JPH0819467B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0819467B2 JPH0819467B2 JP2048357A JP4835790A JPH0819467B2 JP H0819467 B2 JPH0819467 B2 JP H0819467B2 JP 2048357 A JP2048357 A JP 2048357A JP 4835790 A JP4835790 A JP 4835790A JP H0819467 B2 JPH0819467 B2 JP H0819467B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関するもの
である。
である。
近年、小型モーター等の高効率化を中心に、コア材と
して用いられる電磁鋼板についても高磁束密度化の要求
が強い。
して用いられる電磁鋼板についても高磁束密度化の要求
が強い。
このような背景のもとで、Si≦1.0％のいわゆる低級
電磁鋼板は、鉄損は比較的高いものの磁束密度が高いと
いう特徴を有し、このためにその需要が増大しつつあ
る。そしてこれと呼応して、低級電磁鋼板の特性改善お
よび製造コスト低減に対する努力も数多くなされてお
り、なかでも製造コスト低減に関し、従来の「連続鋳造
→常温まで冷却→スラブ再加熱→熱間圧延」といういわ
ゆる再加熱法に代え、連続鋳造後、スラブの顕熱を利用
して再加熱なしに或いは軽加熱した後に熱間圧延を行
う、いわゆる直送圧延法が、加熱原単位を低減できる圧
延方法として注目を集めている。
電磁鋼板は、鉄損は比較的高いものの磁束密度が高いと
いう特徴を有し、このためにその需要が増大しつつあ
る。そしてこれと呼応して、低級電磁鋼板の特性改善お
よび製造コスト低減に対する努力も数多くなされてお
り、なかでも製造コスト低減に関し、従来の「連続鋳造
→常温まで冷却→スラブ再加熱→熱間圧延」といういわ
ゆる再加熱法に代え、連続鋳造後、スラブの顕熱を利用
して再加熱なしに或いは軽加熱した後に熱間圧延を行
う、いわゆる直送圧延法が、加熱原単位を低減できる圧
延方法として注目を集めている。
一般に知られるように、電磁鋼板の製造において磁気
特性、特に粒径に強く依存する鉄損を低下させるために
は、粒成長性を阻害するMnSおよびAlNの析出・粗大化が
要件となるが、上記した直送圧延を行う場合にはこれが
極めて困難になる。これは、再加熱法では連続鋳造後常
温までスラブが徐冷される間および再加熱時のスラブ昇
温中に、MnSおよびAlNの析出・粗大化が自然に達成され
るのに対し、直送圧延法では、スラブの降温（軽加熱を
行う場合にはその際の昇温も含む）に費やされる時間が
再加熱法に比べて極端に短く、そのままではこの期間中
でのMnS、AlNの析出・粗大化があまり期待できないから
である。そこでこのような問題を解決するために、従
来、以下に示すような技術が開示されている。
特性、特に粒径に強く依存する鉄損を低下させるために
は、粒成長性を阻害するMnSおよびAlNの析出・粗大化が
要件となるが、上記した直送圧延を行う場合にはこれが
極めて困難になる。これは、再加熱法では連続鋳造後常
温までスラブが徐冷される間および再加熱時のスラブ昇
温中に、MnSおよびAlNの析出・粗大化が自然に達成され
るのに対し、直送圧延法では、スラブの降温（軽加熱を
行う場合にはその際の昇温も含む）に費やされる時間が
再加熱法に比べて極端に短く、そのままではこの期間中
でのMnS、AlNの析出・粗大化があまり期待できないから
である。そこでこのような問題を解決するために、従
来、以下に示すような技術が開示されている。
特開昭52−108318号、 特開昭54−41219号 スラブを900℃前後で40min超保持し、MnSおよびAlNを
析出・粗大化させた後、1100℃前後に再加熱し熱間圧延
を行う。
析出・粗大化させた後、1100℃前後に再加熱し熱間圧延
を行う。
特開昭58−123825号 Ｓ≦0.003％と極低Ｓ化し、事実上MnSフリーにする
か、或いはCa、REM添加によりMnSの析出・粗大化を容易
にさせた上で、スラブを900〜1150℃で30min超保持し、
その後熱間圧延を行う。
か、或いはCa、REM添加によりMnSの析出・粗大化を容易
にさせた上で、スラブを900〜1150℃で30min超保持し、
その後熱間圧延を行う。
特開昭60−190521号 スラブを900℃以下まで徐冷し、MnS、AlNの析出・粗
大化を図った上で熱間圧延に供する。
大化を図った上で熱間圧延に供する。
このように従来MnS、AlNの析出・粗大化のための技術
が種々開示されているが、これらはそれぞれ次のような
問題を抱えており、十分なものとは言い難い。
が種々開示されているが、これらはそれぞれ次のような
問題を抱えており、十分なものとは言い難い。
特開昭52−108318号、 特開昭54−41219号 高温、長時間の保持を必要とし、その間のスケール増
加により表面性状が劣化する。またスケール増加を防止
するために保熱カバーを用いる場合には、保持そのもの
に長時間を要することに加えて、保熱カバーの装脱着に
も時間を要し、生産性の低下をきたす。さらに再加熱を
必須とするため、加熱原単位の低減を目的とする直送圧
延の意義そのものが薄れる。
加により表面性状が劣化する。またスケール増加を防止
するために保熱カバーを用いる場合には、保持そのもの
に長時間を要することに加えて、保熱カバーの装脱着に
も時間を要し、生産性の低下をきたす。さらに再加熱を
必須とするため、加熱原単位の低減を目的とする直送圧
延の意義そのものが薄れる。
特開昭58−123825号 極低Ｓ化やCa、REM添加のために製鋼コストが高い。
加えた上述した特開昭52−108318号や特開昭54−41219
号と同様に、高温、長時間の保持が必要であるため、そ
れらと同様の問題を生じる。
加えた上述した特開昭52−108318号や特開昭54−41219
号と同様に、高温、長時間の保持が必要であるため、そ
れらと同様の問題を生じる。
特開昭60−190521号 スラブの徐冷のみではMnS、AlNの析出・粗大化は不十
分であり、鉄損の上昇を招く。また、熱間圧延の開始が
900℃以下となるため、ミル負荷が著しく増大するとと
もに、巻取温度の確保が困難となり、熱延板の再結晶・
流成長不足に起因した磁気特性の劣化を生じる。
分であり、鉄損の上昇を招く。また、熱間圧延の開始が
900℃以下となるため、ミル負荷が著しく増大するとと
もに、巻取温度の確保が困難となり、熱延板の再結晶・
流成長不足に起因した磁気特性の劣化を生じる。
このように従来技術は特性、生産性、コストのいずれ
かに課題を残している。
かに課題を残している。
本発明はこのような実情に鑑み、磁気特性および生産
性を低下させることなく、しかも低コストという直送圧
延の意義を十分に発揮し得る無方向性電磁鋼板の製造方
法を提供しようとするものである。
性を低下させることなく、しかも低コストという直送圧
延の意義を十分に発揮し得る無方向性電磁鋼板の製造方
法を提供しようとするものである。
本発明者らは、Si≦1.0％の低級無方向性電磁鋼板の
