JPS6250528B2 - - Google Patents
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- JPS6250528B2 JPS6250528B2 JP58107200A JP10720083A JPS6250528B2 JP S6250528 B2 JPS6250528 B2 JP S6250528B2 JP 58107200 A JP58107200 A JP 58107200A JP 10720083 A JP10720083 A JP 10720083A JP S6250528 B2 JPS6250528 B2 JP S6250528B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- annealing
- rolled
- steel sheet
- sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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Classifications
-
- 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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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は磁気特性のすぐれた一方向性電磁鋼板
の製造方法に関する。 （従来技術） 一方向性電磁鋼板は主としてトランス、その
他、電気機器の鉄心材料として使用されており、
磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好でなけ
ればならない。 この励磁特性を表わす数値として例えば磁場の
強さ1000A／ｍにおける磁束密度B10を用い、鉄
損特性は50ヘルツ（Hz）の交流磁束密度1.7テス
ラー（Ｔ）における鉄損Ｗ17/50が用いられる。 ところで、最近においては、省エネルギーが緊
急の課題とされる現況から、鉄損がより低いこと
が強く要望されている。 一方向性電磁鋼板は、その製造における仕上焼
鈍で｛110｝＜001＞方位をもつたいわゆるゴス組
織を２次再結晶現象を利用して成長させることに
よつて製造される。磁気特性を高めるには＜001
＞軸が圧延方向に高度に揃い｛110｝面が鋼板板
面に平行な２次再結晶粒を安定して発現させるこ
とが重要である。 このためには熱延板あるいは最終冷延前の中間
板においてインヒビターと称せられる析出物、例
えばAlN、MnS、MnSe等を微細にしてかつ均一
に分散した状態で析出せしめる必要があるといわ
れている。 この析出の制御については種々検討されてい
る。 例えば特公昭46−23820号公報記載の方法で
は、少量のＣ、Alを含んだ電磁鋼板の析出焼鈍
方法が提案されている。これは熱延板あるいは最
終冷延前の中間板についてSi量に応じて950〜
1200℃の温度範囲で30秒〜30分間焼鈍した後、そ
の冷却過程において950〜400℃の温度範囲を２〜
200秒で急冷し、インヒビターとして好ましい
AlNを析出させることを特徴としている。また最
終冷間圧延の圧下率を65〜95％の範囲内において
Si量に応じて強圧下率をもつて行うことも特徴と
している。 これによると｛110｝＜001＞方位をもつ２次再
結晶粒が作られ、高い磁束密度を有する一方向性
電磁鋼板が製造される。また高磁束密度であるた
めに鉄損の低減も図られている。 ところて鉄損を低減せしめるには、Si含有量の
増加や、鋼板板厚の薄手化や、鋼板に張力を付加
する方法などがある。しかし、Si含有量を高める
と鋼は脆化し、冷延性が著るしく劣化するため実
際の製造では問題をきたす。一方鋼板板厚を薄手
化例えば0.2mm厚にすると、仕上焼鈍での２次再
結晶の発現が不安定となり磁気特性が劣化するこ
とがある。また鋼板の張力付加はコーテイングさ
れた絶縁被膜による張力作用に限界があるので鉄
損を大幅に低減することは期待できない。 （発明の目的） 本発明は高磁束密度でかつ鉄損が著しく低減さ
れた一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。 （発明の構成・作用） 本発明者達は最近の低鉄損材に対する強い要望
に応えるべく、一方向性電磁鋼板の低鉄損化につ
