JPH03100122A - 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH03100122A JPH03100122A JP1235545A JP23554589A JPH03100122A JP H03100122 A JPH03100122 A JP H03100122A JP 1235545 A JP1235545 A JP 1235545A JP 23554589 A JP23554589 A JP 23554589A JP H03100122 A JPH03100122 A JP H03100122A
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- 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】
く産業上の利用分野〉
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
法に係わり、特に磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性
電磁鋼板の製造方法に関するものである。
法に係わり、特に磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性
電磁鋼板の製造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
無方向性電磁鋼板は各種のモーターなどの回転機や変圧
器，安定器などの静止器の鉄心材料に用いられ、これら
の電気機器の小型化，高効率化には、使用される電磁鋼
板の磁束密度の向上および鉄損の低減が必要である。
器，安定器などの静止器の鉄心材料に用いられ、これら
の電気機器の小型化，高効率化には、使用される電磁鋼
板の磁束密度の向上および鉄損の低減が必要である。
ところで、無方向性電磁鋼板の磁性を向上させるために
は、冷間圧延前の素材の結晶粒径を大きくすればよいこ
とが知られている。
は、冷間圧延前の素材の結晶粒径を大きくすればよいこ
とが知られている。
例えば、本発明者らは先に特開昭５８−２０４１２６号
公報で、熱間圧延において、圧延終了温度を６００〜７
００℃の低温にし、かつ捲取を５００℃以上の温度範囲
で実施し、ついで前記熱延鋼帯をＡ３変態点温度以下の
温度で３０秒以上１５分間以下の時間焼鈍することによ
り、冷間圧延前の素材の結晶粒を粗大化して磁気特性の
向上を図る方法を開示した。
公報で、熱間圧延において、圧延終了温度を６００〜７
００℃の低温にし、かつ捲取を５００℃以上の温度範囲
で実施し、ついで前記熱延鋼帯をＡ３変態点温度以下の
温度で３０秒以上１５分間以下の時間焼鈍することによ
り、冷間圧延前の素材の結晶粒を粗大化して磁気特性の
向上を図る方法を開示した。
この方法は、熱間圧延終了温度とつづく捲取温度をある
適正な範囲に制御することにより、微細な結晶組織を有
する熱延鋼帯を得、ついで、二〇熱延鋼帯をＡ、変態点
温度以下で焼鈍することにより、結晶粒径を粗大化し、
その結果、磁気特性の向上を図るものである。ただしこ
の方法における熱延鋼帯焼鈍の冷却速度は特に制御せず
大気放冷（＝１０℃／秒）であった。
適正な範囲に制御することにより、微細な結晶組織を有
する熱延鋼帯を得、ついで、二〇熱延鋼帯をＡ、変態点
温度以下で焼鈍することにより、結晶粒径を粗大化し、
その結果、磁気特性の向上を図るものである。ただしこ
の方法における熱延鋼帯焼鈍の冷却速度は特に制御せず
大気放冷（＝１０℃／秒）であった。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明の目的は先の特開昭５８−２０４１２６号公報の
