JPH0713266B2 - 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0713266B2 JPH0713266B2 JP63251996A JP25199688A JPH0713266B2 JP H0713266 B2 JPH0713266 B2 JP H0713266B2 JP 63251996 A JP63251996 A JP 63251996A JP 25199688 A JP25199688 A JP 25199688A JP H0713266 B2 JPH0713266 B2 JP H0713266B2
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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
- C21D8/1216—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 characterised by the working steps
- C21D8/1233—Cold rolling
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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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、鉄損の低い薄手鋼磁束密度一方向性電磁鋼板
の製造方法に関する。
の製造方法に関する。
一方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主にトランスそ
の他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性と
して、励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。
の他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性と
して、励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。
磁気特性の優れた鋼板を得るには、磁化容易軸である
〈001〉軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要であ
る。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜等
が、磁気特性に大きく影響する。
〈001〉軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要であ
る。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜等
が、磁気特性に大きく影響する。
電磁鋼板の方向性は、AlN,MnSをインヒビターとして機
能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによって大きく
向上し、現在、磁束密度が理論値の96％程度のものまで
製造されるようになって来ている。
能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによって大きく
向上し、現在、磁束密度が理論値の96％程度のものまで
製造されるようになって来ている。
一方、近年、エネルギー価格の高騰を反映してトランス
メーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、低
鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。
メーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、低
鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。
低鉄損磁性材料として、アモルファス合金や6.5％Si合
金といった高Si材の開発も進められているが、トランス
用の材料としては、価格、加工性等の点で難点がある。
金といった高Si材の開発も進められているが、トランス
用の材料としては、価格、加工性等の点で難点がある。
他方、電磁鋼板の鉄損には、Si含有量の他に板厚が大き
く影響し、化学研摩等により製品の板厚を小さくする
と、鉄損が低下することが知られている。
く影響し、化学研摩等により製品の板厚を小さくする
と、鉄損が低下することが知られている。
薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関する従
来の技術として、特開昭57−41326号公報、特開昭58−2
17630号公報、特開昭60−59044号公報、特開昭61−7972
1号公報、特開昭61−117215号公報等に開示されている
技術が知られている。
来の技術として、特開昭57−41326号公報、特開昭58−2
17630号公報、特開昭60−59044号公報、特開昭61−7972
1号公報、特開昭61−117215号公報等に開示されている
技術が知られている。
特開昭57−41326号公報には、インヒビターとしてS,Se
の何れか少なくとも１種を0.010〜0.035％、Sb,As,Bi,S
nの中から選ばれる何れか少なくとも１種を0.010〜0.08
0％を含有する素材を出発材料とする製造方法が開示さ
れている。
の何れか少なくとも１種を0.010〜0.035％、Sb,As,Bi,S
nの中から選ばれる何れか少なくとも１種を0.010〜0.08
0％を含有する素材を出発材料とする製造方法が開示さ
れている。
特開昭58−217630号公報には、C:0.02〜0.12％、Si:2.5
〜4.0％、Mn:0.03〜0.15％、S:0.01〜0.05％、Al:0.01
〜0.05％、N:0.004〜0.012％、Sn:0.03〜0.3％を含有す
る素材域は前記素材にさらに、Cu:0.02〜0.3％を含有す
る素材を出発材料とする製造方法が開示されている。
〜4.0％、Mn:0.03〜0.15％、S:0.01〜0.05％、Al:0.01
〜0.05％、N:0.004〜0.012％、Sn:0.03〜0.3％を含有す
る素材域は前記素材にさらに、Cu:0.02〜0.3％を含有す
る素材を出発材料とする製造方法が開示されている。
特開昭60−59044号公報には、C:0.02〜0.10％、Si:2.5
〜4.5％、Sn:0.04〜0.4％、酸可溶性Al:0.015〜0.040
