JPH0250190B2 - - Google Patents
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- JPH0250190B2 JPH0250190B2 JP57184167A JP18416782A JPH0250190B2 JP H0250190 B2 JPH0250190 B2 JP H0250190B2 JP 57184167 A JP57184167 A JP 57184167A JP 18416782 A JP18416782 A JP 18416782A JP H0250190 B2 JPH0250190 B2 JP H0250190B2
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- Japan
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- iron loss
- grain size
- impurities
- oriented silicon
- silicon steel
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Description
この発明は、鉄損の少ない無方向性珪素鋼板に
かかり、特にＳ、Ｏ、Ｎ含有量の極低下にあわせ
平均結晶粒径を所定範囲のものにしたものよりな
る、極めて小さい鉄損値を示す無方向性珪素鋼板
に関するものである。 無方向性珪素鋼板は、回転機のローター、ステ
ーター等の鉄心に多く用いられるが、特に大型回
転機用鉄心材料については、省エネルギーや安全
操業の面から、電力損失や発熱量の軽減を目指す
傾向が強く、鉄損の少ない無方向性珪素鋼板の開
発が強く要請される現状にある。 ところで、従来無方向性珪素鋼板の鉄損値を低
くするために、SiおよびAlの添加量を増やし、
電気抵抗を高めて鉄損を低下させる方法が知られ
ている。しかし、鉄損を現在水準よりさらに向上
させる必要があるときに、今以上にSiやAlの添
加量を増すと、冷間加工性が悪くなるので、現在
の水準以上の添加量にすることは困難を伴う。そ
の他、熱間加工性を改善するために添加している
Mnについては、磁気特性に与える影響が小さ
く、また多量に添加すると逆に磁気特性を劣化さ
せるので鉄損値を低下させる元素として不適当で
ある。 そこで、本発明者らは、Ｓ、Ｏ、Ｎといつた鋼
中不純物に着目し、これら不純物と鉄損の関係、
およびこれら不純物と結晶粒径ならびに鉄損の関
係を研究することにより、従来技術では得られな
かつた極めて低い鉄損の無方向性珪素鋼板を得る
ことが可能になることを知見するに到つた。 すなわち、鋼中不純物としてのＳ、Ｏ、Ｎの含
有量がＳ15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmであ
ると鉄損が少なく、かつこうした純度の良い材料
では最良の鉄損値をもたらすところの結晶粒径の
値が、従来最適と思われていた結晶粒径の値とは
異なることを見出し、本発明を完成させた。 要するに、本発明は、機械的諸性質を阻害する
ことなく鉄損値のみが在来水準を超えて低いもの
になる無方向性珪素鋼板を、不純物：Ｓ、Ｏ、Ｎ
を極低下すること平均結晶粒径を最適の範囲のも
のにすることにより得たのである。 このことから、本発明者らは、先ず不純物成分
（Ｓ、Ｏ、Ｎ）が鉄損に及ぼす影響を知るため、
上記各不純物の濃度を種々変化させた3.2％Si−
0.60％Al−0.20％Mnを含有する鋼を出鋼し、常
法に従う圧延、熱処理を経て厚み0.35mmの無方向
性珪素鋼板を製造した。その結果、Ｃは0.005％
以下であるならば、鉄損に及ぼす影響が小さいの
に対し、Ｓ、Ｏ、Ｎについてはその影響が大きく
鉄損と極めて強い相関が認められた。そのうち、
Ｓ、Ｏについては、含有量の低減が鉄損の改善に
直接結びつくことは既に特公昭56−22931号や特
開昭53−66816号として提案された中に開示され
ており、Ｏ含有量を25ppm以下、Ｓ含有量を
50ppm以下（望ましくは30ppm以下）に規制する
ことが提案されている。Ｎ含有量についても、
30ppm以下に規制することが望ましい実施態様で
あることが知られている。 しかしながら、これらの報告や実施例における
含有量は、例えば、Ｓを例にとると低くてもその
