JPH06240359A - 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH06240359A JPH06240359A JP2451393A JP2451393A JPH06240359A JP H06240359 A JPH06240359 A JP H06240359A JP 2451393 A JP2451393 A JP 2451393A JP 2451393 A JP2451393 A JP 2451393A JP H06240359 A JPH06240359 A JP H06240359A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、電気機器の鉄心材料として用いら
れる無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。 【構成】 鋼中に重量％でＳｉ≦２．５０％、Ａｌ≦
１．００％かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５０％、および
残部がＦｅならびに不可避不純物からなるスラブを用
い、熱間圧延し熱延板とし、１回の冷間圧延工程で最終
板厚とし、ついで、仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板
の製造方法において、熱間圧延後の巻取温度をＡｒ3 点
以上とし、巻取後、Ａｒ3 点以上の温度にて２０秒以上
３時間以下保持し、その後Ａｒ3 点からＡｒ1 点までの
平均冷却速度を５０℃／秒以下としてストリップコイル
を冷却しα相へ変態せしめ、これに圧下率６０〜９０％
の冷延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造
方法。 【効果】 本発明によれば無方向性電磁鋼板の磁束密度
を向上させかつ鉄損の小さい材料を得ることが可能であ
る。
れる無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。 【構成】 鋼中に重量％でＳｉ≦２．５０％、Ａｌ≦
１．００％かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５０％、および
残部がＦｅならびに不可避不純物からなるスラブを用
い、熱間圧延し熱延板とし、１回の冷間圧延工程で最終
板厚とし、ついで、仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板
の製造方法において、熱間圧延後の巻取温度をＡｒ3 点
以上とし、巻取後、Ａｒ3 点以上の温度にて２０秒以上
３時間以下保持し、その後Ａｒ3 点からＡｒ1 点までの
平均冷却速度を５０℃／秒以下としてストリップコイル
を冷却しα相へ変態せしめ、これに圧下率６０〜９０％
の冷延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造
方法。 【効果】 本発明によれば無方向性電磁鋼板の磁束密度
を向上させかつ鉄損の小さい材料を得ることが可能であ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電気機器の鉄心材料と
して用いられる、磁束密度が高く、鉄損の低い優れた磁
気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するも
のである。
して用いられる、磁束密度が高く、鉄損の低い優れた磁
気特性を有する無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】近年、省エネルギーの観点から無方向性
電磁鋼板の品質向上のニーズは高まってきている。これ
まで高磁束密度無方向性電磁鋼板としては低級グレード
の無方向性電磁鋼板が広く用いられてきている。これら
の無方向性電磁鋼板の鉄損値の低減のために溶製段階で
の高純化、鋼中のＳｉ，Ａｌ含有量を多くする、仕上げ
焼鈍温度、時間の確保等が行われてきた。しかしなが
ら、これらの技術的手段による時は、高磁束密度と低鉄
損値を同時に達成することが困難であり、近年要請され
てきている高効率（省エネルギー）化には限界があっ
た。
電磁鋼板の品質向上のニーズは高まってきている。これ
まで高磁束密度無方向性電磁鋼板としては低級グレード
の無方向性電磁鋼板が広く用いられてきている。これら
の無方向性電磁鋼板の鉄損値の低減のために溶製段階で
の高純化、鋼中のＳｉ，Ａｌ含有量を多くする、仕上げ
焼鈍温度、時間の確保等が行われてきた。しかしなが
ら、これらの技術的手段による時は、高磁束密度と低鉄
