JPH05140649A - 磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH05140649A JPH05140649A JP3186615A JP18661591A JPH05140649A JP H05140649 A JPH05140649 A JP H05140649A JP 3186615 A JP3186615 A JP 3186615A JP 18661591 A JP18661591 A JP 18661591A JP H05140649 A JPH05140649 A JP H05140649A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、高級無方向性珪素鋼板（ＮＯ）の
製造において不可避的に混入する有害元素Ｔｉの悪影響
を除く方法を提供する。 【構成】 ＮＯの高級品は合金鉄より不可避的にＴｉが
混入する。ＴｉはＴｉＣ，ＴｉＮ等を形成し、最終焼鈍
時の粒成長を著しく阻害する。このＴｉＣ，ＴｉＮの微
細析出は、熱延時のスラブ再加熱温度が低い場合発生す
るのでスキッド部に対応する部分の磁性がスキッド間よ
り劣る。スラブ再加熱温度上昇すると、このＴｉによる
弊害は、除かれるが、他方、ＡｌＮ，ＭｎＮの弊害が発
生する。このため、高純度鋼（極低Ｎ，Ｓ等）を溶製す
ることにより、合金鉄より混入するＴｉの影響を抑える
ための高温スラブ再加熱が可能となった。本発明により
極低鉄損ＮＯの製造が可能になった。熱延後の工程は、
従来の工程でよい。
製造において不可避的に混入する有害元素Ｔｉの悪影響
を除く方法を提供する。 【構成】 ＮＯの高級品は合金鉄より不可避的にＴｉが
混入する。ＴｉはＴｉＣ，ＴｉＮ等を形成し、最終焼鈍
時の粒成長を著しく阻害する。このＴｉＣ，ＴｉＮの微
細析出は、熱延時のスラブ再加熱温度が低い場合発生す
るのでスキッド部に対応する部分の磁性がスキッド間よ
り劣る。スラブ再加熱温度上昇すると、このＴｉによる
弊害は、除かれるが、他方、ＡｌＮ，ＭｎＮの弊害が発
生する。このため、高純度鋼（極低Ｎ，Ｓ等）を溶製す
ることにより、合金鉄より混入するＴｉの影響を抑える
ための高温スラブ再加熱が可能となった。本発明により
極低鉄損ＮＯの製造が可能になった。熱延後の工程は、
従来の工程でよい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、鉄損が極めて低い無方
向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に、鋼の溶製・鋳造
段階で超高純度のスラブを製造し、これを出発材料とし
て無方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものであ
る。
向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に、鋼の溶製・鋳造
段階で超高純度のスラブを製造し、これを出発材料とし
て無方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、大型回転機用磁芯材料としての無
方向性電磁鋼板に対する特性向上の要求は、省エネルギ
ーの観点から益々強くなってきている。無方向性電磁鋼
板を製造する鐡鋼メーカーの側においてもこの要求に応
えるべく、無方向性電磁鋼板の特性向上のための研究開
発が進められ、工業的には、ＪＩＳ ３５Ａ２３０，Ｊ
ＩＳ ５０Ａ２７０といった高級グレードの無方向性電
磁鋼板が製造されている。無方向性電磁鋼板の特性の向
上、わけても鉄損特性を向上（低鉄損化）させるため
に、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を多くすることが有効で
あることが知られている。
方向性電磁鋼板に対する特性向上の要求は、省エネルギ
ーの観点から益々強くなってきている。無方向性電磁鋼
板を製造する鐡鋼メーカーの側においてもこの要求に応
えるべく、無方向性電磁鋼板の特性向上のための研究開
発が進められ、工業的には、ＪＩＳ ３５Ａ２３０，Ｊ
ＩＳ ５０Ａ２７０といった高級グレードの無方向性電
磁鋼板が製造されている。無方向性電磁鋼板の特性の向
上、わけても鉄損特性を向上（低鉄損化）させるため
に、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を多くすることが有効で
あることが知られている。
【０００３】しかしながら、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量
を多くすると材料が脆くなり、加工性が劣化して製造を
困難なものとするのみならず、製品を需要家において打
ち抜き加工する際にも割れを生じる等の問題を惹起す
る。従って、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を多くすること
には限界がある。而して同じ鉄損値レベルの製品である
ならば、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量は可及的に少ない方
がよい。また、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を少なくする
と、製品の磁束密度を高くすることができる。このよう
に、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を少なくすることによっ
て、無方向性電磁鋼板の製造を容易にし、製品の磁気特
性および加工（打ち抜き等）性を向上せしめることがで
きる。
を多くすると材料が脆くなり、加工性が劣化して製造を
困難なものとするのみならず、製品を需要家において打
ち抜き加工する際にも割れを生じる等の問題を惹起す
る。従って、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を多くすること
