JPH10183227A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH10183227A JPH10183227A JP8341211A JP34121196A JPH10183227A JP H10183227 A JPH10183227 A JP H10183227A JP 8341211 A JP8341211 A JP 8341211A JP 34121196 A JP34121196 A JP 34121196A JP H10183227 A JPH10183227 A JP H10183227A
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 安価かつ効果的に硫化物系介在物を制御する
ことによって、粒成長性を向上ならしめ、もって鉄損特
性の一層の向上を図る。 【解決手段】 無方向性電磁鋼板を製造するに際し、連
続鋳造完了までの間に、Ca合金と脱硫フラックスとを混
合添加して脱硫するものとし、その際、Ca合金の添加量
を 0.2kg/t以上、 1.0kg/t未満とし、かつCa合金と脱硫
フラックスとの添加量比を重量比で0.50≦CaSi／脱硫フ
ラックス≦5.0 の範囲に規制する。
ことによって、粒成長性を向上ならしめ、もって鉄損特
性の一層の向上を図る。 【解決手段】 無方向性電磁鋼板を製造するに際し、連
続鋳造完了までの間に、Ca合金と脱硫フラックスとを混
合添加して脱硫するものとし、その際、Ca合金の添加量
を 0.2kg/t以上、 1.0kg/t未満とし、かつCa合金と脱硫
フラックスとの添加量比を重量比で0.50≦CaSi／脱硫フ
ラックス≦5.0 の範囲に規制する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、磁気特性の優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鋼板中の析
出物、介在物の組成および形態を制御することにより、
鉄損特性の有利な改善を図ろうとするものである。
た無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鋼板中の析
出物、介在物の組成および形態を制御することにより、
鉄損特性の有利な改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、無方向性電磁鋼板で最も重要と
される特性は、鉄損であるが、この鉄損は、冷間圧延後
の仕上げ焼鈍によって得られる再結晶粒径に大きく依存
し、低鉄損の製品を得るためには、基本的に結晶粒径を
大きくすることが必要とされる。もっとも、低鉄損は、
再結晶粒径が 150〜250 μm のときに得られることが知
られている。
される特性は、鉄損であるが、この鉄損は、冷間圧延後
の仕上げ焼鈍によって得られる再結晶粒径に大きく依存
し、低鉄損の製品を得るためには、基本的に結晶粒径を
大きくすることが必要とされる。もっとも、低鉄損は、
再結晶粒径が 150〜250 μm のときに得られることが知
られている。
【０００３】ここに、結晶粒の成長性は、鋼中に分散す
る第２相、すなわち析出物や介在物の影響が大きく、そ
の成分やサイズ分布、分散状態に大きく左右される。従
って、かかる粒径に再結晶させるためには、窒化物、硫
化物のような微細な析出物を極力低減することが有効で
ある。
る第２相、すなわち析出物や介在物の影響が大きく、そ
の成分やサイズ分布、分散状態に大きく左右される。従
って、かかる粒径に再結晶させるためには、窒化物、硫
化物のような微細な析出物を極力低減することが有効で
ある。
【０００４】しかしながら、現在の工業的技術レベルに
おいて、鋼材中の析出物、介在物を粒成長性に影響しな
い程度まで低減させた高清浄鋼を溶製することは極めて
難しく、また汎用の実用材料の製造に際してはコストの
問題も無視できないため、かような高清浄鋼の溶製は実
質的に不可能であった。
おいて、鋼材中の析出物、介在物を粒成長性に影響しな
い程度まで低減させた高清浄鋼を溶製することは極めて
難しく、また汎用の実用材料の製造に際してはコストの
問題も無視できないため、かような高清浄鋼の溶製は実
質的に不可能であった。
【０００５】そのため、鋼中にはある程度の析出物、介
在物の残留が避けられず、それに起因して磁気特性の劣
化を余儀なくされていた。特にMnＳ、AlＮ等の比較的固
溶温度の低い析出物が形成された場合には、スラブ加熱
や熱延板焼鈍、冷延後の再結晶焼鈍等の過程で一旦固溶
した後、冷却の段階で微細に再析出し、かかる微細析出
物は粒成長抑制効果が非常に大きいため、磁気特性を著
しく劣化させていた。
在物の残留が避けられず、それに起因して磁気特性の劣
化を余儀なくされていた。特にMnＳ、AlＮ等の比較的固
溶温度の低い析出物が形成された場合には、スラブ加熱
や熱延板焼鈍、冷延後の再結晶焼鈍等の過程で一旦固溶
した後、冷却の段階で微細に再析出し、かかる微細析出
物は粒成長抑制効果が非常に大きいため、磁気特性を著
しく劣化させていた。
【０００６】この固溶・再析出を避ける手段としては、
スラブ加熱温度や熱延板焼鈍温度、冷延後の再結晶焼鈍
