JPH02282422A - 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH02282422A JPH02282422A JP1102166A JP10216689A JPH02282422A JP H02282422 A JPH02282422 A JP H02282422A JP 1102166 A JP1102166 A JP 1102166A JP 10216689 A JP10216689 A JP 10216689A JP H02282422 A JPH02282422 A JP H02282422A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
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、鋼板の圧延方向に磁化容易軸＜１００＞をも
っている、所謂、磁気特性のすぐれた高磁束密度薄手一
方向性電磁鋼板の製造法に関するものである。
っている、所謂、磁気特性のすぐれた高磁束密度薄手一
方向性電磁鋼板の製造法に関するものである。
（従来の技術）
一方向性電磁鋼板は、主としてトランス、その他、電気
機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性として
、励磁特性と鉄損特性が良好でなければならない。
機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性として
、励磁特性と鉄損特性が良好でなければならない。
この励磁特性を表わす数値として例えば磁場の強さ１０
００＾／ｒｏにおける磁束密度Ｂ１゜を用い、鉄損特性
は５０ヘルツ（Ｈｚ）の交流磁束密度１．７テスラー（
Ｔ）における鉄損ＷＩＴ／Ｓ。が用いられる。
００＾／ｒｏにおける磁束密度Ｂ１゜を用い、鉄損特性
は５０ヘルツ（Ｈｚ）の交流磁束密度１．７テスラー（
Ｔ）における鉄損ＷＩＴ／Ｓ。が用いられる。
ところで最近においては、省エネルギーが緊急の課題と
される現況から鉄損がより低いことが強く要望されてい
る。
される現況から鉄損がより低いことが強く要望されてい
る。
一方向性電磁鋼板は、その製造における仕上焼鈍で（１
１０）＜００１＞方位をもった所謂ゴス組織を２次再結
晶現象を利用して成長させることによって製造される。
１０）＜００１＞方位をもった所謂ゴス組織を２次再結
晶現象を利用して成長させることによって製造される。
磁気特性を高めるには、＜００１＞軸が圧延方向に高度
に揃い、（１１０）面が鋼板表面に平行な２次再結晶粒
を安定して発現させることが重要である。又、鉄損を大
幅に低減する方法として、磁区細分化技術があるが、こ
の鉄損改善効果を最も発揮させるために、２次再結晶後
の結晶粒径を大きくすることが重要である。
に揃い、（１１０）面が鋼板表面に平行な２次再結晶粒
を安定して発現させることが重要である。又、鉄損を大
幅に低減する方法として、磁区細分化技術があるが、こ
の鉄損改善効果を最も発揮させるために、２次再結晶後
の結晶粒径を大きくすることが重要である。
このためには、最終強圧下冷延時に、冷延圧下率を適正
化し、温間圧延を行なうことが必要であると言われてい
る。
化し、温間圧延を行なうことが必要であると言われてい
る。
この強圧下冷延の方法については、種々検討されている
。例えば、特公昭５０−２６４９３号公報記載の方法で
は、少量のＣ，ＡＩを含んだ電磁鋼板の冷間圧延方法が
提案されている。これは、最終強冷延の圧下率が、８１
〜９５％において、材料温度が５０〜３５０℃の範囲に
て行ない、その材料温度に応じて、熱効果継続時間が変
化することで、冷間圧延時のスベリ機構（ＳＬｉｐ Ｓ
ｙｓｔｅｍ）の僅かな変化が、１次再結晶粒の結晶方位
に変化を与え、これがＡｌＮによる特定方位結晶粒の選
択的な成長、具体的には、（１１０）＜００１＞方位の
結晶粒の成長を助長するとしている。この結果、高磁束
密度、低鉄損化が得られる。
。例えば、特公昭５０−２６４９３号公報記載の方法で
は、少量のＣ，ＡＩを含んだ電磁鋼板の冷間圧延方法が
提案されている。これは、最終強冷延の圧下率が、８１
