JPH01316421A - 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH01316421A JPH01316421A JP2395589A JP2395589A JPH01316421A JP H01316421 A JPH01316421 A JP H01316421A JP 2395589 A JP2395589 A JP 2395589A JP 2395589 A JP2395589 A JP 2395589A JP H01316421 A JPH01316421 A JP H01316421A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
る。
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
る。
一方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主にトランスそ
の他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性と
して、励磁特性と鉄損特性が良好でな（ではならない。
の他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性と
して、励磁特性と鉄損特性が良好でな（ではならない。
磁気特性の優れた電磁鋼板を得るには、磁化容易軸であ
る＜００１＞軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要で
ある。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜
等が、磁気特性に大きく影響する。
る＜００１＞軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要で
ある。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜
等が、磁気特性に大きく影響する。
電磁鋼板の方向性は、ＡＩＮ、 ＭｎＳをインヒビター
として機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによっ
て大きく向上し、現在、磁束密度が理論値の９６％程度
のものまで製造されるようになって来ている。
として機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによっ
て大きく向上し、現在、磁束密度が理論値の９６％程度
のものまで製造されるようになって来ている。
一方、近年、エネルギー価格の高騰を反映してトランス
メーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、低
鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。
メーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、低
鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。
低鉄損磁性材料として、アモルファス合金や６．５％Ｓ
ｉ合金といった高Ｓｔ材の開発も進められているが、ト
ランス用の材料としては、価格、加工性等の点で難点が
ある。
ｉ合金といった高Ｓｔ材の開発も進められているが、ト
ランス用の材料としては、価格、加工性等の点で難点が
ある。
他方、電磁鋼板の鉄損には、Ｓｉ含有量の他に板厚が大
きく影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると
、鉄損が低下することが知られている。
きく影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると
、鉄損が低下することが知られている。
本発明者等は、先に、特開昭５８−２１７６３０号公報
において、酸可溶性Ａｊ、Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼ス
ラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延
法により、薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する
方法を開示した。この方法により、・鉄損の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚０．２２５ｍ
／ｍ迄の薄手材が、安価に工業生産できるようになり、
これを用いたトランスの低鉄損化を通して、時代の課題
である省エネ化に貢献できた。
において、酸可溶性Ａｊ、Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼ス
ラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延
法により、薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する
方法を開示した。この方法により、・鉄損の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚０．２２５ｍ
／ｍ迄の薄手材が、安価に工業生産できるようになり、
これを用いたトランスの低鉄損化を通して、時代の課題
である省エネ化に貢献できた。
しかるに、その後、省エネ化に対する時代の要請は、−
段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板の
一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚０
．２２５ｍ／ｍ材より更に鉄損の低い、板厚０．１７５
ｍ／ｍ以下の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価で
、かつ、安定した製造方法の確立が緊急の課題になって
きた。
段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板の
一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚０
．２２５ｍ／ｍ材より更に鉄損の低い、板厚０．１７５
ｍ／ｍ以下の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価で
、かつ、安定した製造方法の確立が緊急の課題になって
きた。
特開昭５８−２１７６３０号公報に開示した方法により
０．１７５ｍ／ｍ、０．１５０ｍ／ｍ材の製造は可能で
あるが、板厚が、０．１７５ｍ／ｍ以下の場合、上記公
報の第８表および第１１表に示すごとく、二次再結晶が
完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が低く、製品