発明の特徴を有利に活用し、素材のＣ量と熱延鋼帯焼鈍
における冷却速度を検討することにより、単に冷間圧延
前の結晶粒を粗大化させた場合よりも、さらに優れた磁
束密度を有するフルプロセスおよびセミプロセス無方向
性電磁鋼板の製造方法を提案することである。
発明の特徴を有利に活用し、素材のＣ量と熱延鋼帯焼鈍
における冷却速度を検討することにより、単に冷間圧延
前の結晶粒を粗大化させた場合よりも、さらに優れた磁
束密度を有するフルプロセスおよびセミプロセス無方向
性電磁鋼板の製造方法を提案することである。
〈課題を解決するための手段〉
すなわち、本発明は、低炭素鋼スラブを熱間圧延し、つ
いで、この熱延鋼帯に焼鈍を施し、１回または中間焼鈍
を挟む２回の冷間圧延により製品厚としたのち焼鈍を施
す無方向性電磁鋼帯の製造方法において、該スラブの組
成を重量％で、Ｃ：ｏ、ｏｏｓ〜０．０２０％、 Ｓｉ
もしくはｓｉ＋Ａｌ：１．５％以下。
いで、この熱延鋼帯に焼鈍を施し、１回または中間焼鈍
を挟む２回の冷間圧延により製品厚としたのち焼鈍を施
す無方向性電磁鋼帯の製造方法において、該スラブの組
成を重量％で、Ｃ：ｏ、ｏｏｓ〜０．０２０％、 Ｓｉ
もしくはｓｉ＋Ａｌ：１．５％以下。
Ｍｎ ： １．０％以下、ｐ：ｏ、ｚｏ％以下、 ｓｂ
およびＳｎの何れか１種または２種の合計が０．１０％
以下を含み、残部実質的にＦｅよりなるものとし、該熱
間圧延工程における圧延終了温度を６００〜７００℃，
捲取温度を５００℃以上とし、ついで、該熱延鋼帯をＡ
３変態点温度以下で３０秒〜１５分保持し、ついでＡｒ
ｓ変態点温度からＡ ｒ １変態点温度までを２〜１０
℃／秒の速度で冷却するか、もしくはＡｒ＋変態点温度
以上でそれより５０℃の範２〜１０℃／秒の速度で冷却
するか、もしくはＡ ｒ １変態点温度から１００℃ま
でを１０℃／秒以上の速度で冷却することを特徴とする
特許許 る。
およびＳｎの何れか１種または２種の合計が０．１０％
以下を含み、残部実質的にＦｅよりなるものとし、該熱
間圧延工程における圧延終了温度を６００〜７００℃，
捲取温度を５００℃以上とし、ついで、該熱延鋼帯をＡ
３変態点温度以下で３０秒〜１５分保持し、ついでＡｒ
ｓ変態点温度からＡ ｒ １変態点温度までを２〜１０
℃／秒の速度で冷却するか、もしくはＡｒ＋変態点温度
以上でそれより５０℃の範２〜１０℃／秒の速度で冷却
するか、もしくはＡ ｒ １変態点温度から１００℃ま
でを１０℃／秒以上の速度で冷却することを特徴とする
特許許 る。
く作用〉
次に本発明を実験結果に基づいて説明する。
重量％で、ｃ ： ｏ．ｏｉｓ％， Ｓｔ ： ０．３
３％，Ｍｎ：０。
３％，Ｍｎ：０。
２５％．ｐ：ｏ．ｏｓ％， Ｓ ： ０．００４％．
＾ｆ Ｆ ０．０００７％。
＾ｆ Ｆ ０．０００７％。
ｓｂ ： ０．０１％を含み残部実質的にＦｅよりなる
溶鋼から造られたスラブを１２００℃に加熱し、熱間圧
延終了温度を６７０”Ｃの低温にし、かつ捲取温度を５
８０゜Ｃにして捲取り２．３ｍ厚さの熱延鋼帯とした．
その後、熱延鋼帯焼鈍を施すに際し、Ａ，変態点温度９
５０℃より４０℃低い９１０℃で６０秒間保持し、その
後の冷却過程において、Ａｒｓ変態点温度からＡｒ．変
態点温度までを冷却速度２〜ｂ たＡ ｒ ３変態点温度からＡ ｒ １変態点温度まで
の範囲での保持温度を（ Ａ ｒ Ｉ変態点温度＋１０
゜Ｃ）から（Ａｒ＋変態点温度＋７５℃）まで変えた後
、Ａｒ（変態点温度から１００℃までの冷却速度を２゜
Ｃ／秒から水冷まで変更した熱延Ｓ＋帯焼鈍を施した．
なお、Ａｒ３変態点温度は８７２゜Ｃ，Ａｒ１変態点温
度は８０７゜Ｃであった。
溶鋼から造られたスラブを１２００℃に加熱し、熱間圧
延終了温度を６７０”Ｃの低温にし、かつ捲取温度を５
