JPH0230740A - 鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0230740A JPH0230740A JP1022672A JP2267289A JPH0230740A JP H0230740 A JPH0230740 A JP H0230740A JP 1022672 A JP1022672 A JP 1022672A JP 2267289 A JP2267289 A JP 2267289A JP H0230740 A JPH0230740 A JP H0230740A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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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、鋼板の表面に磁区制御処理を施した、鉄損の
著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造
方法に関する。
著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造
方法に関する。
高磁束密度一方向性電磁鋼板の表面に、圧延方向とほぼ
直角の方向に、人為的に磁区制御処理を施すことにより
、鉄損を低減させる方法が知られている。即ち、特開昭
５５−１８５６６号公報、特開昭５８７３７２４号公報
における、間隔をもってレーザービームを照射する方法
、特開昭６１−９６０３６号公報における、間隔をもっ
て侵入体を形成させる方法、特開昭６１−１１７２１８
号公報における、間隔をもって溝を形成させる方法、特
開昭６１−１１７２８４号公報における、間隔をもって
、地鉄の一部を除去し、リン酸系張力付加被膜を施す方
法、特開昭６２−１５１５１１号公報における、間隔を
もってプラズマ炎を照射する方法等が開示されている。
直角の方向に、人為的に磁区制御処理を施すことにより
、鉄損を低減させる方法が知られている。即ち、特開昭
５５−１８５６６号公報、特開昭５８７３７２４号公報
における、間隔をもってレーザービームを照射する方法
、特開昭６１−９６０３６号公報における、間隔をもっ
て侵入体を形成させる方法、特開昭６１−１１７２１８
号公報における、間隔をもって溝を形成させる方法、特
開昭６１−１１７２８４号公報における、間隔をもって
、地鉄の一部を除去し、リン酸系張力付加被膜を施す方
法、特開昭６２−１５１５１１号公報における、間隔を
もってプラズマ炎を照射する方法等が開示されている。
前述の人為的磁区制御技術の適用により、高磁束密度一
方向性電磁鋼板の鉄損をかなり向上させることが可能に
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ルギー化に貢献できた。
方向性電磁鋼板の鉄損をかなり向上させることが可能に
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ルギー化に貢献できた。
しかるに、その後、省エネルギー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になってきた。
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になってきた。
本発明の特徴とするところは、特定量のＳｎ。
Ｎｉを複合含有し、張力コーティングを有する高磁束密
度一方向性電磁＠板の表面に圧延方向とほぼ直角の方向
に、人為的に磁区制御処理を施すことにより、著しく鉄
損の優れた製品が得られるということである。
度一方向性電磁＠板の表面に圧延方向とほぼ直角の方向
に、人為的に磁区制御処理を施すことにより、著しく鉄
損の優れた製品が得られるということである。
上記において、製品に特定量のＣｕを含有する場合に、
鉄損が特に優れた製品が得られる。又、圧延面内におけ
る製品結晶粒の平均粒径が１１〜５０ｍ ／ ｍの場合
に、鉄損が特に優れた製品が得られる。
鉄損が特に優れた製品が得られる。又、圧延面内におけ
る製品結晶粒の平均粒径が１１〜５０ｍ ／ ｍの場合
に、鉄損が特に優れた製品が得られる。
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。
ｃ ： ｏ、ｏｓｏ％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：
０．０７５％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０
．０２５％、酸可溶性Ａり二０．０２５０％、Ｎ ：
０．００８５％、Ｓｎ：無添加及び０．０１〜０．３４
％、Ｎｉ：無添加及び０．０５〜３．０％、残部：実質
的にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５０℃で６０分
間加熱し、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。
０．０７５％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０
．０２５％、酸可溶性Ａり二０．０２５０％、Ｎ ：
０．００８５％、Ｓｎ：無添加及び０．０１〜０．３４
％、Ｎｉ：無添加及び０．０５〜３．０％、残部：実質
的にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５０℃で６０分
間加熱し、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。
熱延板を１１００℃で１２０秒間焼鈍し、常温迄３０℃
／秒で冷却した。次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延し
た。冷延の途中で、２００℃で５分間の保定を５回行っ
た。次いで７５％）１□、２５％ｊ４□、露点６５℃の
雰囲気中で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。
／秒で冷却した。次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延し
た。冷延の途中で、２００℃で５分間の保定を５回行っ
た。次いで７５％）１□、２５％ｊ４□、露点６５℃の
雰囲気中で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。
次いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
、８５％ｌｌｚ 、 １５％１讐２の雰囲気中で、２０
℃／時間の昇温速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ
２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た。
、８５％ｌｌｚ 、 １５％１讐２の雰囲気中で、２０
℃／時間の昇温速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ
２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た。
次いで、鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向に、エネ
ルギー密度２．ＯＪ／ｃｎ！、照射幅（）、２５ｍ／ｍ
、照射間隔５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、
磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）
と鉄損Ｗ１５１５０を測定した。又、製品板（コーティ
ング、グラスを除く）の成分を分析した。製品板のＳｎ
及びＮｉ含有量とＷ１５１５０の関係を第１図に示す。
ルギー密度２．ＯＪ／ｃｎ！、照射幅（）、２５ｍ／ｍ
、照射間隔５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、
磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）
と鉄損Ｗ１５１５０を測定した。又、製品板（コーティ
ング、グラスを除く）の成分を分析した。製品板のＳｎ
及びＮｉ含有量とＷ１５１５０の関係を第１図に示す。
第１図において、横軸はＳｎ含有量であり、縦軸はＮｉ
