JPS6148761B2 - - Google Patents
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- JPS6148761B2 JPS6148761B2 JP56122732A JP12273281A JPS6148761B2 JP S6148761 B2 JPS6148761 B2 JP S6148761B2 JP 56122732 A JP56122732 A JP 56122732A JP 12273281 A JP12273281 A JP 12273281A JP S6148761 B2 JPS6148761 B2 JP S6148761B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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-
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Description
本発明は鉄損が低くかつ磁束密度のよい高級グ
レード無方向性電磁鋼板の製造法に関する。 無方向性電磁鋼板の高級グレードは一般に大型
回転機等の重電機器材料として広く使用され、
JISC2550ではS9グレードとして位置づけられて
いる。近年に至り電気業界より更に鉄損の低い素
材の要求が強くこれにこたえるべく鉄鋼メーカー
での研究開発も進められておりS9相当以上の高
級グレードの製造法についても二、三の提案がな
されている。 ところで、これまでの提案に、特開昭53−
66816号公報記載の方法がある。これは熱間圧延
後、中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延を行な
う、いわゆる2回冷間圧延法において、Sを
0.005%以下、Oを0.0025%以下と微量に制限し
て微細介在物の生成を抑えて粒成長を阻害しない
ようにする一方、中間焼鈍を比較的長い時間、即
ち900〜1050℃で2〜15分間行つて平均粒径が
0.07mm以上の大きな結晶粒とし、該結晶粒を大き
くした中間板厚材を圧下率45〜70%にて冷間圧延
後、最終仕上焼鈍を930〜1050℃で2〜15分間と
十分時間をかけて行ない磁束密度に好ましい結晶
方位を形成させ磁気特性の改善を図つたものであ
る。 しかし、これでは中間焼鈍、最終仕上焼鈍とも
2〜15分間と比較的長い時間を要するので、鋼中
のSi、Alは選択酸化を受け易く内部酸化を惹起さ
れる機会が増え、磁気特性を劣化する恐れがあ
る。また前記各焼鈍の時間が比較的に長いことは
生産性の点および省エネルギーの点からも好まし
くない。 他に特公昭56−22931号公報記載の方法があ
る。これも中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延を
行う製造法であるが、その技術思想はOを0.0025
%以下、Sを0.005%以下の微量として酸化物、
硫化物よりなる介在物を少なくしたときには再結
晶挙動が著るしく変わり、鉄損が低くて磁速密度
も良好な無方向性電磁鋼板が製造されると云うと
ころにある。しかしこれでもその実施例に記載さ
れている如く、仕上焼鈍によつて磁束密度にとつ
て好ましい結晶方位を発現するために、1000℃で
5分間の仕上焼鈍を必要としている。この場合、
仕上焼鈍の雰囲気は例えばDry N2、あるいは
Dry(N2とH2)と云えども実際の焼鈍炉にはスス
の発生、雰囲気ガスの若干の漏洩等があり、この
ため焼鈍時間が長くなると内部酸化を受ける機会
が増え磁気特性を劣化することがある。 このようなことから、S9グレード以上のS7、
S8級の高級グレードの無方向性電磁鋼板は安定
して製造することは難しく、必ずしも満足に製造
されていないのが実状である。 本発明はS9グレードより鉄損が低いS8相当、
S7相当で磁速密度もよい高級グレードの無方向
性電磁鋼板を安定して製造する方法を提供するも
のである。 S9の規格値は板厚0.5mmの場合鉄損W15/50が
2.90W/Kg以下、磁束密度はB50が1.58Tesla以上
と規定されており、S8相当、S7相当品としては
次のものが想定される。 W15/50 B50 S8相当品 2.70W/Kg以下 1.58Tesla以上 S7 〃 2.50 〃 1.57 〃 本発明による製品における磁束密度B50は、
1.67Tesla以上、即ち想定される規格値よりも
0.1Tesla(=1000gauss)だけ良いものを目標と
する。 ところで本発明者らは高級グレードの無方向性
電磁鋼板を安定して、かつ能率よく製造するため
に種々検討を行つた。その結果、中間焼鈍をはさ
んで2回の冷間圧延を行う2回冷間圧延法にて無
方向性電磁鋼板を製造する場合、C、S、Nをと
もに低減した珪素鋼熱延板を素材として、最終冷
