JPS5974225A - 磁気特性の極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS5974225A JPS5974225A JP18416582A JP18416582A JPS5974225A JP S5974225 A JPS5974225 A JP S5974225A JP 18416582 A JP18416582 A JP 18416582A JP 18416582 A JP18416582 A JP 18416582A JP S5974225 A JPS5974225 A JP S5974225A
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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
- 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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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の極めて優れた無方向性珪素鋼板の
製造方法に関し、とくに鉄損が低く、磁束密度の高い高
級な無方向性珪素鋼板の有利な製造方法を提案しようと
するものである。
製造方法に関し、とくに鉄損が低く、磁束密度の高い高
級な無方向性珪素鋼板の有利な製造方法を提案しようと
するものである。
一般に、無方向性珪素鋼板は鉄損により格付されている
が、現在ＪＩ８規格で最高級のものはＳ−９級（板厚９
．３５ ｍでＷ”／，。＜０．９５ 。
が、現在ＪＩ８規格で最高級のものはＳ−９級（板厚９
．３５ ｍでＷ”／，。＜０．９５ 。
Ｗ １Ｉｓ／ｇｏ ＜２ 、４０ ｗ／ｙ，、板厚０．
５０鰭でＷ”／，。＜：１、１５ 、 Ｗ１５／６０
＜Ｌ９０ ”／に，）である。ところが大型発電機など
の鉄心材料としては、電力損失の軽減のため更に鉄損の
低いすなわちＳ−８級〜Ｂー７級クラスの高級な無方向
性珪素鋼板の要求が強い。
５０鰭でＷ”／，。＜：１、１５ 、 Ｗ１５／６０
＜Ｌ９０ ”／に，）である。ところが大型発電機など
の鉄心材料としては、電力損失の軽減のため更に鉄損の
低いすなわちＳ−８級〜Ｂー７級クラスの高級な無方向
性珪素鋼板の要求が強い。
この発明はこのような要求に有利に応えるもので、鉄損
が低く、磁束密度の高い高級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ものである。
が低く、磁束密度の高い高級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ものである。
ところで無方向性珪素鋼板の製造方法には、大別して一
回冷延法と二回冷延法とがある。
回冷延法と二回冷延法とがある。
前者は熱延鋼帯を一回の冷延によって最終製品厚とした
後、連続仕上焼鈍を施す工程になるもので、コストは安
価であるが、冷延強圧下のため充分な粒成長がなされず
鉄損は比較的高い。そのため主に５−１２級以下の低級
品の製造法として採用されている。
後、連続仕上焼鈍を施す工程になるもので、コストは安
価であるが、冷延強圧下のため充分な粒成長がなされず
鉄損は比較的高い。そのため主に５−１２級以下の低級
品の製造法として採用されている。
一方後者の冷延二回法は第一回目の冷延後に中間焼鈍を
施したのち再度二回目の冷延を行う工程圧なるもので、
この場合、磁気特性は中間焼鈍条件と第二回目の冷延上
に強く影響される。一般に鉄損を重視する場合には二回
目の冷間圧延すなわち最終冷延を軽圧下とし、連続仕上
焼鈍時に先に導入された歪エネルギーを利用して著しく