含有量は20〜30ppm程度のものしか報告されてい
ず、それ以上さらに低いレベルまでの不純物の影
響については不明である。 そこで、本発明者らは、そのより低いレベルで
の不純物の影響について調査した。その結果によ
ると、Ｓ：15ppm、Ｏ：20ppm、Ｎ：25ppmのレ
ベルまで下げると鉄損の低減効果は著しいものと
なり、例えばＳ＝15ppm、Ｏ＝20ppm、Ｎ＝
25ppmに下げると、鉄損値はW10/50≒0.90、
W10/50≒2.20すなわちS8級相当の鉄損のものが得
られることが判つた。ところが、その含有量をさ
らに低いレベルのものに下げても、鉄損の低減は
期待した程には大きくなく、S7級相当（W10/50
0.85、W15/502.00）の鉄損材料を得ることはで
きなかつた。 本発明者らは、この原因を把むべく種々の検討
を行つた結果、最良の鉄損値を示す鋼板の適正結
果粒径が、約130μｍと考えられていた従来の値
よりも大きい場合に低鉄損となることを見出し
た。第１図は、上述の実験において、最終仕上げ
焼鈍条件を従来から通常行つている950℃×５分
としたものと、結晶粒を粗大化させるべく、1030
℃×５分としたものについて、不純物Ｓ、Ｏ、Ｎ
各含有量と鉄損の関係を示したものである。この
図から判るように、Ｓ15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ
25ppmの不純物を含む領域においては、従来採
用していた焼鈍条件に代え高い温度で焼鈍して結
晶粒を粗大化傾向に導いた鋼の方がより低い鉄損
値を示す。さらに、本発明者らは、Ｓ15ppm、
Ｏ20ppm、Ｎ25ppmの高純度の材料を用い
て、焼鈍時間、焼鈍温度を種々変化させたものに
ついて研究を進めた結果、焼鈍時間や焼鈍温度の
選択のみが、鉄損改善に有効に作用するのではな
く、最良の鉄損値をもたらすための最適結晶粒径
が高純度化によつて、粗粒側に移行したことが原
因であることを新規に見出した。これを第２図を
用いて詳しく説明する。 第２図は、鉄損と平均結晶粒径との関係を示し
たもので、ａは、不純物として、Ｓ＝32ppm、Ｏ
＝22ppm、Ｎ＝26ppm含有させた従来の材料、ｂ
は、不純物としてＳ＝8ppm、Ｏ＝7ppm、Ｎ＝
14ppm含有させた本発明の材料で、ともにSiは
3.2％、Alは0.60％、Mnは0.20％である。鉄損は
ヒステリシス損と渦電流損からなるが、ヒステリ
シス損は結晶粒径が大きくなると急激に低下し、
逆に渦電流損の方は結晶粒径が大きくなると増加
してくるという相反する作用のもとで、第２図に
示すように、ある適正な結晶粒径のところで、両
者が均衡された状態となり、その位置で鉄損値が
極小値をとる。この最も低鉄損値を示す平均結晶
粒径を最適平均結晶粒径と呼称している。 一般に、かかる最適平均結晶粒径は、Si＋Al
の含有量によつて異なり、SiやAlの含有量が増
加する程大きくなることが知られている。ところ
がこの第２図に示されるように、材料のＳ、Ｏ、
Ｎの含有量によつて最適とする平均結晶粒径が変
化することは、これまで知られていなかつたこと
である。 そこで、本発明の組成範囲内であるＳ
15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmである材料の最
適平均結晶粒径と従来より用いられている材料の
最適平均結晶粒径について、（Si＋Al）％との関
係を求めた。その結果、第３図に示すが、S7級
の低鉄損値を示す本発明材料の最適平均結晶粒径
は、従来用いられている材料の最適平均結晶粒径
よりは粗粒側に移行していて明確な区別があり、
図中判断されるその粒径の値は100＋3.5×〔Si＋
Al％〕2と170＋50×〔Si＋Al％〕2で狭まれる範囲で
ある。従来材よりも範囲が広い理由は、第２図に
示されるように極小値付近での特性の変化が小さ
いためである。第３図において特に、最適平均結
晶粒径の頻度の高い範囲は120＋3.5×〔Si＋Al％〕
2と160＋50×〔Si＋Al％〕2で狭まれる範囲である
ことより、統計的処理を行えば、この範囲に最も
特性のよくなる領域があると推定できる。 要するに本発明で目指す低鉄損値の材料を得る
には、Ｓ、Ｎ、Ｏの含有量を極低下することにあ
わせ、その特性をさらに生かすには平均結晶粒径
が粗粒側に移行したある限られた範囲内のものに