製造に直送圧延を適用する場合の条件について鋭意研究
を重ねた結果、Mn、Ｓ、Al量およびMn/S比の適正化を行
った特定成分の鋼スラブを連続鋳造後、成分に応じて決
まる特定の冷却速度以下で特定の温度域に冷却したとき
に、MnSおよびAlNの析出・粗大化が加速されること、し
たがって、その後はスラブの高温保持や再加熱を行うこ
となく、直ちに熱間圧延を行うだけで、再加熱法と同等
ないしはそれ以上の磁気特性を具備した無方向性電磁鋼
板が得られることを新たに知見し、本発明法を完成させ
たものである。
製造に直送圧延を適用する場合の条件について鋭意研究
を重ねた結果、Mn、Ｓ、Al量およびMn/S比の適正化を行
った特定成分の鋼スラブを連続鋳造後、成分に応じて決
まる特定の冷却速度以下で特定の温度域に冷却したとき
に、MnSおよびAlNの析出・粗大化が加速されること、し
たがって、その後はスラブの高温保持や再加熱を行うこ
となく、直ちに熱間圧延を行うだけで、再加熱法と同等
ないしはそれ以上の磁気特性を具備した無方向性電磁鋼
板が得られることを新たに知見し、本発明法を完成させ
たものである。
本発明は、以下に述べるように技術的認識ないし要素
に基づき構成されたものである。
に基づき構成されたものである。
（１）Si≦1.0％の低級材は、低Si鋼であることに起因
して元来粒成長性に優れ、しかも要求される鉄損値がそ
れ程厳しくないため、粒成長性不足による鉄損劣化が懸
念される直送圧延法に適した材料といえる（Si＞1.0％
の高級材はこの対極にある）。
して元来粒成長性に優れ、しかも要求される鉄損値がそ
れ程厳しくないため、粒成長性不足による鉄損劣化が懸
念される直送圧延法に適した材料といえる（Si＞1.0％
の高級材はこの対極にある）。
（２）MnSの析出・粗大化は主としてMnの拡散律速と考
えられ、Mn量を高め、MnSの析出・粗大化を促進せしめ
る。
えられ、Mn量を高め、MnSの析出・粗大化を促進せしめ
る。
（３）さらに、Mn/S比を高めることでMnSの析出・粗大
化を一層促進し、粒成長性を損なうことのないようにす
る。
化を一層促進し、粒成長性を損なうことのないようにす
る。
（４）Ｓについては、従来技術は極低Ｓ化によるMnSフ
リーを指向しているが、本発明法では全く逆の思想とす
る。すなわち、本発明法ではMnSをAlNの析出・粗大化に
際しての核として活用するため、Ｓを所要量添加しMnS
数を必要量確保する。但し、言うまでもなく過度のＳ添
加は、たとえMn/S比を高めMnSを粗大化したとしても、M
nSの絶対量そのものが徒らに増加し粒成長性を劣化させ
る。したがって、この点からＳの上限が決まる。
リーを指向しているが、本発明法では全く逆の思想とす
る。すなわち、本発明法ではMnSをAlNの析出・粗大化に
際しての核として活用するため、Ｓを所要量添加しMnS
数を必要量確保する。但し、言うまでもなく過度のＳ添
加は、たとえMn/S比を高めMnSを粗大化したとしても、M
nSの絶対量そのものが徒らに増加し粒成長性を劣化させ
る。したがって、この点からＳの上限が決まる。
（５）上記のように、粗大且つ十分な量析出したMnSがA
lN析出核として働くため、AlN析出・粗大化が促進され
る。その場合MnSと同様、AlNの析出・粗大化も主として
Alの拡散律速であるため、Al量は所要量以上添加する。
lN析出核として働くため、AlN析出・粗大化が促進され
る。その場合MnSと同様、AlNの析出・粗大化も主として
Alの拡散律速であるため、Al量は所要量以上添加する。
（６）上記（２）で述べたように、Mn/S比はMnS粗大化
のためにある値以上を必要とするが、同時にその上限も
存在する。これは、Mn/S比が過度に高いとAlNの析出・
粗大化の核となるべきMnSが粗大化し過ぎ、この結果MnS
の数が減り、AlNの析出・粗大化が遅滞するからであ
る。さらに、このMn/S比の上限はAl量に応じて決められ
るべきものである。すなわち、Al量が多い程AlNの析出
・粗大化は加速するため、AlNの析出・粗大化を助ける
核となるべきMnSの必要最低量が引き下げられるためで
ある。
のためにある値以上を必要とするが、同時にその上限も
存在する。これは、Mn/S比が過度に高いとAlNの析出・
粗大化の核となるべきMnSが粗大化し過ぎ、この結果MnS
の数が減り、AlNの析出・粗大化が遅滞するからであ
る。さらに、このMn/S比の上限はAl量に応じて決められ
るべきものである。すなわち、Al量が多い程AlNの析出
・粗大化は加速するため、AlNの析出・粗大化を助ける
核となるべきMnSの必要最低量が引き下げられるためで
ある。
（７）このようにしてMnS、AlNの析出・粗大化が促進さ
せるように成分を調整したスラブを、連続鋳造後、特定
の冷却速度以下で冷却し、この間に主としてMnSの析出
・粗大化をなさしめる。ここで、特定の冷却速度以下と
したのは、上述のように成分を調整した鋼であっても、
冷却速度が早過ぎると、MnSの析出・粗大化のための時
間が十分確保されないからである。なお、この冷却速度
の上限がMnSの析出・粗大化を左右するMn量、Mn/S比に
応じて決まること、さらに、Al量によって、AlNの析出
・粗大化に必要なMnS核の最低量が変化することから、A
l量にも依存することは言うまでもない。また、冷却速
度の下限も考慮の必要がある。もちろんMnSの析出・粗
大化に対しては徐冷である程望ましいが、極端な徐冷は
実質上、従来技術が行っている保熱に等しく、表面製状
の劣化や生産性の低下を招くからである。
せるように成分を調整したスラブを、連続鋳造後、特定
の冷却速度以下で冷却し、この間に主としてMnSの析出
・粗大化をなさしめる。ここで、特定の冷却速度以下と
したのは、上述のように成分を調整した鋼であっても、
冷却速度が早過ぎると、MnSの析出・粗大化のための時
間が十分確保されないからである。なお、この冷却速度
の上限がMnSの析出・粗大化を左右するMn量、Mn/S比に
応じて決まること、さらに、Al量によって、AlNの析出
・粗大化に必要なMnS核の最低量が変化することから、A
l量にも依存することは言うまでもない。また、冷却速
度の下限も考慮の必要がある。もちろんMnSの析出・粗
大化に対しては徐冷である程望ましいが、極端な徐冷は
実質上、従来技術が行っている保熱に等しく、表面製状
の劣化や生産性の低下を招くからである。
（８）スラブが冷却されるべき温度範囲もまた重要であ
る。すなわち、この温度が低過ぎると、続く熱間圧延で
スラブの変形能不足に起因した割れが発生したり、ミル
負荷が過大となりスラブの再加熱が必要となる。一方、
温度が高過ぎると、過飽和度との関係でMnSの析出・粗
大化の駆動力小さくなり、（７）で述べた適正冷却を行
ったとしても、MnSの析出・粗大化が十分達成されず、
このためスラブの高温保持が必須となってしまう。
る。すなわち、この温度が低過ぎると、続く熱間圧延で
スラブの変形能不足に起因した割れが発生したり、ミル
負荷が過大となりスラブの再加熱が必要となる。一方、
温度が高過ぎると、過飽和度との関係でMnSの析出・粗
大化の駆動力小さくなり、（７）で述べた適正冷却を行
