JPH02263923A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH02263923A JPH02263923A JP1085540A JP8554089A JPH02263923A JP H02263923 A JPH02263923 A JP H02263923A JP 1085540 A JP1085540 A JP 1085540A JP 8554089 A JP8554089 A JP 8554089A JP H02263923 A JPH02263923 A JP H02263923A
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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、トランス等の鉄心として使用される磁気特性
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の
鉄心材料として使用されており、励磁特性，鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁
束密度Ｂ８が通常使用される。また、鉄損特性を表す数
値としては、周波数５０Ｈｚで１．７テスラー（Ｔ）ま
で磁化したときのｌｋｇ当りの鉄損Ｗｌｆｆ／Ｓ。を使
用している。
鉄心材料として使用されており、励磁特性，鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁
束密度Ｂ８が通常使用される。また、鉄損特性を表す数
値としては、周波数５０Ｈｚで１．７テスラー（Ｔ）ま
で磁化したときのｌｋｇ当りの鉄損Ｗｌｆｆ／Ｓ。を使
用している。
磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であり、一般的に
いって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお
、一般的に磁束密度を高くすると二次再結晶粒が大きく
なり、鉄損特性が不良となる場合がある。これに対して
は、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄
損特性を改善することができる。
いって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお
、一般的に磁束密度を高くすると二次再結晶粒が大きく
なり、鉄損特性が不良となる場合がある。これに対して
は、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄
損特性を改善することができる。
この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に（１１０）、圧延方向に＜００
１＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることによ
り、製造されている。良好な磁気特性を得るためには、
磁化容易軸である＜００１＞を圧延方向に高度に揃える
ことが必要である。二次再結晶粒の方向性は、ＭｎＳ
、 ｊＶＮ等をインヒビターとして利用し、最終強圧下
圧延を施す方法によって大幅に改善され、それに伴って
鉄損特性も著しく向上する。
晶を起こさせ、鋼板面に（１１０）、圧延方向に＜００
１＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることによ
り、製造されている。良好な磁気特性を得るためには、
磁化容易軸である＜００１＞を圧延方向に高度に揃える
ことが必要である。二次再結晶粒の方向性は、ＭｎＳ
、 ｊＶＮ等をインヒビターとして利用し、最終強圧下
圧延を施す方法によって大幅に改善され、それに伴って
鉄損特性も著しく向上する。
ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては通常熱延
後組織の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばＡ７Ｎを主インヒビターとする
製造方法においては、特公昭４６−２３８２０号公報に
示すように熱延板焼鈍においてＡＺＮの析出処理を行っ
てインヒビターを制御する方法がとられている。
後組織の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばＡ７Ｎを主インヒビターとする
製造方法においては、特公昭４６−２３８２０号公報に
示すように熱延板焼鈍においてＡＺＮの析出処理を行っ
てインヒビターを制御する方法がとられている。
通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延一焼鈍一冷延一説炭
焼鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
焼鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に
対する見直しが進められ、工程、エネルギーの簡省略化
の要請が強まってきた。このような要請に答えるべく、
ＡＺＮを主インヒビターとする製造方法において、熱延
板焼鈍での八！Ｎの析出処理を、熱延後の高温巻取で代
替する方法（特公昭５９−４５７３０号公報）が提案さ
れた。確かに、この方法によって熱延板焼鈍を省略して
も、磁気特性をある程度確保することはできるが、５〜
２０トンのコイル状で巻取られる通常の方法においては
、冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、
必然的にＡＩＮの析出が不均一となり最終的な磁気特性
はコイル内の場所によって変動し、歩留が低下する結果
となる。
対する見直しが進められ、工程、エネルギーの簡省略化
の要請が強まってきた。このような要請に答えるべく、
ＡＺＮを主インヒビターとする製造方法において、熱延
板焼鈍での八！Ｎの析出処理を、熱延後の高温巻取で代
替する方法（特公昭５９−４５７３０号公報）が提案さ
れた。確かに、この方法によって熱延板焼鈍を省略して
も、磁気特性をある程度確保することはできるが、５〜
２０トンのコイル状で巻取られる通常の方法においては
、冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、
必然的にＡＩＮの析出が不均一となり最終的な磁気特性
はコイル内の場所によって変動し、歩留が低下する結果
となる。
そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して８０％以上の強圧下１回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略することを検討した。
た仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して８０％以上の強圧下１回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略することを検討した。
一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱（
例えば１３００°Ｃ以上）時のスラブ結晶粒の粗大成長
に起因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細
粒発生）を防止するために、熱延時の９６０〜１１９０
°Ｃでの温度で１パス当り３０％以上の圧下率で再結晶
化高圧下圧延を施し粗大結晶粒を分断する方法が提案さ
れている（特公昭６０−３７１７２号公報）。確かにこ
の方法によって線状細粒発生が減少するが、熱延板焼鈍
を施す製造プロセスを前提としている。
例えば１３００°Ｃ以上）時のスラブ結晶粒の粗大成長
に起因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細
粒発生）を防止するために、熱延時の９６０〜１１９０
°Ｃでの温度で１パス当り３０％以上の圧下率で再結晶
化高圧下圧延を施し粗大結晶粒を分断する方法が提案さ
れている（特公昭６０−３７１７２号公報）。確かにこ
の方法によって線状細粒発生が減少するが、熱延板焼鈍
を施す製造プロセスを前提としている。
また、ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ、 Ｓｂをインヒビターと
する製造方法において、熱延時の９５０〜１２００°Ｃ
の温度で圧下率１０％以上で連続して熱延し、引き続き
３°Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することによって
ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅを均一微細に析出させ、磁気特性
を向上させる方法が提案されている（特開昭５１２０７
１６号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行を抑
制し、剪断変形で形成される（１１０）＜００１＞方位
粒が引き続く再結晶で減少するのを防止することによっ
て磁気特性を向上させる方法が提案されている（特公昭
５９−３２５２６号公報。
する製造方法において、熱延時の９５０〜１２００°Ｃ
の温度で圧下率１０％以上で連続して熱延し、引き続き
３°Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することによって
ＭｎＳ 、 ＭｎＳｅを均一微細に析出させ、磁気特性
を向上させる方法が提案されている（特開昭５１２０７
１６号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行を抑
制し、剪断変形で形成される（１１０）＜００１＞方位
粒が引き続く再結晶で減少するのを防止することによっ
て磁気特性を向上させる方法が提案されている（特公昭
５９−３２５２６号公報。
特公昭５９ｍ−３５４１５号公報）。これらの方法にお
いても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討さ
えされていない。また、超低炭素を含有する珪素鋼スラ
ブの熱延において、熱延板で歪を蓄積させる低温大圧下
熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超低
炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法が提案されてい
る（特公昭５９３４２１２号公報）。しかしこの方法に
おいても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討
さえされていない。
いても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討さ
えされていない。また、超低炭素を含有する珪素鋼スラ
ブの熱延において、熱延板で歪を蓄積させる低温大圧下
熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超低
炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法が提案されてい
る（特公昭５９３４２１２号公報）。しかしこの方法に
おいても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討
さえされていない。
そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して８０％以上の強圧下１回冷延による製造法
において熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一
方向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して８０％以上の強圧下１回冷延による製造法
において熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一
方向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。
本発明においては、その目的を達成するために、通常の
成分からなる珪素鋼スラブに対し、熱延終了温度を７５
０〜１１５０°Ｃとし、最終３パスの累積圧下率を４０
％以上とする熱延を行い引き続き熱延板焼鈍をすること
なく圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施すことを特徴とする。
成分からなる珪素鋼スラブに対し、熱延終了温度を７５
０〜１１５０°Ｃとし、最終３パスの累積圧下率を４０
％以上とする熱延を行い引き続き熱延板焼鈍をすること
なく圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施すことを特徴とする。
更に、この特徴に加えて、仕上熱延の最終パスの圧下率
を２０％以上とすることによって、−層磁気特性の優れ
た一方向性電磁鋼板が得られる。
を２０％以上とすることによって、−層磁気特性の優れ
た一方向性電磁鋼板が得られる。
本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、
最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、
最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。
第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフである
。ここでは、Ｃ： ０．０５４重量％。