損値を同時に達成することが困難であり、近年要請され
てきている高効率（省エネルギー）化には限界があっ
た。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術に
おけるこのような問題点を解決し、低鉄損かつ高磁束密
度の無方向性電磁鋼板を得る方法を提供することを目的
とするものである。
おけるこのような問題点を解決し、低鉄損かつ高磁束密
度の無方向性電磁鋼板を得る方法を提供することを目的
とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下の通りである。すなわち、（１）鋼中に重量％
でＳｉ≦２．５０％、Ａｌ≦１．００％かつ（Ｓｉ＋２
Ａｌ）≦２．５０％を含有するスラブを用い、熱間圧延
し熱延板とし、１回の冷間圧延工程で最終板厚とし、つ
いで、仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、熱間圧延後の巻取温度をＡｒ3 点以上とし、巻
取後、Ａｒ3 点以上の温度にて２０秒以上３時間以下保
持し、その後Ａｒ3 点からＡｒ1 点までの平均冷却速度
を５０℃／秒以下としてストリップコイルを冷却しα相
へ変態せしめることを特徴とする磁束密度が高く、鉄損
の低い無方向性電磁鋼板の製造方法、ならびに、（２）
前項（１）記載の無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、同項の巻取−冷却処理した熱延ストリップを圧下率
６０〜９０％の冷延を施すことを特徴とする磁束密度が
高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法である。
ろは以下の通りである。すなわち、（１）鋼中に重量％
でＳｉ≦２．５０％、Ａｌ≦１．００％かつ（Ｓｉ＋２
Ａｌ）≦２．５０％を含有するスラブを用い、熱間圧延
し熱延板とし、１回の冷間圧延工程で最終板厚とし、つ
いで、仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、熱間圧延後の巻取温度をＡｒ3 点以上とし、巻
取後、Ａｒ3 点以上の温度にて２０秒以上３時間以下保
持し、その後Ａｒ3 点からＡｒ1 点までの平均冷却速度
を５０℃／秒以下としてストリップコイルを冷却しα相
へ変態せしめることを特徴とする磁束密度が高く、鉄損
の低い無方向性電磁鋼板の製造方法、ならびに、（２）
前項（１）記載の無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、同項の巻取−冷却処理した熱延ストリップを圧下率
６０〜９０％の冷延を施すことを特徴とする磁束密度が
高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【０００５】以下に、本発明を詳細に説明する。発明者
らは、従来技術における課題を解決すべく鋭意検討を重
ねた結果、変態を有する無方向性電磁鋼にあって、熱間
圧延時のいわゆる自己焼鈍条件および冷却条件ならびに
冷延条件を適切に採ることによって、仕上げ焼鈍後の製
品における磁気特性が極めて高く、鉄損が良好な（鉄損
値が低い）無方向性電磁鋼板を得ることに成功した。す
なわち、熱間圧延条件（高温仕上げ、高温巻取およびそ
の後の徐冷）を規定することにより、仕上げ焼鈍後の製
品における集合組織を制御し、磁束密度が極めて高く鉄
損が良好な（鉄損が低い）無方向性電磁鋼板を製造する
ようにしたものである。
らは、従来技術における課題を解決すべく鋭意検討を重
ねた結果、変態を有する無方向性電磁鋼にあって、熱間
圧延時のいわゆる自己焼鈍条件および冷却条件ならびに
冷延条件を適切に採ることによって、仕上げ焼鈍後の製
品における磁気特性が極めて高く、鉄損が良好な（鉄損
値が低い）無方向性電磁鋼板を得ることに成功した。す
なわち、熱間圧延条件（高温仕上げ、高温巻取およびそ
の後の徐冷）を規定することにより、仕上げ焼鈍後の製
品における集合組織を制御し、磁束密度が極めて高く鉄
損が良好な（鉄損が低い）無方向性電磁鋼板を製造する
ようにしたものである。
【０００６】無方向性電磁鋼板製造プロセスにおける高
温仕上げ、高温巻取それ自体は、自己焼鈍とよばれ、た
とえば特開昭５４−７６４２２号公報に開示されている
ように、既知である。発明者らは、鉄損値が低くかつ、
磁束密度が高い無方向性電磁鋼板を得るべく鋭意研究を
重ねた結果、α−γ変態を有する無方向性電磁鋼板の熱
間圧延工程において、巻取温度をＡｒ3 点以上と十分高
くしかつ、熱延直後のストリップをＡｒ3 点以上に一定
時間以上保持しさらに冷却速度を小さくし、適切な冷延
