JPH0676621B2 - 磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0676621B2 JPH0676621B2 JP1124440A JP12444089A JPH0676621B2 JP H0676621 B2 JPH0676621 B2 JP H0676621B2 JP 1124440 A JP1124440 A JP 1124440A JP 12444089 A JP12444089 A JP 12444089A JP H0676621 B2 JPH0676621 B2 JP H0676621B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、主として小型静止器に使用されるセミプロセ
ス無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
ス無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
音響機器用や安定器などの小型静止器には、主として無
方向性電磁鋼板が使用される。そして、小型静止器の一
例のEIコアでは、第１図に示すように、板取りは圧延方
向（以下Ｌ方向と記す）の割合が磁路の75％となるた
め、Ｌ方向の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が求め
られる。
方向性電磁鋼板が使用される。そして、小型静止器の一
例のEIコアでは、第１図に示すように、板取りは圧延方
向（以下Ｌ方向と記す）の割合が磁路の75％となるた
め、Ｌ方向の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が求め
られる。
Ｌ方向の磁気特性の優れた鋼板の製造方法としては、下
記のものが提案されている。
記のものが提案されている。
特公昭56−43294号公報では、〔Si〕0.1〜1.0％、〔T.A
l〕0.007％以下を含み、熱延板を中間焼鈍を挟む２回冷
延を行う製造方法の２回目の冷延の冷延率を２〜15％と
し、圧延後の鋼板の粗度が15μ−in. R.M.S.以下となる
ような圧延ロールで行うことを特徴とする方法。
l〕0.007％以下を含み、熱延板を中間焼鈍を挟む２回冷
延を行う製造方法の２回目の冷延の冷延率を２〜15％と
し、圧延後の鋼板の粗度が15μ−in. R.M.S.以下となる
ような圧延ロールで行うことを特徴とする方法。
特開昭61−119618号公報では、〔Si〕1.0％以下、〔A
l〕0.4％以下その他を含有するスラブを熱延後、熱延板
焼鈍なしに中間焼鈍を挟む２回冷延を行う製造方法にお
いて、中間焼鈍を675℃〜750℃で15秒〜２分の連続焼鈍
で行い、２回目の冷延を圧下率３〜７％で行うことを特
徴とする方法。
l〕0.4％以下その他を含有するスラブを熱延後、熱延板
焼鈍なしに中間焼鈍を挟む２回冷延を行う製造方法にお
いて、中間焼鈍を675℃〜750℃で15秒〜２分の連続焼鈍
で行い、２回目の冷延を圧下率３〜７％で行うことを特
徴とする方法。
一方、小型静止器の鉄心は、鋼板を所定の形状に打抜
き、積層した後、クランプされるが、この方法の一つと
して溶接がある。例えばEIコアでは、Ｅ型とＩ型に打抜
いた後、各々積層し、750℃×２時間程度の焼鈍を施
す。次に、銅線を巻いたボビンをＥ型の積層に挿入した
後Ｉ型をＥ型に溶接し鉄心とする。Ｅ型とＩ型との溶接
は、通常TIG溶接で行うが、この時、強度はさほど必要
とはしないが、ビードの形成のしやすが問題となる。即
ち、トーチの位置精度が悪くてもＥ型,I型が溶接される
ようにビードが広くなる鋼板が好ましい。ところで、溶
接条件たとえば溶接電流を上げ、溶接速度を落とし、ビ
ード幅を広げることも可能であるが、電極の消耗の増
加，生産性の低下，入熱の増大，熱歪み等により静止器
の特性が劣化するなどの問題が生じ、上記従来技術では
磁性焼鈍後の溶接性は満足できるものではなかった。
き、積層した後、クランプされるが、この方法の一つと
して溶接がある。例えばEIコアでは、Ｅ型とＩ型に打抜
いた後、各々積層し、750℃×２時間程度の焼鈍を施
す。次に、銅線を巻いたボビンをＥ型の積層に挿入した
後Ｉ型をＥ型に溶接し鉄心とする。Ｅ型とＩ型との溶接
は、通常TIG溶接で行うが、この時、強度はさほど必要
とはしないが、ビードの形成のしやすが問題となる。即
ち、トーチの位置精度が悪くてもＥ型,I型が溶接される
ようにビードが広くなる鋼板が好ましい。ところで、溶
接条件たとえば溶接電流を上げ、溶接速度を落とし、ビ
ード幅を広げることも可能であるが、電極の消耗の増
加，生産性の低下，入熱の増大，熱歪み等により静止器
の特性が劣化するなどの問題が生じ、上記従来技術では
磁性焼鈍後の溶接性は満足できるものではなかった。
従来、有機物含有被膜を有する無方向性電磁鋼板の積層
鉄心の溶接性改善については、特公昭49−6744号公報、
特公昭49−19078号公報において提案されているが、こ
れらはいずれも磁性焼鈍前のことであり、皮膜中の有機
物が除去された磁性焼鈍後の溶接性、即ちビード幅増大
に対する改善は従来提案されていない。
鉄心の溶接性改善については、特公昭49−6744号公報、
特公昭49−19078号公報において提案されているが、こ
れらはいずれも磁性焼鈍前のことであり、皮膜中の有機
物が除去された磁性焼鈍後の溶接性、即ちビード幅増大
に対する改善は従来提案されていない。
本発明は、磁気特性と溶接性の両者を満足することがで
きなかった前記従来技術の欠点を解決しうる、Ｌ方向の
磁気特性に優れ、溶接性の優れた小型静止器用セミプロ
セス無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。
きなかった前記従来技術の欠点を解決しうる、Ｌ方向の
磁気特性に優れ、溶接性の優れた小型静止器用セミプロ
セス無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。
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）〔Ｃ〕0.015％以下、〔Si〕0.1〜1.5％、〔Mn〕
0.1〜1.5％、〔Ｐ〕0.15％以下、〔Ｓ〕0.008％以下、
〔sol.Al〕0.01〜1.0％、〔T.N〕0.0050％以下、〔T.
