
としたのち、同じく表５に示す条件下で仕上げ焼鈍を施
して製品板とした。かくして得られた製品板の磁気特性
について調べた結果を表５に併記する。
【００３５】
【表５】
【００３６】同表から明らかなように、CaSi脱硫を行い
１回冷延法により製造した場合に最も優れた磁気特性が
得られ、特に歪取り焼鈍後の特性が良好であった。
１回冷延法により製造した場合に最も優れた磁気特性が
得られ、特に歪取り焼鈍後の特性が良好であった。
【００３７】このような析出物制御によって良好な磁気
特性が得られる理由については必ずしも明確に解明され
たわけではないが、実験１、実験２の結果よりCaSi添加
材の方が鉄損特性が良好であり、特にスラブ加熱温度お
よび熱延板焼鈍温度が高い場合の鉄損特性の劣化を防止
するのに有効であることから、以下のように考えられ
る。すなわち、無方向性電磁鋼板にとって最も重要な特
性である鉄損は、製品の結晶粒径に大きく依存し、その
粒径は析出物の分散状態に影響される。通常の脱硫フラ
ックス添加したＢで形成された固溶温度の低い（Mn, F
e）Ｓは、スラブ加熱、熱延板焼鈍、再結晶焼鈍で固溶
・再析出により微細分散するため粒成長を阻害するのに
対して、CaSi脱硫をしたＡで形成されたCaＳは、鋼中で
安定で溶解度が極めて低いため、固溶、再析出せず、従
って微細化しないため、粒成長性が良好だったものと考
えられる。一方Ｃでは、複合析出物の中でも（Mn, Fe）
Ｓの部分が固溶・再析出したため、Ａに比べて鉄損特性
が劣化したものと考えられる。また、CaSi合金を用いて
脱硫しても、鋼中Ｏ量が高い場合および残存Ｓ量が多い
場合には、微細な析出物の比率が高くなり、粒成長抑制
力が強くなるばかりでなく、硫化物系介在物中のＯ比率
が高まり、Ｓ量に対して相対的にCaが不足するため、Mn
硫化物が増加し、その結果磁気特性が改善されなかった
ものと考えられる。
特性が得られる理由については必ずしも明確に解明され
たわけではないが、実験１、実験２の結果よりCaSi添加
材の方が鉄損特性が良好であり、特にスラブ加熱温度お
よび熱延板焼鈍温度が高い場合の鉄損特性の劣化を防止
するのに有効であることから、以下のように考えられ
る。すなわち、無方向性電磁鋼板にとって最も重要な特
性である鉄損は、製品の結晶粒径に大きく依存し、その
粒径は析出物の分散状態に影響される。通常の脱硫フラ
ックス添加したＢで形成された固溶温度の低い（Mn, F
e）Ｓは、スラブ加熱、熱延板焼鈍、再結晶焼鈍で固溶
・再析出により微細分散するため粒成長を阻害するのに
対して、CaSi脱硫をしたＡで形成されたCaＳは、鋼中で
安定で溶解度が極めて低いため、固溶、再析出せず、従
って微細化しないため、粒成長性が良好だったものと考
えられる。一方Ｃでは、複合析出物の中でも（Mn, Fe）
Ｓの部分が固溶・再析出したため、Ａに比べて鉄損特性
が劣化したものと考えられる。また、CaSi合金を用いて
脱硫しても、鋼中Ｏ量が高い場合および残存Ｓ量が多い
場合には、微細な析出物の比率が高くなり、粒成長抑制
力が強くなるばかりでなく、硫化物系介在物中のＯ比率
が高まり、Ｓ量に対して相対的にCaが不足するため、Mn
硫化物が増加し、その結果磁気特性が改善されなかった
ものと考えられる。
【００３８】さらに、２回冷延法では中間焼鈍の分だけ
焼鈍回数が多くなるため、複合介在物中のAlＮ等の固溶
温度の低い成分の分離が進行していると考えられる。介
在物の複合化による粒成長性向上効果は、このような低
固溶温度成分の分解・再析出により相殺されてしまう。
従って、複合析出物中のAl含有率の高いCaSi脱硫材の方
がこの影響を受け易いため、２回冷延法では、CaSi合金
と通常の脱硫フラックスを併用したＣの場合よりも特性
が悪くなったものと考えられる。この点、１回冷延法で
は、少なくとも中間焼鈍がないため、AlＮ等の分解は少
なく、従って１回冷延法では、CaSi合金と通常の脱硫フ
ラックスを併用したＣよりも優れた磁気特性が得られた