調整することが必要である。 なお、Ｓ、Ｏ、Ｎ含有量の極めて低くした材料
で、最適平均結晶粒径が粗粒側に移行したときに
低鉄損値を示す理由は次のように推定される。す
なわち、鉄損はヒステリシス損と渦電流損とから
なつていることは前述したが、このうち、渦電流
損は、Ｓ、Ｏ、Ｎといつた不純物には関与しな
い。一方、ヒステリシス損は、材料の不純物や、
粒界密度が増加すると増加する。しかるに、粒界
密度の高い細粒側では、粒界密度がヒステリシス
損劣化の主要因となるため、不純物低減の効果が
現われにくく、逆に、粒界密度の低い粗粒側で
は、不純物が劣化の主要因となるため、不純物低
減の効果が大きく現われる。要するに、不純物減
少によるヒステリシス損の減少は細粒側で小さく
粗粒側で大きいことになるのである。しかも、渦
電流損は変らず、ヒステリシス損のみこのように
変化するのであるから、総和としての鉄損が極小
を示す最適平均結晶粒径は、当然粗粒側に移行し
本発明のような現象をもたらしたものと推定され
るのである。 以上説明したように、本発明者らは、Ｓ
15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmの極低下した不
純物領域にある鋼では、平均結晶粒径（μｍ）
が、 100＋3.5×〔Si％＋Al％〕2170＋5.0×〔Si
％＋Al％〕2 の範囲に含まれるようなものをつくると極めて低
い鉄損の無方向性珪素鋼板が得られることを新規
に見出した。 なお、このような性質をもつ無方向性珪素鋼板
は、上記成分組成に限定される限り従来の一般的
な製造方法の採用でよい。例えば、吹練を行つた
溶鋼を脱ガス処理し、所定の成分組成のものに調
整後、鋳型に注入して造塊後分塊圧延を行いスラ
ブ（鋼片）とするか、連続鋳造法によりスラブに
した後、常法に従つて熱間圧延、冷間圧延工程を
経て製品とするものである。 以下に本発明の成分組成の範囲について述べ
る。 Ｃは、0.005重量％を超えると時効を起こし、
特性を劣化させるので、0.005重量％以下とする。 Siは、4.0重量％を超えると冷延性が悪くなる
ので、4.0重量％までとする。また2.5重量％未満
では、電気抵抗が低く、鉄損が増加して、本発明
の所期した効果である低鉄損の無方向性珪素鋼板
が得られなくなるので、2.5重量％を下限とする。 Alは、Siと同様電気抵抗を高めて、低鉄損化
に効果があるが、1.0重量％を超えるとSi同様冷
間加工性が悪くなり、0.25重量％未満では鉄損が
大幅に劣化するので、0.25重量％から1.0重量％
までとする。 Mnは、熱間加工性の面から0.1重量％以上必要
であるが、1.0重量％を超えると磁性が劣化する
ので、0.1重量％から1.0重量％までとする。 さらに、本発明鋼は、とくに不純物として含む
もののうち、Ｓ15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ
25ppmをいずれも満足することが、低鉄損の実現
には必要であり、かつ、最終製品板が有するその
平均結晶粒径（μｍ）が（Si＋Al）％との関
係で、 100＋3.5×〔Si％＋Al％〕2170＋5.0×〔Si
％＋Al％〕2 なる大きさに調整されていることが要求され、こ
うした成分組成および結晶粒径を有するものにす
ることによつて極めて低い鉄損値を示す無方向性
珪素鋼板とすることができるのである。このよう
な平均結晶粒径のものにすることが、上記の極低
Ｓ、Ｏ、Ｎ成分組成と相乗的に作用することと相
俟つて、所期した効果が得られる。第４図は、正
に従来の無方向性珪素鋼板ｂの平均結晶粒径
（124μｍ）と本発明鋼ａ平均結晶粒径（208μｍ）
との比較を示す。 次に、本発明鋼の特性についての試験結果を、
第１表にもとづいて説明する。
かかり、特にＳ、Ｏ、Ｎ含有量の極低下にあわせ
平均結晶粒径を所定範囲のものにしたものよりな
る、極めて小さい鉄損値を示す無方向性珪素鋼板
に関するものである。 無方向性珪素鋼板は、回転機のローター、ステ
ーター等の鉄心に多く用いられるが、特に大型回
転機用鉄心材料については、省エネルギーや安全
操業の面から、電力損失や発熱量の軽減を目指す
傾向が強く、鉄損の少ない無方向性珪素鋼板の開
発が強く要請される現状にある。 ところで、従来無方向性珪素鋼板の鉄損値を低
くするために、SiおよびAlの添加量を増やし、
電気抵抗を高めて鉄損を低下させる方法が知られ