いて種々の実験と検討を行つた。その結果、AlN
をインヒビターとして高磁束密度の一方向性珪素
鋼板を製造するにあたつて、酸可溶Alを含有す
る珪素鋼スラブを熱延し、次いでAlNを析出させ
る熱延板焼鈍を施し、１回あるいは中間焼鈍をは
さみ２回以上の冷間圧延を、最終冷間圧延の圧下
率を80％以上として行ない、脱炭焼鈍し、仕上焼
鈍を行なう一方向性電磁鋼板の製造において、前
記熱延板焼鈍に際して850〜1200℃の温度領域で
５分間以内保持するとともに、50〜250ppm脱炭
せしめ、次いで冷却水または気水により室温まで
急冷することにより、高磁束密度で鉄損が大巾に
低減された一方向性電磁鋼板が製造されることを
見出した。 この珪素鋼スラブにはＣ：0.02〜0.10％、Si：
2.5〜4.0％、酸可溶性Al（以下sol.Alと言う）：
0.005〜0.050％、Ｎ：0.0030〜0.0120％、Mn：
0.03〜0.15％、Ｓ：0.010〜0.050％を含み、残部
が鉄および不可避的不純物からなるものが適用さ
れる。之等の成分のほかにさらにCu、Sn、Cr、
Moの１種あるいは２種以上を合計で1.5％以下含
みうる。 以下に本発明を詳細に説明する。 まず、本発明の珪素鋼スラブの鋼成分について
述べる。 Ｃは、珪素鋼スラブを加熱したさいSi量に応じ
て少なくとも鋼の一部にγ変態を生じせしめる必
要がある。このためにはC0.02％以上の含有を要
する。一方、その含有量が過多になると高磁束密
度の成品が得られないので0.10％以下とする。 Siは鉄損を低減するためには2.5％以上必要で
あり、一方4.0％を超えると冷延性が劣化するの
で、4.0％を超える含有はさける。 sol.Alは熱延板焼鈍でインヒビターAlNを析出
し、高磁束密度の成品を得るためには0.005％以
上の含有が必要である。一方、その含有量が多く
なると脆化し、またコスト的にも不利となるので
0.050％以下とする。 Ｎは、前記sol.Alと結合し、インヒビターとし
てAlNを形成せしめるために0.0030〜0.0120％の
含有が必要である。 MnとＳはMnSを形成するために必要な元素で
あり、このため、Mnは0.03％以上含有させる。
一方その含有量が多くなると仕上焼鈍における純
化時間を長くするので0.15％以下とする。Ｓは前
記Mnと同様な理由から0.010％以上必要であり、
また0.050％以下とする。 さらにCu、Sn、Cr、Moの１種または２種以上
を含ませても差しつかえない。このとき合計の含
有量の上限は1.5％である。この上限を超えた場
合は冷延性が劣化し、また脱炭性が劣化する。 前記成分を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる珪素鋼スラブは、溶製され、次いで連
続鋳造あるいは造塊と分塊圧延により製造され
る。所定温度に加熱された後、あるいは連続鋳造
に次いで直ちに熱延される。この熱延条件は特別
な条件にする必要はない。かくして熱延により得
られた熱延板には熱延板焼鈍が施される。 これについては実験データを参照して詳細に説
明する。 第１表に示す鋼成分からなる熱延板を、次の条
件にて熱延板焼鈍を施した。
の製造方法に関する。 （従来技術） 一方向性電磁鋼板は主としてトランス、その
他、電気機器の鉄心材料として使用されており、
磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好でなけ
ればならない。 この励磁特性を表わす数値として例えば磁場の
強さ1000A／ｍにおける磁束密度B10を用い、鉄
損特性は50ヘルツ（Hz）の交流磁束密度1.7テス
ラー（Ｔ）における鉄損Ｗ17/50が用いられる。 ところで、最近においては、省エネルギーが緊
急の課題とされる現況から、鉄損がより低いこと
が強く要望されている。 一方向性電磁鋼板は、その製造における仕上焼
鈍で｛110｝＜001＞方位をもつたいわゆるゴス組
織を２次再結晶現象を利用して成長させることに
よつて製造される。磁気特性を高めるには＜001
＞軸が圧延方向に高度に揃い｛110｝面が鋼板板
面に平行な２次再結晶粒を安定して発現させるこ
とが重要である。 このためには熱延板あるいは最終冷延前の中間
板においてインヒビターと称せられる析出物、例
えばAlN、MnS、MnSe等を微細にしてかつ均一
に分散した状態で析出せしめる必要があるといわ
れている。 この析出の制御については種々検討されてい
