JPH1112699A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
磁気特性に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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- JPH1112699A JPH1112699A JP9164331A JP16433197A JPH1112699A JP H1112699 A JPH1112699 A JP H1112699A JP 9164331 A JP9164331 A JP 9164331A JP 16433197 A JP16433197 A JP 16433197A JP H1112699 A JPH1112699 A JP H1112699A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】磁気特性の優れた、Ｓｉ含有量の低い無方向性
電磁鋼板およびその製造方法の提供。 【解決手段】Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１〜
１．５％、Ｍｎ：０．０１〜１％、かつ、Ｓ％×１０以
上、Ｓ：０〜０．０３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：１％以下、
Ｚｒ：０．００２％未満を含有し、鋼中の硫化物系と酸
化物系からなる複合介在物の組成重量割合が、［Ｓ］／
［Ａｌ2Ｏ3 ］＜１、［ＺｒＯ2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］：＜
１、ＭｎＯ／ＳｉＯ2 ：＜１ の関係を満たす磁気特性
に優れた無方向性電磁鋼板。および、真空処理した後に
Ｍｎ、ＡｌおよびＳｉを添加して所要組成に調整するこ
とで鋼の化学組成と複合介在物の組成を制御するその製
造方法。
電磁鋼板およびその製造方法の提供。 【解決手段】Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１〜
１．５％、Ｍｎ：０．０１〜１％、かつ、Ｓ％×１０以
上、Ｓ：０〜０．０３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：１％以下、
Ｚｒ：０．００２％未満を含有し、鋼中の硫化物系と酸
化物系からなる複合介在物の組成重量割合が、［Ｓ］／
［Ａｌ2Ｏ3 ］＜１、［ＺｒＯ2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］：＜
１、ＭｎＯ／ＳｉＯ2 ：＜１ の関係を満たす磁気特性
に優れた無方向性電磁鋼板。および、真空処理した後に
Ｍｎ、ＡｌおよびＳｉを添加して所要組成に調整するこ
とで鋼の化学組成と複合介在物の組成を制御するその製
造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心と
して広く用いられる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
およびその製造方法に関する。
して広く用いられる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心と
して広く用いられている。なかでも低Ｓｉの無方向性電
磁鋼板は磁束密度が高く安価でもあるので家電製品を中
心に大量に使用されている。電磁鋼板ではエネルギー変
換時に発熱などによるエネルギー損失が生じるが、効率
向上のために鉄損がより低い電磁鋼板が求められてい
る。無方向性電磁鋼板の鉄損を減少させる方法として、
ＳｉやＡｌの含有量を増して鋼の電気抵抗を高め、渦電
流損を減少させる方法がある。しかしＳｉ含有量を増す
と磁束密度が低下するうえ、鋼の変形抵抗が増して圧延
が困難になるので製造コストが高くなる。鋼板を薄くす
ると鉄損が減少するが、この方法も製造コストが高くな
るうえ、使用者側での打抜きや組立てなどの生産性も悪
くなるのが問題である。
して広く用いられている。なかでも低Ｓｉの無方向性電
磁鋼板は磁束密度が高く安価でもあるので家電製品を中
心に大量に使用されている。電磁鋼板ではエネルギー変
換時に発熱などによるエネルギー損失が生じるが、効率
向上のために鉄損がより低い電磁鋼板が求められてい
る。無方向性電磁鋼板の鉄損を減少させる方法として、
ＳｉやＡｌの含有量を増して鋼の電気抵抗を高め、渦電
流損を減少させる方法がある。しかしＳｉ含有量を増す
と磁束密度が低下するうえ、鋼の変形抵抗が増して圧延
が困難になるので製造コストが高くなる。鋼板を薄くす
ると鉄損が減少するが、この方法も製造コストが高くな
るうえ、使用者側での打抜きや組立てなどの生産性も悪
くなるのが問題である。
【０００３】鉄損を減少させる他の方法として、鋼板の
結晶粒径を最適範囲にまで大きくする方法がある。結晶
粒径が大きくなるにつれてヒステリシス損が減少し、渦
電流損が増加するため、両者の和である鉄損が最小とな
る最適の結晶粒径がある。最適の結晶粒径は、通常の冷
延鋼板を焼鈍して得られる結晶粒径よりも大きい。従っ
て、鉄損を向上させるには、焼鈍時に結晶粒の成長性が
よいことが重要な要素となる。微細な介在物や析出物が
鋼板中に存在すると結晶粒の成長が阻害されるので、こ
れらの微細な介在物や析出物を減少させたり無害化する
方法が種々検討されている。
結晶粒径を最適範囲にまで大きくする方法がある。結晶
粒径が大きくなるにつれてヒステリシス損が減少し、渦
電流損が増加するため、両者の和である鉄損が最小とな
る最適の結晶粒径がある。最適の結晶粒径は、通常の冷
延鋼板を焼鈍して得られる結晶粒径よりも大きい。従っ
て、鉄損を向上させるには、焼鈍時に結晶粒の成長性が
よいことが重要な要素となる。微細な介在物や析出物が
鋼板中に存在すると結晶粒の成長が阻害されるので、こ
れらの微細な介在物や析出物を減少させたり無害化する
方法が種々検討されている。
【０００４】ＭｎＳで代表される硫化物系介在物は熱間
で延性に富むものが多い。これらは熱間圧延時に延ばさ
れ、冷間圧延時に粉砕されて微細になるので焼鈍時の結
晶粒の成長を妨げる。硫化物系介在物の絶対数を減少さ
せるために、鋼のＳ含有量を低減するのが効果的である