ったとしても、MnSの析出・粗大化が十分達成されず、
このためスラブの高温保持が必須となってしまう。
（９）このように上記Mn、Ｓ、Al量およびMn/S比の適正
化を行い、当該スラブを特定温度域に特定の冷却速度以
下で冷却した場合には、MnSの析出・粗大化が促進さ
れ、これを核としてスラブ冷却、熱間圧延および冷延板
の焼鈍という各段階でのAlNの析出・粗大化も促進さ
れ、これより再加熱法と比べて遜色のない磁気特性が得
られる。
化を行い、当該スラブを特定温度域に特定の冷却速度以
下で冷却した場合には、MnSの析出・粗大化が促進さ
れ、これを核としてスラブ冷却、熱間圧延および冷延板
の焼鈍という各段階でのAlNの析出・粗大化も促進さ
れ、これより再加熱法と比べて遜色のない磁気特性が得
られる。
本発明はこのような事項に基づきなされたもので、そ
の特徴とする構成は以下の通りである。
の特徴とする構成は以下の通りである。
（１）重量％にて、Ｃ≦0.0050％、0.1％≦Si≦1.0％、
0.5％≦Mn≦1.5％、Ｐ≦0.15％、0.003％≦Ｓ≦0.015
％、0.01％≦Al≦0.40％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなり、且つ、 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する成分の鋼を連続鋳造でスラブとなし、該スラ
ブを、 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する冷却速度CR（℃/min）で1000〜1100℃の温度
域に冷却し、次いで保熱または再加熱することなく直ち
に、巻取温度650℃以上の熱間圧延を行い、酸洗および
冷間圧延後、700℃以上900℃以下の温度にて焼鈍するこ
とを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
0.5％≦Mn≦1.5％、Ｐ≦0.15％、0.003％≦Ｓ≦0.015
％、0.01％≦Al≦0.40％、Ｎ≦0.0050％、残部Feおよび
不可避的不純物からなり、且つ、 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する成分の鋼を連続鋳造でスラブとなし、該スラ
ブを、 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する冷却速度CR（℃/min）で1000〜1100℃の温度
域に冷却し、次いで保熱または再加熱することなく直ち
に、巻取温度650℃以上の熱間圧延を行い、酸洗および
冷間圧延後、700℃以上900℃以下の温度にて焼鈍するこ
とを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）重量％にて、Ｃ≦0.0050％、0.1％≦Si≦1.0％、
0.5％≦Mn≦1.5％、Ｐ≦0.15％、0.003％≦Ｓ≦0.015
％、0.01％≦Al≦0.40％、Ｎ≦0.0050、残部Feおよび不
可避的不純物からなり、且つ、 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する成分の鋼を連続鋳造でスラブとなし、該スラ
ブを、 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する冷却速度CR（℃/min）で1000〜1100℃の温度
域に冷却し、次いで保熱または再加熱することなく直ち
に、巻取温度650℃以上の熱間圧延を行い、酸洗および
冷間圧延後、700℃以上900℃以下の温度にて焼鈍し、次
いで絶縁被膜等の塗布・焼付けを行うことを特徴とする
無方向性電磁鋼板の製造方法。
0.5％≦Mn≦1.5％、Ｐ≦0.15％、0.003％≦Ｓ≦0.015
％、0.01％≦Al≦0.40％、Ｎ≦0.0050、残部Feおよび不
可避的不純物からなり、且つ、 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する成分の鋼を連続鋳造でスラブとなし、該スラ
ブを、 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する冷却速度CR（℃/min）で1000〜1100℃の温度
域に冷却し、次いで保熱または再加熱することなく直ち
に、巻取温度650℃以上の熱間圧延を行い、酸洗および
冷間圧延後、700℃以上900℃以下の温度にて焼鈍し、次
いで絶縁被膜等の塗布・焼付けを行うことを特徴とする
無方向性電磁鋼板の製造方法。
以下、試験例に基づき本発明の詳細およびその限定理
由につき説明する。
由につき説明する。
（１）Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比 C:0.0027％、Si:0.31％、P:0.085％、Al:0.08％、N:
0.0029％が一定でMn量およびＳ量を種々変えた鋼（鋼ａ
群）について、そのスラブを連続鋳造後、20℃/minの冷
却速度で1070℃まで冷却し、直ちに仕上温度850℃、巻
取温度670℃の条件で熱間圧延して得られた熱延板（直
送圧延材）と、上記スラブを常法にしたがい一旦室温ま
で冷却し、その後1220℃に再加熱し、上記直送圧延材と
同一条件で熱間圧延した熱延板（再加熱材）とを、それ
ぞれ酸洗後、仕上厚0.5mmに冷間圧延し、次いで750℃で
焼鈍し、これら焼鈍板の磁気特性をJISエプスタイン法
で測定（以下の各試験例でも同一の測定法を用いた）し
た。第１図はこれら直送圧延材と再加熱材の鉄損（Ｗ
15/50）と磁束密度（B50）の下、すなわち、 ΔＷ15/50＝〔Ｗ15/50（直送圧延材）〕− 〔Ｗ15/50（再加熱材）〕 ΔB50＝〔B50（直送圧延材）〕−〔B50（再加熱材）〕 をMn量とＳ量との関係で示している。
0.0029％が一定でMn量およびＳ量を種々変えた鋼（鋼ａ
群）について、そのスラブを連続鋳造後、20℃/minの冷
却速度で1070℃まで冷却し、直ちに仕上温度850℃、巻
取温度670℃の条件で熱間圧延して得られた熱延板（直
送圧延材）と、上記スラブを常法にしたがい一旦室温ま
で冷却し、その後1220℃に再加熱し、上記直送圧延材と
同一条件で熱間圧延した熱延板（再加熱材）とを、それ
ぞれ酸洗後、仕上厚0.5mmに冷間圧延し、次いで750℃で
焼鈍し、これら焼鈍板の磁気特性をJISエプスタイン法
で測定（以下の各試験例でも同一の測定法を用いた）し
た。第１図はこれら直送圧延材と再加熱材の鉄損（Ｗ
15/50）と磁束密度（B50）の下、すなわち、 ΔＷ15/50＝〔Ｗ15/50（直送圧延材）〕− 〔Ｗ15/50（再加熱材）〕 ΔB50＝〔B50（直送圧延材）〕−〔B50（再加熱材）〕 をMn量とＳ量との関係で示している。
また、C:0.0034％、Si:0.80％、P:0.051％、Al:0.27
％、N:0.0033％が一定でMn量およびＳ量を種々変えた鋼
（鋼ｂ群）について、そのスラブを連属鋳造後、30℃/m
inの冷却速度で1020℃まで冷却し、直ちに仕上温度820
℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧延して得られた熱延
板（直送圧延材）と、上記スラブを常法にしたがい一旦
室温まで冷却し、その後1250℃に再加熱し、上記直送圧
延材と同一条件で熱間圧延して得られた熱延板（再加熱
材）とを、それぞれ酸洗後、仕上厚0.5mmに冷間圧延
し、次いで850℃で焼純し、これら焼純板の磁気特性を
測定した。第２図はこれら直送圧延材と再加熱材との上
記ΔＷ15/50およびΔB50をMn量とＳ量との関係で示して
いる。
％、N:0.0033％が一定でMn量およびＳ量を種々変えた鋼
（鋼ｂ群）について、そのスラブを連属鋳造後、30℃/m
inの冷却速度で1020℃まで冷却し、直ちに仕上温度820
℃、巻取温度700℃の条件で熱間圧延して得られた熱延
板（直送圧延材）と、上記スラブを常法にしたがい一旦
室温まで冷却し、その後1250℃に再加熱し、上記直送圧
延材と同一条件で熱間圧延して得られた熱延板（再加熱
材）とを、それぞれ酸洗後、仕上厚0.5mmに冷間圧延
し、次いで850℃で焼純し、これら焼純板の磁気特性を
測定した。第２図はこれら直送圧延材と再加熱材との上
記ΔＷ15/50およびΔB50をMn量とＳ量との関係で示して
いる。
以上の第１図および第２図に示す結果から、直送圧延
材が再加熱材と比べて遜色ない鉄損値（ΔＷ15/50＜0.3
W/kg）と再加熱材よりも高位の磁束密度（ΔB50＞0.01
T）を持つのは、鋼ａ群、鋼ｂ群という鋼種にかかわり
なく、Mn≧0.5％、0.003％≦Ｓ≦0.015％、〔Mn/S〕≧6
0の領域であることが判る。なお、Mn/Sの上限について
は、鋼ａ群で181、鋼ｂ群で318と、上記（６）で述べた
ように、Al量に依存して変化している。これについては
後述する。
材が再加熱材と比べて遜色ない鉄損値（ΔＷ15/50＜0.3
W/kg）と再加熱材よりも高位の磁束密度（ΔB50＞0.01
T）を持つのは、鋼ａ群、鋼ｂ群という鋼種にかかわり
なく、Mn≧0.5％、0.003％≦Ｓ≦0.015％、〔Mn/S〕≧6
0の領域であることが判る。なお、Mn/Sの上限について
は、鋼ａ群で181、鋼ｂ群で318と、上記（６）で述べた
ように、Al量に依存して変化している。これについては
後述する。
また、本発明に関する上記（１）〜（９）の説明で
は、MnSおよびAlNの析出・粗大化の促進と、これによる
粒成長性および鉄損改善という側面からだけ述べたが、
磁束密度についても上限限定された成分範囲において
は、直送圧延材のほうが再加熱材より高くなっており、
本発明では磁束密度の向上をも図ることができる。この
理由の詳細は必ずしも明確ではないが、次のような理由
が考えられる。すなわち、粒成長性の観点からは、直送
圧延材と再加熱材とではMnS、AlNの析出状況に差はない
ものの、プロセスの違いに起因して、再加熱材よりも直
送圧延材のほうが、析出物が微細で数が多く、さらに直
送圧延材ではAlNの大半はMnSを核として析出する等、両
者には細かい面での析出物の分布状態、性状に差があ
る。そして、このような違いに基づき、直送圧延材では
冷間圧延時の歪の入り方、分布が再加熱材とは異なり、
これが続く焼鈍後の集合組織形成に影響を及ぼし、上述
したような磁速密度の向上をもたらすものと考えられ
る。
は、MnSおよびAlNの析出・粗大化の促進と、これによる
粒成長性および鉄損改善という側面からだけ述べたが、
磁束密度についても上限限定された成分範囲において
は、直送圧延材のほうが再加熱材より高くなっており、
本発明では磁束密度の向上をも図ることができる。この
理由の詳細は必ずしも明確ではないが、次のような理由
が考えられる。すなわち、粒成長性の観点からは、直送
圧延材と再加熱材とではMnS、AlNの析出状況に差はない
ものの、プロセスの違いに起因して、再加熱材よりも直
送圧延材のほうが、析出物が微細で数が多く、さらに直
送圧延材ではAlNの大半はMnSを核として析出する等、両
者には細かい面での析出物の分布状態、性状に差があ
る。そして、このような違いに基づき、直送圧延材では
冷間圧延時の歪の入り方、分布が再加熱材とは異なり、
これが続く焼鈍後の集合組織形成に影響を及ぼし、上述
したような磁速密度の向上をもたらすものと考えられ
る。
なお、この磁束密度はMnSの析出量を通じ、0.003％≦
Ｓ＜0.005％ではΔB50＝0.01〜0.02T、0.005％≦Ｓ≦0.
015％ではΔB50＞0.02Tと、Ｓ量によって異なってい
る。したがって、鉄損値だけの観点からは0.003％≦Ｓ
≦0.015％で十分であるが、磁束密度を加味した観点か
らは、0.005％≦Ｓ≦0.015％とすることが好ましい。
Ｓ＜0.005％ではΔB50＝0.01〜0.02T、0.005％≦Ｓ≦0.
015％ではΔB50＞0.02Tと、Ｓ量によって異なってい
る。したがって、鉄損値だけの観点からは0.003％≦Ｓ
≦0.015％で十分であるが、磁束密度を加味した観点か
らは、0.005％≦Ｓ≦0.015％とすることが好ましい。
C:0.0027％、Si:0.31％、P:0.085％、N:0.0029％が一
定（鋼ａ群と同一）で、Mn量、Ｓ量およびMn/S比をMn≧
0.5％、0.003％≦Ｓ≦0.015％、Mn/S≧60の範囲（本発
明範囲）で変え、さらにAl量を種々変えた鋼（鋼ｃ群）
と、C:0.0034％、Si:0.80％、P:0.051％、N:0.0033％が
一定（鋼ｂ群と同一）で、Mn量、Ｓ量およびMn/S比を上
記鋼ｃ群と同様の範囲で変え、さらにAl量を種々変えた
鋼（鋼ｄ群）について、鋼ｃ群については上述した鋼ａ
群（第１図）と同一製造プロセスで、また鋼ｄ群につい
ては上述した鋼ｂ群（第２図）と同一製造プロセスで、
それぞれ直送圧延材と再加熱材の焼鈍板を製造し、その
磁気特性を測定した。第３図はこれら直送圧延材と再加
熱材とのΔＷ15/50およびΔB50をMn/S比とAl量との関係
で示している。これによれば、上記（６）で述べたよう
に、直送圧延材のMn/S比の上限はAl量の関数として与え
られ、（Mn/S）≦（580〔Al〕1/2＋17）の場合にのみ、
ΔＷ15/50＜0.3W/kg、ΔB50＞0.01Tという、再加熱材と
同程度の鉄損と再加熱材よりも高位の磁束密度を持つこ
とが判る。
定（鋼ａ群と同一）で、Mn量、Ｓ量およびMn/S比をMn≧
0.5％、0.003％≦Ｓ≦0.015％、Mn/S≧60の範囲（本発
明範囲）で変え、さらにAl量を種々変えた鋼（鋼ｃ群）
と、C:0.0034％、Si:0.80％、P:0.051％、N:0.0033％が
一定（鋼ｂ群と同一）で、Mn量、Ｓ量およびMn/S比を上
記鋼ｃ群と同様の範囲で変え、さらにAl量を種々変えた
鋼（鋼ｄ群）について、鋼ｃ群については上述した鋼ａ
群（第１図）と同一製造プロセスで、また鋼ｄ群につい
ては上述した鋼ｂ群（第２図）と同一製造プロセスで、
それぞれ直送圧延材と再加熱材の焼鈍板を製造し、その
磁気特性を測定した。第３図はこれら直送圧延材と再加
熱材とのΔＷ15/50およびΔB50をMn/S比とAl量との関係
で示している。これによれば、上記（６）で述べたよう