磁気特性のレベル及び安定性の点で問題がある事が判明
した。
０．１７５ｍ／ｍ、０．１５０ｍ／ｍ材の製造は可能で
あるが、板厚が、０．１７５ｍ／ｍ以下の場合、上記公
報の第８表および第１１表に示すごとく、二次再結晶が
完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が低く、製品
磁気特性のレベル及び安定性の点で問題がある事が判明
した。
本発明は、酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼ス
ラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延
法により、板厚０．１２〜０．１７ｍ／ｍに冷延される
製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
を安定して製造する方法を目指すものである。
ラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延
法により、板厚０．１２〜０．１７ｍ／ｍに冷延される
製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
を安定して製造する方法を目指すものである。
本発明の特徴とするところは、酸可溶性Ａｌ。
Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延
板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜
０．１７ｍ／ｍに冷延される薄手一方向性電磁鋼板を製
造する方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａ
ｌについて、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％、
酸可溶性Ａ１： （（２７／１４） ×Ｎ （％）十
０．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋
０．０１００｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９１
％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ
Ｉ Ｎ含有量をｏ、ｏｏｏｓ〜０．００２０％に制御
する熱延を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品
磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安
定製造を可能とする。
板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜
０．１７ｍ／ｍに冷延される薄手一方向性電磁鋼板を製
造する方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａ
ｌについて、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％、
酸可溶性Ａ１： （（２７／１４） ×Ｎ （％）十
０．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋
０．０１００｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９１
％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ
Ｉ Ｎ含有量をｏ、ｏｏｏｓ〜０．００２０％に制御
する熱延を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品
磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安
定製造を可能とする。
以下に本発明に至った経緯を実験結果に基づいて説明す
る。
る。
（実験Ｉ）
Ｃ：０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ： ０．０
７５％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ ：
０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａｌ：０．
０１００〜０．０５００％、残部：実質的にＦｅからな
る多数のスラブを１３７０℃で６０分間加熱し、加熱炉
から抽出して、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。熱延終
了温度は１０４０〜１０５０℃であった。熱延柊了後約
り０℃／秒で５５０℃迄冷却し、その後大気中に放冷し
た。熱延板の含有するＮａ５Ａ Ｉ Ｎは０．００１０
−０．００１２％であった。熱延板を１１００℃で３０
秒間焼鈍し、次いで３５℃／秒で常温迄で冷却した。焼
鈍後の板を酸洗し、板厚０．１５ｍ ／ ｍ迄冷延した
。次いで、７５％Ｈｚ、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲
気中で、８５０℃で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次
いで、マグネシャパウダーを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、８５％Ｈ２，１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／
時間の昇温速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰
囲気中で、１２００℃で２０時間均熱した後冷却し、焼
鈍分離剤を除去し、張力コーティングを行って製品を得
た。製品の磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定した
。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去して、
マクロ組織を観察した。スラブのＮ、酸可溶性Ａ１含有
量と、二次再結晶状況、Ｂ ８ 、 Ｗ１５１５０の関
係を、各々、第１図、第２図、第３図に示す。
７５％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ ：
０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａｌ：０．
０１００〜０．０５００％、残部：実質的にＦｅからな
る多数のスラブを１３７０℃で６０分間加熱し、加熱炉
から抽出して、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。熱延終
了温度は１０４０〜１０５０℃であった。熱延柊了後約