〜９５％において、材料温度が５０〜３５０℃の範囲に
て行ない、その材料温度に応じて、熱効果継続時間が変
化することで、冷間圧延時のスベリ機構（ＳＬｉｐ Ｓ
ｙｓｔｅｍ）の僅かな変化が、１次再結晶粒の結晶方位
に変化を与え、これがＡｌＮによる特定方位結晶粒の選
択的な成長、具体的には、（１１０）＜００１＞方位の
結晶粒の成長を助長するとしている。この結果、高磁束
密度、低鉄損化が得られる。
ところで、鉄損を低減せしめるには、Ｓｔ含有量の増加
や、鋼板板厚の薄手化や、鋼板に張力を付加する方法や
、外的に歪を付与することで磁区細分化を行なう方法等
がある。しかし、Ｓｔ含有量を高めると、鋼は晩化し、
冷延性が著しく劣化するため実際の製造では問題をきた
す。一方、鋼板板厚を薄手化、例えば、０．１８ｍｍ厚
にすると、仕上焼鈍での２次再結晶の発現が不安定とな
り、磁気特性が劣化することがある。又、張力付加は、
コーティングされた絶縁被膜による張力作用に限界があ
るので鉄損を大幅に低減することは期待出来ない。更に
、磁区細分化は、素材の２次再結晶粒径の大きさに大き
く影響されるので素材の２次再結晶粒径を大きくする技
術が必要である。
や、鋼板板厚の薄手化や、鋼板に張力を付加する方法や
、外的に歪を付与することで磁区細分化を行なう方法等
がある。しかし、Ｓｔ含有量を高めると、鋼は晩化し、
冷延性が著しく劣化するため実際の製造では問題をきた
す。一方、鋼板板厚を薄手化、例えば、０．１８ｍｍ厚
にすると、仕上焼鈍での２次再結晶の発現が不安定とな
り、磁気特性が劣化することがある。又、張力付加は、
コーティングされた絶縁被膜による張力作用に限界があ
るので鉄損を大幅に低減することは期待出来ない。更に
、磁区細分化は、素材の２次再結晶粒径の大きさに大き
く影響されるので素材の２次再結晶粒径を大きくする技
術が必要である。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、高磁束密度でかつ鉄損が著しく低減され、さ
らに磁区細分化効果に優れた薄手一方向性電磁鋼板の製
造方法を提供することを目的とする。
らに磁区細分化効果に優れた薄手一方向性電磁鋼板の製
造方法を提供することを目的とする。
（課題を解決するための手段）
本発明者達は、最近の低鉄損材に対する強い要望に応え
るべく、一方向性電磁鋼板の低鉄損化について種々の実
験と検討を行なった。その結果、ＡｌＮをインヒビター
として、高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造するにあ
たって、酸可溶性Ｍを含有する電磁鋼素材を熱延し、最
終強冷延部に９５０〜１２００℃の範囲で高温連続焼鈍
後、急冷し、ＡｌＮを析出させ、８１〜９５％の圧下率
範囲で行う最終強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷
延により０．１５〜０．２３−の最終板厚とし、脱炭し
、仕上焼鈍する薄手一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、上記強圧下率で行う冷延を３０〜１００圓径の小径
ロールにて、単位面積当りの圧延張力が１０〜３５ｋｇ
／−の高張力下で、前段パスを３０％以上の高圧下率で
行ない、途中板厚が０．４０ｍ以下の後段パスの平均板
温を１５０〜２３０℃とすることにより、高磁束密度で
、鉄損が大幅に低減され更に、磁区細分化効果の優れた
薄手一方向性電磁鋼板が製造されることを確かめた。
るべく、一方向性電磁鋼板の低鉄損化について種々の実
験と検討を行なった。その結果、ＡｌＮをインヒビター
として、高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造するにあ
たって、酸可溶性Ｍを含有する電磁鋼素材を熱延し、最
終強冷延部に９５０〜１２００℃の範囲で高温連続焼鈍
後、急冷し、ＡｌＮを析出させ、８１〜９５％の圧下率
範囲で行う最終強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷
延により０．１５〜０．２３−の最終板厚とし、脱炭し
