JPS5935625A - 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS5935625A JPS5935625A JP14212382A JP14212382A JPS5935625A JP S5935625 A JPS5935625 A JP S5935625A JP 14212382 A JP14212382 A JP 14212382A JP 14212382 A JP14212382 A JP 14212382A JP S5935625 A JPS5935625 A JP S5935625A
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- 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
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- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
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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】
この発明は、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪（叶
い）素鋼板の製造方法に関し、とくに、上記の両物性値
の有利な改善向上を確実かつ安定圧実現する過程として
、とくに中間焼鈍における挙動を究明した結果に基いて
、該過程に革進的配慮を溝じた、一方向性けい素鋼板の
製造方法を提案するものである。
い）素鋼板の製造方法に関し、とくに、上記の両物性値
の有利な改善向上を確実かつ安定圧実現する過程として
、とくに中間焼鈍における挙動を究明した結果に基いて
、該過程に革進的配慮を溝じた、一方向性けい素鋼板の
製造方法を提案するものである。
一方向性の電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機
器の鉄心として利用され、ここに磁化特性が優れている
こと、すなわち磁化特性として磁束密度（Ｂ工。値で代
表される）が高く、また鉄損Ｗ工、１５ｏが低いことが
要求される。
器の鉄心として利用され、ここに磁化特性が優れている
こと、すなわち磁化特性として磁束密度（Ｂ工。値で代
表される）が高く、また鉄損Ｗ工、１５ｏが低いことが
要求される。
とくに一方向性けい素鋼板の磁気特性を向上させるため
には単一に横板中の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延
方向に高度に揃える必要があり、第二には最終成品中に
残存する不純物や析出物はできるだけ少なく必９がある
。
には単一に横板中の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延
方向に高度に揃える必要があり、第二には最終成品中に
残存する不純物や析出物はできるだけ少なく必９がある
。
このためＮ、Ｐ−Ｇｏｓｓ ＩＩＣよって一方向性けい
素鋼板の２段冷延による基本的な製迅方法が提案されて
以来、その製造方法に数多くの改善が重ねられ、一方向
性けい素鋼板の磁束密〆オによび鉄損値は年を追って改
良されて来た。その中で特に代表的なものとしては、Ａ
／Ｊ析出相を利用する！ｔ、￥公昭４Ｏ−１５ｆ１４４
号公報（以下前者という）およびｓｂとＳ８またはＳと
をインヒビターとして利用する特公昭５１−１８４６９
号公報（以Ｆ後者という）Ｋそれぞれ記載された提案が
あり、これらの方法によればＢ□。が１．８９ Ｔを越
える製品が得られるようになった。
素鋼板の２段冷延による基本的な製迅方法が提案されて
以来、その製造方法に数多くの改善が重ねられ、一方向
性けい素鋼板の磁束密〆オによび鉄損値は年を追って改
良されて来た。その中で特に代表的なものとしては、Ａ
／Ｊ析出相を利用する！ｔ、￥公昭４Ｏ−１５ｆ１４４
号公報（以下前者という）およびｓｂとＳ８またはＳと
をインヒビターとして利用する特公昭５１−１８４６９
号公報（以Ｆ後者という）Ｋそれぞれ記載された提案が
あり、これらの方法によればＢ□。が１．８９ Ｔを越
える製品が得られるようになった。
前者のＡυ析出相を利用する方法は磁束密度の高い製品
が得られるものの仕上焼鈍後の２次再結晶粒が大きくな
るため鉄損が比較的高いことが知られていたが、この点
最近に至り特公昭５４−１８８４ｆ１号公報にて強冷延
途中に温間圧延を施すことにより２次再結晶粒を微細化
させて鉄損を低下させる改良法が提案された。この方法
により鉄損Ｗ□、１５ｏが１．０５ ＷＡｆ！より低い
製品も得られるようになったが、磁束密度が高いゎりに
は充分な低鉄損化が図られたとは云い難い。
が得られるものの仕上焼鈍後の２次再結晶粒が大きくな
るため鉄損が比較的高いことが知られていたが、この点
最近に至り特公昭５４−１８８４ｆ１号公報にて強冷延
途中に温間圧延を施すことにより２次再結晶粒を微細化
させて鉄損を低下させる改良法が提案された。この方法
により鉄損Ｗ□、１５ｏが１．０５ ＷＡｆ！より低い
製品も得られるようになったが、磁束密度が高いゎりに
は充分な低鉄損化が図られたとは云い難い。
このような欠点をなくすためごく最近に至り特公昭５７
−２２５２公報にてこの最終製品板表面に圧延方向にほ
ぼ直角にレーザービームを数ｎ間隔に照射し鋼板表面に
人工粒界’（ＡｒｔｉｆｉｃａｌＧｒａｉｎ Ｂｏｕｎ
ｄａｒｙ ）を導入することにより鉄損を低くする方法
が提案されている。しかしこの人工粒界の導入法は、局
部的に高転位密度領域を形成させるため、それによる製
品は８５０″Ｃ以下の低温状態でしか安定使用できない
という決定的な欠点がある。
−２２５２公報にてこの最終製品板表面に圧延方向にほ
ぼ直角にレーザービームを数ｎ間隔に照射し鋼板表面に
人工粒界’（ＡｒｔｉｆｉｃａｌＧｒａｉｎ Ｂｏｕｎ
ｄａｒｙ ）を導入することにより鉄損を低くする方法
が提案されている。しかしこの人工粒界の導入法は、局
部的に高転位密度領域を形成させるため、それによる製
品は８５０″Ｃ以下の低温状態でしか安定使用できない
という決定的な欠点がある。
一方後者は発明者らによるかっての開発成果であり、こ
の方法にあっても磁束密度Ｂ１ｏが１．８９ Ｔ以上の
高磁束密度が得られるもののさらに高磁束密度の製品を
得るため、さらに特開昭５５−１１１０８号公報におい
て素材中にＭＯを複合添加させる方法、また特開昭５ｆ
ｌ−９８８２Ｒ号公報において素材中にＭＯを複合添加
させたあと最終冷延直前の中間焼鈍後に急冷処理を施す
方法などの改良を加えてＢ□。が１・９２ Ｔ以上の高
磁束密度で鉄（μＷ□７／、ｏが１．０５Ｗ／Ｋｐ以下
の超低鉄損を得ることを、開示提案したが、なお充分な
