JPS60135522A - 磁気特性および打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性および打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPS60135522A JPS60135522A JP24216783A JP24216783A JPS60135522A JP S60135522 A JPS60135522 A JP S60135522A JP 24216783 A JP24216783 A JP 24216783A JP 24216783 A JP24216783 A JP 24216783A JP S60135522 A JPS60135522 A JP S60135522A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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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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】
（技術分野）
磁気特性および打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の
製造方法に関連して、この明細書で述べる技術内容は゛
、大型発電機などの鉄芯材料の使途における独自の要請
を有利に成就する、板厚の厚い高級無方向性けい素鋼板
を得ることについての１・・開発成果を提案しようとす
るものである。
製造方法に関連して、この明細書で述べる技術内容は゛
、大型発電機などの鉄芯材料の使途における独自の要請
を有利に成就する、板厚の厚い高級無方向性けい素鋼板
を得ることについての１・・開発成果を提案しようとす
るものである。
（背景技術）
一般に無方向性けい素鋼板は、鉄損により格付されてい
るが現在ＪＩＳ規格で最高級のものは、１・Ｓ−９級（
板厚０．８５（顛）でＷｌ０／．。≦０．９５。
るが現在ＪＩＳ規格で最高級のものは、１・Ｓ−９級（
板厚０．８５（顛）でＷｌ０／．。≦０．９５。
Ｗｌ５／，ｏ≦２．４ ０ （ ｗ／＃ ） ；板厚ｏ
．ａｏ（ｍｉ＋）では、Ｗ １０／．ｏ≦１． １ ５
、 Ｗ １５／５ 。≦２．９０（Ｗ／匈））である
。このクラスの高級無方向性けい素鋼板は、鉄損がとく
に低いことから主に水車発電．、。
．ａｏ（ｍｉ＋）では、Ｗ １０／．ｏ≦１． １ ５
、 Ｗ １５／５ 。≦２．９０（Ｗ／匈））である
。このクラスの高級無方向性けい素鋼板は、鉄損がとく
に低いことから主に水車発電．、。
機やタービン発電機のごとき大型発電機の鉄芯材料とし
て使用されている。
て使用されている。
（発明の課題）
上記のような大型発電機用鉄芯材は、まずその゛打抜加
工と打抜後のかえり除去、および成層組立てなどの作業
工程の削減を有利に図るためには、磁気特性の劣化を伴
なわずして、板厚がより厚く（具体的には０．６〜０．
６５１１１程度）、かつ打抜性にすぐれることが強く要
請される。
工と打抜後のかえり除去、および成層組立てなどの作業
工程の削減を有利に図るためには、磁気特性の劣化を伴
なわずして、板厚がより厚く（具体的には０．６〜０．
６５１１１程度）、かつ打抜性にすぐれることが強く要
請される。
ところで一般に鉄損Ｗは、ヒステリシス損（Ｗｈ）と渦
電流損（Ｗ８）の和 Ｗ−Ｗｈ十Ｗ。 ・・・・・・（１） で示され、Ｗｈ、Ｗｏと結晶粒径（Ｄ）の関係は、ｌ・
Ｗｈ＝ａＤ−１＋ｂ・・・・・・（２）Ｗ、＝ＣＤ ・
・・・・・（３） で表わされる。
電流損（Ｗ８）の和 Ｗ−Ｗｈ十Ｗ。 ・・・・・・（１） で示され、Ｗｈ、Ｗｏと結晶粒径（Ｄ）の関係は、ｌ・
Ｗｈ＝ａＤ−１＋ｂ・・・・・・（２）Ｗ、＝ＣＤ ・
・・・・・（３） で表わされる。
なおａ、Ｏは変数で、ｂは定数である。 ！、１これま