O〕0.02％以下を含み、〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.02、 〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100≧
40％を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなるスラ
ブを熱間圧延後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施す
際に、中間焼鈍後の平均結晶粒径を10〜15μｍとし、２
回目の冷間圧延を圧下率３〜10％、２回目の冷間圧延後
の鋼板の表面粗度を15μ−in. R.M.S.以下とすることを
特徴とする磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方
向性電磁鋼板の製造方法。
0.1〜1.5％、〔Ｐ〕0.15％以下、〔Ｓ〕0.008％以下、
〔sol.Al〕0.01〜1.0％、〔T.N〕0.0050％以下、〔T.
O〕0.02％以下を含み、〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.02、 〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100≧
40％を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなるスラ
ブを熱間圧延後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施す
際に、中間焼鈍後の平均結晶粒径を10〜15μｍとし、２
回目の冷間圧延を圧下率３〜10％、２回目の冷間圧延後
の鋼板の表面粗度を15μ−in. R.M.S.以下とすることを
特徴とする磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方
向性電磁鋼板の製造方法。
（２）熱延板を700〜1000℃で熱延板焼鈍することを特
徴とする前項１記載の磁気特性と溶接性の優れたセミプ
ロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
徴とする前項１記載の磁気特性と溶接性の優れたセミプ
ロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明者は、Ｌ方向の磁気特性に優れ、かつ、溶接性の
優れた小型静止器用のセミプロセス無方向性電磁鋼板の
製造方法を開発すべく鋭意取り組んだ。以下に新たに得
られた知見を述べる。
優れた小型静止器用のセミプロセス無方向性電磁鋼板の
製造方法を開発すべく鋭意取り組んだ。以下に新たに得
られた知見を述べる。
先ず、溶接性について、本発明者は、磁性焼鈍後のTIG
溶接時のビード幅を広くすべく研究を重ねた。この結
果、〔sol.Al〕／〔Si〕，〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔M
nO〕＋〔Al2O3〕）×100,〔sol.Al〕を特定の範囲に限
定することにより、ビード幅を広くできることを新たに
発見した。第２図は、本発明者が行った実験結果であ
る。〔Ｃ〕0.003％、〔Si〕0.9〜1.1％、〔Mn〕0.2％、
〔Ｐ〕0.07％、〔Ｓ〕0.0022〜0.0039％、〔T.N〕0.001
9〜0.0035％、〔T.O〕0.007〜0.012％、〔sol.Al〕0.00
1〜1.3％含有する溶鋼を脱酸方法を変更して溶製し、酸
化物系介在物の組成と〔sol.Al〕／〔Si〕の比率を変更
し、スラブとした。続いて熱延し、板厚0.50mmに冷延
し、連続焼鈍し、絶縁被膜を塗布し、750℃×２時間の
焼鈍を行った。そしてTIG溶接は、溶接電流100A,溶接速
度65cm/min,アーク長2mm,アルゴン流量5l/min,締め付け
圧力25kgf/cm2，電極：トリウム２％入りタングステン
1.6mmφの溶接条件で行った。このときの〔Al2O3〕／
（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100と〔sol.Al〕
／〔Si〕とビード幅の関係を第２図に示す。これより、
〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100≧
40％かつ〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.02の場合にビード幅が
安定して3mm以上に広くなることが判明した。
溶接時のビード幅を広くすべく研究を重ねた。この結
果、〔sol.Al〕／〔Si〕，〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔M
nO〕＋〔Al2O3〕）×100,〔sol.Al〕を特定の範囲に限
定することにより、ビード幅を広くできることを新たに
発見した。第２図は、本発明者が行った実験結果であ
る。〔Ｃ〕0.003％、〔Si〕0.9〜1.1％、〔Mn〕0.2％、
〔Ｐ〕0.07％、〔Ｓ〕0.0022〜0.0039％、〔T.N〕0.001