には限界がある。而して同じ鉄損値レベルの製品である
ならば、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量は可及的に少ない方
がよい。また、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を少なくする
と、製品の磁束密度を高くすることができる。このよう
に、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を少なくすることによっ
て、無方向性電磁鋼板の製造を容易にし、製品の磁気特
性および加工（打ち抜き等）性を向上せしめることがで
きる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、鋼中のＳ
ｉ，Ａｌの含有量を従来のレベルとし、増量させること
なく現在のＪＩＳに規定されているグレードレベルを凌
駕する特性（鉄損、磁束密度、加工性）を有する製品を
安定して製造することができる方法を提供することを目
的とする。
ｉ，Ａｌの含有量を従来のレベルとし、増量させること
なく現在のＪＩＳに規定されているグレードレベルを凌
駕する特性（鉄損、磁束密度、加工性）を有する製品を
安定して製造することができる方法を提供することを目
的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、重量％として、 Ｓｉ：１．０〜４．０％、 Ａｌ：０．００１〜２．０％、 Ｎ ：≦０．００２０％、 Ｓ ：≦０．００２０％、 Ｃ ：≦０．００３０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、 Ｚｒ：≦０．００５０％、 Ｎｂ：≦０．００５０％、 Ｖ：≦０．００５０％、 Ｐ ：≦０．２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、表面
温度で１１２５〜１３００℃の温度域に加熱し、熱間圧
延して熱延鋼帯とし、これを酸洗し、次いで、１回或は
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚と
した後、仕上焼鈍することを特徴とする磁気特性が優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法を要旨とする。また、上
記発明において、熱延鋼帯に焼鈍を施した後酸洗し、次
いで、爾後前記発明と同様の冷間圧延、仕上圧延を行う
ことも他の要旨とする。
に本発明は、重量％として、 Ｓｉ：１．０〜４．０％、 Ａｌ：０．００１〜２．０％、 Ｎ ：≦０．００２０％、 Ｓ ：≦０．００２０％、 Ｃ ：≦０．００３０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、 Ｚｒ：≦０．００５０％、 Ｎｂ：≦０．００５０％、 Ｖ：≦０．００５０％、 Ｐ ：≦０．２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、表面
温度で１１２５〜１３００℃の温度域に加熱し、熱間圧
延して熱延鋼帯とし、これを酸洗し、次いで、１回或は
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚と
した後、仕上焼鈍することを特徴とする磁気特性が優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法を要旨とする。また、上
記発明において、熱延鋼帯に焼鈍を施した後酸洗し、次
いで、爾後前記発明と同様の冷間圧延、仕上圧延を行う
ことも他の要旨とする。
【０００６】以下、本発明を詳細に説明する。発明者等
は、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を多くすることなく、無
方向性電磁鋼板の鉄損、磁束密度、加工性といった特性
を向上せしめる技術的手段について、多くの実験を伴う
研究を行った。その結果、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を
多くすることなく、鉄損値が極めて低い最高級グレード
の無方向性電磁鋼板を製造するには、鋼を高純化するこ
とが極めて有効であることを見出した。
は、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を多くすることなく、無
方向性電磁鋼板の鉄損、磁束密度、加工性といった特性
を向上せしめる技術的手段について、多くの実験を伴う
研究を行った。その結果、鋼中のＳｉ，Ａｌの含有量を
多くすることなく、鉄損値が極めて低い最高級グレード
の無方向性電磁鋼板を製造するには、鋼を高純化するこ
とが極めて有効であることを見出した。
【０００７】発明者等は、その理由を次のように考えて
いる。即ち、無方向性電磁鋼板の鉄損は、方向性電磁鋼
板におけるとは逆に、渦流損よりも履歴損の占める比率
が全鉄損の６０〜８０％と高く、而して履歴損は、製品
の結晶粒径に反比例する。従って、製造プロセスにおけ
る仕上焼鈍での再結晶過程で、正常粒の成長を促進させ
ることが製品の鉄損値を低下させる上で有効な手段とな
る。
いる。即ち、無方向性電磁鋼板の鉄損は、方向性電磁鋼
板におけるとは逆に、渦流損よりも履歴損の占める比率
が全鉄損の６０〜８０％と高く、而して履歴損は、製品
の結晶粒径に反比例する。従って、製造プロセスにおけ
る仕上焼鈍での再結晶過程で、正常粒の成長を促進させ
ることが製品の鉄損値を低下させる上で有効な手段とな
る。
【０００８】一方、析出物、介在物となる不純物は、無
方向性電磁鋼板の製造プロセスにおける仕上焼鈍での再
結晶過程で、正常粒の成長を妨げるのみならず、析出
物、介在物それ自体が製品における磁壁の移動をピニン
グ効果によって妨げ、履歴損を低下させる隘路となる。
