JPH07278667A - 磁束密度が高く、鉄損が低く表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度が高く、鉄損が低く表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH07278667A JPH07278667A JP7111094A JP7111094A JPH07278667A JP H07278667 A JPH07278667 A JP H07278667A JP 7111094 A JP7111094 A JP 7111094A JP 7111094 A JP7111094 A JP 7111094A JP H07278667 A JPH07278667 A JP H07278667A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、無方向性電磁鋼板の磁束密度を向
上させ鉄損が低く表面性状の優れた材料を得ることを目
的とする。 【構成】 重量％で、Ｓｉ≦２．５０％、Ａｌ≦１．０
０％かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５０％、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板の熱間圧延工
程におけるストリップ巻取り温度をＡｒ3 点以上の温度
域とし、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相へ変態せしめ熱延板を製造し、このようにして製造
した熱延板の金属組織における平均粒度が粒度番号５番
以下でかつ、粒度番号７番以上の細粒の混粒率が板面垂
直方向の断面において２０％以下であることを特徴とす
る磁束密度が高く、鉄損が低く、表面性状の優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法。
上させ鉄損が低く表面性状の優れた材料を得ることを目
的とする。 【構成】 重量％で、Ｓｉ≦２．５０％、Ａｌ≦１．０
０％かつ（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５０％、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板の熱間圧延工
程におけるストリップ巻取り温度をＡｒ3 点以上の温度
域とし、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相へ変態せしめ熱延板を製造し、このようにして製造
した熱延板の金属組織における平均粒度が粒度番号５番
以下でかつ、粒度番号７番以上の細粒の混粒率が板面垂
直方向の断面において２０％以下であることを特徴とす
る磁束密度が高く、鉄損が低く、表面性状の優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電気機器の鉄心材料と
して用いられる軟磁性材料である磁束密度が高く、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。
して用いられる軟磁性材料である磁束密度が高く、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磁束密度向上のために一般には熱
延時のコイル巻取り温度を高温化する、あるいは熱延板
焼鈍を施す、また特開昭５４−７６４２２号公報に記述
れているように自己焼鈍により熱延板の結晶粒の粗大化
をはかり冷延・仕上げ焼鈍後の磁束密度を向上させるこ
とが行われている。
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磁束密度向上のために一般には熱
延時のコイル巻取り温度を高温化する、あるいは熱延板
焼鈍を施す、また特開昭５４−７６４２２号公報に記述
れているように自己焼鈍により熱延板の結晶粒の粗大化
をはかり冷延・仕上げ焼鈍後の磁束密度を向上させるこ
とが行われている。
【０００３】しかし、熱延時のコイルの高温巻取り、熱
延板焼鈍、自己焼鈍等の方法ではいずれも熱延板温度分
布のムラを除去することが困難であり、その結果、熱延
板金属組織中の結晶粒が均一に粗大化せず、製品の磁気
特性がコイル位置によりばらつき、また、製品の表面に
リジングが発生するため積層して使用する無方向性電磁
鋼板においては大きな問題となっていた。
延板焼鈍、自己焼鈍等の方法ではいずれも熱延板温度分
布のムラを除去することが困難であり、その結果、熱延
板金属組織中の結晶粒が均一に粗大化せず、製品の磁気
特性がコイル位置によりばらつき、また、製品の表面に
リジングが発生するため積層して使用する無方向性電磁
鋼板においては大きな問題となっていた。
【０００４】
【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
度であり、表面性状の優れた無方向性電磁鋼板を提供す
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
度であり、表面性状の優れた無方向性電磁鋼板を提供す
ることを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、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、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、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、熱間圧延工程におけるストリップ巻取り温度をＡ
ｒ3 点以上の温度域とし、巻取り後、必要に応じＡｒ3
点以上の温度にて２０秒以上３時間以下保持した後、Ａ
ｒ3 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相へ変態せしめ熱
延板を製造することを特徴とする磁束密度が高く、鉄損
が低く、表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
である。
に、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、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、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、熱間圧延工程におけるストリップ巻取り温度をＡ
ｒ3 点以上の温度域とし、巻取り後、必要に応じＡｒ3
点以上の温度にて２０秒以上３時間以下保持した後、Ａ
ｒ3 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相へ変態せしめ熱
延板を製造することを特徴とする磁束密度が高く、鉄損
が低く、表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