9〜0.0035％、〔T.O〕0.007〜0.012％、〔sol.Al〕0.00
1〜1.3％含有する溶鋼を脱酸方法を変更して溶製し、酸
化物系介在物の組成と〔sol.Al〕／〔Si〕の比率を変更
し、スラブとした。続いて熱延し、板厚0.50mmに冷延
し、連続焼鈍し、絶縁被膜を塗布し、750℃×２時間の
焼鈍を行った。そしてTIG溶接は、溶接電流100A,溶接速
度65cm/min,アーク長2mm,アルゴン流量5l/min,締め付け
圧力25kgf/cm2，電極：トリウム２％入りタングステン
1.6mmφの溶接条件で行った。このときの〔Al2O3〕／
（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100と〔sol.Al〕
／〔Si〕とビード幅の関係を第２図に示す。これより、
〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100≧
40％かつ〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.02の場合にビード幅が
安定して3mm以上に広くなることが判明した。
第３図の実験は、〔Ｃ〕0.002％、〔Si〕0.10〜0.32
％、〔Mn〕0.2％、〔Ｐ〕0.07％、〔Ｓ〕0.0033〜0.004
7％、〔Ｎ〕0.0025〜0.0032％、〔T.O〕0.011〜0.014
％、〔sol.Al〕0.001〜0.05％を含有する溶鋼を溶製し
た。酸化物系介在物の組成は、〔Al2O3〕／（〔SiO2〕
＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100を47〜59％とし、〔sol.A
l〕／〔Si〕の値を変えスラブとした。これを熱延し、
板厚0.50mmに冷延し、連続焼鈍し、絶縁皮膜を塗布し、
製品とした。その後の試料調整、磁性焼鈍、溶接条件は
第２図の実験と同一である。これより、 〔sol.Al〕の絶対量としては0.01％以上必要なことが明
らかとなった。
％、〔Mn〕0.2％、〔Ｐ〕0.07％、〔Ｓ〕0.0033〜0.004
7％、〔Ｎ〕0.0025〜0.0032％、〔T.O〕0.011〜0.014
％、〔sol.Al〕0.001〜0.05％を含有する溶鋼を溶製し
た。酸化物系介在物の組成は、〔Al2O3〕／（〔SiO2〕
＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100を47〜59％とし、〔sol.A
l〕／〔Si〕の値を変えスラブとした。これを熱延し、
板厚0.50mmに冷延し、連続焼鈍し、絶縁皮膜を塗布し、
製品とした。その後の試料調整、磁性焼鈍、溶接条件は
第２図の実験と同一である。これより、 〔sol.Al〕の絶対量としては0.01％以上必要なことが明
らかとなった。
以上のように、鋼中の成分と酸化物系介在物の組成が磁
性焼鈍後のビード幅を左右することを新たに見出した
（この知見に基づく発明は特願昭63−333830号として特
許出願済）。
性焼鈍後のビード幅を左右することを新たに見出した
（この知見に基づく発明は特願昭63−333830号として特
許出願済）。
上記実験は、一回冷延法による実験であるが、本発明者
は、中間焼鈍を挟む２回冷延法の実験や、これに加え熱
延板焼鈍を実施した場合の実験も行ったが、工程の差は
磁性焼鈍後のビード幅に影響を及ぼさないことを確認し
た。
は、中間焼鈍を挟む２回冷延法の実験や、これに加え熱
延板焼鈍を実施した場合の実験も行ったが、工程の差は
磁性焼鈍後のビード幅に影響を及ぼさないことを確認し
た。
ところで、前記特公昭56−43294号公報では、〔Si〕0.1
〜1.0％，〔T.Al〕0.007％以下を含む熱延板を中間焼鈍
を挟み２回冷延を行うにあたり、２回目の冷延の冷延率
を２〜15％とし、圧延後の鋼板の粗度が15μ〜in. R.M.
S.以下となるような圧延ロールを用いて行うことを特徴
とするＬ方向の磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造
方法が提案されている。しかし、この方法では〔T.Al〕
が0.007％以下に限定されており、明細書中では、アル
ミニウムが、様々の析出物，介在物の形態で存在し、そ
れらが焼鈍による結晶粒成長の際に透磁率を下げる様な
好ましくない結晶方位を発達せしめたものと想像し、
〔T.Al〕を0.007％を越えて含有する場合には、Ｌ方向
の磁束密度を高くできないと述べている。一方、前述の
ようにビード幅を広くするためには、〔sol.Al〕を0.01
％以上含有し、かつ、酸化物系介在物をAl2O3の比率の
多い組成にすることが必須である。そこで、本発明者
は、〔sol.Al〕を0.01％以上含有し、酸化物系介在物を
Al2O3の比率の多い組成にし磁性焼鈍後のビード幅が広
く、かつ、Ｌ方向の磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の
製造方法の発明に鋭意取り組んだ。
〜1.0％，〔T.Al〕0.007％以下を含む熱延板を中間焼鈍
を挟み２回冷延を行うにあたり、２回目の冷延の冷延率
を２〜15％とし、圧延後の鋼板の粗度が15μ〜in. R.M.