これらの不純物については、従来、Ｓ，ＮとＭｎ，Ａｌ
が結び付いたＭｎＳ，ＡｌＮに関する知見が知られてい
るが、発明者等は、Ｍｎ，Ａｌばかりではなく、Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｎｂ，ＶもＮ，Ｓと化合物を形成すること、そし
て、これらの化合物は、主として窒化物として微細に析
出し、これらを核としてＳｉ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ等を含複合析出物を生成することを、発明者等
は新たに見出した。
方向性電磁鋼板の製造プロセスにおける仕上焼鈍での再
結晶過程で、正常粒の成長を妨げるのみならず、析出
物、介在物それ自体が製品における磁壁の移動をピニン
グ効果によって妨げ、履歴損を低下させる隘路となる。
これらの不純物については、従来、Ｓ，ＮとＭｎ，Ａｌ
が結び付いたＭｎＳ，ＡｌＮに関する知見が知られてい
るが、発明者等は、Ｍｎ，Ａｌばかりではなく、Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｎｂ，ＶもＮ，Ｓと化合物を形成すること、そし
て、これらの化合物は、主として窒化物として微細に析
出し、これらを核としてＳｉ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ等を含複合析出物を生成することを、発明者等
は新たに見出した。
【０００９】これらの不純物のうち、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖに
ついては、製鋼原料としてのスクラップの選別管理を強
化することによってまた、取鍋の耐火材の材質の改善に
よって、これらＺｒ，Ｎｂ，Ｖの鋼中への混入を防止す
ることができる。しかしながら、Ｔｉについては、製鉄
工程における高炉操業の安定化のための砂鉄装入および
製鋼工程での合金鉄にその源があるため、その含有量を
減少させることが容易ではない。
ついては、製鋼原料としてのスクラップの選別管理を強
化することによってまた、取鍋の耐火材の材質の改善に
よって、これらＺｒ，Ｎｂ，Ｖの鋼中への混入を防止す
ることができる。しかしながら、Ｔｉについては、製鉄
工程における高炉操業の安定化のための砂鉄装入および
製鋼工程での合金鉄にその源があるため、その含有量を
減少させることが容易ではない。
【００１０】処で、発明者等は、製造プロセスにおける
仕上焼鈍後に、無方向性電磁鋼板の磁性を圧延方向に連
続的に測定すると、鉄損が劣る部分が周期的に存在する
ことを見出した。その原因について鋭意研究した結果、
鉄損特性が劣る（鉄損値が高い）部位は、スラブ加熱段
階における加熱炉のスキッドの位置に対応していること
（この圧延方向に周期的に現れる鉄損特性不良部を、ス
キッド・マークと呼ぶ。）、そして、この現象が鋼中の
Ｔｉ含有量が多いときに生じることを解明した。即ち、
不純物元素としてのＴｉは、スラブ加熱段階で、スラブ
のうちの加熱炉のスキッドに接する比較的温度が低い部
位ではＴｉＮ，ＴｉＣの形で微細に析出し、温度が高い
スキッド間では、この析出物は粗大となり無害なものと
なることが分った。
仕上焼鈍後に、無方向性電磁鋼板の磁性を圧延方向に連
続的に測定すると、鉄損が劣る部分が周期的に存在する
ことを見出した。その原因について鋭意研究した結果、
鉄損特性が劣る（鉄損値が高い）部位は、スラブ加熱段
階における加熱炉のスキッドの位置に対応していること
（この圧延方向に周期的に現れる鉄損特性不良部を、ス
キッド・マークと呼ぶ。）、そして、この現象が鋼中の
Ｔｉ含有量が多いときに生じることを解明した。即ち、
不純物元素としてのＴｉは、スラブ加熱段階で、スラブ
のうちの加熱炉のスキッドに接する比較的温度が低い部
位ではＴｉＮ，ＴｉＣの形で微細に析出し、温度が高い
スキッド間では、この析出物は粗大となり無害なものと
なることが分った。
【００１１】このスキッド・マークはスラブ加熱温度を
高くすると解消した。図１は仕上焼鈍後の連続鉄損測定
記録例であるが、スラブを通常の加熱（１１００℃近
傍）を行った（ａ）図の場合はスキッド・マーク部位の
鉄損は劣化しているが、１２００℃で加熱した（ｂ）図
の場合はスキッド・マークが解消している。しかしなが
ら、スラブ加熱温度を高くすると、その他の不純物たと
えばＮ，Ｓが多いと、ＭｎＳ，ＡｌＮ等が一部再固溶し
て熱間圧延中に微細に析出し、仕上焼鈍時に再結晶粒の
成長を阻害するのみならず、微細な析出物それ自体がピ
ニング効果によって製品における磁壁の移動を妨げ、鉄
損特性を劣化せしめる。
高くすると解消した。図１は仕上焼鈍後の連続鉄損測定
記録例であるが、スラブを通常の加熱（１１００℃近
傍）を行った（ａ）図の場合はスキッド・マーク部位の
鉄損は劣化しているが、１２００℃で加熱した（ｂ）図
の場合はスキッド・マークが解消している。しかしなが
ら、スラブ加熱温度を高くすると、その他の不純物たと
えばＮ，Ｓが多いと、ＭｎＳ，ＡｌＮ等が一部再固溶し
て熱間圧延中に微細に析出し、仕上焼鈍時に再結晶粒の
成長を阻害するのみならず、微細な析出物それ自体がピ
ニング効果によって製品における磁壁の移動を妨げ、鉄
損特性を劣化せしめる。
【００１２】そこで本発明においては、無方向性電磁鋼
板の製造プロセスにおいて、鋼溶製段階でＴｉ以外の不
純物元素であるＣ，Ｎ，Ｓ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂを極めて低
い水準まで減少させて、スラブを高温加熱するときの上
記弊害を除去し、Ｔｉが含有されていることによって顕
在化するスキッド・マークを消去するに足る温度までス
ラブを加熱することによってスキッド・マークの問題を
解決するとともに、スラブを高温加熱するときの製品の
磁性劣化の問題を解決するようにしている。
板の製造プロセスにおいて、鋼溶製段階でＴｉ以外の不