に、直送圧延材のMn/S比の上限はAl量の関数として与え
られ、（Mn/S）≦（580〔Al〕1/2＋17）の場合にのみ、
ΔＷ15/50＜0.3W/kg、ΔB50＞0.01Tという、再加熱材と
同程度の鉄損と再加熱材よりも高位の磁束密度を持つこ
とが判る。
また、同図によれば、上記（５）で述べたAl量の下限
が0.01％であることも判る。
が0.01％であることも判る。
以上の結果から、本発明では第４図に示すようにMn
量、Ｓ量、Al量およびMn/S比を以下のように規定した。
量、Ｓ量、Al量およびMn/S比を以下のように規定した。
0.5％≦Mn≦1.5％ 0.003％≦Ｓ≦0.015％ （好ましくは0.005％≦Ｓ≦0.015％） 0.01％≦Al≦0.40％ 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 ここで、Mn量の上限を、1.5％としたのは、Mnを1.5％
を超えて添加しても磁気特性の改善はみられず、却って
コスト上昇を招くためである。同様に0.40％を超えるAl
の添加も徒らなコスト上昇を招き、加えて磁束密度の急
激な劣化も招くため、Al量の上限は0.40％とした。
を超えて添加しても磁気特性の改善はみられず、却って
コスト上昇を招くためである。同様に0.40％を超えるAl
の添加も徒らなコスト上昇を招き、加えて磁束密度の急
激な劣化も招くため、Al量の上限は0.40％とした。
（２）その他の成分 C:0.0050％を超えて含有させると、磁気特性の劣化およ
び磁気時効の増大を招くため、本発明ではＣ≦0.0050％
の極低炭素鋼をその対象とする。
び磁気時効の増大を招くため、本発明ではＣ≦0.0050％
の極低炭素鋼をその対象とする。
Si:固有抵抗の増加を通じて鉄損の低下をもたらす元素
であるが、この効果が十分に発揮されるには0.1％以上
の添加が必要である。但し、1.0％を超えるSiの添加は
磁束密度の急激な低下を招くため、上限は1.0％とす
る。
であるが、この効果が十分に発揮されるには0.1％以上
の添加が必要である。但し、1.0％を超えるSiの添加は
磁束密度の急激な低下を招くため、上限は1.0％とす
る。
P:磁気特性をあまり損なうことなく、硬度上昇および打
ち抜き性の向上をもたらす元素である。但し、0.15％超
の添加はこれらの効果が飽和するのみならず、磁気特性
の急激な劣化につながるため、その上限は0.15％とす
る。
ち抜き性の向上をもたらす元素である。但し、0.15％超
の添加はこれらの効果が飽和するのみならず、磁気特性
の急激な劣化につながるため、その上限は0.15％とす
る。
N:上記（５）で述べたように、AlNの析出・粗大化はMnS
核の数とAl量に強く依存するため、この意味からはＮ量
は特に規定する必要はない。但し、Ｎが0.0050％を超え
ると、固溶Ｎ自体の増加を通じて磁気特性が劣化するた
め、上限は0.0050％とする。
核の数とAl量に強く依存するため、この意味からはＮ量
は特に規定する必要はない。但し、Ｎが0.0050％を超え
ると、固溶Ｎ自体の増加を通じて磁気特性が劣化するた
め、上限は0.0050％とする。
（３）連続鋳造後のスラブ冷却条件 C:0.0027％、Si:0.31％、P:0.085％、N:0.0029％が一
定（鋼ａ群と同一）で、Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比
を本発明範囲で種々変えた鋼（鋼ａ群）と、C:0.0034
％、Si:0.80％、P:0.051％、N:0.0033％が一定（鋼ｂ群
と同一）で、Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比を本発明範
囲で種々変えた鋼（鋼ｆ群）について、直送圧延材につ
いては連続鋳造後のスラブ冷却速度CRを種々変えた製造
プロセスを採用しつつ、直送圧延材および再加熱材の焼
純板を製造し、それらの磁気特性を測定した。その製造
プロセスは、直送圧延材について上記スラブ冷却速度を
変えた以外は、鋼ｅ群について上述した鋼ａ群（第１
図）と、また鋼ｆ群については上述した鋼ｂ群（第２
図）とそれぞれ同一とした。なお、上記スラブ冷却速度
CRは、スラブの1/4幅、板厚1/4位置での1400℃からの平
均冷却速度（℃/min）で規定した。
定（鋼ａ群と同一）で、Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比
を本発明範囲で種々変えた鋼（鋼ａ群）と、C:0.0034
％、Si:0.80％、P:0.051％、N:0.0033％が一定（鋼ｂ群
と同一）で、Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比を本発明範
囲で種々変えた鋼（鋼ｆ群）について、直送圧延材につ
いては連続鋳造後のスラブ冷却速度CRを種々変えた製造
プロセスを採用しつつ、直送圧延材および再加熱材の焼
純板を製造し、それらの磁気特性を測定した。その製造
プロセスは、直送圧延材について上記スラブ冷却速度を
変えた以外は、鋼ｅ群について上述した鋼ａ群（第１
図）と、また鋼ｆ群については上述した鋼ｂ群（第２
図）とそれぞれ同一とした。なお、上記スラブ冷却速度
CRは、スラブの1/4幅、板厚1/4位置での1400℃からの平
均冷却速度（℃/min）で規定した。
第５図はこれら直送圧延材と再加熱材とのΔＷ15/50
およびΔB50をMn量、Al量およびMn/S比の関係とスラブ
冷却速度CRとの関係で示している。これによれば、上記
（７）で述べたようにスラブ冷却速度CRの上限は、Mn
量、Al量、Mn/S比の関数である として各鋼種毎に異なり、スラブを連続鋳造後、上記冷
却速度以下で冷却された場合にのみ、ΔＷ15/50＜0.3W/
kg、ΔB50＞0.01Tと良好な磁気特性が得られている。ま
た、上記（７）で述べたように、極端な徐冷は実質上ス
ラブの高温保持と等しく、表面性状の劣化や生産性の低
下を招くため、これを防ぐ意味から冷却速度CRの下限は
５℃/minとする必要がある。
およびΔB50をMn量、Al量およびMn/S比の関係とスラブ
冷却速度CRとの関係で示している。これによれば、上記
（７）で述べたようにスラブ冷却速度CRの上限は、Mn
量、Al量、Mn/S比の関数である として各鋼種毎に異なり、スラブを連続鋳造後、上記冷
却速度以下で冷却された場合にのみ、ΔＷ15/50＜0.3W/
kg、ΔB50＞0.01Tと良好な磁気特性が得られている。ま
た、上記（７）で述べたように、極端な徐冷は実質上ス
ラブの高温保持と等しく、表面性状の劣化や生産性の低
下を招くため、これを防ぐ意味から冷却速度CRの下限は
５℃/minとする必要がある。
次に、C:0.0041％、Si:0.12％、Mn:0.52％、P:0.111
％、S:0.008％、Al:0.03％、N:0.0033％、Mn/S＝65の組
成を有する鋼、すなわち、本発明鋼にあってはMn、Al、
Mn/S比がいずれも低めであり、MnSおよびAlNの析出・粗
大化に対して成分的にかなり不利な鋼（鋼g:この鋼のス