り０℃／秒で５５０℃迄冷却し、その後大気中に放冷し
た。熱延板の含有するＮａ５Ａ Ｉ Ｎは０．００１０
−０．００１２％であった。熱延板を１１００℃で３０
秒間焼鈍し、次いで３５℃／秒で常温迄で冷却した。焼
鈍後の板を酸洗し、板厚０．１５ｍ ／ ｍ迄冷延した
。次いで、７５％Ｈｚ、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲
気中で、８５０℃で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次
いで、マグネシャパウダーを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、８５％Ｈ２，１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／
時間の昇温速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰
囲気中で、１２００℃で２０時間均熱した後冷却し、焼
鈍分離剤を除去し、張力コーティングを行って製品を得
た。製品の磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定した
。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去して、
マクロ組織を観察した。スラブのＮ、酸可溶性Ａ１含有
量と、二次再結晶状況、Ｂ ８ 、 Ｗ１５１５０の関
係を、各々、第１図、第２図、第３図に示す。
第１図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ａｌ含有量である。二次再結晶状況をＯ０Δ、×の符
号で示す。同図における、直線ａｂ、ｂｃ、ｃｄ、ｄａ
で囲まれる領域で、二次再結晶が完全であった。直線ａ
ｂは次式で表わされる。
性Ａｌ含有量である。二次再結晶状況をＯ０Δ、×の符
号で示す。同図における、直線ａｂ、ｂｃ、ｃｄ、ｄａ
で囲まれる領域で、二次再結晶が完全であった。直線ａ
ｂは次式で表わされる。
直線ａｂ：酸可溶性ＡＩ （％） ＝ （２７／１４）
×Ｎ（％） ＋０．０１００ （％） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１２０％で、
酸可溶性Ａｌｌ ７０．０１００〜（（２７／１４）
×Ｎ （％） ＋０．０１００｝％のときに、二次
再結晶が完全であることが明らかになった。
×Ｎ（％） ＋０．０１００ （％） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１２０％で、
酸可溶性Ａｌｌ ７０．０１００〜（（２７／１４）
×Ｎ （％） ＋０．０１００｝％のときに、二次
再結晶が完全であることが明らかになった。
第２図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ａｌ含有量である。Ｂ８の値を○、Δ。
性Ａｌ含有量である。Ｂ８の値を○、Δ。
×の符号で示す、同図における、直線ａｂ、ｂｅ。
ｃｄ 、ｄａで囲まれる領域で、良好なり８が得られた
。
。
直線ａｂ、ｃｄは、各々、次式で表わされる。
直線ａｂ：酸可溶性、１１ （％） ＝ （２７／１
４） ×Ｎ （％） ＋０．０１０００％） 直線ｃｄ：酸可溶性Ａｌ （％） ＝ （２７／１４
） ×Ｎ （％’） ＋０．００３５ （％）すなわ
ち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％で、酸可溶
性Ａｌ ： （（２７／１４） ×Ｎ （％）
十０．００３５） 〜（（２７／１４） ×Ｎ
（％） ＋０．０１００｝％のときに、良好なり８が
得られることが明らかになった。
４） ×Ｎ （％） ＋０．０１０００％） 直線ｃｄ：酸可溶性Ａｌ （％） ＝ （２７／１４
） ×Ｎ （％’） ＋０．００３５ （％）すなわ
ち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％で、酸可溶
性Ａｌ ： （（２７／１４） ×Ｎ （％）
十０．００３５） 〜（（２７／１４） ×Ｎ
（％） ＋０．０１００｝％のときに、良好なり８が
得られることが明らかになった。
第３図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ａｌ含有量である。Ｗ１５１５０の値を○。
性Ａｌ含有量である。Ｗ１５１５０の値を○。
△、×の符号で示す。同図における、直線ａｂ。
ｂｃ 、ｃｄ 、ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ１５
１５０が得られた。
１５０が得られた。
直線ａｂ、ｃｄは、各々、次式で表わされる。
直線ａｂ：酸可溶性ＡＩ （％） ＝ （２７／１４
） ×Ｎ（％’） ＋０．０１００ （％） 直線ｃｄ：酸可溶性Ａｌ （％） ＝ （２７／１４）
×Ｎ（％） ＋０．００３５ （％） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％で、
酸可溶性Ａｌ： （（２７／１４） ×Ｎ （％）
＋０．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％）
＋０．０１０（１｝％のときに、良好なＷ１５１５
０が得られることが明らかになった。
） ×Ｎ（％’） ＋０．０１００ （％） 直線ｃｄ：酸可溶性Ａｌ （％） ＝ （２７／１４）
×Ｎ（％） ＋０．００３５ （％） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％で、
酸可溶性Ａｌ： （（２７／１４） ×Ｎ （％）
＋０．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％）
＋０．０１０（１｝％のときに、良好なＷ１５１５
０が得られることが明らかになった。
第１図、第２図、第３図の結果から、Ｎ ：０．００５
０〜０．０１００％で、酸可溶性ＡＮ ： （（２７
／１４） ×Ｎ（％） ＋０．００３５｝〜｛（２７／
１４） ×Ｎ （％）＋０．０１００｝％のときに二次
再結晶が完全で、Ｂ８゜Ｗ１５１５０共良好な製品が得
られることが明らかになった。
０〜０．０１００％で、酸可溶性ＡＮ ： （（２７
／１４） ×Ｎ（％） ＋０．００３５｝〜｛（２７／
１４） ×Ｎ （％）＋０．０１００｝％のときに二次
再結晶が完全で、Ｂ８゜Ｗ１５１５０共良好な製品が得
られることが明らかになった。
二次再結晶が完全であるにもかかわらず、Ｗ１５１５０
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
すなわち、低Ａ１１高Ｎサイドでは、二次再結晶は安定
であるが、方向性が劣り、良好な鉄損値が得られにくい
傾向を示している。
であるが、方向性が劣り、良好な鉄損値が得られにくい
傾向を示している。
