JPS58181822A - 鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS58181822A JPS58181822A JP6255682A JP6255682A JPS58181822A JP S58181822 A JPS58181822 A JP S58181822A JP 6255682 A JP6255682 A JP 6255682A JP 6255682 A JP6255682 A JP 6255682A JP S58181822 A JPS58181822 A JP S58181822A
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- rolling
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1222—Hot rolling
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (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】
本発明は、無方向性珪素鋼板の製造方法に関し、特に本
発明は、高級な無方向性珪素鋼板の製造方法に関するも
のである。
発明は、高級な無方向性珪素鋼板の製造方法に関するも
のである。
無方向性珪素−板はその鉄損により格付されており、現
在JIS規格の最高級品であるS−デ級は板厚が0.3
!;mの場合、W 10/ao O−デz W/II9
以下1W l’/’50コ、侵W/J9以下、Q 、j
Q xmの場合、W ”/s。
在JIS規格の最高級品であるS−デ級は板厚が0.3
!;mの場合、W 10/ao O−デz W/II9
以下1W l’/’50コ、侵W/J9以下、Q 、j
Q xmの場合、W ”/s。
ハts 1/に9以下+ W II/so ’、” ”
”以下ト蜆定されている。
”以下ト蜆定されている。
無方向性珪素鋼板の鉄損は主としてヒステリシス損と渦
流損とからなり、全鉄損のおよそ70 %はヒステリシ
ス損が占めている。したがって鉄損を低減させるために
はまずヒステリシス損な低滅させることを重視すべきで
あるから、素材を高純度化させる手段、冷延工程におい
て冷延二回法によってコR軽圧下する手段、高温仕上焼
鈍する手段などを採用して結晶粒径を大きくする努力が
なされている。
流損とからなり、全鉄損のおよそ70 %はヒステリシ
ス損が占めている。したがって鉄損を低減させるために
はまずヒステリシス損な低滅させることを重視すべきで
あるから、素材を高純度化させる手段、冷延工程におい
て冷延二回法によってコR軽圧下する手段、高温仕上焼
鈍する手段などを採用して結晶粒径を大きくする努力が
なされている。
一方渦流損を低減させるには、固有抵抗を高めるため、
Sl、ムノ等の合金元素を添加する手段が採用されてい
る。しかしながらslとムjの含有量の和が17%を越
えると冷延性が着しく劣化することは周知のとおりであ
る。
Sl、ムノ等の合金元素を添加する手段が採用されてい
る。しかしながらslとムjの含有量の和が17%を越
えると冷延性が着しく劣化することは周知のとおりであ
る。
ところで、主としてS1rムIの含有蓋を所定範囲内に
規定した無方向性高珪嵩−素材の板割れを防止しながら
磁気特性を向上させるため温間圧延によって集合組織を
制御する手段が知られている。
規定した無方向性高珪嵩−素材の板割れを防止しながら
磁気特性を向上させるため温間圧延によって集合組織を
制御する手段が知られている。
例えば特公vi!137−11907号、特公昭41/
−41741号記載の発明は斜aub・の(10θ)
〔Oll〕方位を温間圧延によって形成させる方法であ
り、また特公昭3g−141J号、特公w!Iダ/−7
デーデ号、特公昭1It−itojt号記載の発明はそ
れぞれ温間圧延によって(100)〔0θ/〕方位のい
わゆる園内二方向性組織を形成させる方法である。しか
しながら、皇紀方法は何れも比較的高い湿質での温間圧
延と共に、長時間の仕上焼鈍を施すことが必要であるこ
とから、所定の温間圧延が施されるまでに素材を所要温
間にまで加熱し、また長時間の仕上焼鈍を施すため、エ
ネルギー消費量が大きく、さらに仕上焼鈍な長時間施す
ことにより生産能率が低下するなどの欠点があった。