る。 例えば特公昭46−23820号公報記載の方法で
は、少量のＣ、Alを含んだ電磁鋼板の析出焼鈍
方法が提案されている。これは熱延板あるいは最
終冷延前の中間板についてSi量に応じて950〜
1200℃の温度範囲で30秒〜30分間焼鈍した後、そ
の冷却過程において950〜400℃の温度範囲を２〜
200秒で急冷し、インヒビターとして好ましい
AlNを析出させることを特徴としている。また最
終冷間圧延の圧下率を65〜95％の範囲内において
Si量に応じて強圧下率をもつて行うことも特徴と
している。 これによると｛110｝＜001＞方位をもつ２次再
結晶粒が作られ、高い磁束密度を有する一方向性
電磁鋼板が製造される。また高磁束密度であるた
めに鉄損の低減も図られている。 ところて鉄損を低減せしめるには、Si含有量の
増加や、鋼板板厚の薄手化や、鋼板に張力を付加
する方法などがある。しかし、Si含有量を高める
と鋼は脆化し、冷延性が著るしく劣化するため実
際の製造では問題をきたす。一方鋼板板厚を薄手
化例えば0.2mm厚にすると、仕上焼鈍での２次再
結晶の発現が不安定となり磁気特性が劣化するこ
とがある。また鋼板の張力付加はコーテイングさ
れた絶縁被膜による張力作用に限界があるので鉄
損を大幅に低減することは期待できない。 （発明の目的） 本発明は高磁束密度でかつ鉄損が著しく低減さ
れた一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。 （発明の構成・作用） 本発明者達は最近の低鉄損材に対する強い要望
に応えるべく、一方向性電磁鋼板の低鉄損化につ
いて種々の実験と検討を行つた。その結果、AlN
をインヒビターとして高磁束密度の一方向性珪素
鋼板を製造するにあたつて、酸可溶Alを含有す
る珪素鋼スラブを熱延し、次いでAlNを析出させ
る熱延板焼鈍を施し、１回あるいは中間焼鈍をは
さみ２回以上の冷間圧延を、最終冷間圧延の圧下
率を80％以上として行ない、脱炭焼鈍し、仕上焼
鈍を行なう一方向性電磁鋼板の製造において、前
記熱延板焼鈍に際して850〜1200℃の温度領域で
５分間以内保持するとともに、50〜250ppm脱炭
せしめ、次いで冷却水または気水により室温まで
急冷することにより、高磁束密度で鉄損が大巾に
低減された一方向性電磁鋼板が製造されることを
見出した。 この珪素鋼スラブにはＣ：0.02〜0.10％、Si：
2.5〜4.0％、酸可溶性Al（以下sol.Alと言う）：
0.005〜0.050％、Ｎ：0.0030〜0.0120％、Mn：
0.03〜0.15％、Ｓ：0.010〜0.050％を含み、残部
が鉄および不可避的不純物からなるものが適用さ
れる。之等の成分のほかにさらにCu、Sn、Cr、
Moの１種あるいは２種以上を合計で1.5％以下含
みうる。 以下に本発明を詳細に説明する。 まず、本発明の珪素鋼スラブの鋼成分について
述べる。 Ｃは、珪素鋼スラブを加熱したさいSi量に応じ
て少なくとも鋼の一部にγ変態を生じせしめる必
要がある。このためにはC0.02％以上の含有を要
する。一方、その含有量が過多になると高磁束密
度の成品が得られないので0.10％以下とする。 Siは鉄損を低減するためには2.5％以上必要で
あり、一方4.0％を超えると冷延性が劣化するの
で、4.0％を超える含有はさける。 sol.Alは熱延板焼鈍でインヒビターAlNを析出
し、高磁束密度の成品を得るためには0.005％以
上の含有が必要である。一方、その含有量が多く
なると脆化し、またコスト的にも不利となるので
0.050％以下とする。 Ｎは、前記sol.Alと結合し、インヒビターとし
てAlNを形成せしめるために0.0030〜0.0120％の
含有が必要である。 MnとＳはMnSを形成するために必要な元素で
あり、このため、Mnは0.03％以上含有させる。
一方その含有量が多くなると仕上焼鈍における純
化時間を長くするので0.15％以下とする。Ｓは前
記Mnと同様な理由から0.010％以上必要であり、
また0.050％以下とする。 さらにCu、Sn、Cr、Moの１種または２種以上
を含ませても差しつかえない。このとき合計の含
有量の上限は1.5％である。この上限を超えた場
合は冷延性が劣化し、また脱炭性が劣化する。 前記成分を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる珪素鋼スラブは、溶製され、次いで連
続鋳造あるいは造塊と分塊圧延により製造され
