JP2525722B2 - 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JP2525722B2 JP2525722B2 JP29853193A JP29853193A JP2525722B2 JP 2525722 B2 JP2525722 B2 JP 2525722B2 JP 29853193 A JP29853193 A JP 29853193A JP 29853193 A JP29853193 A JP 29853193A JP 2525722 B2 JP2525722 B2 JP 2525722B2
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気特性の優れた高磁束
密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】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心材料として使用され
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。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こと
が重要である。又、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被
膜等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
にトランスその他の電気機器の鉄心材料として使用され
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。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こと
が重要である。又、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被
膜等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
【０００３】方向性については、ＡｌＮ，ＭｎＳをイン
ヒビターとして利用した強圧下最終冷延を特徴とする方
法により大幅に向上し、現在では磁束密度が理論値の９
６％程度のもの迄製造されるようになって来た。これに
伴って鉄損は大幅に向上して来た。一方、近年エネルギ
ー価格の高騰を反映しトランスメーカーは省エネルギー
型トランス用材料として低鉄損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や６．５％Ｓ
ｉ鋼等の開発も進められているがトランス用の商用材料
として使用される迄にはなお解決すべき問題が多く残っ
ている。
ヒビターとして利用した強圧下最終冷延を特徴とする方
法により大幅に向上し、現在では磁束密度が理論値の９
６％程度のもの迄製造されるようになって来た。これに
伴って鉄損は大幅に向上して来た。一方、近年エネルギ
ー価格の高騰を反映しトランスメーカーは省エネルギー
型トランス用材料として低鉄損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や６．５％Ｓ
ｉ鋼等の開発も進められているがトランス用の商用材料
として使用される迄にはなお解決すべき問題が多く残っ
ている。
【０００４】本発明者らは低鉄損素材に対する時代の要
請に応えるべく一方向性電磁鋼板の低鉄損化につき種種
研究を重ねてきた。しかして本発明者らはこれらの研究
成果に基づき製品の低鉄損化の方策としてさきに特開昭
５７−１９８２１４号公報において最終冷延前の焼鈍の
焼鈍サイクルの改善を、特開昭５８−２３４１４号公報
においてＳｎとＣｕの複合合金添加法を、特開昭５８−
２１７６３０号公報において薄手高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造法を、特願昭５７−１８２４４４号におい
て脱炭前予備焼鈍法を、特願昭５７−１６６０３９号に
おいて、焼鈍分離剤への硫酸アンチモン添加法を、提案
してきた。これらの方法により従来よりかなり鉄損の低
い製品を製造することが可能になった。しかし、トラン
スメーカーの素材の低鉄損化に対する要求はとどまると
ころを知らず、本発明者らはこれらの要求に応えるべ
く、より鉄損の低い製品を、より安定して製造する方法
につき引続き研究を進めてきた。