％、N:0.0040〜0.0100％、Mn:0.030〜0.150％、S:0.015
〜0.040％を必須成分とし、その他0.04％以下のSe、0.4
％以下のSb,Cu,As,Biから選ばれた１種または２種以上
を含有する珪素鋼素材を出発材料とする製造方法が開示
されている。
〜4.5％、Sn:0.04〜0.4％、酸可溶性Al:0.015〜0.040
％、N:0.0040〜0.0100％、Mn:0.030〜0.150％、S:0.015
〜0.040％を必須成分とし、その他0.04％以下のSe、0.4
％以下のSb,Cu,As,Biから選ばれた１種または２種以上
を含有する珪素鋼素材を出発材料とする製造方法が開示
されている。
特開昭61−79721号公報には、Si:3.1〜4.5％、Mo:0.003
％〜0.1％、酸可溶性Al:0.005〜0.06％、ＳおよびSeの
いずれか１種または２種の合計量:0.005〜0.1％を含有
する珪素鋼素材を出発材料とする製造方法が、開示され
ている。
％〜0.1％、酸可溶性Al:0.005〜0.06％、ＳおよびSeの
いずれか１種または２種の合計量:0.005〜0.1％を含有
する珪素鋼素材を出発材料とする製造方法が、開示され
ている。
特開昭61−117215号公報には、C:0.03〜0.10％、Si:2.5
〜4.0％、Mn:0.02〜0.2％、S:0.01〜0.04％、酸可溶性A
l:0.015〜0.040％、N:0.0040〜0.0100％を含有しさら
に、0.04％以下のSe、0.4％以下のSn,Sb,As,Bi,Cu,Crの
うちから選ばれた１種または２種以上を含有する珪素鋼
素材を出発材料とする製造方法が、開示されている。
〜4.0％、Mn:0.02〜0.2％、S:0.01〜0.04％、酸可溶性A
l:0.015〜0.040％、N:0.0040〜0.0100％を含有しさら
に、0.04％以下のSe、0.4％以下のSn,Sb,As,Bi,Cu,Crの
うちから選ばれた１種または２種以上を含有する珪素鋼
素材を出発材料とする製造方法が、開示されている。
一方向性電磁鋼板においては、製品厚みが薄く磁束密度
が高いほど、レーザー等による磁区細分化を行ったとき
の鉄損低減効果が大きくなる。
が高いほど、レーザー等による磁区細分化を行ったとき
の鉄損低減効果が大きくなる。
他方、一方向性電磁鋼板は、AlN,MnSといったインヒビ
ターを活用し、仕上焼鈍において二次再結晶を発現させ
て製造されるが、製品の薄手化に伴い、理想的二次再結
晶を安定して発現させることが難しくなる傾向がある。
ターを活用し、仕上焼鈍において二次再結晶を発現させ
て製造されるが、製品の薄手化に伴い、理想的二次再結
晶を安定して発現させることが難しくなる傾向がある。
一方、トランスメーカーの材料の低鉄損化、低価格化に
対する要求は日に日に強く、より低鉄損の製品を、より
安定した、低コストの方法で製造して行かなければなら
ない。このような点から、先に述べた先行技術では、必
ずしも満足できない状況になってきた。
対する要求は日に日に強く、より低鉄損の製品を、より
安定した、低コストの方法で製造して行かなければなら
ない。このような点から、先に述べた先行技術では、必
ずしも満足できない状況になってきた。
本発明は、先に述べた先行技術の限界を打破して、さら
に優れた特性を有する製品を安定して製造し得るプロセ
スを提供することを目的としてなされた。
に優れた特性を有する製品を安定して製造し得るプロセ
スを提供することを目的としてなされた。
本発明の特徴とする処は、 重量％で、C:0.050〜0.120％、Si:2.8〜4.0％、Sn:0.05
〜0.25％、を含有する珪素鋼スラブを、高温スラブ加熱
し、熱間圧延し、最終冷間圧延前に少なくとも920℃以
上の温度域で30秒間以上焼鈍し、最終冷間圧延において
81〜95％の圧下率を適用する圧延を行って0.05〜0.25mm
の最終板厚とした後、脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離
剤を塗布し、仕上焼鈍を行う薄手一方向性電磁鋼板の製
造方法において、前記珪素鋼スラブに前記成分以外に下
記成分を含有せしめることを特徴とする鉄損の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法である。
〜0.25％、を含有する珪素鋼スラブを、高温スラブ加熱
し、熱間圧延し、最終冷間圧延前に少なくとも920℃以
上の温度域で30秒間以上焼鈍し、最終冷間圧延において
81〜95％の圧下率を適用する圧延を行って0.05〜0.25mm
の最終板厚とした後、脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離
剤を塗布し、仕上焼鈍を行う薄手一方向性電磁鋼板の製
造方法において、前記珪素鋼スラブに前記成分以外に下
記成分を含有せしめることを特徴とする鉄損の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法である。
S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％でかつ（Ｓ＋Se）:
0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％でかつMn:｛1.5×
（Ｓ（％）＋Se（％））｝〜｛4.5×（Ｓ（％）＋Se
（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:｛（2
7/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）
＋0.0150｝％、残部:Feおよび不可避的不純物、或は、 S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％でかつ（Ｓ＋Se）:
0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％でかつMn:｛1.5×
（Ｓ（％）＋Se（％））｝〜｛4.5×（Ｓ（％）＋Se
（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:｛（2
7/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）
＋0.0150｝％、Cu:0.03〜0.30％およびSb:0.005〜0.035
％の何れか一方または双方、残部:Feおよび不可避的不
純物。
0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％でかつMn:｛1.5×