ものと考えられる。従って、CaSiによる介在物制御は１
回冷延法に適したものであると言える。
焼鈍回数が多くなるため、複合介在物中のAlＮ等の固溶
温度の低い成分の分離が進行していると考えられる。介
在物の複合化による粒成長性向上効果は、このような低
固溶温度成分の分解・再析出により相殺されてしまう。
従って、複合析出物中のAl含有率の高いCaSi脱硫材の方
がこの影響を受け易いため、２回冷延法では、CaSi合金
と通常の脱硫フラックスを併用したＣの場合よりも特性
が悪くなったものと考えられる。この点、１回冷延法で
は、少なくとも中間焼鈍がないため、AlＮ等の分解は少
なく、従って１回冷延法では、CaSi合金と通常の脱硫フ
ラックスを併用したＣよりも優れた磁気特性が得られた
ものと考えられる。従って、CaSiによる介在物制御は１
回冷延法に適したものであると言える。
【００３９】次に、この発明において成分組成を前記の
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、γ域を拡大し、α−γ変態点を低下させる。焼鈍
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成しα粒の成長を抑
制するため、Ｃは基本的に少なくする必要がある。ま
た、SiやAl等のα相安定化元素を多量に含有し、全温度
域でγ相が生成しない場合でも鉄損特性の時効劣化を引
き起こすので、Ｃ含有量は0.01wt％以下とする必要があ
る。なお、下限は特に限定されないが、コスト等の面か
ら0.0005wt％以上とすることが望ましい。
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、γ域を拡大し、α−γ変態点を低下させる。焼鈍
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成しα粒の成長を抑
制するため、Ｃは基本的に少なくする必要がある。ま
た、SiやAl等のα相安定化元素を多量に含有し、全温度
域でγ相が生成しない場合でも鉄損特性の時効劣化を引
き起こすので、Ｃ含有量は0.01wt％以下とする必要があ
る。なお、下限は特に限定されないが、コスト等の面か
ら0.0005wt％以上とすることが望ましい。
【００４０】Si：3.5 wt％以下 Siは、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる有用元素であ
り、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化させる。
しかしながら、同時に硬度も上昇させ、冷間圧延性を悪
化させるので、上限を 3.5wt％とした。なお、下限は特
に定めるものではないが、比抵抗を高める観点から0.05
wt％以上含有させることが望ましい。
り、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化させる。
しかしながら、同時に硬度も上昇させ、冷間圧延性を悪
化させるので、上限を 3.5wt％とした。なお、下限は特
に定めるものではないが、比抵抗を高める観点から0.05
wt％以上含有させることが望ましい。
【００４１】Al：2.5 wt％以下 Alは、Siと同様に、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる
元素であり、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化
させる。しかしながら、その含有量が多い場合には連続
鋳造時にモールドとの潤滑性が低下し、鋳造が困難とな
るので、上限を2.5 wt％に定めた。
元素であり、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化
させる。しかしながら、その含有量が多い場合には連続
鋳造時にモールドとの潤滑性が低下し、鋳造が困難とな