低鉄損化につ・・・き改良すべき点がやはり残されてい
る。
の方法にあっても磁束密度Ｂ１ｏが１．８９ Ｔ以上の
高磁束密度が得られるもののさらに高磁束密度の製品を
得るため、さらに特開昭５５−１１１０８号公報におい
て素材中にＭＯを複合添加させる方法、また特開昭５ｆ
ｌ−９８８２Ｒ号公報において素材中にＭＯを複合添加
させたあと最終冷延直前の中間焼鈍後に急冷処理を施す
方法などの改良を加えてＢ□。が１・９２ Ｔ以上の高
磁束密度で鉄（μＷ□７／、ｏが１．０５Ｗ／Ｋｐ以下
の超低鉄損を得ることを、開示提案したが、なお充分な
低鉄損化につ・・・き改良すべき点がやはり残されてい
る。
とくに最近では、数年前のエネルギー危機を境にして置
方損失のきわめて少ないことの要請が著しく強まり鉄心
材料の用途ではより一層の改良がのぞまれている。
方損失のきわめて少ないことの要請が著しく強まり鉄心
材料の用途ではより一層の改良がのぞまれている。
このづ６明は上記の要請に有利に応えるもので、一方向
性？ｌｆ、磁鋼板の中間焼鈍方法を変えることにより磁
気！時性の向上を図り、それを有利に実現する方法を究
明したものである。
性？ｌｆ、磁鋼板の中間焼鈍方法を変えることにより磁
気！時性の向上を図り、それを有利に実現する方法を究
明したものである。
すなわちこの発明は、従来知られた一方向性けい素鋼板
の前記の如き諸欠点を除去・改善しＢ□。
の前記の如き諸欠点を除去・改善しＢ□。
が少なくとも１．９１ Ｔの高磁束密度と、Ｗ□７１５
ｏが１．００ Ｗ７Ｘｙ以下の超低鉄損を有し、かつ安
定した工程によって製造することのできる一方向性けい
素鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
ｏが１．００ Ｗ７Ｘｙ以下の超低鉄損を有し、かつ安
定した工程によって製造することのできる一方向性けい
素鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
この発明はＳｉ ２．０−４．ＯＭ量％（以下％で示す
） 、 ＣＯ，０１〜０．０６％、およびＭｎ ０−０
１〜０−２０％を含みかつ、Ｓおよび８ｅの何れが１種
または２種を金言１で０．Ｏｏ５〜０．１％ならびに、
Ｓｂ Ｏ，００５ｐ ｏ、２ｏ％とＭＯｏ、００８〜
０．１％、酸可溶Ａｔ０−ＯＲ〜０．０９％とＮ Ｏ，
００１〜０．０１％またはＢ Ｏ，０００８〜０．００
５％とＣｕ ００（１０５〜０．５をあわせ含有する組
成になるけい素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施した
のち冷延と中間焼鈍とを適宜繰返して得られる最終成品
厚の冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さ
らに最終仕上焼鈍を施して［１１０］＜ＯＯＬ＞方位の
２次再結晶粒を発達させる一連の工程より成る一方向性
けい素鋼板の製造方法において、上記中間焼鈍の際に、
５００℃から９００℃までの加熱速度５ ”Ｃ／ｓｅｃ
以上、中間焼鈍後の冷却の際、０００°Ｃかｌ−１５０
０″Ｃまでの冷却速度５℃／ｓ ｅ ｃ以上とする急熱
・急冷中間焼鈍を施すことを、前記目的の達成手段とす
るものである。
） 、 ＣＯ，０１〜０．０６％、およびＭｎ ０−０
１〜０−２０％を含みかつ、Ｓおよび８ｅの何れが１種
または２種を金言１で０．Ｏｏ５〜０．１％ならびに、
Ｓｂ Ｏ，００５ｐ ｏ、２ｏ％とＭＯｏ、００８〜
０．１％、酸可溶Ａｔ０−ＯＲ〜０．０９％とＮ Ｏ，
００１〜０．０１％またはＢ Ｏ，０００８〜０．００
５％とＣｕ ００（１０５〜０．５をあわせ含有する組
成になるけい素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施した
のち冷延と中間焼鈍とを適宜繰返して得られる最終成品
厚の冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さ
らに最終仕上焼鈍を施して［１１０］＜ＯＯＬ＞方位の
２次再結晶粒を発達させる一連の工程より成る一方向性
けい素鋼板の製造方法において、上記中間焼鈍の際に、
５００℃から９００℃までの加熱速度５ ”Ｃ／ｓｅｃ
以上、中間焼鈍後の冷却の際、０００°Ｃかｌ−１５０
０″Ｃまでの冷却速度５℃／ｓ ｅ ｃ以上とする急熱
・急冷中間焼鈍を施すことを、前記目的の達成手段とす
るものである。
次にこの発明による成功が導かれるに至った経過および
発明内容を詳細に説明する。
発明内容を詳細に説明する。
発明者らは高磁束密度で超低鉄損の一方向性電磁鋼板の
製品を得るためには現行の熱処−理工程では磁気特性が
限界であり根本的に熱処理焼鈍サイクルを見直すことが
必要であると考え、新たに高速加熱、高速冷却ができる
パルス焼鈍炉を建設し実験を行った。このパルス熱処理
方法は特願昭５６−２０８８０号の明細書に記載のよう
に複数の輻射加熱ゾーンと冷却ゾーンとの間で被処理物
自体を高速移動させ、その移動制御により任意のヒート
サイクルを得るようにしたものである。
製品を得るためには現行の熱処−理工程では磁気特性が
限界であり根本的に熱処理焼鈍サイクルを見直すことが
必要であると考え、新たに高速加熱、高速冷却ができる
パルス焼鈍炉を建設し実験を行った。このパルス熱処理
方法は特願昭５６−２０８８０号の明細書に記載のよう
に複数の輻射加熱ゾーンと冷却ゾーンとの間で被処理物
自体を高速移動させ、その移動制御により任意のヒート
サイクルを得るようにしたものである。
次Ｋ ８１ ： ８．８５％、 Ｃ： ０．０４８％＋
Ｍｎ、 ： ０．０ｆ１５％、 Ｓｅ ： ０・０１
７％、 Ｓｂ ： ０．０２８％およびＭＯ：０．０１
８％を含有するけい素鋼片を２．７ｍｍ厚に熱延したあ
と、９００°Ｃで８分間の均一化焼鈍を施してから、約
７０％の１次冷延を行った。その後パルス焼鈍装置を用
いて中間焼鈍を行なった。
Ｍｎ、 ： ０．０ｆ１５％、 Ｓｅ ： ０・０１
７％、 Ｓｂ ： ０．０２８％およびＭＯ：０．０１
８％を含有するけい素鋼片を２．７ｍｍ厚に熱延したあ
と、９００°Ｃで８分間の均一化焼鈍を施してから、約
７０％の１次冷延を行った。その後パルス焼鈍装置を用
いて中間焼鈍を行なった。
この中間焼鈍は９５０°Ｃで８分間にわたらせたが、昇
温の際の加熱速度は５００℃から９００ ’Ｃまでの温
度範囲で１．５°Ｃ／ｓｅｅ以上、また降温の際の冷却
速度は９００“Ｃから５００℃までの温度範囲で１・５
°Ｃ／ｓ ｅ ｃ以上で各様な実験条件を用いた。
温の際の加熱速度は５００℃から９００ ’Ｃまでの温
度範囲で１．５°Ｃ／ｓｅｅ以上、また降温の際の冷却
速度は９００“Ｃから５００℃までの温度範囲で１・５
°Ｃ／ｓ ｅ ｃ以上で各様な実験条件を用いた。
なおこのような加熱、冷却速度は予め試料に熱電対を取
りつげて、パルス焼鈍炉に内蔵した試料移動体の速度な
任意に変化させることにより容易に可能である。
りつげて、パルス焼鈍炉に内蔵した試料移動体の速度な