S.以下となるような圧延ロールを用いて行うことを特徴
とするＬ方向の磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造
方法が提案されている。しかし、この方法では〔T.Al〕
が0.007％以下に限定されており、明細書中では、アル
ミニウムが、様々の析出物，介在物の形態で存在し、そ
れらが焼鈍による結晶粒成長の際に透磁率を下げる様な
好ましくない結晶方位を発達せしめたものと想像し、
〔T.Al〕を0.007％を越えて含有する場合には、Ｌ方向
の磁束密度を高くできないと述べている。一方、前述の
ようにビード幅を広くするためには、〔sol.Al〕を0.01
％以上含有し、かつ、酸化物系介在物をAl2O3の比率の
多い組成にすることが必須である。そこで、本発明者
は、〔sol.Al〕を0.01％以上含有し、酸化物系介在物を
Al2O3の比率の多い組成にし磁性焼鈍後のビード幅が広
く、かつ、Ｌ方向の磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の
製造方法の発明に鋭意取り組んだ。
第４図の実験は、〔Ｃ〕0.003％、〔Si〕0.34％、〔M
n〕0.2％、〔Ｐ〕0.07％、〔Ｓ〕0.0032％、〔T.N〕0.0
021％、〔T.O〕0.007％、〔sol.Al〕0.26％を含有し、
〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100が
51％であるスラブを熱延し、中間焼鈍を挟む２回冷延法
の工程において、0.51〜0.57mmの中間厚みとし、種々の
中間焼鈍温度で焼鈍し、次いで、０〜15％の冷延率で２
回目の冷延を行い、鋼板の粗度は、13〜14μ−in. R.M.
S.とし、最終製品板厚を0.50mmとした。そして、750℃
×２時間の磁性焼鈍を行い、磁気特性を評価した。この
時の中間焼鈍後の平均結晶粒径、２回目の冷延率とＬ方
向の磁束密度の関係を第４図に示す。第４図の実験例よ
り、中間結晶粒径が10〜15μｍ、２回目の冷延率３〜10
％の場合にＬ方向の磁束密度が高くなることが分かる。
即ち、中間結晶粒径と２回目の冷延率を狭い範囲に限定
することにより、〔sol.Al〕を0.01％以上含有してもＬ
方向の磁束密度を高くすることに成功し、例えば、Si＋
Alが0.60％の鋼板でＬ方向の磁束密度B50で1.82T以上を
得ることができたのである。
n〕0.2％、〔Ｐ〕0.07％、〔Ｓ〕0.0032％、〔T.N〕0.0
021％、〔T.O〕0.007％、〔sol.Al〕0.26％を含有し、
〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100が
51％であるスラブを熱延し、中間焼鈍を挟む２回冷延法
の工程において、0.51〜0.57mmの中間厚みとし、種々の
中間焼鈍温度で焼鈍し、次いで、０〜15％の冷延率で２
回目の冷延を行い、鋼板の粗度は、13〜14μ−in. R.M.
S.とし、最終製品板厚を0.50mmとした。そして、750℃
×２時間の磁性焼鈍を行い、磁気特性を評価した。この
時の中間焼鈍後の平均結晶粒径、２回目の冷延率とＬ方
向の磁束密度の関係を第４図に示す。第４図の実験例よ
り、中間結晶粒径が10〜15μｍ、２回目の冷延率３〜10
％の場合にＬ方向の磁束密度が高くなることが分かる。
即ち、中間結晶粒径と２回目の冷延率を狭い範囲に限定
することにより、〔sol.Al〕を0.01％以上含有してもＬ
方向の磁束密度を高くすることに成功し、例えば、Si＋
Alが0.60％の鋼板でＬ方向の磁束密度B50で1.82T以上を
得ることができたのである。
なお、中間焼鈍の温度、時間と平均結晶粒径の関係は、
一つの素材については厳密に存在するが、成分素材など
が変わった時にこの関係は、ずれてくる。例えば、Siの
含有量により再結晶開始温度や粒成長速度が変わる。こ
の関係について実験した例を第５図に示す。〔Si〕0.1
％,1.0％,1.8％の３種類で、鉄以外のその他の元素は0.
005％以下の成分素材の熱延板を82％の圧下率で冷間圧
延し、中間焼鈍の均熱時間は30秒に固定し、均熱温度を
変え、平均結晶粒径との関係を調査した。これより、Si
含有量により同じ均熱時間でも、得られる平均結晶粒径
が異なることが分かる。このため、本発明では、治金的
に意味のある平均結晶粒径で中間焼鈍の条件を規定す
る。
一つの素材については厳密に存在するが、成分素材など
が変わった時にこの関係は、ずれてくる。例えば、Siの
含有量により再結晶開始温度や粒成長速度が変わる。こ
の関係について実験した例を第５図に示す。〔Si〕0.1
％,1.0％,1.8％の３種類で、鉄以外のその他の元素は0.