純物元素であるＣ，Ｎ，Ｓ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂを極めて低
い水準まで減少させて、スラブを高温加熱するときの上
記弊害を除去し、Ｔｉが含有されていることによって顕
在化するスキッド・マークを消去するに足る温度までス
ラブを加熱することによってスキッド・マークの問題を
解決するとともに、スラブを高温加熱するときの製品の
磁性劣化の問題を解決するようにしている。
【００１３】以下に、本発明における成分限定理由を説
明する。Ｃは、ＺｒＣ，ＶＣ，ＴｉＣ，ＮｂＣを形成
し、これらの微細析出物が仕上焼鈍における鋼の再結晶
過程で正常粒の成長を妨げるのみならず、微細析出物そ
れ自体のピニング効果によって製品における磁壁の移動
を妨げ、鉄損特性を損なう。一方、最高級グレードの無
方向性電磁鋼板の用途は発電機等大型回転機の磁芯であ
り、従って、長期の使用に耐えることが要求され、使用
期間中に磁気特性の劣化（磁気時効）を起こさないこと
が必要不可欠となる。そのためおよび上記炭化物を生成
せしめないために、Ｃ含有量は、０．００３０％以下で
なければならない。この要求を満足せしめるべく、製造
プロセスの途中段階で鋼板（ストリップ）を脱炭処理す
ることが考えられる。鋼板の脱炭処理を熱延板焼鈍工程
で行うと、この段階では鋼板が厚いから処理時間が長く
なり生産性を低下させる。また、冷間圧延における中間
焼鈍工程で鋼板に脱炭処理を施すと、鋼板表面に酸化層
が形成され、続く冷間圧延段階で圧延油を汚染するのみ
ならず、圧延ロールに疵を生じ、延いては鋼板に表面疵
を生じる。中間焼鈍後、鋼板を酸洗して表面の酸化層を
除去することは可能であるけれども、そうすると製造コ
ストを上昇させ現実的ではない。さらに、仕上焼鈍工程
において鋼板を脱炭処理することも可能であり、従来、
実施されている。しかし、この場合も鋼板表面に生成す
る酸化層のために、製品の高磁場における鉄損特性を劣
化せしめることがある。このように、熱間圧延以降の途
中段階で鋼板を脱炭処理してＣ含有量を低下させること
は、製造コスト、製品品質の点から好ましくない。従っ
て、鋼の溶製段階で、Ｃ含有量を０．００３０％以下、
好ましくは０．００１０％以下とする。Ｓは、その含有
量が多いと、スラブ加熱段階で一部再固溶し、熱間圧延
中にＭｎＳ，ＣｕＳ等の析出物を形成し、この析出物が
仕上焼鈍時に再結晶粒の成長を妨げまた、析出物による
ピニング効果によって製品における磁壁の移動を妨げ、
鉄損特性を劣化させる。従って、ＭｎＳ，ＣｕＳ等の析
出物を形成を可及的に少なくすべく、Ｓの含有量は、
０．００３０％以下としなければならない。Ｓ含有量を
０．００１０％以下に低減すると、析出物の絶対量が十
分に少なくなり、スラブ加熱温度を１３００℃まで高く
することができ、製品品質上からのスラブ加熱温度の制
約がなくなる。
明する。Ｃは、ＺｒＣ，ＶＣ，ＴｉＣ，ＮｂＣを形成
し、これらの微細析出物が仕上焼鈍における鋼の再結晶
過程で正常粒の成長を妨げるのみならず、微細析出物そ
れ自体のピニング効果によって製品における磁壁の移動
を妨げ、鉄損特性を損なう。一方、最高級グレードの無
方向性電磁鋼板の用途は発電機等大型回転機の磁芯であ
り、従って、長期の使用に耐えることが要求され、使用
期間中に磁気特性の劣化（磁気時効）を起こさないこと
が必要不可欠となる。そのためおよび上記炭化物を生成
せしめないために、Ｃ含有量は、０．００３０％以下で
なければならない。この要求を満足せしめるべく、製造
プロセスの途中段階で鋼板（ストリップ）を脱炭処理す
ることが考えられる。鋼板の脱炭処理を熱延板焼鈍工程
で行うと、この段階では鋼板が厚いから処理時間が長く
なり生産性を低下させる。また、冷間圧延における中間
焼鈍工程で鋼板に脱炭処理を施すと、鋼板表面に酸化層
が形成され、続く冷間圧延段階で圧延油を汚染するのみ
ならず、圧延ロールに疵を生じ、延いては鋼板に表面疵
を生じる。中間焼鈍後、鋼板を酸洗して表面の酸化層を
除去することは可能であるけれども、そうすると製造コ
ストを上昇させ現実的ではない。さらに、仕上焼鈍工程
において鋼板を脱炭処理することも可能であり、従来、
実施されている。しかし、この場合も鋼板表面に生成す
る酸化層のために、製品の高磁場における鉄損特性を劣
化せしめることがある。このように、熱間圧延以降の途
中段階で鋼板を脱炭処理してＣ含有量を低下させること
は、製造コスト、製品品質の点から好ましくない。従っ
て、鋼の溶製段階で、Ｃ含有量を０．００３０％以下、
好ましくは０．００１０％以下とする。Ｓは、その含有
量が多いと、スラブ加熱段階で一部再固溶し、熱間圧延
中にＭｎＳ，ＣｕＳ等の析出物を形成し、この析出物が
仕上焼鈍時に再結晶粒の成長を妨げまた、析出物による
ピニング効果によって製品における磁壁の移動を妨げ、
鉄損特性を劣化させる。従って、ＭｎＳ，ＣｕＳ等の析
出物を形成を可及的に少なくすべく、Ｓの含有量は、
０．００３０％以下としなければならない。Ｓ含有量を
０．００１０％以下に低減すると、析出物の絶対量が十
分に少なくなり、スラブ加熱温度を１３００℃まで高く
することができ、製品品質上からのスラブ加熱温度の制
約がなくなる。
【００１４】Ｎは、Ｓと同様にその含有量が多いと、ス
ラブ加熱段階で一部再固溶し、熱間圧延中にＡｌＮ，Ｔ
ｉＮ，ＺｒＮ，Ｆｅ4 Ｎ，Ｓｉ3Ｎ4 ，ＶＮ等の析出物
を形成し、この析出物が仕上焼鈍時に再結晶粒の成長を
妨げ、また、析出物によるピニング効果によって製品に
おける磁壁の移動を妨げ、鉄損特性を劣化させる。従っ
て、Ｎ含有量は０．００３０％以下としなければならな
い。さらに、Ｎの含有量を０．００１０％以下とする
と、析出物の絶対量が十分に少なくなって品質面からの
スラブ加熱温度の制約がなくなり、熱間圧延工程におけ
るスラブ加熱温度を１３００℃まで高くすることができ
る。スラブ加熱温度を１３００℃まで高くすることがで
きると、熱間圧延段階で圧延材の形状（平坦さ）を良好
にすることができる等の利点がある。