温度を低温化する方法がある。しかしながら、スラブ加
熱温度の低温化は、析出物の固溶を防止する効果はある
ものの、それに伴って熱延温度も低下するため、圧延が
困難になるだけでなく、熱延板に未再結晶部が残った
り、再結晶しても粒径が小さいので、その後の冷延、再
結晶による製品板の集合組織が劣化し、無方向性電磁鋼
板の製品特性にとって好ましくない。同様に、熱延板焼
鈍温度を低くする方法においても、再結晶や粒成長が不
十分となり、製品板の集合組織の劣化が避けられない。
さらに、再結晶焼鈍温度を低くした場合には、低温のた
めにかえって粒成長速度が遅くなり、限られた焼鈍時間
では十分な粒径が得られない。このように、析出物を固
溶・再析出させることなしに磁気特性の良好な製品を得
るには限界があり、実質的に特段の効果は期待できな
い。
スラブ加熱温度や熱延板焼鈍温度、冷延後の再結晶焼鈍
温度を低温化する方法がある。しかしながら、スラブ加
熱温度の低温化は、析出物の固溶を防止する効果はある
ものの、それに伴って熱延温度も低下するため、圧延が
困難になるだけでなく、熱延板に未再結晶部が残った
り、再結晶しても粒径が小さいので、その後の冷延、再
結晶による製品板の集合組織が劣化し、無方向性電磁鋼
板の製品特性にとって好ましくない。同様に、熱延板焼
鈍温度を低くする方法においても、再結晶や粒成長が不
十分となり、製品板の集合組織の劣化が避けられない。
さらに、再結晶焼鈍温度を低くした場合には、低温のた
めにかえって粒成長速度が遅くなり、限られた焼鈍時間
では十分な粒径が得られない。このように、析出物を固
溶・再析出させることなしに磁気特性の良好な製品を得
るには限界があり、実質的に特段の効果は期待できな
い。
【０００７】また、析出物等の悪弊を回避する手段とし
て、析出物の形態を制御する方法があるが、かような析
出物の形態制御方法としては、鋼中Ｓを REMサルファイ
ドやSbサルファイド等の固溶温度の高い析出物として固
定する方法（特開昭51-62115号公報）や、REM と同様に
Caを用いてＳを固定する方法（特公昭58-17248号公報、
特公昭58-17249号公報および特開昭59-74213号公報）、
Zrを添加する方法（特公平１-52448号公報、特開昭51-6
0624号公報）等がある
て、析出物の形態を制御する方法があるが、かような析
出物の形態制御方法としては、鋼中Ｓを REMサルファイ
ドやSbサルファイド等の固溶温度の高い析出物として固
定する方法（特開昭51-62115号公報）や、REM と同様に
Caを用いてＳを固定する方法（特公昭58-17248号公報、
特公昭58-17249号公報および特開昭59-74213号公報）、
Zrを添加する方法（特公平１-52448号公報、特開昭51-6
0624号公報）等がある
【０００８】しかしながら、これらの方法で十分な効果
を得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要が
あり、製品のコストアップが大きな問題となる。それば
かりか、 REMサルファイドは（REM, Mn, Al, Si)(O, S)
のように非常に複雑な析出形態をとる上に、溶融中で浮
上しにくく、鋼中に多量に残留する欠点もある。従っ
て、 REMサルファイド (主にCeサルファイド）単体での
固溶温度は高くても、実際は複合析出物であるため、部
分的に固溶・再析出する。
を得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要が
あり、製品のコストアップが大きな問題となる。それば
かりか、 REMサルファイドは（REM, Mn, Al, Si)(O, S)
のように非常に複雑な析出形態をとる上に、溶融中で浮
上しにくく、鋼中に多量に残留する欠点もある。従っ
て、 REMサルファイド (主にCeサルファイド）単体での
固溶温度は高くても、実際は複合析出物であるため、部
分的に固溶・再析出する。
【０００９】また、Caを用いた方法においても、析出物
がAl(O, N)＋(Ca, Mn)(S, O)のような非常に複雑な形態
をとるため、同様に粒成長に対して完全に無害とは言い
難く、特に低鉄損を指向した高級な無方向性電磁鋼板の
製造に際しては問題となっていた。また、特に特開昭59
-74213号公報においては、製鋼炉で溶製された溶鋼の取
鍋精錬に当たり、まずSiおよびAlを添加して十分に脱酸
し、その脱酸溶鋼中にCa合金と脱硫フラックスとを混合
添加して脱硫する方法が提案されているが、高コストに
対しては十分な効果が得られていない。
がAl(O, N)＋(Ca, Mn)(S, O)のような非常に複雑な形態
をとるため、同様に粒成長に対して完全に無害とは言い
難く、特に低鉄損を指向した高級な無方向性電磁鋼板の
製造に際しては問題となっていた。また、特に特開昭59
-74213号公報においては、製鋼炉で溶製された溶鋼の取
鍋精錬に当たり、まずSiおよびAlを添加して十分に脱酸
し、その脱酸溶鋼中にCa合金と脱硫フラックスとを混合
添加して脱硫する方法が提案されているが、高コストに
対しては十分な効果が得られていない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】上記したように、無方