である。
【０００６】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（鉄損値が低い）でありかつ表面性状の
優れた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、高温巻取りおよびその
後の徐冷）を適切に制御することにより、冷延前の熱延
板の金属組織を制御し、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で
（鉄損値が低い）、表面性状の優れた無方向性電磁鋼板
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（鉄損値が低い）でありかつ表面性状の
優れた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、高温巻取りおよびその
後の徐冷）を適切に制御することにより、冷延前の熱延
板の金属組織を制御し、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で
（鉄損値が低い）、表面性状の優れた無方向性電磁鋼板
を製造するようにしたものである。
【０００７】無方向性電磁鋼板製造プロセスにおける高
温仕上げ、高温巻取りそれ自体は、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、巻取り温度を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すること
によって冷延前の熱延板の金属組織を適切に制御し、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（鉄損値が低い）であるととも
に表面性状の優れた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、高温巻取りそれ自体は、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、巻取り温度を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すること
によって冷延前の熱延板の金属組織を適切に制御し、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（鉄損値が低い）であるととも
に表面性状の優れた無方向性電磁鋼板を製造し得ること
を見いだした。
【０００８】まず、成分について説明する。本発明にお
いて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，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，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。
いて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，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，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。
【０００９】まず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り温度をＡｒ3 点以上とし、Ａｒ
3 点以上の温度域にて２０秒以上保持するとともにＡｒ
3 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。
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り温度をＡｒ3 点以上とし、Ａｒ
3 点以上の温度域にて２０秒以上保持するとともにＡｒ
3 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。
【００１０】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
化が図られるため、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．０１０
％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
化が図られるため、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．０１０
％であれば良い。
【００１１】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。
【００１２】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％以下とすること
が望ましい。Ｐは、製品の打ち抜き性を良好ならしめる
ために通常０．１％までの範囲内において添加される。
本発明では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添加の必要性は必須
ではない。
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％以下とすること
が望ましい。Ｐは、製品の打ち抜き性を良好ならしめる
ために通常０．１％までの範囲内において添加される。
本発明では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添加の必要性は必須
ではない。
【００１３】次に本発明のプロセス条件について説明す
る。従来から、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巻取り工程およびそ
れに続く冷却速度制御によるγ相からα相への変態の利
用は省みられなかった。
る。従来から、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巻取り工程およびそ
れに続く冷却速度制御によるγ相からα相への変態の利
用は省みられなかった。
【００１４】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、Ａｒ
3 点以上に一定時間保持することによりγ相からα相へ
の変態前のγ相における再結晶を十分に進行させ、かつ
γ相を粗大化させるとともに変態通過時の材料の冷却を
一定以下の速度に制御することによって熱延板の金属組
織が粗大化するとともに整粒化し、冷延時に鋼板の表面
に発生するリジングが著しく抑制され表面性状が改善さ
れ、かつ製品の磁気特性が改善されることを発見した。
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、Ａｒ
3 点以上に一定時間保持することによりγ相からα相へ
の変態前のγ相における再結晶を十分に進行させ、かつ
γ相を粗大化させるとともに変態通過時の材料の冷却を