ラブ加熱段階で一部再固溶し、熱間圧延中にＡｌＮ，Ｔ
ｉＮ，ＺｒＮ，Ｆｅ4 Ｎ，Ｓｉ3Ｎ4 ，ＶＮ等の析出物
を形成し、この析出物が仕上焼鈍時に再結晶粒の成長を
妨げ、また、析出物によるピニング効果によって製品に
おける磁壁の移動を妨げ、鉄損特性を劣化させる。従っ
て、Ｎ含有量は０．００３０％以下としなければならな
い。さらに、Ｎの含有量を０．００１０％以下とする
と、析出物の絶対量が十分に少なくなって品質面からの
スラブ加熱温度の制約がなくなり、熱間圧延工程におけ
るスラブ加熱温度を１３００℃まで高くすることができ
る。スラブ加熱温度を１３００℃まで高くすることがで
きると、熱間圧延段階で圧延材の形状（平坦さ）を良好
にすることができる等の利点がある。
【００１５】Ｔｉは、高炉の操業を安定させるために砂
鉄の形で添加されるほか、鋼の溶製段階で合金鉄から鋼
中に混入する。Ｔｉは、溶鋼を鋳造する段階およびスラ
ブの加熱段階で、鋼中のＮ，Ｃと反応しＴｉＮ，ＴｉＣ
を形成する。Ｔｉ含有量が０．００５０％を超えると、
通常のスラブ加熱条件で、スラブ加熱炉のスキッドの位
置に対応するスラブの部位に相当する鋼板（ストリッ
プ）の部位が、仕上焼鈍過程で再結晶粒の成長が阻害さ
れ、結果として製品の鉄損値が他の部位よりも劣る所謂
スキッド・マークとなる。しかし、スラブ加熱温度を高
くすると、スキッド・マークを解消することができる。
また、通常の製鋼工程における精錬過程において、不可
避的に鋼中に混入するＴｉの量は０．０１０％である。
叙上のスキッド・マークは、Ｔｉの含有量を０．００３
％未満にすれば発生しない。従って、好ましくは０．０
０３％未満とする。 Ｏ（酸素）は、それ自体フリーの
状態で存在するのではなくて、酸化物として存在する。
たとえば、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，Ｚｒ2 Ｏ3 ，ＴｉＯ
2 ，Ｖ2 Ｏ3 として存在する。従って、Ｏの含有量を少
なくすると、酸化物系介在物を減少させることができ
る。前記介在物のうち、ＳｉＯ2 およびＡｌ2 Ｏ3 は、
鋼の溶製段階における処理条件を適切にすることによっ
て、十分減少させることができる。また、Ｚｒ2 Ｏ3 ，
ＴｉＯ2 ，Ｖ2 Ｏ3 等の介在物は、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖとい
った元素の含有量を減少させることによって、減少させ
ることができる。
鉄の形で添加されるほか、鋼の溶製段階で合金鉄から鋼
中に混入する。Ｔｉは、溶鋼を鋳造する段階およびスラ
ブの加熱段階で、鋼中のＮ，Ｃと反応しＴｉＮ，ＴｉＣ
を形成する。Ｔｉ含有量が０．００５０％を超えると、
通常のスラブ加熱条件で、スラブ加熱炉のスキッドの位
置に対応するスラブの部位に相当する鋼板（ストリッ
プ）の部位が、仕上焼鈍過程で再結晶粒の成長が阻害さ
れ、結果として製品の鉄損値が他の部位よりも劣る所謂
スキッド・マークとなる。しかし、スラブ加熱温度を高
くすると、スキッド・マークを解消することができる。
また、通常の製鋼工程における精錬過程において、不可
避的に鋼中に混入するＴｉの量は０．０１０％である。
叙上のスキッド・マークは、Ｔｉの含有量を０．００３
％未満にすれば発生しない。従って、好ましくは０．０
０３％未満とする。 Ｏ（酸素）は、それ自体フリーの
状態で存在するのではなくて、酸化物として存在する。
たとえば、ＳｉＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 ，Ｚｒ2 Ｏ3 ，ＴｉＯ
2 ，Ｖ2 Ｏ3 として存在する。従って、Ｏの含有量を少
なくすると、酸化物系介在物を減少させることができ
る。前記介在物のうち、ＳｉＯ2 およびＡｌ2 Ｏ3 は、
鋼の溶製段階における処理条件を適切にすることによっ
て、十分減少させることができる。また、Ｚｒ2 Ｏ3 ，
ＴｉＯ2 ，Ｖ2 Ｏ3 等の介在物は、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖとい
った元素の含有量を減少させることによって、減少させ
ることができる。
【００１６】Ｚｒは、鋼の溶製段階で、鋼中のＡｌ含有
量が多い場合、わけても本発明におけるように最高級無
方向性電磁鋼板を製造する場合に、取鍋の塩基性耐火物
ライニングから酸化Ｚｒが還元されてＡｌと置換されて
鋼中に入る不純物である。こうして鋼中にＺｒが入るの
を防止する手段として、中性の耐火物を用いることが有
効なものの１つである。Ｚｒは、溶鋼の鋳造段階或はス
ラブ加熱段階において鋼中のＮ，ＣとＺｒＮ，ＺｒＣ等
の析出物を形成し、この析出物が複合析出物の核とな
る。これら析出物の影響を実害のないレベルとするため
に、Ｚｒは０．００５０％以下、好ましくは０．００３
０％以下でなければならない。
量が多い場合、わけても本発明におけるように最高級無
方向性電磁鋼板を製造する場合に、取鍋の塩基性耐火物
ライニングから酸化Ｚｒが還元されてＡｌと置換されて
鋼中に入る不純物である。こうして鋼中にＺｒが入るの
を防止する手段として、中性の耐火物を用いることが有
効なものの１つである。Ｚｒは、溶鋼の鋳造段階或はス
ラブ加熱段階において鋼中のＮ，ＣとＺｒＮ，ＺｒＣ等
の析出物を形成し、この析出物が複合析出物の核とな
る。これら析出物の影響を実害のないレベルとするため
に、Ｚｒは０．００５０％以下、好ましくは０．００３
０％以下でなければならない。
【００１７】Ｎｂ，Ｖは、鋼中のＮ，Ｃと析出物を形成
し、これら析出物が、仕上焼鈍工程における再結晶過程
で正常粒の成長を妨げ、製品における磁壁の移動を妨げ
て鉄損特性を劣化させるから、０．００５０％以下、好
ましくは０．００３０％以下でなければならない。
し、これら析出物が、仕上焼鈍工程における再結晶過程
で正常粒の成長を妨げ、製品における磁壁の移動を妨げ
て鉄損特性を劣化させるから、０．００５０％以下、好
ましくは０．００３０％以下でなければならない。