る。所定温度に加熱された後、あるいは連続鋳造
に次いで直ちに熱延される。この熱延条件は特別
な条件にする必要はない。かくして熱延により得
られた熱延板には熱延板焼鈍が施される。 これについては実験データを参照して詳細に説
明する。 第１表に示す鋼成分からなる熱延板を、次の条
件にて熱延板焼鈍を施した。
【表】
熱延板焼鈍条件
加熱温度：1110℃
均熱時間：100秒
冷 却 ：900℃から冷却水により室温まで
急冷。 雰囲気ガスとしてN2を用い、露点を−30〜＋
95℃の範囲内で変更し脱炭させた。 熱延板焼鈍の後、圧下率87％で冷延し、最終板
厚を0.30mmとし、次いで850℃×150秒にて脱炭焼
鈍し、焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後、1200℃で
仕上焼鈍を行つた。 以上により製造された一方向性鋼板サンプル
１，２につき鉄損Ｗ17/50、磁束密度B10を測定
し、その結果を第１図、第２図に示す。 この図から明らかなように、熱延板焼鈍で脱炭
せしめ、その脱炭量が50〜250ppmのものは鉄損
Ｗ17/50の値が大巾に低下することが認められ
る。磁束密度B10については若干ではあるが脱炭
により向上している。 このように、AlNを析出させる熱延板焼鈍で脱
炭すると、磁気特性が向上する理由は、次のよう
に考えられる。本成分系の特徴である高磁束密度
を得るには、最終冷延率80％以上が必要になる。
一方、最終製品の磁性を向上させるには、１次再
結晶後のマトリツクスに（110）粒が多数存在し
ていることが望ましい。しかし（110）粒の存在
量は、冷延率80％以上で急減してしまうため、高
磁束密度と多数の（110）粒を存在させることは
一般に両立しにくい。本発明（熱延板焼鈍中の脱
炭）は（110）粒の生成を適度に促進させること
により、上記問題点を解決したものである。 なお、図中における脱炭量が15ppm以下は、
従来の熱延板焼鈍に相当する。 これらの結果から本発明では熱延板焼鈍におけ
る脱炭量は50〜250ppmとする。50ppm未満の脱
炭では鉄損特性の向上が図れず、また脱炭量が多
くなり250ppm超では鉄損特性が同様に劣化す
る。 熱延板焼鈍での脱炭による磁気特性、とくに鉄
損の低減はCu、Sn、Cr、Moの選択元素を含ませ
た場合にも同様に認められた。 以上の作用は熱延板焼鈍における加熱パターン
に係わりなく生ずる。また雰囲気ガスはN2にか
ぎらず、N2にH2、Co等を加えたものでも採用し
得る。 熱延板の板面にK2CO3、KCl、Na2CO3等のア
ルカリ金属塩溶液を塗布し、熱延板焼鈍してもよ
い。 この熱延板焼鈍は850〜1200℃の温度で行なわ
れるが、その理由は850℃未満では磁気特性は良
好とならず、また1200℃超の高温になりすぎると
結晶粒の成長が著しく起り、磁気特性が劣化する
からである。該焼鈍温度での保持時間は結晶粒の
粗大化を避けるために５分以内とする。焼鈍後の
冷却は冷却水、または気水により室温まで急冷す
る。このように急冷するのはインヒビター効果の
強いAlNを析出させるためである。空冷などの緩
冷ではこの効果は得られない。この冷却の開始温
度は850〜980℃が好ましい。 熱延板焼鈍後は１回あるいは中間焼鈍をはさん
で２回以上の冷間圧延により最終板厚例えば0.15
〜0.35mmとされる。 冷間圧延はAlNをインヒビターとする高磁束密
度一方向性珪素鋼板の製造において、公知の最終
冷間圧延圧下率を80％以上として行なう。これ未
満の圧下率では磁束密度が低下する。 ところで、熱延工程と最終冷延工程の間の中間
焼鈍や熱延板のノルマライジング焼鈍にて脱炭せ
しめて、磁気特性を改善する試みが、例えば特開
昭58−55530号公報に記載の方法において提案さ
れているが、これはAlNをインヒビターとしない
MnS、MnSeをインヒビターとする方向性珪素鋼
板の製造に関するものであり、スラブを加熱した
とき結晶粒が異常に粗大化し、製品板に帯状細粒
組織を呈する原因となるのでこれを防ぐべく、ス
ラブ加熱から熱間圧延中においてはγ相を10〜30
％生成するようにＣ含有量を定め、該γ相の存在
により熱間圧延にて粗大化粒を細かく分裂させ、
磁気特性の改善を図る。しかし熱間圧延後は前記
γ相は粗大な塊状炭化物となり、結晶粒度の不均
一および（110）〔001〕集合組織の形成を弱める
ので脱炭するのである。 これに対して、本発明はAlNをインヒビターと
し、最終冷間圧延率80％以上を特徴とする高磁束