るので、上限を2.5 wt％に定めた。
【００４２】Mn：1.5 wt％ Mnも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を
低下させる効果があり、また熱間圧延性を改善する効果
もある。しかしながら、多量に含有すると冷間圧延性が
劣化するので、上限を 1.5wt％に定めた。
低下させる効果があり、また熱間圧延性を改善する効果
もある。しかしながら、多量に含有すると冷間圧延性が
劣化するので、上限を 1.5wt％に定めた。
【００４３】Ｓ：0.01wt％以下 Ｓは、析出物、介在物を形成し粒成長性を阻害するの
で、極力低減すべき元素である。この発明は、CaSiを脱
硫に用い、Ｓの析出形態を制御するによってＳを無害化
するものであるが、鋼中における残存量が多い場合に
は、介在物の粒子数が増え、またＳを固定するためのCa
が相対的に不足すると介在物中のMnＳの割合が増え、や
はり粒成長性に悪影響を及ぼすので、Ｓは0.01wt％以下
まで低減するものとした。
で、極力低減すべき元素である。この発明は、CaSiを脱
硫に用い、Ｓの析出形態を制御するによってＳを無害化
するものであるが、鋼中における残存量が多い場合に
は、介在物の粒子数が増え、またＳを固定するためのCa
が相対的に不足すると介在物中のMnＳの割合が増え、や
はり粒成長性に悪影響を及ぼすので、Ｓは0.01wt％以下
まで低減するものとした。
【００４４】Ｐ：0.1 wt％以下 Ｐも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を
低下させる効果があるだけでなく、粒界偏析により冷延
再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる効
果がある。しかしながら、過度に添加すると粒界偏析量
が多くなってかえって粒成長性を阻害し鉄損を劣化させ
るので、0.1 wt％以下で含有させるものとした。
低下させる効果があるだけでなく、粒界偏析により冷延
再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる効
果がある。しかしながら、過度に添加すると粒界偏析量
が多くなってかえって粒成長性を阻害し鉄損を劣化させ
るので、0.1 wt％以下で含有させるものとした。
【００４５】以上、必須成分について説明したが、その
他にも各種の公知元素を添加することが可能であり、例
えば磁気特性改善成分としてＢ，Ni, Cu, Sb, Sn, Biお
よびGe等を添加することができる。
他にも各種の公知元素を添加することが可能であり、例
えば磁気特性改善成分としてＢ，Ni, Cu, Sb, Sn, Biお
よびGe等を添加することができる。
【００４６】次に、製造方法について説明する。この発
明では、前述したとおり、鋼の溶製段階において、鋼中
Ｏ量を0.01wt％以下とした上で、CaSi合金の添加によ
り、鋼中Ｓ濃度を0.01wt％以下まで脱硫することが重要
である。というのは、鋼中Ｏ量および鋼中Ｓ量が0.01wt
％を超えると、Ca硫化物系中のMnの比率が10％超となっ
たり、硫化物系介在物のうち直径：0.5 μm 以上のもの
の個数比率が50％未満となって、満足いくほどの改善効
果が得られないからである。なお、鋼中Ｏ量やＳ量が0.
01wt％を超えていても、直径：0.5 μm 以上の介在物の
個数比率が50％以上であれば、良好な磁気特性を得るこ
とができる。
明では、前述したとおり、鋼の溶製段階において、鋼中
Ｏ量を0.01wt％以下とした上で、CaSi合金の添加によ
り、鋼中Ｓ濃度を0.01wt％以下まで脱硫することが重要
である。というのは、鋼中Ｏ量および鋼中Ｓ量が0.01wt
％を超えると、Ca硫化物系中のMnの比率が10％超となっ
たり、硫化物系介在物のうち直径：0.5 μm 以上のもの
の個数比率が50％未満となって、満足いくほどの改善効
果が得られないからである。なお、鋼中Ｏ量やＳ量が0.
