JPH0826398B2 - 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0826398B2 JPH0826398B2 JP62083852A JP8385287A JPH0826398B2 JP H0826398 B2 JPH0826398 B2 JP H0826398B2 JP 62083852 A JP62083852 A JP 62083852A JP 8385287 A JP8385287 A JP 8385287A JP H0826398 B2 JPH0826398 B2 JP H0826398B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明はトランス等の鉄芯に用いられる高磁束密度一
方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトランスそ
の他の電気機器の鉄芯材料に使用されているもので、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。
の他の電気機器の鉄芯材料に使用されているもので、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。
この励磁特性を表わす数値として通常B8（磁場の強さ
800A/mにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を表わす数
値としてW17/50（50Hzで1.7Tまで磁化させた時の1kg当
りの鉄損）を用いている。
800A/mにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を表わす数
値としてW17/50（50Hzで1.7Tまで磁化させた時の1kg当
りの鉄損）を用いている。
この一方向性電磁鋼板は最終仕上焼鈍工程で２次再結
晶現象を起こさせ、鋼板面に｛110｝面、圧延方向に＜0
01＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることによ
って得られている。良好な磁気特性を得るためには磁化
容易軸である＜001＞軸を圧延方向に高度に揃える事が
重要である。又板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、
鋼板の純度等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
晶現象を起こさせ、鋼板面に｛110｝面、圧延方向に＜0
01＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることによ
って得られている。良好な磁気特性を得るためには磁化
容易軸である＜001＞軸を圧延方向に高度に揃える事が
重要である。又板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、
鋼板の純度等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
方向性については、MnS,AlNをインヒビターとして利
用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方法によって大
幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上してき
た。
用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方法によって大
幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上してき
た。
一方近年エネルギー価格の高騰を背景として、トラン
スメーカーは低鉄損トランス用素材への指向を一段と強
めている。低鉄損素材としてアモルファス合金や6.5％S
i鋼等の開発も進められているが、トランス用材料とし
て工業的に使用するには解決すべき問題を残している。
他方レーザー等を用いた磁区制御技術が近年開発され、
それによって鉄損特性が大幅に向上した。また製品の磁
束密度が高いほど磁区制御技術の効果が大きいため、磁
束密度の極めて高い製品を開発する必要性が高まってき
た。
スメーカーは低鉄損トランス用素材への指向を一段と強
めている。低鉄損素材としてアモルファス合金や6.5％S
i鋼等の開発も進められているが、トランス用材料とし
て工業的に使用するには解決すべき問題を残している。
他方レーザー等を用いた磁区制御技術が近年開発され、
それによって鉄損特性が大幅に向上した。また製品の磁
束密度が高いほど磁区制御技術の効果が大きいため、磁
束密度の極めて高い製品を開発する必要性が高まってき
た。
含Al一方向性電磁鋼板を製造する方法において、最終
仕上焼鈍における昇温速度を低めとすることによって磁
束密度を高める方法が提案されているが（特公昭56-334
50）、被膜形成が困難になる等解決すべき問題を残して
いる。
仕上焼鈍における昇温速度を低めとすることによって磁
束密度を高める方法が提案されているが（特公昭56-334
50）、被膜形成が困難になる等解決すべき問題を残して
いる。