含有量である。Ｗ１５１５０を符号（◎、○、Δ、×）
で示す。第１図において、直線ＡＢＣＤで囲まれる領域
、即ち、Ｓｎ：０．０３〜０．２５％で、且つ、Ｎｉ：
０５３５〜２．０％の場合に、優れた鉄損が得られるこ
とが明らかになった。又、直線ａｂｃｄで囲まれる領域
、即ち、Ｓｎ：０．０５〜０．２０％で、且つ、Ｎｉ：
０．５０〜１．５％の場合に、特に優れた鉄損が得られ
ることが明らかになった。なお、直線ＡＢＣＤで囲まれ
る領域では、Ｂ８は、何れも１．８８Ｔ以上であった。
含有量である。Ｗ１５１５０を符号（◎、○、Δ、×）
で示す。第１図において、直線ＡＢＣＤで囲まれる領域
、即ち、Ｓｎ：０．０３〜０．２５％で、且つ、Ｎｉ：
０５３５〜２．０％の場合に、優れた鉄損が得られるこ
とが明らかになった。又、直線ａｂｃｄで囲まれる領域
、即ち、Ｓｎ：０．０５〜０．２０％で、且つ、Ｎｉ：
０．５０〜１．５％の場合に、特に優れた鉄損が得られ
ることが明らかになった。なお、直線ＡＢＣＤで囲まれ
る領域では、Ｂ８は、何れも１．８８Ｔ以上であった。
Ｃ： ０．０８２％、Ｓｔ：３．２５％、Ｍｎ： ０
．０７５％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０．０
２５％、酸可溶性ＡＩ！、：０．０２４５％、Ｎ ：
０．００８５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎｉ：０．８％、
Ｃｕ：無添加及び０．０１〜０．２０％、残部：実質的
にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５０℃で６０分間
加熱し、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。熱延板を１１
２０℃で９０秒間焼鈍し、常温迄３０℃／秒で冷却した
。次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延した。
．０７５％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０．０
２５％、酸可溶性ＡＩ！、：０．０２４５％、Ｎ ：
０．００８５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎｉ：０．８％、
Ｃｕ：無添加及び０．０１〜０．２０％、残部：実質的
にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５０℃で６０分間
加熱し、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。熱延板を１１
２０℃で９０秒間焼鈍し、常温迄３０℃／秒で冷却した
。次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延した。
冷延の途中で、２５０℃で５分間の保定を４回行った。
次いで７５％Ｈ，、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気中
で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。次いで、
マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％
ｌｈ、１５％Ｎ２の雰囲気中で、２０℃／時間の昇温速
度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１
２００℃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た。
で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。次いで、
マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％
ｌｈ、１５％Ｎ２の雰囲気中で、２０℃／時間の昇温速
度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１
２００℃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た。
次いで、鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向に、エネ
ルギー密度２． ＯＪ ／ｃ＋ａ、照射幅０．２５ｍ／
ｍ。
ルギー密度２． ＯＪ ／ｃ＋ａ、照射幅０．２５ｍ／
ｍ。
照射間％ ５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、
磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）
と鉄損Ｗ１５１５０を測定した。又、製品板（コーティ
ング、グラスを除く）の成分を分析した。Ｃｕ含有量と
鉄損の関係を第２図に示す。
磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）
と鉄損Ｗ１５１５０を測定した。又、製品板（コーティ
ング、グラスを除く）の成分を分析した。Ｃｕ含有量と
鉄損の関係を第２図に示す。
第２図において、横軸はＣｕ含有量であり、縦軸はＣｕ
添加に伴うＷ１５１５０の変化量である。
添加に伴うＷ１５１５０の変化量である。
第２図から明らかなように、Ｃｕ：０．０３〜０．０８
％の範囲で鉄損の向上が認められる。なお、Ｂ８は何れ
も１．８８Ｔ以上であった。
％の範囲で鉄損の向上が認められる。なお、Ｂ８は何れ
も１．８８Ｔ以上であった。
Ｃ： ０．０８０％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ： ０
．０７０％、Ｐ ： ０．００３０％、Ｓ ： ０．
０２５％、酸可溶性Ａｊｌ！：０．０２４０％、Ｎ ：
０．００８５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎｉ：０．７％
、残部：実質的にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５
０℃で６０分間加熱し、板厚０．８０〜２．８０ｍ／ｍ
の多数の熱延板に熱延した。熱延板を１０８０〜１１４
０℃で９０秒間焼鈍し、常温迄３５℃／秒で冷却した。
．０７０％、Ｐ ： ０．００３０％、Ｓ ： ０．
０２５％、酸可溶性Ａｊｌ！：０．０２４０％、Ｎ ：
０．００８５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎｉ：０．７％
、残部：実質的にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５
０℃で６０分間加熱し、板厚０．８０〜２．８０ｍ／ｍ
の多数の熱延板に熱延した。熱延板を１０８０〜１１４
０℃で９０秒間焼鈍し、常温迄３５℃／秒で冷却した。
次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延した。冷延の途中で
、２２０℃で５分間の保定を５回行った。
、２２０℃で５分間の保定を５回行った。
次いで、７５％Ｈｚ 、 ２５％Ｎ２、露点６５℃の雰
囲気中で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。次
いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
曲率半径４００ｍ／ｍに巻きとった。次いで、８５％Ｎ
２．１５％Ｎ２の雰囲気中で、２０℃／時間の昇温速度
で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１２
００℃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°を行い、平坦化焼鈍を行った。
囲気中で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。次
いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
曲率半径４００ｍ／ｍに巻きとった。次いで、８５％Ｎ
２．１５％Ｎ２の雰囲気中で、２０℃／時間の昇温速度
で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１２
００℃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°を行い、平坦化焼鈍を行った。