（Ｓ（％）＋Se（％））｝〜｛4.5×（Ｓ（％）＋Se
（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:｛（2
7/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）
＋0.0150｝％、残部:Feおよび不可避的不純物、或は、 S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％でかつ（Ｓ＋Se）:
0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％でかつMn:｛1.5×
（Ｓ（％）＋Se（％））｝〜｛4.5×（Ｓ（％）＋Se
（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:｛（2
7/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）
＋0.0150｝％、Cu:0.03〜0.30％およびSb:0.005〜0.035
％の何れか一方または双方、残部:Feおよび不可避的不
純物。
本発明者等はAlNを主インヒビターとし、強圧下最終冷
延を特徴とする、薄手一方向性電磁鋼板の製造に関し、
先ず合金添加元素の影響を徹底的に調査した。
延を特徴とする、薄手一方向性電磁鋼板の製造に関し、
先ず合金添加元素の影響を徹底的に調査した。
実験Ｉ C:0.080％、Si:3.20％、Mn:0.020〜0.120％、S:0.025
％、酸可溶性Al:0.0100％〜0.0450％、N:0.0020〜0.012
0％、残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブ、
及びC:0.080％、Si:3.20％、Mn:0.020〜0.120％、S:0.0
25％、酸可溶性Al:0.0100〜0.0450％、N:0.0020〜0.012
0％、を含有し、且つ、Sn:0.13％、Se:0.010％、Cu:0.0
7％、Sb:0.020％、As:0.050％、Bi:0.10％、Cr:0.10％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残
部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを、1350℃
で60分間スラブ加熱した後、1.4m/mまで熱間圧延し、こ
の材料を1120℃に加熱して80秒間保定し、次いで常温迄
平均冷速35℃／秒で冷却した。
％、酸可溶性Al:0.0100％〜0.0450％、N:0.0020〜0.012
0％、残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブ、
及びC:0.080％、Si:3.20％、Mn:0.020〜0.120％、S:0.0
25％、酸可溶性Al:0.0100〜0.0450％、N:0.0020〜0.012
0％、を含有し、且つ、Sn:0.13％、Se:0.010％、Cu:0.0
7％、Sb:0.020％、As:0.050％、Bi:0.10％、Cr:0.10％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残
部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを、1350℃
で60分間スラブ加熱した後、1.4m/mまで熱間圧延し、こ
の材料を1120℃に加熱して80秒間保定し、次いで常温迄
平均冷速35℃／秒で冷却した。
この材料を、その途中で、５回の、250℃で５分間のエ
イジング処理を伴う冷間圧延によって0.145mmの最終板
厚とした。
イジング処理を伴う冷間圧延によって0.145mmの最終板
厚とした。
次いで、75％H2、25％N2、露点64℃の雰囲気中で840℃
に加熱しその温度に120秒間保定した後冷却し、マグネ
シアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイルとした
後、85％H2、15％N2雰囲気中で、20℃/hrの昇温速度で1
200℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で1200℃の温度で2
0時間均熱した後、冷却し、さらに、焼鈍分離剤を除去
し、張力コーティングを行って製品とした。
に加熱しその温度に120秒間保定した後冷却し、マグネ
シアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイルとした
後、85％H2、15％N2雰囲気中で、20℃/hrの昇温速度で1
200℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で1200℃の温度で2
0時間均熱した後、冷却し、さらに、焼鈍分離剤を除去
し、張力コーティングを行って製品とした。
この製品の鉄損値を測定した。その結果を第１図に示
す。第１図から明らかなように、比較的良好な鉄損値が
得られたのは、スラブにSnを含有する場合であり、就
中、SnとSeの双方を含有する場合に、一段と良好な鉄損
値が得られた。
す。第１図から明らかなように、比較的良好な鉄損値が
得られたのは、スラブにSnを含有する場合であり、就
中、SnとSeの双方を含有する場合に、一段と良好な鉄損
値が得られた。
Alnを主インヒビターとし、強圧下最終冷延を特徴とす
る薄手一方向性電磁鋼板の製造において、素材にSn、又
は、Sn及びCuを含有する場合に、鉄損の優れた高磁束密
度一方向性電磁鋼板が得られることは、特開昭58−2176
30号公報において既に公知である。実験Ｉによって、新
たに得られた知見は、SnとSeの複合添加により、更に優
れた鉄損値が得られるということである。又、実験Ｉに
よれば、As,Bi,Cr添加による鉄損値改善の効果は認めら
れなかった。
る薄手一方向性電磁鋼板の製造において、素材にSn、又
は、Sn及びCuを含有する場合に、鉄損の優れた高磁束密
度一方向性電磁鋼板が得られることは、特開昭58−2176
30号公報において既に公知である。実験Ｉによって、新
たに得られた知見は、SnとSeの複合添加により、更に優
れた鉄損値が得られるということである。又、実験Ｉに
よれば、As,Bi,Cr添加による鉄損値改善の効果は認めら
れなかった。
なお、第１図に示す如く、SnとSeの複合添加の場合で
も、なお、鉄損値にばらつきが大きく、更なる改善が必
要であることが判明した。
も、なお、鉄損値にばらつきが大きく、更なる改善が必
要であることが判明した。