005％以下の成分素材の熱延板を82％の圧下率で冷間圧
延し、中間焼鈍の均熱時間は30秒に固定し、均熱温度を
変え、平均結晶粒径との関係を調査した。これより、Si
含有量により同じ均熱時間でも、得られる平均結晶粒径
が異なることが分かる。このため、本発明では、治金的
に意味のある平均結晶粒径で中間焼鈍の条件を規定す
る。
第６図の実験は、第４図の実験に使用した熱延板を種々
の温度で熱延板焼鈍した。そして、0.52〜0.56mmの中間
厚みとし中間焼鈍を行い中間焼鈍後の平均結晶粒径を12
μｍとした。そして、３〜10％の圧下率の２回目の冷間
圧延を行い、鋼板の粗度は、13〜14μ−in. R.M.S.と
し、最終製品板厚を0.50mmとした。そして、750℃×２
時間の磁性焼鈍を行い、磁気特性を評価した。第６図の
実験例より700℃以上で熱延板焼鈍すると、磁束密度が
約100G高くなることが分かる。
の温度で熱延板焼鈍した。そして、0.52〜0.56mmの中間
厚みとし中間焼鈍を行い中間焼鈍後の平均結晶粒径を12
μｍとした。そして、３〜10％の圧下率の２回目の冷間
圧延を行い、鋼板の粗度は、13〜14μ−in. R.M.S.と
し、最終製品板厚を0.50mmとした。そして、750℃×２
時間の磁性焼鈍を行い、磁気特性を評価した。第６図の
実験例より700℃以上で熱延板焼鈍すると、磁束密度が
約100G高くなることが分かる。
（従来公知技術との関連） 前記特公昭56−43294号公報では、 〔Si〕0.1〜1.0％，〔T.Al〕0.007％以下を含む熱延板
を中間焼鈍を挟み２回冷延を行う製造方法の２回目の冷
延の冷延率を２〜15％とし、圧延後の鋼板の粗度が15μ
−in. R.M.S.以下となるような圧延ロールで行うことを
特徴とする方法が提案されている。
を中間焼鈍を挟み２回冷延を行う製造方法の２回目の冷
延の冷延率を２〜15％とし、圧延後の鋼板の粗度が15μ
−in. R.M.S.以下となるような圧延ロールで行うことを
特徴とする方法が提案されている。
しかし、この技術では〔T.Al〕の上限が0.007％である
ため、磁性焼鈍後の溶接時のビード幅が狭くなってしま
う。
ため、磁性焼鈍後の溶接時のビード幅が狭くなってしま
う。
これに対し本発明は、〔sol.Al〕を0.01％以上含有し、
〔sol.Al〕／〔Si〕，〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕
＋〔Al2O3〕）×100を狭い範囲に制御することにより優
れた溶接性を発現させ、そして、中間焼鈍後の平均結晶
粒径、２回目の冷間圧延の低下率を狭い範囲に限定し、 〔sol.Al〕を0.01％以上含有しても優れた磁気性を得る
ことに成功したものであり、磁性焼鈍後の磁気特性と溶
接性の両者を満足する技術である。従って、本発明は、
前記特公昭56−43294号公報記載の技術とは全く異なる
技術であると解される。
〔sol.Al〕／〔Si〕，〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕
＋〔Al2O3〕）×100を狭い範囲に制御することにより優
れた溶接性を発現させ、そして、中間焼鈍後の平均結晶
粒径、２回目の冷間圧延の低下率を狭い範囲に限定し、 〔sol.Al〕を0.01％以上含有しても優れた磁気性を得る
ことに成功したものであり、磁性焼鈍後の磁気特性と溶
接性の両者を満足する技術である。従って、本発明は、
前記特公昭56−43294号公報記載の技術とは全く異なる
技術であると解される。
特開昭61−119618号公報では、〔Si〕1.0％以下、〔A
l〕0.4％以下その他を含有するスラブを熱延後、熱延板
焼鈍なしに中間焼鈍を挟む２回冷延を行う製造方法にお
いて、中間焼鈍を675〜750℃で15秒〜２分の連続焼鈍で
行い、２回目の冷延を圧下率３〜７％で行うことを特徴
とする方法が提案されている。しかし、この技術では、
磁性焼鈍後の溶接性についての記載がなく、鋼中の成
分、酸化物系介在物の範囲を限定するという思想がな
く、また、本発明では２回目の冷間圧延後の鋼板の粗度
を15μ−in. R.M.S.以下とすることがＬ方向の磁束密度
を高めるために必須であるが、これについての思想も記
載がなく本発明とは全く異なる技術であると解される。
l〕0.4％以下その他を含有するスラブを熱延後、熱延板
焼鈍なしに中間焼鈍を挟む２回冷延を行う製造方法にお
いて、中間焼鈍を675〜750℃で15秒〜２分の連続焼鈍で
行い、２回目の冷延を圧下率３〜７％で行うことを特徴
とする方法が提案されている。しかし、この技術では、
磁性焼鈍後の溶接性についての記載がなく、鋼中の成
分、酸化物系介在物の範囲を限定するという思想がな
く、また、本発明では２回目の冷間圧延後の鋼板の粗度
を15μ−in. R.M.S.以下とすることがＬ方向の磁束密度
を高めるために必須であるが、これについての思想も記
載がなく本発明とは全く異なる技術であると解される。
〔Ｃ〕:Cは0.015％を越えると磁気特性に有害となるば
かりかＣの析出による磁気時効が著しくなり、磁気特性
が劣化するので0.015％以下、好ましくは、0.010％以下
とする。
かりかＣの析出による磁気時効が著しくなり、磁気特性