一定以下の速度に制御することによって熱延板の金属組
織が粗大化するとともに整粒化し、冷延時に鋼板の表面
に発生するリジングが著しく抑制され表面性状が改善さ
れ、かつ製品の磁気特性が改善されることを発見した。
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。
【００１５】本発明の成分系の無方向性電磁鋼板におい
ては、冷間圧延後の仕上げ焼鈍は通常α相域で行われ
る。この際、仕上げ焼鈍時に一次再結晶した結晶粒を十
分に粒成長させることが鉄損の低減のために重要であ
る。このためには、α相での溶解度の小さい不純物を熱
延工程において十分に粗大析出させ無害化することが重
要である。本発明においては、熱間圧延工程における巻
取り後の自己焼鈍での冷却速度が低いため、α相での溶
解度が小さい不純物の析出が十分に行われ、従って、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。
ては、冷間圧延後の仕上げ焼鈍は通常α相域で行われ
る。この際、仕上げ焼鈍時に一次再結晶した結晶粒を十
分に粒成長させることが鉄損の低減のために重要であ
る。このためには、α相での溶解度の小さい不純物を熱
延工程において十分に粗大析出させ無害化することが重
要である。本発明においては、熱間圧延工程における巻
取り後の自己焼鈍での冷却速度が低いため、α相での溶
解度が小さい不純物の析出が十分に行われ、従って、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。
【００１６】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する。この際、ストリップ
の巻取り温度をＡｒ3 点以上の温度域とし、その後Ａｒ
3 点からＡｒ1 点までの平均冷却速度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する。この際、ストリップ
の巻取り温度をＡｒ3 点以上の温度域とし、その後Ａｒ
3 点からＡｒ1 点までの平均冷却速度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。
【００１７】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。巻取り温
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、熱延巻取り後Ａｒ3
点以上の温度での保持時間は２０秒以上確保することが
好ましい。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。
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。巻取り温
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、熱延巻取り後Ａｒ3
点以上の温度での保持時間は２０秒以上確保することが
好ましい。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。
【００１８】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。
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。
【００１９】本発明の高温巻取り、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、変態点が（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
取り機（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Ｎ
2 等不活性ガス雰囲気で充填を行う。
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、変態点が（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
取り機（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Ｎ
2 等不活性ガス雰囲気で充填を行う。
【００２０】本発明においては高温巻取り、高温自己焼
鈍によるため巻取り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、巻取り後所定の自己焼鈍を経
た後のコイルは特段の処置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の浸漬させ
る等の手段により冷却することも本発明の効果を何ら損
なうものではない。
鈍によるため巻取り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、巻取り後所定の自己焼鈍を経
た後のコイルは特段の処置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の浸漬させ
る等の手段により冷却することも本発明の効果を何ら損
なうものではない。
【００２１】
【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の成分および変態点からなるスラブを
通常の方法にて加熱し、熱延により２．５mmに仕上げ、
１０００℃で熱延を終了し９５０℃で巻取り、便宜的に
巻取り温度から８５０℃までの平均冷却速度を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）、０．０５℃／秒（保温カバー内で弱く加熱）
の各冷却速度で冷却した。その後、酸洗を施し、０．５
０mmの厚みに冷間圧延をした。冷間圧延された鋼板を脱
脂し、連続焼鈍炉にて、８００℃で３０秒焼鈍した。そ
の後、磁気特性（Ｌ＋Ｃの平均、Ｌ：圧延方向、Ｃ：Ｌ
の９０°方向）を測定した。これらの値を比較法である
（ａ）熱延７５０℃巻取り、熱延板焼鈍なし、（ｂ）熱
延８３０℃巻取り後８００℃で２時間保定の自己焼鈍
（特開昭５４−７６４２２）材、（ｃ），（ａ）材を９
２５℃で１５０秒の連続熱延板焼鈍した材料と比較して
表２，表３に示す。また、表２の比較例（ｂ），（ｃ）
と本発明例の製品板の表面を接触式の表面粗度計で測
定した表面プロファイルを図１に示す。
通常の方法にて加熱し、熱延により２．５mmに仕上げ、
１０００℃で熱延を終了し９５０℃で巻取り、便宜的に
巻取り温度から８５０℃までの平均冷却速度を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）、０．０５℃／秒（保温カバー内で弱く加熱）
の各冷却速度で冷却した。その後、酸洗を施し、０．５
０mmの厚みに冷間圧延をした。冷間圧延された鋼板を脱
脂し、連続焼鈍炉にて、８００℃で３０秒焼鈍した。そ
の後、磁気特性（Ｌ＋Ｃの平均、Ｌ：圧延方向、Ｃ：Ｌ
の９０°方向）を測定した。これらの値を比較法である