密度の一方向性珪素鋼板を製造するものであり、
AlNを析出せしめる急冷を施す熱延板焼鈍にて脱
炭せしめて、AlNのインヒビター効果をより改善
するとともに、熱延板表面の結晶粒の状態を改善
し、製品における鉄損を低下させるところにあ
り、新規な技術思想に立脚している。 熱延板焼鈍で脱炭すると鉄損が大幅に低下する
理由についてはすでに述べたように、板の表面あ
るいはその近傍に仕上焼鈍のさいゴス方位をもつ
２次再結晶核を生み出す結晶粒ができたためであ
ろうと推察される。 最終板厚にされた後は、脱炭焼鈍され、仕上焼
鈍が施されて製品とされる。 次に実施例を示す。 実施例 １ 第２表に示す鋼成分からなる珪素鋼スラブを熱
延し、得られた板厚2.3mmの熱延板を第３表に示
す条件にて熱延板焼鈍した。 その後冷延して0.30mm板厚とし、次いで850℃
×120秒にて脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布、乾燥後、1200℃×20時間の仕上
焼鈍を行つた。 このようにして製造された一方向性電磁鋼板の
各サンプルについて鉄損Ｗ17/50と磁束密度B10を
測定した。その結果を熱延板焼鈍における脱炭量
とともに第４表に示す。 また、第３表におけるサンプルNo.３の熱延板を
板厚1.50mmの中間ゲージに冷延し、この中間板を
加熱温度980℃、均熱時間100秒で露点60℃N2100
％の脱炭雰囲気にて脱炭焼鈍した。この結果も第
４表にサンプルNo.３―１として示す。
急冷。 雰囲気ガスとしてN2を用い、露点を−30〜＋
95℃の範囲内で変更し脱炭させた。 熱延板焼鈍の後、圧下率87％で冷延し、最終板
厚を0.30mmとし、次いで850℃×150秒にて脱炭焼
鈍し、焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後、1200℃で
仕上焼鈍を行つた。 以上により製造された一方向性鋼板サンプル
１，２につき鉄損Ｗ17/50、磁束密度B10を測定
し、その結果を第１図、第２図に示す。 この図から明らかなように、熱延板焼鈍で脱炭
せしめ、その脱炭量が50〜250ppmのものは鉄損
Ｗ17/50の値が大巾に低下することが認められ
る。磁束密度B10については若干ではあるが脱炭
により向上している。 このように、AlNを析出させる熱延板焼鈍で脱
炭すると、磁気特性が向上する理由は、次のよう
に考えられる。本成分系の特徴である高磁束密度
を得るには、最終冷延率80％以上が必要になる。
一方、最終製品の磁性を向上させるには、１次再
結晶後のマトリツクスに（110）粒が多数存在し
ていることが望ましい。しかし（110）粒の存在
量は、冷延率80％以上で急減してしまうため、高
磁束密度と多数の（110）粒を存在させることは
一般に両立しにくい。本発明（熱延板焼鈍中の脱
炭）は（110）粒の生成を適度に促進させること
により、上記問題点を解決したものである。 なお、図中における脱炭量が15ppm以下は、
従来の熱延板焼鈍に相当する。 これらの結果から本発明では熱延板焼鈍におけ
る脱炭量は50〜250ppmとする。50ppm未満の脱
炭では鉄損特性の向上が図れず、また脱炭量が多
くなり250ppm超では鉄損特性が同様に劣化す
る。 熱延板焼鈍での脱炭による磁気特性、とくに鉄
損の低減はCu、Sn、Cr、Moの選択元素を含ませ
た場合にも同様に認められた。 以上の作用は熱延板焼鈍における加熱パターン
に係わりなく生ずる。また雰囲気ガスはN2にか
ぎらず、N2にH2、Co等を加えたものでも採用し
得る。 熱延板の板面にK2CO3、KCl、Na2CO3等のア
ルカリ金属塩溶液を塗布し、熱延板焼鈍してもよ
い。 この熱延板焼鈍は850〜1200℃の温度で行なわ
れるが、その理由は850℃未満では磁気特性は良
好とならず、また1200℃超の高温になりすぎると
結晶粒の成長が著しく起り、磁気特性が劣化する
からである。該焼鈍温度での保持時間は結晶粒の
粗大化を避けるために５分以内とする。焼鈍後の
冷却は冷却水、または気水により室温まで急冷す
る。このように急冷するのはインヒビター効果の
強いAlNを析出させるためである。空冷などの緩
冷ではこの効果は得られない。この冷却の開始温
度は850〜980℃が好ましい。 熱延板焼鈍後は１回あるいは中間焼鈍をはさん
で２回以上の冷間圧延により最終板厚例えば0.15
〜0.35mmとされる。 冷間圧延はAlNをインヒビターとする高磁束密
度一方向性珪素鋼板の製造において、公知の最終
