JPH0967653A - 鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents
鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板Info
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- JPH0967653A JPH0967653A JP7220098A JP22009895A JPH0967653A JP H0967653 A JPH0967653 A JP H0967653A JP 7220098 A JP7220098 A JP 7220098A JP 22009895 A JP22009895 A JP 22009895A JP H0967653 A JPH0967653 A JP H0967653A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 セミプロセス電磁鋼板製品と、セミプロセス
製品を磁性焼鈍した後の鉄損特性の優れた無方向性電磁
鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｓｉ：１％以下、Ａｌ：０．
１〜１％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｃｕ：０．０５％
以下、Ｓ：０．０１％以下を含む無方向性電磁鋼板であ
って、鋼板中に含まれる介在物の大きさおよび個数が、
直径０．１〜０．５μｍの大きさのものが５００〜５０
００個／ｍｍ 2、直径０．５μｍ超えの大きさのものが
５００個／ｍｍ 2以下である。更に、好ましくはＣ：
０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｎ：０．００５
％以下とする。
製品を磁性焼鈍した後の鉄損特性の優れた無方向性電磁
鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｓｉ：１％以下、Ａｌ：０．
１〜１％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｃｕ：０．０５％
以下、Ｓ：０．０１％以下を含む無方向性電磁鋼板であ
って、鋼板中に含まれる介在物の大きさおよび個数が、
直径０．１〜０．５μｍの大きさのものが５００〜５０
００個／ｍｍ 2、直径０．５μｍ超えの大きさのものが
５００個／ｍｍ 2以下である。更に、好ましくはＣ：
０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｎ：０．００５
％以下とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鉄損特性の優れる
無方向性電磁鋼板に関するものである。
無方向性電磁鋼板に関するものである。
【０００２】無方向性電磁鋼板には、鋼板が製鉄所から
出荷される際に仕上焼鈍などを施され、最終的な磁気特
性を具備しているように製造されたフルプロセス製品と
仕上焼鈍後の鋼板を需要家において打抜き加工や剪断加
工を行った後に磁性焼鈍を行い、加工歪の除去および結
晶粒の粗大化を行って所定の磁気特性を得るように配慮
したセミプロセス製品に分けられる。
出荷される際に仕上焼鈍などを施され、最終的な磁気特
性を具備しているように製造されたフルプロセス製品と
仕上焼鈍後の鋼板を需要家において打抜き加工や剪断加
工を行った後に磁性焼鈍を行い、加工歪の除去および結
晶粒の粗大化を行って所定の磁気特性を得るように配慮
したセミプロセス製品に分けられる。
【０００３】本発明は、後者に属するもので、セミプロ
セス製品を磁性焼鈍した後の鉄損特性の優れた無方向性
電磁鋼板を提供するものである。
セス製品を磁性焼鈍した後の鉄損特性の優れた無方向性
電磁鋼板を提供するものである。
【０００４】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、発電機、電動機、
小型変圧器などの電気機器に広範に使用されている。こ
れらの製品に対し最近では、省エネルギーの流れを受け
て、電気機器が使用される際のエネルギーを出来るだけ
低く抑えたいという要望が強まっており、これまでにも
まして鉄損の少ない鋼板の供給が求められている。
小型変圧器などの電気機器に広範に使用されている。こ
れらの製品に対し最近では、省エネルギーの流れを受け
て、電気機器が使用される際のエネルギーを出来るだけ
低く抑えたいという要望が強まっており、これまでにも
まして鉄損の少ない鋼板の供給が求められている。
【０００５】一般に、鉄損は使用時の鋼板の結晶粒径が
大きくなるほど少なくなることが知られており、磁性焼
鈍において結晶粒径を粗大化させることの容易な鋼板が
求められている。そうした要望に対して、結晶粒界のピ
ンニングサイトとなりやすい介在物あるいは析出物量を
低減することや、鋼板中の介在物もしくは析出物の形状
・組成を制御してピンニングサイトとしての機能を失わ
せる試みが成されている。
大きくなるほど少なくなることが知られており、磁性焼
鈍において結晶粒径を粗大化させることの容易な鋼板が
求められている。そうした要望に対して、結晶粒界のピ
ンニングサイトとなりやすい介在物あるいは析出物量を
低減することや、鋼板中の介在物もしくは析出物の形状
・組成を制御してピンニングサイトとしての機能を失わ
せる試みが成されている。
【０００６】例えば、特開平３−２４９１１５号公報で
は、ＳｉおよびＳ量に対して特定範囲のＭｎ量にするこ
とにより、凝固過程でのＭｎＳを増大させ、ピンニング
サイトとして機能しにくい粗大なＭｎＳとすることが提
案されている。また、特開昭６２−１９９７２０号公報
では、スラブ加熱温度を１１５０℃以下と低い温度に設
定し、ＭｎＳの再固溶を防止することによって微細に分
散しやすい再析出ＭｎＳ量を制御する方法が提案されて
いる。さらに、特公昭５６−３３４５１号公報では、ス
ラブを特定温度に保持することで、ＡｌＮを粗大化して
結晶粒の成長に対して無害化を図ることが提案されてい
る。
は、ＳｉおよびＳ量に対して特定範囲のＭｎ量にするこ
とにより、凝固過程でのＭｎＳを増大させ、ピンニング
サイトとして機能しにくい粗大なＭｎＳとすることが提
案されている。また、特開昭６２−１９９７２０号公報
では、スラブ加熱温度を１１５０℃以下と低い温度に設
定し、ＭｎＳの再固溶を防止することによって微細に分
散しやすい再析出ＭｎＳ量を制御する方法が提案されて
いる。さらに、特公昭５６−３３４５１号公報では、ス
ラブを特定温度に保持することで、ＡｌＮを粗大化して
結晶粒の成長に対して無害化を図ることが提案されてい
る。
【０００７】一方、特開平１−１５２２３９号公報で
は、鋼板中の酸化物の組成、具体的にはＳｉＯ2 、Ｍｎ
Ｏ、Ａｌ2 Ｏ3 に対するＭｎＯの比率を低めることによ
って酸化物の融点を上げ、ピンニングサイトとして機能
しやすい微細介在物の分散を防止することが提案されて
いる。また、特公平５−６９９１０号公報では、直径
０．５〜５μｍの酸化物を１０〜５００個／ｍｍ 2残
し、これを核としてＭｎＳを凝集析出させ、微細なＭｎ
Ｓの析出を減らすことが提案されている。
は、鋼板中の酸化物の組成、具体的にはＳｉＯ2 、Ｍｎ
Ｏ、Ａｌ2 Ｏ3 に対するＭｎＯの比率を低めることによ
って酸化物の融点を上げ、ピンニングサイトとして機能
しやすい微細介在物の分散を防止することが提案されて
いる。また、特公平５−６９９１０号公報では、直径
０．５〜５μｍの酸化物を１０〜５００個／ｍｍ 2残
し、これを核としてＭｎＳを凝集析出させ、微細なＭｎ
Ｓの析出を減らすことが提案されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら最近で
は、電気機器の省エネルギー化はもちろんのこと、電磁
鋼板およびそれを用いた電気部品の製造過程に対しても
省エネルギーが求められており、その中の具体的要望の
ひとつとして、磁性焼鈍をこれまでよりも低温側・短時
間側で実施したいという要望がある。たとえば、従来７
５０℃、２時間の条件で実施されていたものを、７３０
℃、１時間の条件で実施することである。
は、電気機器の省エネルギー化はもちろんのこと、電磁
鋼板およびそれを用いた電気部品の製造過程に対しても
省エネルギーが求められており、その中の具体的要望の
ひとつとして、磁性焼鈍をこれまでよりも低温側・短時
間側で実施したいという要望がある。たとえば、従来７
５０℃、２時間の条件で実施されていたものを、７３０
℃、１時間の条件で実施することである。
【０００９】こうした場合、本発明者らの実験によれ
ば、上記したような、ＭｎＳの粗大化もしくはＡｌＮの
粗大化、あるいは酸化物系介在物組成の規定、比較的大
きな酸化物の形成とそれによるＭｎＳの吸着だけでは十
分に粒成長させることができず、必要な鉄損特性が得ら
れないことが判明している。
ば、上記したような、ＭｎＳの粗大化もしくはＡｌＮの
粗大化、あるいは酸化物系介在物組成の規定、比較的大
きな酸化物の形成とそれによるＭｎＳの吸着だけでは十
分に粒成長させることができず、必要な鉄損特性が得ら
れないことが判明している。
【００１０】本発明はこうした低温・短時間での結晶粒
成長を容易にし、低温・短時間での磁性焼鈍においても
鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板を提供することを目
的としている。
成長を容易にし、低温・短時間での磁性焼鈍においても
鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板を提供することを目
的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】第１発明は、重量％（以
下、同様）で、Ｓｉ：１％以下、Ａｌ：０．１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜０．８％を含有し、Ｃｕ：０．０５％以
下（０を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０を含む）であ
る無方向性電磁鋼板であって、鋼板中に含まれる介在物
で直径０．１〜０．５μｍのものが５００〜５０００個
／ｍｍ 2、直径０．５μｍ超えのものが５００個／ｍｍ
2以下であることを特徴とする鉄損特性に優れた無方向
性電磁鋼板である。
下、同様）で、Ｓｉ：１％以下、Ａｌ：０．１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜０．８％を含有し、Ｃｕ：０．０５％以
下（０を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０を含む）であ
る無方向性電磁鋼板であって、鋼板中に含まれる介在物
で直径０．１〜０．５μｍのものが５００〜５０００個