請に応えるべく一方向性電磁鋼板の低鉄損化につき種種
研究を重ねてきた。しかして本発明者らはこれらの研究
成果に基づき製品の低鉄損化の方策としてさきに特開昭
５７−１９８２１４号公報において最終冷延前の焼鈍の
焼鈍サイクルの改善を、特開昭５８−２３４１４号公報
においてＳｎとＣｕの複合合金添加法を、特開昭５８−
２１７６３０号公報において薄手高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造法を、特願昭５７−１８２４４４号におい
て脱炭前予備焼鈍法を、特願昭５７−１６６０３９号に
おいて、焼鈍分離剤への硫酸アンチモン添加法を、提案
してきた。これらの方法により従来よりかなり鉄損の低
い製品を製造することが可能になった。しかし、トラン
スメーカーの素材の低鉄損化に対する要求はとどまると
ころを知らず、本発明者らはこれらの要求に応えるべ
く、より鉄損の低い製品を、より安定して製造する方法
につき引続き研究を進めてきた。
【０００５】ＡｌＮを主たるインヒビターとする高磁束
密度一方向性電磁鋼板の製造において、酸可溶Ａｌ（以
下ｓｏｌ．Ａｌと記す）及びＮは最重要成分であり、こ
れらの含有量は二次再結晶及び製品の磁気特性に影響を
及ぼす。工業生産におけるｓｏｌ．Ａｌ，Ｎの成分適中
技術は近年かなり向上してきたとはいえ、現行溶製技術
ではある程度の実績のばらつきを覚悟しなければならな
い。ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量の異なる複数の熱延板を素
材とし、通常の工程処理により製品とした場合、二次再
結晶が発現していても、例えば熱延板単位に磁気特性の
レベルが異なることがある。又、ある場合には熱延板単
位に二次再結晶不良が発生することがある。しかも二次
再結晶不良材は磁気特性が著しく劣り、従って屑化され
ることになる。
密度一方向性電磁鋼板の製造において、酸可溶Ａｌ（以
下ｓｏｌ．Ａｌと記す）及びＮは最重要成分であり、こ
れらの含有量は二次再結晶及び製品の磁気特性に影響を
及ぼす。工業生産におけるｓｏｌ．Ａｌ，Ｎの成分適中
技術は近年かなり向上してきたとはいえ、現行溶製技術
ではある程度の実績のばらつきを覚悟しなければならな
い。ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量の異なる複数の熱延板を素
材とし、通常の工程処理により製品とした場合、二次再
結晶が発現していても、例えば熱延板単位に磁気特性の
レベルが異なることがある。又、ある場合には熱延板単
位に二次再結晶不良が発生することがある。しかも二次
再結晶不良材は磁気特性が著しく劣り、従って屑化され
ることになる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、ｓｏｌ．Ａ
ｌ，Ｎ含有量の異なる一方向性電磁鋼板素材について、
何れからも二次再結晶が完全に発現し、且つ磁気特性の
優れた製品を安定して製造する方法を提供するものであ
る。
ｌ，Ｎ含有量の異なる一方向性電磁鋼板素材について、
何れからも二次再結晶が完全に発現し、且つ磁気特性の
優れた製品を安定して製造する方法を提供するものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下のとおりである。Ｃ０．０２〜０．１２％、Ｓ
ｉ２．７〜４．０％、Ｍｎ０．０３〜０．２０％、Ｓ
０．０１〜０．０５％、酸可溶Ａｌ０．０１〜０．０５
％、Ｎ０．００４〜０．０１２％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、最終
冷延を行う前に焼鈍と急冷処理を行い、続いて最終冷延
を行い、脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕
上焼鈍を行う高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、酸可溶Ａｌ含有量とＮ含有量とによって特定さ
れる次式で表わされる指標ＡｌR 値が多くなるに対応し
て、脱炭焼鈍における昇温速度を遅くすることを特徴と
する磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。
ろは以下のとおりである。Ｃ０．０２〜０．１２％、Ｓ
ｉ２．７〜４．０％、Ｍｎ０．０３〜０．２０％、Ｓ
０．０１〜０．０５％、酸可溶Ａｌ０．０１〜０．０５