、仕上焼鈍する薄手一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、上記強圧下率で行う冷延を３０〜１００圓径の小径
ロールにて、単位面積当りの圧延張力が１０〜３５ｋｇ
／−の高張力下で、前段パスを３０％以上の高圧下率で
行ない、途中板厚が０．４０ｍ以下の後段パスの平均板
温を１５０〜２３０℃とすることにより、高磁束密度で
、鉄損が大幅に低減され更に、磁区細分化効果の優れた
薄手一方向性電磁鋼板が製造されることを確かめた。
この電磁鋼素材にはＣ： ０．０２５〜０．０８５％。
Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａ／（以下ｓｏ１．
ＡＩと言う） ： ０．０１０〜０．０６５％、Ｍｎ
：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１０〜０．０５０
％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％を含み、残部が
鉄及び不可避的不純物からなるものが適用される。これ
らの成分の他にＣｕ ＋ Ｓｎ ＋ Ｃｒ ＋ Ｍｏの
１種或は、２種以上を合計で１．５％以下含み得る。
ＡＩと言う） ： ０．０１０〜０．０６５％、Ｍｎ
：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１０〜０．０５０
％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％を含み、残部が
鉄及び不可避的不純物からなるものが適用される。これ
らの成分の他にＣｕ ＋ Ｓｎ ＋ Ｃｒ ＋ Ｍｏの
１種或は、２種以上を合計で１．５％以下含み得る。
以下に本発明の詳細な説明する。
まず、本発明の電磁鋼素材の鋼成分について述べる。
Ｃは、電磁鋼素材を加熱した際、Ｓｉ量に応じて、少な
くとも鋼の一部にＴ変態を生じさせる必要がある。この
ため、Ｃ０，０２５％以上の含有を要する。一方、その
含有量が過多になると高磁束密度の成品が得られないの
で０． ０８５％以下とする。
くとも鋼の一部にＴ変態を生じさせる必要がある。この
ため、Ｃ０，０２５％以上の含有を要する。一方、その
含有量が過多になると高磁束密度の成品が得られないの
で０． ０８５％以下とする。
Ｓｉは、鉄損を低減するためには、２．５％以上必要で
あり、一方４．５％を超えると、冷延性が劣化するので
、４．５％以下とする。
あり、一方４．５％を超えると、冷延性が劣化するので
、４．５％以下とする。
ｓｏｌ、ＡＩは、最終強冷延部の焼鈍でＮＮを析出し、
高磁束密度の成品を得るためには０．０１０％以上の含
有が必要である。一方、その含有量が多（なると脆化し
、又、コスト的にも不利となるので、０、０６５％以下
とする。
高磁束密度の成品を得るためには０．０１０％以上の含
有が必要である。一方、その含有量が多（なると脆化し
、又、コスト的にも不利となるので、０、０６５％以下
とする。
Ｎは、前記ｓｏ１．ｋｌと結合し、インヒビターとして
ＡＲＮを形成せしめるためニ０．００３０〜０．０１２
０％の含有が必要である。
ＡＲＮを形成せしめるためニ０．００３０〜０．０１２
０％の含有が必要である。
ＭｎとＳは、ＭｎＳを形成するために必要な元素であり
、このためＭｎは、０．０３％以上含有させる。
、このためＭｎは、０．０３％以上含有させる。
一方その含有量が多くなると仕上焼鈍における純化時間
を長くするので０．１５％以下とする。Ｓは、前記Ｍｎ
と同様の理由から０．０１０％以上必要であり、又、ｏ
、 ｏ ｓ ｏ％以下とする。
を長くするので０．１５％以下とする。Ｓは、前記Ｍｎ
と同様の理由から０．０１０％以上必要であり、又、ｏ
、 ｏ ｓ ｏ％以下とする。
更に磁気特性を高めるためにＣｕ ＋ Ｓｎ ＋ Ｃｒ
＋ Ｍ。
＋ Ｍ。
の１種或は２種以上を含ませても差しつがえない。
このとき合計の含有量の上限は１．５％である。この上
限を超えた場合は冷延性が劣化し、又脱炭性が劣化する
。
限を超えた場合は冷延性が劣化し、又脱炭性が劣化する
。
前記成分を含み、残部が鉄および不可避的不純物からな
る珪素鋼スラブは、所定成分に溶製された溶鋼から、連