でＧこ用いられてきた０１５ 、０．５ Ｏｗｎ板ｌ厚
の無方向性けい素鋼板では、鉄損の中に占めるヒステリ
シス損の割合が大きいため、鉄損は仕上げ焼鈍後の結晶
粒径を大きくすることにより改善され得たわけであるが
、ここに（１）〜（３）式より極小゛・の鉄損値を与え
る結晶粒径は で示されるところ、変数Ｃが板厚に比例するものである
ため、板厚が厚くなるとＤは小さくなる。口）すなわち
０１８５顛、０．５０朋材に比べ、０．６〜０．６５ｍ
ｍ程度の厚材における最適結晶粒径は細粒側にずれるこ
ととなり、上に触れた従来の方策はもはや役立たぬこと
が明らかである。
でＧこ用いられてきた０１５ 、０．５ Ｏｗｎ板ｌ厚
の無方向性けい素鋼板では、鉄損の中に占めるヒステリ
シス損の割合が大きいため、鉄損は仕上げ焼鈍後の結晶
粒径を大きくすることにより改善され得たわけであるが
、ここに（１）〜（３）式より極小゛・の鉄損値を与え
る結晶粒径は で示されるところ、変数Ｃが板厚に比例するものである
ため、板厚が厚くなるとＤは小さくなる。口）すなわち
０１８５顛、０．５０朋材に比べ、０．６〜０．６５ｍ
ｍ程度の厚材における最適結晶粒径は細粒側にずれるこ
ととなり、上に触れた従来の方策はもはや役立たぬこと
が明らかである。
−万人型発電機の鉄芯材料としては、低鉄損でｊ。
あることの他に１．５Ｔより高磁場での使用に適合する
ように磁束密度のより高い材料が要求されるのも、もち
ろんのことである。
ように磁束密度のより高い材料が要求されるのも、もち
ろんのことである。
以上の諸点については、先行技術Ｇこよる改善の類例を
見ることはできないが、このほか在来の−２、。
見ることはできないが、このほか在来の−２、。
般的板厚に比してはるかに厚いとき、打抜性の確゛保も
重要であり、ただこの打抜性については従来技術として
、特公昭４８−１９０４９号公報に、Ｓｉ 、 Ａｌか
らなる薄くて緻密な酸化膜を板面に形成させること、ま
た特公昭４９−６４５６号公報゛には、適度な硬度をも
たせること、さらには特公昭４９−６７８１号公報にて
、Ｓ、Ｐなどの成分を板厚中央部に偏析させて混粒組織
にすることなどの開示を挙げることができるにしても、
板厚増加に随伴する鉄損の劣化回避と磁束密度の確保な
１・・どとの関連については何も教示されるところはな
し）０ 発明者らは０．６０〜０．６５＋＋ｎ厚におけるＷｈと
Ｗｏの割合を調べて鉄損の極小値を得ると同時に高磁束
密度化を図り、ざらに打抜性改善もあわせ１・実現する
ことを目的として種々の実験を重ねた結果、世帯焼鈍条
件と冷延圧下率および仕上焼鈍後の鋼板の冷却速度およ
び結晶粒径を特定することによって板厚０．６０〜０．
６５鶴において、０．５０絹の８−９級に匹敵し得るす
ぐれた磁気特性が良！・好な打抜性にあわせ得られるこ
との知見に達した０１（発明の構成） この発明は、Ｏ：０，００５重量％（成分量の多表示に
ついて以下同じ）以下、Ｓｉ ： ８．０〜４．０′チ
、Ｍｎ ： ０．１〜１．０ ％およびＡｌ ： ０．
４〜１．０ ％を含み、残部不可避的不純物から成るけ
い素鋼素材を常法に従って熱間圧延し、次いで熱延板の
世帯焼鈍を行ったのち一回の冷間圧延によって最終板厚
とし、す１続き連続仕上焼鈍を行う無方向性け１０い素
鋼板の製造方法において、 世帯焼鈍を８５０°Ｃ〜９５０°Ｃで１〜５分間実施す
る、 冷間圧延の圧下率を０．６０〜０．６５朋の最終板厚に
至る間をこ６０％〜７５％とする、連続仕上焼鈍時の鋼
板の冷却速度を７００℃／ｍｉｎ以上にし、該焼鈍後の
平均結晶粒径を１４０〜１７０μｆｎ（より好ましくは
１５０μｆｎ）とすることの結合から成る磁気特性およ
び打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法であ
る０ ２・・けい素鋼素材の成分範囲を限定する理由に
つい゛ては、この発明の成功を導いた実験の経緯を述べ
てから説明するが該素材の常法に従う熱間圧延というの