ここに、（，２７／１４） ×Ｎ （％）は、鋼に含有
するＮがすべて＾ＩＮとなる場合に必要なＡｊ！含有量
に相当する。＾ＩｔＮを主インヒビターとして活用する
本性において、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次
再結晶現象が（２７／１４） ×Ｎ （％）をベースと
する酸可溶性１含有量により強い影響を受けているもの
と理解される。
するＮがすべて＾ＩＮとなる場合に必要なＡｊ！含有量
に相当する。＾ＩｔＮを主インヒビターとして活用する
本性において、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次
再結晶現象が（２７／１４） ×Ｎ （％）をベースと
する酸可溶性１含有量により強い影響を受けているもの
と理解される。
（実験■）
Ｃｊｏ、０８２％、Ｓ ｉ：３．２５％、Ｍｎ： ０．
０７０％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、Ｎ
： ０．００８５％、酸可溶性Ａｅ ：０．０２４０％
、残部：実質的にＦｅからなる多数のスラブを１３７０
℃で６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、０．７５〜３
．０ｍ／ｍの各種板厚に熱延した。この場合、圧延前、
圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変更し、熱延板のＮ
ａ５Ａ Ｉｔ Ｎの量を０．０００１〜０．００３６％
迄変化させた。ここにＡＩＮは、板全厚の分析値であり
、分析方法は、臭素メタノール法を用いた。（本発明に
関するＡＩＮの分析はすべて臭素メタノール法による）
、これ等の熱延板を実験１と同様な方法で処理し、製品
を得た。
０７０％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、Ｎ
： ０．００８５％、酸可溶性Ａｅ ：０．０２４０％
、残部：実質的にＦｅからなる多数のスラブを１３７０
℃で６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、０．７５〜３
．０ｍ／ｍの各種板厚に熱延した。この場合、圧延前、
圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変更し、熱延板のＮ
ａ５Ａ Ｉｔ Ｎの量を０．０００１〜０．００３６％
迄変化させた。ここにＡＩＮは、板全厚の分析値であり
、分析方法は、臭素メタノール法を用いた。（本発明に
関するＡＩＮの分析はすべて臭素メタノール法による）
、これ等の熱延板を実験１と同様な方法で処理し、製品
を得た。
次いで、製品の磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定
した０次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
て、マクロ組織を観察した。熱延板のＮａｓＡｌＮ、冷
延圧下率と二次再結晶状況、Ｂ８゜Ｗ１５１５０の関係
を各々、第４図、第５図、第６図に示す。
した０次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
て、マクロ組織を観察した。熱延板のＮａｓＡｌＮ、冷
延圧下率と二次再結晶状況、Ｂ８゜Ｗ１５１５０の関係
を各々、第４図、第５図、第６図に示す。
第４図において、横軸はＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況を○。
、縦軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況を○。
Δ、×の符号で示す、同図における、直ＮＩＡａｂ。
ｂｃ 、ｃｄ 、ｄａで囲まれる領域で、二次再結晶が
完全であった。すなわち、Ｎａ５ＡＩＩＮ ： ０．０
００１〜０．００２０％、冷延圧下率二８０〜９１′９
Ａのときに、二次再結晶が完全であることが明らかにな
った。
完全であった。すなわち、Ｎａ５ＡＩＩＮ ： ０．０
００１〜０．００２０％、冷延圧下率二８０〜９１′９
Ａのときに、二次再結晶が完全であることが明らかにな
った。
第５図において、横軸はＮａ５Ａ Ｉｔ Ｎ含有量であ
り、縦軸は冷延圧下率である。Ｂ８の値を○、△、×の
符号で示す、同図におけるａｂ、ｂｃ、ｃｄ。
り、縦軸は冷延圧下率である。Ｂ８の値を○、△、×の
符号で示す、同図におけるａｂ、ｂｃ、ｃｄ。
ｄａで囲まれる領域で、良好なり８が得られた。
すなわら、Ｎａ５Ａ Ｉ Ｎ ： ０．０００５〜０．
００２０％、冷延圧下率二８５〜９１％のときに、良好
なり８が得られることが明らかになった。
００２０％、冷延圧下率二８５〜９１％のときに、良好
なり８が得られることが明らかになった。
第６図において、横軸はＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。Ｗ１５１５０の値をＯ１△
。
、縦軸は冷延圧下率である。Ｗ１５１５０の値をＯ１△
。
×の符号で示す。同図における、ａｂ、ｂｃ。
ｃｄ 、ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ１５１５０が
得られた。すなわち、Ｎａ５Ａ ｉ！ Ｎ ： ０．０
００５〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜９１％のと
きに、良好なＷ１５１５０が得られることが明らかにな
った。
得られた。すなわち、Ｎａ５Ａ ｉ！ Ｎ ： ０．０
００５〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜９１％のと
きに、良好なＷ１５１５０が得られることが明らかにな
った。
第４図、第５図、第６図の結果から、Ｎａ５Ａ Ｉｔ
Ｎ：ｏ、ｏｏｏｓ〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜
９１％のとき、二次再結晶が完全で、Ｂ ８ 、 Ｗ１
５１５０共良好な製品が得られることが明らかになった
。
Ｎ：ｏ、ｏｏｏｓ〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜
９１％のとき、二次再結晶が完全で、Ｂ ８ 、 Ｗ１
５１５０共良好な製品が得られることが明らかになった
。
二次再結晶が完全であるにもかかわらず、Ｗ１５１５０
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
実験■、実験■の結果から、酸可溶性ＡＩＮ。
Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼
鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜０．
１７ｍ／ｍに冷延される薄手一方向性電磁鋼板を製造す