続鋳造により、或は造塊と分塊圧延により製造される。
る珪素鋼スラブは、所定成分に溶製された溶鋼から、連
続鋳造により、或は造塊と分塊圧延により製造される。
この珪素鋼スラブは所定温度に加熱された後、或は連続
鋳造に次いで直ちに熱延される。この熱延条件は特別な
条件にする必要はない。得られた熱延板は熱延板焼鈍が
施された後、１回冷延されるか、あるいは必要に応じて
中間焼鈍をはさんで２回以上冷延されうる。最終冷延前
の焼鈍（１回冷延のときは熱延板焼鈍）で、インヒビタ
ー作用の強いＡｌＮを析出させるために、９５０〜１２
００℃の高温に加熱し、次いで急冷する連続焼鈍を行う
。冷延は８１〜９５％の圧下率で行う最終強圧下冷延を
含む１回または２回以上で行われるが、最終強圧下冷延
を８１〜９５％とするのは主たるインヒビターを７ＶＮ
とした鋼板において優れた磁気特性を得るためである。
鋳造に次いで直ちに熱延される。この熱延条件は特別な
条件にする必要はない。得られた熱延板は熱延板焼鈍が
施された後、１回冷延されるか、あるいは必要に応じて
中間焼鈍をはさんで２回以上冷延されうる。最終冷延前
の焼鈍（１回冷延のときは熱延板焼鈍）で、インヒビタ
ー作用の強いＡｌＮを析出させるために、９５０〜１２
００℃の高温に加熱し、次いで急冷する連続焼鈍を行う
。冷延は８１〜９５％の圧下率で行う最終強圧下冷延を
含む１回または２回以上で行われるが、最終強圧下冷延
を８１〜９５％とするのは主たるインヒビターを７ＶＮ
とした鋼板において優れた磁気特性を得るためである。
冷延については、実験データを参照して詳細に説明する
。
。
第１表に示す鋼成分からなる熱延板焼鈍されたサンプル
を次の条件にて冷延を行った。
を次の条件にて冷延を行った。
冷延条件
熱延板（原板）板厚 ：２．３＋ｕｍ仕上板厚
：０．２０ｍｍ総圧下率
：９１．３％ 圧延機ワークロール径 ニア０鵬φ 圧延張力 ：２５ｋｇ／＋ａｊ後段パス平
均板温 ：２０〜３５０℃熱延板焼鈍を施した熱延板
を、途中板厚が０．４０鴫以下の後段パスの平均板温を
２０〜３５０℃の範囲内で変更して冷延し、次いで８５
０℃Ｘ１５０秒にて脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布乾燥
した後、１２００℃で仕上焼鈍を行なった。
：０．２０ｍｍ総圧下率
：９１．３％ 圧延機ワークロール径 ニア０鵬φ 圧延張力 ：２５ｋｇ／＋ａｊ後段パス平
均板温 ：２０〜３５０℃熱延板焼鈍を施した熱延板
を、途中板厚が０．４０鴫以下の後段パスの平均板温を
２０〜３５０℃の範囲内で変更して冷延し、次いで８５
０℃Ｘ１５０秒にて脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布乾燥
した後、１２００℃で仕上焼鈍を行なった。
かくして得られた一方向性電磁鋼板サンプル１゜２，３
につき、鉄損ＷＩＴ／Ｓ。、磁束密度Ｂ１゜、結晶粒径
、レーザー処理鉄損向上率を測定し、その結果を第１図
〜第４図に示す。
につき、鉄損ＷＩＴ／Ｓ。、磁束密度Ｂ１゜、結晶粒径
、レーザー処理鉄損向上率を測定し、その結果を第１図
〜第４図に示す。
これらの図からも明らかな様に、最終冷延時に０．４０
ｍｍ以下の後段パスの平均板温を１５０〜２３０”Ｃで
温間圧延したものは、鉄ｔｊｌ Ｗ ＋ ？１５゜。
ｍｍ以下の後段パスの平均板温を１５０〜２３０”Ｃで
温間圧延したものは、鉄ｔｊｌ Ｗ ＋ ？１５゜。
磁束密度ＢＩＧが、大幅に向上し、結晶粒径が大きくな
り、レーザー処理による鉄損向上率も優れている。
り、レーザー処理による鉄損向上率も優れている。
この様に、最終冷延時に、特に薄手時に温間圧延を行な
うと、磁気特性が向上し、結晶粒径が大きくなる理由は
次の様に考えられる。本成分系の特徴である高磁束密度
を得るには、特に板厚０．２３飾以下の薄手材では、最
終冷延率が９０％を超える。一方、最終製品の磁性を向
上させるには、１次再結晶後のマトリックスに（１１０
）粒が多数存在していることが望ましい。しかし、（１
１０）粒の存在量は、冷延率８０％以上で急減してしま
うため、高磁束密度と、（１１０）粒を存在させること
、とは一般に両立し難い。特にワークロール径が１００