／ｍｍ 2、直径０．５μｍ超えのものが５００個／ｍｍ
2以下であることを特徴とする鉄損特性に優れた無方向
性電磁鋼板である。
【００１２】第２発明は、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：
０．２％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：１％以
下、Ａｌ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．１〜０．８％を含
有し、Ｃｕ：０．０５％以下（０を含む）、Ｓ：０．０
１％以下（０を含む）である無方向性電磁鋼板であっ
て、鋼板中に含まれる介在物で直径０．１〜０．５μｍ
のものが５００〜５０００個／ｍｍ 2、直径０．５μｍ
超えのものが５００個／ｍｍ 2以下であることを特徴と
する鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板である。
０．２％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：１％以
下、Ａｌ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．１〜０．８％を含
有し、Ｃｕ：０．０５％以下（０を含む）、Ｓ：０．０
１％以下（０を含む）である無方向性電磁鋼板であっ
て、鋼板中に含まれる介在物で直径０．１〜０．５μｍ
のものが５００〜５０００個／ｍｍ 2、直径０．５μｍ
超えのものが５００個／ｍｍ 2以下であることを特徴と
する鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板である。
【００１３】（１）介在物、析出物 本発明で、鋼板中に含まれる介在物の大きさおよび個数
を規定した理由について、研究の経緯に沿って基本的な
考え方を述べる。
を規定した理由について、研究の経緯に沿って基本的な
考え方を述べる。
【００１４】本発明の介在物とは、鋼板中の硫化物、酸
化物、炭化物、窒化物など、あるいはこれらの２元、３
元の複合体の全てを示しており、介在物、析出物、晶出
物などの全てを含む総称である（以下、明細書の中で、
単に介在物と表現する）。
化物、炭化物、窒化物など、あるいはこれらの２元、３
元の複合体の全てを示しており、介在物、析出物、晶出
物などの全てを含む総称である（以下、明細書の中で、
単に介在物と表現する）。
【００１５】図３は磁性焼鈍条件と鉄損の関係を示して
いる。鋼板の成分は図中に示したとおりであり、熱延・
冷延によって板厚０．５ｍｍにした後、７３０〜７６０
℃、２時間の磁性焼鈍を行い、２５ｃｍエプスタイン試
験（ＪＩＳＣ２５５０）で鉄損（Ｗ１５／５０）を測定
している。
いる。鋼板の成分は図中に示したとおりであり、熱延・
冷延によって板厚０．５ｍｍにした後、７３０〜７６０
℃、２時間の磁性焼鈍を行い、２５ｃｍエプスタイン試
験（ＪＩＳＣ２５５０）で鉄損（Ｗ１５／５０）を測定
している。
【００１６】図３から磁性焼鈍温度が７５０℃以上の場
合、鉄損が５．０Ｗ／ｋｇ程度と低いが、わずか２０℃
低い７３０℃で磁性焼鈍を行なうと６．６Ｗ／ｋｇと急
激に高くなることがかる。この場合の結晶粒径を求めて
みると７５０℃以上の磁性焼鈍では４０μｍ程度と大き
く、７３０℃では２０μｍ以下と前者の半分以下となっ
ていた。このことから、磁性焼鈍温度が低くなると従来
の鋼板では粒成長が急激に抑制されるようになり、その
結果として鉄損が高くなるという問題を有することがわ
かる。
合、鉄損が５．０Ｗ／ｋｇ程度と低いが、わずか２０℃
低い７３０℃で磁性焼鈍を行なうと６．６Ｗ／ｋｇと急
激に高くなることがかる。この場合の結晶粒径を求めて
みると７５０℃以上の磁性焼鈍では４０μｍ程度と大き
く、７３０℃では２０μｍ以下と前者の半分以下となっ
ていた。このことから、磁性焼鈍温度が低くなると従来
の鋼板では粒成長が急激に抑制されるようになり、その
結果として鉄損が高くなるという問題を有することがわ
かる。
【００１７】そこでそうした低温度での粒成長性の阻害
要因を調査することを目的として、前記の鋼板中の磁性
焼鈍前の介在物の観察を行った。ここで、介在物の大き
さと個数の測定観察は、直径０．１μｍまでは走査型電
子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、それ以下の直径のものは透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行った。ＳＥＭ観察
は鋼板の断面を直接観察し、ＴＥＭ観察は抽出レプリカ
を用いて行った。
要因を調査することを目的として、前記の鋼板中の磁性
焼鈍前の介在物の観察を行った。ここで、介在物の大き
さと個数の測定観察は、直径０．１μｍまでは走査型電
子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、それ以下の直径のものは透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行った。ＳＥＭ観察
は鋼板の断面を直接観察し、ＴＥＭ観察は抽出レプリカ
を用いて行った。
【００１８】ＳＥＭ観察の結果、０．２〜０．５μｍ程
度のＡｌ2 Ｏ3 、ＡｌＮ、０．１〜１μｍ程度のＭｎＳ
が観察された。さらにＴＥＭ観察を行ったところ、０．
１μｍ未満のＡｌ2 Ｏ3 、ＭｎＳは観察されなかった
が、数１０ｎｍ程度のＣｕＳが多数観察された。