向性電磁鋼板において良好な磁気特性を得るためには、
十分な粒成長性を確保する必要があり、それに影響する
析出物の制御することが重要なのであるが、現在までの
ところ、工業的レベルで有効かつ安価な製造方法は開発
されていない。この発明は、上記の問題を有利に解決す
るもので、従来に比べて、安価かつ効果的に硫化物系介
在物を制御することによって、粒成長性を向上ならし
め、もって鉄損特性の一層の向上を達成した無方向性電
磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
向性電磁鋼板において良好な磁気特性を得るためには、
十分な粒成長性を確保する必要があり、それに影響する
析出物の制御することが重要なのであるが、現在までの
ところ、工業的レベルで有効かつ安価な製造方法は開発
されていない。この発明は、上記の問題を有利に解決す
るもので、従来に比べて、安価かつ効果的に硫化物系介
在物を制御することによって、粒成長性を向上ならし
め、もって鉄損特性の一層の向上を達成した無方向性電
磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、Ca合金の添加
量およびCa合金と脱硫フラックスとの混合比について検
討したところ、特開昭59-74213号公報のように、溶鋼ｔ
当たり１kg以上もの大量のCa合金を添加しなくても、Ca
合金と脱硫フラックスの混合比を適切な範囲に規制して
やれば、むしろ１kg/t未満で最大の効果が得られること
の知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚するもの
である。
緯について説明する。さて、発明者らは、Ca合金の添加
量およびCa合金と脱硫フラックスとの混合比について検
討したところ、特開昭59-74213号公報のように、溶鋼ｔ
当たり１kg以上もの大量のCa合金を添加しなくても、Ca
合金と脱硫フラックスの混合比を適切な範囲に規制して
やれば、むしろ１kg/t未満で最大の効果が得られること
の知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚するもの
である。
【００１２】すなわち、この発明は、Ｃ：0.01wt％以
下、Si：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Al：2.5 wt
％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下を含有す
る組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした後、
熱間圧延、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施して無方向性
電磁鋼板を製造するに当たり、連続鋳造完了までの間
に、Ca合金と脱硫フラックスとを混合添加して脱硫する
ものとし、その際、Ca合金の添加量を 0.2kg/t以上、
1.0kg/t未満とし、かつCa合金と脱硫フラックスとの添
加量比を重量比で、0.50≦CaSi／脱硫フラックス≦5.0
の範囲に規制することを特徴とする磁気特性に優れた無
方向電磁鋼板の製造方法である。
下、Si：3.5 wt％以下、Mn：1.5 wt％以下、Al：2.5 wt
％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下を含有す
る組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした後、
熱間圧延、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施して無方向性
電磁鋼板を製造するに当たり、連続鋳造完了までの間
に、Ca合金と脱硫フラックスとを混合添加して脱硫する
ものとし、その際、Ca合金の添加量を 0.2kg/t以上、
1.0kg/t未満とし、かつCa合金と脱硫フラックスとの添
加量比を重量比で、0.50≦CaSi／脱硫フラックス≦5.0
の範囲に規制することを特徴とする磁気特性に優れた無
方向電磁鋼板の製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果に基づいて具体的に説明する。図１に、Ca合
金の添加量が 3.0, 0.9, 0.5 kg/t のとき、Ca合金とフ
ラックスとの添加量比が鉄損改善に及ぼす影響について
調査した結果を示す。なお、縦軸の鉄損比は、Ca合金の
添加量が 0.5 kg/t で、かつCa合金とフラックスの添加
量比を１：１としたときの鉄損Ｗ15/50 を 1.0として、
これに対する比で示した。同図から明らかなように、Ca
合金の添加量が１kg/t未満で、かつCa合金／フラックス
添加量比が 0.5〜5.0 のとき、特に良好な鉄損特性が得
られている。
た実験結果に基づいて具体的に説明する。図１に、Ca合
金の添加量が 3.0, 0.9, 0.5 kg/t のとき、Ca合金とフ
ラックスとの添加量比が鉄損改善に及ぼす影響について
調査した結果を示す。なお、縦軸の鉄損比は、Ca合金の
添加量が 0.5 kg/t で、かつCa合金とフラックスの添加