SnとSeの複合添加材の製品の鉄損値のばらつきを減少す
べく、S,Se,Mn,n、酸可溶性Alの含有量の影響を解明す
ることにした。
べく、S,Se,Mn,n、酸可溶性Alの含有量の影響を解明す
ることにした。
実験II C:0.075％、Si:3.20％、Mn:0.070％、S:無添加〜0.050
％、Se:無添加〜0.050％、酸可溶性Al:0.0240％、N:0.0
085％、Sn:0.13％、残部：実質的にFeからなる多数の珪
素鋼スラブを、実験Ｉと同様の方法で処理し、製品を
得、鉄損値を測定した。
％、Se:無添加〜0.050％、酸可溶性Al:0.0240％、N:0.0
085％、Sn:0.13％、残部：実質的にFeからなる多数の珪
素鋼スラブを、実験Ｉと同様の方法で処理し、製品を
得、鉄損値を測定した。
鉄損値とスラブの成分の関係を、第２図に示す。
第２図において、横軸はＳ含有量であり、縦軸はSe含有
量である。同図における、直線ab,bc,cd,de,ef,faで囲
まれる領域で、優れた（低い）鉄損値が得られた。ま
た、この領域での磁束密度B8値は、何れも1.90T以上で
あった。直線bc,efは、おのおの次式で表される。
量である。同図における、直線ab,bc,cd,de,ef,faで囲
まれる領域で、優れた（低い）鉄損値が得られた。ま
た、この領域での磁束密度B8値は、何れも1.90T以上で
あった。直線bc,efは、おのおの次式で表される。
直線bc:S含有量（％）＋Se含有量（％）＝0.060％ 直線ef:S含有量（％）＋Se含有量（％）＝0.015％ これらのことから、S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％
かつＳとSeの合計:0.015〜0.060％の場合に、安定し
て、優れた鉄損値が得られることが明らかとなった。
かつＳとSeの合計:0.015〜0.060％の場合に、安定し
て、優れた鉄損値が得られることが明らかとなった。
実験III C:0.075％、Si:3.20％、Mn:0.020〜0.120％、S:無添加
〜0.035％、Se:0.005〜0.035％、ＳとSeの合計:0.015〜
0.060％、酸可溶性Al:0.0240％、N:0.0085％、Sn:0.13
％、残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを、
実験Ｉと同様の方法で処理して製品を得、鉄損値を測定
した。このときの鉄損値とスラブの成分の関係を、第３
図に示す。第３図において、横軸はＳとSeの合計量であ
り、縦軸はMn含有量である。
〜0.035％、Se:0.005〜0.035％、ＳとSeの合計:0.015〜
0.060％、酸可溶性Al:0.0240％、N:0.0085％、Sn:0.13
％、残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを、
実験Ｉと同様の方法で処理して製品を得、鉄損値を測定
した。このときの鉄損値とスラブの成分の関係を、第３
図に示す。第３図において、横軸はＳとSeの合計量であ
り、縦軸はMn含有量である。
第３図における、直線ab,bc,cd,de,eaで囲まれる領域で
優れた（低い）鉄損値が得られた。また、この領域での
磁束密度B8は、何れも1.90T以上であった。
優れた（低い）鉄損値が得られた。また、この領域での
磁束密度B8は、何れも1.90T以上であった。
直線bc,eaは、おのおの次式で表される。
直線bc:Mn含有量（％）＝1.5×（ＳとSeの合計含有量
（％）） 直線ea:Mn含有量（％）＝4.5×（ＳとSeの合計含有量
（％）） これらのことから、ＳとSeの合計量:0.015〜0.060％、M
n:0.050〜0.090％でかつ、｛1.5×（ＳとSeの合計含有
量（％））｝〜｛4.5×（ＳとSeの合計含有量
（％））｝％のときに、安定して、優れた（低い）鉄損
値が得られることが明らかとなった。
（％）） 直線ea:Mn含有量（％）＝4.5×（ＳとSeの合計含有量
（％）） これらのことから、ＳとSeの合計量:0.015〜0.060％、M
n:0.050〜0.090％でかつ、｛1.5×（ＳとSeの合計含有
量（％））｝〜｛4.5×（ＳとSeの合計含有量
（％））｝％のときに、安定して、優れた（低い）鉄損
値が得られることが明らかとなった。
実験IV C:0.075％、Si:3.20％、Mn:0.070％、S:0.015％、Se:0.
015％、酸可溶性Al:0.0100〜0.0450％、N:0.0020〜0.01
20％、Sn:0.13％、残部：実質的にFeからなる多数の珪
素鋼スラブを実験Ｉと同様の方法で処理して製品を得、
鉄損値を測定した。
015％、酸可溶性Al:0.0100〜0.0450％、N:0.0020〜0.01
20％、Sn:0.13％、残部：実質的にFeからなる多数の珪
素鋼スラブを実験Ｉと同様の方法で処理して製品を得、
鉄損値を測定した。
鉄損値とスラブの成分の関係を、第４図に示す。第４図
において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶性Al含
有量である。
において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶性Al含
有量である。
第４図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域で、優
れた（低い）鉄損値が得られた。また、この領域での磁
束密度B8は、何れも1.90T以上であった。直線ab、cd
は、おのおの次式で表される。
れた（低い）鉄損値が得られた。また、この領域での磁
束密度B8は、何れも1.90T以上であった。直線ab、cd
は、おのおの次式で表される。
直線ab:酸可溶性Al（％）＝｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.
0150｝（％） 直線cd:酸可溶性Al（％）＝｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.
0030｝（％） これらのことから、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:
｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14×Ｎ
（％）＋0.0150｝％のときに、優れた鉄損値が得られる
ことが明らかとなった。
0150｝（％） 直線cd:酸可溶性Al（％）＝｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.