任意に変化させることにより容易に可能である。
パルス焼鈍装置使用による中間焼鈍後の試料は、約６０
％の２次冷延を行なってＯｄ３Ｑ１１ｍｌ厚の最終冷延
板とした。
％の２次冷延を行なってＯｄ３Ｑ１１ｍｌ厚の最終冷延
板とした。
その後８２０°Ｃの湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を
施したあと８５０°Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍後、
１１８０”Ｃで５時間の純化焼鈍を施したときの製品の
磁気特性値を中間焼鈍の際における急熱速度を（縦軸）
にとり急冷速度な（横軸）にとった直角座標にプロット
して第１図に示す。
施したあと８５０°Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍後、
１１８０”Ｃで５時間の純化焼鈍を施したときの製品の
磁気特性値を中間焼鈍の際における急熱速度を（縦軸）
にとり急冷速度な（横軸）にとった直角座標にプロット
して第１図に示す。
第１図から磁気特性は、中間焼鈍前の急熱速度と中間焼
鈍後の冷却速度に強く影響され、急熱。
鈍後の冷却速度に強く影響され、急熱。
冷却両速度が何れも５°Ｃ／ｓｅｃ以上で良好な特性が
得られる。とくに中間焼鈍前後の昇温および冷却両速り
が１０°Ｃ／Ｓ ｅ ｃにおいて磁速密度Ｂ１ｏが１．
９１ Ｔ以上、鉄損Ｗ１７１５０が１．００ ｗ／Ｋｙ
以下の超低鉄損の製品が得られることが注目される。ま
たこの実験で供試鋼としてＳｅ ＋ ８ｂおよびＭＯを
含むものを用いたが、Ｓの代りＶＣ８ｅ、またｓｂおよ
びＭｏは酸可溶ＡｔとＮまたはＢとＣｕと代替しても、
七にのべたところとほぼ同等の効果が得られた。
得られる。とくに中間焼鈍前後の昇温および冷却両速り
が１０°Ｃ／Ｓ ｅ ｃにおいて磁速密度Ｂ１ｏが１．
９１ Ｔ以上、鉄損Ｗ１７１５０が１．００ ｗ／Ｋｙ
以下の超低鉄損の製品が得られることが注目される。ま
たこの実験で供試鋼としてＳｅ ＋ ８ｂおよびＭＯを
含むものを用いたが、Ｓの代りＶＣ８ｅ、またｓｂおよ
びＭｏは酸可溶ＡｔとＮまたはＢとＣｕと代替しても、
七にのべたところとほぼ同等の効果が得られた。
ところで発明者らは、さきに特開昭５６−９１３８２８
号公報において一方向性けい素鋼板の中間焼鈍に引続く
冷却の際、９００°Ｃから５００゛Ｃまでの間の冷却速
度な５°Ｃ／ｓｅｃ以上に急冷させることにより磁気特
性の良好な製品を得る製造方法を提案したがこれに対し
てこの発明では第１図から明らかなように中間焼鈍後の
急冷処理を含む、中間焼鈍前の昇温急熱処理により磁気
特性の極めて良好な製品を得ることができることを新た
に発見したのである。すなわち第２図の従来の中間焼鈍
サイクル（破線）に対するこの発明の中間焼鈍サイクル
（実線）の比較で明らかなように、中間焼鈍熱サイクル
は従来の除熱・徐冷よりも、急熱・急冷の方が磁気製性
力良好な２次再結晶粒を発達させることができることを
新たに発見したものである。
号公報において一方向性けい素鋼板の中間焼鈍に引続く
冷却の際、９００°Ｃから５００゛Ｃまでの間の冷却速
度な５°Ｃ／ｓｅｃ以上に急冷させることにより磁気特
性の良好な製品を得る製造方法を提案したがこれに対し
てこの発明では第１図から明らかなように中間焼鈍後の
急冷処理を含む、中間焼鈍前の昇温急熱処理により磁気
特性の極めて良好な製品を得ることができることを新た
に発見したのである。すなわち第２図の従来の中間焼鈍
サイクル（破線）に対するこの発明の中間焼鈍サイクル
（実線）の比較で明らかなように、中間焼鈍熱サイクル
は従来の除熱・徐冷よりも、急熱・急冷の方が磁気製性
力良好な２次再結晶粒を発達させることができることを
新たに発見したものである。
とくにこの発明における中間焼鈍における昇温急熱処理
は、中間焼鈍において先鋭なｉ １１０ ）＜００１＞
方位の１次再結晶集合組織の発達を促進させることな意
図したものであり、・一般に鉄。
は、中間焼鈍において先鋭なｉ １１０ ）＜００１＞
方位の１次再結晶集合組織の発達を促進させることな意
図したものであり、・一般に鉄。
鉄合金の冷延後の１次再結晶核発生の方位順は１９７４
年のＷ−Ｂ−Ｈｕｃｈｉｎｑｏｎ （Ｍｅｔ、ａｌ ５
ｃｉｅｎｃｅ Ｊ。
年のＷ−Ｂ−Ｈｕｃｈｉｎｑｏｎ （Ｍｅｔ、ａｌ ５
ｃｉｅｎｃｅ Ｊ。
８（１９ｊ４）、Ｐ、１８５］で明らかなよ’＋Ｋ、（
１ｉｏ１．［ｔｔｉ）、（ｚｌｔｌおよび１１００ ］
の１１＠であることから、一方向性げ（・素鋼板の１次
冷延板においても中間焼鈍における急熱・１次再結晶処
理の方が（１１０１＜００１＞方位の集合組織を発達さ
せるのに有利であると考えられる。
１ｉｏ１．［ｔｔｉ）、（ｚｌｔｌおよび１１００ ］
の１１＠であることから、一方向性げ（・素鋼板の１次
冷延板においても中間焼鈍における急熱・１次再結晶処
理の方が（１１０１＜００１＞方位の集合組織を発達さ
せるのに有利であると考えられる。
加え一方向性けい素鋼板におけるｌ １１． Ｏ＋＜０
０１＞方位の２次再結晶粒の核発生は、最近の発明者ら
の透過ｋｏｑｓｅｌ法による。熱延板から２次再結晶初
期過程までの一連の研究（井ロ、前田、伊藤、嶋【１」
：鉄と鋼、６８（１９ｓｚ）。
０１＞方位の２次再結晶粒の核発生は、最近の発明者ら
の透過ｋｏｑｓｅｌ法による。熱延板から２次再結晶初
期過程までの一連の研究（井ロ、前田、伊藤、嶋【１」
：鉄と鋼、６８（１９ｓｚ）。
Ｐ、 Ｓ ５ ４ ５ 、 Ｙ、Ｔｎｏｋｕｔ
、ｉ ６ｔａｌ ： Ｔｂｅ ５ｉｘｔｈＩｎ
ｔ、ｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ
ｏｎ Ｔｅｘｔｕｒｅｓ ｏｆＭａｔ、ｅｒｉａ
ｌｓ 、 （１９８１） ＋ Ｐ、 １９２０ｒｒｐＩ
１１．ｎ）＋およびＹ、 Ｉｎｏｋｕｔｉ ｅｔ、ａ］
、 ： Ｌｑｔ ■１１ｓφＩｎｔｅｒｎａｔ、ｔｏ
−ｎａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｎ Ｍｅｔａｌｌｕ
ｒＦｒ、ｙ ａｎ＋ｊ ｌ＆ｔｅｒｉａｌＳＳｃｉｅｎ
ｃｅ 、 （１９８０） 、 Ｐ、７１ （Ｄｅｎｍａ
ｒｋ ） ］において、熱延板からのストラフチャー・
メモリーに、Ｊ：っテ（１１０］＜ＯＯ１）方位１７）
２次［１結晶粒が鋼板表面近傍に核発生することを示
したところから、一方向性けい素鋼板の１次冷延直後の
中間焼鈍時には０＠板表面近傍を急速加熱させることに
より（１ｔｏＪ＜ｏｏｌ＞方位の１次再結晶集合組織を
優先形成させることができるため、２次再結晶焼鈍時に
（１１０）〈００１〉方位の２次再結晶粒を選択的に成
長させることが可能であると考えられる。
、ｉ ６ｔａｌ ： Ｔｂｅ ５ｉｘｔｈＩｎ
ｔ、ｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ
ｏｎ Ｔｅｘｔｕｒｅｓ ｏｆＭａｔ、ｅｒｉａ