は、転炉もしくは電気炉にて、溶製した溶鋼の造塊、分
塊によるか又は連続鋳造で得られるスラブを１１００℃
以上に加熱し圧延仕上げ温度９００〜８００℃、巻取り
温度７５０〜５５０℃をこて熱延板を得る工程を意味す
る。
重要であり、ただこの打抜性については従来技術として
、特公昭４８−１９０４９号公報に、Ｓｉ 、 Ａｌか
らなる薄くて緻密な酸化膜を板面に形成させること、ま
た特公昭４９−６４５６号公報゛には、適度な硬度をも
たせること、さらには特公昭４９−６７８１号公報にて
、Ｓ、Ｐなどの成分を板厚中央部に偏析させて混粒組織
にすることなどの開示を挙げることができるにしても、
板厚増加に随伴する鉄損の劣化回避と磁束密度の確保な
１・・どとの関連については何も教示されるところはな
し）０ 発明者らは０．６０〜０．６５＋＋ｎ厚におけるＷｈと
Ｗｏの割合を調べて鉄損の極小値を得ると同時に高磁束
密度化を図り、ざらに打抜性改善もあわせ１・実現する
ことを目的として種々の実験を重ねた結果、世帯焼鈍条
件と冷延圧下率および仕上焼鈍後の鋼板の冷却速度およ
び結晶粒径を特定することによって板厚０．６０〜０．
６５鶴において、０．５０絹の８−９級に匹敵し得るす
ぐれた磁気特性が良！・好な打抜性にあわせ得られるこ
との知見に達した０１（発明の構成） この発明は、Ｏ：０，００５重量％（成分量の多表示に
ついて以下同じ）以下、Ｓｉ ： ８．０〜４．０′チ
、Ｍｎ ： ０．１〜１．０ ％およびＡｌ ： ０．
４〜１．０ ％を含み、残部不可避的不純物から成るけ
い素鋼素材を常法に従って熱間圧延し、次いで熱延板の
世帯焼鈍を行ったのち一回の冷間圧延によって最終板厚
とし、す１続き連続仕上焼鈍を行う無方向性け１０い素
鋼板の製造方法において、 世帯焼鈍を８５０°Ｃ〜９５０°Ｃで１〜５分間実施す
る、 冷間圧延の圧下率を０．６０〜０．６５朋の最終板厚に
至る間をこ６０％〜７５％とする、連続仕上焼鈍時の鋼
板の冷却速度を７００℃／ｍｉｎ以上にし、該焼鈍後の
平均結晶粒径を１４０〜１７０μｆｎ（より好ましくは
１５０μｆｎ）とすることの結合から成る磁気特性およ
び打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法であ
る０ ２・・けい素鋼素材の成分範囲を限定する理由に
つい゛ては、この発明の成功を導いた実験の経緯を述べ
てから説明するが該素材の常法に従う熱間圧延というの
は、転炉もしくは電気炉にて、溶製した溶鋼の造塊、分
塊によるか又は連続鋳造で得られるスラブを１１００℃
以上に加熱し圧延仕上げ温度９００〜８００℃、巻取り
温度７５０〜５５０℃をこて熱延板を得る工程を意味す
る。
またこの熱間圧延に引続く、世帯焼鈍は一般に連続焼鈍
によるものとする〇 以下、この発明による成果を得るに至った実験に基いて
、具体的に順次に説明を進める〇（板厚−磁気特性の関
係） Ｇ：０．００１３％、Ｓｉ ： ８．６０％、Ｍｎ：０
．２４チ、Ａｌ：０．６７％、Ｓ：Ｏ，００１チ、０：
０．００１４’チおよびＮ：ｏ、ｏｏｚａ％を含むけい
素鋼熱延板に９００℃で８分間の世帯焼鈍を施した後、
表面のスケールを酸洗で除去し、冷間圧延でそれぞれ厚
さ０．８５ａｍ、０．４５ ＩＩＩ、 ０．５５ ａｍ
および０．６６頷に仕上げた０次いで９５０℃、８分間
の連続仕７・・上げ焼鈍を施した０ 得られた鋼板の板厚と磁気特性の関係について調べた結
果を第１図に示す０ 第１図より板厚が厚くなるとＷｅが増加しとくに板厚０
．６５ｍｍにおいてはＷｈ： Ｗｅ中５０：５０−・で
あって、Ｗｏの減少が鉄損の低減に大きく寄与すること
が判る０ 第１図には鉄損Ｗ １５１５ｏの板厚依存性が著しいこ
とをあわせ示した０ （世帯焼鈍温度および冷延圧下率の影響） ｌ・・０：
Ｏ，００８％、Ｓｉ：８，６０％、Ｍｎ ： ０，２４
チ、Ａｌ：０．６０％およびＳ：０，００１チを含むけ
い素鋼スラブを１１６０℃で１時間加熱した後、熱間圧
延により厚さ１．８９ｆｉ、２．２ ｔｌｍｍおよび２
．７０１１の熱延板とした０これらのけい素鋼熱延］−