0030｝（％） これらのことから、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:
｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14×Ｎ
（％）＋0.0150｝％のときに、優れた鉄損値が得られる
ことが明らかとなった。
ここに、（27/14）×Ｎ（％）は、鋼に含有するＮがす
べてAlNとなる場合に必要なAl含有量に相当する。AlNを
主インヒビターとして活用する本法において、製品の鉄
損値を左右する二次再結晶現象が、（27/14）×Ｎ
（％）をベースとする酸可溶性Al含有量により影響を受
けているものと理解される。
べてAlNとなる場合に必要なAl含有量に相当する。AlNを
主インヒビターとして活用する本法において、製品の鉄
損値を左右する二次再結晶現象が、（27/14）×Ｎ
（％）をベースとする酸可溶性Al含有量により影響を受
けているものと理解される。
以上の如く、 実験II、実験III、実験IVの結果から、所定量のC,Siお
よびSnを含有する珪素鋼スラブを用いる、薄手一方向性
電磁鋼板の製造方法において、優れた製品の鉄損値を安
定して得るためには、出発材料の成分として、所定量の
C,Si,Snの他に、ＳとSeの含有量関係、Ｓ−Se−Mnの含
有量関係、更にはＮと酸可溶性Alの含有量関係の組み合
わせが重要であることを、本発明者等は知見した。
よびSnを含有する珪素鋼スラブを用いる、薄手一方向性
電磁鋼板の製造方法において、優れた製品の鉄損値を安
定して得るためには、出発材料の成分として、所定量の
C,Si,Snの他に、ＳとSeの含有量関係、Ｓ−Se−Mnの含
有量関係、更にはＮと酸可溶性Alの含有量関係の組み合
わせが重要であることを、本発明者等は知見した。
即ち、出発材料の成分として、所定量のC,Si,Snの他
に、S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％、ＳとSeの合計
量:0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％かつ｛1.5×
（ＳとSeの合計含有量（％））｝〜｛4.5×（ＳとSeの
合計含有量（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶
性Al:｛（27/14）×Ｎ含有量（％）＋0.0030｝％〜
｛（27/14）×Ｎ含有量（％）＋0.0150｝％を含有する
ときに、鉄損の優れた（低い）薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板の安定製造が可能であるという知見を得、本発
明を完成させた。
に、S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％、ＳとSeの合計
量:0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％かつ｛1.5×
（ＳとSeの合計含有量（％））｝〜｛4.5×（ＳとSeの
合計含有量（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶
性Al:｛（27/14）×Ｎ含有量（％）＋0.0030｝％〜
｛（27/14）×Ｎ含有量（％）＋0.0150｝％を含有する
ときに、鉄損の優れた（低い）薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板の安定製造が可能であるという知見を得、本発
明を完成させた。
実験Ｉの結果から、SnとSeの複合添加材に、更に、Cu及
びSbの何れか一方又は双方を添加した場合に、製品の鉄
損値が一段と向上することが明らかになった。これらの
材料につき、安定して優れた鉄損値を得べく、前記実験
II、実験III、実験IVと同様の実験を行い同様の結果を
得、本発明が、これらCu,Sb添加鋼に対して有効に適用
できることを確認した。
びSbの何れか一方又は双方を添加した場合に、製品の鉄
損値が一段と向上することが明らかになった。これらの
材料につき、安定して優れた鉄損値を得べく、前記実験
II、実験III、実験IVと同様の実験を行い同様の結果を
得、本発明が、これらCu,Sb添加鋼に対して有効に適用
できることを確認した。
C:0.075％、Si:3.25％、Mn:0.070％、S:0.015％、Se:0.
015％、酸可溶性Al:0.0255％、N:0.0085％、Sn:0.15
％、Cu:無添加および0.01〜0.50％を含有する多数の珪
素鋼スラブにつき、前記実験Ｉと同様の方法で処理し
て、製品を得た。
015％、酸可溶性Al:0.0255％、N:0.0085％、Sn:0.15
％、Cu:無添加および0.01〜0.50％を含有する多数の珪
素鋼スラブにつき、前記実験Ｉと同様の方法で処理し
て、製品を得た。
Cu含有量と鉄損の関係を、第５図に示す。第５図から明
らかな如く、Cu:0.03〜0.30％の範囲で鉄損が低く（良
好に）なる。
らかな如く、Cu:0.03〜0.30％の範囲で鉄損が低く（良
好に）なる。
C:0.078％、Si:3.20％、Mn:0.076％、S:0.018％、Se:0.