一方向性電磁鋼板を製造する場合極めて高い磁束密度
をもつ製品を安定して得ることが難しいという問題点を
解決する方法を提供するものである。
をもつ製品を安定して得ることが難しいという問題点を
解決する方法を提供するものである。
本発明はAlNを主インヒビターとし、珪素鋼熱延板を
必要に応じて焼鈍し、圧下率80超〜95％の強圧下最終冷
間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行なう中
間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施
して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、上記最
終仕上焼鈍を行なう際700℃から900〜1050℃の温度域ま
では２〜50℃/hrで、昇温を行ない、ひき続き700〜1000
℃の温度域まで降温させ、次いで1100〜1300℃の仕上焼
鈍温度まで２〜50℃/hrで昇温させることによって極め
て磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造する方法を提
供するものである。
必要に応じて焼鈍し、圧下率80超〜95％の強圧下最終冷
間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行なう中
間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施
して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、上記最
終仕上焼鈍を行なう際700℃から900〜1050℃の温度域ま
では２〜50℃/hrで、昇温を行ない、ひき続き700〜1000
℃の温度域まで降温させ、次いで1100〜1300℃の仕上焼
鈍温度まで２〜50℃/hrで昇温させることによって極め
て磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造する方法を提
供するものである。
即ち本発明者らは、AlNを主インヒビターとする上記
一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて磁束密度
の高い製品を安定して得ることが難しいという問題点を
解決する方法を種々検討した結果、最終仕上焼鈍を行な
う際700℃から900〜1050℃の温度域までは２〜50℃/hr
で昇温を行ない、ひき続き700〜1000℃の温度域まで降
温させ次いで1100〜1300℃の仕上焼鈍温度まで２〜50℃
/hrで昇温させることによって磁束密度が極めて高くな
るという現象を発見した。
一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて磁束密度
の高い製品を安定して得ることが難しいという問題点を
解決する方法を種々検討した結果、最終仕上焼鈍を行な
う際700℃から900〜1050℃の温度域までは２〜50℃/hr
で昇温を行ない、ひき続き700〜1000℃の温度域まで降
温させ次いで1100〜1300℃の仕上焼鈍温度まで２〜50℃
/hrで昇温させることによって磁束密度が極めて高くな
るという現象を発見した。
以下本発明を詳細に説明する。
本発明の出発素材である珪素鋼熱延板の成分について
はSi:2.5〜4.0％、C:0.03〜0.10％、酸可溶性Al:0.010
〜0.065％、N:0.0010〜0.0150％、Mn:0.02〜0.30％、S:
0.005〜0.040％を含有する必要がある。
はSi:2.5〜4.0％、C:0.03〜0.10％、酸可溶性Al:0.010
〜0.065％、N:0.0010〜0.0150％、Mn:0.02〜0.30％、S:
0.005〜0.040％を含有する必要がある。
Siは4.0％を超すと脆化が激しく冷間圧延が困難とな
り好ましくない。一方2.5％未満では電気抵抗が低く良
好な鉄損特性を得難い。
り好ましくない。一方2.5％未満では電気抵抗が低く良
好な鉄損特性を得難い。
Ｃは0.03％未満では脱炭工程以前でのγ量が極めて少
なくなってしまい良好な１次再結晶組織が得難い。一方
0.10％を超えると脱炭不良となり好ましくない。
なくなってしまい良好な１次再結晶組織が得難い。一方
0.10％を超えると脱炭不良となり好ましくない。
酸可溶性Al,Nは本発明において高磁束密度を得るため
に必須の主インヒビターAlNを得るための基本成分であ
り、上記範囲を外れると２次再結晶が不安定となり好ま
しくないので酸可溶性Alは、0.010〜0.065％、Ｎは0.00
10〜0.0150％とする。
に必須の主インヒビターAlNを得るための基本成分であ
り、上記範囲を外れると２次再結晶が不安定となり好ま
しくないので酸可溶性Alは、0.010〜0.065％、Ｎは0.00
10〜0.0150％とする。
またMnおよびＳはインヒビターMnSを形成するために
必要な元素であり、上記範囲を外れると２次再結晶が不
安定となり好ましくないのでMnは0.02〜0.30％、Ｓは0.
005〜0.040％と定める。
必要な元素であり、上記範囲を外れると２次再結晶が不
安定となり好ましくないのでMnは0.02〜0.30％、Ｓは0.