【００１８】Ｓｉは、無方向性電磁鋼板の固有抵抗を高
くし渦流損を低減せしめるべく添加する。４．０％を超
えてＳｉを添加すると、加工性が極端に劣化し冷間圧延
を困難なものとする。一方、２．０％に満たない中低級
品においては、本発明によらなくとも、容易にその等級
品質を満足する特性を有する製品を得ることができる。
本発明においては、Ｓｉ含有量が２．５〜４．０％のと
きに良好な結果が得られる。
くし渦流損を低減せしめるべく添加する。４．０％を超
えてＳｉを添加すると、加工性が極端に劣化し冷間圧延
を困難なものとする。一方、２．０％に満たない中低級
品においては、本発明によらなくとも、容易にその等級
品質を満足する特性を有する製品を得ることができる。
本発明においては、Ｓｉ含有量が２．５〜４．０％のと
きに良好な結果が得られる。
【００１９】Ａｌは、Ｓｉと同様に、無方向性電磁鋼板
の固有抵抗を増加させ渦流損を低下させる。その含有量
が０．１０％に満たない低級品においては、本発明を用
いなくとも容易にその等級品質を満足する特性を有する
製品を得ることができる。一方、Ａｌは、Ｓｉと同時に
添加すると、ＳｉとＡｌの原子半径がＦｅを挟んでＡｌ
＞Ｆｅ＞Ｓｉの順に存在しているため格子の歪が緩和さ
れ、脆性の危険性は極端に減少し、２．０％まで添加し
ても冷間圧延において問題となることはない。Ｍｎは、
その含有量が０．１％に満たないと鋼板の加工性が劣化
する。一方、その含有量が２．０％を超えると、製品の
磁束密度を著しく劣化せしめる。Ｍｎ含有量が０．１〜
０．４％のとき、良好な結果が得られる。
の固有抵抗を増加させ渦流損を低下させる。その含有量
が０．１０％に満たない低級品においては、本発明を用
いなくとも容易にその等級品質を満足する特性を有する
製品を得ることができる。一方、Ａｌは、Ｓｉと同時に
添加すると、ＳｉとＡｌの原子半径がＦｅを挟んでＡｌ
＞Ｆｅ＞Ｓｉの順に存在しているため格子の歪が緩和さ
れ、脆性の危険性は極端に減少し、２．０％まで添加し
ても冷間圧延において問題となることはない。Ｍｎは、
その含有量が０．１％に満たないと鋼板の加工性が劣化
する。一方、その含有量が２．０％を超えると、製品の
磁束密度を著しく劣化せしめる。Ｍｎ含有量が０．１〜
０．４％のとき、良好な結果が得られる。
【００２０】Ｐは、無方向性電磁鋼板の打ち抜き性を良
好ならしめるために、０．２％以下の範囲内で添加され
る。０．２％を超えて添加すると、製品の磁気特性を損
なう。好ましくは、Ｐの含有量は０．１％以下である。
好ならしめるために、０．２％以下の範囲内で添加され
る。０．２％を超えて添加すると、製品の磁気特性を損
なう。好ましくは、Ｐの含有量は０．１％以下である。
【００２１】次に、製造プロセスについて説明する。本
発明の最高級グレードの無方向性電磁鋼板は、転炉で溶
製する。この段階で、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
Ｖの含有量を本発明に規定するレベルまで低減させ、高
純化する。得られた溶鋼を連続鋳造してスラブとするか
或は鋳型に注入して鋼塊とし、これを均熱し分塊圧延し
てスラブとする。スラブは厚さは１００〜３００mmであ
り、通常、１０トン以上の単重である。従って、熱間圧
延に先立ってスラブを加熱するに際しては、スラブの部
位によって温度が異なる。本発明においては、熱間圧延
に必要な１１２５℃を下限とし、加熱炉の耐火材コス
ト、加熱エネルギーコストの観点から１３００℃を上限
とする。
発明の最高級グレードの無方向性電磁鋼板は、転炉で溶
製する。この段階で、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
Ｖの含有量を本発明に規定するレベルまで低減させ、高
純化する。得られた溶鋼を連続鋳造してスラブとするか
或は鋳型に注入して鋼塊とし、これを均熱し分塊圧延し
てスラブとする。スラブは厚さは１００〜３００mmであ
り、通常、１０トン以上の単重である。従って、熱間圧
延に先立ってスラブを加熱するに際しては、スラブの部
位によって温度が異なる。本発明においては、熱間圧延
に必要な１１２５℃を下限とし、加熱炉の耐火材コス
ト、加熱エネルギーコストの観点から１３００℃を上限
とする。
【００２２】加熱後、スラブを１．５〜２．５mm厚さに
熱間圧延する。尚、本発明で定義するスラブ加熱温度
は、熱間圧延するに十分なだけに均熱して、加熱炉から
抽出されるときの表面平均温度である。
熱間圧延する。尚、本発明で定義するスラブ加熱温度
は、熱間圧延するに十分なだけに均熱して、加熱炉から
抽出されるときの表面平均温度である。
【００２３】次いで、熱延板を圧延まま或は９００〜１
０００℃の温度域で３０秒間〜３分間の焼鈍を施した後
酸洗し次いで、冷間圧延して０．２〜０．７mmの最終板
厚とする。熱延板から１回の冷間圧延によって最終板厚
としてもよいしまた、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧
延によって最終板厚としてもよい。２回の冷間圧延によ
って最終板厚とする場合、１回目の冷間圧延後の中間板
厚は０．５〜１．０mmである。然る後、１０００〜１１
００℃の温度域で２０〜２００秒間の仕上焼鈍を施す。
０００℃の温度域で３０秒間〜３分間の焼鈍を施した後
酸洗し次いで、冷間圧延して０．２〜０．７mmの最終板
厚とする。熱延板から１回の冷間圧延によって最終板厚
としてもよいしまた、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧
延によって最終板厚としてもよい。２回の冷間圧延によ
って最終板厚とする場合、１回目の冷間圧延後の中間板
厚は０．５〜１．０mmである。然る後、１０００〜１１
００℃の温度域で２０〜２００秒間の仕上焼鈍を施す。
【００２４】
（実施例１）図２は重量％で、Ｓｉ：２．８５〜３．１
５％、Ａｌ：０．５０〜０．７０％、Ｓ：０．０００５