016％、酸可溶性Al:0.0255％、N:0.0080％、Sn:0.13
％、Sb:無添加および0.001〜0.050％を含有する多数の
珪素鋼スラブを、実験Ｉと同様の方法で処理して製品を
得た。
016％、酸可溶性Al:0.0255％、N:0.0080％、Sn:0.13
％、Sb:無添加および0.001〜0.050％を含有する多数の
珪素鋼スラブを、実験Ｉと同様の方法で処理して製品を
得た。
Sb含有量と鉄損の関係を、第６図に示す。第６図から明
らかな如く、Sb:0.005〜0.035％の範囲で鉄損が低く
（良好に）なる。
らかな如く、Sb:0.005〜0.035％の範囲で鉄損が低く
（良好に）なる。
次に、本発明における他の成分および製造工程の条件の
限定理由について述べる。
限定理由について述べる。
Ｃは、0.050〜0.120％が好ましい。0.050％未満或は0.1
20％を超えると、仕上焼鈍工程での二次再結晶が不安定
となる。
20％を超えると、仕上焼鈍工程での二次再結晶が不安定
となる。
Siは、2.8〜4.0％が好ましい。2.8％未満では、良好な
（低い）鉄損が得られず、4.0％を超えると、加工性
（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
（低い）鉄損が得られず、4.0％を超えると、加工性
（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
Snは、0.05〜0.25％が好ましい。0.05％未満では、二次
再結晶が不良となり、0.25％を超えると加工性が劣化す
る。
再結晶が不良となり、0.25％を超えると加工性が劣化す
る。
一方、製造工程条件としては、最終冷間圧延前に、920
℃以上の温度域で30秒間以上の焼鈍を行わないと、良好
な（低い）鉄損が得られない。
℃以上の温度域で30秒間以上の焼鈍を行わないと、良好
な（低い）鉄損が得られない。
最終冷間圧延における圧下率が81％未満では、良好な
（低い）鉄損が得られず、95％を超えると、二次再結晶
が不安定となる。
（低い）鉄損が得られず、95％を超えると、二次再結晶
が不安定となる。
最終板厚が0.05mm未満では、二次再結晶が不安定となり
0.25mmを超えると、良好な（低い）鉄損が得られない。
0.25mmを超えると、良好な（低い）鉄損が得られない。
実施例１ C:0.082％、Si:3.25％、Sn:0.13％、S:0.003〜0.037
％、Se:0.002〜0.040％、Mn:0.040〜0.110％、N:0.0040
〜0.0108％、 酸可溶性Al:0.0180〜0.0350％、Cu:無添加及び0.02〜0.
50％、Sb:無添加及び0.020〜0.060％、等を含有し、残
部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを高温加熱
した後、1.5mmまで熱間圧延し、この材料を1120℃に加
熱して100秒間保定し、次いで100℃の湯に浸漬して冷却
した。この材料を、その途中で、５回の、250℃で５分
間のエイジング処理を伴う冷間圧延によって0.170mmの
最終板厚とした。
％、Se:0.002〜0.040％、Mn:0.040〜0.110％、N:0.0040
〜0.0108％、 酸可溶性Al:0.0180〜0.0350％、Cu:無添加及び0.02〜0.
50％、Sb:無添加及び0.020〜0.060％、等を含有し、残
部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを高温加熱
した後、1.5mmまで熱間圧延し、この材料を1120℃に加
熱して100秒間保定し、次いで100℃の湯に浸漬して冷却
した。この材料を、その途中で、５回の、250℃で５分
間のエイジング処理を伴う冷間圧延によって0.170mmの
最終板厚とした。
次いで、75％H2、25％N2、露点66℃の雰囲気中で850℃
に加熱し、その温度に120秒間保定した後、冷却し、マ
グネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイルと
した後、85％H2、15％N2雰囲気中で、25℃/hrの昇温速
度で1200℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で1200℃の温
度で20時間均熱した後、冷却し、さらに、焼鈍分離剤を
除去し、張力コーティングを行って製品とした。
に加熱し、その温度に120秒間保定した後、冷却し、マ
グネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイルと
した後、85％H2、15％N2雰囲気中で、25℃/hrの昇温速
度で1200℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で1200℃の温
度で20時間均熱した後、冷却し、さらに、焼鈍分離剤を
除去し、張力コーティングを行って製品とした。
製品の鉄損値（W15/50）と磁束密度（B8）を測定した。
その結果を第１表に示す。第１表から明らかなように、
S,SeおよびＳとSeの合計量、Mn,N、酸可溶性Alが本発明
の領域にあるときのみ、優れた（低い）鉄損値を示して
いる。
その結果を第１表に示す。第１表から明らかなように、
S,SeおよびＳとSeの合計量、Mn,N、酸可溶性Alが本発明
の領域にあるときのみ、優れた（低い）鉄損値を示して
いる。
また、Cu,Sbの含有量が本発明領域にあるとき、更に良
い特性を示している。
い特性を示している。
実施例２ 第２表に示す、A,B,C,D4種の成分の珪素鋼スラブを高温
加熱した後、2.0m/mまで熱間圧延し、この材料を1120℃
に加熱して120秒間保定し、次いで100℃の湯に浸漬して
冷却した。材料の一部を1.2m/m厚に冷延し、1000℃に加
熱し、60秒間保定した後、100℃の湯に浸漬して冷却し
た。これらの材料を、その途中で、５回の、250℃で５
分間のエイジング処理を伴う冷間圧延によって、0.145m
/m（1.2m/mから）、0.250m/m（2.0m/mから）の最終板厚
とした。
加熱した後、2.0m/mまで熱間圧延し、この材料を1120℃
に加熱して120秒間保定し、次いで100℃の湯に浸漬して
冷却した。材料の一部を1.2m/m厚に冷延し、1000℃に加
熱し、60秒間保定した後、100℃の湯に浸漬して冷却し
た。これらの材料を、その途中で、５回の、250℃で５