ラブ冷却速度の上限は、上記の計算により52℃/minであ
る）と、C:0.0023％、Si:0.85％、Mn:1.47％、P:0.051
％、S:0.006％、Al:0.37％、N:0.0017％、Mn/S＝245の
組成を有する鋼、すなわち、本発明鋼にあってはMn、A
l、Mn/S比がいずれも高めであり、MnSおよびAlNの析出
・粗大化に対して成分的にかなり有利な鋼（鋼h:この鋼
のスラブ冷却速度の上限は、上限の計算により138℃/mi
nである）について、下記条件の製造プロセスにより直
送圧延材および再加熱材の焼鈍板を製造し、それらの磁
気特性を測定した。製造プロセス中、直送圧延材につい
ては、その連続鋳造後のスラブ冷却速度CRを、鋼ｇでは
７℃/min（本発明の上限値以下）、45℃/min（同上限値
以下）および55℃/min（同上限値超）の３水準、鋼ｈで
は20℃/min（同上限値以下）、130℃/min（同上限値以
下）および145℃/min（同上限値超）の３水準とし、こ
れらの冷却速度でスラブを種々の温度まで冷却後、直ち
に熱間圧延を開始した。一方、比較材としての再加熱材
については、その再加熱温度を鋼ｇでは1220℃、鋼ｈで
は1250℃として熱間圧延を行った。なお、熱間圧延以降
のプロセスは、鋼ｇについては上述した鋼ａ群（第１
図）と、また鋼ｈについては上述した鋼ｂ群（第２図）
と同一である。
％、S:0.008％、Al:0.03％、N:0.0033％、Mn/S＝65の組
成を有する鋼、すなわち、本発明鋼にあってはMn、Al、
Mn/S比がいずれも低めであり、MnSおよびAlNの析出・粗
大化に対して成分的にかなり不利な鋼（鋼g:この鋼のス
ラブ冷却速度の上限は、上記の計算により52℃/minであ
る）と、C:0.0023％、Si:0.85％、Mn:1.47％、P:0.051
％、S:0.006％、Al:0.37％、N:0.0017％、Mn/S＝245の
組成を有する鋼、すなわち、本発明鋼にあってはMn、A
l、Mn/S比がいずれも高めであり、MnSおよびAlNの析出
・粗大化に対して成分的にかなり有利な鋼（鋼h:この鋼
のスラブ冷却速度の上限は、上限の計算により138℃/mi
nである）について、下記条件の製造プロセスにより直
送圧延材および再加熱材の焼鈍板を製造し、それらの磁
気特性を測定した。製造プロセス中、直送圧延材につい
ては、その連続鋳造後のスラブ冷却速度CRを、鋼ｇでは
７℃/min（本発明の上限値以下）、45℃/min（同上限値
以下）および55℃/min（同上限値超）の３水準、鋼ｈで
は20℃/min（同上限値以下）、130℃/min（同上限値以
下）および145℃/min（同上限値超）の３水準とし、こ
れらの冷却速度でスラブを種々の温度まで冷却後、直ち
に熱間圧延を開始した。一方、比較材としての再加熱材
については、その再加熱温度を鋼ｇでは1220℃、鋼ｈで
は1250℃として熱間圧延を行った。なお、熱間圧延以降
のプロセスは、鋼ｇについては上述した鋼ａ群（第１
図）と、また鋼ｈについては上述した鋼ｂ群（第２図）
と同一である。
第６図は、鋼ｇ、鋼ｈそれぞれについて、直送圧延材
と再加熱材とのΔＷ15/50をスラブ冷却温度との関係で
示している。これによれば、鋼ｇ、鋼ｈとも、すなわち
MnS、AlNの析出・粗大化に有利な成分であると否とにか
かわらず、スラブの冷却速度が本発明範囲にある場合
（鋼ｇでは、７℃/min、45℃/min、鋼ｈでは20℃/min、
130℃/min）には、スラブ冷却温度が1000〜1100℃の範
囲において、直送圧延材はΔＷ15/50＜0.3W/kgと、再加
熱材に比べて遜色のない鉄損を示す。これに対し、スラ
ブ冷却温度が1100℃超では、例え本発明鋼を本発明が規
定するスラブ冷却速度で冷却したとしても、ΔＷ15/50
＞0.7W/kgとなり、優れた鉄損は得られない。
と再加熱材とのΔＷ15/50をスラブ冷却温度との関係で
示している。これによれば、鋼ｇ、鋼ｈとも、すなわち
MnS、AlNの析出・粗大化に有利な成分であると否とにか
かわらず、スラブの冷却速度が本発明範囲にある場合
（鋼ｇでは、７℃/min、45℃/min、鋼ｈでは20℃/min、
130℃/min）には、スラブ冷却温度が1000〜1100℃の範
囲において、直送圧延材はΔＷ15/50＜0.3W/kgと、再加
熱材に比べて遜色のない鉄損を示す。これに対し、スラ
ブ冷却温度が1100℃超では、例え本発明鋼を本発明が規
定するスラブ冷却速度で冷却したとしても、ΔＷ15/50
＞0.7W/kgとなり、優れた鉄損は得られない。
このような臨界温度の存在は上記（８）で述べたよう
に、MnSの析出・粗大化の駆動力の点から説明できる。
すなわぢ、連続鋳造後、所定の冷却速度でスラブが冷却
される際、温度が低下すればする程、MnSの過飽和度、
析出・粗大化の駆動力が増加する結果、MnSの析出・粗
大化は指数関数的変化をたどる。つまり、スラブ温度が
ある温度以下ではじめてMnSの析出・粗大化が急激に進
展することになる。したがって、MnSの析出・粗大化を
十分達成し、ひいてはこのMnSを核としてAlNの析出・粗
大化を促進するためには、スラブ冷却温度をある温度以
下とすることが必要となる。本発明法においては、この
温度が1100℃に該当する。
に、MnSの析出・粗大化の駆動力の点から説明できる。
すなわぢ、連続鋳造後、所定の冷却速度でスラブが冷却
される際、温度が低下すればする程、MnSの過飽和度、
析出・粗大化の駆動力が増加する結果、MnSの析出・粗
大化は指数関数的変化をたどる。つまり、スラブ温度が
ある温度以下ではじめてMnSの析出・粗大化が急激に進
展することになる。したがって、MnSの析出・粗大化を
十分達成し、ひいてはこのMnSを核としてAlNの析出・粗
大化を促進するためには、スラブ冷却温度をある温度以
下とすることが必要となる。本発明法においては、この
温度が1100℃に該当する。
一方、スラブの冷却温度が1000℃を下回ると、上記
（８）で述べたように、スラブの変形能不足のため熱延
板でエッジ割れが発生したり、あるいは950℃未満では
ミル負荷増大のために熱間圧延自体が不可能となってし
まう。
（８）で述べたように、スラブの変形能不足のため熱延
板でエッジ割れが発生したり、あるいは950℃未満では
ミル負荷増大のために熱間圧延自体が不可能となってし
まう。
なお、スラブの冷却速度が本発明の規定する範囲を超
える場合（鋼ｇで55℃/min、鋼ｈで145℃/min）には、
本発明鋼であっても、スラブの冷却温度にかかわりな
く、ΔＷ15/50＞0.7W/kgであり、優れた鉄損が得られな
いことも確認できる。
える場合（鋼ｇで55℃/min、鋼ｈで145℃/min）には、
本発明鋼であっても、スラブの冷却温度にかかわりな
く、ΔＷ15/50＞0.7W/kgであり、優れた鉄損が得られな
いことも確認できる。
また、ΔB50については、スラブ冷却速度を本発明範
囲内とし、スラブ冷却温度を1100℃以下とした場合に
は、いずれも0.02Tを超えたが、スラブ冷却温度が1100
℃超であったり、スラブ冷却速度が本発明範囲外の場合
には、いずれも0.02Tを下回る結果となった。