−41741号記載の発明は斜aub・の(10θ)
〔Oll〕方位を温間圧延によって形成させる方法であ
り、また特公昭3g−141J号、特公w!Iダ/−7
デーデ号、特公昭1It−itojt号記載の発明はそ
れぞれ温間圧延によって(100)〔0θ/〕方位のい
わゆる園内二方向性組織を形成させる方法である。しか
しながら、皇紀方法は何れも比較的高い湿質での温間圧
延と共に、長時間の仕上焼鈍を施すことが必要であるこ
とから、所定の温間圧延が施されるまでに素材を所要温
間にまで加熱し、また長時間の仕上焼鈍を施すため、エ
ネルギー消費量が大きく、さらに仕上焼鈍な長時間施す
ことにより生産能率が低下するなどの欠点があった。
本発明は、上記従来知られた鉄損の低い無方向性珪素鋼
板の製造方法の有する前記賭欠点を除去。
板の製造方法の有する前記賭欠点を除去。
改轡した製造方法を提供することを目的とするものであ
り、特許請求の範S紀載の方法を提供することによって
前記目的を達成することができる。
り、特許請求の範S紀載の方法を提供することによって
前記目的を達成することができる。
すなわち本発明のII/発明は、00.θ0j%以下−
8i j、f −11,0% t ムI 0.3−
2.0 % + Mn O,/ 〜7.0 %
I S O,007%以下、残部実質的にF・よりなる
珪素鋼素材に熱間圧延を施して熱延板となし、次にこの
熱延板にコoo −goθ°Cの温間で7回もしくは中
聞暁鈍を挾む一回以上の圧延を施して最終板厚となした
後に900〜70!0℃の濃度範囲内で30秒〜j分間
の連続仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする鉄損の低い無
方向性珪素鋼板の製造方法に関するものであり、本発明
の第1発明は前記111発明の方法において、珪素鋼素
材に熱間圧延を施して熱延板となした後に、この熱延板
に120〜1000℃の温度範腔内でコ〜10分関連続
続鈍を施し、次にこの焼鈍板にコoo −zoo ’c
の温間で7回もしくは中間焼鈍を挾む一回以上の圧延を
施しそ最終板厚となした後に100〜1010℃の濃度
範囲内でX秒〜S分間の連続仕上焼鈍を施すことを特徴
とする鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法に関する
ものである。
8i j、f −11,0% t ムI 0.3−
2.0 % + Mn O,/ 〜7.0 %
I S O,007%以下、残部実質的にF・よりなる
珪素鋼素材に熱間圧延を施して熱延板となし、次にこの
熱延板にコoo −goθ°Cの温間で7回もしくは中
聞暁鈍を挾む一回以上の圧延を施して最終板厚となした
後に900〜70!0℃の濃度範囲内で30秒〜j分間
の連続仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする鉄損の低い無
方向性珪素鋼板の製造方法に関するものであり、本発明
の第1発明は前記111発明の方法において、珪素鋼素
材に熱間圧延を施して熱延板となした後に、この熱延板
に120〜1000℃の温度範腔内でコ〜10分関連続
続鈍を施し、次にこの焼鈍板にコoo −zoo ’c
の温間で7回もしくは中間焼鈍を挾む一回以上の圧延を
施しそ最終板厚となした後に100〜1010℃の濃度
範囲内でX秒〜S分間の連続仕上焼鈍を施すことを特徴
とする鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法に関する
ものである。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明者等は、Sl、五J含有量を纏★変化させた一塊
を溶極して、81とムIの含有量の和と遷移温度との関
係を調べ、特定の81.ムI含有量範囲内の熱延板に直
接、もしくはt!0−1000℃で1〜10分間連続焼
鈍後に、200〜!θO【の間で湿間圧延を施し、かつ
仕上焼鈍を連続焼鈍方式により施すこ≧により、(to
o ) < ova>集合組織を発遣させ、板割れを生
じさせずに磁性を著しく改着させることができることを
知見して本発明を完成した。
を溶極して、81とムIの含有量の和と遷移温度との関
係を調べ、特定の81.ムI含有量範囲内の熱延板に直
接、もしくはt!0−1000℃で1〜10分間連続焼
鈍後に、200〜!θO【の間で湿間圧延を施し、かつ