・板をそれぞれ８００℃、８５０℃、９００℃、９５０
℃および９７５℃で８分間の世帯焼鈍を施した後、表面
スケールを酸洗で除去し、冷間圧延で厚さ０．６５ｍｍ
に仕上げた０次いで９５０℃で８分間の連続仕上げ焼鈍
を施した。 ７．。
によるものとする〇 以下、この発明による成果を得るに至った実験に基いて
、具体的に順次に説明を進める〇（板厚−磁気特性の関
係） Ｇ：０．００１３％、Ｓｉ ： ８．６０％、Ｍｎ：０
．２４チ、Ａｌ：０．６７％、Ｓ：Ｏ，００１チ、０：
０．００１４’チおよびＮ：ｏ、ｏｏｚａ％を含むけい
素鋼熱延板に９００℃で８分間の世帯焼鈍を施した後、
表面のスケールを酸洗で除去し、冷間圧延でそれぞれ厚
さ０．８５ａｍ、０．４５ ＩＩＩ、 ０．５５ ａｍ
および０．６６頷に仕上げた０次いで９５０℃、８分間
の連続仕７・・上げ焼鈍を施した０ 得られた鋼板の板厚と磁気特性の関係について調べた結
果を第１図に示す０ 第１図より板厚が厚くなるとＷｅが増加しとくに板厚０
．６５ｍｍにおいてはＷｈ： Ｗｅ中５０：５０−・で
あって、Ｗｏの減少が鉄損の低減に大きく寄与すること
が判る０ 第１図には鉄損Ｗ １５１５ｏの板厚依存性が著しいこ
とをあわせ示した０ （世帯焼鈍温度および冷延圧下率の影響） ｌ・・０：
Ｏ，００８％、Ｓｉ：８，６０％、Ｍｎ ： ０，２４
チ、Ａｌ：０．６０％およびＳ：０，００１チを含むけ
い素鋼スラブを１１６０℃で１時間加熱した後、熱間圧
延により厚さ１．８９ｆｉ、２．２ ｔｌｍｍおよび２
．７０１１の熱延板とした０これらのけい素鋼熱延］−
・板をそれぞれ８００℃、８５０℃、９００℃、９５０
℃および９７５℃で８分間の世帯焼鈍を施した後、表面
スケールを酸洗で除去し、冷間圧延で厚さ０．６５ｍｍ
に仕上げた０次いで９５０℃で８分間の連続仕上げ焼鈍
を施した。 ７．。
得られた鋼板の世帯焼鈍温度および冷延圧下率゛が磁気
特性に及ぼす影響を第２図〜第４図に示す０第２図〜第
４図より世帯焼鈍温度をとくに８５０℃から９５０℃ま
での温度域で実施するとこの領域を逸れたときに比し、
磁気特性はより向上する゛が、鉄損および磁束密度のレ
ベルは冷延圧下率によって異なることが判る０ 第２図および第８図を第４図と対比して明らかなように
冷延圧下率が６４チおよび７１％で冷延圧下率７４チの
場合よりも磁気特性がすぐれ、いｌ・）ずれもとくに世
帯焼鈍を９００℃近傍で施したものは板厚０．６５１１
１のように厚くとも Ｗ１０／、。＝１．２０ Ｗ ／
に４１１Ｗ ”１５ｏ＝ ２．７５〜ｚ、ｓｏｗ／Ｉｃ
ｇ、Ｂ５ｏ＝１．７０〜１．７０５ Ｔのように０．５
１厚のＳ−９級と同等のすぐれた磁気特性を示している
。Ｉ・世帯焼鈍温度が９５０℃を超えると磁気特性は劣
化する０ また第４図に示す如く、冷延圧下率が高すぎると世帯焼
鈍を最適条件にとっても磁気特性の著しい改善は望めな
い。
特性に及ぼす影響を第２図〜第４図に示す０第２図〜第
４図より世帯焼鈍温度をとくに８５０℃から９５０℃ま
での温度域で実施するとこの領域を逸れたときに比し、
磁気特性はより向上する゛が、鉄損および磁束密度のレ
ベルは冷延圧下率によって異なることが判る０ 第２図および第８図を第４図と対比して明らかなように
冷延圧下率が６４チおよび７１％で冷延圧下率７４チの
場合よりも磁気特性がすぐれ、いｌ・）ずれもとくに世
帯焼鈍を９００℃近傍で施したものは板厚０．６５１１
１のように厚くとも Ｗ１０／、。＝１．２０ Ｗ ／
に４１１Ｗ ”１５ｏ＝ ２．７５〜ｚ、ｓｏｗ／Ｉｃ
ｇ、Ｂ５ｏ＝１．７０〜１．７０５ Ｔのように０．５
１厚のＳ−９級と同等のすぐれた磁気特性を示している
。Ｉ・世帯焼鈍温度が９５０℃を超えると磁気特性は劣
化する０ また第４図に示す如く、冷延圧下率が高すぎると世帯焼
鈍を最適条件にとっても磁気特性の著しい改善は望めな
い。
（結晶粒径と磁気特性の関係）
前述したＯ：Ｏ，００３％、Ｓｉ ： ３，６０％、Ｍ
ｎ：０．２４係、Ａｌ：ｏ、６７％、Ｓ：０．ＯＯ１係
