JP2758915B2 - 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は磁気特性の優れた無方向性電磁鋼帯の製造
方法に係わり、とくに磁束密度が高く、鉄損の低い無方
向性電磁鋼帯の製造方法に関するものである。
方法に係わり、とくに磁束密度が高く、鉄損の低い無方
向性電磁鋼帯の製造方法に関するものである。
＜従来の技術＞ 無方向性電磁鋼帯は各種のモーターなどの回転機や変
圧器、安定器などの静止器の鉄心材料に用いられ、これ
らの電気機器の小型化、高効率化には、使用される電磁
鋼帯の磁束密度の向上及び鉄損の低減が必要である。
圧器、安定器などの静止器の鉄心材料に用いられ、これ
らの電気機器の小型化、高効率化には、使用される電磁
鋼帯の磁束密度の向上及び鉄損の低減が必要である。
ところで、無方向性電磁鋼帯の磁性を向上させるため
には冷間圧延前の素材の結晶粒径を大きくすればよいこ
とは公知である。
には冷間圧延前の素材の結晶粒径を大きくすればよいこ
とは公知である。
発明者らは先に特開昭57−35628号公報において電磁
鋼素材を熱間圧延する際、熱間圧延終了温度をその鋼の
化学成分に応じて（１）式において表わされるAr3変態
点温度、 Ar3＝｛891−900（Ｃ％）＋50（Si％）−88（Mn％） ＋190（Ｐ％）＋380（Al％）｝℃ ……（１） 以上となし、次いでこの熱延鋼帯をA3変態温度以下の温
度で30秒以上15分以下の時間焼鈍することにより冷間圧
延前の電磁鋼帯の結晶粒の粗大化を図って磁気特性を向
上させる方法を提案した。しかしこの方法は冷間圧延前
の結晶粒粗大化に必要な熱延鋼帯の焼鈍時間が最短で30
秒と比較的短時間ではあるが、これでも連続焼鈍での高
速化に対しては難点であった。
鋼素材を熱間圧延する際、熱間圧延終了温度をその鋼の
化学成分に応じて（１）式において表わされるAr3変態
点温度、 Ar3＝｛891−900（Ｃ％）＋50（Si％）−88（Mn％） ＋190（Ｐ％）＋380（Al％）｝℃ ……（１） 以上となし、次いでこの熱延鋼帯をA3変態温度以下の温
度で30秒以上15分以下の時間焼鈍することにより冷間圧
延前の電磁鋼帯の結晶粒の粗大化を図って磁気特性を向
上させる方法を提案した。しかしこの方法は冷間圧延前
の結晶粒粗大化に必要な熱延鋼帯の焼鈍時間が最短で30
秒と比較的短時間ではあるが、これでも連続焼鈍での高
速化に対しては難点であった。
一方、特開昭58−136718号公報には熱間圧延を上述と
同じく鋼中成分によって定まるAr3変態点温度より50℃
を越えて高くはない範囲内のγ相領域で終了し、その巻
取温度をA3変態点以下から700℃以上にし、熱延鋼帯の
フェライト結晶粒度をNo.4以下の粗大粒にして磁性の向
上を図る方法が開示されている。また特開昭54−76422
号公報には熱間圧延後の巻取温度750〜1000℃とし、コ
イルの保有熱による自己焼鈍により結晶粒度No.5〜６に
再結晶させて磁性向上を図る方法が提案されている。
同じく鋼中成分によって定まるAr3変態点温度より50℃
を越えて高くはない範囲内のγ相領域で終了し、その巻
取温度をA3変態点以下から700℃以上にし、熱延鋼帯の
フェライト結晶粒度をNo.4以下の粗大粒にして磁性の向
上を図る方法が開示されている。また特開昭54−76422
号公報には熱間圧延後の巻取温度750〜1000℃とし、コ
イルの保有熱による自己焼鈍により結晶粒度No.5〜６に
再結晶させて磁性向上を図る方法が提案されている。
しかしこれら熱延後の巻取温度700℃以上にして冷間
圧延前の結晶粒を大きくして磁性を改善する方法は、熱
延鋼帯焼鈍を省略できるが、巻取温度が高いためコイル
