JPH1088298A - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents
無方向性電磁鋼板Info
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- JPH1088298A JPH1088298A JP8247628A JP24762896A JPH1088298A JP H1088298 A JPH1088298 A JP H1088298A JP 8247628 A JP8247628 A JP 8247628A JP 24762896 A JP24762896 A JP 24762896A JP H1088298 A JPH1088298 A JP H1088298A
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- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鉄損と磁束密度のバランスに優れ、磁気異方
性の小さな無方向性珪素鋼板とその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．７〜３．５％、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：０．００１５％以下（０を
含む）、Ｔｉ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：
０．０２％以下（０を含む）、Ｖ：０．０２％以下（０
を含む）、Ｎｂ：０．００１０％以下（０を含む）を含
有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からな
り、鋼中に含まれる介在物・析出物のうち直径が０．１
〜１．０μｍのものが５００〜４０００個／mm2 、直径
が１μｍ超のものが２００個／mm2 以下、それぞれ含ま
れることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
性の小さな無方向性珪素鋼板とその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．７〜３．５％、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：０．００１５％以下（０を
含む）、Ｔｉ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：
０．０２％以下（０を含む）、Ｖ：０．０２％以下（０
を含む）、Ｎｂ：０．００１０％以下（０を含む）を含
有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からな
り、鋼中に含まれる介在物・析出物のうち直径が０．１
〜１．０μｍのものが５００〜４０００個／mm2 、直径
が１μｍ超のものが２００個／mm2 以下、それぞれ含ま
れることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、モーター等の鉄
心材料に好適な、鉄損と磁束密度のバランスに優れ、磁
気異方性の小さな無方向性電磁鋼板に関するものであ
る。
心材料に好適な、鉄損と磁束密度のバランスに優れ、磁
気異方性の小さな無方向性電磁鋼板に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、磁気特性の板面内
異方性が小さいという特徴を活かしてモーター等の回転
機の鉄心材料に多く用いられており、磁気特性として鉄
損と磁束密度が重視される。近年、これらの無方向性電
磁鋼板に対する品質向上の要求は、電気機器の省電力、
高効率、小型化の観点から益々強くなってきている。
異方性が小さいという特徴を活かしてモーター等の回転
機の鉄心材料に多く用いられており、磁気特性として鉄
損と磁束密度が重視される。近年、これらの無方向性電
磁鋼板に対する品質向上の要求は、電気機器の省電力、
高効率、小型化の観点から益々強くなってきている。
【０００３】低鉄損の電磁鋼板は一般にＳｉが多く添加
されている。このため、鉄損が低減する一方で磁束密度
が低下し、回転機鉄心の設計磁束密度が高くなると励磁
電流の増加が予想される。このため、回転機鉄心材料と
しての好適な電磁鋼板は、鉄損だけではなく磁束密度も
考慮する必要がある。
されている。このため、鉄損が低減する一方で磁束密度
が低下し、回転機鉄心の設計磁束密度が高くなると励磁
電流の増加が予想される。このため、回転機鉄心材料と
しての好適な電磁鋼板は、鉄損だけではなく磁束密度も
考慮する必要がある。
【０００４】電気機器の設計では、一部の産業用の大型
回転機（大型モータや発電機）を除けば、鉄損を低減さ
せるよりも励磁磁束密度を高く設定して鉄心の小型化を
目指す動きが盛んになっている。
回転機（大型モータや発電機）を除けば、鉄損を低減さ
せるよりも励磁磁束密度を高く設定して鉄心の小型化を
目指す動きが盛んになっている。
【０００５】これまで、無方向性電磁鋼板の鉄損を低減
するために、種々の方法が開示されている。
するために、種々の方法が開示されている。
【０００６】第１に、最も一般的に行われている方法
は、ＳｉおよびＡｌの添加量を増やし電気抵抗を高める
方法である。
は、ＳｉおよびＡｌの添加量を増やし電気抵抗を高める
方法である。
【０００７】第２に、仕上焼鈍において温度・時間を充
分に確保する方法が、特公平６ー８６６４７号公報に記
載されている。
分に確保する方法が、特公平６ー８６６４７号公報に記
載されている。
【０００８】第３に、鋼をその溶製段階でＳ、Ｎ、Ｏ等
の鋼中不純物の低減により高純度化し粒成長性を向上す
ることにより鉄損を低減する方法が、特公平２ー５０１
９０号公報に記載されている。これはＷ15/50 ≦２．５
Ｗ／kgクラスの高級電磁鋼板の低鉄損化のために、Ｓ
ｉ、Ａｌ量を大幅に高め（３．２％Ｓｉ〜０．６％Ａ
ｌ）、不純物元素をＳ≦１５ｐｐｍ、Ｏ≦２０ｐｐｍ、
Ｎ≦２５ｐｐｍにまで高純度化することで結晶粒の粗大