率を採ることによって仕上げ焼鈍後の製品における集合
組織を制御し、磁束密度が極めて高く鉄損が良好な（鉄
損値が低い）無方向性電磁鋼板を製造し得ることを見い
だした。
温仕上げ、高温巻取それ自体は、自己焼鈍とよばれ、た
とえば特開昭５４−７６４２２号公報に開示されている
ように、既知である。発明者らは、鉄損値が低くかつ、
磁束密度が高い無方向性電磁鋼板を得るべく鋭意研究を
重ねた結果、α−γ変態を有する無方向性電磁鋼板の熱
間圧延工程において、巻取温度をＡｒ3 点以上と十分高
くしかつ、熱延直後のストリップをＡｒ3 点以上に一定
時間以上保持しさらに冷却速度を小さくし、適切な冷延
率を採ることによって仕上げ焼鈍後の製品における集合
組織を制御し、磁束密度が極めて高く鉄損が良好な（鉄
損値が低い）無方向性電磁鋼板を製造し得ることを見い
だした。
【０００７】まず、成分について説明すると、製品の機
械的特性の向上、磁気的特性、耐錆性の向上あるいはそ
の他の目的のために、Ｍｎ，Ｐ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓ
ｂ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以上を鋼中に含有させ
ても本発明の効果は損なわれない。
械的特性の向上、磁気的特性、耐錆性の向上あるいはそ
の他の目的のために、Ｍｎ，Ｐ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓ
ｂ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以上を鋼中に含有させ
ても本発明の効果は損なわれない。
【０００８】Ｃは０．０５０％以下であれば本発明の目
的を達成することができる。低級グレードの無方向性電
磁鋼板は主として小型回転機であり、使用中の磁気特性
の劣化、すなわち磁気時効を回避することが重要であ
る。このためには、通常は鋼中のＣの含有量を低濃度に
制限する必要があるが、本発明においては、熱間圧延工
程のストリップ巻取温度をＡｒ3 点以上とし、Ａｒ3 点
以上の温度域にて２０秒以上保持するとともにＡｒ3 点
からＡｒ1 点までの範囲を５０℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却するから、炭化物その他の析出物、介在物は十
分に凝集析出するため磁気時効は減少する。従って、磁
気時効防止のため極低炭素とすることは要求されず、Ｃ
は０．０５０％以下であれば良い。
的を達成することができる。低級グレードの無方向性電
磁鋼板は主として小型回転機であり、使用中の磁気特性
の劣化、すなわち磁気時効を回避することが重要であ
る。このためには、通常は鋼中のＣの含有量を低濃度に
制限する必要があるが、本発明においては、熱間圧延工
程のストリップ巻取温度をＡｒ3 点以上とし、Ａｒ3 点
以上の温度域にて２０秒以上保持するとともにＡｒ3 点
からＡｒ1 点までの範囲を５０℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却するから、炭化物その他の析出物、介在物は十
分に凝集析出するため磁気時効は減少する。従って、磁
気時効防止のため極低炭素とすることは要求されず、Ｃ
は０．０５０％以下であれば良い。
【０００９】Ｓは鋼の溶製段階で不可避的に混入する元
素であり、Ｎは含有量が多いと、熱間圧延工程における
スラブ加熱中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ，Ａ
ｌＮ等の析出物を形成し、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成
長を妨げたり製品が磁化されるときに磁壁の移動を妨げ
るいわゆるピニング効果を発揮し製品の低鉄損化を妨げ
る原因となる。従って、従来Ｓ≦０．０１０％、Ｎ≦
０．０１０％とすべきところであるが、本発明において
はＣと同様の理由により析出物の粗大凝集化による無害
化がはかられるため、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．０１
０％であれば良い。
素であり、Ｎは含有量が多いと、熱間圧延工程における
スラブ加熱中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ，Ａ
ｌＮ等の析出物を形成し、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成
長を妨げたり製品が磁化されるときに磁壁の移動を妨げ
るいわゆるピニング効果を発揮し製品の低鉄損化を妨げ