仕上焼鈍を連続焼鈍方式により施すこ≧により、(to
o ) < ova>集合組織を発遣させ、板割れを生
じさせずに磁性を著しく改着させることができることを
知見して本発明を完成した。
次に本発明において珪素鋼素材の成分組成を限定する理
由を説明する。
由を説明する。
Cは磁気特性上有害な元素であり、少ないほど好ましい
。本発明はS−9級以上の鉄損値を目標とするものであ
り、冷延工程の中に脱炭焼鈍を含まず、ざらに61i気
時効を防止するためにo、oor%以下とする必要があ
る。
。本発明はS−9級以上の鉄損値を目標とするものであ
り、冷延工程の中に脱炭焼鈍を含まず、ざらに61i気
時効を防止するためにo、oor%以下とする必要があ
る。
Mnは熱延時の赤熱脆性を防止するために0.7%以上
必要であるが、/%以上含まれると磁気特性を劣化させ
るのでMnは0.7〜/、0%とする必要がある。
必要であるが、/%以上含まれると磁気特性を劣化させ
るのでMnは0.7〜/、0%とする必要がある。
Sは磁気特性上もつとも有害な元素であり、θ、θθり
%を越すと結晶粒の成長を阻害して磁性を劣化させるの
で0.007%以下にする必要がある。
%を越すと結晶粒の成長を阻害して磁性を劣化させるの
で0.007%以下にする必要がある。
Slは比抵抗を増し、鉄損を減少させる元素であり、本
発明でもつとも重要視する元素であるが、−0に%以下
では本発明の効果が充分発揮できず、一方4t%を越え
ても鉄損に及ぼす効果にそれほど差がなく、むしろ磁束
密度の低下をきたすので、Slはコ、t −y、o%と
する必要がある。
発明でもつとも重要視する元素であるが、−0に%以下
では本発明の効果が充分発揮できず、一方4t%を越え
ても鉄損に及ぼす効果にそれほど差がなく、むしろ磁束
密度の低下をきたすので、Slはコ、t −y、o%と
する必要がある。
ム4はSlと同様に比抵抗を増し、磁気特性の向上に寄
与する元素であり、添加効果を発揮するためには0.3
%以上を必要とする。しがし温度圧延との組合せと言え
ども圧延性が悪くなるのC上限をコ囁とする必要がある
。
与する元素であり、添加効果を発揮するためには0.3
%以上を必要とする。しがし温度圧延との組合せと言え
ども圧延性が悪くなるのC上限をコ囁とする必要がある
。
本発明によれば、上記成分組成の1@鋼から連続鋳造に
より得た鋼スラブ、もしくは造塊法によって得た鋼塊を
分塊圧延して得た綱スラブの何れをも素材として用いる
ことができる。かくして得た鋼スラブは公知の方法で熱
間圧延され、1.0〜3.0−の板厚に仕上げられるが
、これらの寸法は特に°限定するものではない。次に熱
延板は熱延のまま、またはt!0−1000″Cの温度
範囲内で2〜10分連続焼鈍を施した後、コθo −z
oo℃の温度で/1gIまたは中間焼鈍を挾む一回以上
の圧延で11kg板厚とし、次いで仕上焼鈍を施す。
より得た鋼スラブ、もしくは造塊法によって得た鋼塊を
分塊圧延して得た綱スラブの何れをも素材として用いる
ことができる。かくして得た鋼スラブは公知の方法で熱
間圧延され、1.0〜3.0−の板厚に仕上げられるが
、これらの寸法は特に°限定するものではない。次に熱
延板は熱延のまま、またはt!0−1000″Cの温度
範囲内で2〜10分連続焼鈍を施した後、コθo −z
oo℃の温度で/1gIまたは中間焼鈍を挾む一回以上
の圧延で11kg板厚とし、次いで仕上焼鈍を施す。
次に本発明において温度圧延時の熱延板の加熱温度をf
il″iilする理由を説明する。
il″iilする理由を説明する。
前記加熱温度が200℃未満でも圧延性は改善されるが
、磁性向上の効果が少なく、一方500℃より高いと磁
性の面で若干劣化する傾向があり、そのうえ加熱に余分
なエネルギーを消費して不経済であるので温度圧延時の
熱延板の加熱温度は一00〜200℃の範囲内にする必
要がある。すなわちコoo −soo℃の温度圧延は(
S1+ムI)#襲以上の無方向性珪素鋼の場合において
も圧延性はすぐれ、圧延時の板割れもなく、シかも温度
圧延によって仕上焼鈍後の集合組織は冷延材のそれに比
べて着しく改善され、磁気特性に有利な(100)<O
VW>方位が発達し、磁性が向上することを本発明者略
は知見した。
、磁性向上の効果が少なく、一方500℃より高いと磁
性の面で若干劣化する傾向があり、そのうえ加熱に余分
なエネルギーを消費して不経済であるので温度圧延時の
熱延板の加熱温度は一00〜200℃の範囲内にする必