ている。しかし、鉄損を現在水準よりさらに向上
させる必要があるときに、今以上にSiやAlの添
加量を増すと、冷間加工性が悪くなるので、現在
の水準以上の添加量にすることは困難を伴う。そ
の他、熱間加工性を改善するために添加している
Mnについては、磁気特性に与える影響が小さ
く、また多量に添加すると逆に磁気特性を劣化さ
せるので鉄損値を低下させる元素として不適当で
ある。 そこで、本発明者らは、Ｓ、Ｏ、Ｎといつた鋼
中不純物に着目し、これら不純物と鉄損の関係、
およびこれら不純物と結晶粒径ならびに鉄損の関
係を研究することにより、従来技術では得られな
かつた極めて低い鉄損の無方向性珪素鋼板を得る
ことが可能になることを知見するに到つた。 すなわち、鋼中不純物としてのＳ、Ｏ、Ｎの含
有量がＳ15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmであ
ると鉄損が少なく、かつこうした純度の良い材料
では最良の鉄損値をもたらすところの結晶粒径の
値が、従来最適と思われていた結晶粒径の値とは
異なることを見出し、本発明を完成させた。 要するに、本発明は、機械的諸性質を阻害する
ことなく鉄損値のみが在来水準を超えて低いもの
になる無方向性珪素鋼板を、不純物：Ｓ、Ｏ、Ｎ
を極低下すること平均結晶粒径を最適の範囲のも
のにすることにより得たのである。 このことから、本発明者らは、先ず不純物成分
（Ｓ、Ｏ、Ｎ）が鉄損に及ぼす影響を知るため、
上記各不純物の濃度を種々変化させた3.2％Si−
0.60％Al−0.20％Mnを含有する鋼を出鋼し、常
法に従う圧延、熱処理を経て厚み0.35mmの無方向
性珪素鋼板を製造した。その結果、Ｃは0.005％
以下であるならば、鉄損に及ぼす影響が小さいの
に対し、Ｓ、Ｏ、Ｎについてはその影響が大きく
鉄損と極めて強い相関が認められた。そのうち、
Ｓ、Ｏについては、含有量の低減が鉄損の改善に
直接結びつくことは既に特公昭56−22931号や特
開昭53−66816号として提案された中に開示され
ており、Ｏ含有量を25ppm以下、Ｓ含有量を
50ppm以下（望ましくは30ppm以下）に規制する
ことが提案されている。Ｎ含有量についても、
30ppm以下に規制することが望ましい実施態様で
あることが知られている。 しかしながら、これらの報告や実施例における
含有量は、例えば、Ｓを例にとると低くてもその
含有量は20〜30ppm程度のものしか報告されてい
ず、それ以上さらに低いレベルまでの不純物の影
響については不明である。 そこで、本発明者らは、そのより低いレベルで
の不純物の影響について調査した。その結果によ
ると、Ｓ：15ppm、Ｏ：20ppm、Ｎ：25ppmのレ
ベルまで下げると鉄損の低減効果は著しいものと
なり、例えばＳ＝15ppm、Ｏ＝20ppm、Ｎ＝
25ppmに下げると、鉄損値はW10/50≒0.90、
W10/50≒2.20すなわちS8級相当の鉄損のものが得
られることが判つた。ところが、その含有量をさ
らに低いレベルのものに下げても、鉄損の低減は
期待した程には大きくなく、S7級相当（W10/50
0.85、W15/502.00）の鉄損材料を得ることはで
きなかつた。 本発明者らは、この原因を把むべく種々の検討
を行つた結果、最良の鉄損値を示す鋼板の適正結
果粒径が、約130μｍと考えられていた従来の値
よりも大きい場合に低鉄損となることを見出し
た。第１図は、上述の実験において、最終仕上げ
焼鈍条件を従来から通常行つている950℃×５分
としたものと、結晶粒を粗大化させるべく、1030
℃×５分としたものについて、不純物Ｓ、Ｏ、Ｎ
各含有量と鉄損の関係を示したものである。この
図から判るように、Ｓ15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ
25ppmの不純物を含む領域においては、従来採
用していた焼鈍条件に代え高い温度で焼鈍して結
晶粒を粗大化傾向に導いた鋼の方がより低い鉄損
値を示す。さらに、本発明者らは、Ｓ15ppm、
Ｏ20ppm、Ｎ25ppmの高純度の材料を用い
て、焼鈍時間、焼鈍温度を種々変化させたものに
ついて研究を進めた結果、焼鈍時間や焼鈍温度の
選択のみが、鉄損改善に有効に作用するのではな
く、最良の鉄損値をもたらすための最適結晶粒径
が高純度化によつて、粗粒側に移行したことが原