粒成長させ、鉄損を改善する方法が採用されている。し
かしこの方法忙よると集合組織はランダム化するために
磁束密度は低い。
施したのち再度二回目の冷延を行う工程圧なるもので、
この場合、磁気特性は中間焼鈍条件と第二回目の冷延上
に強く影響される。一般に鉄損を重視する場合には二回
目の冷間圧延すなわち最終冷延を軽圧下とし、連続仕上
焼鈍時に先に導入された歪エネルギーを利用して著しく
粒成長させ、鉄損を改善する方法が採用されている。し
かしこの方法忙よると集合組織はランダム化するために
磁束密度は低い。
大型発電機の鉄心材料としては１．５Ｔより高磁場での
使用に適合するよう忙磁束密度も高い材料が要求される
。この点発明者らは先に、特公昭５６−２２９８１号公
報に開示した如く、二回冷延法で最終圧下基を高くする
ことによって磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性珪素
鋼板の製造方法を開発した。
使用に適合するよう忙磁束密度も高い材料が要求される
。この点発明者らは先に、特公昭５６−２２９８１号公
報に開示した如く、二回冷延法で最終圧下基を高くする
ことによって磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性珪素
鋼板の製造方法を開発した。
この方法は、Ｃ： ０．０２０％以下、 ８ｉ ： ２
．５〜８．５％、 Ｍｎ ： ０．１〜０．５％および
Ａｔ： ０．８〜１．０％を含む珪素鋼の熱延板林素材
につき、鋼中の酸素を０．００２５％以下、硫黄を０．
ＯＯ’５％以下にし、かつ中間焼鈍をはさむ二回以上の
冷間圧延のうち最終の冷間圧下率を４０〜６５％とする
ことにより、鉄損が低く、磁束密度の高い高級無方向性
珪素鋼板を得ようとするものである。
．５〜８．５％、 Ｍｎ ： ０．１〜０．５％および
Ａｔ： ０．８〜１．０％を含む珪素鋼の熱延板林素材
につき、鋼中の酸素を０．００２５％以下、硫黄を０．
ＯＯ’５％以下にし、かつ中間焼鈍をはさむ二回以上の
冷間圧延のうち最終の冷間圧下率を４０〜６５％とする
ことにより、鉄損が低く、磁束密度の高い高級無方向性
珪素鋼板を得ようとするものである。
この発明は、上記の製造法の改良に係り、磁束密度と共
に鉄損特性の一層の改善を図って、８７〜８クラスの優
れた磁気特性をそなえる無方向性珪素鋼板の有利な製造
方法を提案するものである。
に鉄損特性の一層の改善を図って、８７〜８クラスの優
れた磁気特性をそなえる無方向性珪素鋼板の有利な製造
方法を提案するものである。
この発明は、最近の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比し著しく低減で
きるという新技術の下に、従来の無方向性珪素鋼板につ
いて幅広い再検討を行った結果究明されたもので、不純
物中とくにいおう（以下Ｓで示す）、酸素（同Ｏ）およ
び窒素（同Ｎ）を極低化した上で冷延条件を適切に制御
した場合、従来とは再結晶の挙動が異なって優れた磁気
特性が得られるという新規知見に立脚する。
に不可避的に混入する不純物を従来に比し著しく低減で
きるという新技術の下に、従来の無方向性珪素鋼板につ
いて幅広い再検討を行った結果究明されたもので、不純
物中とくにいおう（以下Ｓで示す）、酸素（同Ｏ）およ
び窒素（同Ｎ）を極低化した上で冷延条件を適切に制御
した場合、従来とは再結晶の挙動が異なって優れた磁気
特性が得られるという新規知見に立脚する。
すなわちこの発明は、Ｃ： ０．００６重普１以下。
Ｓｉ ： ２．５〜４．０重量％、 Ａ／＝ ： ０．
２５〜１．００ 、ｆｊ資％および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、ついで中間焼鈍をはさむ二回冷延法によって最
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、 何）！ｉ柱材中不可避に混入する不純物のうちＳ。
２５〜１．００ 、ｆｊ資％および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、ついで中間焼鈍をはさむ二回冷延法によって最
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、 何）！ｉ柱材中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１ぞれ８ ： １５ ｐｐｍ以
下。
下。
０ ： Ｓ Ｏｐｐｍ以下およびＮ ： ２５ ｐｐｍ
以下に抑制する、 （ロ） 中間焼鈍を、９５０〜１０５０”Ｃ，２〜１５
分間の条件下に行う、および、 （ハ） 二回目の冷間圧延の圧下率を７０％以上とする
、 ことを特徴とする特許 性珪素鋼板の製造方法である。
以下に抑制する、 （ロ） 中間焼鈍を、９５０〜１０５０”Ｃ，２〜１５
分間の条件下に行う、および、 （ハ） 二回目の冷間圧延の圧下率を７０％以上とする
、 ことを特徴とする特許 性珪素鋼板の製造方法である。
以下この発明を由来するに至った実験結果に基き、この
発明を具体的に説明する。
発明を具体的に説明する。
表１に示した成分組成になる珪素鋼熱延板を各々，第１
回冷間圧延で厚さ０．５８〜１．７５１１１に圧延し、
９５０゜Ｃ．８分間の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍
後に最終圧下車が４０％〜８０％になるように圧下率を
種々変化させて第２回の冷間圧延を施し、いずれも厚さ
Ｏ．８５ １１１１１ｔに仕上げ、ついで９５０℃，８
分間の連続仕上げ焼鈍を施した。得られた各鋼板の最終
冷延部と磁気特性との関係について調べた結果を第１図
ａ 、 ｂ ’ＭよびＣに示す。
回冷間圧延で厚さ０．５８〜１．７５１１１に圧延し、
９５０゜Ｃ．８分間の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍
後に最終圧下車が４０％〜８０％になるように圧下率を
種々変化させて第２回の冷間圧延を施し、いずれも厚さ
Ｏ．８５ １１１１１ｔに仕上げ、ついで９５０℃，８
分間の連続仕上げ焼鈍を施した。得られた各鋼板の最終
冷延部と磁気特性との関係について調べた結果を第１図
ａ 、 ｂ ’ＭよびＣに示す。
表１
第１図より熱延板Ａは最終冷延泥が５０％前後において
磁束密度Ｂ、。は最大値（Ｂ、。＝ １．７０ Ｔ ）
を示し、鉄損ｗ Ｎｏ／、ｏ 、 Ｗ３Ｓｉ、ｏは極小
値（Ｗ １０７．、。
磁束密度Ｂ、。は最大値（Ｂ、。＝ １．７０ Ｔ ）
を示し、鉄損ｗ Ｎｏ／、ｏ 、 Ｗ３Ｓｉ、ｏは極小
値（Ｗ １０７．、。
＝０°８８ ”４ 、 Ｗ ”７６Ｇ ＝２．０１）
”Ａ ）を示すことがわかる。また熱延板Ｃ，Ｄおよび
Ｅも最終冷延嘉が５０％前後において磁束密度の最大値
および鉄損の極小値を示し、磁気特性に及ぼす圧下出の
依存性は熱延板Ａと類似している。
”Ａ ）を示すことがわかる。また熱延板Ｃ，Ｄおよび
Ｅも最終冷延嘉が５０％前後において磁束密度の最大値
および鉄損の極小値を示し、磁気特性に及ぼす圧下出の
依存性は熱延板Ａと類似している。
これに対し、鋼中のＳ、ＯおよびＮを極低化した高純度
材の熱延板Ｂは最終冷延基が７０％以上でＢ５０は最大
値（Ｂ、。＝ １．７１ ’ｒ ）を示し、Ｗ１０／６
ｏ、Ｗ１５１５ｏは極小値（Ｗ １０／、。＝ ０．８
２ ”／ 。
材の熱延板Ｂは最終冷延基が７０％以上でＢ５０は最大
値（Ｂ、。＝ １．７１ ’ｒ ）を示し、Ｗ１０／６
ｏ、Ｗ１５１５ｏは極小値（Ｗ １０／、。＝ ０．８
２ ”／ 。
Ｗ”／、。＝ １．９７１４．）を示した。
同図から明らかな如く、Ｓ ： １５ ｐｐｍ以下。