る原因となる。従って、従来Ｓ≦０．０１０％、Ｎ≦
０．０１０％とすべきところであるが、本発明において
はＣと同様の理由により析出物の粗大凝集化による無害
化がはかられるため、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．０１
０％であれば良い。
【００１０】Ｓｉ，Ａｌは鋼板の固有抵抗を増大させ渦
流損を低減させるために添加される。Ｃ≦０．０２％の
条件下では、（Ｓｉ＋２Ａｌ）が２．５０％を超える
と、変態を生じなくなるので、（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．
５０％でなくてはならない。
流損を低減させるために添加される。Ｃ≦０．０２％の
条件下では、（Ｓｉ＋２Ａｌ）が２．５０％を超える
と、変態を生じなくなるので、（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．
５０％でなくてはならない。
【００１１】Ｍｎはその含有量が０．１％より少ないと
熱間加工性が悪化するため含有させるが、２．０％以上
になると鉄損が悪化するため、２．０％以下とする。Ｐ
は、製品の打ち抜き性を良好ならしめるために０．１％
までの範囲内において添加される。Ｐ≦０．２％であれ
ば、製品の磁気特性の観点から問題がない。ＢはＮを無
害化させるために添加される。Ｎとの量のバランスが必
要であるから最大含有量を０．００５％とする。本発明
においては熱延後に析出物の粗大凝集化が行われるか
ら、Ｂ添加の必要性は少ない。
熱間加工性が悪化するため含有させるが、２．０％以上
になると鉄損が悪化するため、２．０％以下とする。Ｐ
は、製品の打ち抜き性を良好ならしめるために０．１％
までの範囲内において添加される。Ｐ≦０．２％であれ
ば、製品の磁気特性の観点から問題がない。ＢはＮを無
害化させるために添加される。Ｎとの量のバランスが必
要であるから最大含有量を０．００５％とする。本発明
においては熱延後に析出物の粗大凝集化が行われるか
ら、Ｂ添加の必要性は少ない。
【００１２】次に本発明のプロセス条件について説明す
る。従来工程においては、相変態を有する無方向性電磁
鋼板の熱間圧延工程においては、製品の磁気特性向上の
観点から熱延板結晶粒径の制御が行われてきた。これら
は、熱延板、すなわち冷延前の結晶粒径を極力粗大化す
ることに主眼がおかれており、熱延後のγ相からα相へ
の変態は熱延板の結晶粒径を微細化するために有害であ
るとみなされ、これまで本発明のごとき高温仕上げ、高
温巻取工程によるγ相からα相への変態の利用は省みら
れなかった。
る。従来工程においては、相変態を有する無方向性電磁
鋼板の熱間圧延工程においては、製品の磁気特性向上の
観点から熱延板結晶粒径の制御が行われてきた。これら
は、熱延板、すなわち冷延前の結晶粒径を極力粗大化す
ることに主眼がおかれており、熱延後のγ相からα相へ
の変態は熱延板の結晶粒径を微細化するために有害であ
るとみなされ、これまで本発明のごとき高温仕上げ、高
温巻取工程によるγ相からα相への変態の利用は省みら
れなかった。
【００１３】しかし発明者らは鋭意検討を進めた結果、
熱間圧延工程において、γ相でストリップを巻取り、Ａ
ｒ3 点以上に一定時間保持するとともにγ相からα相へ
の変態中の冷却速度を遅くし、冷延工程において適切な
圧下率を採ることで、製品における磁気特性が著しく改
善され得ることを発見し本発明の完成に至った。しかし
て、本発明によれば、仕上げ焼鈍時の条件を従来の焼鈍
条件よりも高温にし時間を長くして粒成長させ製品の鉄
損を改善しても、磁束密度が低くなることはない。
熱間圧延工程において、γ相でストリップを巻取り、Ａ
ｒ3 点以上に一定時間保持するとともにγ相からα相へ
の変態中の冷却速度を遅くし、冷延工程において適切な
圧下率を採ることで、製品における磁気特性が著しく改
善され得ることを発見し本発明の完成に至った。しかし
て、本発明によれば、仕上げ焼鈍時の条件を従来の焼鈍
条件よりも高温にし時間を長くして粒成長させ製品の鉄
損を改善しても、磁束密度が低くなることはない。
【００１４】本発明においては、熱間圧延工程のストリ
ップ巻取温度をＡｒ3 点以上とし、Ａｒ3 点以上の温度
域にて２０秒以上保持するとともにＡｒ3 点からＡｒ1
点までの範囲を５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却す
るから、α相での溶解度が小さい不純物の析出が十分に
行われるため、製品の磁気時効が減少するとともに、仕
上げ焼鈍時の結晶粒成長が妨げられなくなり（不純物の
無害化）、従来の仕上げ焼鈍条件で処理しても鉄損が低