が製造コストが嵩むのが問題である。
で延性に富むものが多い。これらは熱間圧延時に延ばさ
れ、冷間圧延時に粉砕されて微細になるので焼鈍時の結
晶粒の成長を妨げる。硫化物系介在物の絶対数を減少さ
せるために、鋼のＳ含有量を低減するのが効果的である
が製造コストが嵩むのが問題である。
【０００５】特開平３−１０４８４４号公報には、鋼に
ＡｌやＺｒを添加してこれらの酸化物をＭｎＳの析出核
にすることでＭｎＳを粗大化させ、粒成長性に対して無
害化する方法が開示されている。
ＡｌやＺｒを添加してこれらの酸化物をＭｎＳの析出核
にすることでＭｎＳを粗大化させ、粒成長性に対して無
害化する方法が開示されている。
【０００６】特開平３−２６４６１９号公報には、Ｚｒ
をＳ含有量の５〜１０倍含有させた鋼を連続鋳造後に直
接熱間圧延してＺｒ硫化物を生成させ、ＭｎＳの生成を
防ぐ方法が示されている。しかし鋼にＺｒを含有させる
と、粒成長性に有害な微細なＺｒ系析出物が生成する場
合があるので磁気特性の改善効果は小さい。
をＳ含有量の５〜１０倍含有させた鋼を連続鋳造後に直
接熱間圧延してＺｒ硫化物を生成させ、ＭｎＳの生成を
防ぐ方法が示されている。しかし鋼にＺｒを含有させる
と、粒成長性に有害な微細なＺｒ系析出物が生成する場
合があるので磁気特性の改善効果は小さい。
【０００７】酸化物系の介在物も結晶粒成長を阻害す
る。特開昭６３−１９５２１７号公報には、鋼中のＳｉ
Ｏ2、ＭｎＯ、Ａｌ2Ｏ3 からなる酸化物系介在物に対す
るＭｎＯの重量の割合を１５％以下にして酸化物系介在
物の軟化点を高めることで結晶粒の成長性を向上させる
方法が開示されている。しかしこの方法では、転炉出鋼
時の酸素濃度が高い鋼に多量のＦｅ−Ｍｎ合金を添加す
るため、Ｍｎが酸化消耗されて歩留まりが悪く製造コス
トが嵩むうえ、成分調整も十分におこなえない。また、
この方法においては、結晶粒成長性に大きく影響する硫
化物系介在物については触れられていない。
る。特開昭６３−１９５２１７号公報には、鋼中のＳｉ
Ｏ2、ＭｎＯ、Ａｌ2Ｏ3 からなる酸化物系介在物に対す
るＭｎＯの重量の割合を１５％以下にして酸化物系介在
物の軟化点を高めることで結晶粒の成長性を向上させる
方法が開示されている。しかしこの方法では、転炉出鋼
時の酸素濃度が高い鋼に多量のＦｅ−Ｍｎ合金を添加す
るため、Ｍｎが酸化消耗されて歩留まりが悪く製造コス
トが嵩むうえ、成分調整も十分におこなえない。また、
この方法においては、結晶粒成長性に大きく影響する硫
化物系介在物については触れられていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、低Ｓｉ系の磁気特性に優れた無方向性電磁
鋼板およびその効率的な製造方法を提供することであ
る。
する課題は、低Ｓｉ系の磁気特性に優れた無方向性電磁
鋼板およびその効率的な製造方法を提供することであ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記
（１）に記載の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およ
び（２）に記載のその製造方法にある。
（１）に記載の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およ
び（２）に記載のその製造方法にある。
【００１０】（１）化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０
１％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０１
〜１％、かつ、Ｓ％×１０以上、Ｓ：０〜０．０３５
％、ｓｏｌ．Ａｌ：１％以下、Ｚｒ：０．００２％未
満、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中の
硫化物系と酸化物系からなる複合介在物の組成の重量割
合が下記〜式に記載の関係を満たすことを特徴とす
る磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
１％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０１
〜１％、かつ、Ｓ％×１０以上、Ｓ：０〜０．０３５
％、ｓｏｌ．Ａｌ：１％以下、Ｚｒ：０．００２％未
満、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中の
硫化物系と酸化物系からなる複合介在物の組成の重量割
合が下記〜式に記載の関係を満たすことを特徴とす
る磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１１】 （［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］）＜１ −−− （［ＺｒＯ2］／［Ａｌ2Ｏ3］）＜１ −−− （［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2］）＜１ −−− 但し、［ ］内は複合介在物に占める重量割合を％で表
す。
す。
【００１２】（２）真空処理により、溶存酸素量が０．
０１〜０．０７重量％、炭素濃度が０．０１重量％以下
に調整された溶鋼中に、Ｍｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源を
添加することを特徴とする上記（１）に記載の磁気特性
に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
０１〜０．０７重量％、炭素濃度が０．０１重量％以下
に調整された溶鋼中に、Ｍｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源を
添加することを特徴とする上記（１）に記載の磁気特性
に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】本発明者らは、溶鋼を真空処理法で極低炭
素化して製造されるＳｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１％以
下を含有する無方向性電磁鋼板（以下、「低Ｓｉ系無方
向性電磁鋼板」と記す）において、焼鈍時の結晶粒成長