因であることを新規に見出した。これを第２図を
用いて詳しく説明する。 第２図は、鉄損と平均結晶粒径との関係を示し
たもので、ａは、不純物として、Ｓ＝32ppm、Ｏ
＝22ppm、Ｎ＝26ppm含有させた従来の材料、ｂ
は、不純物としてＳ＝8ppm、Ｏ＝7ppm、Ｎ＝
14ppm含有させた本発明の材料で、ともにSiは
3.2％、Alは0.60％、Mnは0.20％である。鉄損は
ヒステリシス損と渦電流損からなるが、ヒステリ
シス損は結晶粒径が大きくなると急激に低下し、
逆に渦電流損の方は結晶粒径が大きくなると増加
してくるという相反する作用のもとで、第２図に
示すように、ある適正な結晶粒径のところで、両
者が均衡された状態となり、その位置で鉄損値が
極小値をとる。この最も低鉄損値を示す平均結晶
粒径を最適平均結晶粒径と呼称している。 一般に、かかる最適平均結晶粒径は、Si＋Al
の含有量によつて異なり、SiやAlの含有量が増
加する程大きくなることが知られている。ところ
がこの第２図に示されるように、材料のＳ、Ｏ、
Ｎの含有量によつて最適とする平均結晶粒径が変
化することは、これまで知られていなかつたこと
である。 そこで、本発明の組成範囲内であるＳ
15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmである材料の最
適平均結晶粒径と従来より用いられている材料の
最適平均結晶粒径について、（Si＋Al）％との関
係を求めた。その結果、第３図に示すが、S7級
の低鉄損値を示す本発明材料の最適平均結晶粒径
は、従来用いられている材料の最適平均結晶粒径
よりは粗粒側に移行していて明確な区別があり、
図中判断されるその粒径の値は100＋3.5×〔Si＋
Al％〕2と170＋50×〔Si＋Al％〕2で狭まれる範囲で
ある。従来材よりも範囲が広い理由は、第２図に
示されるように極小値付近での特性の変化が小さ
いためである。第３図において特に、最適平均結
晶粒径の頻度の高い範囲は120＋3.5×〔Si＋Al％〕
2と160＋50×〔Si＋Al％〕2で狭まれる範囲である
ことより、統計的処理を行えば、この範囲に最も
特性のよくなる領域があると推定できる。 要するに本発明で目指す低鉄損値の材料を得る
には、Ｓ、Ｎ、Ｏの含有量を極低下することにあ
わせ、その特性をさらに生かすには平均結晶粒径
が粗粒側に移行したある限られた範囲内のものに
調整することが必要である。 なお、Ｓ、Ｏ、Ｎ含有量の極めて低くした材料
で、最適平均結晶粒径が粗粒側に移行したときに
低鉄損値を示す理由は次のように推定される。す
なわち、鉄損はヒステリシス損と渦電流損とから
なつていることは前述したが、このうち、渦電流
損は、Ｓ、Ｏ、Ｎといつた不純物には関与しな
い。一方、ヒステリシス損は、材料の不純物や、
粒界密度が増加すると増加する。しかるに、粒界
密度の高い細粒側では、粒界密度がヒステリシス
損劣化の主要因となるため、不純物低減の効果が
現われにくく、逆に、粒界密度の低い粗粒側で
は、不純物が劣化の主要因となるため、不純物低
減の効果が大きく現われる。要するに、不純物減
少によるヒステリシス損の減少は細粒側で小さく
粗粒側で大きいことになるのである。しかも、渦
電流損は変らず、ヒステリシス損のみこのように
変化するのであるから、総和としての鉄損が極小
を示す最適平均結晶粒径は、当然粗粒側に移行し
本発明のような現象をもたらしたものと推定され
るのである。 以上説明したように、本発明者らは、Ｓ
15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmの極低下した不
純物領域にある鋼では、平均結晶粒径（μｍ）
が、 100＋3.5×〔Si％＋Al％〕2170＋5.0×〔Si
％＋Al％〕2 の範囲に含まれるようなものをつくると極めて低
い鉄損の無方向性珪素鋼板が得られることを新規
に見出した。 なお、このような性質をもつ無方向性珪素鋼板
は、上記成分組成に限定される限り従来の一般的
な製造方法の採用でよい。例えば、吹練を行つた
溶鋼を脱ガス処理し、所定の成分組成のものに調
整後、鋳型に注入して造塊後分塊圧延を行いスラ
ブ（鋼片）とするか、連続鋳造法によりスラブに
した後、常法に従つて熱間圧延、冷間圧延工程を
経て製品とするものである。 以下に本発明の成分組成の範囲について述べ
る。 Ｃは、0.005重量％を超えると時効を起こし、