化を図るものである。
の鋼中不純物の低減により高純度化し粒成長性を向上す
ることにより鉄損を低減する方法が、特公平２ー５０１
９０号公報に記載されている。これはＷ15/50 ≦２．５
Ｗ／kgクラスの高級電磁鋼板の低鉄損化のために、Ｓ
ｉ、Ａｌ量を大幅に高め（３．２％Ｓｉ〜０．６％Ａ
ｌ）、不純物元素をＳ≦１５ｐｐｍ、Ｏ≦２０ｐｐｍ、
Ｎ≦２５ｐｐｍにまで高純度化することで結晶粒の粗大
化を図るものである。
【０００９】第４に、介在物や析出物個数を低減する方
法が、例えば特開平７ー１４０５４５６号公報、特開平
６ー１０８１４９号公報に記載されている。特開平６ー
１０８１４９号公報に記載される方法は、Ｓｉ：０．０
５〜２．０％を対象とした低級電磁鋼板において、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖの炭素化物を形成するすべての元素
の混入を５０ｐｐｍ以下に制御することで、析出物の発
生を抑制して需要家焼鈍（７５０℃×２時間）後の鉄損
を低減するものである。
法が、例えば特開平７ー１４０５４５６号公報、特開平
６ー１０８１４９号公報に記載されている。特開平６ー
１０８１４９号公報に記載される方法は、Ｓｉ：０．０
５〜２．０％を対象とした低級電磁鋼板において、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖの炭素化物を形成するすべての元素
の混入を５０ｐｐｍ以下に制御することで、析出物の発
生を抑制して需要家焼鈍（７５０℃×２時間）後の鉄損
を低減するものである。
【００１０】一方、無方向性電磁鋼板の鉄損と同時に磁
束密度の改善を図る観点からは、例えば、特開昭５８ー
１５１４５３号公報、特開昭５９ー１５７２５９号公
報、特開昭６１ー０６７７５３号公報、特開昭６２ー１
８００１４号公報等に記載されているようにＳｎ、Ｓ
ｂ、Ｃｕ等の微量添加と製造条件の組み合わせにより、
特性向上を図る方法が提案されている。
束密度の改善を図る観点からは、例えば、特開昭５８ー
１５１４５３号公報、特開昭５９ー１５７２５９号公
報、特開昭６１ー０６７７５３号公報、特開昭６２ー１
８００１４号公報等に記載されているようにＳｎ、Ｓ
ｂ、Ｃｕ等の微量添加と製造条件の組み合わせにより、
特性向上を図る方法が提案されている。
【００１１】しかし、これらの方法では、磁気特性に好
ましくない｛１１１｝集合組織は抑制されるものの、
｛１００｝方位の発達はそれほどではなく｛１１０｝方
位の方が発達しやすいという問題点があった。このた
め、Ｌ方向とＣ方向の磁気特性の差（異方性）が著しく
大きくなる欠点があった。
ましくない｛１１１｝集合組織は抑制されるものの、
｛１００｝方位の発達はそれほどではなく｛１１０｝方
位の方が発達しやすいという問題点があった。このた
め、Ｌ方向とＣ方向の磁気特性の差（異方性）が著しく
大きくなる欠点があった。
【００１２】一方、回転機器鉄心向けの無方向性電磁鋼
板としては、磁気異方性が少なく、板面のあらゆる方向
の平均値の磁気特性が高磁束密度、低鉄損であることが
求められている。従って、回転機器を対象とした場合に
は、鉄損、磁束密度の評価方法としては、その励磁状態
に近いリング試料での磁気特性の評価が適切であり、こ
の試験法で良好な特性が得られることが重要である。
板としては、磁気異方性が少なく、板面のあらゆる方向
の平均値の磁気特性が高磁束密度、低鉄損であることが
求められている。従って、回転機器を対象とした場合に
は、鉄損、磁束密度の評価方法としては、その励磁状態
に近いリング試料での磁気特性の評価が適切であり、こ
の試験法で良好な特性が得られることが重要である。
【００１３】上述の製造方法による鋼板の磁気特性は、
圧延方向と圧延直角方向からエプスタイン試料を採取し
て測定するＪＩＳーＣ２５５０法では良好な特性が得ら
れても、異方性が大きいためリング試料により測定した
場合には必ずしも良好な特性が得られないことが多かっ
た。このような事から近年、リング試料で測定しても良
好な磁気特性が得られる無方向性電磁鋼板の開発が進め
られるようになり、その製造方法が提案されている。
圧延方向と圧延直角方向からエプスタイン試料を採取し
て測定するＪＩＳーＣ２５５０法では良好な特性が得ら
れても、異方性が大きいためリング試料により測定した
場合には必ずしも良好な特性が得られないことが多かっ
た。このような事から近年、リング試料で測定しても良
好な磁気特性が得られる無方向性電磁鋼板の開発が進め
られるようになり、その製造方法が提案されている。
【００１４】第１に、Ｓｉ＋Ａｌ＜１．５％、熱延終了
温度６００〜７００℃と冷間圧延率７５〜８５％を組み
合わせる方法が、特開昭５９ー１０４４２９号公報、特
開昭６０ー１２５３２５号公報に記載されている。
温度６００〜７００℃と冷間圧延率７５〜８５％を組み
合わせる方法が、特開昭５９ー１０４４２９号公報、特
開昭６０ー１２５３２５号公報に記載されている。
【００１５】第２に、Ｓｉ＜４．０％、Ａｌ＜１．０
％、巻取温度７００〜９５０℃にして粒度番号４以下と
し、圧下率８５％以上の強冷延とする方法が、特開昭５
９ー１２３７１５号公報に記載されている。
％、巻取温度７００〜９５０℃にして粒度番号４以下と
し、圧下率８５％以上の強冷延とする方法が、特開昭５
９ー１２３７１５号公報に記載されている。
【００１６】第３に、Ｓｉ＜４．０％、Ｍｎ＜０．２
％、Ｓ＜０．００６％、Ａｌ＜０．００２％、巻取温度
６００℃以下とし次いで７００〜１０００℃の温度で焼
鈍し、圧下率８５％以上の強冷延とする方法が、特公平
６ー１０４８６５号公報に記載されている。
％、Ｓ＜０．００６％、Ａｌ＜０．００２％、巻取温度
６００℃以下とし次いで７００〜１０００℃の温度で焼
鈍し、圧下率８５％以上の強冷延とする方法が、特公平
６ー１０４８６５号公報に記載されている。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、ＳｉおよびＡ
ｌの添加量を増すことにより電気抵抗を高める方法は、
磁束密度の低下を招き、かつ冷間圧延性が劣化するので
限界がある。また、１．７％Ｓｉ以上の高Ｓｉ材では熱