の内，外巻部及びエッジ部がコイル中心部より速く冷え
るのでコイル内温度差が大きくなり、最終的にはコイル
全域に亘って均一な磁性が得られないこと及び熱延鋼帯
の酸洗による脱スケール性が悪い等の欠陥がある。
圧延前の結晶粒を大きくして磁性を改善する方法は、熱
延鋼帯焼鈍を省略できるが、巻取温度が高いためコイル
の内，外巻部及びエッジ部がコイル中心部より速く冷え
るのでコイル内温度差が大きくなり、最終的にはコイル
全域に亘って均一な磁性が得られないこと及び熱延鋼帯
の酸洗による脱スケール性が悪い等の欠陥がある。
＜発明が解決しようとする課題＞ 以上のことから鑑みて、本発明の目的は熱延鋼帯の焼
鈍時間の短縮化をはかり、また酸洗での脱スケール性が
よくし、製造コストの低減下を達成した磁束密度が高
く、鉄損も低い無方向性電磁鋼帯の製造方法を提案する
ことである。
鈍時間の短縮化をはかり、また酸洗での脱スケール性が
よくし、製造コストの低減下を達成した磁束密度が高
く、鉄損も低い無方向性電磁鋼帯の製造方法を提案する
ことである。
＜課題を解決するための手段＞ 本発明は、低炭素鋼スラブを熱間圧延し、次いでこの
鋼帯に焼鈍を施し、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延により製品板厚としたのち焼鈍を施す無方向性電磁
鋼帯の製造方法において、該スラブの組成を、重量％で
C:0.02％以下,SiもしくはSi＋Al:1.5％以下,Mn:1.0％以
下,P:0.2％以下,Sb及び／又はSn:0.10％以下，あるいは
さらにＢをB/Nで0.5〜2.5含み残部実質的にFeとし、熱
間圧延をAr3変態温度より50℃を越えて高くはない範囲
内のγ相領域で終了したのち、熱延鋼帯を600〜700℃の
温度で巻き取り、次いでこの熱延鋼帯をA3変態温度未満
の比較的高温域で５秒以上30秒未満の焼鈍を施すことを
特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方
法である。
鋼帯に焼鈍を施し、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延により製品板厚としたのち焼鈍を施す無方向性電磁
鋼帯の製造方法において、該スラブの組成を、重量％で
C:0.02％以下,SiもしくはSi＋Al:1.5％以下,Mn:1.0％以
下,P:0.2％以下,Sb及び／又はSn:0.10％以下，あるいは
さらにＢをB/Nで0.5〜2.5含み残部実質的にFeとし、熱
間圧延をAr3変態温度より50℃を越えて高くはない範囲
内のγ相領域で終了したのち、熱延鋼帯を600〜700℃の
温度で巻き取り、次いでこの熱延鋼帯をA3変態温度未満
の比較的高温域で５秒以上30秒未満の焼鈍を施すことを
特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方
法である。
ところで無方向性電磁鋼帯には規定の磁気特性を付与
して製鉄所から出荷されるいわゆるフルプロセス成品の
ほか鋼帯を打抜き、せん断などの加工後に、いわゆる歪
取り焼鈍を施すことにより初めて規定の磁気特性が得ら
れるようにした中間製品的セミプロセス成品がある。こ
れらのフルプロセスあるいはセミプロセス用電磁鋼帯は
何れもその製造工程から、１回の冷間圧延による場合
と、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行う場合とに分け
られ、１回の冷間圧延による方法は磁束密度が高い特徴
があり、２回の冷間圧延による方法は主として２回目の
冷間圧下率が20％以下の軽圧下とするもので若干の磁束