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフである
。ここでは、Ｃ： ０．０５４重量％。
Ｓｉ：３．２５重量％、酸可溶性Ａｆ：０．０２７重量
％、Ｎ：０．００８０重量％、Ｓ：０．００７重量％。
％、Ｎ：０．００８０重量％、Ｓ：０．００７重量％。
Ｍｎ ： ０．１４重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる２０〜６０ｉｎｎ厚のスラブを１１
５０〜１４００°Ｃに加熱し、６パスで２．３Ｍ厚の熱
延板に熱延し、約１秒後に水冷し、５５０ ”Ｃまで冷
却した後５５０°Ｃに１時間保持して炉冷する巻取りシ
ミュレートを施し熱延板焼鈍を施すことなく約８５％の
強圧下圧延を行って最終板Ｊ！！０．３３５ｍｍの冷延
板とし、８３０〜１０００°Ｃの温度で脱炭焼鈍を行い
、引き続きＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
最終仕上焼鈍を行った。
避的不純物からなる２０〜６０ｉｎｎ厚のスラブを１１
５０〜１４００°Ｃに加熱し、６パスで２．３Ｍ厚の熱
延板に熱延し、約１秒後に水冷し、５５０ ”Ｃまで冷
却した後５５０°Ｃに１時間保持して炉冷する巻取りシ
ミュレートを施し熱延板焼鈍を施すことなく約８５％の
強圧下圧延を行って最終板Ｊ！！０．３３５ｍｍの冷延
板とし、８３０〜１０００°Ｃの温度で脱炭焼鈍を行い
、引き続きＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
最終仕上焼鈍を行った。
第１図から明らかなように熱延終了温度７５０〜１１５
０°Ｃでかつ最終３パスの累積圧下率４０％以上の場合
にＢ８≧１．８ Ｂ Ｔの高い磁束密度が得られている
。また本発明者らはこの新知見をさらに詳細に検討した
。
０°Ｃでかつ最終３パスの累積圧下率４０％以上の場合
にＢ８≧１．８ Ｂ Ｔの高い磁束密度が得られている
。また本発明者らはこの新知見をさらに詳細に検討した
。
第２図は、第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度７５０〜１１５０℃でかつ熱延の最終３パス累積圧下
率４０％以上の場合における熱延の最終パスの圧下率と
磁束密度との関係を表したグラフである。
度７５０〜１１５０℃でかつ熱延の最終３パス累積圧下
率４０％以上の場合における熱延の最終パスの圧下率と
磁束密度との関係を表したグラフである。
第２図から明らかなように最終パスの圧下率が２０％以
上の場合にＢ、≧１．９０ Ｔの高い磁束密度が得られ
ている。
上の場合にＢ、≧１．９０ Ｔの高い磁束密度が得られ
ている。
熱延終了温度、最終３パスの累積圧下率、最終パスの圧
下率と製品の磁束密度との間に第１図及び第２図に示し
た関係が成立する理由については、必ずしも明らかでは
ないが、本発明者らは次のように推察している。
下率と製品の磁束密度との間に第１図及び第２図に示し
た関係が成立する理由については、必ずしも明らかでは
ないが、本発明者らは次のように推察している。
第３図、第４図に各々熱延条件の異る熱延板金属組織、
脱炭焼鈍後（脱炭板）の集合組ｍ（板厚１／４地点）の
例を示す。この場合第１図で説明したものと同一成分の
３３．２ｍｍ、 ２６ｎ＋ａ＋厚のスラブを１１５０
°Ｃで加熱後１０５０°Ｃで熱延を開始し、■３３゜２
→１８．６→１１．９→８．６→５．１→３．２→２．
３（ｍｍ）、 ■２６→１１．８→６．７→３．５→
３．０→２．６→２．３（ｍｍ）のパススケジュールで
２、３ ＋ｎ＋ｎ厚の熱延板とし、第１図で説明したも
のと同じ条件で冷却を行った。この時熱延終了温度は各
々■：９３５°Ｃ２■：９１２”Ｃであった。しかる後
この熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約８５％の強圧
下圧延を行って最終板厚０．３３５ ｍｍの冷延板とし
、引き続きＮ２２５％、Ｈｚ７５％、ｎ点６０℃の雰囲
気中で８３０°Ｃに１５０秒保持する脱炭焼鈍を行った
。
脱炭焼鈍後（脱炭板）の集合組ｍ（板厚１／４地点）の
例を示す。この場合第１図で説明したものと同一成分の
３３．２ｍｍ、 ２６ｎ＋ａ＋厚のスラブを１１５０
°Ｃで加熱後１０５０°Ｃで熱延を開始し、■３３゜２
→１８．６→１１．９→８．６→５．１→３．２→２．
３（ｍｍ）、 ■２６→１１．８→６．７→３．５→
３．０→２．６→２．３（ｍｍ）のパススケジュールで
２、３ ＋ｎ＋ｎ厚の熱延板とし、第１図で説明したも
のと同じ条件で冷却を行った。この時熱延終了温度は各
々■：９３５°Ｃ２■：９１２”Ｃであった。しかる後
この熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約８５％の強圧
下圧延を行って最終板厚０．３３５ ｍｍの冷延板とし
、引き続きＮ２２５％、Ｈｚ７５％、ｎ点６０℃の雰囲
気中で８３０°Ｃに１５０秒保持する脱炭焼鈍を行った
。
第３図から明らかなように、本発明の条件を満す■の場
合、■と比較して熱延板の再結晶率が極めて高く、結晶
粒径が小さい。また、第４図から明らかなように本発明
の条件を満す■の場合、■と比較して、脱炭板の（１１
１）方位粒が多く、（１００）方位粒が少く、（１１０
）方位粒には差がない。なお、熱延板の再結晶率（板厚
１／４地点）は、本発明者らが開発したＥ ＣＰ （Ｅ
ｌｅｃｔｒｏｎ ｃｈａｎｎｅｌｌｉｎｇ ｐａｔｔｅ
ｒｎ）を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属
学会秋期講演大会概要集（１９８８，１１） Ｐ２８９
）を用いて測定し、標準試料の焼鈍板に１．５％冷延し
た場合のＥＣＰの鮮明度より高い値を示す粒の面積率（
低歪粒の面積率）を再結晶率と呼んでいる。この方法は
従来の金属組織を目視判定して再結晶率を測定する方法
と比較して格段に精度がよい。
合、■と比較して熱延板の再結晶率が極めて高く、結晶
粒径が小さい。また、第４図から明らかなように本発明
の条件を満す■の場合、■と比較して、脱炭板の（１１
１）方位粒が多く、（１００）方位粒が少く、（１１０
）方位粒には差がない。なお、熱延板の再結晶率（板厚
１／４地点）は、本発明者らが開発したＥ ＣＰ （Ｅ
ｌｅｃｔｒｏｎ ｃｈａｎｎｅｌｌｉｎｇ ｐａｔｔｅ
ｒｎ）を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属
学会秋期講演大会概要集（１９８８，１１） Ｐ２８９
）を用いて測定し、標準試料の焼鈍板に１．５％冷延し
た場合のＥＣＰの鮮明度より高い値を示す粒の面積率（
低歪粒の面積率）を再結晶率と呼んでいる。この方法は
従来の金属組織を目視判定して再結晶率を測定する方法
と比較して格段に精度がよい。
第３図、第４図から明らかなように、本発明である■の
場合、熱延板の再結晶率が極めて高く（歪が少な（）か
つ結晶粒径が小さくなっており、これを冷延再結晶させ
ると、（１１０）方位粒に影響を与えることな１１１１
）方位粒が多く、（１００）方位粒が少い集合組織を得
ることができる。
場合、熱延板の再結晶率が極めて高く（歪が少な（）か
つ結晶粒径が小さくなっており、これを冷延再結晶させ
ると、（１１０）方位粒に影響を与えることな１１１１
）方位粒が多く、（１００）方位粒が少い集合組織を得
ることができる。
従来から（１１０１＜００１＞二次再結晶粒の母体は熱
延時表面層での剪断変形で形成されると考えられており
、熱延板での（１１０）＜００１＞方位粒を冷延再結晶
後に富化するためには、熱延板での（１１０）＜００１
＞方位粒を粗粒でかつ歪の少ない状態にすることが有効
と考えられている。本発明においては熱延板の結晶粒径
は小さいが歪が少ない状態となっており、結果的には、
脱炭焼鈍後の状態で（１１０１＜００１＞方位粒に影響
を与えない。
延時表面層での剪断変形で形成されると考えられており
、熱延板での（１１０）＜００１＞方位粒を冷延再結晶
後に富化するためには、熱延板での（１１０）＜００１
＞方位粒を粗粒でかつ歪の少ない状態にすることが有効
と考えられている。本発明においては熱延板の結晶粒径
は小さいが歪が少ない状態となっており、結果的には、
脱炭焼鈍後の状態で（１１０１＜００１＞方位粒に影響
を与えない。
他方、脱炭板の主方位である（１１１）＜１１２＞、（
１０（Ｎ＜０２５＞は（１１０）＜ｏｏｉ＞二次再結晶
粒の粒成長に影響を与える方位として知られており、（
１１１）＜１１２＞が多いほど、（１００）＜０２５＞
が少ないほど（１１０１＜００１＞二次再結晶粒の粒成
長が容易となると考えられる。本発明においては、熱延
最終３パスで高圧下を加えることによって最終パス後に
引き続く再結晶での核生成サイトが増加し、再結晶が進
み、結晶粒も微細化される。本発明の熱延板を引き続き
冷延再結晶させると冷延前の粒径が小さいがために粒界
近傍から（１１１）＜１１２＞が多く核体し、粒内から
核体ずる（１００）＜０２５＞が相対的に減少する。
１０（Ｎ＜０２５＞は（１１０）＜ｏｏｉ＞二次再結晶
粒の粒成長に影響を与える方位として知られており、（
１１１）＜１１２＞が多いほど、（１００）＜０２５＞
が少ないほど（１１０１＜００１＞二次再結晶粒の粒成
長が容易となると考えられる。本発明においては、熱延
最終３パスで高圧下を加えることによって最終パス後に
引き続く再結晶での核生成サイトが増加し、再結晶が進
み、結晶粒も微細化される。本発明の熱延板を引き続き
冷延再結晶させると冷延前の粒径が小さいがために粒界
近傍から（１１１）＜１１２＞が多く核体し、粒内から
核体ずる（１００）＜０２５＞が相対的に減少する。
従って、本発明においては、熱延最終パス後に引き続く
再結晶によって熱延板が低歪でかつ結晶粒径が小さい状
態となったがために、脱炭焼鈍板の状態で（１１０）＜
００１＞方位粒に影響を与えることなく、（１１０）＜
００１＞方位粒の粒成長に有利な（ＩＩＮ＜１１２＞方
位粒を増加させ、（１１０）＜００１＞方位粒の粒成長
を妨げる（１００）＜０２５＞方位粒を減少させること
に成功した。これにより熱延板焼鈍を省略しても良好な
磁気特性を得ることが可能となる。
再結晶によって熱延板が低歪でかつ結晶粒径が小さい状
態となったがために、脱炭焼鈍板の状態で（１１０）＜
００１＞方位粒に影響を与えることなく、（１１０）＜
００１＞方位粒の粒成長に有利な（ＩＩＮ＜１１２＞方
位粒を増加させ、（１１０）＜００１＞方位粒の粒成長
を妨げる（１００）＜０２５＞方位粒を減少させること
に成功した。これにより熱延板焼鈍を省略しても良好な
磁気特性を得ることが可能となる。
次いで、本発明の各要件について説明する。
本発明で使用されるスラブは重量でＣ： ０．０２１
〜０．１００％、Ｓｔ；２．５〜４．５％ならびに通常
のインヒビター成分を含み、残余はＦｅおよび不可避的
不純物よりなる。
〜０．１００％、Ｓｔ；２．５〜４．５％ならびに通常
のインヒビター成分を含み、残余はＦｅおよび不可避的
不純物よりなる。
次に上記成分の限定理由について述べる。Ｃは０、０２
１％未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結
晶した場合でもＢ、＞１．８０ （Ｔ）が得がたいので
、０．０２１％以上とした。また、０、１００％を超え
ると脱炭不良が発生して好ましくない。又Ｓｉについて
は４．５％を超えると冷延が困難となり好ましくなく、
２．５％未満では良好な磁気特性を得ることが困難とな
り好ましくない。
１％未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結
晶した場合でもＢ、＞１．８０ （Ｔ）が得がたいので
、０．０２１％以上とした。また、０、１００％を超え
ると脱炭不良が発生して好ましくない。又Ｓｉについて
は４．５％を超えると冷延が困難となり好ましくなく、
２．５％未満では良好な磁気特性を得ることが困難とな
り好ましくない。
また、インヒビター構成元素として、必要に応じてＡＩ
、 Ｎ、 Ｍｎ、 Ｓ、 Ｓｅ、 ｓｂ、 Ｂ、 Ｃｕ
、 Ｂｉｔ Ｎｂ。
、 Ｎ、 Ｍｎ、 Ｓ、 Ｓｅ、 ｓｂ、 Ｂ、 Ｃｕ
、 Ｂｉｔ Ｎｂ。
Ｃｒ、 Ｓｎ＋ Ｔｉ等を添加することもできる。
このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から１３００°Ｃ以下とすることが好ま
しい。
が、コストの面から１３００°Ｃ以下とすることが好ま
しい。
加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板となる
。本発明の特徴はこの熱延工程にある。
。本発明の特徴はこの熱延工程にある。
つまり熱延終了温度を７５０〜１１５０°Ｃとし、最終
３パスの累積圧下率を４０％以上とする。さらに加えて
、最終パスの圧下率が２０％以上であることが良好な磁
気特性を得る上で一層好ましい。
３パスの累積圧下率を４０％以上とする。さらに加えて
、最終パスの圧下率が２０％以上であることが良好な磁
気特性を得る上で一層好ましい。
熱延工程は、通常１００〜４００ｍｍ厚のスラブを加熱
した後いづれも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延よ
り成る。粗圧延の方法については特に限定するものでは
なく通常の方法で行われる。
した後いづれも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延よ
り成る。粗圧延の方法については特に限定するものでは
なく通常の方法で行われる。
本発明の特徴は粗圧延に引き続く仕上圧延にある。
仕上圧延は通常４〜１０パスの高速連続圧延で行われる
。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が高く後段に
行くほど圧下率を下げて形状を良好なものとしている。
。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が高く後段に
行くほど圧下率を下げて形状を良好なものとしている。
圧延速度は通常１００〜３０００ｍ／ｗｉｎとなってお
り、パス間の時間は０．０１〜１００秒となっている。
り、パス間の時間は０．０１〜１００秒となっている。
本発明で限定しているのは、熱延終了温度と最終３パス
の累積圧下率とさらに加えて最終パスの圧下率だけであ
り、その他の条件は特に限定するものではないが、最終
３パスのパス間時間を１０００秒以上と異常に長くとる
とパス間の回復、再結晶で歪が解放され、蓄積歪の効果
が得られにくくなるので好ましくない。
の累積圧下率とさらに加えて最終パスの圧下率だけであ
り、その他の条件は特に限定するものではないが、最終
３パスのパス間時間を１０００秒以上と異常に長くとる
とパス間の回復、再結晶で歪が解放され、蓄積歪の効果
が得られにくくなるので好ましくない。
その他仕上熱延前段の数パスでの圧下率については、最
終パスまで加えた歪が残っていることが期待しにくいの
で特に限定せず、最終３パスだけを重視すれば十分であ
る。
終パスまで加えた歪が残っていることが期待しにくいの
で特に限定せず、最終３パスだけを重視すれば十分であ
る。
次いで１記熱延条件の限定理由について述べる。
熱延終了温度を７５０〜１１５０°Ｃ２最終３パスの累
積圧下率を４０％以上としたのは、第１図から明らかな
ようにこの範囲で８８≧１．８８（Ｔ）の良好な磁束密
度Ｂ８をもつ製品が得られるためである。なお最終３パ
スの累積圧下率の上限にっいては特に限定するものでは
ないが工業的には９９．９％以上の累積圧下を加えるこ
とは困難である。またさらに好ましくは最終パスの圧下
率を２０％以上としたのは第２図から明らかなようにこ
の範囲において、Ｂｌｌ≧１．９０（Ｔ）の−層良好な
磁束密度Ｂ、をもつ製品が得られるためである。なお最
終パスの圧下率の上限は特に限定するものではないが、
工業的には９０％以上の圧下を加えることは困難である
。
積圧下率を４０％以上としたのは、第１図から明らかな
ようにこの範囲で８８≧１．８８（Ｔ）の良好な磁束密
度Ｂ８をもつ製品が得られるためである。なお最終３パ
スの累積圧下率の上限にっいては特に限定するものでは
ないが工業的には９９．９％以上の累積圧下を加えるこ
とは困難である。またさらに好ましくは最終パスの圧下
率を２０％以上としたのは第２図から明らかなようにこ
の範囲において、Ｂｌｌ≧１．９０（Ｔ）の−層良好な
磁束密度Ｂ、をもつ製品が得られるためである。なお最
終パスの圧下率の上限は特に限定するものではないが、
工業的には９０％以上の圧下を加えることは困難である
。
熱延の最終パス後通常０１〜１００秒程度空冷された後
水冷され３００〜７００ ’Ｃの温度で巻取られ、徐冷
される。この冷却プロセスについては特に限定されるも
のではないが、熱延後１秒以上空冷することは、再結晶
を進ませる上で好ましい。
水冷され３００〜７００ ’Ｃの温度で巻取られ、徐冷
される。この冷却プロセスについては特に限定されるも
のではないが、熱延後１秒以上空冷することは、再結晶
を進ませる上で好ましい。
この熱延板は熱延板焼鈍を施すことなく８０％以上の圧
下率で冷延される。圧下率を８０％以上としたのは、圧
下率を上記範囲とするとによって、脱炭仮において尖鋭
な（１１０１＜００１＞方位粒と、これに蚕食され易い
対応方位粒（（１１１）＜１１２＞方位粒等）を適正量
得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいためで
ある。
下率で冷延される。圧下率を８０％以上としたのは、圧
下率を上記範囲とするとによって、脱炭仮において尖鋭
な（１１０１＜００１＞方位粒と、これに蚕食され易い
対応方位粒（（１１１）＜１１２＞方位粒等）を適正量
得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいためで
ある。
冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて再柊製品となる。なお、脱炭焼鈍後
の状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足
している場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを
強化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例
としては、Ａ２を含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガ
スの窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
仕上焼鈍を施されて再柊製品となる。なお、脱炭焼鈍後
の状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足
している場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを
強化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例
としては、Ａ２を含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガ
スの窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
［実施例〕
以下、実施例を説明する。
実施例１−
Ｃ： ０．０５４重量％、Ｓｉ；３．２５重量％、Ｍｎ
：０．１６重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ａ
／ ： ０．０２６重量％、Ｎ：０．００７８重量％を
含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０間１
のスラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５０
°Ｃで熱延を開始し６パスで熱延して２．３艶の熱延板
とした。この時圧下配分を■４０→１５→７→３．５→
３→２．６→２．３ （ｍｍ） 、■４０→３０→２０
→１０→５→２．８→２．３ （ｍｍ） 、 ■４０
→３０−２０ →１０ →５ →３ →２．３ （ｍｍ
）の３条件とした。熱延終了後は１秒間空冷後５５０°
Ｃまで水冷し、５５０ ”Ｃに１時間保持した後炉冷す
る巻取シミュレーションを行った。この熱延板を酸洗し
て圧下率的８５％で０．３３５ ｍｍの冷延板とし、８
３０°Ｃで１５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。
：０．１６重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ａ