次いで、鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向に、エネ
ルギー密度２． ＯＪ ／ ＣＴ１１．照射幅０．２５
ｍ／ｍ、照射間隔５ｍ／ｍでパルスレーザ−を照射し、
磁束密度Ｂ８（ｍ北方８００Ａ／ｍにおける磁束密度）
と鉄損Ｗ１５１５０を測定した。
ルギー密度２． ＯＪ ／ ＣＴ１１．照射幅０．２５
ｍ／ｍ、照射間隔５ｍ／ｍでパルスレーザ−を照射し、
磁束密度Ｂ８（ｍ北方８００Ａ／ｍにおける磁束密度）
と鉄損Ｗ１５１５０を測定した。
次いで、表面被膜を除去し、二次再結晶粒の圧延面内に
おける粒径を、圧延方向、圧延方向と４５゜方向及び圧
延方向と９０°方向について線分法で測定し、平均粒径
を求めた（本発明にかかわる平均粒径はすべてこの方法
による）。平均粒径と、Ｂ８及びＷ１５１５０の関係を
第３図に示す。第３図において、横軸は平均粒径であり
、縦軸はＢ８及びＷ１５１５０である。第３図から明ら
かなように、平均結晶粒径１１〜５０ｍ／ｍの場合に特
に優れた鉄損が得られた。
おける粒径を、圧延方向、圧延方向と４５゜方向及び圧
延方向と９０°方向について線分法で測定し、平均粒径
を求めた（本発明にかかわる平均粒径はすべてこの方法
による）。平均粒径と、Ｂ８及びＷ１５１５０の関係を
第３図に示す。第３図において、横軸は平均粒径であり
、縦軸はＢ８及びＷ１５１５０である。第３図から明ら
かなように、平均結晶粒径１１〜５０ｍ／ｍの場合に特
に優れた鉄損が得られた。
以上、実験■〜実験■の結果から、Ｓｎ：０．０３〜０
．２５及びＮｉ：０．３５〜２．０％を含有し、望まし
くはＣｕ：０．０３〜０．０８％を含有し、望ましくは
、圧延面内における二次再結晶粒の平均粒径が１１〜５
０ｍ／ｍであり、張力コーティングを有し、二次再結晶
後の鋼板の表面に圧延方向とほぼ直角の方向に、人為的
に磁区制御処理が行った磁化力８００Ａ／ｍにおける磁
束密度が１．８８ Ｔ以上の高磁束・密度一方向性電磁
鋼板において、著しく優れた鉄損が得られることが明ら
かになった。
．２５及びＮｉ：０．３５〜２．０％を含有し、望まし
くはＣｕ：０．０３〜０．０８％を含有し、望ましくは
、圧延面内における二次再結晶粒の平均粒径が１１〜５
０ｍ／ｍであり、張力コーティングを有し、二次再結晶
後の鋼板の表面に圧延方向とほぼ直角の方向に、人為的
に磁区制御処理が行った磁化力８００Ａ／ｍにおける磁
束密度が１．８８ Ｔ以上の高磁束・密度一方向性電磁
鋼板において、著しく優れた鉄損が得られることが明ら
かになった。
本発明者は、インヒビターとして、ＭｎＳ、 ＭｎＳｅ
。
。
ＣｕｘＳ、 Ｓｂ、Ａｊ２Ｎのうちから選ばれた一種又
は二種以上を活用した一回冷延法及び二回冷延法につい
ても、実験Ｉ〜実験■と同様な実験を行い、同様な結果
を得た。
は二種以上を活用した一回冷延法及び二回冷延法につい
ても、実験Ｉ〜実験■と同様な実験を行い、同様な結果
を得た。
Ｃ： ０．０３０〜０．１５０％、Ｓｉ：３．２５％
、Ｍｎ：０．０７０％、Ｐ ： ０．００３５％、Ｓ
： ０．０２６％、酸可溶性Ａ２：０．０２４５％、Ｎ
： ０．００８６％、Ｓｎ：０．１２％、Ｎｉ：０．
７％、残部：実質的にＦｅ、からなる多数のスラブを１
３５０℃で６０分間加熱し、２．３ ｍ ／ ｍ及び１
．４ｍ ／ ｍの板厚に熱延した。熱延板を１１００℃
で１２０秒間焼鈍し、常温迄３５℃／秒で冷却した。次
いで２．３ ｍ ／ ｍ厚の板を０．２８５ｍ／ｍに、
１．４ｍ／ｍ厚の板を０．１７０ｍ／ｍに冷延した。冷
延の途中で、２３０℃で５分間の保定を５回行った。次
いで、７５％Ｎ２ 、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気
中で、８５０℃で１５０〜３００秒間脱炭焼鈍を行った
。次いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、８５％Ｈ，、１５％Ｎ２の雰囲気中で、２０℃／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た。次いで、
鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向に、エネルギー密
度２． ＯＪ ／ＣＴ１１、照射幅０．２５ｍ／ｍ、照
射間隔５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、磁束
密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）と鉄
損Ｗ１５１５０ 、 Ｗ１７１５０を測定し、二次再結
晶状況を調べた。スラブのＣ含有量と二次再結晶率及び
鉄損の関係を第４図及び第５図に示す。
、Ｍｎ：０．０７０％、Ｐ ： ０．００３５％、Ｓ
： ０．０２６％、酸可溶性Ａ２：０．０２４５％、Ｎ
： ０．００８６％、Ｓｎ：０．１２％、Ｎｉ：０．
７％、残部：実質的にＦｅ、からなる多数のスラブを１
３５０℃で６０分間加熱し、２．３ ｍ ／ ｍ及び１
．４ｍ ／ ｍの板厚に熱延した。熱延板を１１００℃
で１２０秒間焼鈍し、常温迄３５℃／秒で冷却した。次
いで２．３ ｍ ／ ｍ厚の板を０．２８５ｍ／ｍに、
１．４ｍ／ｍ厚の板を０．１７０ｍ／ｍに冷延した。冷
延の途中で、２３０℃で５分間の保定を５回行った。次
いで、７５％Ｎ２ 、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気
中で、８５０℃で１５０〜３００秒間脱炭焼鈍を行った
。次いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、８５％Ｈ，、１５％Ｎ２の雰囲気中で、２０℃／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た。次いで、
鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向に、エネルギー密
度２． ＯＪ ／ＣＴ１１、照射幅０．２５ｍ／ｍ、照
射間隔５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、磁束
密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）と鉄
損Ｗ１５１５０ 、 Ｗ１７１５０を測定し、二次再結
晶状況を調べた。スラブのＣ含有量と二次再結晶率及び
鉄損の関係を第４図及び第５図に示す。
第４図は製品板厚０．２８５ｍ／ｍの場合である。
第４図において、横軸はＣ含有量であり、縦軸は二次再
結晶率及びＷ１７１５０である。
結晶率及びＷ１７１５０である。
第５図は製品板厚０．１７０ｍ／ｍの場合である。
第５図において、横軸はＣ含有量であり、縦軸は二次再
結晶率及びＷ１５１５０である。
結晶率及びＷ１５１５０である。
第４図及び第５図に明らかなように、Ｃ： ０．０６５
〜０．１２０％の範囲で優れた鉄損が得られた。なお、
この範囲での８８は何れも１．８８Ｔ以上であった。
〜０．１２０％の範囲で優れた鉄損が得られた。なお、
この範囲での８８は何れも１．８８Ｔ以上であった。
Ｃ： ０．０８２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０．
０７２％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０．０
２５％、酸可溶性Ａ！：０．０２５０％、Ｎ ： ０．
００８５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎｉ：０．８％、Ｓｂ
：無添加及びｏ、ｏｏｉ〜０．０５０％、残部：実質的
にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５０℃で６０分間
加熱し、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。
０７２％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０．０
２５％、酸可溶性Ａ！：０．０２５０％、Ｎ ： ０．
００８５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎｉ：０．８％、Ｓｂ
：無添加及びｏ、ｏｏｉ〜０．０５０％、残部：実質的
にＦｅ、からなる多数のスラブを１３５０℃で６０分間
加熱し、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延した。