ｍφより小さい冷延機で、圧延張力１０〜３５ｋｇ／−
の高張力で冷延する場合、大径ワークロール、低張力圧
延に比べ変形形態が引抜傾向になり、相対的に（１１０
）粒が更に減少する。しかし、残った（１１０）粒は、
非常にシャープであり、２次再結晶をしたものは、高磁
束密度、低鉄損、結晶粒径大の傾向を示す。
うと、磁気特性が向上し、結晶粒径が大きくなる理由は
次の様に考えられる。本成分系の特徴である高磁束密度
を得るには、特に板厚０．２３飾以下の薄手材では、最
終冷延率が９０％を超える。一方、最終製品の磁性を向
上させるには、１次再結晶後のマトリックスに（１１０
）粒が多数存在していることが望ましい。しかし、（１
１０）粒の存在量は、冷延率８０％以上で急減してしま
うため、高磁束密度と、（１１０）粒を存在させること
、とは一般に両立し難い。特にワークロール径が１００
ｍφより小さい冷延機で、圧延張力１０〜３５ｋｇ／−
の高張力で冷延する場合、大径ワークロール、低張力圧
延に比べ変形形態が引抜傾向になり、相対的に（１１０
）粒が更に減少する。しかし、残った（１１０）粒は、
非常にシャープであり、２次再結晶をしたものは、高磁
束密度、低鉄損、結晶粒径大の傾向を示す。
特に薄手製品において、冷延途中の板厚が薄くなった場
合、冷延時の板温度を高めることにより、前述の様な（
１１０）粒の減少を防止するか或は富化することが出来
る。従って板厚０．２３ ＩｎＩｎ以下の製品を製造す
る場合、ワークロール（ＷＲ）径１００ｍｍφ以下の冷
延機を用い、１０〜３５ｋｇ／一の高張力を適用しない
と、所定の板厚まで薄くすることが困難である。この場
合、従来の圧延法に比べ（１１０）粒が相対的に減少す
るのに対し、特に薄手での冷延時の板温を１５０〜２３
０℃に高めることで、減少する（１１０）粒を補うこと
ができ、従って、シャープな（１１０）粒が存在しうる
ので、高磁束密度、低鉄損、結晶粒径大なる製品が得ら
れる。ワークロール径が３０ａ＋ｍφ未満と小さくなる
と鉄損の劣化が生じ、またロール寿命も短かくなるので
３０１１ＩＩ１１φ以上とする。また途中板厚０．４０
ｍｍ以下の後段パスでの平均板温が１５０℃未満では前
記のような作用効果は得られず、また、２３０ ’Ｃを
超えると、組織の回復が起こり、逆に（１００）粒が減
少し、特性向上効果が消失する。
合、冷延時の板温度を高めることにより、前述の様な（
１１０）粒の減少を防止するか或は富化することが出来
る。従って板厚０．２３ ＩｎＩｎ以下の製品を製造す
る場合、ワークロール（ＷＲ）径１００ｍｍφ以下の冷
延機を用い、１０〜３５ｋｇ／一の高張力を適用しない
と、所定の板厚まで薄くすることが困難である。この場
合、従来の圧延法に比べ（１１０）粒が相対的に減少す
るのに対し、特に薄手での冷延時の板温を１５０〜２３
０℃に高めることで、減少する（１１０）粒を補うこと
ができ、従って、シャープな（１１０）粒が存在しうる
ので、高磁束密度、低鉄損、結晶粒径大なる製品が得ら
れる。ワークロール径が３０ａ＋ｍφ未満と小さくなる
と鉄損の劣化が生じ、またロール寿命も短かくなるので
３０１１ＩＩ１１φ以上とする。また途中板厚０．４０
ｍｍ以下の後段パスでの平均板温が１５０℃未満では前
記のような作用効果は得られず、また、２３０ ’Ｃを
超えると、組織の回復が起こり、逆に（１００）粒が減
少し、特性向上効果が消失する。
（実施例）
実施例１
第２表に示す珪素鋼スラブを熱延し、得られた板厚２．
３ｍｍの熱延板を板厚１．５ ｍｍへ冷延し、これにＡ
ｌＮの析出焼鈍を施し、第３表に示す条件で最終冷間圧
延した。その後、８５０℃Ｘ１２０秒にて、脱炭焼鈍し
、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布、乾燥後、１
２００℃×２０時間の仕上焼鈍を行った。
３ｍｍの熱延板を板厚１．５ ｍｍへ冷延し、これにＡ
ｌＮの析出焼鈍を施し、第３表に示す条件で最終冷間圧
延した。その後、８５０℃Ｘ１２０秒にて、脱炭焼鈍し
、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布、乾燥後、１
２００℃×２０時間の仕上焼鈍を行った。
この様にして製造された一方向性電磁鋼板の各サンプル