性と介在物組成との関係を究明した。その結果、硫化物
系介在物と酸化物系介在物とからなる複合介在物の組成
や分散状態が結晶粒成長性に大きく影響することを知見
した。
素化して製造されるＳｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１％以
下を含有する無方向性電磁鋼板（以下、「低Ｓｉ系無方
向性電磁鋼板」と記す）において、焼鈍時の結晶粒成長
性と介在物組成との関係を究明した。その結果、硫化物
系介在物と酸化物系介在物とからなる複合介在物の組成
や分散状態が結晶粒成長性に大きく影響することを知見
した。
【００１４】すなわち、熱間圧延前の鋼中には酸化物系
介在物と硫化物系介在物からなる複合介在物が存在し、
この複合介在物に占める硫化物系介在物の重量比率が高
い鋼板では結晶粒成長性が悪く、この重量比率が低い鋼
板では結晶粒成長性が良好で優れた磁気特性を有するこ
とが判明した。そして、これらの複合介在物に対する複
合介在物中のＳ含有量、ＺｒＯ2 、Ａｌ2Ｏ3等の重量比
率と鉄損との間には良好な相関関係が認められた。
介在物と硫化物系介在物からなる複合介在物が存在し、
この複合介在物に占める硫化物系介在物の重量比率が高
い鋼板では結晶粒成長性が悪く、この重量比率が低い鋼
板では結晶粒成長性が良好で優れた磁気特性を有するこ
とが判明した。そして、これらの複合介在物に対する複
合介在物中のＳ含有量、ＺｒＯ2 、Ａｌ2Ｏ3等の重量比
率と鉄損との間には良好な相関関係が認められた。
【００１５】図１は上記の調査の過程で得られた結果の
一部を示すもので、板厚０．５０ｍｍの低Ｓｉ系無方向
性電磁鋼板中に存在する複合介在物中のＳとＡｌ2Ｏ3と
の重量比率（［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］）と鋼板の鉄損との
関係を示す図である。対象とした鋼の化学組成は、重量
％でＣ≦０．００４％、Ｓｉ：０．３〜０．８％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２〜０．５
％、Ｓ≦０．００６％の範囲にあり、その鉄損はいずれ
もＪＩＳに規定されるエプスタイン試験法によって求め
たものである。
一部を示すもので、板厚０．５０ｍｍの低Ｓｉ系無方向
性電磁鋼板中に存在する複合介在物中のＳとＡｌ2Ｏ3と
の重量比率（［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］）と鋼板の鉄損との
関係を示す図である。対象とした鋼の化学組成は、重量
％でＣ≦０．００４％、Ｓｉ：０．３〜０．８％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２〜０．５
％、Ｓ≦０．００６％の範囲にあり、その鉄損はいずれ
もＪＩＳに規定されるエプスタイン試験法によって求め
たものである。
【００１６】図２は同じく、複合介在物中のＺｒＯ2 と
Ａｌ2Ｏ3との重量比率（［ＺｒＯ2]/[Al2Ｏ3］）と鋼板
の鉄損との関係を示す図である。
Ａｌ2Ｏ3との重量比率（［ＺｒＯ2]/[Al2Ｏ3］）と鋼板
の鉄損との関係を示す図である。
【００１７】図１、図２に示されているように、複合介
在物における［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］および［ＺｒＯ2 ］
／［Ａｌ2Ｏ3］を減少させると鉄損の低い鋼板が得られ
る。この理由は定かではないが以下のように推測され
る。硫化物系介在物は、ある種の酸化物系介在物を核に
して析出する傾向がある。その中で特に硫化物系介在物
とＺｒＯ2 が結合して生じる大型の複合介在物は、熱間
で延性が高く冷間圧延時に破砕されやすい性質を有す
る。破砕された介在物は、１μｍ以下の微細な介在物と
なって点列状に分布し、結晶粒成長に際して結晶粒界の
移動を妨げてその成長を阻害する。
在物における［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］および［ＺｒＯ2 ］
／［Ａｌ2Ｏ3］を減少させると鉄損の低い鋼板が得られ
る。この理由は定かではないが以下のように推測され
る。硫化物系介在物は、ある種の酸化物系介在物を核に
して析出する傾向がある。その中で特に硫化物系介在物
とＺｒＯ2 が結合して生じる大型の複合介在物は、熱間
で延性が高く冷間圧延時に破砕されやすい性質を有す
る。破砕された介在物は、１μｍ以下の微細な介在物と
なって点列状に分布し、結晶粒成長に際して結晶粒界の
移動を妨げてその成長を阻害する。
【００１８】他方、Ａｌ2Ｏ3は、ＳｉＯ2 やＭｎＯに比
較して硫化物の析出核になり難い、特に熱間で延性が高
く冷間圧延時に破砕されやすい大型硫化物の析出核にな
り難いと推定される。このため、介在物中のＡｌ2Ｏ3比
率が高い鋼板では結晶粒の成長を阻害する介在物が少な
く、結晶粒成長性が良好で優れた磁気特性を有する鋼板
が得られるものと思われる。
較して硫化物の析出核になり難い、特に熱間で延性が高
く冷間圧延時に破砕されやすい大型硫化物の析出核にな
り難いと推定される。このため、介在物中のＡｌ2Ｏ3比
率が高い鋼板では結晶粒の成長を阻害する介在物が少な
く、結晶粒成長性が良好で優れた磁気特性を有する鋼板
が得られるものと思われる。
【００１９】さらに、複合介在物の形態や分布状態を適
切に制御するためには、複合介在物における酸化物の構
成内容も重要な因子となることが判明した。複合介在物
中の［ＳｉＯ2 ］と［ＭｎＯ］の関係が、（［ＭｎＯ］
／［ＳｉＯ2 ］）＜１の関係を満たしていれば良好な磁
気特性が得られた。ＭｎＯ比率を低下させると介在物の
軟化点が上昇し、熱間圧延による介在物の展伸および冷
間圧延による破砕が抑制されるものと推測される。
切に制御するためには、複合介在物における酸化物の構
成内容も重要な因子となることが判明した。複合介在物
中の［ＳｉＯ2 ］と［ＭｎＯ］の関係が、（［ＭｎＯ］
／［ＳｉＯ2 ］）＜１の関係を満たしていれば良好な磁
気特性が得られた。ＭｎＯ比率を低下させると介在物の
軟化点が上昇し、熱間圧延による介在物の展伸および冷
間圧延による破砕が抑制されるものと推測される。
【００２０】以上述べたように、複合介在物の構成内容
を特定することで結晶粒成長性が改善され、鋼板の磁気