８０゜Ｃにして捲取り２．３ｍ厚さの熱延鋼帯とした．
その後、熱延鋼帯焼鈍を施すに際し、Ａ，変態点温度９
５０℃より４０℃低い９１０℃で６０秒間保持し、その
後の冷却過程において、Ａｒｓ変態点温度からＡｒ．変
態点温度までを冷却速度２〜ｂ たＡ ｒ ３変態点温度からＡ ｒ １変態点温度まで
の範囲での保持温度を（ Ａ ｒ Ｉ変態点温度＋１０
゜Ｃ）から（Ａｒ＋変態点温度＋７５℃）まで変えた後
、Ａｒ（変態点温度から１００℃までの冷却速度を２゜
Ｃ／秒から水冷まで変更した熱延Ｓ＋帯焼鈍を施した．
なお、Ａｒ３変態点温度は８７２゜Ｃ，Ａｒ１変態点温
度は８０７゜Ｃであった。
次に、これらの熱延鋼帯を酸洗したのち、１回の冷間圧
延で０．５０閣厚さに仕上げ、引続き湿潤雰囲気で８０
０℃７５秒の脱炭と再結晶を兼ねた連続焼鈍を施してフ
ルプロセス製品を造った。
延で０．５０閣厚さに仕上げ、引続き湿潤雰囲気で８０
０℃７５秒の脱炭と再結晶を兼ねた連続焼鈍を施してフ
ルプロセス製品を造った。
これらの製品の磁束密度と熱延綱帯焼鈍での冷却速度条
件の関係を第１図に示す．この図から分かるように熱延
鋼帯の冷却過程において、Ａｒ３変態点温度からＡｒ．
変態点温度までを２〜１０゜Ｃ／秒の冷却速度で冷却す
るか、もしくはＡ ｒ １変態点温度から（Ａｒ＋変態
点温度＋５０℃）の範囲で保持するか、もしくはＡｒ＋
変態点温度から１００゜ＣまでをｌＯ″Ｃ／秒以上の冷
却速度で冷却し製品の磁束密度Ｂ，．がその他の冷却条
件で処理した製品のものより高いことが明らかである。
件の関係を第１図に示す．この図から分かるように熱延
鋼帯の冷却過程において、Ａｒ３変態点温度からＡｒ．
変態点温度までを２〜１０゜Ｃ／秒の冷却速度で冷却す
るか、もしくはＡ ｒ １変態点温度から（Ａｒ＋変態
点温度＋５０℃）の範囲で保持するか、もしくはＡｒ＋
変態点温度から１００゜ＣまでをｌＯ″Ｃ／秒以上の冷
却速度で冷却し製品の磁束密度Ｂ，．がその他の冷却条
件で処理した製品のものより高いことが明らかである。
以上のように熱延鋼帯焼鈍の冷却過程において、Ａｒ３
変態点温度からＡｒｌ変態点温度までを徐冷するかまた
はＡ ｒ １変態点温度以上で５０゜Ｃの範囲内で保持
するか、もしくはＡ ｒ １変態点温度から１００゜Ｃ
までを急冷した場合に磁束密度Ｅａｓｅが著しく向上す
るのは、熱間圧延での圧延終了温度を低温にし、かつそ
の捲取温度を５００℃以上にしだ熱延鋼帯に焼鈍を施す
ことによる結晶粒の粗大化に加えて、その熱延鋼帯焼鈍
の冷却過程において、固溶Ｃが増量したことによる集合
組織の改善が図られたためと推定される。
変態点温度からＡｒｌ変態点温度までを徐冷するかまた
はＡ ｒ １変態点温度以上で５０゜Ｃの範囲内で保持
するか、もしくはＡ ｒ １変態点温度から１００゜Ｃ
までを急冷した場合に磁束密度Ｅａｓｅが著しく向上す
るのは、熱間圧延での圧延終了温度を低温にし、かつそ
の捲取温度を５００℃以上にしだ熱延鋼帯に焼鈍を施す
ことによる結晶粒の粗大化に加えて、その熱延鋼帯焼鈍
の冷却過程において、固溶Ｃが増量したことによる集合
組織の改善が図られたためと推定される。
つぎに、本発明において素材の化学成分を限定した理由
について説明する０本発明は冷間圧延前の結晶粒の粗大
化に加えて固溶Ｃの有効活用をはかるものであり、Ｃ１
が０．００５ｅｙｔ％（以下単に％で示す）未満だとそ
の効果が少な（なり、またＣ量が０．０２０％を超えて
も固溶Ｃは増えないことおよび最終焼鈍時に脱炭不良と
なり、非時効化に対して不利となるからＣはｏ、ｏｏｓ
〜０．０２０％とした。
について説明する０本発明は冷間圧延前の結晶粒の粗大
化に加えて固溶Ｃの有効活用をはかるものであり、Ｃ１
が０．００５ｅｙｔ％（以下単に％で示す）未満だとそ