０ ： ２０ ｐｐｍ以下、 Ｎ ： ２５ ｐｐｍ以
下よりいずれかの成分が多く含まれていると磁気特性の
著しい改善は望めないが、Ｓ、０およびＮとも極微量に
規制した熱延板Ｂは再結晶挙動が異なるため、高純度素
材（０＜、２０ ｐｐｍ 、 Ｎ≦２５ ｐｐｍ 。
下よりいずれかの成分が多く含まれていると磁気特性の
著しい改善は望めないが、Ｓ、０およびＮとも極微量に
規制した熱延板Ｂは再結晶挙動が異なるため、高純度素
材（０＜、２０ ｐｐｍ 、 Ｎ≦２５ ｐｐｍ 。
ｓ＜ｉ５ｐｐｍ）によって更に磁気特性が向上すること
が判る。
が判る。
第２図ａ、ｂに、パ熱延板Ａに最終冷延搗５０％の冷間
圧延を施したのち連続仕上焼鈍を施した場合および熱延
板ＢＫ最終冷延藁？θ％の冷間圧延を施したのち連続仕
上焼鈍を施して得られた各珪素鋼板の（２００）極点図
をそれぞれ示す。
圧延を施したのち連続仕上焼鈍を施した場合および熱延
板ＢＫ最終冷延藁？θ％の冷間圧延を施したのち連続仕
上焼鈍を施して得られた各珪素鋼板の（２００）極点図
をそれぞれ示す。
同図によると従来の成分組成になる熱延板Ａから得た製
品板は（１１０）（００１）方位の集積が強い。一方Ｓ
、０およびＮとも著しく低減した熱延板Ｂからこの発明
法に従い得られた製品板は（１００）［０ｖｖｒ］方位
の集積が強い。このような集合組織の違いは圧延方向（
Ｌと呼ぶ）とその直角方向（Ｃと呼ぶ）の磁性差として
もあられれ、この発明法に従い得られた製品板の鉄損の
方向比（Ｃ／１．、）は従来材に比べて小さく無方向性
珪素鋼板−とじては好ましい。上記のように磁気特性が
大幅に改善される理由は、Ｓ、ＯおよびＮの低減に伴う
微細介在物や析出物の減少が仕上焼鈍時の再結晶挙動に
影響を与え、この再結晶の挙動の違いによって集合組織
が第２図すに示しような望ましい形態となるためである
ことが、数多くの実験の結果、確められている。
品板は（１１０）（００１）方位の集積が強い。一方Ｓ
、０およびＮとも著しく低減した熱延板Ｂからこの発明
法に従い得られた製品板は（１００）［０ｖｖｒ］方位
の集積が強い。このような集合組織の違いは圧延方向（
Ｌと呼ぶ）とその直角方向（Ｃと呼ぶ）の磁性差として
もあられれ、この発明法に従い得られた製品板の鉄損の
方向比（Ｃ／１．、）は従来材に比べて小さく無方向性
珪素鋼板−とじては好ましい。上記のように磁気特性が
大幅に改善される理由は、Ｓ、ＯおよびＮの低減に伴う
微細介在物や析出物の減少が仕上焼鈍時の再結晶挙動に
影響を与え、この再結晶の挙動の違いによって集合組織
が第２図すに示しような望ましい形態となるためである
ことが、数多くの実験の結果、確められている。
次にこの発明で成分組成を前記の範囲に限定した理由に
ついて述べる。
ついて述べる。
Ｃは、鋼中に０．００５％を超えて残留すると磁気時効
（ａｇｉｎｇ ）により磁気特性を劣化させるためＣ：
０．００５％以下とした。
（ａｇｉｎｇ ）により磁気特性を劣化させるためＣ：
０．００５％以下とした。
Ｓｌは、２．５％未満では８−８級以上の高級品の製造
は望み得す、一方４．０％を超えると冷延加工性が悪く
なるので８１ ： ２．１５〜４．０％とした。
は望み得す、一方４．０％を超えると冷延加工性が悪く
なるので８１ ： ２．１５〜４．０％とした。
Ａｔは磁気特性を向上させるためには０．２５％以上必
要であるが１．００％を超えると冷延性が悪くなるので
ｋｔ ： ０．２５〜１，００％とした。
要であるが１．００％を超えると冷延性が悪くなるので
ｋｔ ： ０．２５〜１，００％とした。
地は、Ｓによる熱間脆性を抑制するため添加されるが、
０．１％より少ないと割れを防止する効果に乏しく、一
方１．０％よりも多いと磁気特性が劣化するので、Ｍｎ
７０．１ ＝ １．０％とした。
０．１％より少ないと割れを防止する効果に乏しく、一