熱延板を１１００℃で１２０秒間焼鈍し、常温迄急冷し
た。次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延した。冷延の途
中で、２５０℃で５分間の保定を５回行った。次いで７
５％Ｎ２ 、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気中で、８
５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネ
シャ°を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈｚ
、 １５％Ｎ２（７）雰囲気中で、２ｏ℃／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た。次いで、鋼板の
表面に、圧延方向と直角の方向に、エネルギー密度２．
ＯＪ ／ｃＪ、照射幅０．２５ｍ／ｍ、照射間隔５
ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、磁束密度Ｂ８（
磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）と鉄ｔＭＷ１５
１５０を測定した。スラブのｓｂ含有量と鉄損の関係を
第６図に示す。
た。次いで板厚０．１７０ｍ／ｍ迄冷延した。冷延の途
中で、２５０℃で５分間の保定を５回行った。次いで７
５％Ｎ２ 、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気中で、８
５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネ
シャ°を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈｚ
、 １５％Ｎ２（７）雰囲気中で、２ｏ℃／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た。次いで、鋼板の
表面に、圧延方向と直角の方向に、エネルギー密度２．
ＯＪ ／ｃＪ、照射幅０．２５ｍ／ｍ、照射間隔５
ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照射し、磁束密度Ｂ８（
磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）と鉄ｔＭＷ１５
１５０を測定した。スラブのｓｂ含有量と鉄損の関係を
第６図に示す。
第６図において、横軸は含有量であり、縦軸はｓｂ添加
に伴うＷ１５１５０の変化量である。
に伴うＷ１５１５０の変化量である。
第６図カラ明うカナヨうニＳｂ ：０．００５〜０．０
３５％の範囲で鉄鎖の向上が認められた。なお、Ｂ８は
何れも１．８８Ｔ以上であった。
３５％の範囲で鉄鎖の向上が認められた。なお、Ｂ８は
何れも１．８８Ｔ以上であった。
以上、実験■〜実験■の結果から、次のことが明らかに
なった。Ｃ： ０．０６５〜０．１２０％、ｓｉ：２
、８〜４．５％： Ｍｎ ：０．０４５〜０．１００％
、Ｓ又Ｓｅの何れか一方又は双方７ ０．０１５〜０．
０６０％、酸可溶性Ａ ｆ ７０．０１５０〜０．０４
００％、Ｎ ： ０．００５０−０．０１００％、Ｓｎ
：０．０３〜０．２５％、Ｎ ｉ： ０．３５〜２．０
％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物、を含有するスラブ
を１３２０〜１４３０℃で加熱し、熱延し、熱延完了後
から最終冷延前の間に、１０３０〜１２００℃で焼鈍し
、焼鈍後急冷する熱処理を行い、圧下率８３〜９２％の
最終冷延を行い、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を
行い、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
コイル状に巻きとり、高温仕上焼鈍を行い、焼鈍分離剤
を除去して、平坦化焼鈍を行い、平坦化焼鈍の前又は後
に張力コーティングを行い、二次再結晶後、張力コーテ
ィング又は平坦化焼鈍の前又は後に、鋼板表面に圧延方
向とほぼ直角の方向に、人為的に磁区制御処理を行うこ
とにより、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度が１．
８８Ｔ以上で、鉄鎖の著しく優れた高磁束密度一方向性
電磁鋼板が得られる。
なった。Ｃ： ０．０６５〜０．１２０％、ｓｉ：２
、８〜４．５％： Ｍｎ ：０．０４５〜０．１００％
、Ｓ又Ｓｅの何れか一方又は双方７ ０．０１５〜０．
０６０％、酸可溶性Ａ ｆ ７０．０１５０〜０．０４
００％、Ｎ ： ０．００５０−０．０１００％、Ｓｎ
：０．０３〜０．２５％、Ｎ ｉ： ０．３５〜２．０
％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物、を含有するスラブ
を１３２０〜１４３０℃で加熱し、熱延し、熱延完了後
から最終冷延前の間に、１０３０〜１２００℃で焼鈍し
、焼鈍後急冷する熱処理を行い、圧下率８３〜９２％の
最終冷延を行い、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を
行い、マグネシャを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
コイル状に巻きとり、高温仕上焼鈍を行い、焼鈍分離剤
を除去して、平坦化焼鈍を行い、平坦化焼鈍の前又は後
に張力コーティングを行い、二次再結晶後、張力コーテ
ィング又は平坦化焼鈍の前又は後に、鋼板表面に圧延方
向とほぼ直角の方向に、人為的に磁区制御処理を行うこ
とにより、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度が１．
８８Ｔ以上で、鉄鎖の著しく優れた高磁束密度一方向性
電磁鋼板が得られる。
又、素材成分として、上記の外に、Ｃｕ：０．０３〜０
．０８％、Ｓｂ ：０．００５〜０．０３５％の何れか
一方又は双方を含有させることにより、更に、鉄損が向
上する。
．０８％、Ｓｂ ：０．００５〜０．０３５％の何れか
一方又は双方を含有させることにより、更に、鉄損が向
上する。
又、圧延面内における製品結晶粒の平均粒径を１１〜５
０ ｍ ／ ｍに調製することにより、更に鉄損が向上
する。
０ ｍ ／ ｍに調製することにより、更に鉄損が向上
する。
次に、本発明における成分その他の条件について、先に
記述した以外の事項の限定理由について述べる。
記述した以外の事項の限定理由について述べる。
コーティング、グラスを除く製品板の成分については、
次の通りである。Ｃ： ０．００３０％以下が望ましい
。０．００３０％を超えるとエイジングにより鉄損が劣
化する。Ｓｉ：２．８〜４．５％が望ましい。
次の通りである。Ｃ： ０．００３０％以下が望ましい
。０．００３０％を超えるとエイジングにより鉄損が劣
化する。Ｓｉ：２．８〜４．５％が望ましい。
２．８％未満では良好な鉄損が得られず、４．５％を超
えると加工性が劣る。Ｍｎ ：０．０４５〜０．１００
％が望ましい。０．０４５％未満又は０．１００％超で
は良好な鉄損が得られない。Ｓ又はＳｅの何れか一方又
は双方の合計： ０．００５０％以下が望ましい。０．
００５０％を超えると良好な鉄損が得られない。Ａｌ：
ｏ、ｏｏｓｏ％以下が望ましい。０．００５０％を超え
ると良好な鉄損が得られない。Ｎ ： ０．００３０％
以下が望ましい。０．００３０％を超えると良好な鉄用
が得られない。
えると加工性が劣る。Ｍｎ ：０．０４５〜０．１００
％が望ましい。０．０４５％未満又は０．１００％超で
は良好な鉄損が得られない。Ｓ又はＳｅの何れか一方又
は双方の合計： ０．００５０％以下が望ましい。０．
００５０％を超えると良好な鉄損が得られない。Ａｌ：
ｏ、ｏｏｓｏ％以下が望ましい。０．００５０％を超え
ると良好な鉄損が得られない。Ｎ ： ０．００３０％
以下が望ましい。０．００３０％を超えると良好な鉄用
が得られない。
製品鋼板の表面に張力コーティングを有することが望ま
しい。張力コーティングを有しない場合良好な鉄損が得
られない。
しい。張力コーティングを有しない場合良好な鉄損が得
られない。
磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度が１．８８Ｔ以上
であることが望ましい。１．８８７未満では良好な鉄損
が得られない。
であることが望ましい。１．８８７未満では良好な鉄損
が得られない。
二次再結晶後の鋼板の表面に圧延方向とほぼ直角の方向