る方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性ＡＩに
ついてＮ ： ０．００５０〜０．０１００％、酸可溶
性ｐ、１： （（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０
．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋
０．０１００｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９１
％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ
Ｉ Ｎ含有量を０．０００５〜０．００２０％に制御
する熱延を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品
磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安
定製造が可能になることが明らかになった。
鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜０．
１７ｍ／ｍに冷延される薄手一方向性電磁鋼板を製造す
る方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性ＡＩに
ついてＮ ： ０．００５０〜０．０１００％、酸可溶
性ｐ、１： （（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０
．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋
０．０１００｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９１
％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ
Ｉ Ｎ含有量を０．０００５〜０．００２０％に制御
する熱延を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品
磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安
定製造が可能になることが明らかになった。
熱延板中のＮａ５Ａ ｊ！ Ｎ含有量を０．０００５〜
０．００２０％に制御する熱延を行うことにより、二次
再結晶が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得られ
る理由については、必ずしも明確ではない。
０．００２０％に制御する熱延を行うことにより、二次
再結晶が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得られ
る理由については、必ずしも明確ではない。
冷延板厚０．１７ｍ／ｍ以下の薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を
製造する場合、又は多段冷延法で製造する場合にくらべ
、熱延板焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対
し、より強い影響を及ぼすことが考えられる。一方、熱
延板中のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量は、熱延板焼鈍におけ
る鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及ぼ
すことが考えられ、熱延板中のＮａ５Ａ Ｉｔ Ｎ含有
量が、０．０００５〜０．００２０％の場合に、製品特
性に対して最も有利な熱延板焼鈍後の鋼板の性状が得ら
れるものであろう。
電磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を
製造する場合、又は多段冷延法で製造する場合にくらべ
、熱延板焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対
し、より強い影響を及ぼすことが考えられる。一方、熱
延板中のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量は、熱延板焼鈍におけ
る鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及ぼ
すことが考えられ、熱延板中のＮａ５Ａ Ｉｔ Ｎ含有
量が、０．０００５〜０．００２０％の場合に、製品特
性に対して最も有利な熱延板焼鈍後の鋼板の性状が得ら
れるものであろう。
なお、熱延板中のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量を０．０００
５〜０．００２０％に制御する方法としては、スラブ加
熱条件、粗圧延条件、仕上圧延条件、仕上圧延後の冷却
条件等があるが、その何れでもよい。
５〜０．００２０％に制御する方法としては、スラブ加
熱条件、粗圧延条件、仕上圧延条件、仕上圧延後の冷却
条件等があるが、その何れでもよい。
実験！、実験■で示す材料成分にＣｕ又はｓｂの何れか
一方又は双方を添加した場合について、実験■、実験■
と同様の実験を行い同様の結果を得た。
一方又は双方を添加した場合について、実験■、実験■
と同様の実験を行い同様の結果を得た。
（実験■）
Ｃ：０．０８３％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ： ０．０
７６％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、Ｎ ：
０．００８５％、酸可溶性、ｌ：０．０２３５％、Ｃ
ｕ：無添加および０．０１〜０．２０％、残部：実質的
にＦｅからなる多数のスラブについて、熱延以降工程を
実験Ｉと同様の方法で処理し、製品を得た。Ｃｕ含有量
と鉄損の関係を第７図に示す。第７図から明らかな如く
、Ｃｕ：０．０３〜０．０８％の範囲で鉄損特性の向上
が認められた。
７６％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、Ｎ ：
０．００８５％、酸可溶性、ｌ：０．０２３５％、Ｃ
ｕ：無添加および０．０１〜０．２０％、残部：実質的
にＦｅからなる多数のスラブについて、熱延以降工程を
実験Ｉと同様の方法で処理し、製品を得た。Ｃｕ含有量
と鉄損の関係を第７図に示す。第７図から明らかな如く
、Ｃｕ：０．０３〜０．０８％の範囲で鉄損特性の向上
が認められた。
Ｃ：０．０８０％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ： ０．０
７５％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ ：
０．００８５％、酸可溶性Ａｌ ：０．０２３０％、
Ｓｂ：無添加および０．００１〜０．０５０％、残部：