％、Ｎ０．００４〜０．０１２％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、最終
冷延を行う前に焼鈍と急冷処理を行い、続いて最終冷延
を行い、脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕
上焼鈍を行う高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、酸可溶Ａｌ含有量とＮ含有量とによって特定さ
れる次式で表わされる指標ＡｌR 値が多くなるに対応し
て、脱炭焼鈍における昇温速度を遅くすることを特徴と
する磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。
【０００８】ＡｌR (PPM) ＝酸可溶Ａｌ含有量(PPM) −
２７／１４×Ｎ含有量(PPM) 以下に本発明を詳細に説明する。先ず実験データに基づ
いて述べる。Ｃ０．０７７％、Ｓｉ３．３０％、Ｍｎ
０．０７５％、Ｓ０．０２５％、ｓｏｌ．Ａ１０．０２
３２〜０．０３２８％、Ｎ０．００６４〜０．０１０５
％、Ｓｎ０．１３％、Ｃｕ０．０９％を含み、残部が鉄
および不可避的不純物からなる１２本の珪素鋼スラブを
１３５０℃に加熱し、熱間圧延し２．０mm厚の熱延板と
した。熱延板を均熱温度１１４０℃で均熱時間を６０秒
として焼鈍した。焼鈍後９００℃迄炉中及び空気中で冷
却し、９００℃から１００℃迄を７０℃の温度の温水で
冷却した。その後０．２２５mm迄５回のパス間エイジン
グ処理を行いつつ冷延した。
２７／１４×Ｎ含有量(PPM) 以下に本発明を詳細に説明する。先ず実験データに基づ
いて述べる。Ｃ０．０７７％、Ｓｉ３．３０％、Ｍｎ
０．０７５％、Ｓ０．０２５％、ｓｏｌ．Ａ１０．０２
３２〜０．０３２８％、Ｎ０．００６４〜０．０１０５
％、Ｓｎ０．１３％、Ｃｕ０．０９％を含み、残部が鉄
および不可避的不純物からなる１２本の珪素鋼スラブを
１３５０℃に加熱し、熱間圧延し２．０mm厚の熱延板と
した。熱延板を均熱温度１１４０℃で均熱時間を６０秒
として焼鈍した。焼鈍後９００℃迄炉中及び空気中で冷
却し、９００℃から１００℃迄を７０℃の温度の温水で
冷却した。その後０．２２５mm迄５回のパス間エイジン
グ処理を行いつつ冷延した。
【０００９】次に脱炭焼鈍の昇温速度を３水準変えて昇
温し、脱炭を兼ねる一次再結晶焼鈍の最高板温を８４０
℃として焼鈍した。その後、焼鈍分離剤を塗布し、高温
仕上焼鈍を行った。高温仕上焼鈍では、昇温過程におい
て６００〜１２００℃の範囲を昇温率を１５℃／ｈｒ、
雰囲気中のＨ2 ％を７５％として処理し、引続き１２０
０℃で２０時間純化焼鈍を行った。
温し、脱炭を兼ねる一次再結晶焼鈍の最高板温を８４０
℃として焼鈍した。その後、焼鈍分離剤を塗布し、高温
仕上焼鈍を行った。高温仕上焼鈍では、昇温過程におい
て６００〜１２００℃の範囲を昇温率を１５℃／ｈｒ、
雰囲気中のＨ2 ％を７５％として処理し、引続き１２０
０℃で２０時間純化焼鈍を行った。
【００１０】焼鈍後焼鈍分離剤を除去し、表面グラス質
被膜を観察した。表面グラス質被膜は何れも良好であっ
た。次いで磁気特性を測定し、表面グラス質被膜を除去
し、製品のマクロ組織を観察した。材料のｓｏｌ．Ａ
ｌ，Ｎの含有量、各試験条件、製品の鉄損値Ｗ17/50 及
び二次再結晶状況を表１に示す。
被膜を観察した。表面グラス質被膜は何れも良好であっ
た。次いで磁気特性を測定し、表面グラス質被膜を除去
し、製品のマクロ組織を観察した。材料のｓｏｌ．Ａ
ｌ，Ｎの含有量、各試験条件、製品の鉄損値Ｗ17/50 及
び二次再結晶状況を表１に示す。
【００１１】
【表１】
【００１２】表１において、材料Ｎｏ．１〜１２はｓｏ
ｌ．Ａｌ，Ｎの含有量の異なる１２の材料を示す。各試
料につき脱炭焼鈍昇温速度を基準条件（２０℃／ｓｅ
ｃ）で処理した結果と、７℃／ｓｅｃおよび４０℃／ｓ
ｅｃの試験条件で処理した結果を示す。表中の数字は鉄
損Ｗ17/50 （Ｗ／kg）の値であり×印は細粒が発生し、
二次再結晶が不良であったことを示す。
ｌ．Ａｌ，Ｎの含有量の異なる１２の材料を示す。各試
料につき脱炭焼鈍昇温速度を基準条件（２０℃／ｓｅ
ｃ）で処理した結果と、７℃／ｓｅｃおよび４０℃／ｓ
ｅｃの試験条件で処理した結果を示す。表中の数字は鉄
損Ｗ17/50 （Ｗ／kg）の値であり×印は細粒が発生し、
二次再結晶が不良であったことを示す。
【００１３】図１にＡｌR 値｛ｓｏｌ．Ａｌ(PPM) −２
