JPH02182830A - 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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- JPH02182830A JPH02182830A JP1001330A JP133089A JPH02182830A JP H02182830 A JPH02182830 A JP H02182830A JP 1001330 A JP1001330 A JP 1001330A JP 133089 A JP133089 A JP 133089A JP H02182830 A JPH02182830 A JP H02182830A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
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】
く産業上の利用分野〉
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。
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。
く従来の技術〉
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M1
綱帯の磁束密度の向上及び鉄損の低減が必要である。
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M1
綱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。
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Ar
s変態点温度、 Ar3= ( 891−900(C%) +50 (3
4%) 88(Mn%) + 190 (P%)
+ 380 (八2%)) ℃・・−・・−・(1)
以上となし、次いで二〇熱延鋼帯をA、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。
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Ar
s変態点温度、 Ar3= ( 891−900(C%) +50 (3
4%) 88(Mn%) + 190 (P%)
+ 380 (八2%)) ℃・・−・・−・(1)
以上となし、次いで二〇熱延鋼帯をA、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。
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Ars変態点温度
より50℃を越えて高くはない範囲内のT相領域で終了
し、その巻取温度をA、変態点以下から700 ’C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。
上述と同じく鋼中成分によって定まるArs変態点温度
より50℃を越えて高くはない範囲内のT相領域で終了
し、その巻取温度をA、変態点以下から700 ’C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。
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
延綱帯焼鈍を省略できるが、巻取温度が高いためコイル
の内、外巻部及びエツジ部がコイル中心部より速(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
延綱帯焼鈍を省略できるが、巻取温度が高いためコイル
の内、外巻部及びエツジ部がコイル中心部より速(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。
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。
く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、次いでこの銅
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+ Aj!
: 1.5%以下、 Mn: 1.0%以下。
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+ Aj!
: 1.5%以下、 Mn: 1.0%以下。
P:0.2%以下、 sb及び/又はSn : 0.1
0%以下。
0%以下。
必要に応じて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Ar2変態変態上り50’C
を越えて高くはない範囲内のrtIjJI域で終了した
のち、熱延鋼帯を600〜700℃の温度で巻取り、次
いでこの熱延鋼帯をA、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特許 造方法である。
的にFeとし、熱間圧延をAr2変態変態上り50’C
を越えて高くはない範囲内のrtIjJI域で終了した
のち、熱延鋼帯を600〜700℃の温度で巻取り、次
いでこの熱延鋼帯をA、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特許 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綱帯は
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1枚
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。
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綱帯は
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1枚
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。
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T相温度域で、熱間圧延を終え、熱延後の巻
取温度を600〜700゜Cとし、しかるのちA,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.さらに無方向性型・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clを
0. 004%以下とする必要があり素材のC景が多過
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Cf
1lを0.02%以下に限定する。
取温度を600〜700゜Cとし、しかるのちA,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.さらに無方向性型・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clを
0. 004%以下とする必要があり素材のC景が多過
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Cf
1l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+AiV、)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(st+
affi)iを1.5%以下とする。
が、ここにSiもしくは(Si+AiV、)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(st+
affi)iを1.5%以下とする。
Mnは脱酸剤として、又はSによる熱間脂性を抑制する
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。
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1m又は2種の合計が0.1
θ%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。
させるが、sb及びSnの1m又は2種の合計が0.1
θ%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へl
脱酸により残留したA2とNの微細析出物の生成を抑え
て、BN+Aj!Hの比較的大きな析出となり、その結
果結晶粒成長性がよ(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
ト高となる。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A2とNの微細析出物の生成を抑え
て、BN+Aj!Hの比較的大きな析出となり、その結
果結晶粒成長性がよ(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
ト高となる。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、 Ar5− [891−900(C%) +50 (St
%) 88(Mn%)+190(P%)+ 380
(八2%)) ℃・−・・・−(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1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#ii!帯
焼鈍で粗大粒成長が起き易くするためである。
に応じて次式、 Ar5− [891−900(C%) +50 (St
%) 88(Mn%)+190(P%)+ 380
(八2%)) ℃・−・・・−(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1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#ii!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Ar、変態点温度より低いα+T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。