くかつ、磁束密度の高い製品を得ることができる。
ップ巻取温度をＡｒ3 点以上とし、Ａｒ3 点以上の温度
域にて２０秒以上保持するとともにＡｒ3 点からＡｒ1
点までの範囲を５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却す
るから、α相での溶解度が小さい不純物の析出が十分に
行われるため、製品の磁気時効が減少するとともに、仕
上げ焼鈍時の結晶粒成長が妨げられなくなり（不純物の
無害化）、従来の仕上げ焼鈍条件で処理しても鉄損が低
くかつ、磁束密度の高い製品を得ることができる。
【００１５】前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法で加熱される。このスラブに
熱間圧延を施し所定の厚みとし、Ａｒ3 点以上の温度に
て巻取った後、必要に応じこのコイルを保熱カバー等の
公知の方法にて保熱あるいはコイルの温度制御のため補
助加熱等の手段を用いることによりコイルをＡｒ3 点以
上の温度にて２０秒以上３時間以下の時間保持し、その
後Ａｒ3 点からＡｒ1 点までの平均冷却速度を５０℃／
秒以下として、ストリップコイルを冷却しα相へと変態
せしめる。
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法で加熱される。このスラブに
熱間圧延を施し所定の厚みとし、Ａｒ3 点以上の温度に
て巻取った後、必要に応じこのコイルを保熱カバー等の
公知の方法にて保熱あるいはコイルの温度制御のため補
助加熱等の手段を用いることによりコイルをＡｒ3 点以
上の温度にて２０秒以上３時間以下の時間保持し、その
後Ａｒ3 点からＡｒ1 点までの平均冷却速度を５０℃／
秒以下として、ストリップコイルを冷却しα相へと変態
せしめる。
【００１６】本発明においては、自己焼鈍中にＡｒ3 点
以上に保持することによりγ相を粒成長させ、γ−α変
態のα核の核生成サイトとなる粒界を減らし、その後に
γ相からα相への変態を行わしめると同時に、γ相、α
相の粒成長をも行わしめることが肝要である。巻取温度
がＡｒ3 点以下では自己焼鈍に入る前にγ−α変態によ
りα相が多数核生成し熱延板の結晶粒が十分成長せず磁
束密度、鉄損ともに優れた製品が得られない。Ａｒ3 点
以上での保持時間が短かすぎてもγ相の粒成長が不十分
であり、α粒の核生成サイトとなる粒界が十分に減少し
ないため、α相が多数核生成し熱延板の結晶粒が十分成
長せず不適切である。このため、熱延、巻取後Ａｒ3 点
以上の温度での保持時間は２０秒以上確保する必要があ
る。一方、保持時間が長すぎても磁性を損なうものでは
ないが、高温保持中の過度の酸化により後工程での酸洗
性が著しく悪化し実用的でないので３時間以内とした。
また、Ａｒ3 点からＡｒ1 点の間の冷却速度が５０℃／
秒より大きくなると、γ相からα相が一時に多数核生成
し、これもまた熱延板の結晶粒が十分成長せず不適切で
ある。従って、Ａｒ3 点からＡｒ1 点の間の冷却速度を
５０℃／秒以下に制御する必要がある。
以上に保持することによりγ相を粒成長させ、γ−α変
態のα核の核生成サイトとなる粒界を減らし、その後に
γ相からα相への変態を行わしめると同時に、γ相、α
相の粒成長をも行わしめることが肝要である。巻取温度
がＡｒ3 点以下では自己焼鈍に入る前にγ−α変態によ
りα相が多数核生成し熱延板の結晶粒が十分成長せず磁
束密度、鉄損ともに優れた製品が得られない。Ａｒ3 点
以上での保持時間が短かすぎてもγ相の粒成長が不十分
であり、α粒の核生成サイトとなる粒界が十分に減少し
ないため、α相が多数核生成し熱延板の結晶粒が十分成
長せず不適切である。このため、熱延、巻取後Ａｒ3 点
以上の温度での保持時間は２０秒以上確保する必要があ
る。一方、保持時間が長すぎても磁性を損なうものでは
ないが、高温保持中の過度の酸化により後工程での酸洗
性が著しく悪化し実用的でないので３時間以内とした。
また、Ａｒ3 点からＡｒ1 点の間の冷却速度が５０℃／
秒より大きくなると、γ相からα相が一時に多数核生成
し、これもまた熱延板の結晶粒が十分成長せず不適切で
ある。従って、Ａｒ3 点からＡｒ1 点の間の冷却速度を
５０℃／秒以下に制御する必要がある。
【００１７】本発明の高温巻取、徐冷処理は、熱間圧延
工程において行われるから、変態点（Ａｒ3 ）が低い材
料が好ましいが、変態点（Ａｒ3 点）が高い材料である
場合には、熱間圧延機列の最終スタンドの直後に巻取機
（リール）を設置することによって、Ａｒ3 点以上の温
度域で巻取ることができる。その際、後工程での酸洗性
を良好にするため、保熱カバー内をＮ2 等不活性ガス雰