／ ： ０．０２６重量％、Ｎ：０．００７８重量％を
含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０間１
のスラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５０
°Ｃで熱延を開始し６パスで熱延して２．３艶の熱延板
とした。この時圧下配分を■４０→１５→７→３．５→
３→２．６→２．３ （ｍｍ） 、■４０→３０→２０
→１０→５→２．８→２．３ （ｍｍ） 、 ■４０
→３０−２０ →１０ →５ →３ →２．３ （ｍｍ
）の３条件とした。熱延終了後は１秒間空冷後５５０°
Ｃまで水冷し、５５０ ”Ｃに１時間保持した後炉冷す
る巻取シミュレーションを行った。この熱延板を酸洗し
て圧下率的８５％で０．３３５ ｍｍの冷延板とし、８
３０°Ｃで１５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。
得られた脱炭焼鈍板に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、Ｎ２２５％、８２７５％の雰囲気ガス中で
１０“Ｃ／時の速度で１２００°Ｃまで昇温し、引き続
きＨｚｌＯＯ％雰囲気ガス中で１２００°Ｃで２０時間
保持する最終仕上焼鈍を行った。
剤を塗布し、Ｎ２２５％、８２７５％の雰囲気ガス中で
１０“Ｃ／時の速度で１２００°Ｃまで昇温し、引き続
きＨｚｌＯＯ％雰囲気ガス中で１２００°Ｃで２０時間
保持する最終仕上焼鈍を行った。
熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第１表に示
す。
す。
一実施例２−
Ｃ： ０．０５５重量％、Ｓｔ：３．２８重量％、Ｍｎ
：０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性／
Ｖ ： ｏ、 ０２８重量％、Ｎ：０．００８０重量％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６ｏ
ｕｎ厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、６パ
スで熱延して２．３ ｍｍの熱延板とした。この時圧下
配分を２６→１５→１０→７→５→２．８→２．３（ｎ
ｕｎ）とし、熱延開始温度を■１０００°Ｃ１■９００
°Ｃ１■８００’Ｃ，０７００°Ｃの４条件とした。熱
延終了後の冷却条件、引き続く最終仕上焼鈍までの工程
条件は実施例１と同じ条件で行った。
：０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性／
Ｖ ： ｏ、 ０２８重量％、Ｎ：０．００８０重量％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６ｏ
ｕｎ厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、６パ
スで熱延して２．３ ｍｍの熱延板とした。この時圧下
配分を２６→１５→１０→７→５→２．８→２．３（ｎ
ｕｎ）とし、熱延開始温度を■１０００°Ｃ１■９００
°Ｃ１■８００’Ｃ，０７００°Ｃの４条件とした。熱
延終了後の冷却条件、引き続く最終仕上焼鈍までの工程
条件は実施例１と同じ条件で行った。
熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第２表に示
す。
す。
−実施例３−
Ｃ： ０．０５８重量％、Ｓｉ：３．３０重量％、Ｍｎ
：０．１５重量％、Ｓ：０．００６重世％、酸可溶性７
Ｖ： ０．０３０重量％、Ｎ：０，００８１重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚
のスラブを１２５０°Ｃの温度で加熱した後、６パスで
熱延して２．０ ｒＭｌの熱延板とした。この時圧下配
分を４０→３０→２０→１０→５→３→２ （ｎ＋ｍ）
とじ熱延開始温度を■１２５０°Ｃ２■ｔｉｏｏ’ｃ■
１０００℃の３条件とした。熱延終了後は実施例１と同
じ条件で冷却した。この熱延板を酸洗して圧下率約８６
％で０．２８５ ｍｍの冷延板とし、８３０°Ｃで１２
０秒保持し引き続き９１０°Ｃに２０秒保持する脱炭焼
鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板にＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｈ，７５％の雰囲
気ガス中で１０°Ｃ／時の速度で８８０℃まで昇温し、
引き続きＮ２７５％、Ｈ２２５％雲囲気ガス中で１５’
Ｃ／時の速度で１２００°Ｃまで昇温し、引き続きＨ，
１００％の雰囲気ガス中で１２００ ’Ｃで２０時間保
持する最終仕上焼鈍を行った。
：０．１５重量％、Ｓ：０．００６重世％、酸可溶性７
Ｖ： ０．０３０重量％、Ｎ：０，００８１重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚
のスラブを１２５０°Ｃの温度で加熱した後、６パスで
熱延して２．０ ｒＭｌの熱延板とした。この時圧下配
分を４０→３０→２０→１０→５→３→２ （ｎ＋ｍ）
とじ熱延開始温度を■１２５０°Ｃ２■ｔｉｏｏ’ｃ■
１０００℃の３条件とした。熱延終了後は実施例１と同
じ条件で冷却した。この熱延板を酸洗して圧下率約８６
％で０．２８５ ｍｍの冷延板とし、８３０°Ｃで１２
０秒保持し引き続き９１０°Ｃに２０秒保持する脱炭焼
鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板にＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｈ，７５％の雰囲
気ガス中で１０°Ｃ／時の速度で８８０℃まで昇温し、
引き続きＮ２７５％、Ｈ２２５％雲囲気ガス中で１５’
Ｃ／時の速度で１２００°Ｃまで昇温し、引き続きＨ，
１００％の雰囲気ガス中で１２００ ’Ｃで２０時間保
持する最終仕上焼鈍を行った。
熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第３表に示
す。
す。
実施例４−
Ｃ： ０．０５２重量％、Ｓｉ：３．２１重量％、Ｍｎ
：０．１４重世％、Ｓ：０．００６重量％ 酸可溶性Ａ
！： ０．０３１重量％、Ｎ：０．００７９重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚
のスラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５０
°Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して１、８ ｍｍの
熱延板とした。この時圧下配分を■４０→１６→７→２
．９→２．５−２．１→１．８（ｍｍ）、■４０→３０
→２０→１０→５→２．５→１．８ （ｍｍ） 、■４