が劣化するので0.015％以下、好ましくは、0.010％以下
とする。
〔Si〕:Siは鉄損を減少させる元素である。0.1％未満で
は、鉄損が悪すぎ、1.5％を上限としたのは、これを越
えると磁束密度の低下を招くからである。
は、鉄損が悪すぎ、1.5％を上限としたのは、これを越
えると磁束密度の低下を招くからである。
〔Mn〕:Mnは鋼板の硬度を増加させ、打抜き性を改善す
るために0.1％以上添加する。積層鉄心溶接時のビード
幅はMnを0.3％以上添加すると一段と広くなるため、好
ましくは0.3％以上である（特願昭63−333830号参
照）。上限の1.5％は経済的理由によるものである。
るために0.1％以上添加する。積層鉄心溶接時のビード
幅はMnを0.3％以上添加すると一段と広くなるため、好
ましくは0.3％以上である（特願昭63−333830号参
照）。上限の1.5％は経済的理由によるものである。
〔Ｐ〕:Pも鋼板の硬度を増加させ、打抜き性を改善する
ために添加する。上限の0.15％を越えると脆化が著し
い。
ために添加する。上限の0.15％を越えると脆化が著し
い。
〔Ｓ〕:SはMnSなどの硫化物となり、鉄損を悪化させる
ので0.008％以下とした。Ｓは表面活性元素であるが、
鉄損の面から0.008％以下に限定しているため、ビード
幅には影響しないと考えられる。
ので0.008％以下とした。Ｓは表面活性元素であるが、
鉄損の面から0.008％以下に限定しているため、ビード
幅には影響しないと考えられる。
〔sol.Al〕:sol.Alは、スリット断面，打抜き断面に磁
性焼鈍時の焼鈍雰囲気中の酸素と反応して生成する酸化
皮膜をAl2O3の多い組成とし、磁性焼鈍後の積層鉄芯溶
接時のビード幅を広くするために0.01％以上添加する。
上限を1.0％としたのは、これを越えると磁束密度の低
下を招くためである。
性焼鈍時の焼鈍雰囲気中の酸素と反応して生成する酸化
皮膜をAl2O3の多い組成とし、磁性焼鈍後の積層鉄芯溶
接時のビード幅を広くするために0.01％以上添加する。
上限を1.0％としたのは、これを越えると磁束密度の低
下を招くためである。
〔T.N〕:NはAlNなどの窒化物となり、鉄損を悪化させる
ので、T.N量を0.005％以下とする。
ので、T.N量を0.005％以下とする。
〔T.O〕:Oは酸化物を形成し、鉄損を悪化させるので、
T.O量は0.02％以下とする。
T.O量は0.02％以下とする。
〔sol.Al〕／〔Si〕：スリット断面、打抜き断面に磁性
焼鈍時の焼鈍雰囲気中の酸素と反応して生成する酸化皮
膜をAl2O3が多い組成とし、積層鉄芯溶接時のビード幅
を広くするために〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.02とする。
焼鈍時の焼鈍雰囲気中の酸素と反応して生成する酸化皮
膜をAl2O3が多い組成とし、積層鉄芯溶接時のビード幅
を広くするために〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.02とする。
〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100:
鋼中の酸化物組成をAl2O3が多い組成とし、溶接時の酸
素の放出を抑え、磁性焼鈍後の積層鉄芯溶接時のビード
幅を広くするために、 〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100を
40％以上とする。
鋼中の酸化物組成をAl2O3が多い組成とし、溶接時の酸
素の放出を抑え、磁性焼鈍後の積層鉄芯溶接時のビード
幅を広くするために、 〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100を
40％以上とする。
中間焼鈍後の平均結晶粒径：中間焼鈍後の平均結晶粒径
が10μｍ未満であるかあるいは15μｍを越えるとＬ方向
の磁束密度を高くすることができない。
が10μｍ未満であるかあるいは15μｍを越えるとＬ方向
の磁束密度を高くすることができない。
２回目の冷間圧延の圧下率:2回目の冷間圧延の圧下率が
３％未満であるかあるいは10％を越えると、Ｌ方向の磁
束密度を高くすることができない。
３％未満であるかあるいは10％を越えると、Ｌ方向の磁
束密度を高くすることができない。
２回目の冷間圧延後の鋼板の表面粗度:2回目の冷間圧延
後の鋼板の表面粗度が15μ−in. R.M.S.を越えるとＬ方
向の磁束密度を高くすることができない。
後の鋼板の表面粗度が15μ−in. R.M.S.を越えるとＬ方
向の磁束密度を高くすることができない。
熱延板焼鈍温度：熱延板焼鈍は、必要に応じて実施し、
下限の700℃未満では磁気特性向上の効果がなく、上限
の1000℃を越えると冷延性が悪化する。
下限の700℃未満では磁気特性向上の効果がなく、上限
の1000℃を越えると冷延性が悪化する。
（実施例１） 種々の成分組成の無方向性電磁鋼板用スラブを製造し
た。これを熱延し、続いて冷間圧延し0.51〜0.57mmの中
間厚みとし、中間焼鈍の条件を変え、中間焼鈍後の平均
結晶粒径を変更した。これらに１〜13％の圧下率の２回
目の冷間圧延を実施し、鋼板の粗度は、13〜14μ−in.
