JPS5974223A - 磁気特性に優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れた無方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS5974223A JPS5974223A JP18416282A JP18416282A JPS5974223A JP S5974223 A JPS5974223 A JP S5974223A JP 18416282 A JP18416282 A JP 18416282A JP 18416282 A JP18416282 A JP 18416282A JP S5974223 A JPS5974223 A JP S5974223A
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- annealing
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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
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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】
この発明は、磁気特性に優れた無方向性珪素鋼板の製造
方法に関し、とくに低鉄損特性の有利な改善を図ろうと
する、ものである。
方法に関し、とくに低鉄損特性の有利な改善を図ろうと
する、ものである。
無方向性珪素鋼板は、主に発電機、電動機などの回転機
の鉄心として使用されている。大型の回転機では、鋼板
が励磁された時に発生する熱損失すなわち鉄損による鉄
心の発熱を少なくするために、鉄損の低い高級グレード
の無方向性珪素鋼板が使用されている。現在ＪＩＳ規格
の最高グレードはＳ９であるが、省エネルギ一時代の昨
今さらに鉄損の低いＳ７〜Ｓ８グレード相当の材料開発
が要求されている。
の鉄心として使用されている。大型の回転機では、鋼板
が励磁された時に発生する熱損失すなわち鉄損による鉄
心の発熱を少なくするために、鉄損の低い高級グレード
の無方向性珪素鋼板が使用されている。現在ＪＩＳ規格
の最高グレードはＳ９であるが、省エネルギ一時代の昨
今さらに鉄損の低いＳ７〜Ｓ８グレード相当の材料開発
が要求されている。
この発明は、上記の要請に有利に応えるもので、Ｓ９グ
レードよりも優れた８７〜Ｓ８グレード相当、すなわち
５０ＨＺ，１．５テスラにおける鉄損Ｗ１′／／５ｏが
、製品厚０．８５ｍｍで２ 、 ２ ０ ％４９以下、
また製品厚０．５０ｍｍで２．７ｏＶｉＡｇ以下程度に
低鉄損化した無方向性珪素鋼板の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
レードよりも優れた８７〜Ｓ８グレード相当、すなわち
５０ＨＺ，１．５テスラにおける鉄損Ｗ１′／／５ｏが
、製品厚０．８５ｍｍで２ 、 ２ ０ ％４９以下、
また製品厚０．５０ｍｍで２．７ｏＶｉＡｇ以下程度に
低鉄損化した無方向性珪素鋼板の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
ところで無方向性珪素鋼板は一般に次に示したような工
程で製造される。
程で製造される。
まず転炉などで溶製した溶鋼に８１やＡｌｌ’などの合
金元素を添加し、連続鋳造または造塊−分塊圧延でスラ
ブとし、次いで熱間圧延を施して、２ｒｒＬｒｒＬ前後
の厚さの熱延鋼板とする。その後−回または中間焼鈍を
挟む二回の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、この
冷延鋼板に連続的に１０分以下程度の焼鈍すなわち連続
仕上焼鈍を施して最終製品とする。
金元素を添加し、連続鋳造または造塊−分塊圧延でスラ