度のＡｌ2 Ｏ3 、ＡｌＮ、０．１〜１μｍ程度のＭｎＳ
が観察された。さらにＴＥＭ観察を行ったところ、０．
１μｍ未満のＡｌ2 Ｏ3 、ＭｎＳは観察されなかった
が、数１０ｎｍ程度のＣｕＳが多数観察された。
【００１９】発明者らは、この微細なＣｕＳの析出防
止、あるいはＣｕＳの凝集粗大化が、磁性焼鈍時の結晶
粒の成長性を促進させ、鉄損を少なくするものと研究を
続け、介在物の形態を変えるために、溶鋼の鋳造時の冷
却速度を変更した試験を行った。
止、あるいはＣｕＳの凝集粗大化が、磁性焼鈍時の結晶
粒の成長性を促進させ、鉄損を少なくするものと研究を
続け、介在物の形態を変えるために、溶鋼の鋳造時の冷
却速度を変更した試験を行った。
【００２０】図４は溶鋼の鋳造時の冷却速度と磁性焼鈍
（７３０℃・１時間）後の介在物の大きさと個数の関係
を示している。用いた試料（板厚０．５ｍｍ）の化学組
成、冷却速度は図中に示すとおりである。また鉄損も併
せて図中に示しているが、冷却速度の大きい鋼Ａが４．
０Ｗ／ｋｇ、冷却速度の小さい鋼Ｂが６．１Ｗ／ｋｇと
なっており、冷却速度の増大によって鉄損の低下がもた
らされることがわかる。
（７３０℃・１時間）後の介在物の大きさと個数の関係
を示している。用いた試料（板厚０．５ｍｍ）の化学組
成、冷却速度は図中に示すとおりである。また鉄損も併
せて図中に示しているが、冷却速度の大きい鋼Ａが４．
０Ｗ／ｋｇ、冷却速度の小さい鋼Ｂが６．１Ｗ／ｋｇと
なっており、冷却速度の増大によって鉄損の低下がもた
らされることがわかる。
【００２１】これらの鋼の介在物分布を比較してみたと
ころ、直径０．５μｍ超の介在物の大きさと個数はほぼ
同じであった。一方０．１〜０．５μｍの介在物の個数
には差異が認められ、鋳造時の冷却速度が速くＷ１５／
５０が４．０Ｗ／ｋｇと低い鋼Ａの方が、鋼Ｂに比べて
多量の介在物が認められた。さらに、ＣｕＳの形態を観
察すると、鋳造時の冷却速度が速い鋼ＡにはＣｕＳがあ
まり観察されなかったのに対し、鋳造時の冷却速度が遅
くＷ１５／５０が６．１Ｗ／ｋｇと高い鋼Ｂには、数１
０ｎｍ程度の非常に微細なＣｕＳが多数認められた。
ころ、直径０．５μｍ超の介在物の大きさと個数はほぼ
同じであった。一方０．１〜０．５μｍの介在物の個数
には差異が認められ、鋳造時の冷却速度が速くＷ１５／
５０が４．０Ｗ／ｋｇと低い鋼Ａの方が、鋼Ｂに比べて
多量の介在物が認められた。さらに、ＣｕＳの形態を観
察すると、鋳造時の冷却速度が速い鋼ＡにはＣｕＳがあ
まり観察されなかったのに対し、鋳造時の冷却速度が遅
くＷ１５／５０が６．１Ｗ／ｋｇと高い鋼Ｂには、数１
０ｎｍ程度の非常に微細なＣｕＳが多数認められた。
【００２２】さらに鉄損が少なく冷却速度が速い鋼板Ａ
について、ＣｕおよびＳの形態観察を行った結果、Ｃｕ
およびＳは０．１〜０．５μｍの介在物として、ＭｎＯ
−ＭｎＳ−ＣｕＳとなっていることが判明した。すなわ
ち、微細なＣｕＳが減少し、０．１〜０．５μｍの介在
物が増加した理由は、ＣｕＳがＭｎＯ−ＭｎＳを核に凝
集粗大化したものと推定できる。
について、ＣｕおよびＳの形態観察を行った結果、Ｃｕ
およびＳは０．１〜０．５μｍの介在物として、ＭｎＯ
−ＭｎＳ−ＣｕＳとなっていることが判明した。すなわ
ち、微細なＣｕＳが減少し、０．１〜０．５μｍの介在
物が増加した理由は、ＣｕＳがＭｎＯ−ＭｎＳを核に凝
集粗大化したものと推定できる。
【００２３】以上のことから、ＣｕＳの悪影響を低減
し、優れた鉄損特性を確保するためには、直径０．１〜
０．５μｍの介在物を適量、存在させ、微細なＣｕＳを
減少すべきとの知見を得た。
し、優れた鉄損特性を確保するためには、直径０．１〜
０．５μｍの介在物を適量、存在させ、微細なＣｕＳを
減少すべきとの知見を得た。
【００２４】次いで、直径０．１〜０．５μｍの介在物
の個数の適正範囲について検討を行なった。
の個数の適正範囲について検討を行なった。
【００２５】図１は直径０．１〜０．５μｍの介在物の
個数と鉄損の関係を示している。ここで用いた試料は、
表１に示した鋼板成分の２および６を用い、鋳造時の冷
却速度を変化させ、仕上焼鈍後の直径０．１〜０．５μ
ｍの介在物の個数を調整したものである。
個数と鉄損の関係を示している。ここで用いた試料は、
表１に示した鋼板成分の２および６を用い、鋳造時の冷
却速度を変化させ、仕上焼鈍後の直径０．１〜０．５μ
ｍの介在物の個数を調整したものである。
【００２６】
【表１】
【００２７】表１に表示しない残部はＦｅ及び不可避不
純物である。鋼板の板厚は０．５ｍｍで、鋼板中に含ま
れる０．５μｍ超えの介在物の個数は１１０〜２４０個
であり、鉄損Ｗ１５／５０の値は７３０℃・１時間の磁
性焼鈍後のものである。
純物である。鋼板の板厚は０．５ｍｍで、鋼板中に含ま
れる０．５μｍ超えの介在物の個数は１１０〜２４０個
であり、鉄損Ｗ１５／５０の値は７３０℃・１時間の磁
性焼鈍後のものである。
【００２８】図１から明らかなように、鉄損に対して直
径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が大きく影響を及
ぼしていることが明らかあり、適性な領域が存在するこ
と、それらの値は、５００〜５０００個／ｍｍ 2、好ま
しくは１０００〜３０００個／ｍｍ 2の範囲とすべきこ
とがわかる。直径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が
５００個／ｍｍ 2未満の場合は１０ｍｍ程度の非常に微