延での未再結晶組織に起因するリジング発生防止のため
に熱延板焼鈍が必要となりコストの上昇を招く。
ｌの添加量を増すことにより電気抵抗を高める方法は、
磁束密度の低下を招き、かつ冷間圧延性が劣化するので
限界がある。また、１．７％Ｓｉ以上の高Ｓｉ材では熱
延での未再結晶組織に起因するリジング発生防止のため
に熱延板焼鈍が必要となりコストの上昇を招く。
【００１８】特公平６ー８６６４７号公報に記載されて
いる仕上焼鈍温度を高めて結晶粒を成長させる方法は、
磁気的に不利な集合組織が発達しやすく、磁束密度が低
下する。また、高温焼鈍での鋼板表層の窒化や酸化防止
のために、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ等の添加を必要とする。
いる仕上焼鈍温度を高めて結晶粒を成長させる方法は、
磁気的に不利な集合組織が発達しやすく、磁束密度が低
下する。また、高温焼鈍での鋼板表層の窒化や酸化防止
のために、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ等の添加を必要とする。
【００１９】特公平２ー５０１９０等に提案されている
方法による製品特性は、鉄損は非常に低いものの本質的
に高Ｓｉ・高Ａｌ含有鋼のため磁束密度の低下は避けら
れない。また、リジング防止のための熱延板焼鈍や中間
焼鈍を挟んだ２回冷延等、複雑な工程によるコスト上昇
の欠点がある。
方法による製品特性は、鉄損は非常に低いものの本質的
に高Ｓｉ・高Ａｌ含有鋼のため磁束密度の低下は避けら
れない。また、リジング防止のための熱延板焼鈍や中間
焼鈍を挟んだ２回冷延等、複雑な工程によるコスト上昇
の欠点がある。
【００２０】特開平６ー１０８１４９号公報に記載され
る方法については以下のような問題点がある。即ち、実
操業では、Ｚｒは取鍋等の耐火物中の酸化Ｚｒが溶鋼中
のＡｌに還元されて１００ｐｐｍ程度混入し、Ｖは鉱石
から１００ｐｐｍ程度混入する。さらに、Ｎｂ、Ｔｉを
含むＩＦ鋼溶製の増大に伴い前チャージの残湯からのこ
れら元素の混入もある。すべての元素を厳密に管理する
には、製造コストの上昇を招く。
る方法については以下のような問題点がある。即ち、実
操業では、Ｚｒは取鍋等の耐火物中の酸化Ｚｒが溶鋼中
のＡｌに還元されて１００ｐｐｍ程度混入し、Ｖは鉱石
から１００ｐｐｍ程度混入する。さらに、Ｎｂ、Ｔｉを
含むＩＦ鋼溶製の増大に伴い前チャージの残湯からのこ
れら元素の混入もある。すべての元素を厳密に管理する
には、製造コストの上昇を招く。
【００２１】このように、従来の鉄損低減方法は、いず
れも磁束密度の観点、及び製造コストの観点からは不利
な方向にある。
れも磁束密度の観点、及び製造コストの観点からは不利
な方向にある。
【００２２】また、リング試料で測定しても良好な磁気
特性が得られる従来の無方向性電磁鋼板の製造方法につ
いては、いずれの方法にも以下のような問題点がある。
特性が得られる従来の無方向性電磁鋼板の製造方法につ
いては、いずれの方法にも以下のような問題点がある。
【００２３】特開昭５９ー１０４４２９号公報、特開昭
６０ー１２５３２５号公報に記載されている方法では、
低温熱延を行うことが必須であり、現状の熱間圧延機で
はミルパワーの観点から実現するのが難しい。また、
１．７％Ｓｉ以上ではリジングの観点から適用できない
という欠点がある。
６０ー１２５３２５号公報に記載されている方法では、
低温熱延を行うことが必須であり、現状の熱間圧延機で
はミルパワーの観点から実現するのが難しい。また、
１．７％Ｓｉ以上ではリジングの観点から適用できない
という欠点がある。
【００２４】特開昭５９ー１２３７１５号公報に記載さ
れている方法では、成分系の問題から熱延板粒径を安定
的に粗大化することが難しく、磁束密度、異方性とも不
十分である。また、８５％以上の強冷延を必要とするた
めに熱延板厚は４〜５mmとなり、高Ｓｉ材では冷間圧延
機のミルパワーの観点から実現するのが難しい。
れている方法では、成分系の問題から熱延板粒径を安定
的に粗大化することが難しく、磁束密度、異方性とも不
十分である。また、８５％以上の強冷延を必要とするた
めに熱延板厚は４〜５mmとなり、高Ｓｉ材では冷間圧延
機のミルパワーの観点から実現するのが難しい。
【００２５】特公平６ー１０４８６５号公報に記載され
ている方法では、異方性が小さく、リング特性も良好な
鋼板が得られるが、８５％以上の強冷延を必要とするた
め、高Ｓｉ鋼では冷間圧延機のミルパワーの観点から実
現するのが難しい。
ている方法では、異方性が小さく、リング特性も良好な
鋼板が得られるが、８５％以上の強冷延を必要とするた
め、高Ｓｉ鋼では冷間圧延機のミルパワーの観点から実
現するのが難しい。
【００２６】このように、設計磁束密度が高くなって
も、急激な励磁電流の増加（銅損の増大）や鉄損の増大
が起こりにくい電磁鋼板、すなわち、鉄損と磁束密度の
バランスに優れ、かつ磁気異方性の小さな電磁鋼板は、
これまでの従来技術では必ずしも満足のいくものが得ら
れていない。
も、急激な励磁電流の増加（銅損の増大）や鉄損の増大
が起こりにくい電磁鋼板、すなわち、鉄損と磁束密度の
バランスに優れ、かつ磁気異方性の小さな電磁鋼板は、
これまでの従来技術では必ずしも満足のいくものが得ら
れていない。
【００２７】本発明は、このような問題点を解決するた
めになされたもので、鉄損と磁束密度のバランスに優
れ、磁気異方性の小さな無方向性珪素鋼板とその製造方
法を提供することを目的とする。
めになされたもので、鉄損と磁束密度のバランスに優
れ、磁気異方性の小さな無方向性珪素鋼板とその製造方
法を提供することを目的とする。
【００２８】
【課題を解決するための手段】前記課題は、重量％で、
Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．７〜３．５％、Ａ
ｌ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：
０．００１５％以下（０を含む）、Ｔｉ：０．０００５
〜０．００５％、Ｚｒ：０．０２％以下（０を含む）、