（ａ）熱延７５０℃巻取り、熱延板焼鈍なし、（ｂ）熱
延８３０℃巻取り後８００℃で２時間保定の自己焼鈍
（特開昭５４−７６４２２）材、（ｃ），（ａ）材を９
２５℃で１５０秒の連続熱延板焼鈍した材料と比較して
表２，表３に示す。また、表２の比較例（ｂ），（ｃ）
と本発明例の製品板の表面を接触式の表面粗度計で測
定した表面プロファイルを図１に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】このように本発明の方法を用いると、高磁
束密度でありながら鉄損が低く、しかも表面性状が優れ
た無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
束密度でありながら鉄損が低く、しかも表面性状が優れ
た無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
【００２６】〔実施例２〕表４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２．５mmに仕上げた。
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。
【００２７】
【表４】
【００２８】この時、熱延終了温度を１１５０℃とし９
８０℃にて巻取った。また、この材料のＡｒ3 点の測定
結果は９３６℃であった。この後コイルを直ちに保熱カ
バー内に挿入し、Ａｒ3 点である９３６℃までコイルの
温度が低下するまでの時間を１５秒から６０分の間で変
化させた。その後、Ａｒ3 点から８５０℃までの平均冷
却速度を０．０５℃／秒に制御した。これに酸洗を施
し、冷間圧延により０．０５mm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、比較材として巻取り温度８５０℃、保持温度８０
０℃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。
８０℃にて巻取った。また、この材料のＡｒ3 点の測定
結果は９３６℃であった。この後コイルを直ちに保熱カ
バー内に挿入し、Ａｒ3 点である９３６℃までコイルの
温度が低下するまでの時間を１５秒から６０分の間で変
化させた。その後、Ａｒ3 点から８５０℃までの平均冷
却速度を０．０５℃／秒に制御した。これに酸洗を施
し、冷間圧延により０．０５mm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、比較材として巻取り温度８５０℃、保持温度８０
０℃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。
【００２９】表５に本発明と比較例の巻取り温度、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、Ａｒ3 点まで温度が低下する
までの時間を一定以上確保した後に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。
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、Ａｒ3 点まで温度が低下する
までの時間を一定以上確保した後に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。
【００３０】
【表５】
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、磁束密度が高く鉄損が
低く、表面性状にも優れた無方向性電磁鋼板を製造する
ことが可能である。
低く、表面性状にも優れた無方向性電磁鋼板を製造する
ことが可能である。
【図１】表２における本発明材、比較材およびに
ついて、Ｌ方向の表面プロファイルを示す。
ついて、Ｌ方向の表面プロファイルを示す。
Claims (2)
- 【請求項１】 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、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、熱間圧延工程におけるストリップ巻取り温度
をＡｒ3 点以上の温度域とし、その後Ａｒ3 点からＡｒ
1 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相へ変態させることを特徴とする磁
束密度が高く、鉄損が低く、表面性状の優れた無方向性
電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 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、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、熱間圧延工程におけるストリップ巻取り温度
をＡｒ3 点以上の温度域とし、巻取り後、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相へ変態させることを
特徴とする磁束密度が高く、鉄損が低く、表面性状の優
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 |
|---|---|---|---|
| JP7111094A JPH07278667A (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 磁束密度が高く、鉄損が低く表面性状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 |
|---|---|---|---|
| JP7111094A JPH07278667A (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 磁束密度が高く、鉄損が低く表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278667A true JPH07278667A (ja) | 1995-10-24 |
Family
ID=13451092
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7111094A Withdrawn JPH07278667A (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 磁束密度が高く、鉄損が低く表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07278667A (ja) |
-
1994
- 1994-04-08 JP JP7111094A patent/JPH07278667A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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