の効果が少な（なり、またＣ量が０．０２０％を超えて
も固溶Ｃは増えないことおよび最終焼鈍時に脱炭不良と
なり、非時効化に対して不利となるからＣはｏ、ｏｏｓ
〜０．０２０％とした。
ＳｔもしくはＳｔ＋八ｌへ１．５％を趙えると本発明に
よる熱間圧延条件では微細な結晶粒の熱延鋼帯が得られ
ず、つぎの熱延鋼帯焼鈍で結晶粒が粗大化しないので、
ＳｉもしくはＳｉ＋Ａβが１．５％以下に限定した。
よる熱間圧延条件では微細な結晶粒の熱延鋼帯が得られ
ず、つぎの熱延鋼帯焼鈍で結晶粒が粗大化しないので、
ＳｉもしくはＳｉ＋Ａβが１．５％以下に限定した。
Ｍｎは脱酸剤として、またはＳによる熱間脆性を制御す
るために添加されるが、１．０％を超えるとコストの上
昇を招くのでＭｎは１．０％以下とする。
るために添加されるが、１．０％を超えるとコストの上
昇を招くのでＭｎは１．０％以下とする。
Ｐは電磁鋼板の硬度を高め、打抜性を向上させるために
添加されることがあるが、０．２０％より多いと仮が脆
くなるので０．２０％以下にする必要がある。
添加されることがあるが、０．２０％より多いと仮が脆
くなるので０．２０％以下にする必要がある。
ｓｂおよびＳｎは集合組織改善により磁束密度を向上さ
せるが、ｓｂおよびＳｎの１種または２種の合計が０．
１０％を超えるとかえって磁気特性を劣化させるので、
いずれか単独または併用する場合でも含有量は０．１０
％以下に限定した。
せるが、ｓｂおよびＳｎの１種または２種の合計が０．
１０％を超えるとかえって磁気特性を劣化させるので、
いずれか単独または併用する場合でも含有量は０．１０
％以下に限定した。
本発明における熱間圧延条件は熱間圧延終了温度６００
℃〜７００℃１捲取温度を５００℃以上に限定したが、
熱間圧延終了温度ＴＯＯ℃を超えると、たとえ捲取温度
を５００℃以上にしても、微細な結晶粒が得られず、つ
ぎの熱延鋼帯焼鈍による結晶粒の粗大化が図れない、ま
た熱間圧延終了温度を６００℃未満にすると、圧延機の
負荷が大きくなり圧延が困難になるばかりでなく、必然
的に捲取温度も低くなり捲取後の自己焼鈍による再結晶
が起こらず微細な再結晶粒を得ることができない、また
、 熱間圧延終了温度を６００℃未満とし、その結果、捲取
温度も低くなり自己焼鈍による再結晶が起こらなくても
該熱延鋼帯に別途焼鈍を施して微細な再結晶粒組織にし
た後、Ａ３変態点温度以下の温度で熱延鋼帯焼鈍を実施
すれば、結晶粒の粗大化は可能であるが、この方法は生
産価格面で不利となる。したがって、熱間圧延終了温度
は６００℃〜７００℃の温度範囲に限定した。また熱間
圧延後の捲取温度は５００℃未満になると熱エネルギー
不足により再結晶は起こらないことがら捲取温度の下限
は５００℃とした。
℃〜７００℃１捲取温度を５００℃以上に限定したが、
熱間圧延終了温度ＴＯＯ℃を超えると、たとえ捲取温度
を５００℃以上にしても、微細な結晶粒が得られず、つ
ぎの熱延鋼帯焼鈍による結晶粒の粗大化が図れない、ま
た熱間圧延終了温度を６００℃未満にすると、圧延機の
負荷が大きくなり圧延が困難になるばかりでなく、必然
的に捲取温度も低くなり捲取後の自己焼鈍による再結晶
が起こらず微細な再結晶粒を得ることができない、また
、 熱間圧延終了温度を６００℃未満とし、その結果、捲取
温度も低くなり自己焼鈍による再結晶が起こらなくても
該熱延鋼帯に別途焼鈍を施して微細な再結晶粒組織にし
た後、Ａ３変態点温度以下の温度で熱延鋼帯焼鈍を実施
すれば、結晶粒の粗大化は可能であるが、この方法は生
産価格面で不利となる。したがって、熱間圧延終了温度
は６００℃〜７００℃の温度範囲に限定した。また熱間
圧延後の捲取温度は５００℃未満になると熱エネルギー
不足により再結晶は起こらないことがら捲取温度の下限
は５００℃とした。
熱延綱帯焼鈍の下限温度は特に限定しなかったが、比較