ブとし、次いで熱間圧延を施して、２ｒｒＬｒｒＬ前後
の厚さの熱延鋼板とする。その後−回または中間焼鈍を
挟む二回の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、この
冷延鋼板に連続的に１０分以下程度の焼鈍すなわち連続
仕上焼鈍を施して最終製品とする。
さて冷延鋼板は連続焼鈍時に再結晶及び再結晶粒の成長
が起きる。そして鋼板の鉄損は、再結晶粒の粒径および
その再結晶集合組織の影響を受ける。良好な鉄損特性を
得るには、結晶粒径に関してはある程度外以上の大きさ
が必要であって、連続焼鈍という短時間の焼鈍で十分な
結晶粒の成長をおこさせるには結晶粒の成長を妨げるＡ
ＩＮやＭｎ８等の微細介在物が少ないことが必要である
。
が起きる。そして鋼板の鉄損は、再結晶粒の粒径および
その再結晶集合組織の影響を受ける。良好な鉄損特性を
得るには、結晶粒径に関してはある程度外以上の大きさ
が必要であって、連続焼鈍という短時間の焼鈍で十分な
結晶粒の成長をおこさせるには結晶粒の成長を妨げるＡ
ＩＮやＭｎ８等の微細介在物が少ないことが必要である
。
また鉄損は製品のなかに含まれる介在物、析出物の量に
依存し、その量が多いと磁化の際の磁壁の移動の妨げと
なり鉄損が増大するので、この意味からも介在物や析出
物の量を極力低減することが望ましい。一方集合組織に
関しては板面に（２００）面が揃うことが望ましい。こ
の他に鉄損は材料の電気比抵抗が増大すると減少するの
で、冷延性を損なわない範囲で８１やＡｌ等を添加して
比抵抗を増大させるのが望ましい。
依存し、その量が多いと磁化の際の磁壁の移動の妨げと
なり鉄損が増大するので、この意味からも介在物や析出
物の量を極力低減することが望ましい。一方集合組織に
関しては板面に（２００）面が揃うことが望ましい。こ
の他に鉄損は材料の電気比抵抗が増大すると減少するの
で、冷延性を損なわない範囲で８１やＡｌ等を添加して
比抵抗を増大させるのが望ましい。
ところで最近、製鋼技術の長足の進歩に伴い、鋼中に不
可避的に混入する不純物を従来に較べ著しく低減するこ
とができるようになった。
可避的に混入する不純物を従来に較べ著しく低減するこ
とができるようになった。
そこで発明者らは、かような新技術を背景として、これ
までの無方向性珪素鋼板につき、幅広い再検討を行った
。その結果、不純物中とくにいおう（以下Ｓで示す）、
酸素（同０）および窒素（同Ｎ）を極低化した上で、最
終仕上焼鈍を適切に制御した場合、従来とは再結晶の挙
動が異なって優れた磁気特性が得られることを新たに究
明し、この新規知見に基いてこの発明を完成させたので
ある。
までの無方向性珪素鋼板につき、幅広い再検討を行った
。その結果、不純物中とくにいおう（以下Ｓで示す）、
酸素（同０）および窒素（同Ｎ）を極低化した上で、最
終仕上焼鈍を適切に制御した場合、従来とは再結晶の挙
動が異なって優れた磁気特性が得られることを新たに究
明し、この新規知見に基いてこの発明を完成させたので
ある。
すなわちこの発明は、ｃ ： ０．００５重量％以下、
ｓｉ ： ２．５〜４．０重量％、Ａ４ ： ０．２５
〜１．００重景％お１びＭｎ ： ０．１〜１．０重量
％を含む珪素鋼用素材を、常法に従って熱間圧延し、つ
いで−回または中間焼鈍をはさむ二回の冷間圧延によっ
て最終板厚としたのち、連続仕上焼鈍を行って無方向性
珪素鋼板を製造するに際し、 （イ）素材中に不可避に混入する不純物のうちＳ。
ｓｉ ： ２．５〜４．０重量％、Ａ４ ： ０．２５
〜１．００重景％お１びＭｎ ： ０．１〜１．０重量
％を含む珪素鋼用素材を、常法に従って熱間圧延し、つ
いで−回または中間焼鈍をはさむ二回の冷間圧延によっ
て最終板厚としたのち、連続仕上焼鈍を行って無方向性
珪素鋼板を製造するに際し、 （イ）素材中に不可避に混入する不純物のうちＳ。
０およびＮにつきそれぞれ、Ｓ：１５ｐｐｍ以下、Ｏ：
２０ｐｐｍ以下およびＮ：２５ｐｐｍ以下に抑制する、 （ロ） 連続仕上焼鈍時における昇温速度を、ａＯＯ’