005〜0.040％と定める。
その他インヒビター構成元素として公知であるSn,Sb,
Se,Te,Cu,Nb,Cr,Ni,B,V,As,Bi等を必要に応じて含有さ
せてよい。
Se,Te,Cu,Nb,Cr,Ni,B,V,As,Bi等を必要に応じて含有さ
せてよい。
本発明は上記成分を含有する珪素鋼熱延板を出発材と
し、必要に応じて焼鈍し、圧下率80超〜95％の強圧下最
終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行な
う中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施す製造工程を前提としている。
し、必要に応じて焼鈍し、圧下率80超〜95％の強圧下最
終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行な
う中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施す製造工程を前提としている。
本発明はAlNを主インヒビターとしており、AlNの析出
処理を目的として、700〜1200℃の熱延板焼鈍を必要に
応じて行なう。
処理を目的として、700〜1200℃の熱延板焼鈍を必要に
応じて行なう。
２回以上の冷間圧延を行なう際の冷間圧延の間に行な
う中間焼鈍は700〜1200℃の温度で行なう。
う中間焼鈍は700〜1200℃の温度で行なう。
最終強圧下冷間圧延の圧下率は80超〜95％にする必要
がある。80％以下では高磁束密度が得難く、95％を超え
ると脱炭焼鈍後の集合組織が不適切となるため２次再結
晶に不安定が生じる。
がある。80％以下では高磁束密度が得難く、95％を超え
ると脱炭焼鈍後の集合組織が不適切となるため２次再結
晶に不安定が生じる。
最終強圧下冷間圧延後鋼板に700〜900℃の温度で脱炭
焼鈍を行なう。脱炭焼鈍後の鋼板表面に焼鈍分離剤を塗
布し、次いで最終仕上焼鈍を行ない製品とする。本発明
の特徴はこの最終仕上焼鈍工程にある。
焼鈍を行なう。脱炭焼鈍後の鋼板表面に焼鈍分離剤を塗
布し、次いで最終仕上焼鈍を行ない製品とする。本発明
の特徴はこの最終仕上焼鈍工程にある。
最終仕上焼鈍を行なう際は、700℃から900〜1050℃の
温度域までは２〜50℃/hrで昇温を行ない、ひき続き700
〜1000℃の温度域まで降温させ、次いで1100〜1300℃の
仕上焼鈍温度まで２〜50℃/hrで昇温させる必要があ
る。以下最終仕上焼鈍条件の限定理由を説明する。
温度域までは２〜50℃/hrで昇温を行ない、ひき続き700
〜1000℃の温度域まで降温させ、次いで1100〜1300℃の
仕上焼鈍温度まで２〜50℃/hrで昇温させる必要があ
る。以下最終仕上焼鈍条件の限定理由を説明する。
本発明者らは、２次再結晶挙動を詳細に調査した結果
次のような新しい知見を得た。第１図に２次再結晶開始
初期及び２次再結晶完了期の２次再結晶粒の方位の一例
を示す。２次再結晶開始初期の２次再結晶粒の方位は
｛110｝＜001＞に極めて近く、２次再結晶が進行するに
従って｛110｝＜001＞方位から分散した方位粒が２次再
結晶してくるのがわかる。２次再結晶現象は本質的には
鉄の拡散による現象であり、温度によって大きな影響を
受ける。本発明者らは２次再結晶開始初期の２次再結晶
粒が｛110｝＜001＞に極めて近いことに着目し、２次再
結晶開始直前又は開始初期に温度を降下させることによ
って鉄の拡散を抑制し｛110｝＜001＞に極めて近い方位
粒のみを２次再結晶させることが可能ではないかと推定
して広範な実験を行なった。以下実験結果に基づいて詳
細に説明する。
次のような新しい知見を得た。第１図に２次再結晶開始
初期及び２次再結晶完了期の２次再結晶粒の方位の一例
を示す。２次再結晶開始初期の２次再結晶粒の方位は
｛110｝＜001＞に極めて近く、２次再結晶が進行するに
従って｛110｝＜001＞方位から分散した方位粒が２次再
結晶してくるのがわかる。２次再結晶現象は本質的には
鉄の拡散による現象であり、温度によって大きな影響を
受ける。本発明者らは２次再結晶開始初期の２次再結晶
粒が｛110｝＜001＞に極めて近いことに着目し、２次再