細なＣｕＳが多数析出しており、これにより磁性焼鈍時
の粒成長が阻害され、劣化したものと考える。一方、直
径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が５００〜５００
０個／ｍｍ 2の場合は１０ｍｍ程度の非常に微細なＣｕ
Ｓは見当たらず、０．１〜０．５μｍ程度のＭｎＳ−Ｍ
ｎＯ−ＣｕＳが多数認められた。従来、０．１〜０．５
μｍ程度の細かい介在物が多数存在すると、結晶粒の成
長を阻害すると考えられていたが、本発明の範囲内に介
在物の大きさ、個数を制御することにより、１０ｎｍ程
度の非常に微細なＣｕＳが減少し、従来の鋼板よりも優
れた鉄損特性の無方向性電磁鋼板が得られることがわか
った。また直径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が５
０００個／ｍｍ 2を超えると鉄損が高くなる傾向にある
が、これは介在物の個数が多くなり、それらの中でピン
ニングサイトとして機能するものが多くなるためと考え
られる。ここで、０．１〜０．５μｍの介在物の組成は
特に規定しない。ＣｕＳの凝集粗大化の図れるものであ
れば、どのような介在物でもよい。
径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が大きく影響を及
ぼしていることが明らかあり、適性な領域が存在するこ
と、それらの値は、５００〜５０００個／ｍｍ 2、好ま
しくは１０００〜３０００個／ｍｍ 2の範囲とすべきこ
とがわかる。直径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が
５００個／ｍｍ 2未満の場合は１０ｍｍ程度の非常に微
細なＣｕＳが多数析出しており、これにより磁性焼鈍時
の粒成長が阻害され、劣化したものと考える。一方、直
径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が５００〜５００
０個／ｍｍ 2の場合は１０ｍｍ程度の非常に微細なＣｕ
Ｓは見当たらず、０．１〜０．５μｍ程度のＭｎＳ−Ｍ
ｎＯ−ＣｕＳが多数認められた。従来、０．１〜０．５
μｍ程度の細かい介在物が多数存在すると、結晶粒の成
長を阻害すると考えられていたが、本発明の範囲内に介
在物の大きさ、個数を制御することにより、１０ｎｍ程
度の非常に微細なＣｕＳが減少し、従来の鋼板よりも優
れた鉄損特性の無方向性電磁鋼板が得られることがわか
った。また直径０．１〜０．５μｍの介在物の個数が５
０００個／ｍｍ 2を超えると鉄損が高くなる傾向にある
が、これは介在物の個数が多くなり、それらの中でピン
ニングサイトとして機能するものが多くなるためと考え
られる。ここで、０．１〜０．５μｍの介在物の組成は
特に規定しない。ＣｕＳの凝集粗大化の図れるものであ
れば、どのような介在物でもよい。
【００２９】次に、直径０．５μｍ超えの介在物の個数
の適正範囲について述べる。図２は、直径０．５μｍ超
えの介在物の個数と鉄損の関係を示している。本図は、
表１に示した鋼板の２および７を用い、鋳造前の溶鋼の
脱ガス時間を変化させて、仕上焼鈍後の０．５μｍ超え
の介在物の個数を調整して得られたものである。また、
鋳造時の冷却速度を変化させて、０．１〜０．５μｍの
介在物の個数を発明の範囲内に調整している。表１に表
示しない残部はＦｅ及び不可避不純物である。また、鋼
板の板厚は０．５ｍｍで、鉄損Ｗ１５／５０の値は７３
０℃・１時間の磁性焼鈍後のものである。
の適正範囲について述べる。図２は、直径０．５μｍ超
えの介在物の個数と鉄損の関係を示している。本図は、
表１に示した鋼板の２および７を用い、鋳造前の溶鋼の
脱ガス時間を変化させて、仕上焼鈍後の０．５μｍ超え
の介在物の個数を調整して得られたものである。また、
鋳造時の冷却速度を変化させて、０．１〜０．５μｍの
介在物の個数を発明の範囲内に調整している。表１に表
示しない残部はＦｅ及び不可避不純物である。また、鋼
板の板厚は０．５ｍｍで、鉄損Ｗ１５／５０の値は７３
０℃・１時間の磁性焼鈍後のものである。
【００３０】図２から、直径０．５μｍ超えの介在物の
個数が５００個／ｍｍ 2以下になるとＷ１５／５０が低
くなる傾向が認められ、３００個／ｍｍ 2以下の範囲と
すれば安定して低い鉄損が得られるようになることがわ
かる。５００個／ｍｍ 2を超えると、Ｗ１５／５０が高
くなる。この原因は、磁壁の移動が妨げられ、ヒステリ
シス損が増大し、それに起因して鉄損が多くなるものと
推定する。
個数が５００個／ｍｍ 2以下になるとＷ１５／５０が低
くなる傾向が認められ、３００個／ｍｍ 2以下の範囲と
すれば安定して低い鉄損が得られるようになることがわ
かる。５００個／ｍｍ 2を超えると、Ｗ１５／５０が高
くなる。この原因は、磁壁の移動が妨げられ、ヒステリ
シス損が増大し、それに起因して鉄損が多くなるものと
推定する。
【００３１】このことから、直径０．５μｍ超えの介在
物の個数を５００個／ｍｍ 2以下に、好ましくは、３０
０個／ｍｍ 2以下と規定する。
物の個数を５００個／ｍｍ 2以下に、好ましくは、３０
０個／ｍｍ 2以下と規定する。
【００３２】（２）成分 Ｃｕは、ＣｕＳを形成し有害な成分である。０．０５％
を超えた場合、介在物の大きさ、個数が本発明の範囲内
であっても、微細なＣｕＳの生成を防止することができ
ないため、０．０５％以下とする。
を超えた場合、介在物の大きさ、個数が本発明の範囲内
であっても、微細なＣｕＳの生成を防止することができ