特性を向上させることができる。本発明は、以上の知見
を基にして完成された。
を特定することで結晶粒成長性が改善され、鋼板の磁気
特性を向上させることができる。本発明は、以上の知見
を基にして完成された。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を詳細に述べ
る。なお、以下に記す％表示は重量％を意味する。
る。なお、以下に記す％表示は重量％を意味する。
【００２２】（１）鋼板の化学組成 Ｃ：磁気特性を劣化させるので少ないほど好ましく、そ
の上限を０．０１％とする。
の上限を０．０１％とする。
【００２３】Ｓｉ：鋼を脱酸し介在物を減少させる作用
と共に、鋼の電気抵抗を増して鉄損を低減させる作用が
ある。延性に富む介在物であるＭｎＯの生成を抑制する
にはＳｉによる脱酸効果を活用することが重要であるの
で、Ｓｉは０．０１％以上含有させる。他方、Ｓｉ含有
量が増すと磁束密度が低下するのでその上限を１．５％
とする。
と共に、鋼の電気抵抗を増して鉄損を低減させる作用が
ある。延性に富む介在物であるＭｎＯの生成を抑制する
にはＳｉによる脱酸効果を活用することが重要であるの
で、Ｓｉは０．０１％以上含有させる。他方、Ｓｉ含有
量が増すと磁束密度が低下するのでその上限を１．５％
とする。
【００２４】Ｍｎ：Ｓによる熱間脆性を抑制するために
０．０１％以上で、かつ、Ｓ含有量の１０倍以上含有さ
せる。Ｍｎには鋼の電気抵抗を高めて鉄損を抑制する作
用もある。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると延性に富
む介在物となるＭｎＯや大型介在物となるＭｎＳが増加
するので、その上限を１％とする。酸化物系介在物中の
ＭｎＯを増加させないためには、鋼中のＳｉとＭｎの含
有量の比率をＭｎ／Ｓｉ＜１とすることが望ましい。
０．０１％以上で、かつ、Ｓ含有量の１０倍以上含有さ
せる。Ｍｎには鋼の電気抵抗を高めて鉄損を抑制する作
用もある。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると延性に富
む介在物となるＭｎＯや大型介在物となるＭｎＳが増加
するので、その上限を１％とする。酸化物系介在物中の
ＭｎＯを増加させないためには、鋼中のＳｉとＭｎの含
有量の比率をＭｎ／Ｓｉ＜１とすることが望ましい。
【００２５】Ｓ：磁気特性を劣化させる作用と、鋼板の
打ち抜き性や切削性を改善する作用がある。打ち抜き性
や切削性を重視する場合にはＳを０．０１５％以上含有
させるのがよい。しかしその場合でも、Ｓ含有量が過剰
になると硫化物系介在物や析出物が増加し、磁気特性を
劣化させる作用が強くなりすぎるので、その含有量は
０．０３５％以下とする。打ち抜き性や切削性よりも磁
気特性を重要視する場合には０．００６％以下とするの
が望ましい。
打ち抜き性や切削性を改善する作用がある。打ち抜き性
や切削性を重視する場合にはＳを０．０１５％以上含有
させるのがよい。しかしその場合でも、Ｓ含有量が過剰
になると硫化物系介在物や析出物が増加し、磁気特性を
劣化させる作用が強くなりすぎるので、その含有量は
０．０３５％以下とする。打ち抜き性や切削性よりも磁
気特性を重要視する場合には０．００６％以下とするの
が望ましい。
【００２６】ｓｏｌ．Ａｌ：鋼を脱酸し介在物を減少さ
せる作用、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低める作用、お
よび、複合介在物中のＡｌ2Ｏ3成分の比率を高めて鋼板
の結晶粒成長性を改善する作用がある。本発明では、結
晶粒成長や磁壁移動の障害となるＳｉ−Ｍｎ系の延性に
富む介在物やＳｉ−Ｍｎ−Ｎ系の微細析出物の形成を抑
制するためにｓｏｌ．Ａｌとして０．００３％以上含有
させる。鋼の脱酸効果を得るためにもｓｏｌ．Ａｌを
０．００３％以上含有させる必要がある。ｓｏｌ．Ａｌ
含有量が増すと磁束密度が低下するため、その含有量の
上限は１％とする。
せる作用、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低める作用、お
よび、複合介在物中のＡｌ2Ｏ3成分の比率を高めて鋼板
の結晶粒成長性を改善する作用がある。本発明では、結
晶粒成長や磁壁移動の障害となるＳｉ−Ｍｎ系の延性に
富む介在物やＳｉ−Ｍｎ−Ｎ系の微細析出物の形成を抑
制するためにｓｏｌ．Ａｌとして０．００３％以上含有
させる。鋼の脱酸効果を得るためにもｓｏｌ．Ａｌを
０．００３％以上含有させる必要がある。ｓｏｌ．Ａｌ
含有量が増すと磁束密度が低下するため、その含有量の
上限は１％とする。
【００２７】Ｚｒ：Ｚｒ含有量が増すと、Ｚｒ系酸化物
と硫化物を含む大型で脆い複合介在物や、微細なＺｒ系
炭窒化物を形成する。これらはいずれも鋼板の結晶粒成
長性を阻害し、磁気特性を損なう。このためＺｒ含有量
は低いほど好ましく、その上限は０．００２％未満とす
る。０．００１％未満であればなお好ましい。
と硫化物を含む大型で脆い複合介在物や、微細なＺｒ系
炭窒化物を形成する。これらはいずれも鋼板の結晶粒成
長性を阻害し、磁気特性を損なう。このためＺｒ含有量
は低いほど好ましく、その上限は０．００２％未満とす
る。０．００１％未満であればなお好ましい。
【００２８】本発明の鋼板の化学組成としては上記６元
素の含有量の管理が重要であるが、介在物の総量を低減
するために、不可避的不純物としての鋼中のＯ量は全酸
素量として０．０１５％以下に抑制することが望まし
い。
素の含有量の管理が重要であるが、介在物の総量を低減
するために、不可避的不純物としての鋼中のＯ量は全酸
素量として０．０１５％以下に抑制することが望まし
い。
【００２９】（２）介在物の組成 本発明が規定する化学組成範囲で製造した電磁鋼板中で
観察される介在物の多くは、硫化物と酸化物からなる複
合介在物として存在する。これらの複合介在物は、製鋼
段階で鋼中に生成したＳｉＯ2 −Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ−Ｚ
ｒＯ2 を主体とする酸化物系介在物を核とし、スラブ加
熱時にＭｎＳ−ＦｅＳ−ＣａＳを主体とする硫化物系介
在物がその周辺に析出して生成したものと推定される。
これらの複合介在物に占める硫化物系介在物の比率（重
量比率）が低いほど鋼板の結晶粒成長性が良好で優れた