０→３０→２２→１２→６→３．５→１．８ （ｍｍ）
、■４０→３０→２２→１６→８→４→１．８ （ｍ
ｍ）の４条件とした。熱延後の冷却を実施例１と同じ条
件で行った。この熱延板を酸洗して圧下率約８６％で０
．２６０門の冷延板とし、引き続き最終仕上焼鈍までの
工程条件を実施例１と同じ条件で行った。
：０．１４重世％、Ｓ：０．００６重量％ 酸可溶性Ａ
！： ０．０３１重量％、Ｎ：０．００７９重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚
のスラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５０
°Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して１、８ ｍｍの
熱延板とした。この時圧下配分を■４０→１６→７→２
．９→２．５−２．１→１．８（ｍｍ）、■４０→３０
→２０→１０→５→２．５→１．８ （ｍｍ） 、■４
０→３０→２２→１２→６→３．５→１．８ （ｍｍ）
、■４０→３０→２２→１６→８→４→１．８ （ｍ
ｍ）の４条件とした。熱延後の冷却を実施例１と同じ条
件で行った。この熱延板を酸洗して圧下率約８６％で０
．２６０門の冷延板とし、引き続き最終仕上焼鈍までの
工程条件を実施例１と同じ条件で行った。
熱延条件、熱延終了温度、ｖａ品の磁気特性を第４表に
示す。
示す。
一実施例５−
Ｃ： ０．０３３重量％、Ｓｔ：３．２５重量％、Ｍｎ
：０．１４重四％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ｉ
Ｖ： ０．０２７重量％、Ｎ：０．００７８重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６謳厚の
スラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５０℃
で熱延を開始し、６パスで熱延して２．３ ｍｍの熱延
板とした。この時圧下配分を■２６→ｌＯ→５→３．５
→３→２．６→２．３ （ｍｍ） 、■２６→１５→１
０→７→５→３→２．３ （ｍｍ）の２条件とした。熱
延終了後の冷却条件、引き続く脱炭焼鈍までの工程条件
は実施例１と同じ条件で行った。得られた脱炭焼鈍板に
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ、２５％
、Ｈ！７５％の雰囲気ガス中で１０°Ｃ／時の速度で８
８０″Ｃまで昇温し、引き続き１２００°ＣまでＮ、７
５％。
：０．１４重四％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ｉ
Ｖ： ０．０２７重量％、Ｎ：０．００７８重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６謳厚の
スラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５０℃
で熱延を開始し、６パスで熱延して２．３ ｍｍの熱延
板とした。この時圧下配分を■２６→ｌＯ→５→３．５
→３→２．６→２．３ （ｍｍ） 、■２６→１５→１
０→７→５→３→２．３ （ｍｍ）の２条件とした。熱
延終了後の冷却条件、引き続く脱炭焼鈍までの工程条件
は実施例１と同じ条件で行った。得られた脱炭焼鈍板に
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ、２５％
、Ｈ！７５％の雰囲気ガス中で１０°Ｃ／時の速度で８
８０″Ｃまで昇温し、引き続き１２００°ＣまでＮ、７
５％。
Ｈ２２５％の雰囲気ガス中で１０°Ｃ／時の速度で昇温
し、次いで８２１００％の雰囲気ガス中で１２００″Ｃ
で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
し、次いで８２１００％の雰囲気ガス中で１２００″Ｃ
で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第５表に示
す。
す。
一実施例６−
Ｃ： ０．０７８重量％、Ｓｉ：３．２５重量％、Ｍｎ
：０、０７３重量％、 Ｓ ： ０．０２５重量％、酸
可溶性Ａｌ ７０．０２７重量％、Ｎ：０．００８１重
量％、 Ｓｎ： Ｏ，ｌ ０重量％、Ｃｕ：０．０６重
量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４
０ｍｍ厚のスラブを１３００°Ｃの温度で加熱した後１
０５０″Ｃで熱延を開始し６パスで熱延して２．３Ｍの
熱延板とした。この時圧下配分を■４０→１５→７→３
．５→３°−２，６−２，３（ｉｎ） 、■４０ →３
０ →２０ →１０→６→３．６→２．３ （ｍｍ）の
２条件とした。熱延終了後の冷却から冷延までの工程条
件は実施例１と同じ条件で行った。次いでこの冷延板を
８３０°Ｃで１２０秒保持し、引き続き９５０℃に２０
秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍ま
での工程条件は実施例１と同じ条件で行った。
：０、０７３重量％、 Ｓ ： ０．０２５重量％、酸
可溶性Ａｌ ７０．０２７重量％、Ｎ：０．００８１重
量％、 Ｓｎ： Ｏ，ｌ ０重量％、Ｃｕ：０．０６重
量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４
０ｍｍ厚のスラブを１３００°Ｃの温度で加熱した後１
０５０″Ｃで熱延を開始し６パスで熱延して２．３Ｍの
熱延板とした。この時圧下配分を■４０→１５→７→３
．５→３°−２，６−２，３（ｉｎ） 、■４０ →３
０ →２０ →１０→６→３．６→２．３ （ｍｍ）の
２条件とした。熱延終了後の冷却から冷延までの工程条
件は実施例１と同じ条件で行った。次いでこの冷延板を
８３０°Ｃで１２０秒保持し、引き続き９５０℃に２０
秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍ま
での工程条件は実施例１と同じ条件で行った。
熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第６表に示
す。
す。
一実施例７
Ｃ： ０．０４５重量％、Ｓｔ：３．２０重量％、Ｍｎ
：０、０６５重量％、Ｓ：０．０２３重量％、 Ｃｕ
： ０．０８重量％、Ｓｂ：０．０１８重量％を含有し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６ｎｎ厚のス
ラブを１３００℃の温度で加熱した後、１０５０°Ｃで
熱延を開始し６パスで熱延して２．３ ｗｌｌの熱延板
とした。この時圧下配分を■４０→１５→７→３．５→
３→２．６→２．３ （ｍｍ） 、■４０→３０→２０
→１２→８→４→２．３ （ｍｍ）の２条性とした。熱
延終了後の冷却から冷延までの工程条件は実施例１と同