密度の低下があるが、鉄損値がよい特徴がある。
して製鉄所から出荷されるいわゆるフルプロセス成品の
ほか鋼帯を打抜き、せん断などの加工後に、いわゆる歪
取り焼鈍を施すことにより初めて規定の磁気特性が得ら
れるようにした中間製品的セミプロセス成品がある。こ
れらのフルプロセスあるいはセミプロセス用電磁鋼帯は
何れもその製造工程から、１回の冷間圧延による場合
と、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行う場合とに分け
られ、１回の冷間圧延による方法は磁束密度が高い特徴
があり、２回の冷間圧延による方法は主として２回目の
冷間圧下率が20％以下の軽圧下とするもので若干の磁束
密度の低下があるが、鉄損値がよい特徴がある。
この発明は冷間圧延前の熱延鋼帯の結晶粒径を極めて
短時間の熱延鋼帯焼鈍により、粗大化させることで上記
冷延１回法及び２回法のフルプロセス又はセミプロセス
成品の何れに適用しても優れた磁気特性を得ることがで
きる。
短時間の熱延鋼帯焼鈍により、粗大化させることで上記
冷延１回法及び２回法のフルプロセス又はセミプロセス
成品の何れに適用しても優れた磁気特性を得ることがで
きる。
＜作 用＞ この発明はγ相温度域で、熱間圧延を終え、熱延後の
巻取温度を600〜700℃とし、しかるのちA3変態温度未満
の比較的高温域で熱延鋼帯焼鈍を行うがこの際Ｃが0.02
％より多いと巻取り後及び熱延鋼帯焼鈍での結晶粒の成
長を阻害する。さらに無方向性電磁鋼帯では成品の磁性
及び磁気時効による劣化の面からＣ量を0.004％以下と
する必要があり素材のＣ量が多過ぎると最終焼鈍時に脱
炭させるに際し、鋼板表面に磁気的に有害な酸化層を生
成するのみならず脱炭不良を招いて磁性を劣化させる。
従って、この発明では素材のＣ量を0.02％以下に限定す
る。
巻取温度を600〜700℃とし、しかるのちA3変態温度未満
の比較的高温域で熱延鋼帯焼鈍を行うがこの際Ｃが0.02
％より多いと巻取り後及び熱延鋼帯焼鈍での結晶粒の成
長を阻害する。さらに無方向性電磁鋼帯では成品の磁性
及び磁気時効による劣化の面からＣ量を0.004％以下と
する必要があり素材のＣ量が多過ぎると最終焼鈍時に脱
炭させるに際し、鋼板表面に磁気的に有害な酸化層を生
成するのみならず脱炭不良を招いて磁性を劣化させる。
従って、この発明では素材のＣ量を0.02％以下に限定す
る。
この発明は熱間圧延終了温度をその鋼のγ相領域とす
るが、ここにSiもしくは（Si＋Al）が1.5％を超えて多
量になるとα相が存在する温度が高くなって熱延を終了
する温度が必然的に高温になることから事実上熱間圧延
が困難になる。従ってSiもしくは（Si＋Al）量を1.5％
以下とする。
るが、ここにSiもしくは（Si＋Al）が1.5％を超えて多
量になるとα相が存在する温度が高くなって熱延を終了
する温度が必然的に高温になることから事実上熱間圧延
が困難になる。従ってSiもしくは（Si＋Al）量を1.5％
以下とする。
Mnは脱酸剤として、又はＳによる熱間胞性を抑制する
ため添加されるが、1.0％を越えるとコストの上昇を招
くのでMnは1,0％以下とする。
ため添加されるが、1.0％を越えるとコストの上昇を招
くのでMnは1,0％以下とする。
Ｐは電磁鋼帯の硬度を高め、打抜性を向上させるため
に添加されることがあるが、0.20％より多いと板が脆く
なるので0.20％以下にする必要がある。
に添加されることがあるが、0.20％より多いと板が脆く
なるので0.20％以下にする必要がある。
Sb及びSnは集合組織の改善により磁束密度を向上させ
るが、Sb及びSnの１種又は２種の合計が0.10％を超える