磁気特性を示す。
観察される介在物の多くは、硫化物と酸化物からなる複
合介在物として存在する。これらの複合介在物は、製鋼
段階で鋼中に生成したＳｉＯ2 −Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ−Ｚ
ｒＯ2 を主体とする酸化物系介在物を核とし、スラブ加
熱時にＭｎＳ−ＦｅＳ−ＣａＳを主体とする硫化物系介
在物がその周辺に析出して生成したものと推定される。
これらの複合介在物に占める硫化物系介在物の比率（重
量比率）が低いほど鋼板の結晶粒成長性が良好で優れた
磁気特性を示す。
【００３０】鋼板の結晶粒成長性を良好にし優れた磁気
特性を得るために、これらの複合介在物中のＳ含有量
［Ｓ］、［ＺｒＯ2 ］および［Ａｌ2Ｏ3］の関係を、
［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］＜１、［ＺｒＯ2 ］／［Ａｌ
2Ｏ3］＜１とする。介在物中のＳやＺｒＯ2 以上にＡｌ
2Ｏ3を含有量させることで、硫化物と複合した大型介在
物の形成が防止できるので粒成長性が大幅に改善され
る。また、複合介在物中の［ＭｎＯ］の［ＳｉＯ2 ］に
対する比率（［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］）を１未満とす
る。［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］が１以上になると介在物
の軟化点が低くなり、熱間圧延時に介在物が展伸され、
冷間圧延時に容易に破砕されるので結晶粒成長が阻害さ
れる。
特性を得るために、これらの複合介在物中のＳ含有量
［Ｓ］、［ＺｒＯ2 ］および［Ａｌ2Ｏ3］の関係を、
［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］＜１、［ＺｒＯ2 ］／［Ａｌ
2Ｏ3］＜１とする。介在物中のＳやＺｒＯ2 以上にＡｌ
2Ｏ3を含有量させることで、硫化物と複合した大型介在
物の形成が防止できるので粒成長性が大幅に改善され
る。また、複合介在物中の［ＭｎＯ］の［ＳｉＯ2 ］に
対する比率（［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］）を１未満とす
る。［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］が１以上になると介在物
の軟化点が低くなり、熱間圧延時に介在物が展伸され、
冷間圧延時に容易に破砕されるので結晶粒成長が阻害さ
れる。
【００３１】このように、複合介在物の組成を制御する
ことで、熱間圧延による複合介在物の展伸と冷間圧延に
よる破砕を抑制できる。介在物の組成は、酸化物系介在
物については臭素−メタノール法、硫化物系介在物につ
いては定電位電解法による抽出分離定量法で測定でき
る。
ことで、熱間圧延による複合介在物の展伸と冷間圧延に
よる破砕を抑制できる。介在物の組成は、酸化物系介在
物については臭素−メタノール法、硫化物系介在物につ
いては定電位電解法による抽出分離定量法で測定でき
る。
【００３２】（３）製造方法 本発明の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板は、以下の
方法で製造できる。
方法で製造できる。
【００３３】転炉や電気炉で溶製された鋼を真空処理し
て化学組成を目標成分にした後、連続鋳造法などでスラ
ブとする。その後、常法にしたがって熱間圧延、酸洗、
冷間圧延、焼鈍し、必要に応じて有機系あるいは無機系
などのコーティングが施される。冷間圧延前に熱延板焼
鈍を施しても構わない。
て化学組成を目標成分にした後、連続鋳造法などでスラ
ブとする。その後、常法にしたがって熱間圧延、酸洗、
冷間圧延、焼鈍し、必要に応じて有機系あるいは無機系
などのコーティングが施される。冷間圧延前に熱延板焼
鈍を施しても構わない。
【００３４】鋼の化学組成や酸化物系介在物の組成の調
整は、主として溶鋼の真空処理段階でおこなわれる。本
発明での真空処理の手段には特別な制約はない。従来か
ら一般的に用いられているＲＨ脱ガス装置、ＶＯＤおよ
びタンク脱ガス装置など、溶鋼を０．０１気圧以下の真
空下で処理できる装置であればよい。
整は、主として溶鋼の真空処理段階でおこなわれる。本
発明での真空処理の手段には特別な制約はない。従来か
ら一般的に用いられているＲＨ脱ガス装置、ＶＯＤおよ
びタンク脱ガス装置など、溶鋼を０．０１気圧以下の真
空下で処理できる装置であればよい。
【００３５】脱炭は上記の真空処理装置を用いておこな
う。脱炭反応は溶鋼中の酸素の溶解度積と真空度によっ
て決まる。本発明では、真空処理前後を通して溶存酸素
量が０．０１〜０．０７％の範囲になるように真空度を
制御する。酸素濃度が０．０１％未満であると、実質的
な高真空下でも脱炭速度が遅く、炭素濃度を０．０１％
以下にするのが困難である。酸素濃度が０．０７％を超
えると、脱炭後にＡｌおよびＳｉ添加を実施しても脱酸
に多大な時間を要し、脱酸が不十分になって介在物が多
量に生成し、鋼の清浄度が悪化する。ここで、溶鋼中の
溶存酸素量は溶鋼中に溶解している酸素量であり、酸素
濃淡電池の原理を応用した酸素センサーを用いて溶鋼か
ら直接測定できる。
う。脱炭反応は溶鋼中の酸素の溶解度積と真空度によっ
て決まる。本発明では、真空処理前後を通して溶存酸素
量が０．０１〜０．０７％の範囲になるように真空度を
制御する。酸素濃度が０．０１％未満であると、実質的
な高真空下でも脱炭速度が遅く、炭素濃度を０．０１％
以下にするのが困難である。酸素濃度が０．０７％を超
えると、脱炭後にＡｌおよびＳｉ添加を実施しても脱酸
に多大な時間を要し、脱酸が不十分になって介在物が多
量に生成し、鋼の清浄度が悪化する。ここで、溶鋼中の
溶存酸素量は溶鋼中に溶解している酸素量であり、酸素
濃淡電池の原理を応用した酸素センサーを用いて溶鋼か
ら直接測定できる。
【００３６】真空度は所定の時間内に脱炭ができる程度
の水準に管理すればよいが、０．０１気圧以下にするの
が好ましい。処理時間に余裕がある場合には０．０５気
圧程度の真空度でもよい。本発明の製造方法では真空処
理後にＭｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源を添加する。