量比を１：１としたときの鉄損Ｗ15/50 を 1.0として、
これに対する比で示した。同図から明らかなように、Ca
合金の添加量が１kg/t未満で、かつCa合金／フラックス
添加量比が 0.5〜5.0 のとき、特に良好な鉄損特性が得
られている。
【００１４】次に、図２に、Ca合金／フラックス添加量
比が 0.3のときのCa合金添加量と鉄損特性との関係につ
いて調べた結果を示す。同図より明らかなように、Ca合
金の添加量が 0.2kg/t以上、 1.0kg/t未満の時にとりわ
け良好な鉄損特性が得られた。
比が 0.3のときのCa合金添加量と鉄損特性との関係につ
いて調べた結果を示す。同図より明らかなように、Ca合
金の添加量が 0.2kg/t以上、 1.0kg/t未満の時にとりわ
け良好な鉄損特性が得られた。
【００１５】この発明によって、鉄損が低減する理由に
ついては、必ずしも明確に解明されたわけではないが、
発明者らは次のように考えている。すなわち、Ca合金添
加量を１kg/t未満と少量に抑えることによって、最終製
品中に残留する磁気特性にとって有害なCaの析出物を最
小限に抑制でき、またCa合金とフラックスとの添加量比
を適切な範囲に制限することによって、最も有害な硫化
物の微細な析出が最小限にくい止められたことによるも
のと考えられる。
ついては、必ずしも明確に解明されたわけではないが、
発明者らは次のように考えている。すなわち、Ca合金添
加量を１kg/t未満と少量に抑えることによって、最終製
品中に残留する磁気特性にとって有害なCaの析出物を最
小限に抑制でき、またCa合金とフラックスとの添加量比
を適切な範囲に制限することによって、最も有害な硫化
物の微細な析出が最小限にくい止められたことによるも
のと考えられる。
【００１６】次に、この発明において素材成分を前記の
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、γ域を拡大し、α−γ変態点を低下させる。焼鈍
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成しα粒の成長を抑
制するため、Ｃは基本的に少なくする必要がある。ま
た、SiやAl等のα相安定化元素を多量に含有し、全温度
域でγ相が生成しない場合でも鉄損特性の時効劣化を引
き起こすので、Ｃ含有量は0.01wt％以下とする必要があ
る。なお、下限は特に限定されないが、コスト等の面か
ら0.0005wt％以上とすることが望ましい。
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、γ域を拡大し、α−γ変態点を低下させる。焼鈍
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成しα粒の成長を抑
制するため、Ｃは基本的に少なくする必要がある。ま
た、SiやAl等のα相安定化元素を多量に含有し、全温度
域でγ相が生成しない場合でも鉄損特性の時効劣化を引
き起こすので、Ｃ含有量は0.01wt％以下とする必要があ
る。なお、下限は特に限定されないが、コスト等の面か
ら0.0005wt％以上とすることが望ましい。
【００１７】Si：3.5 wt％以下 Siは、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる有用元素であ
り、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化させる。
しかしながら、同時に硬度も上昇させ、冷間圧延性を悪
化させるので、上限を 3.5wt％とした。なお、下限は特
に定めるものではないが、比抵抗を高める観点から0.05
wt％以上含有させることが望ましい。
り、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化させる。
しかしながら、同時に硬度も上昇させ、冷間圧延性を悪
化させるので、上限を 3.5wt％とした。なお、下限は特
に定めるものではないが、比抵抗を高める観点から0.05
wt％以上含有させることが望ましい。
【００１８】Al：2.5 wt％以下 Alは、Siと同様に、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる
元素であり、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化
させる。しかしながら、その含有量が多い場合には連続
鋳造時にモールドとの潤滑性が低下し、鋳造が困難とな
るので、上限を2.5 wt％に定めた。
元素であり、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化
させる。しかしながら、その含有量が多い場合には連続
鋳造時にモールドとの潤滑性が低下し、鋳造が困難とな
るので、上限を2.5 wt％に定めた。
【００１９】Mn：1.5 wt％以下 Mnも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を
低下させる効果があり、また熱間圧延性を改善する効果
もある。しかしながら、多量に含有すると冷間圧延性が
劣化するので、上限を 1.5wt％に定めた。