要がある。すなわちコoo −soo℃の温度圧延は(
S1+ムI)#襲以上の無方向性珪素鋼の場合において
も圧延性はすぐれ、圧延時の板割れもなく、シかも温度
圧延によって仕上焼鈍後の集合組織は冷延材のそれに比
べて着しく改善され、磁気特性に有利な(100)<O
VW>方位が発達し、磁性が向上することを本発明者略
は知見した。
次に仕上焼鈍条件を限定する理由を述べる。
仕上焼鈍は900〜10!101:の温度範囲で30秒
〜j分間の適当な組合せにより行なうが、一般に高温側
では短時間を低温側では長時間を採用する。
〜j分間の適当な組合せにより行なうが、一般に高温側
では短時間を低温側では長時間を採用する。
200℃未満の温度で処理する場合、X秒未満の焼鈍時
間では結晶粒の成長が不十分であるため、後に述べる実
施例からも判るように8−9級の特性が得られず粒成長
させるためには5分を越す焼鈍時間が必要であるが、こ
のような過度のflA#f1時間は連続炉のラインスピ
ードを遅くするばかりでなく、ハースロールの損傷を早
めフス、ト上昇を招く。
間では結晶粒の成長が不十分であるため、後に述べる実
施例からも判るように8−9級の特性が得られず粒成長
させるためには5分を越す焼鈍時間が必要であるが、こ
のような過度のflA#f1時間は連続炉のラインスピ
ードを遅くするばかりでなく、ハースロールの損傷を早
めフス、ト上昇を招く。
一方焼鈍温度が10!0℃を越すと結晶粒が粗大化して
ヒステリシス損は減少するが渦流損が増大し、全鉄損と
してはデ00〜10!θ℃の湿度範囲と変らずむしろ磁
束密度は低下する。1010″Cに近い高湿側で焼鈍す
る場合には、後述の実施例1に示すように30秒の焼鈍
時間で十分効果が得られる。なおS分間を越す焼鈍時間
は特性面では間融はないが、連続炉のハースロールの損
傷を早めるので好ましくない。
ヒステリシス損は減少するが渦流損が増大し、全鉄損と
してはデ00〜10!θ℃の湿度範囲と変らずむしろ磁
束密度は低下する。1010″Cに近い高湿側で焼鈍す
る場合には、後述の実施例1に示すように30秒の焼鈍
時間で十分効果が得られる。なおS分間を越す焼鈍時間
は特性面では間融はないが、連続炉のハースロールの損
傷を早めるので好ましくない。
本発明の第1発明において、熱間圧延後の熱延板をtS
OoCより低い温度で連続焼鈍すると熱虻板の組織は改
善されず、磁気特性に効果があられれず、一方1000
″Cより高い温度で連続焼鈍すると熱延板の組織が過度
に大きくなり、圧延性を悪くするばかりでなく、仕上銃
鈍後の磁束密度の低下を招くので、連続焼鈍時の焼鈍温
度はtSO〜1000°Cの範囲内にする必要がある。
OoCより低い温度で連続焼鈍すると熱虻板の組織は改
善されず、磁気特性に効果があられれず、一方1000
″Cより高い温度で連続焼鈍すると熱延板の組織が過度
に大きくなり、圧延性を悪くするばかりでなく、仕上銃
鈍後の磁束密度の低下を招くので、連続焼鈍時の焼鈍温
度はtSO〜1000°Cの範囲内にする必要がある。
連続焼鈍時の保持時間は一分より少ないと熱延板の組織
が改善されず、一方10分より長いと連続焼鈍炉のライ
ンスピードを極度に遅くしてコストの上昇を招くので焼
鈍時間は1〜70分間の範囲内にする必要がある。
が改善されず、一方10分より長いと連続焼鈍炉のライ
ンスピードを極度に遅くしてコストの上昇を招くので焼
鈍時間は1〜70分間の範囲内にする必要がある。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例1
00.003 % l Si 、7.ダ0 % 、 M
u O,30%、ムIo、bo%+ S O,00/%
の成分からなる熱延板な嫌洗した?II!0.gOwm
に圧延した。前記圧延は冷間圧延かあるいはJ!;O”
Cの温度圧延であった。温度圧延は板を、1!O”Cに
加熱し、圧延機を/パスするごとに再加熱する方法でO
,SO■厚まで繰返した。圧延板は脱脂後1020”c
で3分間連続焼鈍した。他に温度圧延材はtWO℃で3
0秒間+ 1030℃で3θ秒間、 10!0″Cで6
分間の連続仕上焼鈍をそれぞれ施した0 これらの連続焼鈍材をいずれも30m X 210−の
エプスタイン試験片に圧延方向および直角方向からそれ
ぞれ半量づつ剪断してW 10150 r W 15/
50の鉄損とB50の磁束密度について磁気特性を測