の水準に管理すればよいが、０．０１気圧以下にするの
が好ましい。処理時間に余裕がある場合には０．０５気
圧程度の真空度でもよい。本発明の製造方法では真空処
理後にＭｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源を添加する。
【００３７】Ｍｎ源は、従来のように転炉からの出鋼時
に添加するのではなく、ＲＨ処理槽内に溶鋼を移して真
空脱炭し、炭素濃度を０．０１％以下にした後に添加す
る。このようにすることにより、転炉出鋼時にＭｎ源を
添加する従来の方法に比べてＭｎが酸化してスラグに移
行することが少なくなり、Ｍｎの歩留まりが向上する。
さらに、この方法でＭｎ含有量を調整すれば、Ｍｎ含有
量は低い状態から徐々に高められるので、介在物中でＭ
ｎＯが過剰に増加することが抑制される。これにより、
目標とする介在物組成が容易に実現できると共にＭｎ含
有量の調整も容易である。
に添加するのではなく、ＲＨ処理槽内に溶鋼を移して真
空脱炭し、炭素濃度を０．０１％以下にした後に添加す
る。このようにすることにより、転炉出鋼時にＭｎ源を
添加する従来の方法に比べてＭｎが酸化してスラグに移
行することが少なくなり、Ｍｎの歩留まりが向上する。
さらに、この方法でＭｎ含有量を調整すれば、Ｍｎ含有
量は低い状態から徐々に高められるので、介在物中でＭ
ｎＯが過剰に増加することが抑制される。これにより、
目標とする介在物組成が容易に実現できると共にＭｎ含
有量の調整も容易である。
【００３８】Ａｌ源とＳｉ源も、炭素と酸素の濃度を上
記のように調整した後に添加する。Ｍｎ源、Ａｌ源およ
びＳｉ源はそれぞれ別々に添加してもよいし、同時に添
加しても構わない。しかし、全酸素含有量を低減し、さ
らに介在物組成を制御するには、Ａｌ源を添加した後
に、Ｓｉ源を添加するのが望ましい。ここでのＡｌ添加
の目的は、鋼成分に必要なＡｌ量を確保するのみなら
ず、全酸素含有量を低減させ、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有
量を適正化することにある。このような状態において、
鋼板の目標成分を実現するのに必要な量のＳｉ源を添加
する。これにより、Ｓｉも目標とする含有量に容易に調
整できる。さらに、同時に介在物組成も目標特性に制御
できるので、電磁鋼板として磁気特性のみならず経済性
にも優れたものを製造することが可能になる。
記のように調整した後に添加する。Ｍｎ源、Ａｌ源およ
びＳｉ源はそれぞれ別々に添加してもよいし、同時に添
加しても構わない。しかし、全酸素含有量を低減し、さ
らに介在物組成を制御するには、Ａｌ源を添加した後
に、Ｓｉ源を添加するのが望ましい。ここでのＡｌ添加
の目的は、鋼成分に必要なＡｌ量を確保するのみなら
ず、全酸素含有量を低減させ、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有
量を適正化することにある。このような状態において、
鋼板の目標成分を実現するのに必要な量のＳｉ源を添加
する。これにより、Ｓｉも目標とする含有量に容易に調
整できる。さらに、同時に介在物組成も目標特性に制御
できるので、電磁鋼板として磁気特性のみならず経済性
にも優れたものを製造することが可能になる。
【００３９】なお、本発明では、上記以外の成分とし
て、粒成長に悪影響を与えるＺｒ系介在物および析出物
の生成を防止するために、鋼中へのＺｒの混入は極力抑
制する。鉄源へのＺｒ源の混入を抑制し、溶鋼精錬時に
はＺｒ系酸化物を使用した耐火物の使用を避けて鋼への
Ｚｒの混入を防ぐことが必要である。Ｚｒ含有量を０．
００２％未満にすることで介在物中のＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ
3 重量比を１未満とすることができる。
て、粒成長に悪影響を与えるＺｒ系介在物および析出物
の生成を防止するために、鋼中へのＺｒの混入は極力抑
制する。鉄源へのＺｒ源の混入を抑制し、溶鋼精錬時に
はＺｒ系酸化物を使用した耐火物の使用を避けて鋼への
Ｚｒの混入を防ぐことが必要である。Ｚｒ含有量を０．
００２％未満にすることで介在物中のＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ
3 重量比を１未満とすることができる。
【００４０】本発明の方法により、通常の溶銑やスクラ
ップを主原料として製鋼すれば、鋼中のＳ量を特別に調
整する必要がなくなる。このため、従来脱硫に要してい
たコストも削減できる。ただし、打ち抜き性や切削性を
強く要求される場合には、Ｓを含有させるのが望まし
い。その方法は、例えば、ＡｌとＳｉを添加した後に、
Ｆｅ−Ｓなど、硫黄を含有する合金鉄を前述の真空槽内
に添加すればよい。この様にすれば、合金鉄の歩留まり
がよいので合理的である。
ップを主原料として製鋼すれば、鋼中のＳ量を特別に調
整する必要がなくなる。このため、従来脱硫に要してい
たコストも削減できる。ただし、打ち抜き性や切削性を
強く要求される場合には、Ｓを含有させるのが望まし
い。その方法は、例えば、ＡｌとＳｉを添加した後に、
Ｆｅ−Ｓなど、硫黄を含有する合金鉄を前述の真空槽内
に添加すればよい。この様にすれば、合金鉄の歩留まり
がよいので合理的である。
【００４１】化学組成と介在物組成を調整された鋼は鋳
片とされ、以降、通常の熱間圧延、冷間圧延および焼鈍
などの工程を経て電磁鋼板とされる。
片とされ、以降、通常の熱間圧延、冷間圧延および焼鈍
などの工程を経て電磁鋼板とされる。
【００４２】良好な磁気特性を得るために望ましい圧延
条件は以下の通りである。熱間圧延前のスラブ加熱温度
は１２５０℃以下、仕上温度は８００〜９５０℃とし、
巻取温度は５００〜７００℃とするのがよい。より磁気
特性を向上させたい場合は、必要に応じて冷間圧延前に
焼鈍を施してもよい。しかし、本発明は、できるだけ製
造コストを低くして十分な性能の無方向性電磁鋼板を得
ることも、その目標の一つであり、余分な工程はできる
だけ少なくする方が望ましい。
条件は以下の通りである。熱間圧延前のスラブ加熱温度
は１２５０℃以下、仕上温度は８００〜９５０℃とし、
巻取温度は５００〜７００℃とするのがよい。より磁気
特性を向上させたい場合は、必要に応じて冷間圧延前に