01wt％を超えていても、直径：0.5 μm 以上の介在物の
個数比率が50％以上であれば、良好な磁気特性を得るこ
とができる。
【００４７】溶製後のスラブ製造条件や、熱間圧延条
件、冷間圧延条件および仕上げ焼鈍条件については、特
に限定されることはなく、常法に従って行えば良い。
件、冷間圧延条件および仕上げ焼鈍条件については、特
に限定されることはなく、常法に従って行えば良い。
【００４８】
【実施例】供試鋼としては、表６に示す成分組成になる
鋼種を用いた。各鋼種は、転炉および真空脱ガスにより
成分調整し、鋼中Ｏ量を0.007 wt％以下とした上で、表
７に示す方法でＳ≦0.01wt％まで脱硫して得たものであ
る。上記の各溶鋼を、連続鋳造により、厚み：225 mm、
幅：1100〜1250mmのスラブとした。ついで、表７に示す
条件下で、スラブ加熱を行った後、熱間圧延し、その
後、熱延板焼鈍を施したのち、または施さずに、１回の
冷間圧延で厚み：0.5mmの冷延板としたのち、再結晶焼
鈍を施して製品板とした。かくして得られた製品板の磁
気特性について調べた結果を表７に併記する。
鋼種を用いた。各鋼種は、転炉および真空脱ガスにより
成分調整し、鋼中Ｏ量を0.007 wt％以下とした上で、表
７に示す方法でＳ≦0.01wt％まで脱硫して得たものであ
る。上記の各溶鋼を、連続鋳造により、厚み：225 mm、
幅：1100〜1250mmのスラブとした。ついで、表７に示す
条件下で、スラブ加熱を行った後、熱間圧延し、その
後、熱延板焼鈍を施したのち、または施さずに、１回の
冷間圧延で厚み：0.5mmの冷延板としたのち、再結晶焼
鈍を施して製品板とした。かくして得られた製品板の磁
気特性について調べた結果を表７に併記する。
【００４９】
【表６】
【００５０】
【表７】
【００５１】表７から明らかなように、この発明に従い
CaSi脱硫したものは、通常の脱硫フラックスを用いて脱
硫した比較例に比べて、磁気特性とくに鉄損特性が改善
されている。
CaSi脱硫したものは、通常の脱硫フラックスを用いて脱
硫した比較例に比べて、磁気特性とくに鉄損特性が改善
されている。
【００５２】
【発明の効果】かくして、この発明に従い、脱硫剤とし
てCaSi合金を有効に活用することによって、従来に比べ
より効果的に硫化物系介在物の形態制御を行うことがで
き、ひいては粒成長性を向上ならしめ、もって鉄損特性
の一層の向上を実現することができる。
てCaSi合金を有効に活用することによって、従来に比べ
より効果的に硫化物系介在物の形態制御を行うことがで
き、ひいては粒成長性を向上ならしめ、もって鉄損特性
の一層の向上を実現することができる。
【図１】真空脱ガス処理後の鋼中Ｏ量、脱硫処理後の鋼
中Ｓ量および粗大析出物の個数比率が鉄損特性に及ぼす
影響を示したグラフである。
中Ｓ量および粗大析出物の個数比率が鉄損特性に及ぼす
影響を示したグラフである。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｃ 7/064 Ｃ２１Ｃ 7/064 Ｚ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 (72)発明者 藤田 明男 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 本田 厚人 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.01wt％以下、 Si：3.5 wt％以下、 Mn：1.5 wt％以下、 Al：2.5 wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁
鋼板であって、鋼中に分散する硫化物系介在物が、単独
またはAl酸化物、Al窒化物と複合したCa硫化物あるいは
Ca酸硫化物からなり、しかも該硫化物系介在物中に含ま
れるMnの重量比率が10％以下であることを特徴とする磁
気特性の優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】Ｃ：0.01wt％以下、 Si：3.5 wt％以下、 Mn：1.5 wt％以下、 Al：2.5 wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁
鋼板であって、鋼中に分散する硫化物系介在物が、単独
またはAl酸化物、Al窒化物と複合したCa硫化物あるいは
Ca酸硫化物からなり、しかも該硫化物系介在物のうち直
径：0.5 μm 以上のものの個数比率が50％以上であるこ
とを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.01wt％以下、 Si：3.5 wt％以下、 Mn：1.5 wt％以下、 Al：2.5 wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁
鋼板を、１回冷延法によって製造するに当たり、 転炉、真空脱ガス処理にて成分調整し、鋼中酸素量を0.
01wt％以下とした溶鋼に対し、鋳造完了までの間にCaSi
合金を添加して、鋼中Ｓ濃度：0.01wt％以下まで脱硫す
ることを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
の製造方法。
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