について鉄損ＷＩＴ／Ｓ。と磁束密度Ｂ１゜を測定した
。その結果を仕上冷延における板温度と共に第４表に示
す。
について鉄損ＷＩＴ／Ｓ。と磁束密度Ｂ１゜を測定した
。その結果を仕上冷延における板温度と共に第４表に示
す。
第
表
実施例２
第５表に示す鋼成分からなる珪素鋼スラブを熱延し板厚
２．４ ｍｍの熱延板とした。次いで、熱延板焼鈍を行
ない、第６表に示す条件で仕上冷延を行い、８５０”Ｃ
Ｘ１２０秒で脱炭焼鈍し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布、乾燥後１２００℃×２０時間の仕上焼鈍を
行なった。
２．４ ｍｍの熱延板とした。次いで、熱延板焼鈍を行
ない、第６表に示す条件で仕上冷延を行い、８５０”Ｃ
Ｘ１２０秒で脱炭焼鈍し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布、乾燥後１２００℃×２０時間の仕上焼鈍を
行なった。
製造された一方向性電磁鋼板の各サンプルについて鉄損
Ｗｌ’１１５゜、と磁束密度Ｂ１゜、結晶粒径。
Ｗｌ’１１５゜、と磁束密度Ｂ１゜、結晶粒径。
レーザー処理時の鉄損向上率を測定した。この結果を第
７表に示す。
７表に示す。
（発明の効果）
以上の実施例の結果から明らかなように、本発明による
と、鉄損が著しく低減され、かつ、レーザー処理効果に
優れた一方向性電磁鋼板が製造され得るので、産業上寄
与するところが極めて大である。
と、鉄損が著しく低減され、かつ、レーザー処理効果に
優れた一方向性電磁鋼板が製造され得るので、産業上寄
与するところが極めて大である。
第１図は、仕上冷延時の途中板厚０．４０ｍｍ以下の平
均板温と鉄損の関係、第２図は、仕上冷延時の途中板厚
０．４０ｏｎｎ以下の平均板温と磁束密度の関係、第３
図は、仕上冷延時の途中板厚０．４０ｍｍ以下の平均板
温と結晶粒径の関係、第４図は、仕上冷延時の途中板厚
０．４０［１１１１以下の平均板温とレーザー処理によ
る鉄損向上率の関係を示す図である。 第、２図 １１４０４０ｍｍ＞１下平Ｇ！＞ｆｆｉ （’Ｃ）レー
サ°°−列埋【（コる鋏屓向上辛（′／、）結晶粒径（
ＡＳＴｋ４ Ｎｏ、 ） 炒 ÷ 帰
均板温と鉄損の関係、第２図は、仕上冷延時の途中板厚
０．４０ｏｎｎ以下の平均板温と磁束密度の関係、第３
図は、仕上冷延時の途中板厚０．４０ｍｍ以下の平均板
温と結晶粒径の関係、第４図は、仕上冷延時の途中板厚
０．４０［１１１１以下の平均板温とレーザー処理によ
る鉄損向上率の関係を示す図である。 第、２図 １１４０４０ｍｍ＞１下平Ｇ！＞ｆｆｉ （’Ｃ）レー
サ°°−列埋【（コる鋏屓向上辛（′／、）結晶粒径（
ＡＳＴｋ４ Ｎｏ、 ） 炒 ÷ 帰
Claims (2)
- （１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８５％、Ｓｉ
：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．
０６５％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１
０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを熱延し、最終強冷延の前に９５０〜１２００℃
の範囲で連続焼鈍後急冷し、ＡｌＮを析出させ、８１〜
９５％の圧下率範囲で行う最終強冷延を含む１回もしく
は２回以上の冷延により０．１５〜０．２３ｍｍの最終
板厚とし、脱炭し、仕上焼鈍する薄手一方向性電磁鋼板
の製造方法において、前記強圧下率で行う冷延を３０〜
１００ｍｍ径の小径ロールにて、単位面積当りの圧延張
力が１０〜３５ｋｇ／一の高張力下で、前段パスを３０
％以上の高圧下率で行い、途中板厚が０．４０ｍｍ以下
の後段パスの平均板温を１５０〜２３０℃とすることを
特徴とする高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法
。 - （２）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８５％、Ｓｉ