Ｃ／ｍｉｎ以上とする、 ことを特徴とする特許 鋼板の製造方法である。
２０ｐｐｍ以下およびＮ：２５ｐｐｍ以下に抑制する、 （ロ） 連続仕上焼鈍時における昇温速度を、ａＯＯ’
Ｃ／ｍｉｎ以上とする、 ことを特徴とする特許 鋼板の製造方法である。
一以下この発明を具体的に説明する。
さて無方向性珪素鋼板の介在物析出物の多くは硫化物系
、酸化物系および窒化物系であることが、Ｘ線マイクロ
アナライザーや発光分析などにより明らかにされている
。このような観点から発明者らは先に特公昭５６−１２
９８１号公報において鉄損特性改善の一手段として、不
可避不純物のうち８；５０ｐｐｍ以下、Ｏ；２５ｐｐｍ
以下に規制することを提案した。また特開昭５７−８５
６２６号公報では８，０，Ｎがそれぞれ８ ０ ｐｐｍ
以下に規制することが提案されている。
、酸化物系および窒化物系であることが、Ｘ線マイクロ
アナライザーや発光分析などにより明らかにされている
。このような観点から発明者らは先に特公昭５６−１２
９８１号公報において鉄損特性改善の一手段として、不
可避不純物のうち８；５０ｐｐｍ以下、Ｏ；２５ｐｐｍ
以下に規制することを提案した。また特開昭５７−８５
６２６号公報では８，０，Ｎがそれぞれ８ ０ ｐｐｍ
以下に規制することが提案されている。
そこでこの発明でもこれらのｉ中不純物を低減した場合
の影響を見るため、供試鋼として表１に示した如（Ｓ，
ＯおよびＮのレベルを種々に変え他の成分はほぼ同一に
した７種類のスラブを製造した。なおＳは最低！！ ｐ
ｐｍで０は最低７ｐｐｍ，Ｎは１ ４ ｐｐｍである これらの８１０およびＮを減少させた材料では、析出物
、介在物の減少により当然のことなから鉄損向上が期待
されるが、この発明では析出物、介在物を徹底的に減少
させた場合における再結晶の挙動についてもとくに注意
を払って、上記スラブを使用し次に示す実験を行った。
の影響を見るため、供試鋼として表１に示した如（Ｓ，
ＯおよびＮのレベルを種々に変え他の成分はほぼ同一に
した７種類のスラブを製造した。なおＳは最低！！ ｐ
ｐｍで０は最低７ｐｐｍ，Ｎは１ ４ ｐｐｍである これらの８１０およびＮを減少させた材料では、析出物
、介在物の減少により当然のことなから鉄損向上が期待
されるが、この発明では析出物、介在物を徹底的に減少
させた場合における再結晶の挙動についてもとくに注意
を払って、上記スラブを使用し次に示す実験を行った。
再結晶挙動の影響を調べるために、各スラブを２ ｍｍ
まで熱間圧延し、ついで９５０℃×２分の焼鈍をした後
、１スケール除去を行い、引続き０．５ｍｍまで冷間圧
延し、再結晶時すなわち連続焼鈍時の昇温速度を１００
℃／ｍｉｎから８００°Ｃ／ｍｉｎの範囲で種々に変化
させて９８０℃×８分の連続焼鈍を行った。雰囲気は乾
燥した水素−）窒素雰囲気中である、 連続焼鈍後得られた各鋼板から２５ｃｒｒＬ工プスタイ
ン試片を切出し、圧延方向およびそれと直角方向の試片
を半量づつ用いエプスタイン試験により磁気特性を測定
した。第１図に、昇温速度と鉄損値（ＷＩＩ１５０ ）
の関係を示す。
まで熱間圧延し、ついで９５０℃×２分の焼鈍をした後
、１スケール除去を行い、引続き０．５ｍｍまで冷間圧
延し、再結晶時すなわち連続焼鈍時の昇温速度を１００
℃／ｍｉｎから８００°Ｃ／ｍｉｎの範囲で種々に変化
させて９８０℃×８分の連続焼鈍を行った。雰囲気は乾
燥した水素−）窒素雰囲気中である、 連続焼鈍後得られた各鋼板から２５ｃｒｒＬ工プスタイ
ン試片を切出し、圧延方向およびそれと直角方向の試片
を半量づつ用いエプスタイン試験により磁気特性を測定
した。第１図に、昇温速度と鉄損値（ＷＩＩ１５０ ）
の関係を示す。
８．０．Ｎ共高レベルのスラブＮｏ ６および０は低い
が８．Ｈのレベルの高い＆７では、鉄損、磁束密度共昇
温速度にほとんど依存しない。またＯｌＳは低いがＮが
８０ ｐｐｍのスラブＮｏ ８およびＳ、Ｎは低いが０
が２５ ｐｐｍの轟４も同様にほとんど昇温速度に関係