焼鈍を施してもよい。しかし、本発明は、できるだけ製
造コストを低くして十分な性能の無方向性電磁鋼板を得
ることも、その目標の一つであり、余分な工程はできる
だけ少なくする方が望ましい。
【００４３】なお、無方向性電磁鋼板には、使用者側に
て打ち抜き加工後焼鈍されないで使用されるもの（フル
プロセス材）と、打ち抜き加工後に焼鈍して使用される
もの（セミプロセス材）があるが、本発明の鋼板はいず
れの場合にも適用される。
て打ち抜き加工後焼鈍されないで使用されるもの（フル
プロセス材）と、打ち抜き加工後に焼鈍して使用される
もの（セミプロセス材）があるが、本発明の鋼板はいず
れの場合にも適用される。
【００４４】
（実施例１）本発明が規定する化学組成範囲にある鋼
と、本発明が規定する化学組成範囲から外れる鋼を転炉
―ＲＨ―ＣＣの工程で製造した。
と、本発明が規定する化学組成範囲から外れる鋼を転炉
―ＲＨ―ＣＣの工程で製造した。
【００４５】表１にこれらの鋼のレードル分析値を示
す。
す。
【００４６】
【表１】
【００４７】これらの鋼は、転炉で溶解し、ＲＨ脱ガス
装置を用いて真空処理をおこなって溶鋼中の溶存酸素量
と炭素濃度を調整した後、Ｍｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源
を添加した。溶鋼は連続鋳造でスラブとし、これらのス
ラブを１１８０℃に加熱し、仕上温度８７０〜８９０
℃、巻取温度６６０〜６８０℃で板厚２．３ｍｍに熱間
圧延し、酸洗後、板厚０．５０ｍｍに冷間圧延し、８５
０℃で１分間均熱する連続焼鈍を施した。その後、通常
の無方向性電磁鋼板と同様の有機成分と無機成分を含有
する複合組成からなる表面絶縁コーティングを施した。
装置を用いて真空処理をおこなって溶鋼中の溶存酸素量
と炭素濃度を調整した後、Ｍｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源
を添加した。溶鋼は連続鋳造でスラブとし、これらのス
ラブを１１８０℃に加熱し、仕上温度８７０〜８９０
℃、巻取温度６６０〜６８０℃で板厚２．３ｍｍに熱間
圧延し、酸洗後、板厚０．５０ｍｍに冷間圧延し、８５
０℃で１分間均熱する連続焼鈍を施した。その後、通常
の無方向性電磁鋼板と同様の有機成分と無機成分を含有
する複合組成からなる表面絶縁コーティングを施した。
【００４８】これらの鋼板の圧延方向と板幅方向から幅
３０ｍｍ、長さ２８０ｍｍの試験片をそれぞれ１６枚づ
つ採取し、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定されるエプスタ
イン試験法によって、鉄損（Ｗ15／50）と磁束密度（Ｂ
50）を求めた。
３０ｍｍ、長さ２８０ｍｍの試験片をそれぞれ１６枚づ
つ採取し、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定されるエプスタ
イン試験法によって、鉄損（Ｗ15／50）と磁束密度（Ｂ
50）を求めた。
【００４９】また、鋼板の介在物組成を、硫化物成分
（ＭｎＳ、ＣａＳ、ＦｅＳ）は定電位電解法で、酸化物
成分（ＳｉＯ2 、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ）は、臭素−メタノ
ール法による抽出分離定量法により分析して求めた。鋼
板の介在物および磁気特性測定結果を表２に示した。
（ＭｎＳ、ＣａＳ、ＦｅＳ）は定電位電解法で、酸化物
成分（ＳｉＯ2 、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ）は、臭素−メタノ
ール法による抽出分離定量法により分析して求めた。鋼
板の介在物および磁気特性測定結果を表２に示した。
【００５０】
【表２】
【００５１】表２に示されるように、化学組成と介在物
組成共に本発明が規定する範囲にある鋼Ａ〜Ｈは、優れ
た磁気特性を示す。これに対し、鋼Ｉは、鋼中のＭｎ含
有量と複合介在物中の［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］比率が
本発明が規定する範囲を超えており、酸化物系延性に富
む介在物が多いために優れた磁気特性が得られなかっ
た。鋼Ｊ、Ｋは、鋼中のＺｒ含有量、介在物中の［Ｚｒ
Ｏ2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］比率などが高く、冷間圧延で破砕
された大型の複合介在物が多くなり磁気特性が好ましく
なかった。鋼Ｌは、鋼の化学組成は本発明に定める範囲
内であるが介在物組成が本発明が規定する範囲から外れ
ており、鋼Ｍは、鋼中のＳ含有量が本発明範囲を超えて
おり、いずれも優れた磁気特性が好ましくなかった。鋼
Ｎは［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］比率が本発明範囲を外れ
ており、鋼Ｏは、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌ含有量が、本
発明が規定する範囲を超えており、磁気特性が好ましく
なかった。鋼Ｐは、ｓｏｌ．Ａｌ量、Ｚｒ量、［Ｓ］／
［Ａｌ2Ｏ3］、［ＺｒＯ2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］比率が本発
明が規定する範囲を超えており、大型複合介在物が多量
にしたために磁気特性が好ましくなかった。
組成共に本発明が規定する範囲にある鋼Ａ〜Ｈは、優れ
た磁気特性を示す。これに対し、鋼Ｉは、鋼中のＭｎ含
有量と複合介在物中の［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］比率が
本発明が規定する範囲を超えており、酸化物系延性に富
む介在物が多いために優れた磁気特性が得られなかっ
た。鋼Ｊ、Ｋは、鋼中のＺｒ含有量、介在物中の［Ｚｒ
Ｏ2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］比率などが高く、冷間圧延で破砕
された大型の複合介在物が多くなり磁気特性が好ましく
なかった。鋼Ｌは、鋼の化学組成は本発明に定める範囲
内であるが介在物組成が本発明が規定する範囲から外れ
ており、鋼Ｍは、鋼中のＳ含有量が本発明範囲を超えて
おり、いずれも優れた磁気特性が好ましくなかった。鋼
