JPH0663031B2 - 熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0663031B2 JPH0663031B2 JP60234633A JP23463385A JPH0663031B2 JP H0663031 B2 JPH0663031 B2 JP H0663031B2 JP 60234633 A JP60234633 A JP 60234633A JP 23463385 A JP23463385 A JP 23463385A JP H0663031 B2 JPH0663031 B2 JP H0663031B2
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- rolling
- steel sheet
- grain
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、トランス等の鉄心に用いられる、熱間圧延で
の耳割れが少なく鉄損特性の優れた高磁束密度一方向性
電磁鋼板の製造に関するものである。
の耳割れが少なく鉄損特性の優れた高磁束密度一方向性
電磁鋼板の製造に関するものである。
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に使用されているものであ
り、その磁気特性としては励磁特性と鉄損特性が良好で
なくてはならない。
の他の電気機器の鉄心材料に使用されているものであ
り、その磁気特性としては励磁特性と鉄損特性が良好で
なくてはならない。
この励磁特性を表わす数値として通常Ｂ８（磁場の強さ
800A/mにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を表わす数
値としてＷ17/50（５０Hzで1.7Ｔまで磁化させた時の１
kg当りの鉄損）を用いている。
800A/mにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を表わす数
値としてＷ17/50（５０Hzで1.7Ｔまで磁化させた時の１
kg当りの鉄損）を用いている。
この一方向電磁鋼板は通常２次再結晶現象を利用して鋼
板面に｛110｝面、圧延方向に〈001〉軸をもったいわゆ
るゴス組織を発達させることによって得られている。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事が重要である。又板厚、
結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度等も磁気特
性に大き影響を及ぼす。
板面に｛110｝面、圧延方向に〈001〉軸をもったいわゆ
るゴス組織を発達させることによって得られている。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事が重要である。又板厚、
結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度等も磁気特
性に大き影響を及ぼす。
方向性については、AIN，MnSをインヒビターとして利用
する方法（特公昭40−1566号公報）およびMnSeあるいは
MnSとSbをインヒビターとして利用する方法（特公昭51
−1349号公報）によって大巾に向上し、それに伴って鉄
損特性も著しく向上してきた。また他のインヒビター構
成元素としてPb，Sb，Nb，Teを利用する方法（特公昭38
−8214号公報）、Zr，Ti，Ｂ，Nb，Ta，Ｖ，Cr，Moを利
用する方法（特開昭52−24116号公報）、Nb，Tiを利用
する方法（特開昭55−14858号公報）Snを利用する方法
（特公昭57−9419号公報）等が提案されている。
する方法（特公昭40−1566号公報）およびMnSeあるいは
MnSとSbをインヒビターとして利用する方法（特公昭51
−1349号公報）によって大巾に向上し、それに伴って鉄
損特性も著しく向上してきた。また他のインヒビター構
成元素としてPb，Sb，Nb，Teを利用する方法（特公昭38
−8214号公報）、Zr，Ti，Ｂ，Nb，Ta，Ｖ，Cr，Moを利
用する方法（特開昭52−24116号公報）、Nb，Tiを利用
する方法（特開昭55−14858号公報）Snを利用する方法
（特公昭57−9419号公報）等が提案されている。
一方近年エネルギー価格の高騰を背景として、トランス
メーカーは低鉄損トランス用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合金や6.5％Ｓ
ｉ鋼等の開発も進められているが、トランス用材料とし
て工業的に使用するには解決すべき問題を残している。
そこで低鉄損化の方法として方向性電磁鋼板の板厚を薄
くすることや固有抵抗を高めるためＳｉ量を増すことに
よって鉄損を減少させることなどに努力が払われてき
た。
メーカーは低鉄損トランス用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合金や6.5％Ｓ
ｉ鋼等の開発も進められているが、トランス用材料とし
て工業的に使用するには解決すべき問題を残している。
そこで低鉄損化の方法として方向性電磁鋼板の板厚を薄
くすることや固有抵抗を高めるためＳｉ量を増すことに
よって鉄損を減少させることなどに努力が払われてき
た。
鋼板の板厚を薄くすることや鋼中のＳｉ量を高めること
が鉄損を減少させる上で有効であることは以前から知ら
れていたことであるが、この２つの方法とも２次再結晶
の不安定をひきおこす等の理由で、板厚とＳｉ量は制限
をうけてきた。AIN，MnSをインヒビターとして利用する
製造方法においてＳｎを添加する方法（特公昭57−9419
号公報）は２次再結晶の安定化に極めて有効であり、板
厚を薄くすることやＳｉ量を高めることに伴う欠点を改
善し、従来の板厚0.30〜0.35mmを0.15〜0.23mmに、従来
のＳｉ量2.9〜3.1％を3.2〜3.5％とした鉄損特性の優れ
た成品を製造することを可能とした。
が鉄損を減少させる上で有効であることは以前から知ら
れていたことであるが、この２つの方法とも２次再結晶
の不安定をひきおこす等の理由で、板厚とＳｉ量は制限
をうけてきた。AIN，MnSをインヒビターとして利用する
製造方法においてＳｎを添加する方法（特公昭57−9419
号公報）は２次再結晶の安定化に極めて有効であり、板
厚を薄くすることやＳｉ量を高めることに伴う欠点を改
善し、従来の板厚0.30〜0.35mmを0.15〜0.23mmに、従来
のＳｉ量2.9〜3.1％を3.2〜3.5％とした鉄損特性の優れ
た成品を製造することを可能とした。
しかしながら、Ｓｉ量を高める場合、適切な熱延板組織
を得るためＳｉ量に応じてＣ量が高められており、熱間
圧延中の鋼板中のγ量はＳｉ量が低い場合とほぼ同じで
あるがＳｉ量が増した状態となっている。Ｓｉはαとγ
で溶解度が異なり、α→γ変態，γ→α変態が生じる熱
間圧延中、粒界近傍に偏析する傾向を有し、内部割れの
原因となり熱延板端部の割れ（耳割れ）を生じさせる。
またＳｎは粒界に偏析するため耳割れを助長する傾向が
ある。つまりＳｎを添加しＳｉ量を高めて鉄損特性を向
上させる方法は熱間圧延時の耳割れを増し歩留低下を引
き起こすという欠点をもっている。
を得るためＳｉ量に応じてＣ量が高められており、熱間
圧延中の鋼板中のγ量はＳｉ量が低い場合とほぼ同じで
あるがＳｉ量が増した状態となっている。Ｓｉはαとγ
で溶解度が異なり、α→γ変態，γ→α変態が生じる熱
間圧延中、粒界近傍に偏析する傾向を有し、内部割れの
原因となり熱延板端部の割れ（耳割れ）を生じさせる。
またＳｎは粒界に偏析するため耳割れを助長する傾向が
ある。つまりＳｎを添加しＳｉ量を高めて鉄損特性を向
上させる方法は熱間圧延時の耳割れを増し歩留低下を引
き起こすという欠点をもっている。
本発明はAIN，MnSを主インヒビターとする高磁束密度を
有する電磁鋼板を、Ｓｉ量を増加させる方法によって鉄
損特性を改善しようとする場合、二次再結晶の安定のた
めＳｎを添加するので熱間圧延での耳割れが一層増加
し、歩留が低下するという問題点を解決する方法を提供
するものである。
有する電磁鋼板を、Ｓｉ量を増加させる方法によって鉄
損特性を改善しようとする場合、二次再結晶の安定のた
めＳｎを添加するので熱間圧延での耳割れが一層増加
し、歩留が低下するという問題点を解決する方法を提供
するものである。
〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、Ｓｎ添加によってＳｉの増量、板厚の減少に
よる鉄損低減策を容易にすると同時に、Ｎｂ添加によっ
て熱間圧延時の耳割れを減少させ歩留りを向上させるこ
とに成功した一方向性電磁鋼板の製造方法を提供するも
のである。
よる鉄損低減策を容易にすると同時に、Ｎｂ添加によっ
て熱間圧延時の耳割れを減少させ歩留りを向上させるこ
とに成功した一方向性電磁鋼板の製造方法を提供するも
のである。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、Ｓｎを添加することがＳｉの増量，板厚
の減少による鉄損低減策を容易にする有効な手段である
ことに着目し、その欠点である熱間圧延時の耳割れ増加
を解決する手段について模索した結果微量のＮｂを鋼中
に添加することにより、所期の目的を達し、熱間圧延で
の耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を
製造できることを見出し、本発明を完成したのである。
の減少による鉄損低減策を容易にする有効な手段である
ことに着目し、その欠点である熱間圧延時の耳割れ増加
を解決する手段について模索した結果微量のＮｂを鋼中
に添加することにより、所期の目的を達し、熱間圧延で
の耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を
製造できることを見出し、本発明を完成したのである。
以下、本発明において出発素材であるスラブの成分を規
定した理由について説明する。
定した理由について説明する。
Ｓｉは４％を超すと脆化が激しく冷間圧延が困難となり
好ましくない。一方2.5％未満では電気抵抗が低く良好
な鉄損特性を得難い。
好ましくない。一方2.5％未満では電気抵抗が低く良好
な鉄損特性を得難い。
Ｃは0.04％未満では適切な１次再結晶組織が得ることが
難しいため２次再結晶組織が不完全なものとなる。一方
0.10％を超えると脱炭不良となり好ましくない。
難しいため２次再結晶組織が不完全なものとなる。一方
0.10％を超えると脱炭不良となり好ましくない。
Ｓｎは、0.04％未満ではMnS等を微細に析出させて析出
分散相を改善するという効果が十分でない。一方、0.4
％を超えるとフォルステライト被膜が劣化して好ましく
ない。
分散相を改善するという効果が十分でない。一方、0.4
％を超えるとフォルステライト被膜が劣化して好ましく
ない。
Ｎｂは本発明の特徴をなす元素であるが、その添加量が
0.06％を超すと２次再結晶の不安定が生じ、0.002％未
満では熱間圧延時の耳割れ減少の効果が十分でない。
0.06％を超すと２次再結晶の不安定が生じ、0.002％未
満では熱間圧延時の耳割れ減少の効果が十分でない。
酸可溶性Ａ、Ｎは本発明において高磁束密度を得るた
めに必須の主インヒビターAINを得るための基本成分で
あり、上記範囲を外れると２次再結晶が不安定となり好
ましくないので酸可溶性Ａは0.015〜0.040％、Ｎは0.
0040〜0.0100％とする。
めに必須の主インヒビターAINを得るための基本成分で
あり、上記範囲を外れると２次再結晶が不安定となり好
ましくないので酸可溶性Ａは0.015〜0.040％、Ｎは0.
0040〜0.0100％とする。
また、ＭｎおよびＳはインヒビターMnSを形成するため
に必要な元素であり、上記範囲を外れると２次再結晶が
不安定となり好ましくないのでＭｎは0.030〜0.150％、
Ｓは0.015〜0.040％と定める。
に必要な元素であり、上記範囲を外れると２次再結晶が
不安定となり好ましくないのでＭｎは0.030〜0.150％、
Ｓは0.015〜0.040％と定める。
更に本発明において0.005〜0.04％のＳｅ，0.001〜0.4
％のＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ａｓ，Ｂｉ等の１
種又は２種以上を本発明の素材に含有することは許容さ
れる。
％のＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ａｓ，Ｂｉ等の１
種又は２種以上を本発明の素材に含有することは許容さ
れる。
上記成分の溶鋼を造塊−分塊圧延又は連続鋳造で100〜4
00mm厚のスラブとし、ひき続く熱間圧延において、MnS
等の溶体化のため1300〜1400℃に数時間保持した後粗圧
延で20〜60mm厚にし、ひき続く仕上圧延によって１〜５
mm厚の熱延板とする。熱延の仕上り温度は900〜1100℃
である。この熱延板に700〜1200℃の焼鈍を必要に応じ
て行い、圧下率８０％超の強圧下最終冷延を含む１回以
上の冷間圧延とその間に中間焼鈍を行う。最終冷間圧延
に先立つ中間焼鈍は必要に応じて900〜1200℃に３０秒
から３０分保持した後急冷しAINの析出コントロールを
行う。冷間圧延工程での複数パス間に５０〜400℃の時
効処理を行うと、一層優れた磁気特性が得られる。最終
冷間圧延後は公知の脱炭焼鈍を施し、MgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、ひき続く最終仕上焼鈍では
Ｎ２，Ｈ２又はその混合ガス中で鋼板を1000℃以上に昇
温し数時間保持する。最終仕上焼鈍後、張力付加を目的
とした焼鈍を行うことによって一層優れた磁気特性が得
られる。
00mm厚のスラブとし、ひき続く熱間圧延において、MnS
等の溶体化のため1300〜1400℃に数時間保持した後粗圧
延で20〜60mm厚にし、ひき続く仕上圧延によって１〜５
mm厚の熱延板とする。熱延の仕上り温度は900〜1100℃
である。この熱延板に700〜1200℃の焼鈍を必要に応じ
て行い、圧下率８０％超の強圧下最終冷延を含む１回以
上の冷間圧延とその間に中間焼鈍を行う。最終冷間圧延
に先立つ中間焼鈍は必要に応じて900〜1200℃に３０秒
から３０分保持した後急冷しAINの析出コントロールを
行う。冷間圧延工程での複数パス間に５０〜400℃の時
効処理を行うと、一層優れた磁気特性が得られる。最終
冷間圧延後は公知の脱炭焼鈍を施し、MgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、ひき続く最終仕上焼鈍では
Ｎ２，Ｈ２又はその混合ガス中で鋼板を1000℃以上に昇
温し数時間保持する。最終仕上焼鈍後、張力付加を目的
とした焼鈍を行うことによって一層優れた磁気特性が得
られる。
本発明者らは次に延べる実験により上記Ｎｂ量の適性範
囲を決定した。
囲を決定した。
先ず本発明者らは真空溶解によってＳｉ＝3.25％，Ｃ＝
0.07％，SoＡ0.027％，Ｎ＝0.008％，Ｍｎ＝0.08
％，Ｓ＝0.027％，Ｓｎ＝0.12％，Ｎｂ＝0.002〜0.094
％又は＜0.001％を含有し残余Ｆｅなるインゴットを作
成し、分塊圧延によって素材を４０mm厚に調整した後、
加熱炉に入れ1350℃に９０分保持し、1150℃圧延スタ
ート，１パスで１５mm（圧下率６３％）に仕上げる。
1200℃圧延スタート後６パスで2.3mmに仕上げる（仕上
げ出口温度1050℃）という２通りの熱間圧延の実験を行
った。第１図に１パス圧下材の耳割れ最大深さとＮｂ量
との関係を示す。第１図に示すようにＮｂ≧0.002％で
耳割れが減少していることがわかる。６パス圧下2.3mm
仕上げの熱延板に関してはひき続きＮ２９０％，Ｈ２１
０％の混合ガス中で1130℃に３０秒保持後、900℃に１
分間保持し急冷し、酸洗しかかる後約９０％冷間圧延し
て0.225mmとした。得られた冷延板を公知の方法で脱炭
焼鈍し、焼付分離剤を塗布し仕上焼鈍した後張力コーテ
ィングを施して一方向性電磁鋼板を得た。製品の磁気特
性を第２図に示す。第２図に示すようにＮｂ＞0.06％と
なると磁性が劣化することがわかる。第１図，第２図の
結果よりＮｂ量は0.002〜0.06％とすべきことがわか
る。
0.07％，SoＡ0.027％，Ｎ＝0.008％，Ｍｎ＝0.08
％，Ｓ＝0.027％，Ｓｎ＝0.12％，Ｎｂ＝0.002〜0.094
％又は＜0.001％を含有し残余Ｆｅなるインゴットを作
成し、分塊圧延によって素材を４０mm厚に調整した後、
加熱炉に入れ1350℃に９０分保持し、1150℃圧延スタ
ート，１パスで１５mm（圧下率６３％）に仕上げる。
1200℃圧延スタート後６パスで2.3mmに仕上げる（仕上
げ出口温度1050℃）という２通りの熱間圧延の実験を行
った。第１図に１パス圧下材の耳割れ最大深さとＮｂ量
との関係を示す。第１図に示すようにＮｂ≧0.002％で
耳割れが減少していることがわかる。６パス圧下2.3mm
仕上げの熱延板に関してはひき続きＮ２９０％，Ｈ２１
０％の混合ガス中で1130℃に３０秒保持後、900℃に１
分間保持し急冷し、酸洗しかかる後約９０％冷間圧延し
て0.225mmとした。得られた冷延板を公知の方法で脱炭
焼鈍し、焼付分離剤を塗布し仕上焼鈍した後張力コーテ
ィングを施して一方向性電磁鋼板を得た。製品の磁気特
性を第２図に示す。第２図に示すようにＮｂ＞0.06％と
なると磁性が劣化することがわかる。第１図，第２図の
結果よりＮｂ量は0.002〜0.06％とすべきことがわか
る。
Ｎｂが耳割れ減少に有効であるという新知見の理由に関
しては必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下の
如く推察している。熱間圧延での耳割れ発生のメカニズ
ムを考える上で重要な点の１つにα−γ変態がある。
Ｓ，Ｓｉの固溶度はα相がγ相より大きいため、熱間圧
延中のα→γ変態，γ→α変態はＳ，Ｓｉの偏析を生ず
る大きな原因の１つと考えられる。Ｓ，Ｓｉの偏析は変
態を経た相あるいはその近傍に生じ、粒界ほどその傾向
が顕著と思われる。粒界あるいは粒界近傍のＳ，Ｓｉの
偏析は内部割れの原因となると思われる。またα相とγ
相で変形態が異なることも応力の不均一性、メタルフロ
ーの不均一性を生む原因となると考えられる。一方、巾
方向端部（耳）は圧延方向に張力がかけられた状態とな
っているため、内部割れや不均一なメタルフローが生じ
た場合割れに連がる可能性が高くなっている。結局熱間
圧延前に1350〜1400℃に保持されα単相であった鋼に熱
間圧延中にα→γ変態が部分的に生じ、α，γの２相状
態となりつつ加工を加えられること自体端部に割れを生
じる原因となると考えられる。他方Ｎｂはα安定化元素
であり、α−γ変態に影響を与え、αを安定化させるこ
とを通じて熱間圧延中のメタルフローを均一化し、その
結果として熱間圧延での耳割れ減少に有効に働いたと推
察される。第３図に本実験６パス熱延材の耳割れとＮｂ
量の関係を示す。第３図からわかるようにＮｂ添加は耳
割れ低減に非常に有効である。
しては必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下の
如く推察している。熱間圧延での耳割れ発生のメカニズ
ムを考える上で重要な点の１つにα−γ変態がある。
Ｓ，Ｓｉの固溶度はα相がγ相より大きいため、熱間圧
延中のα→γ変態，γ→α変態はＳ，Ｓｉの偏析を生ず
る大きな原因の１つと考えられる。Ｓ，Ｓｉの偏析は変
態を経た相あるいはその近傍に生じ、粒界ほどその傾向
が顕著と思われる。粒界あるいは粒界近傍のＳ，Ｓｉの
偏析は内部割れの原因となると思われる。またα相とγ
相で変形態が異なることも応力の不均一性、メタルフロ
ーの不均一性を生む原因となると考えられる。一方、巾
方向端部（耳）は圧延方向に張力がかけられた状態とな
っているため、内部割れや不均一なメタルフローが生じ
た場合割れに連がる可能性が高くなっている。結局熱間
圧延前に1350〜1400℃に保持されα単相であった鋼に熱
間圧延中にα→γ変態が部分的に生じ、α，γの２相状
態となりつつ加工を加えられること自体端部に割れを生
じる原因となると考えられる。他方Ｎｂはα安定化元素
であり、α−γ変態に影響を与え、αを安定化させるこ
とを通じて熱間圧延中のメタルフローを均一化し、その
結果として熱間圧延での耳割れ減少に有効に働いたと推
察される。第３図に本実験６パス熱延材の耳割れとＮｂ
量の関係を示す。第３図からわかるようにＮｂ添加は耳
割れ低減に非常に有効である。
またＮｂは窒化物生成元素であり、第２図に示すように
Ｎｂ＞0.06％となるとNbNの析出がＡＮ析出に悪影響
を与えることによって磁性が劣化すると考えられる。
Ｎｂ＞0.06％となるとNbNの析出がＡＮ析出に悪影響
を与えることによって磁性が劣化すると考えられる。
以下実施例について述べる。
〔実施例１〕 真空溶解によって Ｓｉ＝3.26％，Ｃ＝0.069％，酸可
溶性Ａ＝0.026％，Ｎ＝0.0080％，Ｍｎ＝0.076％，Ｓ
＝0.028％，Ｓｎ＝0.12％，Ｃｕ＝0.077％，Ｎｂ＝0.01
9，0.040，0.090又は＜0.001％を含有し、残余Ｆｅなる
インゴットを作成し、分塊圧延によって素材を４０mm厚
に調整した後、加熱炉に入れ、素材を1350℃に９０分保
持した後空冷し、1200℃から６パスの熱間圧延を行い2.
3mm厚の熱延板を得た。熱間圧延の仕上げ温度は1000〜1
100℃であった。熱延板をひき続き次の３つの条件で工
程処理し一方向性電磁鋼板を得た。
溶性Ａ＝0.026％，Ｎ＝0.0080％，Ｍｎ＝0.076％，Ｓ
＝0.028％，Ｓｎ＝0.12％，Ｃｕ＝0.077％，Ｎｂ＝0.01
9，0.040，0.090又は＜0.001％を含有し、残余Ｆｅなる
インゴットを作成し、分塊圧延によって素材を４０mm厚
に調整した後、加熱炉に入れ、素材を1350℃に９０分保
持した後空冷し、1200℃から６パスの熱間圧延を行い2.
3mm厚の熱延板を得た。熱間圧延の仕上げ温度は1000〜1
100℃であった。熱延板をひき続き次の３つの条件で工
程処理し一方向性電磁鋼板を得た。
(1)熱延板焼鈍（1130℃に３０秒保持後900℃に１分保持
し急冷）→強圧下冷間圧延（0.285mm仕上げ）→脱炭焼
鈍（850℃に150秒保持）→焼鈍分離剤塗布→最終仕上焼
鈍（1200℃に２０時間保持）→張力コーティング (2)強圧下冷間圧延の仕上げ板厚が0.225mmであり、他の
条件は(1)に同じ (3)熱延板焼鈍（1000℃に３分間保持後急冷）→冷間圧
延（1.25mm仕上げ）→中間焼鈍（1130℃に３０秒保持後
850℃に１分間保持し急冷）→強圧下冷間圧延（0.175mm
仕上げ）→ひき続く処理の条件は(1)に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第１表に示
す。
し急冷）→強圧下冷間圧延（0.285mm仕上げ）→脱炭焼
鈍（850℃に150秒保持）→焼鈍分離剤塗布→最終仕上焼
鈍（1200℃に２０時間保持）→張力コーティング (2)強圧下冷間圧延の仕上げ板厚が0.225mmであり、他の
条件は(1)に同じ (3)熱延板焼鈍（1000℃に３分間保持後急冷）→冷間圧
延（1.25mm仕上げ）→中間焼鈍（1130℃に３０秒保持後
850℃に１分間保持し急冷）→強圧下冷間圧延（0.175mm
仕上げ）→ひき続く処理の条件は(1)に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第１表に示
す。
〔実施例２〕 真空溶解によって Ｓｉ＝3.50％，Ｃ＝0.078％，酸可
溶性Ａ＝0.027％，Ｎ＝0.0083％，Ｍｎ＝0.080％，Ｓ
＝0.026％，Ｓｎ＝0.10％，Ｃｒ＝0.050％，Ｃｕ＝0.07
0％，Ｎｂ＝0.010，0.080又は＜0.001％を含有し、残余
Ｆｅなるインゴットを作成し、分塊圧延によって素材を
４０mm厚に調整した後、加熱炉に入れ素材を1380℃に６
０分保持した後空冷し1200℃から６パスの熱間圧延を行
い、2.3mm厚の熱延板を得た。熱間圧延の仕上げ温度は1
050〜1100℃であった。熱延板をひき続き次の２つの条
件で処理し一方向性電磁鋼板を得た。
溶性Ａ＝0.027％，Ｎ＝0.0083％，Ｍｎ＝0.080％，Ｓ
＝0.026％，Ｓｎ＝0.10％，Ｃｒ＝0.050％，Ｃｕ＝0.07
0％，Ｎｂ＝0.010，0.080又は＜0.001％を含有し、残余
Ｆｅなるインゴットを作成し、分塊圧延によって素材を
４０mm厚に調整した後、加熱炉に入れ素材を1380℃に６
０分保持した後空冷し1200℃から６パスの熱間圧延を行
い、2.3mm厚の熱延板を得た。熱間圧延の仕上げ温度は1
050〜1100℃であった。熱延板をひき続き次の２つの条
件で処理し一方向性電磁鋼板を得た。
(1)熱延板焼鈍（1125℃に３０秒保持後850℃に１分間保
持し急冷）→強圧下冷間圧延（0.225mm仕上げ）→脱炭
焼鈍（850℃に150秒保持）→焼鈍分離剤塗布→最終仕上
焼鈍（1200℃に20時間保持）→張力コーティング (2)冷間圧延（1.55mm仕上げ）→中間焼鈍（1125℃に30
秒保持後850℃に１分間保持し急冷）→強圧下冷間圧延
（0.225mm仕上げ）→ひき続く処理の条件は(1)に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第２表に示
す。
持し急冷）→強圧下冷間圧延（0.225mm仕上げ）→脱炭
焼鈍（850℃に150秒保持）→焼鈍分離剤塗布→最終仕上
焼鈍（1200℃に20時間保持）→張力コーティング (2)冷間圧延（1.55mm仕上げ）→中間焼鈍（1125℃に30
秒保持後850℃に１分間保持し急冷）→強圧下冷間圧延
（0.225mm仕上げ）→ひき続く処理の条件は(1)に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第２表に示