Ｖ：０．０２％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００１％
以下（０を含む）を含有し、残部が実質的に鉄および不
可避的不純物からなり、鋼中に含まれる介在物・析出物
のうち直径が０．１〜１．０μｍのものが５００〜４０
００個／mm 2 、直径が１μｍ超のものが２００個／mm2
以下、それぞれ含まれることを特徴とする無方向性電磁
鋼板により解決される。
Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．７〜３．５％、Ａ
ｌ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：
０．００１５％以下（０を含む）、Ｔｉ：０．０００５
〜０．００５％、Ｚｒ：０．０２％以下（０を含む）、
Ｖ：０．０２％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００１％
以下（０を含む）を含有し、残部が実質的に鉄および不
可避的不純物からなり、鋼中に含まれる介在物・析出物
のうち直径が０．１〜１．０μｍのものが５００〜４０
００個／mm 2 、直径が１μｍ超のものが２００個／mm2
以下、それぞれ含まれることを特徴とする無方向性電磁
鋼板により解決される。
【００２９】前記成分中と介在物・析出物の個数の内、
Ｔｉの重量％の範囲を、０．０００５〜０．００３％に
更に限定し、又は鋼中に含まれる介在物・析出物のうち
直径が０．１〜１．０μｍのものの個数を５００〜３０
００個／mm2 に限定することにより、鉄損と磁束密度の
バランスが更に向上し、磁気異方性が更に小さくなる。
Ｔｉの重量％の範囲を、０．０００５〜０．００３％に
更に限定し、又は鋼中に含まれる介在物・析出物のうち
直径が０．１〜１．０μｍのものの個数を５００〜３０
００個／mm2 に限定することにより、鉄損と磁束密度の
バランスが更に向上し、磁気異方性が更に小さくなる。
【００３０】［各数値の限定理由］本発明者らは、鉄損
と磁束密度のバランスに優れ、かつ低い磁気異方性を得
るために、３．５％Ｓｉ以下、Ｓｉ＋Ａｌ＝０．７〜
３．５％の範囲内において、鋼成分、介在物および析出
物の数と大きさ、種類、組成の観点から種々実験、検討
を行った。
と磁束密度のバランスに優れ、かつ低い磁気異方性を得
るために、３．５％Ｓｉ以下、Ｓｉ＋Ａｌ＝０．７〜
３．５％の範囲内において、鋼成分、介在物および析出
物の数と大きさ、種類、組成の観点から種々実験、検討
を行った。
【００３１】（１）介在物・析出物の大きさと数量 初めに、０．７〜３．５％Ｓｉ、０．３％Ａｌを主成分
とする電磁鋼板製品について、鋼板中の介在物と析出物
の大きさ毎に、数、種類の詳細な調査を行った。結果を
表１に示す。介在物や析出物の大きさは、直径０．１μ
ｍ以下、０．１〜１．０μｍ、１μｍ超で分類した。
とする電磁鋼板製品について、鋼板中の介在物と析出物
の大きさ毎に、数、種類の詳細な調査を行った。結果を
表１に示す。介在物や析出物の大きさは、直径０．１μ
ｍ以下、０．１〜１．０μｍ、１μｍ超で分類した。
【００３２】
【表１】
【００３３】その結果、直径０．１μｍ以下は、ＴｉＮ
の窒化物とＣｕＳの硫化物が主体、直径０．１〜１．０
μｍは、ＡｌＮの窒化物とＭｎＳ、ＣｕＳの硫化物、お
よびＡｌ2 Ｏ3 、ＭｎＯの酸化物が主体、直径１．０μ
ｍ超はＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2−ＭｎＯの酸化物が主体で
あることが判明した。また、Ｖ、Ｚｒは１００ｐｐｍ程
度の含有にもかかわらず、析出物としては認めらなかっ
た。
の窒化物とＣｕＳの硫化物が主体、直径０．１〜１．０
μｍは、ＡｌＮの窒化物とＭｎＳ、ＣｕＳの硫化物、お
よびＡｌ2 Ｏ3 、ＭｎＯの酸化物が主体、直径１．０μ
ｍ超はＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2−ＭｎＯの酸化物が主体で
あることが判明した。また、Ｖ、Ｚｒは１００ｐｐｍ程
度の含有にもかかわらず、析出物としては認めらなかっ
た。
【００３４】そこで、鋼中の介在物・析出物を制御する
には、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒの炭窒化物、Ｍｎ−Ｃｕ系
硫化物、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ系酸化物等、すべてを制御す
る必要はなく、特定の組成、種類に的を絞って、それら
の大きさと数をコントロールすることが有効であるとの
観点から、以下の実験を行った。
には、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒの炭窒化物、Ｍｎ−Ｃｕ系
硫化物、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ系酸化物等、すべてを制御す
る必要はなく、特定の組成、種類に的を絞って、それら
の大きさと数をコントロールすることが有効であるとの
観点から、以下の実験を行った。
【００３５】初めに、直径１μｍ以下の析出物の影響を
調査するために、Ｔｉ系窒化物とＣｕ系硫化物の制御を
目的として、表２に示す成分の鋼を作成した。なお、溶
製ー鋳造過程において脱ガス時間、真空度、スラブ冷却
速度を調整して１次脱酸生成物および凝固冷却時に溶解
度の低下により晶出する２次脱酸生成物の大きさと数の
制御を行った。主に、鋳造前の溶鋼の脱ガス時間を変化
させて、仕上げ焼鈍後の直径１．０μｍ超の介在物・析
出物の個数を調整した。また、鋳造時の冷却速度を変化
させて、直径０．１〜１．０μｍ の介在物・析出物個
数を調整した。
調査するために、Ｔｉ系窒化物とＣｕ系硫化物の制御を
目的として、表２に示す成分の鋼を作成した。なお、溶
製ー鋳造過程において脱ガス時間、真空度、スラブ冷却
速度を調整して１次脱酸生成物および凝固冷却時に溶解
度の低下により晶出する２次脱酸生成物の大きさと数の
制御を行った。主に、鋳造前の溶鋼の脱ガス時間を変化
させて、仕上げ焼鈍後の直径１．０μｍ超の介在物・析