結晶開始直前又は開始初期に温度を降下させることによ
って鉄の拡散を抑制し｛110｝＜001＞に極めて近い方位
粒のみを２次再結晶させることが可能ではないかと推定
して広範な実験を行なった。以下実験結果に基づいて詳
細に説明する。
第２図に最終仕上焼鈍の途中過程で降温を始めた温度
と製品の磁束密度との関係を示す。この場合Si:3.27
％、C:0.078％、酸可溶性Al:0.026％、N:0.0085％、Mn:
0.071％、S:0.025％を含有する2.3mm厚の熱延板を出発
材とし、かかる熱延板を1100℃２分間の焼鈍後急冷し、
0.225mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍を
行なった後MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、15
℃/hrの昇温速度で、第２図に示す各温度まで昇温した
後、800℃まで降温した。800℃に達した時点で再び15℃
/hrの昇温速度で昇温を始め、1200℃まで昇温を行なっ
た後20時間1200℃に保持した。ここでの焼鈍雰囲気は、
室温から1200℃までは25％N2＋75％H2とし、1200℃での
保定中は100％H2とした。第２図から明らかなように降
温開始温度900〜1050℃の範囲で磁束密度の向上効果が
見られ、第２図を基に降温開始温度を規定した。
と製品の磁束密度との関係を示す。この場合Si:3.27
％、C:0.078％、酸可溶性Al:0.026％、N:0.0085％、Mn:
0.071％、S:0.025％を含有する2.3mm厚の熱延板を出発
材とし、かかる熱延板を1100℃２分間の焼鈍後急冷し、
0.225mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍を
行なった後MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、15
℃/hrの昇温速度で、第２図に示す各温度まで昇温した
後、800℃まで降温した。800℃に達した時点で再び15℃
/hrの昇温速度で昇温を始め、1200℃まで昇温を行なっ
た後20時間1200℃に保持した。ここでの焼鈍雰囲気は、
室温から1200℃までは25％N2＋75％H2とし、1200℃での
保定中は100％H2とした。第２図から明らかなように降
温開始温度900〜1050℃の範囲で磁束密度の向上効果が
見られ、第２図を基に降温開始温度を規定した。
そこで、900〜1050℃の温度域から700〜1000℃の温度
域まで降温させる。純化を目的として鋼板を1100℃以上
にする必要上、700℃未満にまで降温させると製造コス
トが増加するため好ましくなく、1000℃を超えると２次
再結晶の進行が速いため効果が得難いので700〜1000℃
の温度域まで降温させると規定した。
域まで降温させる。純化を目的として鋼板を1100℃以上
にする必要上、700℃未満にまで降温させると製造コス
トが増加するため好ましくなく、1000℃を超えると２次
再結晶の進行が速いため効果が得難いので700〜1000℃
の温度域まで降温させると規定した。
続いて、700〜1000℃の温度域から1100〜1300℃の仕
上焼鈍温度まで昇温させる。1100℃未満で純化を行なう
と時間がかかりすぎ好ましくなく、純化の点で1300℃超
まで温度を上げる必要がない上製造コストが増加して好
ましくない。
上焼鈍温度まで昇温させる。1100℃未満で純化を行なう
と時間がかかりすぎ好ましくなく、純化の点で1300℃超
まで温度を上げる必要がない上製造コストが増加して好
ましくない。
700℃から900〜1050℃の温度域までの昇温速度は２〜
50℃/hrとした。２℃/hr未満では２次再結晶が不安定と
なり好ましくなく、50℃/hrを超えると２次再結晶の核
発生が過度となり、｛110｝＜001＞方位から分散したも
のまで容易に核発生し結果として磁束密度が低下して好
ましくない。
50℃/hrとした。２℃/hr未満では２次再結晶が不安定と
なり好ましくなく、50℃/hrを超えると２次再結晶の核
発生が過度となり、｛110｝＜001＞方位から分散したも