、０：０．００１４多およびＮ：Ｏ，００２８％を含む
けい素鋼熱延板に９００℃で３分間の世帯焼鈍を施し゛
た後、表面のスケールを酸洗で除去し、冷間圧延で厚さ
０．６５ｍｍに仕上げたものについて連続仕上げ焼鈍条
件につき、８００℃から１０５０℃の温度まで、２５℃
間隔で種々に違え、各々８分間の連続仕上げ焼鈍を施し
、遂−１得られた鋼板の磁１０気特性と目視により結晶
粒径を調べた結果を、第５図に示す０図より板厚０．６
５ｉ＋ｉにおいて鉄損の極小値を示す結晶粒径は１４０
〜１７０μｍなかでも約１５０μｍであることが判る。
ｎ：０．２４係、Ａｌ：ｏ、６７％、Ｓ：０．ＯＯ１係
、０：０．００１４多およびＮ：Ｏ，００２８％を含む
けい素鋼熱延板に９００℃で３分間の世帯焼鈍を施し゛
た後、表面のスケールを酸洗で除去し、冷間圧延で厚さ
０．６５ｍｍに仕上げたものについて連続仕上げ焼鈍条
件につき、８００℃から１０５０℃の温度まで、２５℃
間隔で種々に違え、各々８分間の連続仕上げ焼鈍を施し
、遂−１得られた鋼板の磁１０気特性と目視により結晶
粒径を調べた結果を、第５図に示す０図より板厚０．６
５ｉ＋ｉにおいて鉄損の極小値を示す結晶粒径は１４０
〜１７０μｍなかでも約１５０μｍであることが判る。
ここに結晶粒が粗大比する連続焼鈍条件にあつ１５ては
鉄損が増加するばかりでなく磁束密度が低下し磁気特性
上好ましくない。
鉄損が増加するばかりでなく磁束密度が低下し磁気特性
上好ましくない。
（結晶粒径と打抜性）
結晶粒の粗大化は機械的性質を劣化させる原因ともなり
、特に板厚が厚くなるとその傾向が顕著２．１になる。
、特に板厚が厚くなるとその傾向が顕著２．１になる。
ｃ：ｏ、ｏｏａ％、Ｓｉ：８．４０％、Ｍｎ：０．２５
％、Ａｌ ：０．６０％％ Ｓ：０．００１ ％、Ｏ：
Ｏ，００１７チおよびＮ：０，００２５％を含むけい素
鋼スラブを１１５０℃で１時間加熱した後、熱間圧延に
より２．０ｕの熱延板とし、この熱延板を９００℃で８
分間の世帯焼鈍を施した後、表面のスケールを酸洗で除
去し、冷間圧延で０．６５ｆｉに仕上げた０冷問圧延後
コイルを２分割し、何れも９５０℃で８分間の連続仕上
げ焼鈍を施し、その時鋼板の１・・冷却速度（定温から
２００℃まで）を８４０°Ｃ／ｍｉｎおよび７２０℃／
ｍｉｎの２通りとした０得られた鋼板について連続打
抜試験を行ない打抜きによるかえり高さを測定した結果
を第６図に示す。
％、Ａｌ ：０．６０％％ Ｓ：０．００１ ％、Ｏ：
Ｏ，００１７チおよびＮ：０，００２５％を含むけい素
鋼スラブを１１５０℃で１時間加熱した後、熱間圧延に
より２．０ｕの熱延板とし、この熱延板を９００℃で８
分間の世帯焼鈍を施した後、表面のスケールを酸洗で除
去し、冷間圧延で０．６５ｆｉに仕上げた０冷問圧延後
コイルを２分割し、何れも９５０℃で８分間の連続仕上
げ焼鈍を施し、その時鋼板の１・・冷却速度（定温から
２００℃まで）を８４０°Ｃ／ｍｉｎおよび７２０℃／
ｍｉｎの２通りとした０得られた鋼板について連続打
抜試験を行ない打抜きによるかえり高さを測定した結果
を第６図に示す。
連続仕上焼鈍後の冷却速度の如何により打抜性が改侍さ
れることが判る０理由は明らかでないが鋼板が厚いと冷
却速度を速くすることによって板表面層と中心層で湿度
差を生じ、表面層が中心層に比べて若干より硬化される
ことによって打抜性、。
れることが判る０理由は明らかでないが鋼板が厚いと冷
却速度を速くすることによって板表面層と中心層で湿度
差を生じ、表面層が中心層に比べて若干より硬化される
ことによって打抜性、。
が改善されたものと考えられる。
次にこの発明で成分組成を限定した理由について述べる
。
。
Ｃはｏ、ｏｏ５％を超えて鋼中に残留すると磁気時効に
より磁気特性を劣化させるためＯ：０，００５”チ以下
とした。
より磁気特性を劣化させるためＯ：０，００５”チ以下
とした。
Ｓｉは固有抵抗を高め、Ｗｏの低減に効果があるが３％
未満では板厚０．６５ｍｍにおける高級品は望めない。
未満では板厚０．６５ｍｍにおける高級品は望めない。