的短時間なのでＡ、変態点直下付近の温度が好適である
。保持時間は３０秒未満では結晶粒成長が不足であり、
１５分超では結晶粒成長は十分であるが経済的に不利な
ので３０秒〜１５分の間に限定した。なお、熱間圧延終
了温度と捲取温度の制御により、熱延鋼帯の結晶粒を微
細化した後つぎの熱延鋼帯焼鈍により結晶粒が粗大化す
るのは微細粒中のやや大きい結晶粒が核となり、他の微
細なマトリックス粒を喰って２次再結晶的な異常粒成長
が起こることによるものと推定される。
的短時間なのでＡ、変態点直下付近の温度が好適である
。保持時間は３０秒未満では結晶粒成長が不足であり、
１５分超では結晶粒成長は十分であるが経済的に不利な
ので３０秒〜１５分の間に限定した。なお、熱間圧延終
了温度と捲取温度の制御により、熱延鋼帯の結晶粒を微
細化した後つぎの熱延鋼帯焼鈍により結晶粒が粗大化す
るのは微細粒中のやや大きい結晶粒が核となり、他の微
細なマトリックス粒を喰って２次再結晶的な異常粒成長
が起こることによるものと推定される。
次に熱延鋼帯焼鈍での冷却過程でＡｒｓ変態点温度から
Ａｒ、変態点温度までの冷却速度を２〜１０℃／秒に限
定する理由は、冷却速度は遅いほど固溶ＣＷｋが増すの
で、２℃／秒より遅くても構わないが２℃／秒より遅い
と生産性が悪くなる。また１０’Ｃ／秒を超えると固溶
ｃｌが少なくなり、集合組織改善による磁性向上がなく
なるからである。またＡｒ、変態点温度以上でそれより
５０℃の範２〜１０℃／秒の速度で冷却する理由は、固
溶Ｃを増すためであるがＡｒ、変態点未満だと固溶Ｃｆ
ｉが減り、また同じ＜Ａｒ＋変態点温度＋５０″Ｃを超
えても固ｔ８Ｃ量が減り、固ｆ？Ｉｃの効果が少なくな
るためである。またその保持時間を５秒未満にすると固
溶Ｃｌが不足し、３０秒を超えると生産性が悪くなった
り、設備が長大となり不経済になるためである。つぎに
Ａｒ＋変態点温度から１００℃までをｌＯ℃／秒以上の
速度で冷却する理由は、１０℃／秒未満だとＣの過飽和
度が下がり、固溶Ｃの効果が少なくなるためである、な
お、熱延鋼帯焼鈍における冷却過程でＡｒ、変態点温度
からの栄、冷の下限温度を１００℃としたのは、１００
℃未満の温度域まで急冷しても固溶Ｃの利用による磁束
密度の向上が認められなかったため急冷の下限温度を１
００℃とした。
Ａｒ、変態点温度までの冷却速度を２〜１０℃／秒に限
定する理由は、冷却速度は遅いほど固溶ＣＷｋが増すの
で、２℃／秒より遅くても構わないが２℃／秒より遅い
と生産性が悪くなる。また１０’Ｃ／秒を超えると固溶
ｃｌが少なくなり、集合組織改善による磁性向上がなく
なるからである。またＡｒ、変態点温度以上でそれより
５０℃の範２〜１０℃／秒の速度で冷却する理由は、固
溶Ｃを増すためであるがＡｒ、変態点未満だと固溶Ｃｆ
ｉが減り、また同じ＜Ａｒ＋変態点温度＋５０″Ｃを超
えても固ｔ８Ｃ量が減り、固ｆ？Ｉｃの効果が少なくな
るためである。またその保持時間を５秒未満にすると固
溶Ｃｌが不足し、３０秒を超えると生産性が悪くなった
り、設備が長大となり不経済になるためである。つぎに
Ａｒ＋変態点温度から１００℃までをｌＯ℃／秒以上の
速度で冷却する理由は、１０℃／秒未満だとＣの過飽和
度が下がり、固溶Ｃの効果が少なくなるためである、な
お、熱延鋼帯焼鈍における冷却過程でＡｒ、変態点温度
からの栄、冷の下限温度を１００℃としたのは、１００
℃未満の温度域まで急冷しても固溶Ｃの利用による磁束
密度の向上が認められなかったため急冷の下限温度を１
００℃とした。
〈実施例〉
実施例１
転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
Ａ−Ｈまでのスラブを造った。それらの化学成分はＣＦ