定した。結果は第1表に示すとおりである。
u O,30%、ムIo、bo%+ S O,00/%
の成分からなる熱延板な嫌洗した?II!0.gOwm
に圧延した。前記圧延は冷間圧延かあるいはJ!;O”
Cの温度圧延であった。温度圧延は板を、1!O”Cに
加熱し、圧延機を/パスするごとに再加熱する方法でO
,SO■厚まで繰返した。圧延板は脱脂後1020”c
で3分間連続焼鈍した。他に温度圧延材はtWO℃で3
0秒間+ 1030℃で3θ秒間、 10!0″Cで6
分間の連続仕上焼鈍をそれぞれ施した0 これらの連続焼鈍材をいずれも30m X 210−の
エプスタイン試験片に圧延方向および直角方向からそれ
ぞれ半量づつ剪断してW 10150 r W 15/
50の鉄損とB50の磁束密度について磁気特性を測
定した。結果は第1表に示すとおりである。
本発明によって鉄損および磁束密度が着しく向上するこ
とが判る。
とが判る。
Jll1表
実施例2
0 0−00!1% t 5ij−u4%+ M
nO,JY%r AI 0.9f%+ 80.00
/弧の成分からなる熱延板をデθθ℃で3分間の連続焼
鈍を施した後、i!!洗し、0.3j■まで圧延した。
nO,JY%r AI 0.9f%+ 80.00
/弧の成分からなる熱延板をデθθ℃で3分間の連続焼
鈍を施した後、i!!洗し、0.3j■まで圧延した。
前記圧延は冷間圧延かあるいは300℃の温間圧延であ
った。温間圧延の方法は実施例1と同様に処理し、脱脂
後tso”cで3分間連続焼鈍した。他に温間圧延材は
tqo″Cで30秒間。
った。温間圧延の方法は実施例1と同様に処理し、脱脂
後tso”cで3分間連続焼鈍した。他に温間圧延材は
tqo″Cで30秒間。
iogo”cで30秒間、 10!;0℃で6分間の連
続仕上焼鈍をそれぞれ施した。
続仕上焼鈍をそれぞれ施した。
これらの連続焼鈍材をいずれも30 m X 2tOm
のエプスタイン試験片に圧延方向および直角方向からそ
れぞれ半一づつ剪断してW 101501 W 151
50の鉄損とB50の磁束密度について磁気特性を測定
した。結果は第2表に示すとおりである。本発明によっ
て鉄損および磁束密度が著しく向上することが判る。磁
性が向上する理由は第1図の(コoo)f4点図に示す
ように集合組織が改善されたためである。
のエプスタイン試験片に圧延方向および直角方向からそ
れぞれ半一づつ剪断してW 101501 W 151
50の鉄損とB50の磁束密度について磁気特性を測定
した。結果は第2表に示すとおりである。本発明によっ
て鉄損および磁束密度が著しく向上することが判る。磁
性が向上する理由は第1図の(コoo)f4点図に示す
ように集合組織が改善されたためである。
第 −表
実施例3
00.0θj % + Si J、20%* Mn O
,、lO%r Al O,40%e、So、003%の
成分からなる熱延板をtzo”cで3分間の連続焼鈍を
施した後、酸洗し、0.jOmまで圧延した。前記圧延
は各々冷間圧延か、10oI200 r 300 +
100もしくは40θ℃の温間圧延であった。温間圧延
の方法は実施例1と同様に処理し、脱脂後!go″Cで
3分間連続仕上焼鈍した。結果は第2省シ÷寺七ψ、温
間圧延の効果はコ00’c−so。
,、lO%r Al O,40%e、So、003%の
成分からなる熱延板をtzo”cで3分間の連続焼鈍を
施した後、酸洗し、0.jOmまで圧延した。前記圧延
は各々冷間圧延か、10oI200 r 300 +
100もしくは40θ℃の温間圧延であった。温間圧延
の方法は実施例1と同様に処理し、脱脂後!go″Cで
3分間連続仕上焼鈍した。結果は第2省シ÷寺七ψ、温
間圧延の効果はコ00’c−so。
Cの温度で顕著であることが判った。
実施例4
CO,Oθ1% r Si J、コj第 t
Kn O,−ノ 襲 、 ムノ 0.7を弧、SO0
θθ/幡の成分からなる熱延板を酸洗した後、0.7θ
、θ・7におよび八Qwmに冷間圧延した。
Kn O,−ノ 襲 、 ムノ 0.7を弧、SO0
θθ/幡の成分からなる熱延板を酸洗した後、0.7θ
、θ・7におよび八Qwmに冷間圧延した。
各々の圧延板は脱脂後10℃で3分間の21[統焼鈍を
施した後、軽酸洗を行ない、−分割し、一部は300℃
の温間圧延でθ、、3!yam厚に仕上げ、−Sは比較
のため冷間圧延でθ、Jj−厚に仕上げた。上記圧延板
を脱脂後qsθ°Cで3分間連続仕上焼鈍した。これら