一方４１ ％を超えると冷間加工性が悪くなるのでＳｉ
： ８．０〜４．０ ％とした０Ｍｎは熱間脆性を抑
制するため添加されるが、０．１％より少ないと割れを
防止する効果に乏しく、一方ｌ、ｏ％を超えると磁気特
性が劣化するのでＭｎ ： ０．１〜１．０％とした０ ＡｌはＳｉと同様に固有抵抗を上昇させるように１３寄
与して、磁気特性を向上させるためには０．４０チ以上
必要であるが、■、ｏｏ％を超えると冷間加工性が悪く
なるのでｈｌ ： ０，４０〜１．００％としたＯ 上記の如く成分調整した溶鋼は連続鋳造により−・１゜
鋼スラブに鋳造するか、または造塊−分塊法によ１つで
鋼スラブとする。かくして得た鋼スラブを公知の方法で
熱間圧延し、１．６〜２．７龍の板厚に仕上げる。
： ８．０〜４．０ ％とした０Ｍｎは熱間脆性を抑
制するため添加されるが、０．１％より少ないと割れを
防止する効果に乏しく、一方ｌ、ｏ％を超えると磁気特
性が劣化するのでＭｎ ： ０．１〜１．０％とした０ ＡｌはＳｉと同様に固有抵抗を上昇させるように１３寄
与して、磁気特性を向上させるためには０．４０チ以上
必要であるが、■、ｏｏ％を超えると冷間加工性が悪く
なるのでｈｌ ： ０，４０〜１．００％としたＯ 上記の如く成分調整した溶鋼は連続鋳造により−・１゜
鋼スラブに鋳造するか、または造塊−分塊法によ１つで
鋼スラブとする。かくして得た鋼スラブを公知の方法で
熱間圧延し、１．６〜２．７龍の板厚に仕上げる。
次に冷延条件を限定した理由は下記のとおりで−・ある
。
。
一回冷延法において、８５０℃〜９５０℃で１〜５分間
の世帯焼鈍を施すのは熱延板組織の均一化と結晶粒の粗
大化を目的とするもので、世帯焼鈍が８５０℃未満の温
度あるいは１分未満の短詩１（・間焼鈍では熱延板組織
が充分に改善されず、一方９５０℃を超える温度あるい
は５分より長時間の世帯焼鈍では熱延板の結晶粒が過大
となり圧延時に板割れを起す原因となる。とくに磁気特
性に及ぼす影響を第２図〜第４図で示すように世帯焼鈍
１・温度が８５０℃未満あるいは９５０℃を超えると鉄
損、磁束密度とも劣化する傾向にあるので世帯焼鈍を８
６０〜９５０℃に限定した０ 次に冷延圧下率をＯ，６０１１１〜０．６５１１１１仕
上板厚に至る間に６０チ〜７５チとしたのは、６０％末
１，１満の圧下率の場合、例えば製品板厚を０．６５朋
に１するには１．６２５ｍ愚以下に鋼スラブを熱間圧延
する必要があるが、その際鋼板の形状不良や板切れなど
のトラブルが発生しやすいので下限を６０％以上とした
。一方７５チを超えると第４図につき５すでに述べたよ
うに磁気特性の著しい改善が望めないので、冷延圧下率
は６０〜７５ｑｂに限定した。
の世帯焼鈍を施すのは熱延板組織の均一化と結晶粒の粗
大化を目的とするもので、世帯焼鈍が８５０℃未満の温
度あるいは１分未満の短詩１（・間焼鈍では熱延板組織
が充分に改善されず、一方９５０℃を超える温度あるい
は５分より長時間の世帯焼鈍では熱延板の結晶粒が過大
となり圧延時に板割れを起す原因となる。とくに磁気特
性に及ぼす影響を第２図〜第４図で示すように世帯焼鈍
１・温度が８５０℃未満あるいは９５０℃を超えると鉄
損、磁束密度とも劣化する傾向にあるので世帯焼鈍を８
６０〜９５０℃に限定した０ 次に冷延圧下率をＯ，６０１１１〜０．６５１１１１仕
上板厚に至る間に６０チ〜７５チとしたのは、６０％末
１，１満の圧下率の場合、例えば製品板厚を０．６５朋
に１するには１．６２５ｍ愚以下に鋼スラブを熱間圧延
する必要があるが、その際鋼板の形状不良や板切れなど
のトラブルが発生しやすいので下限を６０％以上とした
。一方７５チを超えると第４図につき５すでに述べたよ
うに磁気特性の著しい改善が望めないので、冷延圧下率
は６０〜７５ｑｂに限定した。
仕上厚は通常０．８５ｍｍ、０．５０關であるがこの発
明の目的とするところが前述した如く、板厚を厚くした
場合の鉄芯材料の打抜、該打抜後のかえ１０り除去およ
び積み作業などを通した一連の工程におけるコスト削減