７／１４×Ｎ(PPM) ｝と、脱炭焼鈍の昇温速度と、製品
の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結果を示す。Ａｌ
R 値の導入により相互の関係がよく整理でき、ＡｌR ５
０〜７９PPM ，８０〜１１９PPM ，１２０〜１５９PPM
の範囲をそれぞれ、４０℃／sec ，２０℃／sec ，７℃
／sec で昇温すれば、ＡｌR ５０〜１５９PPM の範囲に
亘って、二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品
が安定して得られることがわかる。即ち、Ａｌ R 値が多
くなるに対応して、脱炭焼鈍の昇温速度を遅くすること
により、磁気特性の向上と安定化が図れる。
７／１４×Ｎ(PPM) ｝と、脱炭焼鈍の昇温速度と、製品
の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結果を示す。Ａｌ
R 値の導入により相互の関係がよく整理でき、ＡｌR ５
０〜７９PPM ，８０〜１１９PPM ，１２０〜１５９PPM
の範囲をそれぞれ、４０℃／sec ，２０℃／sec ，７℃
／sec で昇温すれば、ＡｌR ５０〜１５９PPM の範囲に
亘って、二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品
が安定して得られることがわかる。即ち、Ａｌ R 値が多
くなるに対応して、脱炭焼鈍の昇温速度を遅くすること
により、磁気特性の向上と安定化が図れる。
【００１４】なお、図１中の符号は脱炭焼鈍における昇
温速度と二次再結晶状況で下記の如く種分けしている。
温速度と二次再結晶状況で下記の如く種分けしている。
【００１５】
【表２】
【００１６】上記の様にＡｌＮを主たるインヒビターと
して活用する本発明にかかわる高磁束密度一方向性電磁
鋼板の製造において、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量の異なる
材料につきｓｏｌ．Ａｌ含有量とＮ含有量に関し指標Ａ
ｌR 値が多くなるに対応して脱炭焼鈍における昇温速度
を遅くすることにより、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量がある
程度ばらついても、二次再結晶が完全で、且つ鉄損の極
めて低い製品が安定して得られる。
して活用する本発明にかかわる高磁束密度一方向性電磁
鋼板の製造において、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量の異なる
材料につきｓｏｌ．Ａｌ含有量とＮ含有量に関し指標Ａ
ｌR 値が多くなるに対応して脱炭焼鈍における昇温速度
を遅くすることにより、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量がある
程度ばらついても、二次再結晶が完全で、且つ鉄損の極
めて低い製品が安定して得られる。
【００１７】ＡｌR 値によって製品の二次再結晶状況及
び鉄損値がよくなる理由については、十分解明されてい
ないが、ＡｌR 値がｓｏｌ．Ａｌ含有量の全量からＮが
１００％ＡｌＮとなったと仮定した場合のＡｌＮとして
のｓｏｌ．Ａｌ量を差引いた残留ｓｏｌ．Ａｌ値に相当
することから、主インヒビターとしてのＡｌＮの挙動に
何らかの影響を与えるためと考えられる。
び鉄損値がよくなる理由については、十分解明されてい
ないが、ＡｌR 値がｓｏｌ．Ａｌ含有量の全量からＮが
１００％ＡｌＮとなったと仮定した場合のＡｌＮとして
のｓｏｌ．Ａｌ量を差引いた残留ｓｏｌ．Ａｌ値に相当
することから、主インヒビターとしてのＡｌＮの挙動に
何らかの影響を与えるためと考えられる。
【００１８】Ａｌ，Ｎ含有量によって処理条件を変更す
る技術に関しては特開昭５７−１２０６１８号公報記載
のものがある。これは全量Ａｌ含有量と、Ｎ含有量とに
よって特定される熱延板焼鈍の均熱温度と水冷開始温度
を規定したものであり、本発明のｓｏｌ．ＡｌとＮの含
有量により前述の如く新たに定めたＡｌR 値により、脱
炭焼鈍における昇温速度を制御することを特徴とする方
法とは異なる技術である。
る技術に関しては特開昭５７−１２０６１８号公報記載
のものがある。これは全量Ａｌ含有量と、Ｎ含有量とに
よって特定される熱延板焼鈍の均熱温度と水冷開始温度
を規定したものであり、本発明のｓｏｌ．ＡｌとＮの含