囲気あるいは減圧下とするか、もしくは減圧後Ｎ2 等不
活性ガス雰囲気充填を行う。本発明においては高温巻
取、高温自己焼鈍によるため巻取後のコイルは保熱カバ
ーあるいは何らかのコイルの温度低下を回避し得る装置
により、所定の温度範囲に所定の時間保持することが重
要であるが、変態点（Ａｒ3 ）が低くこのような保熱あ
るいは徐冷処理をしなくても所定の熱履歴が得られる材
料においてはこの限りではない。また、巻取後所定の自
己焼鈍を経た後のコイルは特段の処理なく放冷しても差
し支えないが、後工程での酸洗性を向上させるため、α
＋γ２相域よりも温度が低下した時点でコイルを水槽へ
浸漬させる等の手段により冷却することも本発明の効果
を何等損なうものではない。
工程において行われるから、変態点（Ａｒ3 ）が低い材
料が好ましいが、変態点（Ａｒ3 点）が高い材料である
場合には、熱間圧延機列の最終スタンドの直後に巻取機
（リール）を設置することによって、Ａｒ3 点以上の温
度域で巻取ることができる。その際、後工程での酸洗性
を良好にするため、保熱カバー内をＮ2 等不活性ガス雰
囲気あるいは減圧下とするか、もしくは減圧後Ｎ2 等不
活性ガス雰囲気充填を行う。本発明においては高温巻
取、高温自己焼鈍によるため巻取後のコイルは保熱カバ
ーあるいは何らかのコイルの温度低下を回避し得る装置
により、所定の温度範囲に所定の時間保持することが重
要であるが、変態点（Ａｒ3 ）が低くこのような保熱あ
るいは徐冷処理をしなくても所定の熱履歴が得られる材
料においてはこの限りではない。また、巻取後所定の自
己焼鈍を経た後のコイルは特段の処理なく放冷しても差
し支えないが、後工程での酸洗性を向上させるため、α
＋γ２相域よりも温度が低下した時点でコイルを水槽へ
浸漬させる等の手段により冷却することも本発明の効果
を何等損なうものではない。
【００１８】冷延率は６０％以上９０％以下、好ましく
は７３％以上９０％以下である。６０％未満では磁束密
度が低下し、また磁束密度のＬ方向とＣ方向の差も大き
い。さらに、熱延板の仕上げ板厚が薄くなりすぎ、熱延
工程での生産性の低下をもたらすので、６０％以上とし
た。一方、９０％超では、（１１１）集合組織が急激に
増加し、磁束密度の急激な低下をもたらすので９０％以
下とした。本発明においては、圧下率は７３〜９０％に
おいては特に、磁束密度が高いのみならず、磁束密度の
Ｌ方向とＣ方向の差が著しく小さいという無方向性電磁
鋼板にとって極めて優れた特徴をも合わせ持っている。
は７３％以上９０％以下である。６０％未満では磁束密
度が低下し、また磁束密度のＬ方向とＣ方向の差も大き
い。さらに、熱延板の仕上げ板厚が薄くなりすぎ、熱延
工程での生産性の低下をもたらすので、６０％以上とし
た。一方、９０％超では、（１１１）集合組織が急激に
増加し、磁束密度の急激な低下をもたらすので９０％以
下とした。本発明においては、圧下率は７３〜９０％に
おいては特に、磁束密度が高いのみならず、磁束密度の
Ｌ方向とＣ方向の差が著しく小さいという無方向性電磁
鋼板にとって極めて優れた特徴をも合わせ持っている。
【００１９】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。 〔実施例１〕表１の組成と他は不可避不純物からなる無
方向性電磁鋼板用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延
により２．５mmに仕上げた。
方向性電磁鋼板用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延
により２．５mmに仕上げた。
【００２０】
【表１】
【００２１】この時、熱延終了温度を１１５０℃とし９
８０℃付近の温度にて巻取った。また、この材料のＡｒ
3 点の測定結果は９３７℃であった。この後コイルを直
ちに保熱カバー内に挿入し、９５０℃にて１５秒から６
０分保持した。
８０℃付近の温度にて巻取った。また、この材料のＡｒ
3 点の測定結果は９３７℃であった。この後コイルを直
ちに保熱カバー内に挿入し、９５０℃にて１５秒から６
０分保持した。
【００２２】その後、９５０℃から８５０℃までの平均
冷却速度を０．０７℃／秒に制御した。これに酸洗を施
し、冷間圧延により０．５mmに仕上げ、連続焼鈍炉に
て、８００℃で３０秒間焼鈍し、磁気特性を測定した。
また、比較材として巻取温度８５０℃、保持温度８００
℃で６０分の保持を行い、他の条件は同様にして磁気特
性を測定した。
冷却速度を０．０７℃／秒に制御した。これに酸洗を施
し、冷間圧延により０．５mmに仕上げ、連続焼鈍炉に
て、８００℃で３０秒間焼鈍し、磁気特性を測定した。