ｌｓ 、 （１９８１） ＋ Ｐ、 １９２０ｒｒｐＩ
１１．ｎ）＋およびＹ、 Ｉｎｏｋｕｔｉ ｅｔ、ａ］
、 ： Ｌｑｔ ■１１ｓφＩｎｔｅｒｎａｔ、ｔｏ
−ｎａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｎ Ｍｅｔａｌｌｕ
ｒＦｒ、ｙ ａｎ＋ｊ ｌ＆ｔｅｒｉａｌＳＳｃｉｅｎ
ｃｅ 、 （１９８０） 、 Ｐ、７１ （Ｄｅｎｍａ
ｒｋ ） ］において、熱延板からのストラフチャー・
メモリーに、Ｊ：っテ（１１０］＜ＯＯ１）方位１７）
２次［１結晶粒が鋼板表面近傍に核発生することを示
したところから、一方向性けい素鋼板の１次冷延直後の
中間焼鈍時には０＠板表面近傍を急速加熱させることに
より（１ｔｏＪ＜ｏｏｌ＞方位の１次再結晶集合組織を
優先形成させることができるため、２次再結晶焼鈍時に
（１１０）〈００１〉方位の２次再結晶粒を選択的に成
長させることが可能であると考えられる。
次の中間焼鈍に引続く急冷処理による磁気特性向上に関
しては°ｔでに上掲の特開昭５ｆｔ−９３８２８号公報
でのべたと同様、次の２次冷延前に素材中の析出物が微
細・均一に分散していると冷延時に転位の移＠に対中る
障壁としての働きが増大し、転位の局部堆潰を促進する
ので、セル構造が微細均一化する。その結果次の脱炭を
兼ねる１次再結晶組織形成の際、再結晶の早い結晶方位
’ｔなわち（ｘｔｏｌ＜ｏｏｌ＞や［１１１１＜１１２
＞方位のセルが優先的に再結晶するようになり、他方［
１００］ 〜１１１１１ｊ 〜１１１１１＜Ｏｌｌ＞方
位等ＧＯ６Ｒ方位の２次再結晶粒の発達を阻害する＜０
１１＞繊維組織成分はセル形成し力並いと同時Ｋ、再結
晶も連れるので、これらの不都合な組織成分を減少させ
ることができると考えられる。
しては°ｔでに上掲の特開昭５ｆｔ−９３８２８号公報
でのべたと同様、次の２次冷延前に素材中の析出物が微
細・均一に分散していると冷延時に転位の移＠に対中る
障壁としての働きが増大し、転位の局部堆潰を促進する
ので、セル構造が微細均一化する。その結果次の脱炭を
兼ねる１次再結晶組織形成の際、再結晶の早い結晶方位
’ｔなわち（ｘｔｏｌ＜ｏｏｌ＞や［１１１１＜１１２
＞方位のセルが優先的に再結晶するようになり、他方［
１００］ 〜１１１１１ｊ 〜１１１１１＜Ｏｌｌ＞方
位等ＧＯ６Ｒ方位の２次再結晶粒の発達を阻害する＜０
１１＞繊維組織成分はセル形成し力並いと同時Ｋ、再結
晶も連れるので、これらの不都合な組織成分を減少させ
ることができると考えられる。
従来Ｎ、Ｐ、 Ｇｏｓｓにより発見された２段冷延の際
の中間焼鈍処理は（ｉｏｏ）＜ｏｏｉ＞や１１００１＜
０１１＞方位等の集合組織改善のために行なわれていた
が、第２図のｆａｔに示したよりな急熱・急冷中間焼鈍
熱サイクルでは上記の集合組織改善よりはむしろ、熱延
板表面層に生成した強い＋１１０１＜００１＞方位の集
合組織の有効利用を図るための焼鈍サイクルである。こ
の処理により鋼板表面層では多数の（ｔｔｏｌ＜ｏｏｌ
＞方位の２次再結晶核発生が可能となるため１次の２次
再結晶焼鈍に′３６いて、直接（１１０１＜００１＞方
位の２次再結晶粒どして有効利用できるため細粒の２次
再結晶粒が得られ、特にこの工程の採用により超低鉄損
化を図ることが可能である。
の中間焼鈍処理は（ｉｏｏ）＜ｏｏｉ＞や１１００１＜
０１１＞方位等の集合組織改善のために行なわれていた
が、第２図のｆａｔに示したよりな急熱・急冷中間焼鈍
熱サイクルでは上記の集合組織改善よりはむしろ、熱延
板表面層に生成した強い＋１１０１＜００１＞方位の集
合組織の有効利用を図るための焼鈍サイクルである。こ
の処理により鋼板表面層では多数の（ｔｔｏｌ＜ｏｏｌ
＞方位の２次再結晶核発生が可能となるため１次の２次
再結晶焼鈍に′３６いて、直接（１１０１＜００１＞方
位の２次再結晶粒どして有効利用できるため細粒の２次
再結晶粒が得られ、特にこの工程の採用により超低鉄損
化を図ることが可能である。
以上この発明を従来の先行技術と対比して説明したとこ
ろから明らかなように、この発明の急熱・急冷中ｔ！■
焼鈍法は、先行−公知技術と発想の基本をｎＶｃ、する
ものであって、それによって発揮される効果もはるかに
すぐれている。
ろから明らかなように、この発明の急熱・急冷中ｔ！■
焼鈍法は、先行−公知技術と発想の基本をｎＶｃ、する
ものであって、それによって発揮される効果もはるかに
すぐれている。
次妊この発明における素材含有成分および工程条件を限
定する理由を以下述べる。
定する理由を以下述べる。
Ｓｌは２．０％より少ないと′ｔ４ｚ気抵抗が低く渦流
損失増大に基づく鉄損値が大きくなり、一方４．０％よ
り多いと冷延の際に脆性割れを生じ易いため、ｇ−４％
の範囲内にすることが必要である。
損失増大に基づく鉄損値が大きくなり、一方４．０％よ
り多いと冷延の際に脆性割れを生じ易いため、ｇ−４％
の範囲内にすることが必要である。
ｔは０，０１％より少ないと熱延集合組織制御が困難で
大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化し、また
Ｃが０・０６％より多いと脱炭１桿で脱炭に時間がかか
り経済的でないので０・０６％以下にする必要がある。
大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化し、また
Ｃが０・０６％より多いと脱炭１桿で脱炭に時間がかか
り経済的でないので０・０６％以下にする必要がある。
Ｍｎ ｌｌｉは一方向性けい素鋼板の二次再結晶を左右
する分散析出相のＭｎＳあるいはＭｎＳｅを決定する重
要な成分である。Ｍｎ ５７７が０．０１％を下廻ると
２次再結晶を起こさせるのに必要なＭｎ８等の絶対量が
不足し、不完全２次再結晶を起こすと同時に、ブリスタ
ーと呼ばれる表面欠陥が増大する。一方Ｍｎ量が０６２
％を越えると、スラブ加熱時においてＭｎ８などの解離
固溶が困１１［なる。またかりに解離固溶が行なわれた
としても、熱延時に析出する分散析出相は粗大化しやす
く、抑制剤として望まれる最適サイズ分布は損なわれ、
磁気特性は劣化するので、Ｍｎは０．０１〜０．２％以
内にする必要がある。
する分散析出相のＭｎＳあるいはＭｎＳｅを決定する重
要な成分である。Ｍｎ ５７７が０．０１％を下廻ると
２次再結晶を起こさせるのに必要なＭｎ８等の絶対量が
不足し、不完全２次再結晶を起こすと同時に、ブリスタ
ーと呼ばれる表面欠陥が増大する。一方Ｍｎ量が０６２
％を越えると、スラブ加熱時においてＭｎ８などの解離
固溶が困１１［なる。またかりに解離固溶が行なわれた
としても、熱延時に析出する分散析出相は粗大化しやす
く、抑制剤として望まれる最適サイズ分布は損なわれ、
磁気特性は劣化するので、Ｍｎは０．０１〜０．２％以
内にする必要がある。
Ｓ、 Ｓｅは何れも０・１％以下、なかでもＳは０．０
０８〜０．１％、またＳｅは０．００８〜０．１％の範
囲とすることが好ましい。それというのはこれらが０・