有量により前述の如く新たに定めたＡｌR 値により、脱
炭焼鈍における昇温速度を制御することを特徴とする方
法とは異なる技術である。
【００１９】本発明において成分、その他の条件を定め
た理由を以下に述べる。Ｃは０．０２％未満の場合、二
次再結晶が不良となり、０．１２％を超えると脱炭性、
磁気特性の点から好ましくない。Ｓｉは２．７％未満で
は本発明の狙いである低鉄損が得られず、４％を超える
と冷延性が著しく劣化する。
た理由を以下に述べる。Ｃは０．０２％未満の場合、二
次再結晶が不良となり、０．１２％を超えると脱炭性、
磁気特性の点から好ましくない。Ｓｉは２．７％未満で
は本発明の狙いである低鉄損が得られず、４％を超える
と冷延性が著しく劣化する。
【００２０】Ｍｎ及びＳはＭｎＳを形成させるために必
要な元素である。適切なインヒビター効果を得るための
Ｍｎの適量は０．０３〜０．２０％であり、好ましくは
０．０５〜０．１５％である。Ｓは０．０１％未満では
十分なインヒビター効果が得られず、０．０５％を超え
ると純化が行われにくくなり好ましくない。ｓｏｌ．Ａ
ｌ及びＮは主インヒビターとしてのＡｌＮを形成させる
ために重要な元素であり、適切なインヒビジョン効果に
より十分に二次再結晶を発現させ、優れた磁気特性を得
るためには各々適正範囲に制御する必要がある。ｓｏ
ｌ．Ａｌは０．０１％未満の場合、製品の方向性が劣
り、０．０５％を超えると一次再結晶が不安定となり
０．０２０〜０．０４０％が特に好ましい範囲である。
Ｎは０．００４％未満では二次再結晶が不安定となり、
０．０１２％を超えるとブリスターが発生し、０．００
５〜０．００９％が特に好ましい範囲である。
要な元素である。適切なインヒビター効果を得るための
Ｍｎの適量は０．０３〜０．２０％であり、好ましくは
０．０５〜０．１５％である。Ｓは０．０１％未満では
十分なインヒビター効果が得られず、０．０５％を超え
ると純化が行われにくくなり好ましくない。ｓｏｌ．Ａ
ｌ及びＮは主インヒビターとしてのＡｌＮを形成させる
ために重要な元素であり、適切なインヒビジョン効果に
より十分に二次再結晶を発現させ、優れた磁気特性を得
るためには各々適正範囲に制御する必要がある。ｓｏ
ｌ．Ａｌは０．０１％未満の場合、製品の方向性が劣
り、０．０５％を超えると一次再結晶が不安定となり
０．０２０〜０．０４０％が特に好ましい範囲である。
Ｎは０．００４％未満では二次再結晶が不安定となり、
０．０１２％を超えるとブリスターが発生し、０．００
５〜０．００９％が特に好ましい範囲である。
【００２１】また、さらに必要に応じてＣｕ，Ｓｎを磁
気特性の向上を図るために含有してもよい。上記成分を
含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを熱延し、最終冷延を行う前に焼鈍と急冷によるい
わゆるＡｌＮの析出処理が行われる。焼鈍温度は１０５
０〜１２００℃が望ましく、特に好ましくは１０７０〜
１１６０℃である。この焼鈍として本発明者らが先に出
願した特開昭５７−１９８２１４号公報に示されるよう
に二段階の温度域に加熱する方法も適用される。
気特性の向上を図るために含有してもよい。上記成分を
含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを熱延し、最終冷延を行う前に焼鈍と急冷によるい
わゆるＡｌＮの析出処理が行われる。焼鈍温度は１０５
０〜１２００℃が望ましく、特に好ましくは１０７０〜
１１６０℃である。この焼鈍として本発明者らが先に出
願した特開昭５７−１９８２１４号公報に示されるよう
に二段階の温度域に加熱する方法も適用される。
【００２２】ＡｌＮの析出焼鈍の材料は必要に応じてパ
ス間エイジング処理を行いながら最終冷延され０．１０
〜０．３５mmの板厚とされる。最終冷延の好ましい圧下
率は８０％以上である。引続き、脱炭焼鈍を行い、必要
に応じて、脱炭後に一次再結晶焼鈍を付加する。その後
焼鈍分離剤を塗布し、Ｈ2 を含む雰囲気で昇温し、高温
仕上焼鈍を行う。
ス間エイジング処理を行いながら最終冷延され０．１０
〜０．３５mmの板厚とされる。最終冷延の好ましい圧下
率は８０％以上である。引続き、脱炭焼鈍を行い、必要
に応じて、脱炭後に一次再結晶焼鈍を付加する。その後
焼鈍分離剤を塗布し、Ｈ2 を含む雰囲気で昇温し、高温
仕上焼鈍を行う。
【００２３】上記の如き処理過程においてｓｏｌ．Ａ
ｌ，Ｎ含有量で特定されるＡｌR 値に応じて脱炭焼鈍に
おける昇温速度を制御するものであるが、制御範囲の数