低下させる効果があり、また熱間圧延性を改善する効果
もある。しかしながら、多量に含有すると冷間圧延性が
劣化するので、上限を 1.5wt％に定めた。
【００２０】Ｓ：0.01wt％以下 Ｓは、析出物、介在物を形成し粒成長性を阻害するの
で、極力低減すべき元素である。この発明は、CaSiを脱
硫に用い、Ｓの析出形態を制御するによってＳを無害化
するものであるが、鋼中における残存量が多い場合に
は、介在物の粒子数が増え、またＳを固定するためのCa
が相対的に不足すると介在物中のMnＳの割合が増え、や
はり粒成長性に悪影響を及ぼすので、Ｓは0.01wt％以下
まで低減するものとした。
で、極力低減すべき元素である。この発明は、CaSiを脱
硫に用い、Ｓの析出形態を制御するによってＳを無害化
するものであるが、鋼中における残存量が多い場合に
は、介在物の粒子数が増え、またＳを固定するためのCa
が相対的に不足すると介在物中のMnＳの割合が増え、や
はり粒成長性に悪影響を及ぼすので、Ｓは0.01wt％以下
まで低減するものとした。
【００２１】Ｐ：0.1 wt％以下 Ｐも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を
低下させる効果があるだけでなく、粒界偏析により冷延
再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる効
果がある。しかしながら、過度に添加すると粒界偏析量
が多くなってかえって粒成長性を阻害し鉄損を劣化させ
るので、0.1 wt％以下で含有させるものとした。
低下させる効果があるだけでなく、粒界偏析により冷延
再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる効
果がある。しかしながら、過度に添加すると粒界偏析量
が多くなってかえって粒成長性を阻害し鉄損を劣化させ
るので、0.1 wt％以下で含有させるものとした。
【００２２】以上、必須成分について説明したが、その
他にも各種の公知元素を添加することが可能であり、例
えば磁気特性改善成分としてＢ，Ni, Cu, Sn, Sn, Biお
よびGe等を添加することができる。
他にも各種の公知元素を添加することが可能であり、例
えば磁気特性改善成分としてＢ，Ni, Cu, Sn, Sn, Biお
よびGe等を添加することができる。
【００２３】また、使用するCa合金としては、金属カル
シウムを鉄製フープで被覆したワイヤー状のもの、また
はカルシウムシリコン合金をインジェクションに適した
寸法に粒度調整したもの等が好適である。一方、脱硫フ
ラックスとしては、石灰 (CaO)、フッ化カルシウム (Ca
F)、ソーダ灰 (Na2CO3) など通常使用される公知のも
の、いずれもが適合する。
シウムを鉄製フープで被覆したワイヤー状のもの、また
はカルシウムシリコン合金をインジェクションに適した
寸法に粒度調整したもの等が好適である。一方、脱硫フ
ラックスとしては、石灰 (CaO)、フッ化カルシウム (Ca
F)、ソーダ灰 (Na2CO3) など通常使用される公知のも
の、いずれもが適合する。
【００２４】次に、製造方法について説明すると、この
発明では、製造方法は特に限定されることはなく、従来
公知の方法が適用できる。なお、スラブ加熱温度は1000
℃以上とすることが好適である。というのは、加熱温度
が1000℃以上になると、オストワルド成長により、結晶
粒の一層の成長が期待できるからである。
発明では、製造方法は特に限定されることはなく、従来
公知の方法が適用できる。なお、スラブ加熱温度は1000
℃以上とすることが好適である。というのは、加熱温度
が1000℃以上になると、オストワルド成長により、結晶
粒の一層の成長が期待できるからである。
【００２５】
【実施例】Ｃ：0.003 wt％, Si：2.8 wt％, Mn：0.2 wt
％, Al：0.3 wt％およびＰ：0.04wt％を、含有し、残部
は実質的にFeの組成になる鋼を、転炉および真空脱ガス
により溶製し、連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1000
mmのスラブとした。この際、CaSiと、CaO, CaFの混合物
を主成分とする脱硫フラックスとを表１に示す割合で混
合したものを添加して、それぞれＳ：0.008 wt％まで脱
硫した。ついで、通常のガス加熱炉で1100℃に加熱した
後、熱間圧延により厚み：2.5mmの熱延板とした。その
後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷
間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とし、ついで 820℃, 60
秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして得られ
た製品板の磁気特性について調べた結果を表１に併記す
る。
％, Al：0.3 wt％およびＰ：0.04wt％を、含有し、残部
は実質的にFeの組成になる鋼を、転炉および真空脱ガス
により溶製し、連続鋳造により厚み：215 mm、幅：1000
mmのスラブとした。この際、CaSiと、CaO, CaFの混合物