また、比較材として巻取温度８５０℃、保持温度８００
℃で６０分の保持を行い、他の条件は同様にして磁気特
性を測定した。
【００２３】表２に本発明と比較例の巻取温度、保持温
度、保持時間、磁気測定結果をあわせて示す。熱延仕上
げ温度を高温に確保し、一定時間以上の保持時間の後の
冷却過程に入った本発明例の材料においては何れも比較
例よりも磁束密度の値が高く、鉄損値の低い材料が得ら
れている。また、表２の本発明例においては磁束密度Ｂ
50の絶対値が高いだけでなく、Ｌ方向の値とＣ方向の値
との差が著しく小さい製品板が得られることがわかる。
度、保持時間、磁気測定結果をあわせて示す。熱延仕上
げ温度を高温に確保し、一定時間以上の保持時間の後の
冷却過程に入った本発明例の材料においては何れも比較
例よりも磁束密度の値が高く、鉄損値の低い材料が得ら
れている。また、表２の本発明例においては磁束密度Ｂ
50の絶対値が高いだけでなく、Ｌ方向の値とＣ方向の値
との差が著しく小さい製品板が得られることがわかる。
【００２４】
【表２】
【００２５】〔実施例２〕表３の組成と他は不可避的不
純物からなる無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて
加熱し、熱延により２．５mmに仕上げた。この時、熱延
終了温度を１１５０℃とし９８０℃付近の温度にて巻取
った。また、この材料のＡｒ3 点の測定結果を表３にあ
わせて示す。
純物からなる無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて
加熱し、熱延により２．５mmに仕上げた。この時、熱延
終了温度を１１５０℃とし９８０℃付近の温度にて巻取
った。また、この材料のＡｒ3 点の測定結果を表３にあ
わせて示す。
【００２６】
【表３】
【００２７】この後コイルを直ちに保熱カバー内に挿入
し、９４０℃にて３０分保持した。その後、便宜的に９
４０℃から８５０℃間の平均冷却速度を５００℃／秒
（常温水に焼き入れ）、５０℃／秒（強制空冷）、
１０℃／秒（空冷）、１℃／秒（保温カバー使用）、
０．０７℃／秒（保温カバー内で弱く加熱）の各冷却
速度で冷却した。これに酸洗を施し、冷間圧延により
０．５mmに仕上げ、連続焼鈍炉にて、８００℃で３０秒
間焼鈍し、磁気特性を測定した。また、比較材として、
８５０℃付近の温度で巻取り、その後、８００℃で６
０分の保持を行い、他の条件は同様にして磁気特性を測
定した。表４に比較例の、表５および表６に本発明の巻
取温度ＣＴ（℃）、磁気測定結果をあわせて示す。
し、９４０℃にて３０分保持した。その後、便宜的に９
４０℃から８５０℃間の平均冷却速度を５００℃／秒
（常温水に焼き入れ）、５０℃／秒（強制空冷）、
１０℃／秒（空冷）、１℃／秒（保温カバー使用）、
０．０７℃／秒（保温カバー内で弱く加熱）の各冷却
速度で冷却した。これに酸洗を施し、冷間圧延により
０．５mmに仕上げ、連続焼鈍炉にて、８００℃で３０秒
間焼鈍し、磁気特性を測定した。また、比較材として、
８５０℃付近の温度で巻取り、その後、８００℃で６
０分の保持を行い、他の条件は同様にして磁気特性を測
定した。表４に比較例の、表５および表６に本発明の巻
取温度ＣＴ（℃）、磁気測定結果をあわせて示す。
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】〔実施例３〕表７の組成と他は不可避不純
物からなる無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加
熱し、熱延により１．２〜４．６mmに仕上げた。この
時、熱延終了温度を約１１５０℃とし９５０℃付近の温
度にて巻取った。また、この材料のＡｒ3 点、熱延終了
温度（ＦＴ）、巻取温度（ＣＴ）、の測定結果を表７に
あわせて示す。
物からなる無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加
熱し、熱延により１．２〜４．６mmに仕上げた。この
時、熱延終了温度を約１１５０℃とし９５０℃付近の温
度にて巻取った。また、この材料のＡｒ3 点、熱延終了
温度（ＦＴ）、巻取温度（ＣＴ）、の測定結果を表７に
あわせて示す。
【００３２】
【表７】
【００３３】この後コイルを直ちに保熱カバー内に挿入
し、９４０℃にて３０分保持した。その後、便宜的に９
４０℃から８５０℃間の平均冷却速度を０．０７℃／秒
（保温カバー内で弱く加熱）に制御した。これに酸洗を
施し、冷間圧延により０．３５mm、０．５mmに仕上げ、
連続焼鈍炉にて、８００℃で３０秒間焼鈍し、磁気特性
を測定した。表８，表９に比較例と本発明の実施例の磁
気測定結果をあわせて示す。