しないが、鉄損はスラブＮｏ ６および７よりもやや良
い値を示している。これに対しＳ；１５ｐｐｍ以下、Ｏ
；２０ｐｐｍ以下、Ｎ；２５ｐｐｍ以下に低減したスラ
ブＮｏ １ 、２および５ではスラブＮｏ ８ ＋ ４
＋ ６および７とは異なり昇温速度がａ ｏ ｏ ’
Ｃ／ｍｉｎ以上になると、磁気特性とくに鉄損特性は飛
躍的に向上し、その鉄損値はＳ７〜Ｓ８グレードとなっ
た。
が８．Ｈのレベルの高い＆７では、鉄損、磁束密度共昇
温速度にほとんど依存しない。またＯｌＳは低いがＮが
８０ ｐｐｍのスラブＮｏ ８およびＳ、Ｎは低いが０
が２５ ｐｐｍの轟４も同様にほとんど昇温速度に関係
しないが、鉄損はスラブＮｏ ６および７よりもやや良
い値を示している。これに対しＳ；１５ｐｐｍ以下、Ｏ
；２０ｐｐｍ以下、Ｎ；２５ｐｐｍ以下に低減したスラ
ブＮｏ １ 、２および５ではスラブＮｏ ８ ＋ ４
＋ ６および７とは異なり昇温速度がａ ｏ ｏ ’
Ｃ／ｍｉｎ以上になると、磁気特性とくに鉄損特性は飛
躍的に向上し、その鉄損値はＳ７〜Ｓ８グレードとなっ
た。
スラブＮｏ １ 、２および５のように、Ｓ ； １５
ｐｐｍ以下、Ｑｉ２０ｐｐｍ以下、Ｎ；２５ｐｐｍ以下
と、Ｓ、ＯおよびＮを徹底的に低減した場合、従来全く
予見できなかった鉄損の昇温速度依存性が生じ、とくに
昇温速度を８００°Ｃ／ｍｉｎ以上とした場合に鉄損低
域に著しい効果があることが新たに知見されたのである
。
ｐｐｍ以下、Ｑｉ２０ｐｐｍ以下、Ｎ；２５ｐｐｍ以下
と、Ｓ、ＯおよびＮを徹底的に低減した場合、従来全く
予見できなかった鉄損の昇温速度依存性が生じ、とくに
昇温速度を８００°Ｃ／ｍｉｎ以上とした場合に鉄損低
域に著しい効果があることが新たに知見されたのである
。
鉄損低減の理由は定かではないが、極点図等により再結
晶集合組織を調べると８ ＜： １５ ｐｐｍ 。
晶集合組織を調べると８ ＜： １５ ｐｐｍ 。
−Ｏ＜２０ ｐｐｍ 、Ｎ ＜、 ２５ ｐｐｍでかつ
昇温速度が３００１℃／ｍｉｎ以上のものでは他のもの
に較べ（２００）成分が多い傾向にあり、再結晶の挙動
の違いによる集合組織の差が原因の一つとして考えられ
る。
昇温速度が３００１℃／ｍｉｎ以上のものでは他のもの
に較べ（２００）成分が多い傾向にあり、再結晶の挙動
の違いによる集合組織の差が原因の一つとして考えられ
る。
この発明の珪素鋼板は製鋼段階でＳ、ＯｌＮを徹底的に
低減する必要がある。
低減する必要がある。
脱硫のためには溶銑脱硫、脱硫フラックス、ＲＥＭ％Ｃ
ａおよびＭｇなどの溶鋼への単一または複合添加や溶鋼
のＤＨ’ＰＲＨを用いた脱ガス処理の併用などが有効で
ある。脱酸のためには、鮒やＤＨなどを用いた真空処理
によりリムド処理を行い、次いでＳｉやＡｇ添加により
十分なキルド処理を行った後取鍋精錬にて酸化物の浮上
を促進させるのが好ましい。窒素に関しては溶銑での低
減および造塊時にアルゴンシールなどを行うことがとり
わけ有利である。また連続鋳造に際して垂直部の長い連
鋳機を用いるのも介在物の浮上に効果がある。
ａおよびＭｇなどの溶鋼への単一または複合添加や溶鋼
のＤＨ’ＰＲＨを用いた脱ガス処理の併用などが有効で
ある。脱酸のためには、鮒やＤＨなどを用いた真空処理
によりリムド処理を行い、次いでＳｉやＡｇ添加により
十分なキルド処理を行った後取鍋精錬にて酸化物の浮上
を促進させるのが好ましい。窒素に関しては溶銑での低
減および造塊時にアルゴンシールなどを行うことがとり
わけ有利である。また連続鋳造に際して垂直部の長い連
鋳機を用いるのも介在物の浮上に効果がある。
要はどのような方法を用いるにしても凝固したスラブな
いし熱延鋼板の段階で８：１５ｐｐｍ以下、０；２０ｐ
ｐｍ以下、Ｎ ； ２５ｐｐｍ以下に低減することが不
可欠である。
いし熱延鋼板の段階で８：１５ｐｐｍ以下、０；２０ｐ
ｐｍ以下、Ｎ ； ２５ｐｐｍ以下に低減することが不
可欠である。
なお製鋼段階ではＳｌ、Ａｇ、Ｍｎなどの合金添加も行
うがこれらも不純物の少ないものを使用する必要がある