１％をこえると熱間および冷間加工性が劣化し、またそ
れぞれ下限値に満た１、ｃいとＭｎＳ 。
０８〜０．１％、またＳｅは０．００８〜０．１％の範
囲とすることが好ましい。それというのはこれらが０・
１％をこえると熱間および冷間加工性が劣化し、またそ
れぞれ下限値に満た１、ｃいとＭｎＳ 。
ＭｎＳｅとしての１次粒成長抑制機能に格別の効果を生
じないからであるが、すでに実験例についてのべたよう
にＳｂ 、 Ｍｏなどの既知１次粒成長抑制剤を、イテ
利に併用し得るので、ＳおよびＳｅの下限値は合ば［で
０．０＋１５％で足りる。
じないからであるが、すでに実験例についてのべたよう
にＳｂ 、 Ｍｏなどの既知１次粒成長抑制剤を、イテ
利に併用し得るので、ＳおよびＳｅの下限値は合ば［で
０．０＋１５％で足りる。
ｓｂは発明者らがかつて開示した特公昭８８−８２１４
号公報によれば、０．００５〜０．１％含有され、また
同仔に発明音らがさきに開示した將公昭５１−ｔｇ４ｎ
ｏｌ公報によれば０．００５〜０．２％において、Ｒ量
の３ｉｅまたはＳとともに含有されることにより、１次
粒の成長が抑制されることが知られているとおりであり
、ｓｂは０．０ＯＦ１％より少ないと１次結晶粒抑制効
果が少ｌｘ ＜、一方０．２％より多いと磁束イ度が低
下し始めて磁気特性な劣化させるので、ｓｂは０．００
５〜０．２％の範囲内にする必要がある。
号公報によれば、０．００５〜０．１％含有され、また
同仔に発明音らがさきに開示した將公昭５１−ｔｇ４ｎ
ｏｌ公報によれば０．００５〜０．２％において、Ｒ量
の３ｉｅまたはＳとともに含有されることにより、１次
粒の成長が抑制されることが知られているとおりであり
、ｓｂは０．０ＯＦ１％より少ないと１次結晶粒抑制効
果が少ｌｘ ＜、一方０．２％より多いと磁束イ度が低
下し始めて磁気特性な劣化させるので、ｓｂは０．００
５〜０．２％の範囲内にする必要がある。
ＭＯについては発明者らが開示した特公昭５６−４６１
Ｂ号および特開昭５５−１１１０８号各公報により知ら
れるように０．１％までの少量のＭＯ添加で１次粒成長
抑制効果があり、この発明においても同様の効果が期待
できる。Ｍｏが０．１％より多いと熱間および冷間加工
性が低下し、また鉄損が劣化するのでＭＯは０．１％以
下の範囲内にする必要があり、叱方０．００８％より低
いと、１次結晶粒の成長抑制効果が小さいためＭＯはｏ
、ｏｏｓ〜０・１％の範囲内にする必要がある。
Ｂ号および特開昭５５−１１１０８号各公報により知ら
れるように０．１％までの少量のＭＯ添加で１次粒成長
抑制効果があり、この発明においても同様の効果が期待
できる。Ｍｏが０．１％より多いと熱間および冷間加工
性が低下し、また鉄損が劣化するのでＭＯは０．１％以
下の範囲内にする必要があり、叱方０．００８％より低
いと、１次結晶粒の成長抑制効果が小さいためＭＯはｏ
、ｏｏｓ〜０・１％の範囲内にする必要がある。
この発明によれば、上述の如くけい素鋼素材中に５ｉ２
−４’１％、 ＣＯ，０１〜０．０６％、 Ｍｎ ０−
０１〜０．２％を含みかつＳおよびＳｅのうち倒れか１
種または２種を合１）で０．００５〜０・１０％を、
ｓｂｏ、００５〜０．２０％、 Ｍｏ ０．００８〜０
．１％とともに含有することを基本とするが、その他に
通常けい素鋼中に添加される公知の元素、例えばＣｒ
、 Ｔｉ 。
−４’１％、 ＣＯ，０１〜０．０６％、 Ｍｎ ０−
０１〜０．２％を含みかつＳおよびＳｅのうち倒れか１
種または２種を合１）で０．００５〜０・１０％を、
ｓｂｏ、００５〜０．２０％、 Ｍｏ ０．００８〜０
．１％とともに含有することを基本とするが、その他に
通常けい素鋼中に添加される公知の元素、例えばＣｒ
、 Ｔｉ 。
Ｖ 、 Ｚｒ 、 Ｎｂ 、 ’Ｉｌ’ａ 、 Ｃｏ
＋ Ｎｉ ＋ Ｓｎ ＋ Ｐ 、 Ａｓ 。
＋ Ｎｉ ＋ Ｓｎ ＋ Ｐ 、 Ａｓ 。
などが微量含有されることも妨げない。またさらに酸可
溶Ａｐ ｏ、ｏｉ 〜０．０９％、 Ｎ Ｏ，００１〜
０．０１％あるいはＢ Ｏ，０００８〜０．００５％、
Ｃｕ Ｏ，０５〜０．５％のうち少なくとも一方を含
有させることに・よ吋優れた磁気特性の製品が安定ｌ、
て得られる。このうちＡｌは０．０１５以上であれば、
Ｆｔ 、 ｓｅやｓｂ 。
溶Ａｐ ｏ、ｏｉ 〜０．０９％、 Ｎ Ｏ，００１〜
０．０１％あるいはＢ Ｏ，０００８〜０．００５％、
Ｃｕ Ｏ，０５〜０．５％のうち少なくとも一方を含
有させることに・よ吋優れた磁気特性の製品が安定ｌ、
て得られる。このうちＡｌは０．０１５以上であれば、
Ｆｔ 、 ｓｅやｓｂ 。
Ｍｏなどの助成を要しないが、もとより併用も可能であ
る。
る。
次にこの発明による一連の製造工程について説明する。
まず素材を溶製するにはＬＤ転炉、電気炉、平炉その他
の公知の製鋼方法を甲いて行い得ることは勿論、真空処
理、真空溶解を併用することができるＯ 次のスラブ製造は現在歩止り向上と工程省略による大ｒ
ｌな製造コスト低減、スラブ長手方向における成分ある
いは品質の均−性等の経済的技術的利点のため連続鋳造
法が適用されているが、そのほか従来の造塊法も好適に
行ｔｘ ウことができる。
の公知の製鋼方法を甲いて行い得ることは勿論、真空処
理、真空溶解を併用することができるＯ 次のスラブ製造は現在歩止り向上と工程省略による大ｒ
ｌな製造コスト低減、スラブ長手方向における成分ある
いは品質の均−性等の経済的技術的利点のため連続鋳造
法が適用されているが、そのほか従来の造塊法も好適に
行ｔｘ ウことができる。
この発明による素材中に含有されるＳ 、 Ｓｅの倒れ
か少くとも１種、ｓｂとＭＯを溶鋼中に添加するには従
来公知の何れの方法を用いることもでき、例えばＬＤ転
炉、凹脱ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加する
ことができる。
か少くとも１種、ｓｂとＭＯを溶鋼中に添加するには従
来公知の何れの方法を用いることもでき、例えばＬＤ転
炉、凹脱ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加する
ことができる。
連続鋳造スラブまたは造塊した鋼塊はそれぞれ公知の方
法で熱延に付される。通常スラブな熱延鋼板に圧延する
のは当然であり、得られる熱延板の厚みは後続の冷延工
程より支配されるが通常２〜５１ＩＩＩ厚穆度とするこ
とは有利である。
法で熱延に付される。通常スラブな熱延鋼板に圧延する
のは当然であり、得られる熱延板の厚みは後続の冷延工
程より支配されるが通常２〜５１ＩＩＩ厚穆度とするこ
とは有利である。
次に熱延板は均−化焼鈍後に冷延される。冷延後中間焼
鈍前後に昇温あるいは冷却されるが、高磁束密度で超低
鉄損の製品を得るには第１図および第２図に示すように
急熱および冷却速度に注意を払う必要があり、少なくと
も最終冷延直前の中間焼鈍前の昇温速度を５００°Ｃか
ら９００°Ｃまでの範囲５°Ｃ／ｓｅｃ以上、また中間
焼鈍後の冷却速度を９００°Ｃから５００℃までの範囲