：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．
０６５％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１
０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％
を含み、さらにＣｕ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２
種以上を合計で１．５％以下含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる電磁鋼スラブを熱延し、最終強冷
延の前に９５０〜１２００℃の範囲で連続焼鈍後急冷し
、ＡｌＮを析出させ、８１〜９５％の圧下率範囲で行う
最終強冷延を含む１回もしくは２回以上の冷延により０
．１５〜０．２３ｍｍの最終板厚とし、脱炭し、仕上焼
鈍する薄手一方向性電磁鋼板の製造方法において、前記
強圧下率で行う冷延を３０〜１００ｍｍ径の小径ロール
にて、単位面積当りの圧延張力が１０〜３５ｋｇ／ｍｍ
＾２の高張力下で、前段パスを３０％以上の高圧下率で
行い、途中板厚が０．４０ｍｍ以下の後段パスの平均板
温を１５０〜２３０℃とすることを特徴とする高磁束密
度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10216689A JP2784661B2 (ja) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10216689A JP2784661B2 (ja) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02282422A true JPH02282422A (ja) | 1990-11-20 |
| JP2784661B2 JP2784661B2 (ja) | 1998-08-06 |
Family
ID=14320125
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10216689A Expired - Lifetime JP2784661B2 (ja) | 1989-04-21 | 1989-04-21 | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2784661B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470652B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| WO2008133337A1 (ja) | 2007-04-24 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corporation | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-04-21 JP JP10216689A patent/JP2784661B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470652B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| WO2008133337A1 (ja) | 2007-04-24 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corporation | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US8236110B2 (en) | 2007-04-24 | 2012-08-07 | Nippon Steel Corporation | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2784661B2 (ja) | 1998-08-06 |
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