と、かえって磁気特性を劣化させるので単独または併用
する場合でも含有量は0.10％以下に限定した。
るが、Sb及びSnの１種又は２種の合計が0.10％を超える
と、かえって磁気特性を劣化させるので単独または併用
する場合でも含有量は0.10％以下に限定した。
なお、公知の如く、Ｂを本発明において添加すればAl
脱酸により残留したAlとＮの微細析出物の生成を抑え
て、Bn＋AlNの比較的大きな折出となり、その結果結晶
粒成長性がよくなり、鉄損が向上するがＢがB/Nで2.5を
超えるとＢの効果が少なくなり、またコス高となる。Ｂ
がB/Nで0.5未満になるとＢの効果が無くなるのでＢはB/
Nで0.5〜2.5とする。
脱酸により残留したAlとＮの微細析出物の生成を抑え
て、Bn＋AlNの比較的大きな折出となり、その結果結晶
粒成長性がよくなり、鉄損が向上するがＢがB/Nで2.5を
超えるとＢの効果が少なくなり、またコス高となる。Ｂ
がB/Nで0.5未満になるとＢの効果が無くなるのでＢはB/
Nで0.5〜2.5とする。
この発明では熱間圧延終了温度をその鋼素材の化学成
分に応じて次式、 Ar3＝｛891−900（Ｃ％）＋50（Si％）−88（Mn％） ＋190（Ｐ％）＋380（Al％）｝℃ ……（１） に従って算出されるAr3変態点温度より50℃を越えて高
くはない範囲内のγ相領域とする。熱間圧延終了温度を
その鋼のγ相領域のできるだけ低温域とすることで熱間
加工を容易にし、同時に熱間圧延につづく巻取後の自己
焼鈍と引続く熱延鋼帯焼鈍により結晶粒を粗大化でき
る。この理由は上述のγ相領域の低温域で熱間加工する
ことで変態により生ずるα粒の核生成個所であるγ粒界
や変形帯をより多く存在せしめて、変態後のα粒を著し
く微細にすることにより、巻取後の自己焼鈍と引続く熱
延鋼帯焼鈍で粗大粒成長が起き易くするためである。
分に応じて次式、 Ar3＝｛891−900（Ｃ％）＋50（Si％）−88（Mn％） ＋190（Ｐ％）＋380（Al％）｝℃ ……（１） に従って算出されるAr3変態点温度より50℃を越えて高
くはない範囲内のγ相領域とする。熱間圧延終了温度を
その鋼のγ相領域のできるだけ低温域とすることで熱間
加工を容易にし、同時に熱間圧延につづく巻取後の自己
焼鈍と引続く熱延鋼帯焼鈍により結晶粒を粗大化でき
る。この理由は上述のγ相領域の低温域で熱間加工する
ことで変態により生ずるα粒の核生成個所であるγ粒界
や変形帯をより多く存在せしめて、変態後のα粒を著し
く微細にすることにより、巻取後の自己焼鈍と引続く熱
延鋼帯焼鈍で粗大粒成長が起き易くするためである。
熱間圧延終了温度がAr3変態点温度より低いα＋γ相
域又はα相領域になると、それがたとえ850℃以上の高
温域であっても熱間圧延後に微細な結晶粒は得られず、
鋼帯の自己焼鈍や熱延鋼帯焼鈍後にこの発明のような粗
大な結晶粒は得ることはできない。
域又はα相領域になると、それがたとえ850℃以上の高
温域であっても熱間圧延後に微細な結晶粒は得られず、
鋼帯の自己焼鈍や熱延鋼帯焼鈍後にこの発明のような粗
大な結晶粒は得ることはできない。
次に熱延鋼帯の巻取温度は700℃を越えると前述の特
開昭58−136718号公報の如く、巻取後の自己焼鈍のみで
粗大粒となるが、コイル内の磁性バラツキが大きく、か
つ脱スケール性が悪くなる。巻取温度が600℃未満だ
と、自己焼鈍による粒成長が不足し、引続く熱延鋼帯焼
鈍を施しても５〜30秒の短時間で粗大粒化が起こらな
い。従って、巻取温度は600℃〜700℃にする。
開昭58−136718号公報の如く、巻取後の自己焼鈍のみで
粗大粒となるが、コイル内の磁性バラツキが大きく、か
つ脱スケール性が悪くなる。巻取温度が600℃未満だ