方１．０％よりも多いと磁気特性が劣化するので、Ｍｎ
７０．１ ＝ １．０％とした。
Ｓ、ＯおよびＮはそれぞれ１５ ｐｐｍ 、 ２０ ｐ
ｐｍ。
ｐｍ。
２５ ｐｐｍを超えて多く含まれると微細介在物が増え
、連続仕上焼鈍で鋼板の結晶粒を成長させる際の阻害要
因となりｍ１図に示したように磁性の著しいｌン舛は望
めないので８ ； ｌ ５ Ｌｐコ以下。
、連続仕上焼鈍で鋼板の結晶粒を成長させる際の阻害要
因となりｍ１図に示したように磁性の著しいｌン舛は望
めないので８ ； ｌ ５ Ｌｐコ以下。
０ ： ２０ ｐｐｍ以下、 Ｎ ： ２５ ｐｐｍ以
下にすることがとりわけ肝要である。
下にすることがとりわけ肝要である。
さて上記の如く成分調整した溶鋼は、連続鋳造により鋼
スラブに鋳造するかまたは造塊−分塊法によって鋼スラ
ブとする。かくして得た鋼スラブを公知の方法で熱間圧
延し、２．０〜３．Ｑｍｍの板厚に仕上げる 次に冷間圧延を施すが、この発明で冷延条件を前記のと
おりに限定した理由は下記のとおりである。
スラブに鋳造するかまたは造塊−分塊法によって鋼スラ
ブとする。かくして得た鋼スラブを公知の方法で熱間圧
延し、２．０〜３．Ｑｍｍの板厚に仕上げる 次に冷間圧延を施すが、この発明で冷延条件を前記のと
おりに限定した理由は下記のとおりである。
二回冷延法において中間焼鈍が９５０°Ｃ未満の温度あ
るいは２分未満の短時間での焼鈍では結晶粒が小さく、
その後に施される最終冷延、仕上焼鈍を経た製品の集合
組織Ｋ（１１１）成分が多く含まれるため磁気特性はＳ
−９級相当しか得られない。一方１０５０°Ｃを超える
温度あるいは１５分より長時間の中間焼鈍では結晶粒が
過大となり、しばしば最終冷延時の板割れの原因となる
ので、中間焼鈍条件は９５０〜１０５０ ’Ｃの温度範
囲で２〜１５分間とした。
るいは２分未満の短時間での焼鈍では結晶粒が小さく、
その後に施される最終冷延、仕上焼鈍を経た製品の集合
組織Ｋ（１１１）成分が多く含まれるため磁気特性はＳ
−９級相当しか得られない。一方１０５０°Ｃを超える
温度あるいは１５分より長時間の中間焼鈍では結晶粒が
過大となり、しばしば最終冷延時の板割れの原因となる
ので、中間焼鈍条件は９５０〜１０５０ ’Ｃの温度範
囲で２〜１５分間とした。
また二回冷延法において最終冷延量を７０％以上に限定
した理由は、７０％未満の圧延量では後に施されろ仕上
焼鈍後に製品の集合組織は（１１０）（００１１方位の
集積が強くなり、圧延方向（Ｌと呼ぶ）と直角方向（Ｃ
と呼ぶ）の特性差（Ｃ／Ｌ）が大きくなり、Ｌ、Ｃの平
均特性も劣化するからである。この点、最終冷延嘉が７
０％以上であると（１００）（Ｏｖｗ）方位の集積が増
え、磁気特性および鉄損の方向比（ｃ／Ｌ、）とも優れ
たものが得られるため最終冷延高は７０％以上とした。
した理由は、７０％未満の圧延量では後に施されろ仕上
焼鈍後に製品の集合組織は（１１０）（００１１方位の
集積が強くなり、圧延方向（Ｌと呼ぶ）と直角方向（Ｃ
と呼ぶ）の特性差（Ｃ／Ｌ）が大きくなり、Ｌ、Ｃの平
均特性も劣化するからである。この点、最終冷延嘉が７
０％以上であると（１００）（Ｏｖｗ）方位の集積が増
え、磁気特性および鉄損の方向比（ｃ／Ｌ、）とも優れ
たものが得られるため最終冷延高は７０％以上とした。
次にこの発明の実施例について説明する。
実施例
転炉で溶製した溶鋼に囲式脱ガス装置を用いて脱ガス処
理を施し、ついでＭｎ ＋ ８１ ＋ ＡＪ１合金を添
加して成分調整した後、連続鋳造にてスラブとした。こ
のスラブの成分は、 ｃ ： ０．００４％、 Ｓｉ ： ８．２５％、 Ｍ
ｎ ： ０．２０％。
理を施し、ついでＭｎ ＋ ８１ ＋ ＡＪ１合金を添
加して成分調整した後、連続鋳造にてスラブとした。こ
のスラブの成分は、 ｃ ： ０．００４％、 Ｓｉ ： ８．２５％、 Ｍ
ｎ ： ０．２０％。
Ｓ ： ０．０００７％、 Ａｔ： Ｑ、５６％、 Ｐ