〜０．００２０％、Ｎ：０．０００５〜０．００２０
％、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｖ：０．００
２０〜０．００４０％、Ｎｂ：０．００２０〜０．００
４０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．００４０％で、Ｔ
ｉ：０．００４０〜０．００８０％、Ｍｎ：０．１〜
０．３％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる珪素スラブを表面温度で１２００
℃及び１１００℃で加熱均熱した場合のスキッド・マー
ク発生の状態を示したものである。スラブは、熱延後、
熱延板焼鈍、酸洗を行い０．３５mmに冷間圧延され、そ
の後、ドライ雰囲気で仕上げ焼鈍を施した。
５％、Ａｌ：０．５０〜０．７０％、Ｓ：０．０００５
〜０．００２０％、Ｎ：０．０００５〜０．００２０
％、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｖ：０．００
２０〜０．００４０％、Ｎｂ：０．００２０〜０．００
４０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．００４０％で、Ｔ
ｉ：０．００４０〜０．００８０％、Ｍｎ：０．１〜
０．３％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる珪素スラブを表面温度で１２００
℃及び１１００℃で加熱均熱した場合のスキッド・マー
ク発生の状態を示したものである。スラブは、熱延後、
熱延板焼鈍、酸洗を行い０．３５mmに冷間圧延され、そ
の後、ドライ雰囲気で仕上げ焼鈍を施した。
【００２５】横軸は、スキッド・マークの高さを示して
おり、１２００℃加熱の場合は１１００℃の場合と比べ
て極端にスキッド・マークの発生が減少している。又、
それぞれの場合の鉄損の平均は１２００℃加熱ではＷ１
０／５０＝１．００１Ｗ／kg（ｎ数＝８１コイル）、１
１００℃加熱ではＷ１０／５０＝０．９８６Ｗ／kg（ｎ
数＝７１コイル）となり、その差は極めて小さく高純度
化の効果が現れている。
おり、１２００℃加熱の場合は１１００℃の場合と比べ
て極端にスキッド・マークの発生が減少している。又、
それぞれの場合の鉄損の平均は１２００℃加熱ではＷ１
０／５０＝１．００１Ｗ／kg（ｎ数＝８１コイル）、１
１００℃加熱ではＷ１０／５０＝０．９８６Ｗ／kg（ｎ
数＝７１コイル）となり、その差は極めて小さく高純度
化の効果が現れている。
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、Ｓｉ，Ａｌといった合
金元素を多量に含有せしめることなく、最高級グレード
の無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。
また、鋼を高純化することによって、不可避的に混入す
るＴｉの影響により顕在化するスキッド・マークを、ス
ラブ加熱温度の高水準化を可能ならしめて解消できる。
金元素を多量に含有せしめることなく、最高級グレード
の無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。
また、鋼を高純化することによって、不可避的に混入す
るＴｉの影響により顕在化するスキッド・マークを、ス
ラブ加熱温度の高水準化を可能ならしめて解消できる。
【図１】実施例の場合における仕上げ焼鈍後の連続鉄損
測定記録であり、（ａ）は通常（１１００℃）スラブ加
熱、（ｂ）は１２００℃加熱の場合における鉄損値（ス
キッド・マーク有無）との関係を示す。
測定記録であり、（ａ）は通常（１１００℃）スラブ加
熱、（ｂ）は１２００℃加熱の場合における鉄損値（ス
キッド・マーク有無）との関係を示す。
【図２】本発明の実施例１における成分組成のスラブ
を、１１００℃及び１２００℃に加熱、均熱したときの
スキッド・マークの発生状況を鉄損との関係で示す図。
を、１１００℃及び１２００℃に加熱、均熱したときの
スキッド・マークの発生状況を鉄損との関係で示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤野 真 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｓｉ：１．０〜４．０％、 Ａｌ：０．００１〜２．０％、 Ｎ ：≦０．００２０％、 Ｓ ：≦０．００２０％、 Ｃ ：≦０．００３０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、 Ｚｒ：≦０．００５０％、 Ｎｂ：≦０．００５０％、 Ｖ：≦０．００５０％、 Ｐ ：≦０．２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、表面
温度で１１２５〜１３００℃の温度域に加熱し、熱間圧
延して熱延鋼帯とし、これを酸洗し、次いで、１回或は
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚と
した後、仕上焼鈍することを特徴とする磁気特性が優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｓｉ：１．０〜４．０％、 Ａｌ：０．００１〜２．０％、 Ｎ ：≦０．００２０％、 Ｓ ：≦０．００２０％、 Ｃ ：≦０．００３０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、 Ｚｒ：≦０．００５０％、 Ｎｂ：≦０．００５０％、 Ｖ：≦０．００５０％、 Ｐ ：≦０．２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、表面
温度で１１２５〜１３００℃の温度域に加熱し、熱間圧
延して熱延鋼帯とし、これを焼鈍した後酸洗し、次い