分間のエイジング処理を伴う冷間圧延によって、0.145m
/m（1.2m/mから）、0.250m/m（2.0m/mから）の最終板厚
とした。
次いで、75％H2、25％N2、露点66℃の雰囲気中で850℃
に加熱しその温度に120秒間保定した後冷却し、マグネ
シアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイルとした
後85％H2、15％N2雰囲気中で、25℃/hrの昇温速度で120
0℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で1200℃の温度で20
時間均熱した後冷却しさらに、焼鈍分離剤を除去し、張
力コーティングを行って製品とした。
に加熱しその温度に120秒間保定した後冷却し、マグネ
シアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイルとした
後85％H2、15％N2雰囲気中で、25℃/hrの昇温速度で120
0℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で1200℃の温度で20
時間均熱した後冷却しさらに、焼鈍分離剤を除去し、張
力コーティングを行って製品とした。
製品の鉄損値（W15/50）と磁束密度（B8）を測定した。
その結果を第３表に示す。第３表から明らかなように、
出発材料が、本発明の成分領域にあるときのみ、優れた
（低い）鉄損値を示している。
その結果を第３表に示す。第３表から明らかなように、
出発材料が、本発明の成分領域にあるときのみ、優れた
（低い）鉄損値を示している。
実施例３ C:0.075％、Si:3.25％、Mn:0.075％、S:0.015％、Se:0.
020％、酸可溶性Al:0.0250％、N:0.0040％および0.0085
％、Sn:0.14％、残部：実質的にFeからなる２枚の珪素
鋼スラブを高温加熱しこれを、1.8mm厚さまで熱間圧延
し、次いで1100℃まで加熱して、その温度で80秒間保定
し、次いで、100℃の湯に浸漬して冷却した。
020％、酸可溶性Al:0.0250％、N:0.0040％および0.0085
％、Sn:0.14％、残部：実質的にFeからなる２枚の珪素
鋼スラブを高温加熱しこれを、1.8mm厚さまで熱間圧延
し、次いで1100℃まで加熱して、その温度で80秒間保定
し、次いで、100℃の湯に浸漬して冷却した。
この材料を、0.38mmおよび0.77mm厚さまで冷間圧延した
後、1000℃まで加熱し、その温度に60秒間保定する焼鈍
を行った後100℃の湯に浸漬して冷却した。
後、1000℃まで加熱し、その温度に60秒間保定する焼鈍
を行った後100℃の湯に浸漬して冷却した。
この材料を、その途中で５回の、250℃で５分間のエイ
ジング処理を伴う冷間圧延によって、0.05mm厚さ（0.38
mmから）および0.10mm厚さ（0,77mmから）の最終板厚と
した。このようにして得られたストリップに、75％H2、
25％N2、露点64℃の雰囲気中で840℃に加熱しその温度
に90秒間保定する脱炭焼鈍を施した後、マグネシアを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し巻き取った。
ジング処理を伴う冷間圧延によって、0.05mm厚さ（0.38
mmから）および0.10mm厚さ（0,77mmから）の最終板厚と
した。このようにして得られたストリップに、75％H2、
25％N2、露点64℃の雰囲気中で840℃に加熱しその温度
に90秒間保定する脱炭焼鈍を施した後、マグネシアを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し巻き取った。
この材料を、75％H2、25％N2雰囲気中で、25℃/hrの昇
温速度で1200℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で、1200
℃の温度で20時間均熱する仕上焼鈍を行った。
温速度で1200℃まで加熱し、次いでH2雰囲気中で、1200
℃の温度で20時間均熱する仕上焼鈍を行った。
次いで、焼鈍分離剤を除去し、張力コーティングを行
い、製品とした。
い、製品とした。
製品の鉄損値（W13/50）と磁束密度（B8）を測定した。
その結果を、第４表に示す。
さらに、製品の表面に、圧延方向に直交する方向に5mm
間隔でレーザー照射を行ったものの鉄損値（W13/50）を
測定した。
間隔でレーザー照射を行ったものの鉄損値（W13/50）を
測定した。
その結果を、また第４表に示す。第４表から明らかな如
く、本発明の成分領域の材料を出発材料としたものは鉄
損が優れている。
く、本発明の成分領域の材料を出発材料としたものは鉄
損が優れている。
〔発明の効果〕 この発明は、以上述べたように構成したから、鉄損の優
れた一方向性電磁鋼板、就中、薄手方向性電磁鋼板を安
定して製造できる効果を奏する。
れた一方向性電磁鋼板、就中、薄手方向性電磁鋼板を安
定して製造できる効果を奏する。
第１図は、AlNを主インヒビターとする薄手一方向性電
磁鋼板における、出発材料への合金添加元素（横軸）と
製品の鉄損値（縦軸）との関係を示す図である。 第２図はスラブのＳ含有量（横軸）及びSe含有量（縦
軸）と製品の鉄損値（O,X等で表示）の関係を示す図で
ある。 第３図はスラブのＳとSeの合計含有量（横軸）及びMn含
有量（縦軸）と製品の鉄損値（O,X等で表示）の関係を
示す図である。 第４図はスラブのＮ含有量（横軸）と酸可溶性Al含有量
（縦軸）と製品の鉄損値（O,X等で表示）の関係を示す
図である。 第５図はスラブのCu含有量（横軸）とCu添加による製品
の鉄損値の変化量（縦軸）の関係を示す図である。 第６図はスラブのSb含有量（横軸）とSb添加による製品
の鉄損値の変化量（縦軸）の関係を示す図である。
磁鋼板における、出発材料への合金添加元素（横軸）と
製品の鉄損値（縦軸）との関係を示す図である。 第２図はスラブのＳ含有量（横軸）及びSe含有量（縦
軸）と製品の鉄損値（O,X等で表示）の関係を示す図で
ある。 第３図はスラブのＳとSeの合計含有量（横軸）及びMn含
有量（縦軸）と製品の鉄損値（O,X等で表示）の関係を
示す図である。 第４図はスラブのＮ含有量（横軸）と酸可溶性Al含有量
（縦軸）と製品の鉄損値（O,X等で表示）の関係を示す
図である。 第５図はスラブのCu含有量（横軸）とCu添加による製品