を主成分とする脱硫フラックスとを表１に示す割合で混
合したものを添加して、それぞれＳ：0.008 wt％まで脱
硫した。ついで、通常のガス加熱炉で1100℃に加熱した
後、熱間圧延により厚み：2.5mmの熱延板とした。その
後、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷
間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とし、ついで 820℃, 60
秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして得られ
た製品板の磁気特性について調べた結果を表１に併記す
る。
【００２６】
【表１】
【００２７】同表より明らかなように、この発明に従う
条件で脱硫した場合はいずれも、従来の場合と比較して
優れた鉄損値が得られた。
条件で脱硫した場合はいずれも、従来の場合と比較して
優れた鉄損値が得られた。
【００２８】
【発明の効果】かくして、この発明に従い、Ca合金と脱
硫フラックスとの混合比を適正な範囲に規制することに
より、 1.0kg/t未満という少量のCa合金の添加で硫化物
系介在物の弊害を効果的に抑制することができ、従っ
て、良好な粒成長性の下で鉄損特性に優れた無方向性電
磁鋼板の安価に得ることができる。
硫フラックスとの混合比を適正な範囲に規制することに
より、 1.0kg/t未満という少量のCa合金の添加で硫化物
系介在物の弊害を効果的に抑制することができ、従っ
て、良好な粒成長性の下で鉄損特性に優れた無方向性電
磁鋼板の安価に得ることができる。
【図１】Ca合金とフラックスとの添加量比が鉄損改善に
及ぼす影響を示したグラフである。
及ぼす影響を示したグラフである。
【図２】Ca合金添加量と鉄損特性との関係を示したグラ
フである。
フである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｃ 7/076 Ｃ２１Ｃ 7/076 Ａ Ｃ２１Ｄ 8/12 Ｃ２１Ｄ 8/12 Ａ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３Ｕ 38/06 38/06 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ａ
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ：0.01wt％以下、 Si：3.5 wt％以下、 Mn：1.5 wt％以下、 Al：2.5 wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｐ：0.1 wt％以下 を含有する組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブと
した後、熱間圧延、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施して
無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、 連続鋳造完了までの間に、Ca合金と脱硫フラックスとを
混合添加して脱硫するものとし、その際、Ca合金の添加
量を 0.2kg/t以上、 1.0kg/t未満とし、かつCa合金と脱
硫フラックスとの添加量比を重量比で、0.50≦CaSi／脱
硫フラックス≦5.0 の範囲に規制することを特徴とする
磁気特性に優れた無方向電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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| JP34121196A JP3295008B2 (ja) | 1996-12-20 | 1996-12-20 | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| JPH10183227A true JPH10183227A (ja) | 1998-07-14 |
| JP3295008B2 JP3295008B2 (ja) | 2002-06-24 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3295008B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2023131223A1 (zh) | 2022-01-07 | 2023-07-13 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种磁性能优良的无取向电工钢板及其制造方法 |
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-
1996
- 1996-12-20 JP JP34121196A patent/JP3295008B2/ja not_active Expired - Fee Related
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