。
うがこれらも不純物の少ないものを使用する必要がある
。
次に溶鋼は鋼塊又は連鋳スラブに鋳造し熱間圧延を行っ
て通Ｔ、 ２ ｍｍ程度の厚さの熱延鋼板にする。熱延
鋼板は必要に応じて焼鈍を行った後スケールを除去し、
−回または中間焼鈍をはさむ二回の冷延を行って最終製
品厚みとする。冷延の圧下率は特に限定しないが最終の
冷延圧下率を５０％以上にすることが磁気特性上好まし
い。ついで冷間圧延後再結晶のための連続焼鈍を行うが
、上述した如くこの時の昇温速度を３００℃／ｍｉｎ以
上にすることが肝要である。また焼鈍温度は９００〜１
１００℃の範囲が好ましく最終冷延圧下率を高くした場
合高温側での焼鈍が望ましい。さらに焼鈍雰囲気は酸化
膜の生成を防止するため非酸化性雰囲気で行うことが望
ましい。
て通Ｔ、 ２ ｍｍ程度の厚さの熱延鋼板にする。熱延
鋼板は必要に応じて焼鈍を行った後スケールを除去し、
−回または中間焼鈍をはさむ二回の冷延を行って最終製
品厚みとする。冷延の圧下率は特に限定しないが最終の
冷延圧下率を５０％以上にすることが磁気特性上好まし
い。ついで冷間圧延後再結晶のための連続焼鈍を行うが
、上述した如くこの時の昇温速度を３００℃／ｍｉｎ以
上にすることが肝要である。また焼鈍温度は９００〜１
１００℃の範囲が好ましく最終冷延圧下率を高くした場
合高温側での焼鈍が望ましい。さらに焼鈍雰囲気は酸化
膜の生成を防止するため非酸化性雰囲気で行うことが望
ましい。
次にＣ，Ｓｉ、ＡｄｌＭｎのｊνツ誓暑〒γ理由を述べ
る。
る。
Ｃは０．００５％を超えて含有されるとエージングによ
る磁性劣化を起すので０．００５％以下とした。
る磁性劣化を起すので０．００５％以下とした。
Ｓｌは、比抵抗を増大させ鉄損を減少させるために添加
される成分であり、２．５％より少ないと８７〜８８ク
ラスの鉄損が得られず、一方４．０％を超えると冷間圧
延が困難になるので２．５〜４．０％とした。
される成分であり、２．５％より少ないと８７〜８８ク
ラスの鉄損が得られず、一方４．０％を超えると冷間圧
延が困難になるので２．５〜４．０％とした。
Ａ６’は、鉄損を向上させるため０．２５％以上が必要
であり、増加させるに従って鉄損は良くなるが、。
であり、増加させるに従って鉄損は良くなるが、。
１．００％を超えると加工性に問題が生じるために０．
２５〜１．００％とした。
２５〜１．００％とした。
Ｍｎは加工性の点から０．１％以上必要で、１．０％を
超えると磁気特性が劣化するので０．１〜１．０％とし
た。
超えると磁気特性が劣化するので０．１〜１．０％とし
た。
以下実施例について説明する。
皇１旦−ユ
転炉で溶製した後ＲＨ脱ガスを施し、次いで合金元素を
添加して成分調整した溶鋼を、連鋳機で造塊しスラブ（
スラブ１６１）とした。スラブの分析成分値は次のとう
りであった。
添加して成分調整した溶鋼を、連鋳機で造塊しスラブ（
スラブ１６１）とした。スラブの分析成分値は次のとう
りであった。
ｃ ； ｏ、ｏｏａ％、ｓｉ； ａ、１ｓ％、Ｍｎ ；
０．１６％、Ｐｐ ０−０１１％、ｓ ； ０．００
０５％、Ａ／ ； ０．５７％、ｏ ； ０．００１０
％、Ｎ ； ０．００１７％このスラブを熱間圧延によ
り厚さ２．ｏｒｒＬｒｒＬの熱間圧延板にした後、９５
００Ｇ、２分の焼鈍を行い、スケール除去後０．５０ｍ
ｍまで冷間圧延した。次いでＨ，；７０％、Ｎ、；８０
％の乾燥雰囲気中で１０００℃、８分間の連続焼鈍を行
った。昇温速度は２５０℃／ｍｉｎと６００ ℃／ｍｉ
ｎの二通りである。
０．１６％、Ｐｐ ０−０１１％、ｓ ； ０．００
０５％、Ａ／ ； ０．５７％、ｏ ； ０．００１０
％、Ｎ ； ０．００１７％このスラブを熱間圧延によ
り厚さ２．ｏｒｒＬｒｒＬの熱間圧延板にした後、９５
００Ｇ、２分の焼鈍を行い、スケール除去後０．５０ｍ
ｍまで冷間圧延した。次いでＨ，；７０％、Ｎ、；８０
％の乾燥雰囲気中で１０００℃、８分間の連続焼鈍を行
った。昇温速度は２５０℃／ｍｉｎと６００ ℃／ｍｉ