特性を劣化させるので、0.005重量％以下とする。 Siは、4.0重量％を超えると冷延性が悪くなる
ので、4.0重量％までとする。また2.5重量％未満
では、電気抵抗が低く、鉄損が増加して、本発明
の所期した効果である低鉄損の無方向性珪素鋼板
が得られなくなるので、2.5重量％を下限とする。 Alは、Siと同様電気抵抗を高めて、低鉄損化
に効果があるが、1.0重量％を超えるとSi同様冷
間加工性が悪くなり、0.25重量％未満では鉄損が
大幅に劣化するので、0.25重量％から1.0重量％
までとする。 Mnは、熱間加工性の面から0.1重量％以上必要
であるが、1.0重量％を超えると磁性が劣化する
ので、0.1重量％から1.0重量％までとする。 さらに、本発明鋼は、とくに不純物として含む
もののうち、Ｓ15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ
25ppmをいずれも満足することが、低鉄損の実現
には必要であり、かつ、最終製品板が有するその
平均結晶粒径（μｍ）が（Si＋Al）％との関
係で、 100＋3.5×〔Si％＋Al％〕2170＋5.0×〔Si
％＋Al％〕2 なる大きさに調整されていることが要求され、こ
うした成分組成および結晶粒径を有するものにす
ることによつて極めて低い鉄損値を示す無方向性
珪素鋼板とすることができるのである。このよう
な平均結晶粒径のものにすることが、上記の極低
Ｓ、Ｏ、Ｎ成分組成と相乗的に作用することと相
俟つて、所期した効果が得られる。第４図は、正
に従来の無方向性珪素鋼板ｂの平均結晶粒径
（124μｍ）と本発明鋼ａ平均結晶粒径（208μｍ）
との比較を示す。 次に、本発明鋼の特性についての試験結果を、
第１表にもとづいて説明する。
【表】
転炉で吹練した後、脱ガス処理を施し、次いで
Si：3.2％、Al：0.60％、Mn：0.20％を目標にし
て、合金成分を添加し調整した溶鋼を、連続鋳造
によりスラブとした。この際、脱酸処理、脱硫処
理を、Ca等を用いる脱硫フラツクス、または
REM（希土類元素：Ceが約50％）を上記脱硫フ
ラツクスと併用する脱硫剤で脱硫を行い、しかも
その脱酸・脱硫の条件を変えることにより、Ｓや
Ｏの量を制御し、また鋳込み時の大気による酸化
や窒化の程度をArシールの程度を変えることに
より、ＯやＮの量を制御した。この結果第１表に
示される成分を有するスラブを得た。これらのス
ラブは1200℃で加熱した後熱間圧延で2.0mmの板
厚のコイルとし、酸洗後に２分割し、一方は950
℃×３分の連続焼鈍後、0.50mmの板厚に冷間圧延
し、連続仕上げ焼鈍を施す１回冷延法で製品板を
得て磁気測定を行つた。他の一方は、冷間圧延に
より0.70mmの板厚とし、950℃×３分の中間連続
焼鈍後、さらに冷間圧延により0.35mmの板厚にし
て、連続仕上げ焼鈍を施す２回冷延法によつて製
品板としこれを磁気測定を行つた。なお、上記の
製造工程においては、連続仕上げ焼鈍を施す前の
段階で平均結晶粒径（）が本発明鋼で目指す所
定の範囲内に収まるような焼鈍条件の管理すなわ
ち温度や時間を調整することが重要である。以上
の製造工程を経て得られた各試験板の磁気特性測
定結果を第１表に示した。また、この第１表に
は、板厚断面において測定した平均結晶粒径を併
記する。同時に第４図にこれらの仕上げ焼鈍後の
鋼板の板厚断面ミクロ写真の例を示した。 第１表において、符号，は成分組成を本発
明の特許請求範囲内にしたものについて、平均結
晶粒径を本発明範囲内の150〜250μｍとしたもの
とその範囲を外れる比較例とを対比したが、本発
明鋼の場合0.35mmの鋼板でW10/500.85、W15/50
2.00と極めて良好な鉄損を示した。また、符号
，，については、それぞれＳ、Ｏ、Ｎが本
発明で規定する範囲を外して高くする一方、適正
な平均結晶粒径にした例の従来範囲内比較鋼の例
であるが、鉄損も、0.35mmの鋼板でW10/50≒0.95、
W15/50≒2.25と、従来の値にとどまるものであつ
た。 以上説明したように本発明によれば、Ｓ、Ｏ、
Ｎを極低下した組成鋼について併せて最適平均結
晶粒径を粗粒側の所定の大きさに規制したことに
より、従来程度を著しく飛躍する低鉄損の無方向
性珪素鋼板を得ることができる。
Si：3.2％、Al：0.60％、Mn：0.20％を目標にし