ないため、０．０５％以下とする。
【００３３】Ｓは、ＭｎＳ、ＣｕＳなど有害成分となる
硫化物を形成する。かつ赤熱脆性の発生の原因となるの
で０．０１％以下とする。
硫化物を形成する。かつ赤熱脆性の発生の原因となるの
で０．０１％以下とする。
【００３４】Ｓｉは、鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を少
なくするのに有効な成分であるが、１％を超えると磁束
密度が低下するため上限を１％とする。
なくするのに有効な成分であるが、１％を超えると磁束
密度が低下するため上限を１％とする。
【００３５】Ａｌは、少量添加した場合には、微細なＡ
ｌＮを形成し、結晶粒の成長を阻害し、鉄損を多くす
る。そのために０．１％以上を添加する。この場合に
は、ＡｌＮは粗大化し、結晶粒の成長を阻害せず、かつ
固有抵抗を上昇させ、もって鉄損を少なくする。一方、
１％超えでは、磁束密度を低下させる。ゆえに、０．１
〜１％とする。
ｌＮを形成し、結晶粒の成長を阻害し、鉄損を多くす
る。そのために０．１％以上を添加する。この場合に
は、ＡｌＮは粗大化し、結晶粒の成長を阻害せず、かつ
固有抵抗を上昇させ、もって鉄損を少なくする。一方、
１％超えでは、磁束密度を低下させる。ゆえに、０．１
〜１％とする。
【００３６】Ｍｎは、鋼板の固有抵抗を上げて鉄損を少
なくするのに有効な成分であり、かつ熱間圧延時の赤熱
脆性を防止するために０．１％以上とする。また、０．
８％を超えると磁束密度が低下するため、０．１〜０．
８％とする。
なくするのに有効な成分であり、かつ熱間圧延時の赤熱
脆性を防止するために０．１％以上とする。また、０．
８％を超えると磁束密度が低下するため、０．１〜０．
８％とする。
【００３７】更に、より優れた鉄損特性の無方向性電磁
鋼板を得るために、Ｃは、鉄損を多くする有害な成分
で、Ｃの析出による磁気時効の原因となるので０．００
５％以下とする。
鋼板を得るために、Ｃは、鉄損を多くする有害な成分
で、Ｃの析出による磁気時効の原因となるので０．００
５％以下とする。
【００３８】Ｐは、鋼板の打ち抜き性を改善するために
必要な成分であるが、０．２％を超えて添加すると鋼板
が脆くなるので０．２％以下とする。
必要な成分であるが、０．２％を超えて添加すると鋼板
が脆くなるので０．２％以下とする。
【００３９】Ｎは、焼鈍時の結晶粒の成長を阻害するＡ
ｌＮが多くなり、鉄損を多くするので０．００５％以下
とする。
ｌＮが多くなり、鉄損を多くするので０．００５％以下
とする。
【００４０】なお、本発明では、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂ、Ｚｒ
を磁気特性向上のために添加することは何らさしつかえ
ない。
を磁気特性向上のために添加することは何らさしつかえ
ない。
【００４１】（３）製造方法 鋼板中の０．１〜０．５μｍの介在物の大きさ、個数の
調整のために、溶鋼の鋳造の鋳造凝固時の冷却速度を１
０℃／秒から３０℃／秒とする。この冷却速度を確保す
るために、鋳片の厚みを薄くするとか、冷却スプレーの
強化などを実施する。
調整のために、溶鋼の鋳造の鋳造凝固時の冷却速度を１
０℃／秒から３０℃／秒とする。この冷却速度を確保す
るために、鋳片の厚みを薄くするとか、冷却スプレーの
強化などを実施する。
【００４２】鋼板中の０．５μｍ超えの介在物の大き
さ、個数の調整のために、溶鋼の鋳造前の脱ガス処理を
１０分以上実施するか、あるいは鋳造中の溶鋼の流れの
調整、鋳造中の電磁攪拌の調整で実施する。
さ、個数の調整のために、溶鋼の鋳造前の脱ガス処理を
１０分以上実施するか、あるいは鋳造中の溶鋼の流れの
調整、鋳造中の電磁攪拌の調整で実施する。
【００４３】また、Ｃｕの少ない原料、副原料を用いて
精錬することが好ましい。Ｓについても溶銑の脱硫、取
鍋精錬などで脱Ｓするか、Ｓの少ない原料、副原料を用
いて精錬することが好ましい。
精錬することが好ましい。Ｓについても溶銑の脱硫、取
鍋精錬などで脱Ｓするか、Ｓの少ない原料、副原料を用
いて精錬することが好ましい。
【００４４】このような転炉または電気炉で得た溶鋼
を、造塊鋳造または連続鋳造し、熱間加工を行う。熱間
加工は、分塊圧延、粗圧延、仕上熱延の内、仕上熱延は
必須であるが、分塊圧延、粗圧延は鋳造後の鋼塊、鋼
片、鋳造板などの厚さ寸法、リジング抑制などにより選
択する。
を、造塊鋳造または連続鋳造し、熱間加工を行う。熱間
加工は、分塊圧延、粗圧延、仕上熱延の内、仕上熱延は
必須であるが、分塊圧延、粗圧延は鋳造後の鋼塊、鋼
片、鋳造板などの厚さ寸法、リジング抑制などにより選
択する。
【００４５】熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが
必須ではない。次いで、一回の冷間圧延、もしくは中間
焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚と
した後に、仕上焼鈍を実施する。
必須ではない。次いで、一回の冷間圧延、もしくは中間
焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚と
した後に、仕上焼鈍を実施する。
【００４６】さらに、打抜き加工や剪断加工後に磁性焼
鈍を行うことで、磁性焼鈍後の鉄損特性の優れた無方向
性電磁鋼板を製造する。
鈍を行うことで、磁性焼鈍後の鉄損特性の優れた無方向
性電磁鋼板を製造する。