出物の個数を調整した。また、鋳造時の冷却速度を変化
させて、直径０．１〜１．０μｍ の介在物・析出物個
数を調整した。
【００３６】熱間圧延および熱延板焼鈍により冷延前組
織を調整し、冷間圧延により０．３５mm厚とした後、９
００℃で１ｍｉｎの連続焼鈍を行い、リングサンプル
（外径７０mm〜内径５０mm）に加工後、リング磁気特性
を評価した。
織を調整し、冷間圧延により０．３５mm厚とした後、９
００℃で１ｍｉｎの連続焼鈍を行い、リングサンプル
（外径７０mm〜内径５０mm）に加工後、リング磁気特性
を評価した。
【００３７】
【表２】
【００３８】図１に、直径１μｍ超の介在物・析出物数
が４０〜１８０個／mm2 のサンプルについて、リング鉄
損と直径０．１〜１．０μｍの介在物・析出物数との関
係を整理した。このときの直径０．１〜１．０μｍの介
在物・析出物は、Ａｌ2 Ｏ3、ＡｌＮ、ＭｎＳ、ＭｎＯ
が主体の単体およびこれらの複合析出物であった。
が４０〜１８０個／mm2 のサンプルについて、リング鉄
損と直径０．１〜１．０μｍの介在物・析出物数との関
係を整理した。このときの直径０．１〜１．０μｍの介
在物・析出物は、Ａｌ2 Ｏ3、ＡｌＮ、ＭｎＳ、ＭｎＯ
が主体の単体およびこれらの複合析出物であった。
【００３９】図１より、直径０．１〜１．０μｍの介在
物・析出物が４０００個／mm2 以下になるとリング鉄損
が向上することがわかる。また、鋼Ｂ（極低Ｓ）、鋼Ｃ
（低Ｔｉ-極低Ｓ）では、鉄損はさらに低減する。
物・析出物が４０００個／mm2 以下になるとリング鉄損
が向上することがわかる。また、鋼Ｂ（極低Ｓ）、鋼Ｃ
（低Ｔｉ-極低Ｓ）では、鉄損はさらに低減する。
【００４０】図２に、同様のサンプルに関して、リング
磁束密度（Ｂ50）と直径０．１〜１．０μｍの介在物・
析出物数との関係を整理した。介在物・析出物数が５０
００個／mm2 以下になると、磁束密度の上昇が認めら
れ、特に鋼Ｃでの磁束密度の上昇が顕著である。
磁束密度（Ｂ50）と直径０．１〜１．０μｍの介在物・
析出物数との関係を整理した。介在物・析出物数が５０
００個／mm2 以下になると、磁束密度の上昇が認めら
れ、特に鋼Ｃでの磁束密度の上昇が顕著である。
【００４１】この原因を調査するために、透過型電子顕
微鏡（ＴＥＭ）および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によ
る直径０．１μｍ以下の介在物・析出物の観察を実施し
た。その結果、鋼Ａでは直径０．０５μｍ程度のＴｉＮ
と直径０．０２μｍ程度のＣｕＳが、鋼Ｂには直径０．
０５μｍ程度のＴｉＮが多数認められた。一方、鋼Ｃに
はこれらの析出物はほとんど認められなかった。このこ
とから、直径０．１μｍ 以下の析出物と直径０．１〜
１．０μｍの介在物・析出物を制御すると、単純に粒成
長性が向上するだけではなく、通常は優先的に成長する
｛１１１｝方位の発達が抑制されて｛１００｝方位の残
留確率が高くなり、このため集合組織が良好になったと
考えられる。
微鏡（ＴＥＭ）および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によ
る直径０．１μｍ以下の介在物・析出物の観察を実施し
た。その結果、鋼Ａでは直径０．０５μｍ程度のＴｉＮ
と直径０．０２μｍ程度のＣｕＳが、鋼Ｂには直径０．
０５μｍ程度のＴｉＮが多数認められた。一方、鋼Ｃに
はこれらの析出物はほとんど認められなかった。このこ
とから、直径０．１μｍ 以下の析出物と直径０．１〜
１．０μｍの介在物・析出物を制御すると、単純に粒成
長性が向上するだけではなく、通常は優先的に成長する
｛１１１｝方位の発達が抑制されて｛１００｝方位の残
留確率が高くなり、このため集合組織が良好になったと
考えられる。
【００４２】図３は、直径０．１〜１．０μｍ の介在
物・析出物数が５００〜２０００個／mm2 のサンプルに
ついて、直径１μｍ超の介在物・析出物数の影響を示し
たものである。いずれも２００個／mm2 を越えると、リ
ング鉄損は増大する。１μｍ超の介在物・析出物は、介
在物・析出物の存在により複雑な磁区を生成・増加させ
て静磁エネルギーを低減させる効果のために、鉄損が増
大すると考えられる。
物・析出物数が５００〜２０００個／mm2 のサンプルに
ついて、直径１μｍ超の介在物・析出物数の影響を示し
たものである。いずれも２００個／mm2 を越えると、リ
ング鉄損は増大する。１μｍ超の介在物・析出物は、介
在物・析出物の存在により複雑な磁区を生成・増加させ
て静磁エネルギーを低減させる効果のために、鉄損が増
大すると考えられる。
【００４３】以上の実験結果より、直径が０．１μｍ
〜１．０μｍの介在物・析出物の数を５００〜４０００
個／mm2 、直径が１μｍ超の介在物・析出物の数を２０
０個／mm2 以下に規定する。
〜１．０μｍの介在物・析出物の数を５００〜４０００
個／mm2 、直径が１μｍ超の介在物・析出物の数を２０
０個／mm2 以下に規定する。
【００４４】なお、直径０．１μｍ〜１．０μｍの介在
物・析出物の数を５００個／mm2 以下にするには、酸
素、窒素レベルを１０ｐｐｍ以下に超高純度化する必要
があるため、工業的にコストが上昇する。従って、直径
０．１μｍ〜１．０μｍの介在物・析出物の数は、５０
０個／mm2 以上と規定する。
物・析出物の数を５００個／mm2 以下にするには、酸
素、窒素レベルを１０ｐｐｍ以下に超高純度化する必要
があるため、工業的にコストが上昇する。従って、直径
０．１μｍ〜１．０μｍの介在物・析出物の数は、５０
０個／mm2 以上と規定する。
【００４５】直径０．１μｍ以下の介在物・析出物につ
いては、後に述べるようにＴｉとＳの含有量を調節する
ことによって制御できる。
いては、後に述べるようにＴｉとＳの含有量を調節する
ことによって制御できる。
【００４６】（２）成分 次にこの発明に従う電磁鋼板の化学成分の限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
【００４７】Ｓｉ：０．７〜３．５％ Ｓｉは、固有抵抗増加による鉄損改善のために必要な元