て、合金成分を添加し調整した溶鋼を、連続鋳造
によりスラブとした。この際、脱酸処理、脱硫処
理を、Ca等を用いる脱硫フラツクス、または
REM（希土類元素：Ceが約50％）を上記脱硫フ
ラツクスと併用する脱硫剤で脱硫を行い、しかも
その脱酸・脱硫の条件を変えることにより、Ｓや
Ｏの量を制御し、また鋳込み時の大気による酸化
や窒化の程度をArシールの程度を変えることに
より、ＯやＮの量を制御した。この結果第１表に
示される成分を有するスラブを得た。これらのス
ラブは1200℃で加熱した後熱間圧延で2.0mmの板
厚のコイルとし、酸洗後に２分割し、一方は950
℃×３分の連続焼鈍後、0.50mmの板厚に冷間圧延
し、連続仕上げ焼鈍を施す１回冷延法で製品板を
得て磁気測定を行つた。他の一方は、冷間圧延に
より0.70mmの板厚とし、950℃×３分の中間連続
焼鈍後、さらに冷間圧延により0.35mmの板厚にし
て、連続仕上げ焼鈍を施す２回冷延法によつて製
品板としこれを磁気測定を行つた。なお、上記の
製造工程においては、連続仕上げ焼鈍を施す前の
段階で平均結晶粒径（）が本発明鋼で目指す所
定の範囲内に収まるような焼鈍条件の管理すなわ
ち温度や時間を調整することが重要である。以上
の製造工程を経て得られた各試験板の磁気特性測
定結果を第１表に示した。また、この第１表に
は、板厚断面において測定した平均結晶粒径を併
記する。同時に第４図にこれらの仕上げ焼鈍後の
鋼板の板厚断面ミクロ写真の例を示した。 第１表において、符号，は成分組成を本発
明の特許請求範囲内にしたものについて、平均結
晶粒径を本発明範囲内の150〜250μｍとしたもの
とその範囲を外れる比較例とを対比したが、本発
明鋼の場合0.35mmの鋼板でW10/500.85、W15/50
2.00と極めて良好な鉄損を示した。また、符号
，，については、それぞれＳ、Ｏ、Ｎが本
発明で規定する範囲を外して高くする一方、適正
な平均結晶粒径にした例の従来範囲内比較鋼の例
であるが、鉄損も、0.35mmの鋼板でW10/50≒0.95、
W15/50≒2.25と、従来の値にとどまるものであつ
た。 以上説明したように本発明によれば、Ｓ、Ｏ、
Ｎを極低下した組成鋼について併せて最適平均結
晶粒径を粗粒側の所定の大きさに規制したことに
より、従来程度を著しく飛躍する低鉄損の無方向
性珪素鋼板を得ることができる。
第１図は、板厚0.35mmのSi：3.2％、Mn：0.2
％、Al：0.6％含有する無方向性珪素鋼板につい
て、Ｓ、Ｏ、Ｎ含有量と鉄損の関係を示したグラ
フである。第２図は板厚0.35mmのSi：3.2％、
Mn：0.2％、Al：0.6％含有する無方向性珪素鋼
板について、平均結晶粒径と鉄損の関係を示した
グラフである。第３図は、最良の鉄損値を得るた
めの最適平均結晶粒径と（Si＋Al）％との関係
を示すグラフである。第４図は、本発明無方向性
珪素鋼板ａと比較鋼ｂとについての結晶粒の大き
さを比較して示す金属組織の顕微鏡写真である。
％、Al：0.6％含有する無方向性珪素鋼板につい
て、Ｓ、Ｏ、Ｎ含有量と鉄損の関係を示したグラ
フである。第２図は板厚0.35mmのSi：3.2％、
Mn：0.2％、Al：0.6％含有する無方向性珪素鋼
板について、平均結晶粒径と鉄損の関係を示した
グラフである。第３図は、最良の鉄損値を得るた
めの最適平均結晶粒径と（Si＋Al）％との関係
を示すグラフである。第４図は、本発明無方向性
珪素鋼板ａと比較鋼ｂとについての結晶粒の大き
さを比較して示す金属組織の顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：2.5〜4.0
％、Al：0.25〜1.0％、Mn：0.1〜1.0％を含み、
残部が不可避不純物とFeよりなるものにおいて、
不純物としてのＯ、ＮおよびＳの含有量を、Ｓ
15ppm、Ｏ20ppm、Ｎ25ppmに抑えることに
あわせ、上記SiおよびAl含有量との関連で示さ
れる平均結晶粒径が、 100＋3.5×〔Si％＋Al％〕2Ｄ170＋5.0×〔Si
％＋Al％〕2 の範囲内の値を示すものよりなる鉄損の少ない無