R.M.S.で、0.50mmの最終製品板厚とし、絶縁皮膜を塗布
し製品とした。その後、ビード幅調査用の試料は、10×
30mmに切断し、30mm厚さに60枚積層し、750℃×２時間
の焼鈍を行った。そして、TIG溶接は、溶接電流100A,溶
接速度65cm/min,締め付け圧力25kgf/cm2，アーク長2mm,
トリウム２％入りタングステン1.6mmφ電極の溶接条件
で行った。一方、磁気特性は、エプスタイン試料を750
℃×２時間の磁性焼鈍を行い評価した。この時の成分組
成とビード幅、中間焼鈍後の平均結晶粒径、２回目の冷
間圧延の圧下率、磁気特性を第１表に示す。
た。これを熱延し、続いて冷間圧延し0.51〜0.57mmの中
間厚みとし、中間焼鈍の条件を変え、中間焼鈍後の平均
結晶粒径を変更した。これらに１〜13％の圧下率の２回
目の冷間圧延を実施し、鋼板の粗度は、13〜14μ−in.
R.M.S.で、0.50mmの最終製品板厚とし、絶縁皮膜を塗布
し製品とした。その後、ビード幅調査用の試料は、10×
30mmに切断し、30mm厚さに60枚積層し、750℃×２時間
の焼鈍を行った。そして、TIG溶接は、溶接電流100A,溶
接速度65cm/min,締め付け圧力25kgf/cm2，アーク長2mm,
トリウム２％入りタングステン1.6mmφ電極の溶接条件
で行った。一方、磁気特性は、エプスタイン試料を750
℃×２時間の磁性焼鈍を行い評価した。この時の成分組
成とビード幅、中間焼鈍後の平均結晶粒径、２回目の冷
間圧延の圧下率、磁気特性を第１表に示す。
これにより、本発明例の場合、磁気特性と積層鉄心溶接
時のビード幅ともに優れていることが分かる。
時のビード幅ともに優れていることが分かる。
（実施例２） 第２表に示す成分組成の無方向性電磁鋼板用スラブを製
造した。これを熱延し、種々の条件で熱延板焼鈍した。
続いて冷間圧延し0.53mmの中間厚みとし、中間焼鈍の条
件を変え、中間焼鈍後の平均結晶粒径を変更した。これ
らに５％の圧下率の２回目の冷間圧延を実施し鋼板の粗
度は、13〜14μ−in. R.M.S.で、0.50mmの最終製品板厚
とし、絶縁皮膜を塗布し製品とした。その後、ビード幅
調査用の試料は、10×30mmに切断し、30mm厚さに60枚積
層し、750℃×２時間の焼鈍を行った。そして、TIG溶接
は、溶接電流100A,溶接速度65cm/min,締め付け圧力25kg
f/cm2，アーク長2mm,トリウム２％入りタングステン1.6
mmφ電極の溶接条件で行った。一方、磁気特性は、エプ
スタイン試料を750℃×２時間の磁性焼鈍を行い評価し
た。この時の成分組成、熱延板焼鈍条件、ビード幅、中
間焼鈍後の平均結晶粒径、磁気特性を第２表に示す。
造した。これを熱延し、種々の条件で熱延板焼鈍した。
続いて冷間圧延し0.53mmの中間厚みとし、中間焼鈍の条
件を変え、中間焼鈍後の平均結晶粒径を変更した。これ
らに５％の圧下率の２回目の冷間圧延を実施し鋼板の粗
度は、13〜14μ−in. R.M.S.で、0.50mmの最終製品板厚
とし、絶縁皮膜を塗布し製品とした。その後、ビード幅
調査用の試料は、10×30mmに切断し、30mm厚さに60枚積
層し、750℃×２時間の焼鈍を行った。そして、TIG溶接
は、溶接電流100A,溶接速度65cm/min,締め付け圧力25kg
f/cm2，アーク長2mm,トリウム２％入りタングステン1.6
mmφ電極の溶接条件で行った。一方、磁気特性は、エプ
スタイン試料を750℃×２時間の磁性焼鈍を行い評価し
た。この時の成分組成、熱延板焼鈍条件、ビード幅、中
間焼鈍後の平均結晶粒径、磁気特性を第２表に示す。
これより、熱延板焼鈍を700〜1000℃で実施すると磁気
特性がより優れ、積層鉄芯熔接時のビード幅ともに優れ
ていることが分かる。
特性がより優れ、積層鉄芯熔接時のビード幅ともに優れ
ていることが分かる。
〔発明の効果〕 以上の如く本発明によれば、磁性焼鈍後の磁気特性が優
れ、かつ、積層鉄心溶接時のビード幅の広い無方向性電
磁鋼板を製造することができる。
れ、かつ、積層鉄心溶接時のビード幅の広い無方向性電
磁鋼板を製造することができる。
第１図は、EIコアの板取りは圧延方向の割合が磁路の75
％となることを示す図、第２図は、〔Al2O3〕／（〔SiO
2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）と〔sol.Al〕／〔Si〕とビ
ード幅の関係を示す図、第３図は、〔sol.Al〕と〔sol.