と、自己焼鈍による粒成長が不足し、引続く熱延鋼帯焼
鈍を施しても５〜30秒の短時間で粗大粒化が起こらな
い。従って、巻取温度は600℃〜700℃にする。
熱延鋼帯焼鈍の温度はA3変態温度以上だとα→γ変態
が起こり、磁性に好ましくない集合組織となるので、温
度はA3変態温度未満の比較的高温域とした。またA3変態
温度以下での保持時間は５秒未満だと粒成長不足とな
り、30秒以上とすると粒成長に対して有利であるが、短
時間の熱延鋼帯焼鈍に不向きであるばかりでなく、脱ス
ケール性が悪くなり不経済であることから、保持時間は
５秒以上30秒未満とした。この熱延鋼帯焼鈍の下限温度
は特に限定しないが、短時間焼鈍なので、A3変態温度直
下付近の温度が好適である。
が起こり、磁性に好ましくない集合組織となるので、温
度はA3変態温度未満の比較的高温域とした。またA3変態
温度以下での保持時間は５秒未満だと粒成長不足とな
り、30秒以上とすると粒成長に対して有利であるが、短
時間の熱延鋼帯焼鈍に不向きであるばかりでなく、脱ス
ケール性が悪くなり不経済であることから、保持時間は
５秒以上30秒未満とした。この熱延鋼帯焼鈍の下限温度
は特に限定しないが、短時間焼鈍なので、A3変態温度直
下付近の温度が好適である。
つぎに、本発明を実施例について説明する。
＜実施例＞ 実施例１ 転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造
し、Ａ〜Ｒまでのスラブを造った。それらの化学成分は
C:0.0035％,Si:0.22％,Mn:0.25％,P:0.021％,Al:0.0010
％,Sb:0.02％,Sn:0.02％を含み残部実質的にFeであっ
た。
し、Ａ〜Ｒまでのスラブを造った。それらの化学成分は
C:0.0035％,Si:0.22％,Mn:0.25％,P:0.021％,Al:0.0010
％,Sb:0.02％,Sn:0.02％を含み残部実質的にFeであっ
た。
この化学成分に従い計算式（１）にて求めたAr3変態
点温度は881℃であった。またA3変態点温度は960℃であ
った。
点温度は881℃であった。またA3変態点温度は960℃であ
った。
上記各スラブを1260℃に加熱し、第１表に示した如き
熱間圧延仕上温度及び巻取温度で2.3mm厚さの熱延鋼帯
とし、引続く熱延鋼帯焼鈍を第１表に併記した条件で連
続処理した。ついで、これらの熱延鋼帯を塩酸々洗し、
１回の冷間圧延で0.50mm厚さに仕上げたのち、800℃１
分間の連続光輝焼鈍を施した。
熱間圧延仕上温度及び巻取温度で2.3mm厚さの熱延鋼帯
とし、引続く熱延鋼帯焼鈍を第１表に併記した条件で連
続処理した。ついで、これらの熱延鋼帯を塩酸々洗し、
１回の冷間圧延で0.50mm厚さに仕上げたのち、800℃１
分間の連続光輝焼鈍を施した。
これらの成品と需要家での歪取焼鈍を想定した750℃
２時間の歪取焼鈍後の磁性及びコイル内の磁性バラツ
キ、併せて熱延鋼帯焼鈍後の粒度No.と熱延鋼帯焼鈍後
の酸洗による脱スケール性の良否を第１表に示した。
２時間の歪取焼鈍後の磁性及びコイル内の磁性バラツ
キ、併せて熱延鋼帯焼鈍後の粒度No.と熱延鋼帯焼鈍後
の酸洗による脱スケール性の良否を第１表に示した。
これらから、この発明の適合例は比較例に対して、短
時間の熱延鋼帯焼鈍で粗大粒が図れ高い磁束密度B50が
得られ、かつ脱スケル性が良く、コイル内の磁性バラツ
キも小さいことが明らかである。
時間の熱延鋼帯焼鈍で粗大粒が図れ高い磁束密度B50が
得られ、かつ脱スケル性が良く、コイル内の磁性バラツ
キも小さいことが明らかである。
実施例２ 実施例１と同様な方法でC:0.0042％,Si:0.08％,Mn:0.