に、磁区制御処理を行うことが望ましい。
に、磁区制御処理を行うことが望ましい。
磁区制御処理を行わない場合良好な鉄損が得られない。
スラブの成分については、次の通りである。以下、％は
重量％である。Ｓｉ：２．８〜４．５％が望ましい。２
．８％未満では良好な鉄鎖が得られず、４．５％を超え
ると加工性が劣る。Ｍｎ ：０．０４５〜０．１００％
が望ましい。０．０４５％未満又は０．１００％超では
良好な鉄損が得られない。Ｓ又はＳｅの何れか一方又は
双方７ ０．０１５〜０．０６０％が望ましい。
重量％である。Ｓｉ：２．８〜４．５％が望ましい。２
．８％未満では良好な鉄鎖が得られず、４．５％を超え
ると加工性が劣る。Ｍｎ ：０．０４５〜０．１００％
が望ましい。０．０４５％未満又は０．１００％超では
良好な鉄損が得られない。Ｓ又はＳｅの何れか一方又は
双方７ ０．０１５〜０．０６０％が望ましい。
０．０１５％未満又は０．０６０％超では良好な鉄損が
得られない。酸可溶性Ａ ｆ ： ０．０１５０〜０．
０４００％が望ましい。０．０１５０％未満では良好な
鉄損が得られず、０．０４００％を超えると二次再結晶
が不安定になる。
得られない。酸可溶性Ａ ｆ ： ０．０１５０〜０．
０４００％が望ましい。０．０１５０％未満では良好な
鉄損が得られず、０．０４００％を超えると二次再結晶
が不安定になる。
Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％が望ましい。０
．００５０％未満では二次再結晶が不安定であり、０．
０１００％を超えるとブリスター疵が発生する。
．００５０％未満では二次再結晶が不安定であり、０．
０１００％を超えるとブリスター疵が発生する。
スラブ加熱温度は１３２０〜１４３０℃の範囲が望まし
い。１３２０℃未満では硫化物、窒化物の固溶が不十分
で、良好なインヒビターが形成されず、二次再結晶が不
安定になる。１４３０℃を超えると熱延板の耳割れがひ
どくなる。
い。１３２０℃未満では硫化物、窒化物の固溶が不十分
で、良好なインヒビターが形成されず、二次再結晶が不
安定になる。１４３０℃を超えると熱延板の耳割れがひ
どくなる。
熱延完了後から最終冷延前の間に、１０３０〜１２００
℃で焼鈍し、焼鈍後急冷することが望ましい。焼鈍温度
が１０３０℃未満では良好な鉄損が得られず、１２００
℃を超えると二次再結晶が不安定になる。焼鈍後の急冷
は、良好な製品磁気特性を得るために必要である。
℃で焼鈍し、焼鈍後急冷することが望ましい。焼鈍温度
が１０３０℃未満では良好な鉄損が得られず、１２００
℃を超えると二次再結晶が不安定になる。焼鈍後の急冷
は、良好な製品磁気特性を得るために必要である。
最終冷延の圧下率は８３〜９２％が望ましい。８３％未
満又は９２％超では良好な鉄損は得られない。
満又は９２％超では良好な鉄損は得られない。
最終冷延の途中で、１５０〜３００℃の間で３０秒以上
の保定を行うことが好ましい。但し、圧延途中での温間
保定を行わなくても、本発明の効果は阻害されない。
の保定を行うことが好ましい。但し、圧延途中での温間
保定を行わなくても、本発明の効果は阻害されない。
高温仕上焼鈍は鈍化のため高温且つ長時間の焼鈍が必要
であり、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布し、コイル状に
巻きとり、コイルを竪穴状にして焼鈍することが望まし
い。この場合、コイル内周部の曲率半径は２５０〜４０
０ｍ／ｍ程度が好ましい。
であり、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布し、コイル状に
巻きとり、コイルを竪穴状にして焼鈍することが望まし
い。この場合、コイル内周部の曲率半径は２５０〜４０
０ｍ／ｍ程度が好ましい。
２５０ｍ／ｍ未満では、巻きとり時の板の変形、二次再
結晶後の、平坦化焼鈍時の鉄損劣化等のおそれがあり、
４００ｍ／ｍを超えると設備費が高くなる。
結晶後の、平坦化焼鈍時の鉄損劣化等のおそれがあり、
４００ｍ／ｍを超えると設備費が高くなる。
平坦化焼鈍の前又は、後に張力コーティングを行うこと
が望ましい。張力コーティングを行わないと良好な鉄損
が得られない。
が望ましい。張力コーティングを行わないと良好な鉄損
が得られない。
二次再結晶後、張力コーティング又は平坦化焼鈍の前又
は後に、鋼板の表面に、圧延方向とほぼ直角の方向に、
人為的に磁区制御処理を行うことが望ましい。磁区制御
処理を行わない場合、良好な鉄損が得られない。なお、
磁区制御処理の方法については、既に開示されている公
知の方法が適用可能である。公知の方法として、例えば
、特開昭５５−１８５６６号公報、特開昭５８−７３７
２４号公報における、間隔をもってレーザービームを照
射する方法、特開昭６１−９６０３６号公報における、
間隔をもって侵入体を形成させる方法、特開昭６１−１
１７２１８号公報における、間隔をもって溝を形成させ
る方法、特開昭６１−１１７２８４号公報における、間
隔をもって、地鉄の一部を除去しヘリン酸系張力付加被
膜を施す方法、特開昭６２−１５１５１１号公報におけ
る、間隔をもってプラズマ炎を照射する方法等が挙げら
れる。
は後に、鋼板の表面に、圧延方向とほぼ直角の方向に、
人為的に磁区制御処理を行うことが望ましい。磁区制御
処理を行わない場合、良好な鉄損が得られない。なお、
磁区制御処理の方法については、既に開示されている公
知の方法が適用可能である。公知の方法として、例えば
、特開昭５５−１８５６６号公報、特開昭５８−７３７
２４号公報における、間隔をもってレーザービームを照
射する方法、特開昭６１−９６０３６号公報における、
間隔をもって侵入体を形成させる方法、特開昭６１−１
１７２１８号公報における、間隔をもって溝を形成させ
る方法、特開昭６１−１１７２８４号公報における、間
隔をもって、地鉄の一部を除去しヘリン酸系張力付加被
膜を施す方法、特開昭６２−１５１５１１号公報におけ
る、間隔をもってプラズマ炎を照射する方法等が挙げら
れる。
圧延面内における製品結晶粒径の調製方法としては、材
料成分、各焼鈍条件、最終冷延条件、焼鈍分離剤の組成
等が考えられるが、何れの方法でも適用可能である。
料成分、各焼鈍条件、最終冷延条件、焼鈍分離剤の組成
等が考えられるが、何れの方法でも適用可能である。
特定量のＳｎ及びＮｉを含有し、張力コーティングを有
する高磁束密度一方向性電磁鋼板の表面に圧延方向とほ
ぼ直角の方向に磁区制御処理を施した場合に、著しく鉄
損が改善される理由については、未だ、はっきりした理
由はわかっていないが、Ｓｎ、Ｎｉの複合含有により、
地鉄そのものか、地鉄とグラスの間か、或いは、グラス
に変化が生じ、磁区制御処理後の鋼板の鉄損を最小とす
る作用を生ぜしめるものと考えられる。
する高磁束密度一方向性電磁鋼板の表面に圧延方向とほ
ぼ直角の方向に磁区制御処理を施した場合に、著しく鉄
損が改善される理由については、未だ、はっきりした理
由はわかっていないが、Ｓｎ、Ｎｉの複合含有により、
地鉄そのものか、地鉄とグラスの間か、或いは、グラス
に変化が生じ、磁区制御処理後の鋼板の鉄損を最小とす
る作用を生ぜしめるものと考えられる。
圧延面内における製品結晶粒の平均粒径が１１〜５０ｍ
／ｍの範囲で著しく優れた鉄損が得られる理由は次のよ
うに推定される。平均粒径が１０ｍ／ｍ以下では、本発
明にかかわる磁区制御処理材の場合、細かい粒界が、鉄
損を最小とする磁区形成パターンに対し有害となってい
るものと考えられる。鋼板を曲げた状態で高温仕上焼鈍
する場合に、平均粒径５０ｍ／ｍ超で、鉄損が劣化する
のは、高温仕上焼鈍後の平坦化焼鈍による圧延面からの
ゴス方位のずれ等が関与しているものと考えられる。
／ｍの範囲で著しく優れた鉄損が得られる理由は次のよ
うに推定される。平均粒径が１０ｍ／ｍ以下では、本発
明にかかわる磁区制御処理材の場合、細かい粒界が、鉄
損を最小とする磁区形成パターンに対し有害となってい
るものと考えられる。鋼板を曲げた状態で高温仕上焼鈍
する場合に、平均粒径５０ｍ／ｍ超で、鉄損が劣化する
のは、高温仕上焼鈍後の平坦化焼鈍による圧延面からの
ゴス方位のずれ等が関与しているものと考えられる。
以下に実施例を示す。
実施例Ｉ
Ｃ： ０．０５０％、０．０８３％又は０．１５０％
、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０．０７０％、Ｐ ：
０．００４０％、Ｓ：無添加、０．０１５％又は０．０
２５％、Ｓｅ：無添加、０．０１５％又は０．０２５％
、酸可溶性Ａ ｆ ： ０．０２４５％、Ｎ：０．００
８５％、Ｓｎ：無添加、０．０１％、０．１５％又は０