Al〕／〔Si〕とビード幅の関係を示す図、第４図は、中
間焼鈍後の平均結晶粒径と２回目の冷間圧延の圧下率と
Ｌ方向の磁束密度の関係を示す図、第５図は、Siの含有
量と中間焼鈍条件と中間焼鈍後の平均結晶粒径の関係を
示す図、第６図は、熱延板焼鈍温度とＬ方向の磁束密度
の関係を示す図である。
％となることを示す図、第２図は、〔Al2O3〕／（〔SiO
2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）と〔sol.Al〕／〔Si〕とビ
ード幅の関係を示す図、第３図は、〔sol.Al〕と〔sol.
Al〕／〔Si〕とビード幅の関係を示す図、第４図は、中
間焼鈍後の平均結晶粒径と２回目の冷間圧延の圧下率と
Ｌ方向の磁束密度の関係を示す図、第５図は、Siの含有
量と中間焼鈍条件と中間焼鈍後の平均結晶粒径の関係を
示す図、第６図は、熱延板焼鈍温度とＬ方向の磁束密度
の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 住本 正勝 東京都千代田区大手町２―６―３ 新日本 製鐵株式會社内 (56)参考文献 特開 平２−179856（ＪＰ，Ａ) 特公 昭56−43294（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】〔Ｃ〕0.015％以下、〔Si〕0.1〜1.5％、
〔Mn〕0.1〜1.5％、〔Ｐ〕0.15％以下、〔Ｓ〕0.008％
以下、〔sol.Al〕0.01〜1.0％、〔T.N〕0.0050％以下、
〔T.O〕0.02％以下を含み、〔sol.Al〕／〔Si〕≧0.0
2、 〔Al2O3〕／（〔SiO2〕＋〔MnO〕＋〔Al2O3〕）×100≧
40％を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなるスラ
ブを熱間圧延後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施す
際に、中間焼鈍後の平均結晶粒径を10〜15μｍとし、２
回目の冷間圧延を圧下率３〜10％、２回目の冷間圧延後
の鋼板の表面粗度を15μ−in. R.M.S.以下とすることを
特徴とする磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方
向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】熱延板を700〜1000℃で熱延板焼鈍するこ
とを特徴とする請求項１記載の磁気特性と溶接性の優れ
たセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1124440A JPH0676621B2 (ja) | 1989-05-19 | 1989-05-19 | 磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1124440A JPH0676621B2 (ja) | 1989-05-19 | 1989-05-19 | 磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02305920A JPH02305920A (ja) | 1990-12-19 |
| JPH0676621B2 true JPH0676621B2 (ja) | 1994-09-28 |
Family
ID=14885557
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1124440A Expired - Lifetime JPH0676621B2 (ja) | 1989-05-19 | 1989-05-19 | 磁気特性と溶接性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0676621B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109554619A (zh) * | 2017-09-27 | 2019-04-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种磁性能优异的冷轧磁性叠片钢及其制造方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100435480B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 세미프로세스 무방향성 전기강판의 제조방법 |
| CN104532119B (zh) * | 2009-09-03 | 2018-01-02 | 新日铁住金株式会社 | 无方向性电磁钢板的制造方法 |
| CN104195426B (zh) * | 2014-03-26 | 2017-02-15 | 浙江龙盛薄板有限公司 | 一种半工艺无取向硅钢及其制造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119618A (ja) * | 1984-11-15 | 1986-06-06 | Kawasaki Steel Corp | 小型静止器の鉄心材料用電磁鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-05-19 JP JP1124440A patent/JPH0676621B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109554619A (zh) * | 2017-09-27 | 2019-04-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种磁性能优异的冷轧磁性叠片钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02305920A (ja) | 1990-12-19 |
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