であり、０．６０ｍｇ未満ではその効果が小さく％０．
６５＋１１１を超すとベンド特性等の機械的性質が劣化
することから、仕上厚は０．６０〜０．６５朋に限定し
た０ 次に仕上焼鈍後の結晶粒径を１４０〜１７０μｍとした
のは第５図に示す如く、板厚が０．６６朋程度にも厚く
なると粒径が１４０μｍ未満ではＷｈの増加が著しく、
一方１７０μ毒を超えるとＷ６の増加が著しく、従って
鉄損を極小にする最適粒径範２゜囲として仕」ニ焼鈍後
の平均結晶粒径は１４０〜１７０μ岳とした０鋼板の冷
却速度が７ＯＯ０Ｃ／ｍｉｎ未満では板厚が厚い鋼板の
打抜性改善の効果が小さいため連続仕上焼鈍後の鋼板の
冷却速度は７００℃／ｍｉｎ以上とした。
明の目的とするところが前述した如く、板厚を厚くした
場合の鉄芯材料の打抜、該打抜後のかえ１０り除去およ
び積み作業などを通した一連の工程におけるコスト削減
であり、０．６０ｍｇ未満ではその効果が小さく％０．
６５＋１１１を超すとベンド特性等の機械的性質が劣化
することから、仕上厚は０．６０〜０．６５朋に限定し
た０ 次に仕上焼鈍後の結晶粒径を１４０〜１７０μｍとした
のは第５図に示す如く、板厚が０．６６朋程度にも厚く
なると粒径が１４０μｍ未満ではＷｈの増加が著しく、
一方１７０μ毒を超えるとＷ６の増加が著しく、従って
鉄損を極小にする最適粒径範２゜囲として仕」ニ焼鈍後
の平均結晶粒径は１４０〜１７０μ岳とした０鋼板の冷
却速度が７ＯＯ０Ｃ／ｍｉｎ未満では板厚が厚い鋼板の
打抜性改善の効果が小さいため連続仕上焼鈍後の鋼板の
冷却速度は７００℃／ｍｉｎ以上とした。
（実施例）
次に実施例について説明する。
第１表に示す成分組成になり、２．０朋および３．２１
１厚の熱延板に世帯焼鈍を施した後、−回の１０冷間圧
延で０．６５絹（冷延圧下率６７．５チ、７９．７チ）
に仕上げ、次いで９５０℃で乾燥した（Ｈ８十Ｎ２）ガ
ス雰囲中で焼鈍した。その後エプスタイン試験片を剪断
し、磁気特性を調べ、後に結晶粒径を調べた。それらの
結果を第１表に併記する０ ｌｉ（１５） （発明の効果） この発明によれば板厚０．６５ｉｚ仕上げで０．５０’
ｎの８−９級クラスの磁気特性が得られることが判る。
１厚の熱延板に世帯焼鈍を施した後、−回の１０冷間圧
延で０．６５絹（冷延圧下率６７．５チ、７９．７チ）
に仕上げ、次いで９５０℃で乾燥した（Ｈ８十Ｎ２）ガ
ス雰囲中で焼鈍した。その後エプスタイン試験片を剪断
し、磁気特性を調べ、後に結晶粒径を調べた。それらの
結果を第１表に併記する０ ｌｉ（１５） （発明の効果） この発明によれば板厚０．６５ｉｚ仕上げで０．５０’
ｎの８−９級クラスの磁気特性が得られることが判る。
第１図は仕上焼鈍後の板厚と鉄損（Ｗ１５ｏ１Ｗｈ”１
５０ ｔ Ｗ６ ”１５ｇ ） ｒ （Ｗ １５１５０
）および、磁束密度（Ｂ６ｏ’）の関係を示すグラフ
、第２図〜第４図は、冷延圧下率６４チ、７１％および
７６％における、世帯焼鈍温度が鉄損Ｗ Ｎｏ１５．
’ｔ Ｗ １５７５．、ならびに磁束密度Ｂ５０に及１
（・ぼす影響を示すグラフ、 第６図は連続仕上焼鈍後の結晶粒径の、鉄損（Ｗ １０
／６゜ｒ Ｗｈ１０／６６ ｒ Ｗ６ ”１５０ ）
ｔ（Ｗ”／、ｏ）および磁束密度Ｂ、ｏとの関係を示す
グラフ、 第６図は連続仕上焼鈍後の鋼板の冷却速度の違いによる
打抜回数とかえり高さの関係を示すグラフである０ 第１図 （Ｃ） 諸厚（−角） ｉ’＞９− （協７ｒ）二二９’／＋丁４４
５０ ｔ Ｗ６ ”１５ｇ ） ｒ （Ｗ １５１５０
）および、磁束密度（Ｂ６ｏ’）の関係を示すグラフ
、第２図〜第４図は、冷延圧下率６４チ、７１％および
７６％における、世帯焼鈍温度が鉄損Ｗ Ｎｏ１５．
’ｔ Ｗ １５７５．、ならびに磁束密度Ｂ５０に及１
（・ぼす影響を示すグラフ、 第６図は連続仕上焼鈍後の結晶粒径の、鉄損（Ｗ １０
／６゜ｒ Ｗｈ１０／６６ ｒ Ｗ６ ”１５０ ）
ｔ（Ｗ”／、ｏ）および磁束密度Ｂ、ｏとの関係を示す
グラフ、 第６図は連続仕上焼鈍後の鋼板の冷却速度の違いによる