冷間圧延圧下率を80％以上として行なう。これ未
満の圧下率では磁束密度が低下する。 ところで、熱延工程と最終冷延工程の間の中間
焼鈍や熱延板のノルマライジング焼鈍にて脱炭せ
しめて、磁気特性を改善する試みが、例えば特開
昭58−55530号公報に記載の方法において提案さ
れているが、これはAlNをインヒビターとしない
MnS、MnSeをインヒビターとする方向性珪素鋼
板の製造に関するものであり、スラブを加熱した
とき結晶粒が異常に粗大化し、製品板に帯状細粒
組織を呈する原因となるのでこれを防ぐべく、ス
ラブ加熱から熱間圧延中においてはγ相を10〜30
％生成するようにＣ含有量を定め、該γ相の存在
により熱間圧延にて粗大化粒を細かく分裂させ、
磁気特性の改善を図る。しかし熱間圧延後は前記
γ相は粗大な塊状炭化物となり、結晶粒度の不均
一および（110）〔001〕集合組織の形成を弱める
ので脱炭するのである。 これに対して、本発明はAlNをインヒビターと
し、最終冷間圧延率80％以上を特徴とする高磁束
密度の一方向性珪素鋼板を製造するものであり、
AlNを析出せしめる急冷を施す熱延板焼鈍にて脱
炭せしめて、AlNのインヒビター効果をより改善
するとともに、熱延板表面の結晶粒の状態を改善
し、製品における鉄損を低下させるところにあ
り、新規な技術思想に立脚している。 熱延板焼鈍で脱炭すると鉄損が大幅に低下する
理由についてはすでに述べたように、板の表面あ
るいはその近傍に仕上焼鈍のさいゴス方位をもつ
２次再結晶核を生み出す結晶粒ができたためであ
ろうと推察される。 最終板厚にされた後は、脱炭焼鈍され、仕上焼
鈍が施されて製品とされる。 次に実施例を示す。 実施例 １ 第２表に示す鋼成分からなる珪素鋼スラブを熱
延し、得られた板厚2.3mmの熱延板を第３表に示
す条件にて熱延板焼鈍した。 その後冷延して0.30mm板厚とし、次いで850℃
×120秒にて脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布、乾燥後、1200℃×20時間の仕上
焼鈍を行つた。 このようにして製造された一方向性電磁鋼板の
各サンプルについて鉄損Ｗ17/50と磁束密度B10を
測定した。その結果を熱延板焼鈍における脱炭量
とともに第４表に示す。 また、第３表におけるサンプルNo.３の熱延板を
板厚1.50mmの中間ゲージに冷延し、この中間板を
加熱温度980℃、均熱時間100秒で露点60℃N2100
％の脱炭雰囲気にて脱炭焼鈍した。この結果も第
４表にサンプルNo.３―１として示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
第５表に示す鋼成分からなる珪素鋼スラブを熱
延し、板厚2.5mmの熱延板とした。次いで熱延板
焼鈍を加熱温度1100℃、均熱時間90秒とし、900
℃から室温まで急冷した。この焼鈍ではN2雰囲
気中に水蒸気の吹き込み量をコントロールして脱
炭量を変えた。その後、圧下率88％で冷延し0.30
mm板厚とし、850℃×120秒にて脱炭焼鈍し、
MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布、乾燥後
1200×20時間の仕上焼鈍を行つた。 製造された一方向性電磁鋼板の各サンプルにつ
いて鉄損Ｗ17/50と磁束密度B10を測定した。その
結果を熱延板焼鈍における脱炭量とともに、第５
表に示す。
延し、板厚2.5mmの熱延板とした。次いで熱延板
焼鈍を加熱温度1100℃、均熱時間90秒とし、900
℃から室温まで急冷した。この焼鈍ではN2雰囲
気中に水蒸気の吹き込み量をコントロールして脱
炭量を変えた。その後、圧下率88％で冷延し0.30
mm板厚とし、850℃×120秒にて脱炭焼鈍し、
MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布、乾燥後
1200×20時間の仕上焼鈍を行つた。 製造された一方向性電磁鋼板の各サンプルにつ
いて鉄損Ｗ17/50と磁束密度B10を測定した。その
結果を熱延板焼鈍における脱炭量とともに、第５
表に示す。
【表】
（発明の効果）
以上実施例の結果から明らかなように、本発明
によると鉄損が著しく低減され、かつ磁束密度の
高い一方向性電磁鋼板が製造されうるので、産業
上裨益するところが極めて大である。
によると鉄損が著しく低減され、かつ磁束密度の
高い一方向性電磁鋼板が製造されうるので、産業