のまで容易に核発生し結果として磁束密度が低下して好
ましくない。
700〜1000℃の温度域から1100〜1300℃の仕上焼鈍温
度までの昇温速度は２〜50℃/hrとした。２℃/hr未満で
は２次再結晶が不安定となり、好ましくなく、50℃/hr
を超えると、２次再結晶の核が過度に発生しやすくな
り、｛110｝＜001＞方位から分散したものまで容易に核
発生し結果として磁束密度が低下して好ましくない。
度までの昇温速度は２〜50℃/hrとした。２℃/hr未満で
は２次再結晶が不安定となり、好ましくなく、50℃/hr
を超えると、２次再結晶の核が過度に発生しやすくな
り、｛110｝＜001＞方位から分散したものまで容易に核
発生し結果として磁束密度が低下して好ましくない。
本発明の特徴である900〜1050℃の温度域から700〜10
00℃の温度域まで降温させる効果のメカニズムについて
は必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下のよう
に考えている。第１図に示すように、２次再結晶開始初
期の２次再結晶粒の方位は｛110｝＜001＞方位に極めて
近い。これは｛110｝＜001＞に極めて近い方位粒の核発
生が｛110｝＜001＞から分散した方位の核発生よりも早
期に起ることを示唆している。２次再結晶の核の発生に
関してはいくつかの考え方があるが、鉄の拡散を必要と
するという点では共通している。拡散現象自体温度に強
く依存することは知られており、｛110｝＜001＞に極め
て近い方位粒の核が発生した段階で温度を下げると｛11
0｝＜001＞から分散した方位粒の核発生が生じなくなる
ものと考えられる。700〜1000℃のいずれかの温度から1
100〜1300℃のいずれかの温度までの昇温中既に核発生
している｛110｝＜001＞に極めて近い方位粒は容易に２
次再結晶粒となり粒成長していくのに対して、｛110｝
＜001＞から分散した方位粒は降温を始めた温度以上に
達っした時にようやく核発生時期を迎えることになる。
そしてその時点では｛110｝＜001＞に極めて近い２次再
結晶粒が鋼板のかなりの部分を占めてしまって｛110｝
＜001＞から分散した方位粒の核発生が可能な鋼板部分
が少なくなっていると考えられる。従って本発明の効果
は｛110｝＜001＞から分散した方位粒の核発生を積極的
に抑制することによって、｛110｝＜001＞に極めて近い
２次再結晶粒が鋼板を占める割合を増加させたことによ
ると考えられる。
00℃の温度域まで降温させる効果のメカニズムについて
は必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下のよう
に考えている。第１図に示すように、２次再結晶開始初
期の２次再結晶粒の方位は｛110｝＜001＞方位に極めて
近い。これは｛110｝＜001＞に極めて近い方位粒の核発
生が｛110｝＜001＞から分散した方位の核発生よりも早
期に起ることを示唆している。２次再結晶の核の発生に
関してはいくつかの考え方があるが、鉄の拡散を必要と
するという点では共通している。拡散現象自体温度に強
く依存することは知られており、｛110｝＜001＞に極め
て近い方位粒の核が発生した段階で温度を下げると｛11
0｝＜001＞から分散した方位粒の核発生が生じなくなる
ものと考えられる。700〜1000℃のいずれかの温度から1
100〜1300℃のいずれかの温度までの昇温中既に核発生
している｛110｝＜001＞に極めて近い方位粒は容易に２
次再結晶粒となり粒成長していくのに対して、｛110｝
＜001＞から分散した方位粒は降温を始めた温度以上に
達っした時にようやく核発生時期を迎えることになる。
そしてその時点では｛110｝＜001＞に極めて近い２次再
結晶粒が鋼板のかなりの部分を占めてしまって｛110｝
＜001＞から分散した方位粒の核発生が可能な鋼板部分
が少なくなっていると考えられる。従って本発明の効果
は｛110｝＜001＞から分散した方位粒の核発生を積極的
に抑制することによって、｛110｝＜001＞に極めて近い
２次再結晶粒が鋼板を占める割合を増加させたことによ
ると考えられる。
1100〜1300℃の仕上焼鈍温度まで昇温した後はS,N等