．３０％、Ｎｉ：無添加、０．０５％、０．７％又は２
．５％、Ｃｕ：無添加、０．０６％又は０．２０、Ｓｂ
：無添加、０．０２０％又は０．０５０％、残部；Ｆｅ
及び不可避的不純物、を含有するスラブを１３５０℃で
６０分間加熱し、０．９０〜３．２５ｍ／ｍの各板厚の
熱延板とした。
、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０．０７０％、Ｐ ：
０．００４０％、Ｓ：無添加、０．０１５％又は０．０
２５％、Ｓｅ：無添加、０．０１５％又は０．０２５％
、酸可溶性Ａ ｆ ： ０．０２４５％、Ｎ：０．００
８５％、Ｓｎ：無添加、０．０１％、０．１５％又は０
．３０％、Ｎｉ：無添加、０．０５％、０．７％又は２
．５％、Ｃｕ：無添加、０．０６％又は０．２０、Ｓｂ
：無添加、０．０２０％又は０．０５０％、残部；Ｆｅ
及び不可避的不純物、を含有するスラブを１３５０℃で
６０分間加熱し、０．９０〜３．２５ｍ／ｍの各板厚の
熱延板とした。
この熱延板を、下記に示す製造プロセス■、■又は■に
より、最終冷延途中理した。
より、最終冷延途中理した。
製造プロセス■の場合、熱延板を１０００〜１２２０℃
の間の各種温度で９０秒間焼鈍し、焼鈍後、常温迄を３
５℃／秒で冷却し、次いで、最終冷延を行った。
の間の各種温度で９０秒間焼鈍し、焼鈍後、常温迄を３
５℃／秒で冷却し、次いで、最終冷延を行った。
製造プロセスＨの場合、熱延板を１０００〜１２２０℃
の間の各種温度で９０秒間焼鈍し、焼鈍後、常温迄を３
５℃／秒で冷却し、次いで、各種の中間厚み迄中間冷延
を行い、次いで、１０００℃で１００秒間中間焼鈍し、
焼鈍後、常温迄を３５℃／秒で冷却し、次いで、最終冷
延を行った。
の間の各種温度で９０秒間焼鈍し、焼鈍後、常温迄を３
５℃／秒で冷却し、次いで、各種の中間厚み迄中間冷延
を行い、次いで、１０００℃で１００秒間中間焼鈍し、
焼鈍後、常温迄を３５℃／秒で冷却し、次いで、最終冷
延を行った。
製造プロセス■の場合、熱延板を１０００℃で１００秒
間焼鈍し、焼鈍後、常温迄を３５℃／秒で冷却し、次い
で、各種の中間厚み迄中間冷延を行い、次いで、１００
０〜１２２０℃の間の各種温度で９０秒間焼鈍し、焼鈍
後、常温迄を３５℃／秒で冷却し、次いで、最終冷延を
行った。
間焼鈍し、焼鈍後、常温迄を３５℃／秒で冷却し、次い
で、各種の中間厚み迄中間冷延を行い、次いで、１００
０〜１２２０℃の間の各種温度で９０秒間焼鈍し、焼鈍
後、常温迄を３５℃／秒で冷却し、次いで、最終冷延を
行った。
最終冷延において、途中で、２５０℃で５分間の温間保
定を５回行う方法と温間保定を行わない方法とで圧延し
た。
定を５回行う方法と温間保定を行わない方法とで圧延し
た。
最終冷延後、７５％Ｈｚ、２５％Ｎ２の湿潤雰囲気中で
、８５０℃で１５０〜３００秒間、脱炭焼鈍を施し、マ
グネシャを主とする焼鈍分離剤を塗布し、曲率半径４０
０ｍ／ｍでコイル状に巻き、高温仕上焼鈍を行った。高
温仕上焼鈍においては、昇温中雰囲気を８５％Ｎ２ 、
１５％Ｎ２とし、昇温速度２５℃／時間で、１２００’
Ｃ迄昇温し、水素雰囲気中で、１２００℃で２０時間焼
鈍した。その後、焼鈍分離剤を除去し、次に示す、Ａ、
Ｂ、Ｃ，Ｄの４種の方法による磁区制御処理、張力コー
ティング、焼鈍等を行った。
、８５０℃で１５０〜３００秒間、脱炭焼鈍を施し、マ
グネシャを主とする焼鈍分離剤を塗布し、曲率半径４０
０ｍ／ｍでコイル状に巻き、高温仕上焼鈍を行った。高
温仕上焼鈍においては、昇温中雰囲気を８５％Ｎ２ 、
１５％Ｎ２とし、昇温速度２５℃／時間で、１２００’
Ｃ迄昇温し、水素雰囲気中で、１２００℃で２０時間焼
鈍した。その後、焼鈍分離剤を除去し、次に示す、Ａ、
Ｂ、Ｃ，Ｄの４種の方法による磁区制御処理、張力コー
ティング、焼鈍等を行った。
Ａ法においては、鋼板の単位断面積当りの張力が１．０
ｋｇ／ｍｍ”となるよう、張力コーティングを行い、コ
ーティングの焼付けを兼ねて、８５０℃で３０秒間の平
坦化焼鈍を施し、鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向
に、エネルギー密度２．ＯＪ／Ｃｍｌ、照射幅０．２５
ｍ／ｍ、照射間隔５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照
射した。
ｋｇ／ｍｍ”となるよう、張力コーティングを行い、コ
ーティングの焼付けを兼ねて、８５０℃で３０秒間の平
坦化焼鈍を施し、鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向
に、エネルギー密度２．ＯＪ／Ｃｍｌ、照射幅０．２５
ｍ／ｍ、照射間隔５ ｍ ／ ｍでパルスレーザ−を照
射した。
Ｂ法においては、Ａ法で処理した後、ｓｂ金属粉を塗布
し、８００℃で２時間焼鈍した。
し、８００℃で２時間焼鈍した。
Ｃ法においては、鋼板の表面に、圧延方向と直角の方向
に、エネルギー密度３． ＯＪ ／ｃｎ’ｌ、照射幅０
、２ ｍ ／ ｍ、照射間隔５ｍ／ｍでパルスレーザ−
を照射し、フォルステライト層を部分的に除去し、６１
％硝酸液中に２０秒間浸漬し、鋼板の単位断面積当りの
張力が１．０ｋｇ／ｍｍ２となるよう、張力コーティン
グを行い、コーティングの焼付けを兼ねて、８５０℃で
３０秒間の平坦化焼鈍を行った。
に、エネルギー密度３． ＯＪ ／ｃｎ’ｌ、照射幅０
、２ ｍ ／ ｍ、照射間隔５ｍ／ｍでパルスレーザ−
を照射し、フォルステライト層を部分的に除去し、６１
％硝酸液中に２０秒間浸漬し、鋼板の単位断面積当りの
張力が１．０ｋｇ／ｍｍ２となるよう、張力コーティン
グを行い、コーティングの焼付けを兼ねて、８５０℃で
３０秒間の平坦化焼鈍を行った。
Ｄ法においては、歯軍ピッチ８ｍ／ｍ、歯車先端曲率半
径１００μｍ口、刃の傾きが、圧延方向に対して７５°
である歯車型ロールにより、荷重１８０ｋｇ／ ｍｍ
２で歪導入を行い、鋼板の単位断面積当りの張力が１．
０ｋｇ／ｍｍ２ となるよう、張力コーティングを行い
、コーティングの焼付けを兼ねて、８５０℃で３０秒間
の平坦化焼鈍を行った。
径１００μｍ口、刃の傾きが、圧延方向に対して７５°
である歯車型ロールにより、荷重１８０ｋｇ／ ｍｍ
２で歪導入を行い、鋼板の単位断面積当りの張力が１．
０ｋｇ／ｍｍ２ となるよう、張力コーティングを行い
、コーティングの焼付けを兼ねて、８５０℃で３０秒間
の平坦化焼鈍を行った。
Ａ法、Ｂ法、Ｃ法又はＤ法により処理した後、磁束密度
Ｂ８及び鉄損を測定し、しかる後、表面被膜を除去し、
酸洗し、二次再結晶粒の圧延面内における平均粒径を測
定した。又、製品板（コーティング、グラスを除く）の
成分を分析した。スラブの成分、製品板の成分、熱延板
の板厚、製造プロセス（ｉＩＩ又はＩＩＩ）、熱延板焼
鈍の温度、中間冷延後の板厚、中間焼鈍の温度、最終冷
延後の板厚、最終冷延の圧下率、最終冷延途中での温間
保定有無、張力コーティングの有無、製品結晶粒の平均
粒径、磁区制御法（Ａ、Ｂ 、Ｃ又はＤ）、磁束密度Ｂ
８、鉄損を第１表に示す。
Ｂ８及び鉄損を測定し、しかる後、表面被膜を除去し、
酸洗し、二次再結晶粒の圧延面内における平均粒径を測
定した。又、製品板（コーティング、グラスを除く）の
成分を分析した。スラブの成分、製品板の成分、熱延板
の板厚、製造プロセス（ｉＩＩ又はＩＩＩ）、熱延板焼
鈍の温度、中間冷延後の板厚、中間焼鈍の温度、最終冷
延後の板厚、最終冷延の圧下率、最終冷延途中での温間
保定有無、張力コーティングの有無、製品結晶粒の平均
粒径、磁区制御法（Ａ、Ｂ 、Ｃ又はＤ）、磁束密度Ｂ
８、鉄損を第１表に示す。
第１表に明らかなように、本発明例の場合に著しく鉄損
の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板が得られた。
の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板が得られた。
以下余白
実施例２
Ｃ： ０．０８２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０．
０７５％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０．０
２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４５％、Ｎ ： ０．
００８５％、Ｓｎ：０１１３％、Ｎｉ：０．８％、残部
；実質的にＦｅ、からなる多数のスラブを１１００〜１
４５０℃で６０分間加熱し、１．４ ｍ ／ ｍの板厚
に熱延した。熱延板を１１２０℃で９０秒間焼鈍し、常