で、１回或は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によっ
て最終板厚とした後、仕上焼鈍することを特徴とする磁
気特性が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 |
|---|---|---|---|
| JP3186615A JPH05140649A (ja) | 1991-07-25 | 1991-07-25 | 磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3186615A JPH05140649A (ja) | 1991-07-25 | 1991-07-25 | 磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05140649A true JPH05140649A (ja) | 1993-06-08 |
Family
ID=16191682
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3186615A Pending JPH05140649A (ja) | 1991-07-25 | 1991-07-25 | 磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05140649A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0704542A1 (en) | 1994-09-29 | 1996-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | Method for making non-oriented magnetic steel sheet |
| JPH1112699A (ja) * | 1997-06-20 | 1999-01-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
| KR100373871B1 (ko) * | 1994-04-22 | 2003-05-09 | 가와사끼 세이데쓰 가부시키가이샤 | 응력제거소둔후의철손이낮은무방향성전자강판및모터또는트랜스용코어 |
| WO2005100627A1 (ja) * | 2004-04-16 | 2005-10-27 | Nippon Steel Corporation | 打抜き加工性と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 |
| CN102634729A (zh) * | 2012-04-01 | 2012-08-15 | 首钢总公司 | 一种低铁损高磁感高牌号无取向硅钢的制备方法 |
| CN103774042A (zh) * | 2013-12-23 | 2014-05-07 | 钢铁研究总院 | 一种薄板坯连铸连轧高磁感取向硅钢及其制备方法 |
| CN106119496A (zh) * | 2016-08-08 | 2016-11-16 | 浙江华赢特钢科技有限公司 | 一种改进型高磁感无取向硅钢片的生产工艺 |
| CN107723591A (zh) * | 2017-09-28 | 2018-02-23 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种新能源汽车驱动电机用冷轧无取向电工钢及其生产方法 |
| JP2021123764A (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-30 | 日本製鉄株式会社 | 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| US20210277492A1 (en) * | 2018-11-26 | 2021-09-09 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-magnetic-induction low-iron-loss non-oriented silicon steel sheet and manufacturing method therfor |
-
1991
- 1991-07-25 JP JP3186615A patent/JPH05140649A/ja active Pending
Cited By (14)
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| CN107723591A (zh) * | 2017-09-28 | 2018-02-23 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种新能源汽车驱动电机用冷轧无取向电工钢及其生产方法 |
| US20210277492A1 (en) * | 2018-11-26 | 2021-09-09 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-magnetic-induction low-iron-loss non-oriented silicon steel sheet and manufacturing method therfor |
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| JP2021123764A (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-30 | 日本製鉄株式会社 | 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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