０．０１７％、 Ｓｉ ： ０．１７％、 Ｍｎ ：
０．２６％、Ｐ：０．０８％、＾ｌ ： ０．０００
７％、 Ｓｂ ！ ０．０２５％。
Ａ−Ｈまでのスラブを造った。それらの化学成分はＣＦ
０．０１７％、 Ｓｉ ： ０．１７％、 Ｍｎ ：
０．２６％、Ｐ：０．０８％、＾ｌ ： ０．０００
７％、 Ｓｂ ！ ０．０２５％。
Ｓｎ ： ０．０２％を含み残部実質的にＦｅであった
。この素材のＡ、変態点温度は９５６℃で、Ａ ｒ ３
変態点温度は８７７℃、Ａ ｒ １変態点温度は８０２
℃であった。
。この素材のＡ、変態点温度は９５６℃で、Ａ ｒ ３
変態点温度は８７７℃、Ａ ｒ １変態点温度は８０２
℃であった。
上記各スラブを１２５０℃に加熱し、第１表に示した如
く熱間圧延終了温度と捲取温度を変えて２．３園厚さの
熱延鋼帯とし、つぎに同じく第１表に併記した熱延鋼帯
焼鈍条件を変更して処理した。しかるのち、１回の冷間
圧延でＯ，ＳＯ閤厚さに仕上げ、引続いて、７９０℃８
０秒の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製品にした。これらの
製品および７５０℃２１１ｒの歪取焼鈍後の磁性をエプ
スタイン試片で測定した結果を第１表に併記した。これ
らから本発明の適合例のように、熱間圧延終了温度、捲
取温度および熱延鋼帯焼鈍における冷却過程を制御Ｉす
ることにより、冷間圧延前の粗粒化と固溶Ｃの有効活用
が図れ、とくに磁束密度Ｂ、。が向上することが明らか
である。
く熱間圧延終了温度と捲取温度を変えて２．３園厚さの
熱延鋼帯とし、つぎに同じく第１表に併記した熱延鋼帯
焼鈍条件を変更して処理した。しかるのち、１回の冷間
圧延でＯ，ＳＯ閤厚さに仕上げ、引続いて、７９０℃８
０秒の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製品にした。これらの
製品および７５０℃２１１ｒの歪取焼鈍後の磁性をエプ
スタイン試片で測定した結果を第１表に併記した。これ
らから本発明の適合例のように、熱間圧延終了温度、捲
取温度および熱延鋼帯焼鈍における冷却過程を制御Ｉす
ることにより、冷間圧延前の粗粒化と固溶Ｃの有効活用
が図れ、とくに磁束密度Ｂ、。が向上することが明らか
である。
実施例２
実施例１と同じ方法でＣｊ ０．０１３％、 Ｓｔ ：
１．１％。
１．１％。
Ｍｎ ： ０．５０％、ｐ：ｏ、ｏ’ｙ％、八１ ：
０．０００８％、５ｂｊ０．０３％を含み残部実質的
Ｆｅよりなるスラブ１〜Ｍを造った。これらのＡ、変態
点温度は９８０℃で、またＡｒ、変態点温度は９０４’
Ｃ５Ａｒ＋変態点温度は８４３℃であった。これらのス
ラブを第２表に示した熱延条件で２．０＋ｕ厚さの熱延
鋼帯とし、その後熱延鋼帯焼鈍を同じく第２表に示した
条件で施し、しかるのら、１回の冷間圧延で０．５０ｍ
厚さに仕上げ、引続いて湿潤雰囲気で８８０″Ｃ９０秒
の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製品にした。これらの製品
の磁気特性を第２表に併記した。これらから本発明の適
合例は比較例に比し磁束密度が優れていることが明らか
である。
０．０００８％、５ｂｊ０．０３％を含み残部実質的
Ｆｅよりなるスラブ１〜Ｍを造った。これらのＡ、変態
点温度は９８０℃で、またＡｒ、変態点温度は９０４’
Ｃ５Ａｒ＋変態点温度は８４３℃であった。これらのス
ラブを第２表に示した熱延条件で２．０＋ｕ厚さの熱延
鋼帯とし、その後熱延鋼帯焼鈍を同じく第２表に示した
条件で施し、しかるのら、１回の冷間圧延で０．５０ｍ
厚さに仕上げ、引続いて湿潤雰囲気で８８０″Ｃ９０秒
の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製品にした。これらの製品