値については限定しない。この理由はトランプエレメン
トを含む各成分含有量、スラブ加熱条件、熱間圧延条
件、当該項目以外の工程処理条件により当該項目の要制
御範囲が異るからである。
ｌ，Ｎ含有量で特定されるＡｌR 値に応じて脱炭焼鈍に
おける昇温速度を制御するものであるが、制御範囲の数
値については限定しない。この理由はトランプエレメン
トを含む各成分含有量、スラブ加熱条件、熱間圧延条
件、当該項目以外の工程処理条件により当該項目の要制
御範囲が異るからである。
【００２４】又、本発明の前記実験データはＳｎ，Ｃｕ
を複合添加した珪素鋼スラブを素材とした最終板厚０．
２２５mmについてであったが、Ｓｎ，Ｃｕを含まない場
合又は最終板厚が０．２２５mm以外のものについても、
ＡｌR 値導入による同様の効果が認められた。
を複合添加した珪素鋼スラブを素材とした最終板厚０．
２２５mmについてであったが、Ｓｎ，Ｃｕを含まない場
合又は最終板厚が０．２２５mm以外のものについても、
ＡｌR 値導入による同様の効果が認められた。
【００２５】
【実施例】次に実施例について述べる。 実施例１ Ｃ０．０７８％、Ｓｉ３．３５％、Ｍｎ０．０７４％、
Ｓ０．０２４％、Ｓｎ０．１２％、Ｃｕ０．０９％を含
み表３に示す如くｓｏｌ．ＡｌとＮ含有量でＡｌR 値の
異なり、残部が鉄および不可避的不純物からなる３種類
（試料符号Ａ，Ｂ，Ｃ）の珪素鋼スラブを１３５０℃の
高温スラブ加熱し、熱間圧延し、板厚２．０mmの熱延板
を得た。熱延板を均熱温度１１３０℃で、均熱時間を６
０秒として焼鈍した。焼鈍後８８０℃迄炉中及び空気中
で冷却し、８８０℃から１００℃迄を６５℃の温度の温
水で冷却した。その後０．２２５mm迄５回のパス間エイ
ジング処理を行いつつ冷延した。パス間エイジングは１
回当り２５０℃で５分間行った。次に脱炭焼鈍に際し、
昇温速度を３水準変更した。脱炭焼鈍を兼ねる一次再結
晶焼鈍の最高板温を８４０℃とした。その後焼鈍分離剤
を塗布し、高温仕上焼鈍を行った。高温仕上焼鈍の昇温
過程で６００〜１２００℃の範囲を昇温速度を１５℃／
ｈｒ、雰囲気のＨ2 ％を７５％として処理し、引続き１
２００℃で２０ｈｒ純化焼鈍を行った。処理条件と製品
の鉄損値Ｗ17/50 及び二次再結晶状況を表４に示す。
Ｓ０．０２４％、Ｓｎ０．１２％、Ｃｕ０．０９％を含
み表３に示す如くｓｏｌ．ＡｌとＮ含有量でＡｌR 値の
異なり、残部が鉄および不可避的不純物からなる３種類
（試料符号Ａ，Ｂ，Ｃ）の珪素鋼スラブを１３５０℃の
高温スラブ加熱し、熱間圧延し、板厚２．０mmの熱延板
を得た。熱延板を均熱温度１１３０℃で、均熱時間を６
０秒として焼鈍した。焼鈍後８８０℃迄炉中及び空気中
で冷却し、８８０℃から１００℃迄を６５℃の温度の温
水で冷却した。その後０．２２５mm迄５回のパス間エイ
ジング処理を行いつつ冷延した。パス間エイジングは１
回当り２５０℃で５分間行った。次に脱炭焼鈍に際し、
昇温速度を３水準変更した。脱炭焼鈍を兼ねる一次再結
晶焼鈍の最高板温を８４０℃とした。その後焼鈍分離剤
を塗布し、高温仕上焼鈍を行った。高温仕上焼鈍の昇温
過程で６００〜１２００℃の範囲を昇温速度を１５℃／
ｈｒ、雰囲気のＨ2 ％を７５％として処理し、引続き１
２００℃で２０ｈｒ純化焼鈍を行った。処理条件と製品
の鉄損値Ｗ17/50 及び二次再結晶状況を表４に示す。
【００２６】ＡｌR により工程条件を変更する本発明法
によるものが何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損
値を示した。
によるものが何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損
値を示した。
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】実施例２ Ｃ０．０７０％、Ｓｉ３．１５％、Ｍｎ０．０７０％、
Ｓ０．０２３％を含み表５の如くｓｏｌ．Ａｌ, Ｎ含有
量でＡｌR 値が異なり、残部が鉄および不可避的不純物
からなる３種類（試料符号Ｅ，Ｆ，Ｇ）の珪素鋼スラブ
を１３５０℃の高温スラブ加熱し熱間圧延し、板厚２．
３mmの熱延板を得た。工程処理方法については、最終冷
延厚みを０．２６０mmとする以外は実施例１に準じた方
法で処理した。処理条件と製品の鉄損Ｗ17/50 及び二次
再結晶状況を表６に示す。ＡｌR値により工程条件を変
更する本発明法によるものが何れも二次再結晶が完全で