： ０．０１８％。
： ０．０１８％。
０ ： ０．０００６％、 Ｎ ： ０．００１０％で
あった。
あった。
このスラブを１１５０°Ｃで１時間加熱した後、厚さ９
．Ｑｌｌｍｌに熱間圧延した。この熱延板の表面スケー
ルを酸洗で除去した後、それぞれ厚さ０．５８ 。
．Ｑｌｌｍｌに熱間圧延した。この熱延板の表面スケー
ルを酸洗で除去した後、それぞれ厚さ０．５８ 。
０．７０ 、０．８８．１１．１７および１．７５０に
第一回目の冷間圧延を施し、次いで１０００°ＣのＨ，
： ７０％。
第一回目の冷間圧延を施し、次いで１０００°ＣのＨ，
： ７０％。
Ｎ、 ： ８０％よりなる露点５°Ｃの雰囲気中で５分
間の連続中間焼鈍を施した。この中間焼鈍後にそれぞれ
４０．５０，６０．７０および８０％の圧延量でいずれ
も厚さ０．８５ｊｌｌＥに第２回目の冷間圧延を施した
のち、９７０℃のＨ，： ７０％。
間の連続中間焼鈍を施した。この中間焼鈍後にそれぞれ
４０．５０，６０．７０および８０％の圧延量でいずれ
も厚さ０．８５ｊｌｌＥに第２回目の冷間圧延を施した
のち、９７０℃のＨ，： ７０％。
Ｎ２： ８０％よりなる乾燥雰囲気中で８分間の連続仕
上焼鈍を行った。
上焼鈍を行った。
なお参考のため次の成分組成になるスラブを同一工程で
処理し、磁気特性を比較した。
処理し、磁気特性を比較した。
Ｃ：０．００４％、 Ｓｉ ： ８．２０％、 Ｍｎ
： ０．１８％。
： ０．１８％。
ｓ ： ｏ、ｏｏ２ｏ％、 Ａｔ： ０．６０％、 Ｐ
： ０．０１２％。
： ０．０１２％。
０ ： ０．００２８％、 Ｎ ： ０．００２７％得
られた各鋼板の磁気特性について調べた結果を、表２に
示す。
られた各鋼板の磁気特性について調べた結果を、表２に
示す。
表２
Ｓ、ＯおよびＮの含有嫉がこの発明の適正範囲外である
参考例は、その後に適正な冷延条件で二回冷延を行った
としても得られる磁気特性は・ｓ−ｓ 級〜８−９級ク
ラスの鉄損特性で磁束密度も低く、また鉄損の方向比（
／Ｌ）も若干高い。また成分組成は適切でも、最終圧延
基が小さい比較例も同様である。
参考例は、その後に適正な冷延条件で二回冷延を行った
としても得られる磁気特性は・ｓ−ｓ 級〜８−９級ク
ラスの鉄損特性で磁束密度も低く、また鉄損の方向比（
／Ｌ）も若干高い。また成分組成は適切でも、最終圧延
基が小さい比較例も同様である。
これに対し、この発明の製造条件をすべて満足する発明
例はＳ−７級の鉄損特性を示し、磁束密度も高く、また
異方性が格段に小さい優れた磁気特性を呈している。
例はＳ−７級の鉄損特性を示し、磁束密度も高く、また
異方性が格段に小さい優れた磁気特性を呈している。
以上述べたようにこの発明によれば、Ｓ−７級の低鉄損
で、磁束密度も高く、さらに異方性も小さい優れた磁気
特性をそなえる無方向性珪素鋼板を容易に得ることがで
き、有利である。
で、磁束密度も高く、さらに異方性も小さい優れた磁気
特性をそなえる無方向性珪素鋼板を容易に得ることがで
き、有利である。
ｍ１図ａ、ｂおよびＣはそれぞれ二回冷延法に１５／
おける最終冷延部とＷ １５０ ｔ Ｗ ５０およ
びＢ１１との関係を示したグラフ、 第２図ａおよびｂはそれぞれ従来例および発明例の（２
００）極点図である。
びＢ１１との関係を示したグラフ、 第２図ａおよびｂはそれぞれ従来例および発明例の（２
００）極点図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ Ｃ： ０．００５重量％以下、 ８ｉ ： ２．
５〜４．０重量％、 Ａｌ： ０．２５〜１．００重量
％およびＭｎ ’： Ｏ０１〜１．０重量％を含む珪素
鋼用素材を、常法に従って熱間圧延し、ついで中間焼鈍
をはさむ二回冷延法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： １５ ｐ