温迄３０℃／秒で冷却した。次いで、板厚０．１７０
ｍ／ｍ迄冷延した。冷延の途中で、２５０℃で５分間の
保定を４回行った。次いで７５％Ｈ，，２５％Ｎ２、露
点６５℃の雰囲気中で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍
を行った。次いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、８５％１１□、１５％Ｎ２の雰囲気中で、
２０℃／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、磁束密度を測定した。スラブ加熱温度と磁束密度
の関係を第７図に示す。
０７５％、Ｐ ： ０．００５０％、Ｓ ： ０．０
２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４５％、Ｎ ： ０．
００８５％、Ｓｎ：０１１３％、Ｎｉ：０．８％、残部
；実質的にＦｅ、からなる多数のスラブを１１００〜１
４５０℃で６０分間加熱し、１．４ ｍ ／ ｍの板厚
に熱延した。熱延板を１１２０℃で９０秒間焼鈍し、常
温迄３０℃／秒で冷却した。次いで、板厚０．１７０
ｍ／ｍ迄冷延した。冷延の途中で、２５０℃で５分間の
保定を４回行った。次いで７５％Ｈ，，２５％Ｎ２、露
点６５℃の雰囲気中で、８５０℃で１５０秒間脱炭焼鈍
を行った。次いで、マグネシャを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、８５％１１□、１５％Ｎ２の雰囲気中で、
２０℃／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、磁束密度を測定した。スラブ加熱温度と磁束密度
の関係を第７図に示す。
第７図において、横軸は、スラブ加熱温度であり、縦軸
は磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度
）である。
は磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度
）である。
第７図から明らかなように、スラブ加熱温度１３２０℃
以上で良好な磁束密度が得られた。
以上で良好な磁束密度が得られた。
本発明により、鉄損の著しく低いトランスの鉄芯等の材
料の供給が可能となり、トランス等電気機器のエネルギ
ー損が大幅に節減でき、経済的効果は大きい。
料の供給が可能となり、トランス等電気機器のエネルギ
ー損が大幅に節減でき、経済的効果は大きい。
第１図は、張力コーティングを有し、二次再結晶後、鋼
板の表面に磁区制御処理を行った一方向性電磁鋼板につ
いて、鋼板のＳｎ及びＮｉ含有量と鉄損の関係を示す図
である。 第２図は、鋼板に所定量のＳｎ、Ｎｉを含有し、張力コ
ーティングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制
御処理を行った筒磁束密度一方向性電磁鋼板について、
鋼板のＣｕ含有量に伴う鉄損の変化を示す図である。 第３図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有する材料を曲率
半径４００ｍ／ｍに曲げた状態で高温仕上焼鈍し、二次
再結晶後に平坦化焼鈍し、張力コーティングを有し、二
次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処理を行った一方向
性電磁鋼板について、製品結晶粒の平均粒径と磁束密度
及び鉄損の関係を示す図である。 第４図は、所定量のＳｎ及びＮｊを含有し、張力コーテ
ィングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処
理を行った板厚０．２８５ｍ／ｍの一方向性電磁鋼板に
ついて、スラブの段階でのＣ含有量と製品の二次再結晶
率及び鉄損の関係を示す図である。 第５図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有し、張力コーテ
ィングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処
理を行った板厚０．１７０ｍ／ｍの一方向性電磁鋼板に
ついて、スラブの段階でのＣ含有量と製品の二次再結晶
率及び鉄損の関係を示す図である。 第６図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有し、張力コーテ
ィングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処
理を行った一方向性電磁銅板について、スラブの段階で
のｓｂ含有量に伴う鉄損の変化を示す図である。 第７図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有する場合のスラ
ブ加熱温度と製品の磁束密度の関係を示す図である。
板の表面に磁区制御処理を行った一方向性電磁鋼板につ
いて、鋼板のＳｎ及びＮｉ含有量と鉄損の関係を示す図
である。 第２図は、鋼板に所定量のＳｎ、Ｎｉを含有し、張力コ
ーティングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制
御処理を行った筒磁束密度一方向性電磁鋼板について、
鋼板のＣｕ含有量に伴う鉄損の変化を示す図である。 第３図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有する材料を曲率
半径４００ｍ／ｍに曲げた状態で高温仕上焼鈍し、二次
再結晶後に平坦化焼鈍し、張力コーティングを有し、二
次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処理を行った一方向
性電磁鋼板について、製品結晶粒の平均粒径と磁束密度
及び鉄損の関係を示す図である。 第４図は、所定量のＳｎ及びＮｊを含有し、張力コーテ
ィングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処
理を行った板厚０．２８５ｍ／ｍの一方向性電磁鋼板に
ついて、スラブの段階でのＣ含有量と製品の二次再結晶
率及び鉄損の関係を示す図である。 第５図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有し、張力コーテ
ィングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処
理を行った板厚０．１７０ｍ／ｍの一方向性電磁鋼板に
ついて、スラブの段階でのＣ含有量と製品の二次再結晶
率及び鉄損の関係を示す図である。 第６図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有し、張力コーテ
ィングを有し、二次再結晶後、鋼板の表面に磁区制御処
理を行った一方向性電磁銅板について、スラブの段階で
のｓｂ含有量に伴う鉄損の変化を示す図である。 第７図は、所定量のＳｎ及びＮｉを含有する場合のスラ
ブ加熱温度と製品の磁束密度の関係を示す図である。
Claims (6)
- （１）綱板の成分が、重量％でＣ：０．００３０％以下
、Ｓｉ：２．８〜４．５％、Ｍｎ：０．０４５〜０．１
００％、Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方の合計：０．
００５０％以下、Ａｌ：０．００５０％以下、Ｎ：０．
００３０％以下、Ｓｎ：０．０３〜０．２５％、Ｎｉ：
０．３５〜２．０％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物、
であり、鋼板の表面に張力コーティングを有し、二次再
結晶後の鋼板の表面に圧延方向とほぼ直角の方向に、人
為的に磁区制御処理を施した、磁化力８００Ａ／ｍにお
ける磁束密度が１．８８Ｔ以上の鉄損の著しく優れた高
磁束密度一方向性電磁鋼板。 - （２）鋼板の成分が、重量％でＣ：０．００３０％以下
、Ｓｉ：２．８〜４．５％、Ｍｎ：０．０４５〜０．１
００％、Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方の合計：０．
００５０％以下、Ａｌ：０．００５０％以下、Ｎ：０．
００３０％以下、Ｓｎ：０．０３〜０．２５％、Ｎｉ：
０．３５〜２．０％、Ｃｕ：０．０３〜０．０８％、残
部：Ｆｅ及び不可避的不純物、であり、鋼板の表面に張
力コーティングを有し、二次再結晶後の鋼板の表面に圧
延方向とほぼ直角の方向に、人為的に磁区制御処理を施