囲内とし、スラブ冷却温度を1100℃以下とした場合に
は、いずれも0.02Tを超えたが、スラブ冷却温度が1100
℃超であったり、スラブ冷却速度が本発明範囲外の場合
には、いずれも0.02Tを下回る結果となった。
以上の結果から、本発明においては連続鋳造後、スラ
ブを鋼成分に応じて定まる所定の冷却速度以下で冷却す
ることに加え、その際のスラブの冷却温度域を1000℃以
上1100℃以下と規定する必要がある。
ブを鋼成分に応じて定まる所定の冷却速度以下で冷却す
ることに加え、その際のスラブの冷却温度域を1000℃以
上1100℃以下と規定する必要がある。
但し、上記冷却温度域の規定は、コストミニマム、生
産性マキシマムを前提としたものであり、コスト上ある
いは生産性上多少の余裕があり、スラブの再加熱が許容
される場合には、再加熱はMnSの析出・粗大化にはむし
ろ有利に働くため、スラブ冷却温度は1000℃を下回って
もよい。しかしながら、本発明者らの試算では、この温
度が600℃未満となると、再加熱に要するコスト、時間
が指数関数的に増加するため、600℃未満へのスラブの
降温は避けるべきである。また再加熱温度については、
熱間圧延性確保のため1000℃以上とすべきであることは
言うまでもないが、1150℃を超えると、一旦析出・粗大
化したMnSが再溶解するため、再加熱温度の上限は1150
℃とすることが望ましい。再加熱時間については、スラ
ブの均熱性確保、スケール増加防止の意味から10min以
上30min以下が適当と考えられる。
産性マキシマムを前提としたものであり、コスト上ある
いは生産性上多少の余裕があり、スラブの再加熱が許容
される場合には、再加熱はMnSの析出・粗大化にはむし
ろ有利に働くため、スラブ冷却温度は1000℃を下回って
もよい。しかしながら、本発明者らの試算では、この温
度が600℃未満となると、再加熱に要するコスト、時間
が指数関数的に増加するため、600℃未満へのスラブの
降温は避けるべきである。また再加熱温度については、
熱間圧延性確保のため1000℃以上とすべきであることは
言うまでもないが、1150℃を超えると、一旦析出・粗大
化したMnSが再溶解するため、再加熱温度の上限は1150
℃とすることが望ましい。再加熱時間については、スラ
ブの均熱性確保、スケール増加防止の意味から10min以
上30min以下が適当と考えられる。
（４）その他の製造条件 熱延条件： 巻取温度が650℃未満では、MnS、AlNの析出・粗大化
が不十分となることに加えて、熱延板の再結晶・粗粒化
の進展も遅滞し、その結果、直送圧延材、再加熱材とも
磁気特性の絶対値そのものが劣化する。このため巻取温
度は650℃以上とする必要がある。
が不十分となることに加えて、熱延板の再結晶・粗粒化
の進展も遅滞し、その結果、直送圧延材、再加熱材とも
磁気特性の絶対値そのものが劣化する。このため巻取温
度は650℃以上とする必要がある。
仕上温度については、MnS、AlNの析出・粗大化の進展
に対いては影響が小さいため特に規定する必要はない
が、巻取温度を確保する点から750℃以上とすることが
望ましい。
に対いては影響が小さいため特に規定する必要はない
が、巻取温度を確保する点から750℃以上とすることが
望ましい。
酸洗、冷間圧延条件： 特に規定の必要はなく、常法で行うことが可能であ
る。
る。
焼鈍条件： 焼鈍温度が700℃未満の場合、上記熱延巻取温度と同
様に磁気特性の絶対値そのものが劣化するため、下限は
700℃とする。一方、焼鈍温度が900℃を超えると徒らな
コスト上昇を招くばかりでなく、フェライト粒の過度の
粗大化により、磁気特性上好ましくない集合組織が発達
し、これに起因して磁束密度が低下するため、上限は90
0℃とする。
様に磁気特性の絶対値そのものが劣化するため、下限は
700℃とする。一方、焼鈍温度が900℃を超えると徒らな
コスト上昇を招くばかりでなく、フェライト粒の過度の
粗大化により、磁気特性上好ましくない集合組織が発達
し、これに起因して磁束密度が低下するため、上限は90
0℃とする。
第１表に示す鋼を用い、そのスラブを連続鋳造後、種
々の冷却速度にて種々の温度まで冷却した後、直ちに熱
間圧延して得られた熱延板（直送圧延材）と、比較材と
して上記スラブを一旦室温まで冷却した後、所定の温度
に再加熱し、次いで直送圧延材と同一条件で熱間圧延し
て得られた熱延板（再加熱材）について、これらを酸洗
後、仕上厚0.5mmに冷間圧延し、続いて3minの焼鈍を行
った。このようにして得られた鋼板のエプスタイン磁気
特性（直送圧延材および再加熱材の磁気特性と、両者の
磁気特性の差）を具体的な製造条件とともに第２−ａ表
〜第２−ｃ表および第３−ａ表〜第３−ｃ表に示す。
々の冷却速度にて種々の温度まで冷却した後、直ちに熱
間圧延して得られた熱延板（直送圧延材）と、比較材と
して上記スラブを一旦室温まで冷却した後、所定の温度
に再加熱し、次いで直送圧延材と同一条件で熱間圧延し
て得られた熱延板（再加熱材）について、これらを酸洗
後、仕上厚0.5mmに冷間圧延し、続いて3minの焼鈍を行
った。このようにして得られた鋼板のエプスタイン磁気
特性（直送圧延材および再加熱材の磁気特性と、両者の
磁気特性の差）を具体的な製造条件とともに第２−ａ表
〜第２−ｃ表および第３−ａ表〜第３−ｃ表に示す。
第２−ａ表〜第２−ｃ表は鋼成分の影響を調べたもの
で、比較材については成分以外の条件はいずれも本発明
条件を満足している。同表によれば、本発明法による直
送圧延材は、ΔＷ15/50＜0.3W/kg、ΔB50＞0.01Tと、再
加熱材に較べて遜色のない鉄損値と、再加熱材よりも高
位の磁束密度を示すのに対し、比較鋼では、ΔB50につ
いては本発明鋼と同等の値を示すものはあるものの、鉄
損に関してはいずれもΔＷ15/50＞0.7W/kgであり、直送
圧延により鉄損が大幅に劣化することが判る。
で、比較材については成分以外の条件はいずれも本発明
条件を満足している。同表によれば、本発明法による直
送圧延材は、ΔＷ15/50＜0.3W/kg、ΔB50＞0.01Tと、再
加熱材に較べて遜色のない鉄損値と、再加熱材よりも高
位の磁束密度を示すのに対し、比較鋼では、ΔB50につ
いては本発明鋼と同等の値を示すものはあるものの、鉄
損に関してはいずれもΔＷ15/50＞0.7W/kgであり、直送
圧延により鉄損が大幅に劣化することが判る。
第３−ａ表〜第３−ｃ表は、製造条件のうちスラブ冷
却速度とスラブ冷却温度の影響を調べたものである。こ
の場合もスラう冷却速度とスラブ冷却温度が本発明条件
を満足する直送圧延は、ΔＷ15/50＜0.3W/kg、ΔB50＞
0.01Tと、再加熱材と較べても遜色のない鉄損値と、再
加熱材よりも高位の磁束密度が得られている。これに対
し、スラブ冷却速度やスラブ冷却温度が本発明範囲外の
比較例では、ΔB50は本発明材と同等のものはあるもの
の、鉄損はいずれもΔＷ15/50＞0.7W/kgであり、直送圧
延材の鉄損は再加熱材に較べて大幅に上昇してしまう。
却速度とスラブ冷却温度の影響を調べたものである。こ
の場合もスラう冷却速度とスラブ冷却温度が本発明条件