じ条件で行った。次いでこの冷延板を８３０°Ｃで１２
０秒保持し引き続き９１０″Ｃに２０秒保持する脱炭焼
鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は実
施例１と同じ条件で行った。
：０、０６５重量％、Ｓ：０．０２３重量％、 Ｃｕ
： ０．０８重量％、Ｓｂ：０．０１８重量％を含有し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６ｎｎ厚のス
ラブを１３００℃の温度で加熱した後、１０５０°Ｃで
熱延を開始し６パスで熱延して２．３ ｗｌｌの熱延板
とした。この時圧下配分を■４０→１５→７→３．５→
３→２．６→２．３ （ｍｍ） 、■４０→３０→２０
→１２→８→４→２．３ （ｍｍ）の２条性とした。熱
延終了後の冷却から冷延までの工程条件は実施例１と同
じ条件で行った。次いでこの冷延板を８３０°Ｃで１２
０秒保持し引き続き９１０″Ｃに２０秒保持する脱炭焼
鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は実
施例１と同じ条件で行った。
熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第７表に示
す。
す。
以上説明したように、本発明においては、熱延終了温度
と熱延最終３パスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延
の最終パスの圧下率を制御することにより、熱延板焼鈍
を施すことなく１回冷延法で良好な磁気特性を得ること
ができるので、その工業的効果は極めて大である。
と熱延最終３パスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延
の最終パスの圧下率を制御することにより、熱延板焼鈍
を施すことなく１回冷延法で良好な磁気特性を得ること
ができるので、その工業的効果は極めて大である。
第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフであり
、第２図は熱延の最終パスの圧下率が製品の磁束密度に
与える影響を表したグラフであり、第３図は熱延条件の
異る熱延板金属組織の例を示す顕微鏡写真であり、第４
図は熱延条件の異る場合の脱炭板集合組織の例である。 特許出廓人 新日本製鐵株式会社
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフであり
、第２図は熱延の最終パスの圧下率が製品の磁束密度に
与える影響を表したグラフであり、第３図は熱延条件の
異る熱延板金属組織の例を示す顕微鏡写真であり、第４
図は熱延条件の異る場合の脱炭板集合組織の例である。 特許出廓人 新日本製鐵株式会社
Claims (2)
- （１）重量でＣ：０．０２１〜０．１００％、Ｓｉ：２
．５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み
、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラ
ブを熱延し、熱延板焼鈍をすることなく引き続き圧下率
８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一
方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延終了温度
を７５０〜１１５０℃とし、最終３パスの累積圧下率を
４０％以上とすることを特徴とする磁気特性の優れた一
方向性電磁鋼板の製造方法。 - （２）仕上熱延の最終パスの圧下率が２０％以上である
ことを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1085540A JPH0742504B2 (ja) | 1989-04-04 | 1989-04-04 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE69025417T DE69025417T3 (de) | 1989-04-04 | 1990-04-03 | Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften |
| EP90106345A EP0391335B2 (en) | 1989-04-04 | 1990-04-03 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
| US08/246,918 US5545263A (en) | 1989-04-04 | 1994-05-20 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1085540A JPH0742504B2 (ja) | 1989-04-04 | 1989-04-04 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02263923A true JPH02263923A (ja) | 1990-10-26 |
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5472521A (en) * | 1933-10-19 | 1995-12-05 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
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Citations (2)
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| JPS5350008A (en) * | 1976-10-19 | 1978-05-08 | Kawasaki Steel Co | Manufacturing of single anesotropic silicon steel sheets with high magnetic flux density |
| JPS6037172A (ja) * | 1983-08-08 | 1985-02-26 | Nec Corp | 電界効果トランジスタの製造方法 |
-
1989
- 1989-04-04 JP JP1085540A patent/JPH0742504B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| Publication number | Publication date |
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| JPH0742504B2 (ja) | 1995-05-10 |
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