58％,P:0.025％,Al:0.0008％,Sb:0.04％，を含み残部実
質的FeからなるスラブＳ〜Ｗを造った。これらの化学成
分から計算式（１）により求めたAr3変態点温度は848℃
であった。またA3変態点温度は928℃であった。
58％,P:0.025％,Al:0.0008％,Sb:0.04％，を含み残部実
質的FeからなるスラブＳ〜Ｗを造った。これらの化学成
分から計算式（１）により求めたAr3変態点温度は848℃
であった。またA3変態点温度は928℃であった。
これらのスラブを第２表に示したような熱間仕上圧延
温度、巻取温度で熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼帯焼鈍を
施したのち、塩酸酸洗を行い、次に冷延により0.50mm厚
とし、つづいて720℃１分間の連続光輝焼鈍を施して成
品に仕上げた。第２表に粒度No.脱スケール性及びコイ
ル内磁性バラツキを記した。本発明の適合例は短時間の
熱延鋼帯焼鈍により粗粒化が起こり、その結果、磁束密
度B50が高く、磁性バラツキも小さく脱スケール性もよ
いことが明らかである。
温度、巻取温度で熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼帯焼鈍を
施したのち、塩酸酸洗を行い、次に冷延により0.50mm厚
とし、つづいて720℃１分間の連続光輝焼鈍を施して成
品に仕上げた。第２表に粒度No.脱スケール性及びコイ
ル内磁性バラツキを記した。本発明の適合例は短時間の
熱延鋼帯焼鈍により粗粒化が起こり、その結果、磁束密
度B50が高く、磁性バラツキも小さく脱スケール性もよ
いことが明らかである。
実施例３ 実施例１と同様な方法でC:0.0035％,Si:1.0％,Mn:0.2
5％,P:0.025％,Al:0.0009％,Sn:0.04％，を含み残部実
質的FeからなるスラブX,Y,Zを造った。これらの化学成
分により計算式（１）から求めたAr3変態点温度は920℃
であった。またA3変態点温度は1000℃であった。これら
のスラブを熱間圧延により熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼
帯焼鈍を施したのち、塩酸々洗し、引続き１回の冷間圧
延で0.50mm厚さに圧延し、つづいて880℃１分間の連続
焼鈍を施して成品に仕上げた。第３表に熱間圧延仕上温
度，巻取温度，熱延鋼帯焼鈍条件及び磁性を示した。第
３表から、本発明の適合例は磁束密度B50が高く、かつ
生産性，安定性に優れている。
5％,P:0.025％,Al:0.0009％,Sn:0.04％，を含み残部実
質的FeからなるスラブX,Y,Zを造った。これらの化学成
分により計算式（１）から求めたAr3変態点温度は920℃
であった。またA3変態点温度は1000℃であった。これら
のスラブを熱間圧延により熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼
帯焼鈍を施したのち、塩酸々洗し、引続き１回の冷間圧
延で0.50mm厚さに圧延し、つづいて880℃１分間の連続
焼鈍を施して成品に仕上げた。第３表に熱間圧延仕上温
度，巻取温度，熱延鋼帯焼鈍条件及び磁性を示した。第
３表から、本発明の適合例は磁束密度B50が高く、かつ
生産性，安定性に優れている。
実施例４ 実施例１と同様な方法でC:0.0040％,Si:0.25％,Mn:0.
27％,P:0.04％,Al:0.0007％,Sb:0.038％を含み残部実質
的FeからなるスラブA1,A2,A3を造った。これらの化学成
分より計算式（１）から求めたAr3変態点温度は884℃で
あった。またA3変態点温度は964℃であった。これらの
スラブを熱間圧延により熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼帯
焼鈍を施したのち、塩酸々洗し、第１回目の冷間圧延で
0.54mm厚さにし、ついで750℃１分間の中間連続焼鈍を
行い引続き、２回目の冷間圧延で圧下率７％にして0.50
mm厚さのセミプロセス成品を造った。第４表に750℃２
時間の歪取焼鈍後の磁性、熱間圧延と熱延鋼帯焼鈍条件
および脱スケール性，コイル内磁性バラツキを示した。
本発明の適合例は磁束密度B50が高く、かつ生産性およ
び品質の安定性に優れている。
27％,P:0.04％,Al:0.0007％,Sb:0.038％を含み残部実質
的FeからなるスラブA1,A2,A3を造った。これらの化学成
分より計算式（１）から求めたAr3変態点温度は884℃で
あった。またA3変態点温度は964℃であった。これらの
スラブを熱間圧延により熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼帯
焼鈍を施したのち、塩酸々洗し、第１回目の冷間圧延で
0.54mm厚さにし、ついで750℃１分間の中間連続焼鈍を
行い引続き、２回目の冷間圧延で圧下率７％にして0.50
mm厚さのセミプロセス成品を造った。第４表に750℃２
時間の歪取焼鈍後の磁性、熱間圧延と熱延鋼帯焼鈍条件
および脱スケール性，コイル内磁性バラツキを示した。
本発明の適合例は磁束密度B50が高く、かつ生産性およ
び品質の安定性に優れている。
実施例５ 実施例と同様な方法で、C:0.0036％,Si:0.09％,Mn:0.