極めて低い鉄損値を示した。
Ｓ０．０２３％を含み表５の如くｓｏｌ．Ａｌ, Ｎ含有
量でＡｌR 値が異なり、残部が鉄および不可避的不純物
からなる３種類（試料符号Ｅ，Ｆ，Ｇ）の珪素鋼スラブ
を１３５０℃の高温スラブ加熱し熱間圧延し、板厚２．
３mmの熱延板を得た。工程処理方法については、最終冷
延厚みを０．２６０mmとする以外は実施例１に準じた方
法で処理した。処理条件と製品の鉄損Ｗ17/50 及び二次
再結晶状況を表６に示す。ＡｌR値により工程条件を変
更する本発明法によるものが何れも二次再結晶が完全で
極めて低い鉄損値を示した。
【００３０】
【表５】
【００３１】
【表６】
【００３２】
【発明の効果】本発明によると、以上のように、ＡｌＮ
を主たるインヒビターとする高磁束密度一方向性電磁鋼
板の製造において、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量が異なる一
方向性電磁鋼素材であっても、何れからも二次再結晶が
完全に発現し、磁気特性のすぐれた製品が得られる。
を主たるインヒビターとする高磁束密度一方向性電磁鋼
板の製造において、ｓｏｌ．Ａｌ，Ｎ含有量が異なる一
方向性電磁鋼素材であっても、何れからも二次再結晶が
完全に発現し、磁気特性のすぐれた製品が得られる。
【図１】脱炭焼鈍の昇温速度に対するＡｌR の検討結果
を示す図である。
を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ０．０２〜０．１２％、Ｓｉ２．７〜
４．０％、Ｍｎ０．０３〜０．２０％、Ｓ０．０１〜
０．０５％、酸可溶Ａｌ０．０１〜０．０５％、Ｎ０．
００４〜０．０１２％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、最終冷延を行う
前に焼鈍と急冷処理を行い、続いて最終冷延を行い、脱
炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍を行
う高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法において、酸
可溶Ａｌ含有量とＮ含有量とによって特定される次式で
表わされる指標ＡｌR 値が多くなるに対応して、脱炭焼
鈍における昇温速度を遅くすることを特徴とする磁気特
性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 ＡｌR (PPM) ＝酸可溶Ａｌ含有量(PPM) −２７／１４×
Ｎ含有量(PPM)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29853193A JP2525722B2 (ja) | 1993-11-29 | 1993-11-29 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29853193A JP2525722B2 (ja) | 1993-11-29 | 1993-11-29 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3139684A Division JPS60177131A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0770642A JPH0770642A (ja) | 1995-03-14 |
| JP2525722B2 true JP2525722B2 (ja) | 1996-08-21 |
Family
ID=17860938
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29853193A Expired - Lifetime JP2525722B2 (ja) | 1993-11-29 | 1993-11-29 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2525722B2 (ja) |
-
1993
- 1993-11-29 JP JP29853193A patent/JP2525722B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0770642A (ja) | 1995-03-14 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960220 |