【００４７】
【実施例】表１は鋼板の成分で、表示しない残部はＦｅ
及び不可避不純物である。
及び不可避不純物である。
【００４８】表２は溶鋼の鋳造前の脱ガス処理時間、溶
鋼の鋳造の鋳造凝固時の冷却速度、仕上焼鈍条件、磁性
焼鈍条件と、介在物の大きさと個数と、鉄損Ｗ１５／５
０と磁束密度Ｂ５０を２５ｃｍエプスタイン試験（ＪＩ
ＳＣ２５５０）で、鋼板の長手方向と幅方向に測定した
平均値の結果を表示している。
鋼の鋳造の鋳造凝固時の冷却速度、仕上焼鈍条件、磁性
焼鈍条件と、介在物の大きさと個数と、鉄損Ｗ１５／５
０と磁束密度Ｂ５０を２５ｃｍエプスタイン試験（ＪＩ
ＳＣ２５５０）で、鋼板の長手方向と幅方向に測定した
平均値の結果を表示している。
【００４９】
【表２】
【００５０】熱間圧延で板厚２ｍｍの鋼板を得て、酸洗
し、次いで、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、表２の仕
上焼鈍と磁性焼鈍を行った。
し、次いで、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、表２の仕
上焼鈍と磁性焼鈍を行った。
【００５１】表２に示すように、本発明の鋼板は、磁性
焼鈍が低温度でかつ短時間であっても、高い磁束密度を
維持しつつ鉄損の少ない鋼板が得られている。
焼鈍が低温度でかつ短時間であっても、高い磁束密度を
維持しつつ鉄損の少ない鋼板が得られている。
【００５２】なお、直径０．１〜０．５μｍの介在物の
個数が５００個／ｍｍ 2未満の比較例の鋼板のＳＥＭ観
察、ＴＥＭ観察の結果では、１０ｎｍ程度の非常に微細
なＣｕＳが多数観察された。これにより、磁性焼鈍時の
結晶粒の成長が阻害され、鉄損が多くなっていたと推定
される。
個数が５００個／ｍｍ 2未満の比較例の鋼板のＳＥＭ観
察、ＴＥＭ観察の結果では、１０ｎｍ程度の非常に微細
なＣｕＳが多数観察された。これにより、磁性焼鈍時の
結晶粒の成長が阻害され、鉄損が多くなっていたと推定
される。
【００５３】また、直径０．１〜０．５μｍの介在物の
個数が５０００個／ｍｍ 2超えの比較例の鋼板のＳＥＭ
観察、ＴＥＭ観察の結果では、１０ｎｍ程度の非常に微
細なＣｕＳは認められなかった。これにより、微細なＣ
ｕＳの悪影響は無いが、０．１〜０．５μｍの介在物の
個数が多いために磁性焼鈍時の結晶粒の成長が阻害さ
れ、鉄損が多くなっていたと推定される。
個数が５０００個／ｍｍ 2超えの比較例の鋼板のＳＥＭ
観察、ＴＥＭ観察の結果では、１０ｎｍ程度の非常に微
細なＣｕＳは認められなかった。これにより、微細なＣ
ｕＳの悪影響は無いが、０．１〜０．５μｍの介在物の
個数が多いために磁性焼鈍時の結晶粒の成長が阻害さ
れ、鉄損が多くなっていたと推定される。
【００５４】
【発明の効果】本発明は、鋼板中の介在物の大きさ、個
数を規定することで、磁性焼鈍が低い温度で短かい時間
でも結晶粒の成長が図れ、鉄損特性の優れた無方向性電
磁鋼板が得られた。
数を規定することで、磁性焼鈍が低い温度で短かい時間
でも結晶粒の成長が図れ、鉄損特性の優れた無方向性電
磁鋼板が得られた。
【図１】直径０．１〜０．５μｍの介在物の個数と鉄損
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図２】直径０．５μｍ超えの介在物の個数と鉄損の関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図３】磁性焼鈍条件と鉄損の関係を示す図である。
【図４】溶鋼の鋳造時の冷却速度と介在物の大きさと個
数の関係を示す図である。
数の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 冨田 邦和 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 (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｓｉ：１％以下、Ａｌ：０．１
〜１％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、を含有し、Ｃｕ：
０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下である無方向性電
磁鋼板であって、鋼板中に含まれる介在物で直径０．１
〜０．５μｍのものが５００〜５０００個／ｍｍ 2、直
径０．５μｍ超えのものが５００個／ｍｍ 2以下である
ことを特徴とする鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：
０．２％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：１％以
下、Ａｌ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．１〜０．８％を含
有し、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下であ
る無方向性電磁鋼板であって、鋼板中に含まれる介在物
で直径０．１〜０．５μｍのものが５００〜５０００個
／ｍｍ 2、直径０．５μｍ超えのものが５００個／ｍｍ
2以下であることを特徴とする鉄損特性に優れた無方向