実質的にＦｅからなる多数のスラブについて、熱延以降
工程を実験■と同様の方法で処理し、製品を得た。Ｓｂ
含有量と鉄損の関係を第８図に示す、第８図から明らか
な如く、Ｓ ｂ：０．００５〜０．０３５％の範囲で鉄
損特性の向上が認められた。
７５％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ ：
０．００８５％、酸可溶性Ａｌ ：０．０２３０％、
Ｓｂ：無添加および０．００１〜０．０５０％、残部：
実質的にＦｅからなる多数のスラブについて、熱延以降
工程を実験■と同様の方法で処理し、製品を得た。Ｓｂ
含有量と鉄損の関係を第８図に示す、第８図から明らか
な如く、Ｓ ｂ：０．００５〜０．０３５％の範囲で鉄
損特性の向上が認められた。
次に、本発明における、スラブの成分及び製造工程の処
理条件の限定理由について述べる。
理条件の限定理由について述べる。
Ｃは、０．０６０〜０．１２０％が好ましい。０．０６
０％未満、あるいは、０．１２０％を超えると、二次再
結晶が不安定になる。
０％未満、あるいは、０．１２０％を超えると、二次再
結晶が不安定になる。
Ｓｉは、２．９〜４．５％が好ましい。２．９未満では
良好な（低い）鉄損が得られず、４．５％を超えると、
加工性（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
良好な（低い）鉄損が得られず、４．５％を超えると、
加工性（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
Ｍｎは、０．０５０〜０．０９０％が好ましい、 ０
．０５０％未満・、あるいは、０．０９０％を超えると
、二次再結晶が不安定になる。
．０５０％未満・、あるいは、０．０９０％を超えると
、二次再結晶が不安定になる。
Ｓ又はＳｅの何れか一方か又は双方は、０．０２０〜０
．０６０％が好ましい。０．０２０％未満では、二次再
結晶が不安定となり、０．０６０％を超えると鉄損が不
良になる。
．０６０％が好ましい。０．０２０％未満では、二次再
結晶が不安定となり、０．０６０％を超えると鉄損が不
良になる。
Ｓｎは０．０５〜０．２５％が好ましい。０．０５％未
満では、二次再結晶が不安定となり、０．２５％を超え
ると加工性が劣化する。
満では、二次再結晶が不安定となり、０．２５％を超え
ると加工性が劣化する。
スラブ加熱において、硫化物、窒化物を十分に固溶させ
るため高温加熱が必要であり、好ましくは１３００℃以
上での加熱が望ましい一０熱延板を１０３０〜１２００
℃で１０分間以内焼鈍することが好ましい、 １０３０
℃未満では、良好な製品磁気特性が得られず、１２００
℃を超えると、二次再結晶が不安定になる。１０分間を
超えて焼鈍しても製品特性の向上は期待できず、経済的
に不利である。
るため高温加熱が必要であり、好ましくは１３００℃以
上での加熱が望ましい一０熱延板を１０３０〜１２００
℃で１０分間以内焼鈍することが好ましい、 １０３０
℃未満では、良好な製品磁気特性が得られず、１２００
℃を超えると、二次再結晶が不安定になる。１０分間を
超えて焼鈍しても製品特性の向上は期待できず、経済的
に不利である。
焼鈍後２００℃迄を１０℃／秒〜６０℃／秒で冷却する
ことが好ましい。１０℃／秒未満では、良好な製品磁気
特性が得られず、６０℃／秒を超、えると、二次再結晶
が不安定となる。一段冷延法は、二段冷延法より製造コ
ストが著しく安く、好ましい。冷延後の板厚は０．１２
〜０．１７ｍ／ｍが好ましい。
ことが好ましい。１０℃／秒未満では、良好な製品磁気
特性が得られず、６０℃／秒を超、えると、二次再結晶
が不安定となる。一段冷延法は、二段冷延法より製造コ
ストが著しく安く、好ましい。冷延後の板厚は０．１２
〜０．１７ｍ／ｍが好ましい。
０．１２ｍ／ｍ未満では、二次再結晶が不安定になり易
＜ 、０．１７ ｍ ／ ｒｎを超えると期待する鉄損
値が得られない、なお、冷間圧延の途中で、２００〜３
００℃で１〜５分間保定することは製品磁気特性の向上
に有効である。高温仕上焼鈍の昇温途中少くとも１００
０℃迄、窒素を含む雰囲気を用いることが好ましい。窒
素を含まない場合、二次再結晶が不安定になる。
＜ 、０．１７ ｍ ／ ｒｎを超えると期待する鉄損
値が得られない、なお、冷間圧延の途中で、２００〜３
００℃で１〜５分間保定することは製品磁気特性の向上
に有効である。高温仕上焼鈍の昇温途中少くとも１００
０℃迄、窒素を含む雰囲気を用いることが好ましい。窒
素を含まない場合、二次再結晶が不安定になる。
Ｃ：０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ： ０．０
７６％、Ｓ：無添加、０．０１５．０．０２５％、Ｓｅ
：無添加、０．０１５゜０．０２５％、Ｓｎ：０．１３
％、Ｎ ： ０．００４５．０．００８５゜０．０１１
０％、酸可溶性Ａｌ ：０．０１５０．０．０１７０．
０．０２３０゜０．０２６０．０．０３００％、Ｃｕ：
無添加、０．０７％、Ｓｂ：無添加、０．０２０％、残
部：実質的にＦｅからなる多数のスラブを１３６０℃で
６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、０．９２．１．０
０．１．３１．２．４３ｍ／ｍの各板厚に熱延した。こ
の場合、圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変
更した。熱延板のＮａ５Ａ ＩＩ Ｎ含有量は０．００
０２〜０．００３５％であった。
７６％、Ｓ：無添加、０．０１５．０．０２５％、Ｓｅ
：無添加、０．０１５゜０．０２５％、Ｓｎ：０．１３
％、Ｎ ： ０．００４５．０．００８５゜０．０１１
０％、酸可溶性Ａｌ ：０．０１５０．０．０１７０．
０．０２３０゜０．０２６０．０．０３００％、Ｃｕ：
無添加、０．０７％、Ｓｂ：無添加、０．０２０％、残
部：実質的にＦｅからなる多数のスラブを１３６０℃で
６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、０．９２．１．０
０．１．３１．２．４３ｍ／ｍの各板厚に熱延した。こ
の場合、圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変
更した。熱延板のＮａ５Ａ ＩＩ Ｎ含有量は０．００
０２〜０．００３５％であった。
熱延板を１１２０℃で６０秒間焼鈍し、次いで約り５℃
／秒で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し板厚０．１
２ｍ／ｍと０．１７ｍ／ｍに冷延した。次いで、７５％
Ｈｚ、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気中で、８５０℃
で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈ
２，１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇温速度で