素であり、本願では０．７％以上必要であるが、３．５
％を越えると磁束密度が低下するため、Ｓｉ量は３．５
％以下とする。
素であり、本願では０．７％以上必要であるが、３．５
％を越えると磁束密度が低下するため、Ｓｉ量は３．５
％以下とする。
【００４８】Ａｌ：０．１〜０．５％ Ａｌは、Ｓｉと同様に固有抵抗増加による鉄損改善とＡ
ｌＮの微細析出を抑制するために必要な元素である。
０．１％未満ではＡｌＮが粗大化されずに、直径０．１
μｍ〜１．０μｍの析出物が増大するため、充分な粒成
長性が得られず、良好な磁気特性が得られない。一方、
０．５％を越えると磁束密度が低下する。よって、この
範囲に限定する。
ｌＮの微細析出を抑制するために必要な元素である。
０．１％未満ではＡｌＮが粗大化されずに、直径０．１
μｍ〜１．０μｍの析出物が増大するため、充分な粒成
長性が得られず、良好な磁気特性が得られない。一方、
０．５％を越えると磁束密度が低下する。よって、この
範囲に限定する。
【００４９】Ｍｎ：０．１〜０．７％ Ｍｎは熱間延性の改善に有効な元素であり、０．１％未
満ではその効果がない。含有量が多くなると磁束密度が
低下するので、その上限は０．７％とする。
満ではその効果がない。含有量が多くなると磁束密度が
低下するので、その上限は０．７％とする。
【００５０】Ｓ：０．００１５％以下（０を含む） 磁気特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳ等の硫化物を生成させ
る元素であり、これらが、直径０．１μｍ以下の介在物
・析出物を生じる。よって、０．００１５％以下、好ま
しくは０．００１０％以下（０％を含む）とする。
る元素であり、これらが、直径０．１μｍ以下の介在物
・析出物を生じる。よって、０．００１５％以下、好ま
しくは０．００１０％以下（０％を含む）とする。
【００５１】Ｃ：０．００５％以下 Ｃは磁気時効による鉄損特性劣化を招くために、０．０
０５％以下に限定する。
０５％以下に限定する。
【００５２】Ｔｉ：０．０００５〜０．００５％ 前述したように、直径０．１μｍ以下の介在物・析出物
には、ＴｉＮが含まれるので、Ｔｉの含有量はなるべく
少なくする必要がある。Ｔｉは、耐火物や極低Ｓ化処理
時の侵せきノズル等から溶鋼中のＡｌによる還元あるい
はＴｉ添加鋼の残湯等から混入する。このため、脱Ｓ処
理時間、吹き込みガス量の調整によるノズル溶損の防止
やチャージ編成の工夫により、微量Ｔｉの混入を防止す
る必要がある。
には、ＴｉＮが含まれるので、Ｔｉの含有量はなるべく
少なくする必要がある。Ｔｉは、耐火物や極低Ｓ化処理
時の侵せきノズル等から溶鋼中のＡｌによる還元あるい
はＴｉ添加鋼の残湯等から混入する。このため、脱Ｓ処
理時間、吹き込みガス量の調整によるノズル溶損の防止
やチャージ編成の工夫により、微量Ｔｉの混入を防止す
る必要がある。
【００５３】微細な硫化物が存在しない状態でのＴｉの
影響を調査した。図４は、直径が０．１〜１．０μｍ
と１μｍ超の介在物・析出物を、それぞれ５００〜２０
００個／mm2 、２０〜１５０個／mm2 の範囲に調整し、
リング磁気特性に及ぼす微量Ｔｉの効果を整理した結果
を示す図である。
影響を調査した。図４は、直径が０．１〜１．０μｍ
と１μｍ超の介在物・析出物を、それぞれ５００〜２０
００個／mm2 、２０〜１５０個／mm2 の範囲に調整し、
リング磁気特性に及ぼす微量Ｔｉの効果を整理した結果
を示す図である。
【００５４】Ｔｉは５０ｐｐｍ以下になると、リング特
性が向上する。これは、微細な硫化物が存在しない状態
では、Ｔｉが５０ｐｐｍを超えると直径０．１μｍ以下
の介在物・析出物であるＴｉＮの影響が健在化してリン
グ特性を劣化させるが、ＴｉＮの低減とともに粒成長過
程において、通常の｛１１１｝方位の優先成長が抑制さ
れて、｛１００｝方位の残留確率が高くなるためであ
る。なお、Ｔｉの効果は３０ｐｐｍ以下になると著しく
現れる。一方、４ｐｐｍ以下では、Ｚｒ系の窒化物が形
成されるためリング特性は低下するので、Ｔｉの下限は
５ｐｐｍとする。
性が向上する。これは、微細な硫化物が存在しない状態
では、Ｔｉが５０ｐｐｍを超えると直径０．１μｍ以下
の介在物・析出物であるＴｉＮの影響が健在化してリン
グ特性を劣化させるが、ＴｉＮの低減とともに粒成長過
程において、通常の｛１１１｝方位の優先成長が抑制さ
れて、｛１００｝方位の残留確率が高くなるためであ
る。なお、Ｔｉの効果は３０ｐｐｍ以下になると著しく
現れる。一方、４ｐｐｍ以下では、Ｚｒ系の窒化物が形
成されるためリング特性は低下するので、Ｔｉの下限は
５ｐｐｍとする。
【００５５】さらに、他の元素について好ましい範囲を
以下に記載する。
以下に記載する。
【００５６】Ｎ：０．００３％以下（０を含む） ＮはＡｌＮ等の窒化物となり鉄損を悪化させるので０．
００３％以下が好ましい。
００３％以下が好ましい。
【００５７】Ｏ：０．００３％以下（０を含む） ＯはＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎと結合して酸化物を形成するが、
本願では０．００３％以下であれば、特に問題にはなら
ない。
本願では０．００３％以下であれば、特に問題にはなら
ない。
【００５８】Ｎｂ：０．００１％以下（０を含む） ＩＦ鋼の溶製の増加とともに前チャージの残湯等から混
入することがあるが、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成し、粒成長
性を劣化させるので、０．００１％以下が好ましい。
入することがあるが、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成し、粒成長
性を劣化させるので、０．００１％以下が好ましい。
【００５９】Ｖ：０．０２％以下（０を含む） Ｖは鉱石から混入する元素であり、窒化物であるＶＮを
形成して粒成長性を劣化させる。本願では０．１％以上
のＡｌ添加をベースとしており、窒化物はＡｌＮの形態
をとるため、０．０２％以下であれば、特に問題にはな
らない。
形成して粒成長性を劣化させる。本願では０．１％以上