の鉄損値の変化量（縦軸）の関係を示す図である。 第６図はスラブのSb含有量（横軸）とSb添加による製品
の鉄損値の変化量（縦軸）の関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、C:0.050〜0.120％、Si:2.8〜4.
0％、Sn:0.05〜0.25％、を含有する珪素鋼スラブを、高
温加熱し、熱間圧延し、最終冷間圧延前に少なくとも92
0℃以上の温度域で30秒間以上焼鈍し、最終冷間圧延に
おいて81〜95％の圧下率を適用する圧延を行って0.05〜
0.25mmの最終板厚とした後、脱炭焼鈍を施し、次いで焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行う薄手一方向性電磁鋼
板の製造方法において、前記珪素鋼スラブに前記成分以
外に下記成分を含有せしめることを特徴とする鉄損の優
れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 記 S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％でかつ（Ｓ＋Se）:
0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％でかつMn:｛1.5×
（Ｓ（％）＋Se（％））｝〜｛4.5×（Ｓ（％）＋Se
（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:｛（2
7/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）
＋0.0150｝％、残部:Feおよび不可避的不純物 - 【請求項２】重量％で、C:0.050〜0.120％、Si:2.8〜4.
0％、Sn:0.05〜0.25％、を含有する珪素鋼スラブを、高
温加熱し、熱間圧延し、最終冷間圧延前に少なくとも92
0℃以上の温度域で30秒間以上焼鈍し、最終冷間圧延に
おいて81〜95％の圧下率を適用する圧延を行って0.05〜
0.25mmの最終板厚とした後、脱炭焼鈍を施し、次いで焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行う薄手一方向性電磁鋼
板の製造方法において、前記珪素鋼スラブに前記成分以
外に下記成分を含有せしめることを特徴とする鉄損の優
れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 記 S:0.035％以下、Se:0.005〜0.035％でかつ（Ｓ＋Se）:
0.015〜0.060％、Mn:0.050〜0.090％でかつMn:｛1.5×
（Ｓ（％）＋Se（％））｝〜｛4.5×（Ｓ（％）＋Se
（％））｝％、N:0.0050〜0.0100％、酸可溶性Al:｛（2
7/14）×Ｎ（％）＋0.0030｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）
＋0.0150｝％、Cu:0.03〜0.30％およびSb:0.005〜0.035
％の何れか一方または双方、残部:Feおよび不可避的不
純物
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63251996A JPH0713266B2 (ja) | 1987-11-10 | 1988-10-07 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE88118573T DE3883158T2 (de) | 1987-11-10 | 1988-11-08 | Verfahren zur Herstellung von dünnen kornorientierten Elektrostahlblechen mit niedrigem Wattverlust und hoher Flussdichte. |
| US07/268,404 US4948433A (en) | 1987-11-10 | 1988-11-08 | Process for preparation of thin grain oriented electrical steel sheet having excellent iron loss and high flux density |
| EP88118573A EP0315948B1 (en) | 1987-11-10 | 1988-11-08 | Process for preparation of thin grain oriented electrical steel sheet having excellent iron loss and high flux density |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28206087 | 1987-11-10 | ||
| JP62-282060 | 1987-11-10 | ||
| JP63251996A JPH0713266B2 (ja) | 1987-11-10 | 1988-10-07 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0277524A JPH0277524A (ja) | 1990-03-16 |
| JPH0713266B2 true JPH0713266B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=26540487
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63251996A Expired - Lifetime JPH0713266B2 (ja) | 1987-11-10 | 1988-10-07 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4948433A (ja) |
| EP (1) | EP0315948B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0713266B2 (ja) |
| DE (1) | DE3883158T2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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