を５’Ｃ／ｓｅｃ以上に管理しなければならない。
鈍前後に昇温あるいは冷却されるが、高磁束密度で超低
鉄損の製品を得るには第１図および第２図に示すように
急熱および冷却速度に注意を払う必要があり、少なくと
も最終冷延直前の中間焼鈍前の昇温速度を５００°Ｃか
ら９００°Ｃまでの範囲５°Ｃ／ｓｅｃ以上、また中間
焼鈍後の冷却速度を９００°Ｃから５００℃までの範囲
を５’Ｃ／ｓｅｃ以上に管理しなければならない。
この中間焼鈍に至る昇温あるいは中間焼鈍に引続く冷却
方法は従来公知の何のような方法でも用いることができ
、例えば公知の連続炉を用いて急熱昇温する場合連続炉
の加熱帯の能力アップを図るとかあるいは加熱帯部に誘
導炉を新たに設置して急熱できるようにすることもでき
る。また急冷する場合冷却ガスの噴射あるいは水冷噴射
による急冷設備の使用により好適に行／ｆうことができ
る。
方法は従来公知の何のような方法でも用いることができ
、例えば公知の連続炉を用いて急熱昇温する場合連続炉
の加熱帯の能力アップを図るとかあるいは加熱帯部に誘
導炉を新たに設置して急熱できるようにすることもでき
る。また急冷する場合冷却ガスの噴射あるいは水冷噴射
による急冷設備の使用により好適に行／ｆうことができ
る。
また公知の連続炉以外に急熱・急冷熱処理サイクルので
きるものであれば充分で、焼鈍炉、方法での制限は加え
ない。
きるものであれば充分で、焼鈍炉、方法での制限は加え
ない。
急熱・急冷中間焼鈍された鋼板は冷延に付される。冷延
は少なくとも１回以上施すが、この発明の目的とする高
磁束密ＩＷで低鉄損の特性を有する製品を得るには最終
冷延率に次のような注意を払う必要がある。
は少なくとも１回以上施すが、この発明の目的とする高
磁束密ＩＷで低鉄損の特性を有する製品を得るには最終
冷延率に次のような注意を払う必要がある。
冷延は通常８５０°Ｃから１０５０”Ｃの中間焼鈍をは
さんで２回施し最初の圧下ヰは５０％から８０％程度、
最終の圧下杢は５５％〜７５％程度で０．８０龍から０
．８５關厚の最終板厚にする。
さんで２回施し最初の圧下ヰは５０％から８０％程度、
最終の圧下杢は５５％〜７５％程度で０．８０龍から０
．８５關厚の最終板厚にする。
最終冷延な終り、成品板ノ阜となった鋼板は次に脱炭に
付される。この焼鈍は冷延組織を１次再結晶相織にする
と同時に最終焼鈍で１ｉｉｏｌ＜００１＞方位の２次再
結晶粒な発達させる場合に有害なＣを除去するのが目的
で、例えば７５０°Ｃから８５０°Ｃで８〜１５分程度
の湿水素中での焼鈍のように既に公知になっているどの
ような方法をも用いることができる。
付される。この焼鈍は冷延組織を１次再結晶相織にする
と同時に最終焼鈍で１ｉｉｏｌ＜００１＞方位の２次再
結晶粒な発達させる場合に有害なＣを除去するのが目的
で、例えば７５０°Ｃから８５０°Ｃで８〜１５分程度
の湿水素中での焼鈍のように既に公知になっているどの
ような方法をも用いることができる。
最終焼鈍は（１１０］＜００１＞方位の２次再結晶粒を
充分発達させるため施されるもので、通常箱焼鈍によっ
て直ちに１０００″Ｃ以上に昇温し。
充分発達させるため施されるもので、通常箱焼鈍によっ
て直ちに１０００″Ｃ以上に昇温し。
その温度に保持することによって行プｆわれる。この最
終焼鈍は通常マグネシア等の焼鈍分１徘剤を塗布し、箱
焼鈍によって施されるが、この発明において（１１０１
＜００１＞方位に極度に揃った２次再結晶組織を発達さ
せるためには８２＋Ｏ″Ｃから９００°Ｃの低温で保定
焼鈍する方が有利であるが、あるいは例えば０．５〜１
５°Ｃ／ｈｒの昇温速度の除熱焼鈍でも良い。
終焼鈍は通常マグネシア等の焼鈍分１徘剤を塗布し、箱
焼鈍によって施されるが、この発明において（１１０１
＜００１＞方位に極度に揃った２次再結晶組織を発達さ
せるためには８２＋Ｏ″Ｃから９００°Ｃの低温で保定
焼鈍する方が有利であるが、あるいは例えば０．５〜１
５°Ｃ／ｈｒの昇温速度の除熱焼鈍でも良い。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例 Ｉ
Ｓｉ ： ８．８Ｂ％、 Ｃ： ０．０４８％、 Ｍｎ
： ０−０Ｒ８％。
： ０−０Ｒ８％。
Ｓｅ：０．０１７％、 Ｓｂ ： ０．０２８％および
Ｍｏ 二〇−０１８％を含有する鋼塊を熱間圧延により
３・０闘厚に仕上げ９５０°Ｃで８分間の均一化焼鈍し
たあと、７０％の冷間圧延を施し、次いで９５０″Ｃで
８回間の中間焼鈍をｔＡｔ、た。
Ｍｏ 二〇−０１８％を含有する鋼塊を熱間圧延により
３・０闘厚に仕上げ９５０°Ｃで８分間の均一化焼鈍し
たあと、７０％の冷間圧延を施し、次いで９５０″Ｃで
８回間の中間焼鈍をｔＡｔ、た。
中間焼鈍の際の５００℃から９００°Ｃまでの温度範囲
を１５°Ｃ／ｓ ｅ ｃで急熱し、また中間焼鈍後９０
０ ”Ｃから５００°ｃｔでの温度範囲を２２℃／ｓｅ
ｃで冷却したあと、再び６５％の最終冷延を施してＱ、
３ｍｍ厚の最終ゲージにした。次いで８２０°Ｃの湿水
素中で脱炭後、８５０ ”Ｃで５０時間の２次［１■１
・・結晶焼鈍後１１８０”Ｃで純化焼鈍を施した。その
ときの製品の？＋８気特性は下記のようＣあった。
を１５°Ｃ／ｓ ｅ ｃで急熱し、また中間焼鈍後９０
０ ”Ｃから５００°ｃｔでの温度範囲を２２℃／ｓｅ
ｃで冷却したあと、再び６５％の最終冷延を施してＱ、
３ｍｍ厚の最終ゲージにした。次いで８２０°Ｃの湿水
素中で脱炭後、８５０ ”Ｃで５０時間の２次［１■１
・・結晶焼鈍後１１８０”Ｃで純化焼鈍を施した。その
ときの製品の？＋８気特性は下記のようＣあった。
Ｂ□。：１．９２Ｔ
Ｗ□７１５ｏ：０．９７Ｗ／に９
実施例 ２
Ｓｉ ： Ｌ８５％、 Ｃ： ０．０４５％、 Ｍｎ
： ０．０（Ｓｆ１％。
： ０．０（Ｓｆ１％。
Ｓｅ ： ０−０１ｆＳ％、 Ｓｂ ： ０．０２５％
およびＭｏ ： ０．０１５％を含有する連鋳スラブを
熱延して２．７闘厚の熱延板に仕上げ、９００ ”Ｃで
８分間の均一化焼鈍したあと約７０％で冷間圧延し、９
５０°Ｃで８分間の中間焼鈍を施した。
およびＭｏ ： ０．０１５％を含有する連鋳スラブを
熱延して２．７闘厚の熱延板に仕上げ、９００ ”Ｃで
８分間の均一化焼鈍したあと約７０％で冷間圧延し、９
５０°Ｃで８分間の中間焼鈍を施した。
このときの中間焼鈍の際には５００’Ｃから９００°Ｃ
までの温度範囲を２５°Ｃ／ｓｅｃで急熱し、また中間
焼鈍後９００°Ｃから５００°Ｃまでの温度範囲をＢ
Ｏ’Ｃ／ｓｅｃで冷却したあと６５％の２次冷延（０，
８ｍｍ仕上厚）を行った。次に脱炭焼鈍と８５０℃で５
０時間の２次再結晶焼鈍を施した後１２００℃で５時間
水素中で仕上焼鈍を行った。得られた製品の磁気特性は
次の通りであった。
までの温度範囲を２５°Ｃ／ｓｅｃで急熱し、また中間
焼鈍後９００°Ｃから５００°Ｃまでの温度範囲をＢ
Ｏ’Ｃ／ｓｅｃで冷却したあと６５％の２次冷延（０，
８ｍｍ仕上厚）を行った。次に脱炭焼鈍と８５０℃で５
０時間の２次再結晶焼鈍を施した後１２００℃で５時間