打抜回数とかえり高さの関係を示すグラフである０ 第１図 （Ｃ） 諸厚（−角） ｉ’＞９− （協７ｒ）二二９’／＋丁４４
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ Ｏ：Ｏ，Ｏ０５！ｉｔ％以下、Ｓｉ ： ３．０〜
４．０重量％、Ｍｎ ： ０．１〜１．０重量％および
Ａｌ： ０．４〜１．０重量％を含み残部不可避的不純
物から成るけい素鋼素材を常法に従って熱間圧延し、次
いで熱延板の世帯焼鈍を行つｌ・・たのち−回の冷間圧
延によって最終板厚とし、引続き連続仕上焼鈍を行う無
方向性けい素鋼板の製造方法において、 上記世帯焼鈍を８６０℃〜９５０℃で１〜５分間実施す
る、 上記冷間圧延の圧下率を０．６０〜０．’６５ ｔｎｙ
ｘの最終板厚に至る間に６０％〜７５チとする、上記連
続仕上焼鈍時の鋼板の冷却速度を７００°Ｃ／ ｍｉｎ
以上にし、該焼鈍後の平均結晶粒径を１４０〜１７０μ
ｍとする、 ことの結合を特徴とする特許 性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24216783A JPS60135522A (ja) | 1983-12-23 | 1983-12-23 | 磁気特性および打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24216783A JPS60135522A (ja) | 1983-12-23 | 1983-12-23 | 磁気特性および打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60135522A true JPS60135522A (ja) | 1985-07-18 |
Family
ID=17085324
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24216783A Pending JPS60135522A (ja) | 1983-12-23 | 1983-12-23 | 磁気特性および打抜性のすぐれた無方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60135522A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02310316A (ja) * | 1989-05-24 | 1990-12-26 | Kobe Steel Ltd | ｛１００｝〈ｕｖｗ〉集合組織の発達した無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US12298029B2 (en) | 2021-08-17 | 2025-05-13 | Guangdong Giwee Technology Co. Ltd. | Double-sided uniform air discharge ceiling cassette |
-
1983
- 1983-12-23 JP JP24216783A patent/JPS60135522A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02310316A (ja) * | 1989-05-24 | 1990-12-26 | Kobe Steel Ltd | ｛１００｝〈ｕｖｗ〉集合組織の発達した無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US12298029B2 (en) | 2021-08-17 | 2025-05-13 | Guangdong Giwee Technology Co. Ltd. | Double-sided uniform air discharge ceiling cassette |
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