を満足する直送圧延は、ΔＷ15/50＜0.3W/kg、ΔB50＞
0.01Tと、再加熱材と較べても遜色のない鉄損値と、再
加熱材よりも高位の磁束密度が得られている。これに対
し、スラブ冷却速度やスラブ冷却温度が本発明範囲外の
比較例では、ΔB50は本発明材と同等のものはあるもの
の、鉄損はいずれもΔＷ15/50＞0.7W/kgであり、直送圧
延材の鉄損は再加熱材に較べて大幅に上昇してしまう。
〔発明の効果〕 以上述べた本発明によれば、無方向性電磁鋼板の製造
に直接圧延を適用するにあたり、従来技術では必須であ
った鋼成分の特殊な調整や、スラブの高温・長時間保
持、再加熱といったコスト上昇や生産性低下を招く工程
を必要とせず、直送圧延本来の利点であるコストミニマ
ム、生産性マキシマムを実現しつつ、再加熱材と同等な
いしはそれ以上の磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を
製造することができる。
に直接圧延を適用するにあたり、従来技術では必須であ
った鋼成分の特殊な調整や、スラブの高温・長時間保
持、再加熱といったコスト上昇や生産性低下を招く工程
を必要とせず、直送圧延本来の利点であるコストミニマ
ム、生産性マキシマムを実現しつつ、再加熱材と同等な
いしはそれ以上の磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を
製造することができる。
第１図および第２図は、直送圧延材と再加熱材の磁気特
性の差（ΔＷ15/50、ΔB50）に対するMn量、Ｓ量および
Mn/S比の影響とその適正範囲を示すグラフである。第３
図は、直送圧延材と再加熱材の磁気特性の差に対するAl
量、Mn/S比の影響とその適正範囲を示すグラフである。
第４図は、Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比に関する本発
明範囲を示すグラフである。第５図は、直送圧延材と再
加熱材の磁気特性の差に対する直送圧延材のスラブ冷却
速度の影響とその適正範囲を示すグラフである。第６図
は、直送圧延材と再加熱材の鉄損Ｗ15/50の差に対する
直送圧延材のスラブ冷却温度の影響とその適正範囲を示
すグラフである。
性の差（ΔＷ15/50、ΔB50）に対するMn量、Ｓ量および
Mn/S比の影響とその適正範囲を示すグラフである。第３
図は、直送圧延材と再加熱材の磁気特性の差に対するAl
量、Mn/S比の影響とその適正範囲を示すグラフである。
第４図は、Mn量、Ｓ量、Al量およびMn/S比に関する本発
明範囲を示すグラフである。第５図は、直送圧延材と再
加熱材の磁気特性の差に対する直送圧延材のスラブ冷却
速度の影響とその適正範囲を示すグラフである。第６図
は、直送圧延材と再加熱材の鉄損Ｗ15/50の差に対する
直送圧延材のスラブ冷却温度の影響とその適正範囲を示
すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％にて、Ｃ≦0.0050％、0.1％≦Si≦
1.0％、0.5％≦Mn≦1.5％、Ｐ≦0.15％、0.003％≦Ｓ≦
0.015％、0.01％≦Al≦0.40％、Ｎ≦0.0050％、残部Fe
および不可避的不純物からなり、且つ、 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する成分の鋼を連続鋳造でスラブとなし、該スラ
ブを、 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する冷却速度CR（℃/min）で1000〜1100℃の温度
域に冷却し、次いで保熱または再加熱することなく直ち
に、巻取温度650℃以上の熱間圧延を行い、酸洗および
冷間圧延後、700℃以上900℃以下の温度にて焼鈍するこ
とを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％にて、Ｃ≦0.0050％、0.1％≦Si≦
1.0％、0.5％≦Mn≦1.5％、Ｐ≦0.15％、0.003％≦Ｓ≦
0.015％、0.01％≦Al≦0.40％、Ｎ≦0.0050、残部Feお
よび不可避的不純物からなり、且つ、 60≦（〔Mn〕／〔Ｓ〕）≦580〔Al〕1/2＋17 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する成分の鋼を連続鋳造でスラブとなし、該スラ
ブを、 但し、〔Mn〕:Mn含有量（重量％） 〔Ｓ〕:S含有量（重量％） 〔Al〕:Al含有量（重量％） を満足する冷却速度CR（℃/min）で1000〜1100℃の温度
域に冷却し、次いで保熱または再加熱することなく直ち
に、巻取温度650℃以上の熱間圧延を行い、酸洗および
冷間圧延後、700℃以上900℃以下の温度にて焼鈍し、次
いで絶縁皮膜等の塗布・焼付けを行うことを特徴とする
無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2048357A JPH0819467B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2048357A JPH0819467B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03249130A JPH03249130A (ja) | 1991-11-07 |
| JPH0819467B2 true JPH0819467B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=12801104
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2048357A Expired - Fee Related JPH0819467B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0819467B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2757541B1 (fr) * | 1996-12-19 | 1999-01-22 | Lorraine Laminage | Tole d'acier magnetique a grains non orientes |
| CN116949264B (zh) * | 2023-07-31 | 2026-04-07 | 张家港扬子江冷轧板有限公司 | 定频压缩机电机铁芯用无取向硅钢及制备方法 |
-
1990
- 1990-02-28 JP JP2048357A patent/JPH0819467B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03249130A (ja) | 1991-11-07 |
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|---|---|---|---|
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