ｐｍ以下、酸素： ２０ ｐｐｍ以下および窒素： ２
５ ｐｐｍ以下に抑制する、（ロ） 中間焼鈍を、９５
０〜１０５０“Ｃ，２〜１５分間の条件下九行う、およ
び、 （ハ）二回目の冷間圧延の圧下率を７０％以上とする、 ことを特徴とする特許 方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18416582A JPS5974225A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 磁気特性の極めて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 |
|---|---|---|---|
| JP18416582A JPS5974225A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 磁気特性の極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5974225A true JPS5974225A (ja) | 1984-04-26 |
Family
ID=16148496
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18416582A Pending JPS5974225A (ja) | 1982-10-20 | 1982-10-20 | 磁気特性の極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5974225A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012001772A (ja) * | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN110777232A (zh) * | 2018-07-30 | 2020-02-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种磁性能优良的无取向电工钢板及其制造方法 |
| CN111822503A (zh) * | 2020-08-27 | 2020-10-27 | 武汉钢铁有限公司 | 高牌号无取向超宽薄带硅钢轧制方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5366816A (en) * | 1976-11-26 | 1978-06-14 | Kawasaki Steel Co | Method of making nondirectional silicon steel shee having high magnetic flux and low iron loss |
| 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 |
-
1982
- 1982-10-20 JP JP18416582A patent/JPS5974225A/ja active Pending
Patent Citations (2)
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| CN111822503A (zh) * | 2020-08-27 | 2020-10-27 | 武汉钢铁有限公司 | 高牌号无取向超宽薄带硅钢轧制方法 |
| CN111822503B (zh) * | 2020-08-27 | 2022-03-18 | 武汉钢铁有限公司 | 高牌号无取向超宽薄带硅钢轧制方法 |
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