Ｎは［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2 ］比率が本発明範囲を外れ
ており、鋼Ｏは、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌ含有量が、本
発明が規定する範囲を超えており、磁気特性が好ましく
なかった。鋼Ｐは、ｓｏｌ．Ａｌ量、Ｚｒ量、［Ｓ］／
［Ａｌ2Ｏ3］、［ＺｒＯ2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］比率が本発
明が規定する範囲を超えており、大型複合介在物が多量
にしたために磁気特性が好ましくなかった。
【００５２】
【発明の効果】本発明の無方向性電磁鋼板は、高価な合
金元素や特殊な製造工程を用いることなく、低鉄損で高
磁束密度の磁気特性を有する。本発明の鋼の化学組成や
介在物組成は、溶鋼の真空処理段階で効率的に調整でき
るので、性能の優れた無方向性電磁鋼板を経済的に製造
することができる。
金元素や特殊な製造工程を用いることなく、低鉄損で高
磁束密度の磁気特性を有する。本発明の鋼の化学組成や
介在物組成は、溶鋼の真空処理段階で効率的に調整でき
るので、性能の優れた無方向性電磁鋼板を経済的に製造
することができる。
【図１】低Ｓｉ系無方向性電磁鋼板中の複合介在物に含
有されるＳ量とＡｌ2Ｏ3との重量比率（［Ｓ］／［Ａｌ
2Ｏ3］）と鋼板の鉄損との関係を示す図である。
有されるＳ量とＡｌ2Ｏ3との重量比率（［Ｓ］／［Ａｌ
2Ｏ3］）と鋼板の鉄損との関係を示す図である。
【図２】低Ｓｉ系無方向性電磁鋼板中の複合介在物に含
有されるＺｒＯ2 とＡｌ2Ｏ3との重量比率（［ＺｒＯ
2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］）と鋼板の鉄損との関係を示す図で
ある。
有されるＺｒＯ2 とＡｌ2Ｏ3との重量比率（［ＺｒＯ
2 ］／［Ａｌ2Ｏ3］）と鋼板の鉄損との関係を示す図で
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０１％以
下、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０１〜１
％、かつ、Ｓ％×１０以上、Ｓ：０〜０．０３５％、ｓ
ｏｌ．Ａｌ：１％以下、Ｚｒ：０．００２％未満、残部
はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中の硫化物系
と酸化物系からなる複合介在物の組成の重量割合が下記
〜式に記載の関係を満たすことを特徴とする磁気特
性に優れた無方向性電磁鋼板。 （［Ｓ］／［Ａｌ2Ｏ3］）＜１ ・・・ （［ＺｒＯ2］／［Ａｌ2Ｏ3］）＜１ ・・・ （［ＭｎＯ］／［ＳｉＯ2］）＜１ ・・・ 但し、［ ］内は複合介在物に占める重量割合を％で表
す。 - 【請求項２】真空処理により、溶存酸素量が０．０１〜
０．０７重量％、炭素濃度が０．０１重量％以下に調整
された溶鋼中に、Ｍｎ源、Ａｌ源およびＳｉ源を添加す
るこよを特徴とする請求項１に記載の磁気特性に優れた
無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9164331A JPH1112699A (ja) | 1997-06-20 | 1997-06-20 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9164331A JPH1112699A (ja) | 1997-06-20 | 1997-06-20 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1112699A true JPH1112699A (ja) | 1999-01-19 |
Family
ID=15791149
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9164331A Pending JPH1112699A (ja) | 1997-06-20 | 1997-06-20 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1112699A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000234154A (ja) * | 1999-02-09 | 2000-08-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | シャフト圧入性と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| EP1966403A1 (en) * | 2005-12-27 | 2008-09-10 | Posco Co., Ltd. | Non-oriented electrical steel sheets with improved magnetic property and method for manufacturing the same |
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| 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 |
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-
1997
- 1997-06-20 JP JP9164331A patent/JPH1112699A/ja active Pending
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| EP1966403A4 (en) * | 2005-12-27 | 2010-07-14 | Posco Co Ltd | NON-ORIENTED ELECTRIC STEEL PLATE WITH IMPROVED MAGNETIC PROPERTY AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
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