の連続焼鈍材を30 Xコ「θ■のエプスタイン試験片
に圧延方向および直角方向からそれぞれ半一づつ剪断し
て’ 10150 + W 15150とB50の磁気
特性を測定した。結果は第3表に示す如く、−画法工程
の最終圧延に温間圧延を施しても磁気特性は向上するこ
とが判った。
施した後、軽酸洗を行ない、−分割し、一部は300℃
の温間圧延でθ、、3!yam厚に仕上げ、−Sは比較
のため冷間圧延でθ、Jj−厚に仕上げた。上記圧延板
を脱脂後qsθ°Cで3分間連続仕上焼鈍した。これら
の連続焼鈍材を30 Xコ「θ■のエプスタイン試験片
に圧延方向および直角方向からそれぞれ半一づつ剪断し
て’ 10150 + W 15150とB50の磁気
特性を測定した。結果は第3表に示す如く、−画法工程
の最終圧延に温間圧延を施しても磁気特性は向上するこ
とが判った。
93表
以上本発明によれば、鉄損の低い無方向性珪素鋼板を能
率良く製造することができる。
率良く製造することができる。
第1図(,1は冷間圧延材(比較材)%(1)は温間圧
廷材(Joo″C温間圧延の本発明材)のそれぞW 1
0150 (W/JI9) トノHe wTアル。 (Q) (b)
廷材(Joo″C温間圧延の本発明材)のそれぞW 1
0150 (W/JI9) トノHe wTアル。 (Q) (b)
Claims (1)
- 1.0σ、θθ!襲以下、 Si−、t−ダ、O%―ム
IO,3〜コ、0 % e KN O−1〜/
−0’IG + 8 0.007%以下を残部実質
的に1・よりなる珪素鋼素材に熱間圧延を施して熱延板
とした俵に、こノ熱延板ニaoo −so0℃ノIKt
ll囲内で1回または中間焼鈍を挾む一回以上の温間圧
延を施して最終板厚となし、次に900〜10!0″C
の温度範凹内で30秒〜5分間の連続仕上げ焼鈍を施す
ことを特徴とする鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方
法。 g、 co、001 %以下es1コ、f −41,
04+ムJ0.3〜 】、0 % * M* 0.
/ 〜 /、0 % + S O,00り襲以
下、残部実質的に1・よりなる珪素鋼素材に熱間圧延を
施して熱延板とした俵に、この熱延板にt!0−100
0℃の温度範囲内で一〜70分関連分境連続焼鈍、次に
この焼鈍&にコOθ〜!θθ℃の温度範囲内で7回また
は中間焼鈍を挾む一回以上の温間圧延を施して最終板厚
となし、次に100〜10!0″Cの温度範囲内で30
秒−5分間の連続仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする鉄
損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6255682A JPS58181822A (ja) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | 鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6255682A JPS58181822A (ja) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | 鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS58181822A true JPS58181822A (ja) | 1983-10-24 |
Family
ID=13203651
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6255682A Pending JPS58181822A (ja) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | 鉄損の低い無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS58181822A (ja) |
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- 1982-04-16 JP JP6255682A patent/JPS58181822A/ja active Pending
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