し、９４０℃にて３０分保持した。その後、便宜的に９
４０℃から８５０℃間の平均冷却速度を０．０７℃／秒
（保温カバー内で弱く加熱）に制御した。これに酸洗を
施し、冷間圧延により０．３５mm、０．５mmに仕上げ、
連続焼鈍炉にて、８００℃で３０秒間焼鈍し、磁気特性
を測定した。表８，表９に比較例と本発明の実施例の磁
気測定結果をあわせて示す。
【００３４】このように本発明の方法を用いると、磁束
密度の値が高く、鉄損値の低い材料が得られるだけでな
く、磁束密度Ｂ50のＬ方向の値とＣ方向の値との差が著
しく小さい製品板が得られることがわかる。
密度の値が高く、鉄損値の低い材料が得られるだけでな
く、磁束密度Ｂ50のＬ方向の値とＣ方向の値との差が著
しく小さい製品板が得られることがわかる。
【００３５】
【表８】
【００３６】
【表９】
【００３７】
【発明の効果】以上のように、本発明法によれば熱延時
の巻取、および冷却条件さらに冷延条件を適切にするこ
とにより磁束密度が高く、かつ鉄損の優れた無方向性電
磁鋼板を得ることができる。
の巻取、および冷却条件さらに冷延条件を適切にするこ
とにより磁束密度が高く、かつ鉄損の優れた無方向性電
磁鋼板を得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 久保田 猛 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 熊野 知二 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 鋼中に重量％でＳｉ≦２．５０％、Ａｌ
≦１．００％かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５０％を含有
するスラブを、熱間圧延して熱延板とし、１回の冷間圧
延工程で最終板厚とし、ついで、仕上げ焼鈍を施す無方
向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の巻取温
度をＡｒ3 点以上とし、巻取後、Ａｒ3 点以上の温度に
て２０秒以上３時間以下保持し、その後Ａｒ3 点からＡ
ｒ1 点までの平均冷却速度を５０℃／秒以下としてスト
リップコイルを冷却しα相へ変態せしめることを特徴と
する磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製
造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の無方向性電磁鋼板の製造
方法において、巻取−冷却処理した熱延ストリップを圧
下率６０〜９０％の冷延を施すことを特徴とする磁束密
度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2451393A JPH06240359A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2451393A JPH06240359A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240359A true JPH06240359A (ja) | 1994-08-30 |
Family
ID=12140258
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2451393A Withdrawn JPH06240359A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06240359A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5803989A (en) * | 1994-06-24 | 1998-09-08 | Nippon Steel Corporation | Process for producing non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss |
-
1993
- 1993-02-12 JP JP2451393A patent/JPH06240359A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5803989A (en) * | 1994-06-24 | 1998-09-08 | Nippon Steel Corporation | Process for producing non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000509 |