上裨益するところが極めて大である。
第１図は熱延板焼鈍における脱炭量と鉄損の関
係を示す図、第２図は熱延板焼鈍における脱炭量
と磁束密度の関係を示す図である。
係を示す図、第２図は熱延板焼鈍における脱炭量
と磁束密度の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.10％、Si：2.5〜4.0％、酸可溶
性Al：0.005〜0.050％、Ｎ：0.0030〜0.0120％、
Mn：0.03〜0.15％、Ｓ：0.010〜0.050％を含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを熱延し、次いでAlNを析出させる熱延板焼
鈍を施し、１回あるいは中間焼鈍をはさんで２回
以上の冷間圧延を最終冷間圧延圧下率を80％以上
として行ない、脱炭焼鈍し、仕上焼鈍を行なう一
方向性電磁鋼板の製造方法において、前記熱延板
焼鈍に際して850〜1200℃の温度領域で５分間以
内保持するとともに50〜250ppm脱炭せしめ、次
いで冷却水または気水により室温まで急冷するこ
とを特徴とする磁気特性のすぐれた一方向性電磁
鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.02〜0.10％、Si：2.5〜4.0％、酸可溶
性Al：0.005〜0.050％、Ｎ：0.0030〜0.0120％、
Mn：0.03〜0.15％、Ｓ：0.010〜0.050％および
Cu、Sn、Cr、Moの１種又は２種以上を合計で
1.5％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる珪素鋼スラブを熱延し、次いでAlNを
析出させる熱延板焼鈍を施し、１回あるいは中間
焼鈍をはさんで２回以上の冷間圧延を、最終冷間
圧延圧下率を80％以上として行ない、脱炭焼鈍
し、仕上焼鈍を行なう一方向性電磁鋼板の製造方
法において、前記熱延板焼鈍に際して、850〜
1200℃の温度領域で５分間以内保持するととも
に、50〜250ppm脱炭せしめ、次いで冷却水また
は気水により室温まで急冷することを特徴とする
磁気特性のすぐれた一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58107200A JPS59232227A (ja) | 1983-06-15 | 1983-06-15 | 磁気特性のすぐれた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58107200A JPS59232227A (ja) | 1983-06-15 | 1983-06-15 | 磁気特性のすぐれた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59232227A JPS59232227A (ja) | 1984-12-27 |
| JPS6250528B2 true JPS6250528B2 (ja) | 1987-10-26 |
Family
ID=14453016
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58107200A Granted JPS59232227A (ja) | 1983-06-15 | 1983-06-15 | 磁気特性のすぐれた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59232227A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61157632A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR101149792B1 (ko) * | 2009-10-01 | 2012-06-08 | 주식회사 포스코 | 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
-
1983
- 1983-06-15 JP JP58107200A patent/JPS59232227A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59232227A (ja) | 1984-12-27 |
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