の不純物の純化のために1100〜1300℃の温度範囲に５時
間以上保持する。
の不純物の純化のために1100〜1300℃の温度範囲に５時
間以上保持する。
最終仕上焼鈍中の雰囲気については特に限定しない
が、室温から900〜1050℃の温度域までの昇温過程、ひ
き続く700〜1000℃の温度域までの降温過程、ひき続く1
100〜1300℃の仕上焼鈍温度までの昇温過程において焼
鈍雰囲気に５％以上の窒素ガスが含まれていることは２
次再結晶の安定化の点で好ましい。
が、室温から900〜1050℃の温度域までの昇温過程、ひ
き続く700〜1000℃の温度域までの降温過程、ひき続く1
100〜1300℃の仕上焼鈍温度までの昇温過程において焼
鈍雰囲気に５％以上の窒素ガスが含まれていることは２
次再結晶の安定化の点で好ましい。
最終仕上焼鈍後に鋼板に張力を付加するコーティング
を行なうと鉄損特性が一層向上する。本発明によって製
造された製品は極めて磁束密度が高いため、レーザー等
を用いた磁区制御を行なうと極めて鉄損特性の優れた製
品になる。
を行なうと鉄損特性が一層向上する。本発明によって製
造された製品は極めて磁束密度が高いため、レーザー等
を用いた磁区制御を行なうと極めて鉄損特性の優れた製
品になる。
以下実施例について述べる。
実施例１ Si:3.25％、C:0.078％、酸可溶性Al:0.026％、N:0.00
85％、Mn:0.071％、S:0.025％、Sn:0.12％、Cu:0.07％
を含む板厚2.3mmの熱延板に1100℃２分間の焼鈍後0.225
mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき
続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃
まで15℃/hrで昇温、950℃まで15℃/hrで昇温後800℃
まで降温し再び15℃/hrで1200℃まで昇温、1000℃ま
で15℃/hrで昇温後800℃まで降温し再び15℃/hrで1200
℃まで昇温の３通りの処理後ひき続き1200℃で20時間保
持した。焼鈍雰囲気は1200℃以下では25％N2＋75％H2と
し1200℃になった時点で100％H2とした。処理条件と製
品の磁束密度との関係を第１表に示す。
85％、Mn:0.071％、S:0.025％、Sn:0.12％、Cu:0.07％
を含む板厚2.3mmの熱延板に1100℃２分間の焼鈍後0.225
mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき
続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃
まで15℃/hrで昇温、950℃まで15℃/hrで昇温後800℃
まで降温し再び15℃/hrで1200℃まで昇温、1000℃ま
で15℃/hrで昇温後800℃まで降温し再び15℃/hrで1200
℃まで昇温の３通りの処理後ひき続き1200℃で20時間保
持した。焼鈍雰囲気は1200℃以下では25％N2＋75％H2と
し1200℃になった時点で100％H2とした。処理条件と製
品の磁束密度との関係を第１表に示す。
実施例２ Si:3.51％、C:0.084％、酸可溶性Al:0.025％、N:0.00
80％、Mn:0.075％、S:0.024％、Sn:0.16％を含む板厚2.
3mmの熱延板に1100℃２分間の焼鈍後0.225mmの最終厚み
まで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき続きMgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃まで15℃/hr
で昇温、950℃まで15℃/hrで昇温後800℃まで降温し
再び15℃/hrで1200℃まで昇温の２通りの処理後ひき続
き1200℃で20時間保持した。焼鈍雰囲気は1200℃以下で
は25％N2＋75％H2とし1200℃になった時点で100％H2と
した。処理条件と製品の磁束密度との関係を第２表に示
す。
80％、Mn:0.075％、S:0.024％、Sn:0.16％を含む板厚2.