の磁気特性を第２表に併記した。これらから本発明の適
合例は比較例に比し磁束密度が優れていることが明らか
である。
実施例３
実施例１と同様にＣ： ０．０２０％、 Ｓｔ ： ０
．２５％。
．２５％。
Ｍｎ ： ０．２５％、ｐ：ｏ、ｏａ％、 Ａ１
： ０．０００７％、Ｓｎ：０．０１％を含み残部
実質的にＦｅよりなるスラブＮ〜Ｒを造った。これらの
Ａ、変態点温度は９６０℃で、またＡｒ、変態点温度は
８８０℃，Ａｒ＋変態点温度は７９６℃であった。これ
らのスラブを第３表に示す熱間圧延条件で２．３ｇａ厚
さの熱延鋼帯とした。つづいて同じく第３表に示すよう
な熱延鋼帯焼鈍を施し、引続き１回目の冷間圧延により
０．５４３ｍ厚さに圧延したのち、湿潤雰囲気で７５０
℃８０秒の焼鈍を施し、その後２回目の冷間圧延により
０．５０ｍ厚さに仕上げてセミプロセス製品とした。こ
れらの製品の７５０℃２１ｒの歪取焼鈍後の磁気特性を
第３表に示した。これらから、本発明の適合例は比較例
より優れた磁束密度Ｂｓｏが得られることが明白である
。
： ０．０００７％、Ｓｎ：０．０１％を含み残部
実質的にＦｅよりなるスラブＮ〜Ｒを造った。これらの
Ａ、変態点温度は９６０℃で、またＡｒ、変態点温度は
８８０℃，Ａｒ＋変態点温度は７９６℃であった。これ
らのスラブを第３表に示す熱間圧延条件で２．３ｇａ厚
さの熱延鋼帯とした。つづいて同じく第３表に示すよう
な熱延鋼帯焼鈍を施し、引続き１回目の冷間圧延により
０．５４３ｍ厚さに圧延したのち、湿潤雰囲気で７５０
℃８０秒の焼鈍を施し、その後２回目の冷間圧延により
０．５０ｍ厚さに仕上げてセミプロセス製品とした。こ
れらの製品の７５０℃２１ｒの歪取焼鈍後の磁気特性を
第３表に示した。これらから、本発明の適合例は比較例
より優れた磁束密度Ｂｓｏが得られることが明白である
。
〈発明の効果〉
以上の如く、熱間圧延での圧延終了温度を６００℃〜７
００℃１その捲取温度を５００℃以上にし、この熱延鋼
帯焼鈍をＡ、変態点温度以下で３０秒〜１５分保持し、
ついでＡｒ、変態点温度からＡｒｌ変態点温度までを２
〜１０℃／秒の速度で冷却するか、もしくはＡｒ１変態
点温度以上でそれより５０℃の範２〜１０℃／秒の速度
で冷却するか、もしくはＡｒｌ変態点温度から１００″
ＣまでをｌＯ℃／秒以上の冷却速度で冷却することによ
り、冷間圧延前の結晶粒の粗大化と固溶Ｃの有効利用に
よる集合組織の改善により優れた磁束密度を得ることが
できる。
００℃１その捲取温度を５００℃以上にし、この熱延鋼
帯焼鈍をＡ、変態点温度以下で３０秒〜１５分保持し、
ついでＡｒ、変態点温度からＡｒｌ変態点温度までを２
〜１０℃／秒の速度で冷却するか、もしくはＡｒ１変態
点温度以上でそれより５０℃の範２〜１０℃／秒の速度
で冷却するか、もしくはＡｒｌ変態点温度から１００″
ＣまでをｌＯ℃／秒以上の冷却速度で冷却することによ
り、冷間圧延前の結晶粒の粗大化と固溶Ｃの有効利用に
よる集合組織の改善により優れた磁束密度を得ることが
できる。
第１図は熱延鋼帯焼鈍の冷却過程における冷却速度の磁
束密度に及ぼず影響を示すグラフである。
束密度に及ぼず影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 低炭素鋼スラブを熱間圧延し、ついで、この熱延鋼帯に
焼鈍を施し、１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延
により製品厚としたのち焼鈍を施す無方向性電磁鋼帯の
製造方法において、該スラブの組成を重量％で、Ｃ：０
．００５〜０．０２０％、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ：１