性電磁鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7220098A JPH0967653A (ja) | 1995-08-29 | 1995-08-29 | 鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7220098A JPH0967653A (ja) | 1995-08-29 | 1995-08-29 | 鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0967653A true JPH0967653A (ja) | 1997-03-11 |
Family
ID=16745896
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7220098A Pending JPH0967653A (ja) | 1995-08-29 | 1995-08-29 | 鉄損特性の優れた無方向性電磁鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0967653A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004002954A (ja) * | 2002-04-05 | 2004-01-08 | Nippon Steel Corp | 鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| EP1689901A4 (en) * | 2003-11-10 | 2008-10-15 | Posco | HOT-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT AGING RESISTANCE AND SUPERIOR FORMABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| JP2010174376A (ja) * | 2002-04-05 | 2010-08-12 | Nippon Steel Corp | 鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板 |
| CN101921956A (zh) * | 2010-06-23 | 2010-12-22 | 北京科技大学 | 一种高磁感低铁损低碳低硅无取向电工钢及制造方法 |
| KR101485036B1 (ko) * | 2012-10-29 | 2015-01-21 | 주식회사 포스코 | 강 및 강의 제조 방법 |
| EP4001451A4 (en) * | 2019-08-26 | 2022-07-27 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET CONTAINING CU AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
-
1995
- 1995-08-29 JP JP7220098A patent/JPH0967653A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004002954A (ja) * | 2002-04-05 | 2004-01-08 | Nippon Steel Corp | 鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
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| CN101921956A (zh) * | 2010-06-23 | 2010-12-22 | 北京科技大学 | 一种高磁感低铁损低碳低硅无取向电工钢及制造方法 |
| KR101485036B1 (ko) * | 2012-10-29 | 2015-01-21 | 주식회사 포스코 | 강 및 강의 제조 방법 |
| EP4001451A4 (en) * | 2019-08-26 | 2022-07-27 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET CONTAINING CU AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| JP2022545025A (ja) * | 2019-08-26 | 2022-10-24 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| US20240011112A1 (en) * | 2019-08-26 | 2024-01-11 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd | Cu-containing non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor |
| US12378623B2 (en) * | 2019-08-26 | 2025-08-05 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd | Cu-containing non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor |
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