のＡｌ添加をベースとしており、窒化物はＡｌＮの形態
をとるため、０．０２％以下であれば、特に問題にはな
らない。
【００６０】Ｚｒ：０．０２％以下（０を含む） Ｚｒは取鍋等の耐火物中の酸化Ｚｒが溶鋼中のＡｌに還
元されて、１００ｐｐｍ程度混入するが、本願では０．
０２％以下であれば、特に問題にはならない。０．０２
％を超えると窒化物を形成し，粒成長性を阻害し，磁気
特性を劣化させるので上限を０．０２％とする。
元されて、１００ｐｐｍ程度混入するが、本願では０．
０２％以下であれば、特に問題にはならない。０．０２
％を超えると窒化物を形成し，粒成長性を阻害し，磁気
特性を劣化させるので上限を０．０２％とする。
【００６１】Ｃｕ：０．０１％〜０．０３以下 Ｃｕは、ＣｕＳの微細硫化物を形成し鉄損特性を劣化さ
せるが、極低Ｓ状態では、金属Ｃｕが粒界に偏析し、
｛１１１｝粒の核発生を抑制し磁気異方性が低下するの
で０．０３％が好ましい。
せるが、極低Ｓ状態では、金属Ｃｕが粒界に偏析し、
｛１１１｝粒の核発生を抑制し磁気異方性が低下するの
で０．０３％が好ましい。
【００６２】
【発明の効果】本発明によれば、以上のように構成を有
することにより、鉄損と磁束密度のバランスに優れ、磁
気異方性が小さな無方向性電磁鋼板を得ることができ
る。この無方向性電磁鋼板は、モーター等の鉄心材料に
使用するのに好適である。
することにより、鉄損と磁束密度のバランスに優れ、磁
気異方性が小さな無方向性電磁鋼板を得ることができ
る。この無方向性電磁鋼板は、モーター等の鉄心材料に
使用するのに好適である。
【００６３】
【発明の実施の形態】本発明では鋼板中の介在物・析出
物の形態を所定の範囲とするためには、製造方法には特
に制約はない。この発明による電磁鋼板は、例えば次の
ような工程で製造される。
物の形態を所定の範囲とするためには、製造方法には特
に制約はない。この発明による電磁鋼板は、例えば次の
ような工程で製造される。
【００６４】主に１次脱酸生成物である１．０μｍ超の
介在物・析出物の制御は、転炉での精練後の溶鋼脱ガス
処理の際に成分調整と同時に脱ガス処理還流時間を長く
するとか、またはスラグ組成の調整によりスラグからの
再酸化を調整することなどにより行う。
介在物・析出物の制御は、転炉での精練後の溶鋼脱ガス
処理の際に成分調整と同時に脱ガス処理還流時間を長く
するとか、またはスラグ組成の調整によりスラグからの
再酸化を調整することなどにより行う。
【００６５】主に２次脱酸生成物である直径０．１〜
１．０μｍの介在物・析出物の制御は、鋳造速度、鋳造
時の加熱、補助加熱、保熱、鋳造厚さ、冷却条件などの
溶鋼の凝固冷却速度を調整することにより行う。
１．０μｍの介在物・析出物の制御は、鋳造速度、鋳造
時の加熱、補助加熱、保熱、鋳造厚さ、冷却条件などの
溶鋼の凝固冷却速度を調整することにより行う。
【００６６】このようにして製造されたスラブは、熱片
状態での直送圧延あるいはスラブ再加熱後に熱間圧延し
熱延コイルとする。次いで、酸洗後、必要に応じて熱延
板焼鈍を行った後、６０〜８５％程度の圧下率で冷間圧
延した後、７００℃〜１０００℃の温度範囲において仕
上焼鈍を行う。
状態での直送圧延あるいはスラブ再加熱後に熱間圧延し
熱延コイルとする。次いで、酸洗後、必要に応じて熱延
板焼鈍を行った後、６０〜８５％程度の圧下率で冷間圧
延した後、７００℃〜１０００℃の温度範囲において仕
上焼鈍を行う。
【００６７】必要により打抜き加工や剪断加工後に磁性
焼鈍を行うことで、より磁気特性の優れた無方向性珪素
鋼板を製造する。
焼鈍を行うことで、より磁気特性の優れた無方向性珪素
鋼板を製造する。
【００６８】
【実施例】表３に示すような組成のスラブを得るため
に、表４に示すような溶鋼鋳造前の脱ガス処理時間、溶
鋼鋳造の凝固時の冷却速度で脱ガス処理、鋳造を行っ
た。このスラブを、熱間圧延し板厚２mmの鋼板を得た。
熱延巻取温度は、成分番号１は７２０℃、２〜４は７３
０℃、５〜１１は、５６０℃であった。酸洗し、鋼板成
分番号５〜１１については８００℃×３時間の熱延板焼
鈍を行った。次いで、板厚０．５mmまで冷間圧延し、表
４に示す条件で仕上げ焼鈍を行った。
に、表４に示すような溶鋼鋳造前の脱ガス処理時間、溶
鋼鋳造の凝固時の冷却速度で脱ガス処理、鋳造を行っ
た。このスラブを、熱間圧延し板厚２mmの鋼板を得た。
熱延巻取温度は、成分番号１は７２０℃、２〜４は７３
０℃、５〜１１は、５６０℃であった。酸洗し、鋼板成
分番号５〜１１については８００℃×３時間の熱延板焼
鈍を行った。次いで、板厚０．５mmまで冷間圧延し、表
４に示す条件で仕上げ焼鈍を行った。
【００６９】
【表３】
【００７０】
【表４】
【００７１】表４に、介在物・析出物の大きさと個数、
リング磁気特性を示す。同じ鋼板成分のものを比較した
場合（鋼板成分１、２、５）、本発明鋼板の方が直径直
径０．１〜１．０μｍの介在物・析出物、直径１．０μ
ｍ超の介在物・析出物の個数が本発明範囲を外れている
ものよりも、リング鉄損が低い。
リング磁気特性を示す。同じ鋼板成分のものを比較した
場合（鋼板成分１、２、５）、本発明鋼板の方が直径直
径０．１〜１．０μｍの介在物・析出物、直径１．０μ
ｍ超の介在物・析出物の個数が本発明範囲を外れている
ものよりも、リング鉄損が低い。
【００７２】また、鋼板成分３、４のもの（鋼板番号
６、７）は、それぞれＴｉとＳを除く他の成分値が鋼板
成分２と同レベルにあるが、Ｔｉ又はＳの成分値が本発
明範囲を外れているため、本発明項である鋼板番号３の
鋼板に比してリング鉄損が高い。
６、７）は、それぞれＴｉとＳを除く他の成分値が鋼板
成分２と同レベルにあるが、Ｔｉ又はＳの成分値が本発
明範囲を外れているため、本発明項である鋼板番号３の
鋼板に比してリング鉄損が高い。
【００７３】同様に、鋼板成分６、７のもの（鋼板番号
１１、１２）は、それぞれＴｉとＳを除く他の成分値が
鋼板成分５と同レベルにあるが、Ｔｉ又はＳの成分値が
本発明範囲を外れているため、本発明項である鋼板番号
８の鋼板に比してリング鉄損が高い。
１１、１２）は、それぞれＴｉとＳを除く他の成分値が