１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１２０
０℃で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し
、張力コーティングを行って製品を得た。製品の磁束密
度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定した。次いで、コーテ
ィングおよびグラス被膜を除去して、マクロ組織を観察
した。その結果を第１表に示す。第１表から明らかなよ
うに、スラブのＮ、酸可溶性Ａｌ含有量、熱延板のＮａ
５Ａ ＩＩ Ｎ含有量及び冷延圧下率が本発明の条件で
あるときのみ、二次再結晶が完全で、Ｂ８゜Ｗ１５１５
０共優れた製品が得られた。
／秒で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し板厚０．１
２ｍ／ｍと０．１７ｍ／ｍに冷延した。次いで、７５％
Ｈｚ、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気中で、８５０℃
で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈ
２，１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇温速度で
１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１２０
０℃で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し
、張力コーティングを行って製品を得た。製品の磁束密
度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定した。次いで、コーテ
ィングおよびグラス被膜を除去して、マクロ組織を観察
した。その結果を第１表に示す。第１表から明らかなよ
うに、スラブのＮ、酸可溶性Ａｌ含有量、熱延板のＮａ
５Ａ ＩＩ Ｎ含有量及び冷延圧下率が本発明の条件で
あるときのみ、二次再結晶が完全で、Ｂ８゜Ｗ１５１５
０共優れた製品が得られた。
また、Ｃｕ、Ｓｂの含有量が本発明領域にあるとき、更
に優れた製品特性が得られた。
に優れた製品特性が得られた。
この発明は、以上述べたように構成したから、酸可溶性
Ａｊ！、Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料と
し、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０
．１２〜０．１７ｍ／ｍに冷延される一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、二次再結晶が完全で、製品磁
気特性の優れた薄手高磁、東密度一方向性電磁鋼板が安
定して製造できるようになった。
Ａｊ！、Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料と
し、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０
．１２〜０．１７ｍ／ｍに冷延される一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、二次再結晶が完全で、製品磁
気特性の優れた薄手高磁、東密度一方向性電磁鋼板が安
定して製造できるようになった。
第１図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａｌ
含有量（′＃１軸）と二次再結晶状況（○。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａ１
含有量（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、Ｘ等で表示
）の関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａｎ
含有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０（○、Ｘ等で
表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（○、Ｘ等で表
示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ （横軸）及び
冷延圧下率（縦軸）と製品の鉄ｔＭｗ１５１５０ （○
、×等で表示）の関係を示す図である。 第７図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第８図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第３図 Ｃｕ含有量（％） 梁７因
含有量（′＃１軸）と二次再結晶状況（○。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａ１
含有量（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、Ｘ等で表示
）の関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａｎ
含有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０（○、Ｘ等で
表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（○、Ｘ等で表
示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ （横軸）及び
冷延圧下率（縦軸）と製品の鉄ｔＭｗ１５１５０ （○
、×等で表示）の関係を示す図である。 第７図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第８図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第３図 Ｃｕ含有量（％） 梁７因
Claims (2)
- （１）重量％でＣ：０．０６０〜０．１２０％、Ｓｉ：
２．９〜４．５％、Ｍｎ：０．０５０〜０．０９０％、
Ｓ又はＳｅの何れか一方か又は双方：０．０２０〜０．
０６０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、残部：酸可溶
性Ａｌ、Ｎ、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブ
を高温加熱し、熱間圧延し、熱延板を１０３０〜１２０
０℃の温度範囲で１０分間以内焼鈍し、焼鈍後２００℃
迄を１０℃／秒〜６０℃／秒の冷却速度で冷却し、次い
で冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を０．１２〜０．１７