方向性珪素鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57184167A JPS5974258A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 鉄損の少ない無方向性珪素鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57184167A JPS5974258A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 鉄損の少ない無方向性珪素鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5974258A JPS5974258A (ja) | 1984-04-26 |
| JPH0250190B2 true JPH0250190B2 (ja) | 1990-11-01 |
Family
ID=16148532
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57184167A Granted JPS5974258A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 鉄損の少ない無方向性珪素鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5974258A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014129106A1 (ja) | 2013-02-22 | 2014-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62287043A (ja) * | 1986-06-04 | 1987-12-12 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 磁気特性の優れた高珪素鉄板 |
| JPH0617548B2 (ja) * | 1987-06-25 | 1994-03-09 | 住友金属工業株式会社 | 耐発錆性に優れた無方向性電磁鋼板 |
| KR100316896B1 (ko) * | 1993-09-29 | 2002-02-19 | 에모또 간지 | 철손이낮은무방향성규소강판및그제조방법 |
| US6139650A (en) * | 1997-03-18 | 2000-10-31 | Nkk Corporation | Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing the same |
| JP7557123B2 (ja) * | 2020-02-06 | 2024-09-27 | 日本製鉄株式会社 | 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6032705B2 (ja) * | 1979-06-23 | 1985-07-30 | 昇 津屋 | 極めて保磁力の低い（１００）面内無方向性高珪素鋼薄帯とその製造方法 |
| JPS56130424A (en) * | 1980-03-18 | 1981-10-13 | Kawasaki Steel Corp | Production of nondirectional silicon steel sheet |
-
1982
- 1982-10-20 JP JP57184167A patent/JPS5974258A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014129106A1 (ja) | 2013-02-22 | 2014-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
| US10026534B2 (en) | 2013-02-22 | 2018-07-17 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for producing non-oriented electrical steel sheet and method of producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5974258A (ja) | 1984-04-26 |
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