水素中で仕上焼鈍を行った。得られた製品の磁気特性は
次の通りであった。
Ｂ工。： １．Ｉ Ｔ
Ｗ１７／６０ ： ｏ、ｏｃ＋ ｗ／Ｋｐ実施例 ８
８ｉ ： ８．８０％、 Ｃ： ０．０４８％、 Ｍｎ
： ０．０■１８％。
： ０．０■１８％。
８ ： ０．０１８％、 ８ｂ ： ０．０２５％およ
びＭｏ ： ０．０１５％を含有する熱延板（ｊ３．４
ｕ＋厚）を９００°Ｃで５分間の均一化焼鈍を施した。
びＭｏ ： ０．０１５％を含有する熱延板（ｊ３．４
ｕ＋厚）を９００°Ｃで５分間の均一化焼鈍を施した。
その後９５０°Ｃで８分間の中間焼鈍をはさんで２回の
冷延を行なって０．８０１１１１の最終板厚に仕上げた
。
冷延を行なって０．８０１１１１の最終板厚に仕上げた
。
この中間焼鈍の際には５００℃から９００ ’Ｃまでの
温度範囲を８５°Ｃ／ｓｅｃで急熱し、また中間焼鈍後
９００°Ｃから５００℃までの温度範囲を８５”Ｃ／ｓ
ｅ ｃで急冷処理した。次に脱炭焼鈍と８５０°Ｃで５
０時間の２次再結晶焼鈍を施した後１２００゛Ｃで５時
間の純化焼鈍を行った。得られた製品の磁気特性は次の
通りであった。
温度範囲を８５°Ｃ／ｓｅｃで急熱し、また中間焼鈍後
９００°Ｃから５００℃までの温度範囲を８５”Ｃ／ｓ
ｅ ｃで急冷処理した。次に脱炭焼鈍と８５０°Ｃで５
０時間の２次再結晶焼鈍を施した後１２００゛Ｃで５時
間の純化焼鈍を行った。得られた製品の磁気特性は次の
通りであった。
Ｂｌｏ： １．９２ Ｔ
Ｗｌ７１５０ ： ＬＯＯＷ／Ｋｐ
実施例 ４
Ｓｉ ８．８８％、 ＣＯ，０４９％、 Ｍｎ ０−０
７８％。
７８％。
８０．０２９％、酸可、８ｋｌ ０．０２８％およびＮ
Ｏ，００７２％を含有する熱延板（８，０ｍｇｍ）を
１１５０−Ｃで連続焼鈍後急冷処理を施した。その後９
５０″Ｃで８分間の中間焼鈍をはさんで２回の冷延を行
なって０・８０朋の最終板厚に仕上げた。この中間焼鈍
の際には５００°Ｃから９００°′Ｃまでの温度範囲を
８０℃／Ｒｅ ｃで急熱し、また中間焼鈍後９００ ”
Ｃから５００ ”Ｃ’ｔでの温度範囲を８０ ”Ｃ／ｓ
ｅＣで急冷処理した。次に８５０°Ｃで湿水素中で脱炭
焼鈍したあと１ｚ００°Ｃで最終焼鈍を施して製品とし
た。
Ｏ，００７２％を含有する熱延板（８，０ｍｇｍ）を
１１５０−Ｃで連続焼鈍後急冷処理を施した。その後９
５０″Ｃで８分間の中間焼鈍をはさんで２回の冷延を行
なって０・８０朋の最終板厚に仕上げた。この中間焼鈍
の際には５００°Ｃから９００°′Ｃまでの温度範囲を
８０℃／Ｒｅ ｃで急熱し、また中間焼鈍後９００ ”
Ｃから５００ ”Ｃ’ｔでの温度範囲を８０ ”Ｃ／ｓ
ｅＣで急冷処理した。次に８５０°Ｃで湿水素中で脱炭
焼鈍したあと１ｚ００°Ｃで最終焼鈍を施して製品とし
た。
そのときの製品の磁気特性は次の通りであった。
Ｂ□。： １．９７ Ｔ
Ｗ１７１５０ ” ０・９５ Ｗｌに９実施例 ５
Ｓｉ ８．２１％、 ＣＯ，０４４％、 Ｍｎ Ｏ，０
５８％。
５８％。
８０．０２５％、 Ｂ Ｏ，００１８％およびＣｕ Ｏ
，８５％の成分を含有する連鋳スラブを熱延して２．８
間厚の熱延板とした。その後９５０ ’Ｃで８分間の均
一化焼鈍を施したあと、９５０”Ｃの中間焼鈍をはさん
で２回の冷延を行なって最終冷延板（０・８Ｑｍｙ、厚
）とした。この中間焼鈍の際の５００ ’Ｃがら９００
°Ｃまでの温度範囲を２５°Ｃ／ｓｅｃで急熱し、また
中間焼鈍後９００°Ｃから５００ ’Ｃまでの温度範囲
を８５℃／Ｓｅ ｃで急冷処理した。次Ｋ ８ ）１０
’Ｃの湿水素中で脱炭焼鈍したあと１２００″Ｃで最
終焼鈍を施して製品とした。そのときの製品の磁気特性
は次の通りであった。
，８５％の成分を含有する連鋳スラブを熱延して２．８
間厚の熱延板とした。その後９５０ ’Ｃで８分間の均
一化焼鈍を施したあと、９５０”Ｃの中間焼鈍をはさん
で２回の冷延を行なって最終冷延板（０・８Ｑｍｙ、厚
）とした。この中間焼鈍の際の５００ ’Ｃがら９００
°Ｃまでの温度範囲を２５°Ｃ／ｓｅｃで急熱し、また
中間焼鈍後９００°Ｃから５００ ’Ｃまでの温度範囲
を８５℃／Ｓｅ ｃで急冷処理した。次Ｋ ８ ）１０
’Ｃの湿水素中で脱炭焼鈍したあと１２００″Ｃで最
終焼鈍を施して製品とした。そのときの製品の磁気特性
は次の通りであった。
Ｂｏ。：１・９４Ｔ
Ｗｌ、ｒ、７．ｏ： ０．９８ Ｗ／Ｋｐ実施例 ６
８１ ： ８．２１％、 Ｃ： ０．０４５％、 Ｍｎ
： ０．０７２％１．。
： ０．０７２％１．。
Ｓ ： ０．０２１％、 Ａ２ ： ０・０２２％、
Ｎ ： ０．０Ｏｆ１８％の成分を含有する連鋳スラブ
を熱延して２７１１１１厚の熱延板としたあと１０００
°Ｃで８分間の均一化焼鈍を施したル）と、＋ｏｏｏ”
ｃから４−００ ”Ｃまで１０ ’Ｃ／ｓｅｃで、急ｉ
Ｌだ。その後９５１）−Ｃで３分間の中間焼鈍をはさ
んで、約４０〜５０％の１次冷延と約７５〜８５％の２
次冷延な行１．ｃつで最終板厚Ｑ、３Ｑ１１１１厚の冷
延板に仕上げた。この中１…焼鈍の際急熱速［８０”Ｃ
ｚ’Ｆ’； 、ｆ＋、冷ｉＩ 度８５ ’Ｃ／Ｓとした
。
Ｎ ： ０．０Ｏｆ１８％の成分を含有する連鋳スラブ
を熱延して２７１１１１厚の熱延板としたあと１０００
°Ｃで８分間の均一化焼鈍を施したル）と、＋ｏｏｏ”
ｃから４−００ ”Ｃまで１０ ’Ｃ／ｓｅｃで、急ｉ
Ｌだ。その後９５１）−Ｃで３分間の中間焼鈍をはさ
んで、約４０〜５０％の１次冷延と約７５〜８５％の２
次冷延な行１．ｃつで最終板厚Ｑ、３Ｑ１１１１厚の冷
延板に仕上げた。この中１…焼鈍の際急熱速［８０”Ｃ
ｚ’Ｆ’； 、ｆ＋、冷ｉＩ 度８５ ’Ｃ／Ｓとした
。
その後脱炭・１次再結晶焼鈍を施したあと、Ｒｈ。
°Ｃから５°Ｃ／ｈｒで１０５０°ｃｔで昇温後１２０
０゛Ｃで８時間Ｈ２巾で純化焼鈍を１＠１〜だ。そのと
きの成品の磁気特性は次のようであった。
０゛Ｃで８時間Ｈ２巾で純化焼鈍を１＠１〜だ。そのと
きの成品の磁気特性は次のようであった。
Ｂ、。： １．９４ ′ｒ
Ｗ工、／、。： １．００ ＷｌＫ。
詔１図は中間焼鈍前後の昇温および冷却速度と磁気特性
との関係を示す図である。 第２図は本発明の急熱・急冷中間焼鈍サイクル（実線）
と従来の中間焼鈍サイクル（虚線）の比較を示す図であ
る。 特許出願人 川崎製鉄株式会社
との関係を示す図である。 第２図は本発明の急熱・急冷中間焼鈍サイクル（実線）
と従来の中間焼鈍サイクル（虚線）の比較を示す図であ
る。 特許出願人 川崎製鉄株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＬＳｉ：２．０〜４◆０重量％、 Ｃ： ０．０１〜０
．０６重量％、およびＭｎ ： ０−０１〜０．２０重
量％を含みかつ、ＳとＳｅのうち少くとも一方を合計で
０．００５〜０．１重量％を 次の（１）〜（３）（１
１０，００５〜０・２０重５％のｓｂと０．００Ｂ〜０
．１重量％のＭ、。 （２１０，０１〜０．０９重５％の酸可溶Ａｔと、ｏ、
ｏｏｉ〜０．Ｏ１重５％のＮ １８１０．０００８〜０．００５重縫５のＢと、０．０