ｎの二通りである。
なお比較例として次の成分のスラブ（スラブ／１６２）
を同一工程で処理した。
を同一工程で処理した。
ｃ ； ０．００５％、８１ ； ３．２０％、Ｍｎ
； ０．２０％、Ｐ ； ０．０１５％、ｓ ； ｏ、
ｏｏａｏ％、Ａ／ ； ０．５５％、ｏ ； ０．００
２４％、Ｎ ； ０．００２８％得られた各鋼板の磁気
特性について調べた結果を比較して表２に示す。
； ０．２０％、Ｐ ； ０．０１５％、ｓ ； ｏ、
ｏｏａｏ％、Ａ／ ； ０．５５％、ｏ ； ０．００
２４％、Ｎ ； ０．００２８％得られた各鋼板の磁気
特性について調べた結果を比較して表２に示す。
表２
この発明の要件を満たす、スラブ／ｆ６１の成分組成に
なり、昇温速度６００℃／ｍｉｎの条件で最終仕上焼鈍
を行ったものはＳ７クラ、スの特性が得られた。
なり、昇温速度６００℃／ｍｉｎの条件で最終仕上焼鈍
を行ったものはＳ７クラ、スの特性が得られた。
実施例 ２
実施例１と同様の方法で成分調整した溶鋼を、連鋳機に
より造塊しスラブとした。（スラブ／１６３）スラブの
成分は次の通りであった。
より造塊しスラブとした。（スラブ／１６３）スラブの
成分は次の通りであった。
ｃ ： ０．００２％、Ｓｉ ； Ｌ１５％、Ｍｎ；、
０．２０％、ｐ ； ０．０１５％、Ｓ ； （１，０
００３％、ＡＩｌ； ０．６１％、０ ； ０．０００
７％、Ｎ ； ０．００１４％次にこのスラブを熱間圧
延し２．０ｍｍの熱間圧延板にした。スケール除去後冷
間圧延により１゜Ｏｍｍまで圧延し、９５０℃、８分間
の中間焼鈍を乾燥した水素＋窒素中で行い、その後０．
８５ｍｍまで冷間圧延し、ついで９８０℃、３分間の連
続焼鈍を乾燥した水素＋窒素中で行った。最終仕上焼鈍
における昇温速度は２５０℃／ｍｉｎと４７０°に／ｍ
ｉｎの二通りである。
０．２０％、ｐ ； ０．０１５％、Ｓ ； （１，０
００３％、ＡＩｌ； ０．６１％、０ ； ０．０００
７％、Ｎ ； ０．００１４％次にこのスラブを熱間圧
延し２．０ｍｍの熱間圧延板にした。スケール除去後冷
間圧延により１゜Ｏｍｍまで圧延し、９５０℃、８分間
の中間焼鈍を乾燥した水素＋窒素中で行い、その後０．
８５ｍｍまで冷間圧延し、ついで９８０℃、３分間の連
続焼鈍を乾燥した水素＋窒素中で行った。最終仕上焼鈍
における昇温速度は２５０℃／ｍｉｎと４７０°に／ｍ
ｉｎの二通りである。
なお比較のため下記成分のスラブ（スラブ／１６４）も
同一工程で処理した。
同一工程で処理した。
Ｃ； ０．００５％、ｓｌ； ８．２０％、Ｍｎ ；
０．２１％、ｐ ； ｏ、ｏｌａ％、Ｓ ； ０．００
１８％、Ａｇ ； ０．５７％、０ ； ０．００２９
％、Ｎ ； ０．００８１％得られた各鋼板の磁気特性
について調べた結果を比較して表８に示す。
０．２１％、ｐ ； ｏ、ｏｌａ％、Ｓ ； ０．００
１８％、Ａｇ ； ０．５７％、０ ； ０．００２９
％、Ｎ ； ０．００８１％得られた各鋼板の磁気特性
について調べた結果を比較して表８に示す。
表８
発明例は比較例にくらべて鉄損が大巾に改善されており
、８７クラスの鉄損値を示している。また比較例に比べ
てＢ５ｏにおける磁束密度も優れている。
、８７クラスの鉄損値を示している。また比較例に比べ
てＢ５ｏにおける磁束密度も優れている。
以上述べたようにこの発明によれば、磁気特性中でも鉄
損特性を著しく改善して、８７〜８クラスの無方向珪素
鋼板を得ることができ、有利である。
損特性を著しく改善して、８７〜８クラスの無方向珪素
鋼板を得ることができ、有利である。
第１図は最終仕上焼鈍時の昇温速度が鉄損値に与える影
響を示したグラフである。 第１図
響を示したグラフである。 第１図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ Ｃ： ０．００５重量％以下、ｓｔ ： ２．５
〜４．０重量％、Ａｇ ： ０．２５〜１．００重ｆｔ
％およびＭｎ二０．１〜１．０亜酸％を含む珪素鋼用素