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、引続く熱延綱帯焼鈍を施しても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60
0℃〜700℃にする。
不足し、引続く熱延綱帯焼鈍を施しても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60
0℃〜700℃にする。
熱延鋼帯焼鈍の温度はA、変態温度以下だとα−γ変態
が起こり、磁性に好ましくない集合M織となるので、温
度はA、変態温度未満の比較的高温域とした。またA、
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、A、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M織となるので、温
度はA、変態温度未満の比較的高温域とした。またA、
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、A、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: 0.00
10%、 Sb : 0.02%。
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: 0.00
10%、 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A r 3
変態点温度は881℃であった。またA、変態点温度は
960”Cであった。
変態点温度は881℃であった。またA、変態点温度は
960”C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2.3M厚さの熱延
綱帯とし、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、これらの熱延綱帯を塩酸々洗
し、1回の冷間圧延で0.50胴厚さに仕上げたのち、
800″C1分間の連続光輝焼鈍を施した。
き熱間圧延仕上温度及び巻取温度で2.3M厚さの熱延
綱帯とし、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、これらの熱延綱帯を塩酸々洗
し、1回の冷間圧延で0.50胴厚さに仕上げたのち、
800″C1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“
C2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。
C2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。
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実施例2 実施例1と同様な方法でC: 0.0042%、5il
o。
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実施例2 実施例1と同様な方法でC: 0.0042%、5il
o。
08%、Mn ; 0.58%、 P : 0.
025%、 八Il: 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ンにより
求めたAr、変態点温度は848℃であった。またA、
変態点温度は928℃であった。
025%、 八Il: 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ンにより
求めたAr、変態点温度は848℃であった。またA、
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0.50m
m厚とし、つづいて720”C1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0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。
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0.50m
m厚とし、つづいて720”C1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0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.Q%、 Mn : 0.25%、 P : 0.0
25%、 Af : 0.0009%。
1.Q%、 Mn : 0.25%、 P : 0.0
25%、 Af : 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Ars変態点温度は920’Cで
あった。またA、変態点温度は1000″Cであった。
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Ars変態点温度は920’Cで
あった。またA、変態点温度は1000″C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0.50m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2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B5
0が高く、かつ生産性。
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0.50m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2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B5
0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CF 0.0040%、Si:
0.25%、 Mn : 0.27%、PiO,04%
、 ^j! : 0.0007%、 Sb: 0.0
38%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Arz変態点温度は884℃であった。またA
、変態点温度は964℃であった。
0.25%、 Mn : 0.27%、PiO,04%
、 ^j! : 0.0007%、 Sb: 0.0
38%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Arz変態点温度は884℃であった。またA
、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0.50mmW−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。
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0.50mmW−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、Cj 0.0036%、Si:
0.09%、 Mn : 0.58%、 P
: 0.028 %、 八t : 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−B
5を造った。これらの化学成分から計算式(1)により
求めたAr=変態点温度は847’Cであった。またA
、変態点温度は927℃であった。
0.09%、 Mn : 0.58%、 P
: 0.028 %、 八t : 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−B
5を造った。これらの化学成分から計算式(1)により
求めたAr=変態点温度は847’Cであった。またA
、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0.50m
m厚さとし、続いて?20’CI分間の連続光輝焼鈍を
施して成品に仕上げた。第5表に粒度漱、脱スケール性
及びコイル内磁性バラツキを記した0本発明の適合例は
磁束密度13saが高く、かつ生産性、安定性に優れて
いる。
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0.50m
m厚さとし、続いて?20’CI分間の連続光輝焼鈍を
施して成品に仕上げた。第5表に粒度漱、脱スケール性
及びコイル内磁性バラツキを記した0本発明の適合例は
磁束密度13sa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′wJ帯の熱間圧
延仕上温度をAr=変態点温度より50℃を越えて高く
はない範囲内のT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A、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。
延仕上温度をAr=変態点温度より50℃を越えて高く
はない範囲内のT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A、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。
る。
Claims (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、必要に
応じてBをB/Nで0.5〜2.5含み残部実質的にF
eとし、熱間圧延をAr_3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℃の温度で巻取り、次いでこの熱延
鋼帯をA_3変態温度未満の比較的高温域で5秒以上3
0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 true JPH02182830A (ja) | 1990-07-17 |
JP2758915B2 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 |
---|---|
JP2758915B2 (ja) | 1998-05-28 |
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---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |