JPH07113120A - 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH07113120A JPH07113120A JP25613593A JP25613593A JPH07113120A JP H07113120 A JPH07113120 A JP H07113120A JP 25613593 A JP25613593 A JP 25613593A JP 25613593 A JP25613593 A JP 25613593A JP H07113120 A JPH07113120 A JP H07113120A
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- annealing
- steel sheet
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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)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 脱炭焼鈍に急速加熱技術を適用して方向性電
磁鋼板の磁気特性の向上を図る。 【構成】 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓ或いはＳｅを単独
または複合で：０．０１０〜０．０５０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４５〜
０．０１２％、必要に応じ、Ｓｂ：０．００５〜０．１
０％、Ｃｕ：０．０３〜０．３０％を含む冷延鋼板の脱
炭焼鈍を８００〜９００℃の温度範囲で行いかつ、昇温
時の室温からＴ℃までの昇温速度をＲ℃/secとした場
合、７８０−２／５・Ｒ≦Ｔ≦８８８−１／４・Ｒ（但
し、７００℃≦Ｔ≦８５０℃、Ｒ≧５０℃）の関係を満
たすことを特徴とするものである。 【効果】 製品の二次再結晶粒を小粒化し、鉄損低減効
果大。
磁鋼板の磁気特性の向上を図る。 【構成】 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓ或いはＳｅを単独
または複合で：０．０１０〜０．０５０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４５〜
０．０１２％、必要に応じ、Ｓｂ：０．００５〜０．１
０％、Ｃｕ：０．０３〜０．３０％を含む冷延鋼板の脱
炭焼鈍を８００〜９００℃の温度範囲で行いかつ、昇温
時の室温からＴ℃までの昇温速度をＲ℃/secとした場
合、７８０−２／５・Ｒ≦Ｔ≦８８８−１／４・Ｒ（但
し、７００℃≦Ｔ≦８５０℃、Ｒ≧５０℃）の関係を満
たすことを特徴とするものである。 【効果】 製品の二次再結晶粒を小粒化し、鉄損低減効
果大。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
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、主として変圧器、
発電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、鉄芯
材が有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好で
あることの他、良好な皮膜を有するものでなければなら
ない。一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して
圧延面に｛１１０｝面、圧延方向に〈００１〉軸をもつ
所謂ゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって
得られる。前記二次再結晶現象は、よく知られているよ
うに、仕上げ焼鈍過程で生じるが、二次再結晶の発現を
十分なものとするためには、仕上げ焼鈍過程における二
次再結晶発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制す
る、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細な析出物、所謂
インヒビターを鋼中に存在させる必要がある。
発電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、鉄芯
材が有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好で
あることの他、良好な皮膜を有するものでなければなら
ない。一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して
圧延面に｛１１０｝面、圧延方向に〈００１〉軸をもつ
所謂ゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって
得られる。前記二次再結晶現象は、よく知られているよ
うに、仕上げ焼鈍過程で生じるが、二次再結晶の発現を
十分なものとするためには、仕上げ焼鈍過程における二
次再結晶発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制す
る、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細な析出物、所謂
インヒビターを鋼中に存在させる必要がある。
【０００３】従って、電磁鋼スラブはインヒビター形成
元素、例えばＡｌ，Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｎ等を完全に固溶
させるために１３００〜１４００℃といった高温に加熱
される。而して、電磁鋼スラブ中に完全に固溶せしめら
れたインヒビター形成元素は熱延板或いは最終冷間圧延
前の中間板厚の段階で焼鈍によって、ＡｌＮ，ＭｎＳ，
ＭｎＳｅとして微細に析出せしめられる。現在、工業化
されている一方向性電磁鋼板の製造プロセスは、成分と
プロセッシングの組合せで幾通りかあり、得られる製品
特性もそれぞれ特徴を有している。例えば、ＭｎＳをイ
ンヒビターとして機能せしめる製造プロセスは、二回冷
延法であって、得られる製品の磁束密度（Ｂ8 値）は
１．８４〜１．８６Ｔ程度である。
元素、例えばＡｌ，Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｎ等を完全に固溶
させるために１３００〜１４００℃といった高温に加熱
される。而して、電磁鋼スラブ中に完全に固溶せしめら
れたインヒビター形成元素は熱延板或いは最終冷間圧延
前の中間板厚の段階で焼鈍によって、ＡｌＮ，ＭｎＳ，
ＭｎＳｅとして微細に析出せしめられる。現在、工業化
されている一方向性電磁鋼板の製造プロセスは、成分と
プロセッシングの組合せで幾通りかあり、得られる製品
特性もそれぞれ特徴を有している。例えば、ＭｎＳをイ
ンヒビターとして機能せしめる製造プロセスは、二回冷
延法であって、得られる製品の磁束密度（Ｂ8 値）は
１．８４〜１．８６Ｔ程度である。
【０００４】ＡｌＮを主インヒビターとして機能せしめ
る製造プロセスは一回冷延法であり、得られる製品の磁
束密度（Ｂ8 値）は１．８９Ｔ以上と高く鉄損特性も優
れているが、一回冷延法即ち高圧延率の問題は二次再結
晶粒が大きく、Ｂ8 特性のわりには低鉄損が得られにく
いという難点があった。これを解決するため例えば、特
公昭５７−９４１９号公報、或いは特公昭６０−４８８
８６号公報により二次再結晶粒の小粒化を果たし、更に
薄手化に成功し高Ｂ8 、低鉄損の材料を得るに到った。
一方、特開平１−２９０７１６号公報によると、６．５
％以下の珪素を含有する冷延鋼板を１００℃/sec以上の
加熱速度で６７５℃以上の温度へ加熱した後脱炭焼鈍を
し、仕上げ焼鈍をすることにより二次再結晶粒が小粒化
し、鉄損が改善されることを提案している。
る製造プロセスは一回冷延法であり、得られる製品の磁
束密度（Ｂ8 値）は１．８９Ｔ以上と高く鉄損特性も優
れているが、一回冷延法即ち高圧延率の問題は二次再結
晶粒が大きく、Ｂ8 特性のわりには低鉄損が得られにく
いという難点があった。これを解決するため例えば、特
公昭５７−９４１９号公報、或いは特公昭６０−４８８
８６号公報により二次再結晶粒の小粒化を果たし、更に
薄手化に成功し高Ｂ8 、低鉄損の材料を得るに到った。
一方、特開平１−２９０７１６号公報によると、６．５
％以下の珪素を含有する冷延鋼板を１００℃/sec以上の
加熱速度で６７５℃以上の温度へ加熱した後脱炭焼鈍を
し、仕上げ焼鈍をすることにより二次再結晶粒が小粒化
し、鉄損が改善されることを提案している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は脱炭焼鈍の昇
温時の加熱速度と到達温度を一定の条件下に設定するこ
とにより、磁束密度の低下を招くことなく二次再結晶粒
を小粒化し低鉄損材を得る方法を提案するものである。
温時の加熱速度と到達温度を一定の条件下に設定するこ
とにより、磁束密度の低下を招くことなく二次再結晶粒
を小粒化し低鉄損材を得る方法を提案するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．５〜
４．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓ或いはＳｅ
を単独または複合で：０．０１０〜０．０５０％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４
５〜０．０１２％、必要に応じてＳｂ：０．００５〜
０．１０％、Ｃｕ：０．０３〜０．３０％を添加し残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１２８
０℃超で加熱熱延し、熱延板焼鈍、脱炭焼鈍をし、仕上
げ焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼
鈍昇温時の室温から７００〜８５０℃に到る昇温速度を
５０℃/sec以上とし、脱炭焼鈍温度を８００〜９００℃
の温度範囲で行いかつ、昇温時の室温からＴ℃までの昇
温速度をＲ℃/secとした場合、７８０−２／５・Ｒ≦Ｔ
≦８８８−１／４・Ｒの関係を満たしめるものである。
ろは重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．５〜
４．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓ或いはＳｅ
を単独または複合で：０．０１０〜０．０５０％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４
５〜０．０１２％、必要に応じてＳｂ：０．００５〜
０．１０％、Ｃｕ：０．０３〜０．３０％を添加し残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１２８
０℃超で加熱熱延し、熱延板焼鈍、脱炭焼鈍をし、仕上
げ焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼
鈍昇温時の室温から７００〜８５０℃に到る昇温速度を
５０℃/sec以上とし、脱炭焼鈍温度を８００〜９００℃
の温度範囲で行いかつ、昇温時の室温からＴ℃までの昇
温速度をＲ℃/secとした場合、７８０−２／５・Ｒ≦Ｔ
≦８８８−１／４・Ｒの関係を満たしめるものである。
【０００７】
【作用】以下本発明を詳細に説明する。本発明において
出発材料とする電磁鋼スラブの成分組成の限定理由は以
下の通りである。Ｃはその量が０．０９０％を超えると
熱延時の耳割れ及び脱炭時の時間が長大となり好ましく
ない。下限は特に限定しないが０．０２５％程度がよ
い。Ｓｉはその含有量が２．５％未満になると低鉄損の
製品を得難く、一方４．５％を超えて多くなりすぎると
材料の冷延時に割れ、破断が多発し、安定した冷延作業
を不可能にする。
出発材料とする電磁鋼スラブの成分組成の限定理由は以
下の通りである。Ｃはその量が０．０９０％を超えると
熱延時の耳割れ及び脱炭時の時間が長大となり好ましく
ない。下限は特に限定しないが０．０２５％程度がよ
い。Ｓｉはその含有量が２．５％未満になると低鉄損の
製品を得難く、一方４．５％を超えて多くなりすぎると
材料の冷延時に割れ、破断が多発し、安定した冷延作業
を不可能にする。
【０００８】ＭｎはＭｎＳまたはＭｎＳｅを形成しイン
ヒビターとしての働きをする元素であるが、その量が
０．０３％未満では二次再結晶が不安定となりまた熱延
性も劣ってくる。一方０．１５％を超えても磁気特性上
効果はない。ＳはＭｎと結合しＭｎＳを形成する。Ｓｅ
はＳと同様Ｍｎと結合してＭｎＳｅを形成する。ＭｎＳ
ｅはＭｎＳより熱的に安定であるが、本発明においては
ＡｌＮを主インヒビターとし、上記析出物は補助的役割
を果たしていると考えている。従って、Ｓ或いはＳｅは
単独または複合で使用できその量は０．０１０％未満で
は磁気特性が不安定になり、一方０．０５％を超えても
磁気特性上での効果は望めない。好ましい範囲は０．０
２０〜０．０３０％である。
ヒビターとしての働きをする元素であるが、その量が
０．０３％未満では二次再結晶が不安定となりまた熱延
性も劣ってくる。一方０．１５％を超えても磁気特性上
効果はない。ＳはＭｎと結合しＭｎＳを形成する。Ｓｅ
はＳと同様Ｍｎと結合してＭｎＳｅを形成する。ＭｎＳ
ｅはＭｎＳより熱的に安定であるが、本発明においては
ＡｌＮを主インヒビターとし、上記析出物は補助的役割
を果たしていると考えている。従って、Ｓ或いはＳｅは
単独または複合で使用できその量は０．０１０％未満で
は磁気特性が不安定になり、一方０．０５％を超えても
磁気特性上での効果は望めない。好ましい範囲は０．０
２０〜０．０３０％である。
【０００９】酸可溶性ＡｌはＡｌＮを形成しインヒビタ
ーとして働くが、その含有量が０．０１０％未満では高
磁束密度が得られず、一方０．０５０％を超すと二次再
結晶粒の発達が不安定となる。好ましい範囲は０．０２
０〜０．０３０％である。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを
形成するが、その量が０．００４５％より少ないと二次
再結晶不良となり、一方０．０１２％を超すと高磁束密
度鋼板が得られ難くなる。好ましい範囲は０．００６〜
０．００９０％である。
ーとして働くが、その含有量が０．０１０％未満では高
磁束密度が得られず、一方０．０５０％を超すと二次再
結晶粒の発達が不安定となる。好ましい範囲は０．０２
０〜０．０３０％である。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを
形成するが、その量が０．００４５％より少ないと二次
再結晶不良となり、一方０．０１２％を超すと高磁束密
度鋼板が得られ難くなる。好ましい範囲は０．００６〜
０．００９０％である。
【００１０】Ｓｂは粒界偏析元素としてインヒビターの
役割を果たす他、Ｍｎ化合物、ＡｌＮの微細分散析出に
も役立っている。特に製品板厚０．２５mm以下において
効果を発揮する。その量は０．００５％より少ないと効
果がなく、一方０．１０％を超えても磁気特性、被膜特
性上好ましい結果は得られない。適量は０．０１〜０．
０４％である。
役割を果たす他、Ｍｎ化合物、ＡｌＮの微細分散析出に
も役立っている。特に製品板厚０．２５mm以下において
効果を発揮する。その量は０．００５％より少ないと効
果がなく、一方０．１０％を超えても磁気特性、被膜特
性上好ましい結果は得られない。適量は０．０１〜０．
０４％である。
【００１１】ＣｕはＳｂを添加することによって生じる
フォルステライト被膜形成不良を改善する効果を持つ元
素であるが、その添加量は０．０３％より少ないと効果
がなく、一方０．３０％を超えてると磁気特性、酸洗性
等が劣ってくる。好ましい範囲は０．０５〜０．１５％
である。
フォルステライト被膜形成不良を改善する効果を持つ元
素であるが、その添加量は０．０３％より少ないと効果
がなく、一方０．３０％を超えてると磁気特性、酸洗性
等が劣ってくる。好ましい範囲は０．０５〜０．１５％
である。
【００１２】次に、本発明の特徴である脱炭焼鈍条件に
ついて実験結果に基づいて説明する。Ｃ：０．０８０
％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．
０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００
８２％、Ｓｂ：０．０２０％、Ｃｕ：０．１０％を含有
した板厚０．２３mmの冷間圧延した鋼板を脱炭焼鈍炉前
段に設置した直接通電加熱装置により、昇温速度とその
到達温度を種々変えて脱炭焼鈍を行った。脱炭焼鈍の均
熱部の雰囲気ガスはＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｗｅ
ｔ６５℃で行った。この後ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布して１２００℃×２０hrs の仕上
げ焼鈍を行った。昇温条件と鉄損特性の関係を図１に示
す。
ついて実験結果に基づいて説明する。Ｃ：０．０８０
％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．
０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００
８２％、Ｓｂ：０．０２０％、Ｃｕ：０．１０％を含有
した板厚０．２３mmの冷間圧延した鋼板を脱炭焼鈍炉前
段に設置した直接通電加熱装置により、昇温速度とその
到達温度を種々変えて脱炭焼鈍を行った。脱炭焼鈍の均
熱部の雰囲気ガスはＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｗｅ
ｔ６５℃で行った。この後ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布して１２００℃×２０hrs の仕上
げ焼鈍を行った。昇温条件と鉄損特性の関係を図１に示
す。
【００１３】図１から急速加熱の到達温度（Ｔ℃）と昇
温速度（Ｒ℃/sec）との間に７８０−２／５・Ｒ≦Ｔ≦
８８８−１／４・Ｒ（但し、７００℃≦Ｔ≦８５０℃、
Ｒ≧５０℃/secの関係が成り立つ範囲において、特に低
鉄損が得られることが判る。本発明の範囲において特に
二次再結晶が小粒化し低鉄損が得られるが、上限を超え
ると二次再結晶粒の発達が悪くなる。一方、到達温度が
７００℃未満では急速加熱効果が弱く特性向上が認めら
れない。
温速度（Ｒ℃/sec）との間に７８０−２／５・Ｒ≦Ｔ≦
８８８−１／４・Ｒ（但し、７００℃≦Ｔ≦８５０℃、
Ｒ≧５０℃/secの関係が成り立つ範囲において、特に低
鉄損が得られることが判る。本発明の範囲において特に
二次再結晶が小粒化し低鉄損が得られるが、上限を超え
ると二次再結晶粒の発達が悪くなる。一方、到達温度が
７００℃未満では急速加熱効果が弱く特性向上が認めら
れない。
【００１４】本発明において二次再結晶粒が小粒化し、
低鉄損が得られる理由については現在のところ次のよう
に考えている。冷間圧延率が一定の場合、昇温時の昇温
速度は一次再結晶の集合組織に影響を及ぼすことはよく
知られている。方向性電磁鋼板においてＧｏｓｓ組織を
発達させるには核となる｛１１０｝〈００１〉方位等
と、Ｇｏｓｓ粒を発達させ易い方位粒｛１１１｝〈１１
２〉を適量得ることが必要である。脱炭焼鈍における昇
温の加熱速度及びその到達速度は一次再結晶の（１１
０），（１１１）面等の集合組織に影響を及ぼし、その
速度が早い程またその到達温度が高い程（１１０）面
増、（１１１）面減の現象を示す。この（１１０）面が
増すことはＧｏｓｓ核が増えることになり、二次再結晶
粒を小粒化すると考えられるが、一方（１１１）面は減
少するため二次再結晶粒は発達し難い方向になると云え
る。
低鉄損が得られる理由については現在のところ次のよう
に考えている。冷間圧延率が一定の場合、昇温時の昇温
速度は一次再結晶の集合組織に影響を及ぼすことはよく
知られている。方向性電磁鋼板においてＧｏｓｓ組織を
発達させるには核となる｛１１０｝〈００１〉方位等
と、Ｇｏｓｓ粒を発達させ易い方位粒｛１１１｝〈１１
２〉を適量得ることが必要である。脱炭焼鈍における昇
温の加熱速度及びその到達速度は一次再結晶の（１１
０），（１１１）面等の集合組織に影響を及ぼし、その
速度が早い程またその到達温度が高い程（１１０）面
増、（１１１）面減の現象を示す。この（１１０）面が
増すことはＧｏｓｓ核が増えることになり、二次再結晶
粒を小粒化すると考えられるが、一方（１１１）面は減
少するため二次再結晶粒は発達し難い方向になると云え
る。
【００１５】本発明は、この昇温速度と急速加熱の到達
温度の適当な組み合わせにより、（１１０）面と（１１
１）面の強度バランスをとり、適正な二次再結晶組織を
得ているものと考えられる。なお急速加熱温度域の雰囲
気ガスは特にこだわらないが直接通電方式或いは誘導加
熱方式をとる場合は装置上の点からＤｒｙ雰囲気が好ま
しい。急速加熱の方式に特にこだわるものではない。脱
炭焼鈍は８００〜９００℃温度域で湿水素、窒素ガスの
混合ガス中で行う。脱炭焼鈍後はＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主
成分とした焼鈍分離剤を塗布した後、１１００℃以上の
温度で仕上げ焼鈍を行う。
温度の適当な組み合わせにより、（１１０）面と（１１
１）面の強度バランスをとり、適正な二次再結晶組織を
得ているものと考えられる。なお急速加熱温度域の雰囲
気ガスは特にこだわらないが直接通電方式或いは誘導加
熱方式をとる場合は装置上の点からＤｒｙ雰囲気が好ま
しい。急速加熱の方式に特にこだわるものではない。脱
炭焼鈍は８００〜９００℃温度域で湿水素、窒素ガスの
混合ガス中で行う。脱炭焼鈍後はＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主
成分とした焼鈍分離剤を塗布した後、１１００℃以上の
温度で仕上げ焼鈍を行う。
【００１６】
実施例１ Ｃ：０．０８０％、Ｓｉ：３．１５％、Ｍｎ：０．０７
４％、Ｓ：０．０２３％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７
％、Ｎ：０．００８２％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的
不純物からなる電磁鋼スラブを１３５０℃に加熱熱延し
て２．３mmの熱延板とした。次いで１１２０℃で焼鈍し
た後１００℃の熱湯に急冷した後、酸洗冷延して０．２
７mmの冷延板とした。次いで脱炭焼鈍炉前段に設置した
直接通電加熱装置により脱炭焼鈍の昇温条件（昇温速
度、到達温度）を種々変えて昇温し、８５０℃×１２０
sec の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中で行った。次い
でＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍を行った。鉄損特性
を表１に示す。本発明の範囲内で良好な磁気特性が得ら
れた。
４％、Ｓ：０．０２３％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７
％、Ｎ：０．００８２％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的
不純物からなる電磁鋼スラブを１３５０℃に加熱熱延し
て２．３mmの熱延板とした。次いで１１２０℃で焼鈍し
た後１００℃の熱湯に急冷した後、酸洗冷延して０．２
７mmの冷延板とした。次いで脱炭焼鈍炉前段に設置した
直接通電加熱装置により脱炭焼鈍の昇温条件（昇温速
度、到達温度）を種々変えて昇温し、８５０℃×１２０
sec の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中で行った。次い
でＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍を行った。鉄損特性
を表１に示す。本発明の範囲内で良好な磁気特性が得ら
れた。
【００１７】
【表１】
【００１８】実施例２ Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．０７５
％、Ｓｅ：０．０２３％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８
％、Ｃｕ：０．０８％、Ｓｂ：０．０２５％、Ｎ：０．
００８０％を含み、残部Ｆｅ：及び不可避的不純物から
なる電磁鋼スラブを１３５０℃に加熱熱延して２．３mm
の熱延板とした。次いで１０００℃で短時間焼鈍した後
急冷却し、酸洗し、１．３５mmに冷延した。次いで１１
２０℃＋９００℃で焼鈍した後１００℃の熱湯に急冷却
した後、酸洗冷延して０．１７mmの冷延板とした。次い
で脱炭焼鈍炉前段に設置した直接通電加熱装置を使用し
て７５０℃までの昇温速度を３００℃/secとし、その後
８５０℃×７０sec の脱炭焼鈍をＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：
７５％、Ｗｅｔ６５℃の雰囲気中で行った試料Ａと直接
通電加熱を行わず２５℃/secで昇温し、試料Ａと同じ条
件で脱炭焼鈍した試料ＢをＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０hrsの仕上げ
焼鈍を行った。磁気特性を表２に示す。急速加熱を行う
ことによって二次再結晶粒が小粒化し、しかもＢ8 の低
下がないため鉄損特性が大幅に改善される。
％、Ｓｅ：０．０２３％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８
％、Ｃｕ：０．０８％、Ｓｂ：０．０２５％、Ｎ：０．
００８０％を含み、残部Ｆｅ：及び不可避的不純物から
なる電磁鋼スラブを１３５０℃に加熱熱延して２．３mm
の熱延板とした。次いで１０００℃で短時間焼鈍した後
急冷却し、酸洗し、１．３５mmに冷延した。次いで１１
２０℃＋９００℃で焼鈍した後１００℃の熱湯に急冷却
した後、酸洗冷延して０．１７mmの冷延板とした。次い
で脱炭焼鈍炉前段に設置した直接通電加熱装置を使用し
て７５０℃までの昇温速度を３００℃/secとし、その後
８５０℃×７０sec の脱炭焼鈍をＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：
７５％、Ｗｅｔ６５℃の雰囲気中で行った試料Ａと直接
通電加熱を行わず２５℃/secで昇温し、試料Ａと同じ条
件で脱炭焼鈍した試料ＢをＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０hrsの仕上げ
焼鈍を行った。磁気特性を表２に示す。急速加熱を行う
ことによって二次再結晶粒が小粒化し、しかもＢ8 の低
下がないため鉄損特性が大幅に改善される。
【００１９】
【表２】
【００２０】実施例３ Ｃ：０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７
３％以下、Ｓ：０．０１５％、Ｓｅ：０．０１０％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｃｕ：０．１０％、Ｓｂ：
０．０１５％、Ｎ：０．００８２％を含み、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１３５０℃に
加熱熱延し２．３mmの熱延板とした。次いで酸洗し１．
６０mmに冷間圧延した。次いで１１２０℃＋９００℃で
焼鈍した後１００℃の熱湯に急冷した後、酸洗冷間圧延
して０．２２５mmの冷間圧延板とした。次いで脱炭焼鈍
炉前段に設置した直接通電加熱装置を使用して７８０℃
迄の加熱速度を４００℃/secとし、その後８５０℃×９
０sec の脱炭焼鈍をＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｗｅ
ｔ６５℃の雰囲気中で行った試料Ａと直接通電加熱を行
わず２５℃/secで昇温し、試料Ａと同じ条件で脱炭焼鈍
した試料ＢをＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍を行っ
た。磁気特性を表３に示す。急速加熱を行った試料Ａは
二次再結晶粒が小粒化し、低鉄損が得られた。
３％以下、Ｓ：０．０１５％、Ｓｅ：０．０１０％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｃｕ：０．１０％、Ｓｂ：
０．０１５％、Ｎ：０．００８２％を含み、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１３５０℃に
加熱熱延し２．３mmの熱延板とした。次いで酸洗し１．
６０mmに冷間圧延した。次いで１１２０℃＋９００℃で
焼鈍した後１００℃の熱湯に急冷した後、酸洗冷間圧延
して０．２２５mmの冷間圧延板とした。次いで脱炭焼鈍
炉前段に設置した直接通電加熱装置を使用して７８０℃
迄の加熱速度を４００℃/secとし、その後８５０℃×９
０sec の脱炭焼鈍をＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｗｅ
ｔ６５℃の雰囲気中で行った試料Ａと直接通電加熱を行
わず２５℃/secで昇温し、試料Ａと同じ条件で脱炭焼鈍
した試料ＢをＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍を行っ
た。磁気特性を表３に示す。急速加熱を行った試料Ａは
二次再結晶粒が小粒化し、低鉄損が得られた。
【００２１】
【表３】
【００２２】
【発明の効果】磁気特性の良好な方向性電磁鋼板を得る
ことができる。
ことができる。
【図１】昇温速度、到達温度と磁気特性の関係を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．１０％以下、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、 Ｓ或いはＳｅを単独または複合で：０．０１０〜０．０
５０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００４５〜０．０１２％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１
２８０℃超で加熱熱延し、熱延板焼鈍、脱炭焼鈍をし、
仕上げ焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造において、脱
炭焼鈍昇温時の室温から７００〜８５０℃に到る昇温速
度を５０℃/sec以上とし、脱炭焼鈍温度を８００〜９０
０℃の温度範囲で行いかつ、昇温時の室温からＴ℃まで
の昇温速度をＲ℃/secとした場合、７８０−２／５・Ｒ
≦Ｔ≦８８８−１／４・Ｒの関係を満たしめることを特
徴とする鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造
方法。 - 【請求項２】 Ｓｂ：０．００５〜０．１０％、 Ｃｕ：０．０３〜０．３０％ を添加することを特徴とする請求項１記載の鉄損の低い
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25613593A JPH07113120A (ja) | 1993-10-13 | 1993-10-13 | 鉄損の低い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 |
|---|---|---|---|
| JP25613593A JPH07113120A (ja) | 1993-10-13 | 1993-10-13 | 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07113120A true JPH07113120A (ja) | 1995-05-02 |
Family
ID=17288392
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25613593A Pending JPH07113120A (ja) | 1993-10-13 | 1993-10-13 | 鉄損の低い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) | JPH07113120A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009235574A (ja) * | 2008-03-05 | 2009-10-15 | Nippon Steel Corp | 著しく磁束密度が高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2010280970A (ja) * | 2009-06-05 | 2010-12-16 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の良好な方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP4954876B2 (ja) * | 2005-06-10 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| WO2018207873A1 (ja) * | 2017-05-12 | 2018-11-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板とその製造方法 |
-
1993
- 1993-10-13 JP JP25613593A patent/JPH07113120A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4954876B2 (ja) * | 2005-06-10 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
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| CN110651058A (zh) * | 2017-05-12 | 2020-01-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板及其制造方法 |
| RU2718438C1 (ru) * | 2017-05-12 | 2020-04-06 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Текстурированная электротехническая листовая сталь и способ ее производства |
| CN110651058B (zh) * | 2017-05-12 | 2021-09-07 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板及其制造方法 |
| US11578377B2 (en) | 2017-05-12 | 2023-02-14 | Jfe Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet and method for producing the same |
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