3mmの熱延板に1100℃２分間の焼鈍後0.225mmの最終厚み
まで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき続きMgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃まで15℃/hr
で昇温、950℃まで15℃/hrで昇温後800℃まで降温し
再び15℃/hrで1200℃まで昇温の２通りの処理後ひき続
き1200℃で20時間保持した。焼鈍雰囲気は1200℃以下で
は25％N2＋75％H2とし1200℃になった時点で100％H2と
した。処理条件と製品の磁束密度との関係を第２表に示
す。
実施例３ Si:3.29％、C:0.075％、酸可溶性Al:0.026％、N:0.00
85％、Mn:0.071％、S:0.025％、Sn:0.12％、Cu:0.06％
を含む板厚2.3mmの熱延板に1100℃２分間の焼鈍後0.225
mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき
続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃
まで15℃/hrで昇温、1000℃まで15℃/hrで昇温し、10
00℃で15時間保持後15℃/hrで1200℃まで昇温、1000
℃まで15℃/hrで昇温後800℃まで降温し、再び15℃/hr
で1200℃まで昇温の３通りの処理後ひき続き1200℃で20
時間保持した。焼鈍雰囲気は1200℃以下では25％N2＋75
％H2として1200℃になった時点で、100％H2とした。処
理条件と製品の磁束密度との関係を第３表に示す。
85％、Mn:0.071％、S:0.025％、Sn:0.12％、Cu:0.06％
を含む板厚2.3mmの熱延板に1100℃２分間の焼鈍後0.225
mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき
続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃
まで15℃/hrで昇温、1000℃まで15℃/hrで昇温し、10
00℃で15時間保持後15℃/hrで1200℃まで昇温、1000
℃まで15℃/hrで昇温後800℃まで降温し、再び15℃/hr
で1200℃まで昇温の３通りの処理後ひき続き1200℃で20
時間保持した。焼鈍雰囲気は1200℃以下では25％N2＋75
％H2として1200℃になった時点で、100％H2とした。処
理条件と製品の磁束密度との関係を第３表に示す。
〔発明の効果〕 以上のとおり、本発明によれば、最終仕上焼鈍工程の
熱サイクルに降温部を付加することによって極めて磁束
密度の高い一方向性電磁鋼板を安定して製造することが
できるので、その工業的効果は大きい。
熱サイクルに降温部を付加することによって極めて磁束
密度の高い一方向性電磁鋼板を安定して製造することが
できるので、その工業的効果は大きい。
第１図は２次再結晶開始初期と２次再結晶完了期の２次
再結晶粒の方位の比較図。第２図は最終仕上焼鈍の工程
中降温を開始する温度と製品の磁束密度との関係図であ
る。
再結晶粒の方位の比較図。第２図は最終仕上焼鈍の工程
中降温を開始する温度と製品の磁束密度との関係図であ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Si:2.5〜4.0％、C:0.03〜0.10
％、solAl:0.010〜0.065％、N:0.0010〜0.0150％、Mn:
0.02〜0.30％、S:0.005〜0.040％および残部が実質的に
Feからなる珪素鋼熱延板を、圧下率:80超〜95％の強圧
下最終冷間圧延を含む１回或は中間焼鈍過程を介挿する
２回以上の冷間圧延を行い、次いで脱炭焼鈍、焼鈍分離
剤塗布さらに最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を
製造する方法において、前記最終仕上焼鈍を行うに際
し、上記成分を有する珪素鋼板を700℃から900〜1050℃
の温度域内までを２〜50℃/hrの昇温速度で加熱し、次
いで700〜1000℃の温度域内まで降温せしめさらに、110
0〜1300℃の仕上焼鈍温度まで２〜50℃/hrの昇温速度で
加熱することを特徴とする磁束密度の極めて高い一方向
性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62083852A JPH0826398B2 (ja) | 1987-04-07 | 1987-04-07 | 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62083852A JPH0826398B2 (ja) | 1987-04-07 | 1987-04-07 | 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63250420A JPS63250420A (ja) | 1988-10-18 |
| JPH0826398B2 true JPH0826398B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=13814225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62083852A Expired - Lifetime JPH0826398B2 (ja) | 1987-04-07 | 1987-04-07 | 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826398B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5855212A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Toyota Motor Corp | 模型の成形方法 |
-
1987
- 1987-04-07 JP JP62083852A patent/JPH0826398B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63250420A (ja) | 1988-10-18 |
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