．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．２０％以下
、ＳｂおよびＳｎの何れか１種または２種の合計が０．
１０％以下を含み、残部実質的にＦｅよりなるものとし
、該熱間圧延工程における圧延終了温度を６００〜７０
０℃、捲取温度を５００℃以上とし、ついで、該熱延鋼
帯をＡ＿３変態点温度以下で３０秒〜１５分保持し、つ
いでＡｒ＿３変態点温度からＡｒ＿１変態点温度までを
２〜１０℃／秒の速度で冷却するか、もしくはＡｒ＿１
変態点温度以上でそれより５０℃の範囲内に５〜３０秒
保持するかして、ついでＡｒ＿１変態点温度から１００
℃までを１０℃／秒以上の速度で冷却することを特徴と
する磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1235545A JP2717009B2 (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1235545A JP2717009B2 (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03100122A true JPH03100122A (ja) | 1991-04-25 |
| JP2717009B2 JP2717009B2 (ja) | 1998-02-18 |
Family
ID=16987569
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1235545A Expired - Fee Related JP2717009B2 (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2717009B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6436199B1 (en) * | 1999-09-03 | 2002-08-20 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and manufacturing method therefor |
| WO2025200246A1 (zh) * | 2024-03-28 | 2025-10-02 | 中冶南方工程技术有限公司 | 一种无取向硅钢及其高变温速率退火工艺和制备方法 |
-
1989
- 1989-09-13 JP JP1235545A patent/JP2717009B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6436199B1 (en) * | 1999-09-03 | 2002-08-20 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and manufacturing method therefor |
| US6531001B2 (en) | 1999-09-03 | 2003-03-11 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and manufacturing method therefor |
| WO2025200246A1 (zh) * | 2024-03-28 | 2025-10-02 | 中冶南方工程技术有限公司 | 一种无取向硅钢及其高变温速率退火工艺和制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2717009B2 (ja) | 1998-02-18 |
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