材を、常法に従って熱間圧延し、ついで−回または中間
焼鈍をはさむ二回の冷間圧延によって最終板厚としたの
ち、連続仕上焼鈍を行って無方向性珪素鋼板を製造する
に際し、 （イ）素材中に不可避に混入する不純物のうちいおう、
酸素および窒素につき、それぞれいおう：１５ｐｐｍ以
下、酸素：２０ｐｐｍ以下および窒素：２５ｐｐｍ以下
に抑制する、（ロ）連続仕上焼鈍時における昇温速度を
、３００°Ｑ／ｍｉｎ以上とする、 ことを特徴とする特許 珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18416282A JPS5974223A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 磁気特性に優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18416282A JPS5974223A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 磁気特性に優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5974223A true JPS5974223A (ja) | 1984-04-26 |
Family
ID=16148444
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18416282A Pending JPS5974223A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 磁気特性に優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5974223A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61136626A (ja) * | 1984-12-06 | 1986-06-24 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS61231120A (ja) * | 1985-04-06 | 1986-10-15 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2016045158A1 (zh) * | 2014-09-28 | 2016-03-31 | 东北大学 | 一种超低碳取向硅钢及其制备方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS563625A (en) * | 1979-06-23 | 1981-01-14 | Noboru Tsuya | Thin sheet of high silicon steel nondirectional in (100) plane and very low in coercive force and its manufacture |
| JPS5716121A (en) * | 1980-06-30 | 1982-01-27 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of nonoriented electric iron plate |
-
1982
- 1982-10-20 JP JP18416282A patent/JPS5974223A/ja active Pending
Patent Citations (2)
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| JPS6316445B2 (ja) * | 1985-04-06 | 1988-04-08 | Nippon Steel Corp | |
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