す。
〔発明の効果〕 以上のとおり、本発明によれば、一方向性珪素鋼中に少
量のＮｂを添加することで、優れた磁気特性を保ったま
ま熱間圧延での耳割れによる歩留り低下を防ぐことがで
きるので、その工業的効果は大きい。
量のＮｂを添加することで、優れた磁気特性を保ったま
ま熱間圧延での耳割れによる歩留り低下を防ぐことがで
きるので、その工業的効果は大きい。
第１図は、Ｎｂ量と熱間圧延での耳割れの関係図、第２
図は、Ｎｂ量と磁気特性との関係図、第３図は、Ｎｂ量
と熱間圧延での耳割れとの関係を示す金属組織写真であ
る。
図は、Ｎｂ量と磁気特性との関係図、第３図は、Ｎｂ量
と熱間圧延での耳割れとの関係を示す金属組織写真であ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】重量としてＳｉ：2.5〜4.0％，Ｃ：0.04〜
0.10％，Ｓｎ：0.04〜0.4％，Ｎｂ：0.002〜0.06％，酸
可溶性Ａ：0.015〜0.040％，Ｎ：0.0040〜0.0100％，
Ｍｎ：0.030〜0.150％，Ｓ：0.015〜0.040％を含有する
珪素鋼素材スラブを熱間圧延し、圧延率８０％超の強圧
下最終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延とその間に行
なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍，最終仕上焼
鈍を施すことを特徴とする熱間圧延での耳割れが少なく
磁気特性の優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 |
|---|---|---|---|
| JP60234633A JPH0663031B2 (ja) | 1985-10-22 | 1985-10-22 | 熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優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 |
|---|---|---|---|
| JP60234633A JPH0663031B2 (ja) | 1985-10-22 | 1985-10-22 | 熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6296615A JPS6296615A (ja) | 1987-05-06 |
| JPH0663031B2 true JPH0663031B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=16974091
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60234633A Expired - Lifetime JPH0663031B2 (ja) | 1985-10-22 | 1985-10-22 | 熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0663031B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1570094B1 (en) | 2002-11-11 | 2008-04-16 | Posco | Method for manufacturing high silicon grain-oriented electrical steel sheet with superior core loss property |
| KR100900662B1 (ko) * | 2002-11-11 | 2009-06-01 | 주식회사 포스코 | 침규확산용 분말도포제 및 이를 이용한 고규소 방향성전기강판 제조방법 |
| JP5310510B2 (ja) * | 2009-11-26 | 2013-10-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-10-22 JP JP60234633A patent/JPH0663031B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6296615A (ja) | 1987-05-06 |
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