ｍ／ｍとし、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い
、マグネシヤパウダーを主とする焼鈍分離剤を塗布し、
昇温途中少くとも１０００℃迄、窒素を含む雰囲気を用
いる高温仕上焼鈍を行い、張力コーティングを行う薄手
一方向性電磁鋼板の製造方法において、スラブの含有す
るＮと酸可溶性Ａｌについて、Ｎ：０．００５０〜０．
０１００％、酸可溶性Ａｌ：｛（２７／１４）×Ｎ（％
）＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０
．０１００｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９１％
となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａｓＡｌ
Ｎ含有量を０．０００５〜０．００２０％に制御する熱
延を行うことを特徴とする、一段冷延法による製品磁気
特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。 - （２）重量％でＣ：０．０６０〜０．１２０％、Ｓｉ：
２．９〜４．５％、Ｍｎ：０．０５０〜０．０９０％、
Ｓ又はＳｅの何れか一方か又は双方：０．０２０〜０．
０６０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｃｕ：０．０
３〜０．０８％又はＳｂ：０．００５〜０．０３５％の
何れか一方又は双方、残部：酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｆｅお
よび不可避的不純物からなるスラブを高温加熱し、熱間
圧延し、熱延板を１０３０〜１２００℃の温度範囲で１
０分間以内焼鈍し、焼鈍後２００℃迄を１０℃／秒〜６
０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで冷間圧延し、冷間
圧延後の板厚を０．１２〜０．１７ｍ／ｍとし、水素を
含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マグネシヤパウダ
ーを主とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少くとも１
０００℃迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温仕上焼鈍を
行い、張力コーティングを行う薄手一方向性電磁鋼板の
製造方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａｌ
について、Ｎ：０．００５０〜０．０１００％、酸可溶
性Ａｌ：｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０．００３５｝
〜｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０．０１００｝％とし
、且つ、冷延圧下率が８５〜９１％となる熱延板の板厚
とし、且つ、熱延板中のＮａｓＡｌＮ含有量を０．００
０５〜０．００２０％に制御する熱延を行うことを特徴
とする、一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高
磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/324,602 US4992114A (en) | 1988-03-18 | 1989-03-16 | Process for producing grain-oriented thin electrical steel sheet having high magnetic flux density by one-stage cold-rolling method |
| EP89104829A EP0333221B1 (en) | 1988-03-18 | 1989-03-17 | Process for producing grain-oriented thin electrical steel sheet having high magnetic flux density by one-stage cold-rolling method |
| DE68928065T DE68928065T2 (de) | 1988-03-18 | 1989-03-17 | Verfahren zur Herstellung von dünnen kornorientierten Elektrostahlblechen mit hoher magnetischer Flussdichte durch Kaltwalzen in einer einzelnen Stufe |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6365188 | 1988-03-18 | ||
| JP63-63651 | 1988-03-18 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01316421A true JPH01316421A (ja) | 1989-12-21 |
Family
ID=13235468
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2395589A Pending JPH01316421A (ja) | 1988-03-18 | 1989-02-03 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP1063883A Expired - Lifetime JP2755414B2 (ja) | 1988-03-18 | 1989-03-17 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1063883A Expired - Lifetime JP2755414B2 (ja) | 1988-03-18 | 1989-03-17 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (2) | JPH01316421A (ja) |
-
1989
- 1989-02-03 JP JP2395589A patent/JPH01316421A/ja active Pending
- 1989-03-17 JP JP1063883A patent/JP2755414B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2755414B2 (ja) | 1998-05-20 |
| JPH028328A (ja) | 1990-01-11 |
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