鋼板成分５と同レベルにあるが、Ｔｉ又はＳの成分値が
本発明範囲を外れているため、本発明項である鋼板番号
８の鋼板に比してリング鉄損が高い。
【００７４】鋼板成分が９である鋼板番号１４のもの、
鋼板成分が１０である鋼板番号１５のもの、及び鋼板成
分が１１である鋼板番号１６のものについては、それぞ
れＳｉ、Ａｌ、Ｍｎが本発明の範囲を外れているため，
他の条件がほぼ同一レベルにある鋼板番号１３の本発明
鋼板より、リング磁束密度が低くなっている。
鋼板成分が１０である鋼板番号１５のもの、及び鋼板成
分が１１である鋼板番号１６のものについては、それぞ
れＳｉ、Ａｌ、Ｍｎが本発明の範囲を外れているため，
他の条件がほぼ同一レベルにある鋼板番号１３の本発明
鋼板より、リング磁束密度が低くなっている。
【図１】 直径０．１〜１．０μｍの介在物・析出物数
と鉄損リング特性の関係を示す図である。
と鉄損リング特性の関係を示す図である。
【図２】 直径０．１〜１．０μｍの介在物・析出物数
と磁束密度リング特性の関係を示す図である。
と磁束密度リング特性の関係を示す図である。
【図３】 直径１μｍ超えの介在物・析出物数と鉄損リ
ング特性の関係を示す図である。
ング特性の関係を示す図である。
【図４】 Ｔｉ含有量と鉄損リング特性の関係を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 杉山 晋一 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 山田 克美 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．７〜３．５％、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：０．００１５％以下（０を
含む）、Ｔｉ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：
０．０２％以下（０を含む）、Ｖ：０．０２％以下（０
を含む）、Ｎｂ：０．００１％以下（０を含む）を含有
し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなり、
鋼中に含まれる介在物・析出物のうち直径が０．１〜
１．０μｍのものが５００〜４０００個／mm2 、直径が
１μｍ超のものが２００個／mm2 以下、それぞれ含まれ
ることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．７〜３．５％、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：０．００１５％以下（０を
含む）、Ｔｉ：０．０００５〜０．００３％、Ｚｒ０．
０２％以下（０を含む）、Ｖ：０．０２％以下（０を含
む）、Ｎｂ：０．００１％以下（０を含む）を含有し、
残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなり，鋼中
に含まれる介在物・析出物のうち直径が０．１〜１．０
μｍのものが５００〜４０００個／mm2 、直径が１μｍ
超のものが２００個／mm2 以下、それぞれ含まれること
を特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．７〜３．５％、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：０．００１５％以下（０を
含む）、Ｔｉ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ０．
０２％以下（０を含む）、Ｖ：０．０２％以下（０を含
む）、Ｎｂ：０．００１％以下（０を含む）を含有し、
残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなり，鋼中
に含まれる介在物・析出物のうち直径が０．１〜１．０
μｍのものが５００〜３０００個／mm2 、直径が１μｍ
超のものが２００個／mm2 以下、それぞれ含まれること
を特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．７〜３．５％、Ａｌ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．７％、Ｓ：０．００１５％以下（０を
含む）、Ｔｉ：０．０００５〜０．００３％、Ｚｒ０．
０２％以下（０を含む）、Ｖ：０．０２％以下（０を含
む）、Ｎｂ：０．００１％以下（０を含む）を含有し、
残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなり，鋼中
に含まれる介在物・析出物のうち直径が０．１〜１．０
μｍのものが５００〜３０００個／mm2 、直径が１μｍ
超のものが２００個／mm2 以下、それぞれ含まれること
を特徴とする無方向性電磁鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8247628A JPH1088298A (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8247628A JPH1088298A (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 無方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1088298A true JPH1088298A (ja) | 1998-04-07 |
Family
ID=17166345
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8247628A Pending JPH1088298A (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1088298A (ja) |
Cited By (8)
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