した、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度が１．８８
Ｔ以上の鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼
板。 - （３）圧延面内における製品結晶粒の平均粒径が１１〜
５０ｍ／ｍである請求項１又は２に記載の電磁鋼板。 - （４）重量％でＣ：０．０６５〜０．１２０％以下、Ｓ
ｉ：２．８〜４．５％、Ｍｎ：０．０４５〜０．１００
％、Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方：０．０１５〜０
．０６０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５０〜０．０４０
０％、Ｎ：０．００５０〜０．０１００％、Ｓｎ：０．
０３〜０．２５％、Ｎｉ：０．３５〜２．０％、残部：
Ｆｅ及び不可避的不純物、を含有するスラブを１３２０
〜１４３０℃で加熱し、熱延し、熱延完了後から最終冷
延前の間に、１０３０〜１２００℃で焼鈍し、焼鈍後急
冷する熱処理を行い、圧下率８３〜９２％の最終冷延を
行い、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マグ
ネシヤを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、コイル状に
巻きとり、高温仕上焼鈍を行い、焼鈍分離剤を除去して
、平坦化焼鈍を行い、平坦化焼鈍の前又は後に張力コー
ティングを行い、二次再結晶後、張力コーティング又は
平坦化焼鈍の前又は後に、鋼板の表面に、圧延方向とほ
ぼ直角の方向に、人為的に磁区制御処理を行うことを特
徴とする、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度が１．
８８Ｔ以上で鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造方法。 - （５）重量％でＣ：０．０６５〜０．１２０％、Ｓｉ：
２．８〜４．５％、Ｍｎ：０．０４５〜０．１００％、
Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方：０．０１５〜０．０
６０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５０〜０．０４００％
、Ｎ：０．００５０〜０．０１００％、Ｓｎ：０．０３
〜０．２５％、Ｎｉ：０．３５〜２．０％、及びＣｕ：
０．０３〜０．０８％、Ｓｂ：０．００５〜０．０３５
％の何れか一方又は双方、残部：Ｆｅ及び不可避的不純
物、を含有するスラブを１３２０〜１４３０℃で加熱し
、熱延し、熱延完了後から最終冷延前の間に、１０３０
〜１２００℃で焼鈍し、焼鈍後急冷する熱処理を行い、
圧下率８３〜９２％の最終冷延を行い、水素を含む湿潤
雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、 マグネシヤを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、コイル
状に巻きとり、高温仕上焼鈍を行い、焼鈍分離剤を除去
して、平坦化焼鈍を行い、平坦化焼鈍の前又は後に張力
コーティングを行い、二次再結晶後、張力コーティング
又は平坦化焼鈍の前又は後に、鋼板表面に、圧延方向と
ほぼ直角の方向に、人為的に磁区制御処理を行うことを
特徴とする、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度が１
．８８Ｔ以上で、鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造方法。 - （６）圧延面内における製品結晶粒の平均粒径を１１〜
５０ｍ／ｍに調製することを特徴とする請求項４又は５
に記載の方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1022672A JPH0230740A (ja) | 1988-04-23 | 1989-02-02 | 鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| DE68916837T DE68916837T2 (de) | 1988-04-23 | 1989-04-19 | Kornorientiertes Elektrostahlblech mit hoher Flussdichte und mit verbesserter Wattverlust-Charakteristik sowie dessen Herstellung. |
| EP89107068A EP0339475B1 (en) | 1988-04-23 | 1989-04-19 | High-flux density, grain-oriented electrical steel sheet having highly improved watt loss characteristic and process for preparation thereof |
| US07/604,357 US5141573A (en) | 1988-04-23 | 1990-10-26 | High flux density grain-oriented electrical steel sheet having improved watt loss characteristic and process for preparation thereof |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63-99328 | 1988-04-23 | ||
| JP9932888 | 1988-04-23 | ||
| JP1022672A JPH0230740A (ja) | 1988-04-23 | 1989-02-02 | 鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0230740A true JPH0230740A (ja) | 1990-02-01 |
Family
ID=26359934
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1022672A Pending JPH0230740A (ja) | 1988-04-23 | 1989-02-02 | 鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5141573A (ja) |
| EP (1) | EP0339475B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0230740A (ja) |
| DE (1) | DE68916837T2 (ja) |
Cited By (2)
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| JPH05222489A (ja) * | 1992-02-06 | 1993-08-31 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
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| CN114807559B (zh) * | 2022-05-09 | 2023-07-18 | 国网智能电网研究院有限公司 | 一种低损耗低磁致伸缩取向硅钢材料及其制备方法 |
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- 1989-02-02 JP JP1022672A patent/JPH0230740A/ja active Pending
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- 1989-04-19 DE DE68916837T patent/DE68916837T2/de not_active Expired - Fee Related
-
1990
- 1990-10-26 US US07/604,357 patent/US5141573A/en not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
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