０５〜０．５Ｍ針％のＣｕ のうち倒れかとともに含有する組成になる珪禦鋼片を熱
延し、次に均熱化焼鈍を施したのち、冷延と、中間焼鈍
を適宜繰返ｌ−て１１られる最終成品厚の冷延鋼板に、
脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さらに最終仕上げ
焼鈍を施して（１１０］＜００１＞方位の２次再結晶粒
を発達させる一連の１稈よりなる一方向性珪素鋼板の製
造方法において、 上記中間焼鈍の際に、５００’Ｃから９００゛Ｃまでの
加熱速度を毎秒５ ’Ｃ以上、中間焼鈍に引続く降温の
際に、９００ ”Ｃから５００“Ｃまでの冷却速度を毎
秒５°Ｃ以上とする、急熱急冷中間焼鈍を施すことを特
徴と“する、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼
板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14212382A JPS5935625A (ja) | 1982-08-18 | 1982-08-18 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| EP83304740A EP0101321B1 (en) | 1982-08-18 | 1983-08-16 | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
| DE8383304740T DE3382043D1 (de) | 1982-08-18 | 1983-08-16 | Verfahren zum herstellen kornorientierter bleche oder baender aus siliziumstahl mit hoher magnetischer induktion und geringen eisenverlusten. |
| CA000434820A CA1198654A (en) | 1982-08-18 | 1983-08-17 | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
| US06/524,390 US4469533A (en) | 1982-08-18 | 1983-08-18 | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14212382A JPS5935625A (ja) | 1982-08-18 | 1982-08-18 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9874787A Division JPH066747B2 (ja) | 1987-04-23 | 1987-04-23 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5935625A true JPS5935625A (ja) | 1984-02-27 |
| JPS6242968B2 JPS6242968B2 (ja) | 1987-09-10 |
Family
ID=15307919
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14212382A Granted JPS5935625A (ja) | 1982-08-18 | 1982-08-18 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5935625A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6283421A (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS62224634A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPH02115319A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-27 | Kawasaki Steel Corp | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| US5203928A (en) * | 1986-03-25 | 1993-04-20 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing low iron loss grain oriented silicon steel thin sheets having excellent surface properties |
| JP2017122247A (ja) * | 2016-01-05 | 2017-07-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-08-18 JP JP14212382A patent/JPS5935625A/ja active Granted
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6283421A (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0121851B2 (ja) * | 1985-10-04 | 1989-04-24 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPS62224634A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| US5203928A (en) * | 1986-03-25 | 1993-04-20 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing low iron loss grain oriented silicon steel thin sheets having excellent surface properties |
| JPH02115319A (ja) * | 1988-10-21 | 1990-04-27 | Kawasaki Steel Corp | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP2017122247A (ja) * | 2016-01-05 | 2017-07-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6242968B2 (ja) | 1987-09-10 |
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