58％,P:0.028％,Al:0.0009％,B:0.0045％（B/N 1.5）を
含み、残部実質的FeからなるスラグB1〜B3を造った。こ
れらの化学成分から計算式（１）により求めたAr3変態
点温度は847℃であった。またA3変態点温度は927℃であ
った。
58％,P:0.028％,Al:0.0009％,B:0.0045％（B/N 1.5）を
含み、残部実質的FeからなるスラグB1〜B3を造った。こ
れらの化学成分から計算式（１）により求めたAr3変態
点温度は847℃であった。またA3変態点温度は927℃であ
った。
これらのスラブを第５表に示したような熱間圧延仕上
温度、巻取温度で熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼帯焼鈍を
施したのち、塩酸酸洗を行い、次に冷延により0.05mm厚
さとして、続いて720℃１分間の連続光輝焼鈍を施して
成品に仕上げた。第５表に粒度No.,脱スケール性及びコ
イル内磁性バラツキを記した。本発明の適合例は磁束密
度B50が高く、かつ生産性，安定性に優れている。
温度、巻取温度で熱延鋼帯とし、次いで熱延鋼帯焼鈍を
施したのち、塩酸酸洗を行い、次に冷延により0.05mm厚
さとして、続いて720℃１分間の連続光輝焼鈍を施して
成品に仕上げた。第５表に粒度No.,脱スケール性及びコ
イル内磁性バラツキを記した。本発明の適合例は磁束密
度B50が高く、かつ生産性，安定性に優れている。
＜発明の効果＞ 以上の如く、化学成分を特定した熱延鋼帯の熱間圧延
仕上温度をAr3変態点温度より50℃を越えて高くはない
範囲内のγ相温度領域とし、この熱延鋼帯の巻取温度を
600℃〜700℃に限定し、かつこの熱延鋼帯をA3変態点温
度未満の温度で５秒以上30秒未満の極めて短時間の熱延
鋼帯焼鈍を施すことにより、結晶粒の粗大化が起こる。
これによって、磁気特性の改善のみならず、脱スケール
性もよく、安定した磁気特性を得ることができる。
仕上温度をAr3変態点温度より50℃を越えて高くはない
範囲内のγ相温度領域とし、この熱延鋼帯の巻取温度を
600℃〜700℃に限定し、かつこの熱延鋼帯をA3変態点温
度未満の温度で５秒以上30秒未満の極めて短時間の熱延
鋼帯焼鈍を施すことにより、結晶粒の粗大化が起こる。
これによって、磁気特性の改善のみならず、脱スケール
性もよく、安定した磁気特性を得ることができる。
Claims (1)
- 【請求項１】低炭素鋼スラブを熱間圧延し、次いでこの
鋼帯に焼鈍を施し、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延により製品板厚としたのち焼鈍を施す無方向性電磁
鋼帯の製造方法において、該スラブの組成を、重量％で
C:0.02％以下,SiもしくはSi＋Al:1.5％以下,Mn:1.0％以
下,P:0.2％以下,Sb及びSnのいずれか１種または２種の
合計が0.10％以下，あるいはさらにＢをB/Nで0.5〜2.5
含み残部実質的にFeとし、熱間圧延をAr3変態温度より5
0℃を越えて高くはない範囲内のγ相領域で終了したの
ち、熱延鋼帯を600〜700℃の温度で巻き取り、次いでこ
の熱延鋼帯をA3変態温度未満の比較的高温域で５秒以上
30秒未満の焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性の優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1001330A JP2758915B2 (ja) | 1989-01-09 | 1989-01-09 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1001330A JP2758915B2 (ja) | 1989-01-09 | 1989-01-09 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02182830A JPH02182830A (ja) | 1990-07-17 |
| JP2758915B2 true JP2758915B2 (ja) | 1998-05-28 |
Family
ID=11498488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1001330A Expired - Fee Related JP2758915B2 (ja) | 1989-01-09 | 1989-01-09 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2758915B2 (ja) |
-
1989
- 1989-01-09 JP JP1001330A patent/JP2758915B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02182830A (ja) | 1990-07-17 |
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Legal Events
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