間圧延前の中間ゲージを比較的薄く、中間焼鈍を
高温短時間、仕上焼鈍を高温で短時間とすること
により鉄損が低く磁束密度のよいS7、S8相当品
が製造されることを知見した。 この知見に基づき、本発明はSi:2.50%以上、
Al:0.5%以上、Si+Al:3.0〜5.0%、Mn:0.1〜
1.0%を含む電磁鋼板用熱延板を、中間に連続焼
鈍をはさんで2回の冷間圧延を行つて最終板厚と
し、仕上焼鈍により無方向性電磁鋼板を製造する
方法において、熱延板に含まれるCは0.005%以
下、Sは0.005%以下、Nは0.0040%以下であり
中間焼鈍を、最終冷延圧下率を35〜45%の範囲と
する中間冷延板に対して、非酸化性、非脱炭性雰
囲気で950〜1100℃の温度に20秒以上120秒未満で
行ない、仕上焼鈍は400〜800℃間を昇温速度10
℃/sec、以上で昇温し、非酸化性、非脱炭性雰囲
気で950〜1100℃で3〜60秒間の短時間焼鈍を行
うことを特徴とする。 以下本発明を更に詳述する。 本発明者らの調査によれば鉄損を下げるため例
えば仕上焼鈍温度を上げると磁束密度が劣化する
傾向があるのは、磁性に好ましくない結晶方位が
成長しやすいこと及び高温焼鈍での雰囲気からの
Si、Alの選択酸化等による内部酸化層や窒化層が
形成されることによることが明らかとなつた。こ
の好ましくない結晶方位と内部酸化の双方を改善
するための仕上焼鈍条件は、昇温速度を比較的早
くした高温短時間処理がよくこの焼鈍条件に合せ
た冷延の圧下率は35〜45%とし、かつ素材の熱延
板成分中C、S、Nを或限度以下に低くしておく
ことが重要である。 次に本発明における素材成分の限定理由につい
て述べる。 Cは0.005%を超えると炭化物を析出して磁性
に有害となるので0.005%以下とする。好ましく
は、0.0030%以下である。従来の製造法によれば
板厚を薄手にして雰囲気を弱酸化性とした焼鈍に
より脱炭処理を行うことが通常広く行われてい
る。これでは鋼板中のSi、Alが選択酸化をうけて
内部酸化層を形成するので高級グレードの無方向
性電磁鋼板の如きSi、Al含有量の高い鋼種では磁
気特性の劣化をひきおこし問題である。従つて本
発明では溶鋼の段階で真空処理によつて、Cは
0.005%以下、好ましくは0.0030%以下まで脱炭
しておく。 Siは鋼の電気抵抗を増し鉄損を低減させるので
高級グレードの無方向性電磁鋼板製造を目的とす
るこの発明では2.50%以上含有させる必要があ
る。冷間圧延時のワレ等の問題があるので上限は
Si+Alで5.0%とする。 Alは磁気特性に有害なNを固定し結晶成長に
対し有害とならない形態とするためと、AlはSiと
同様鋼の電気抵抗を増し鉄損を低減するので0.5
%以上含有させる。Si+Alについての下限は電気
抵抗を増して鉄損の低減を図るために3.0%とす
る。 Mnは加工性の点から0.1%以上必要である。一
方1.0%を超えると磁性を劣化させるので0.1〜1.0
%の範囲とする。 SとNは微細な析出物となつて磁性を損うの
で、Sは0.005%以下、Nは0.0040%以下とす
る。好ましくは、Sは0.0030%以下、Nは0.0025
%以下である。 中間焼鈍及び仕上焼鈍を短時間処理とするため
にはC、S、Nを上記限界以下とすることが重要
でこれをこえると結晶粒の成長が少く短時間処理
では磁気特性を満足させることが出来なくなる。 次に本発明の処理方法について並びにその方法
中で特に限定されるべき条件の限定理由について
以下に説明する。 本発明においては出発素材は前記成分組成の熱
延板でありその前の工程、即ち溶製、溶鋼の真空
処理、鋳造、加熱、熱間圧延については特に規定
するものではないが若干説明する。溶製は特に
S、Nを出来るだけ低くする条件で行うのがよ
い。溶鋼は真空装置で脱炭処理によりCを充分下
げ、しかる後合金元素を添加して成分調整と、介
在物の浮上分離をはかり、その後連続鋳造によつ
てスラブとする。このスラブを例えば1150℃に加
熱し、熱間圧延によつて1.5〜3.0mmの熱延板とす
る。熱間圧延前の加熱温度は1200℃を超えると
S、Nが固溶した状態となりやすく熱処理の段階
で結晶粒の成長を阻害するので注意を要する。 熱延板厚みは続いて施される2回の冷間圧延に
適した厚みとして1.5〜3.0mm程度が好ましい。し
かし厚みが厚いほど熱延板の曲げ特性が劣化する
ので作業性、歩留等を考慮して熱延板厚が選定さ
れる。 熱延板は酸洗され冷間圧延によつて中間ゲージ
迄圧延される。このとき、酸洗に先立つて熱延板
焼鈍を施すことも出来る。熱延板焼鈍の効果は鉄
損及び磁束密度を向上させるが一方、熱延板の
疵、耳ワレ等の僅かな切かきに対しワレ、破断が
進行しやすくなる性質となるので注意を要する。 中間ゲージは第2回の冷延圧下率が35〜45%と
なる厚みがえらばれる。中間焼鈍前の冷間圧延で
の圧下率は製品板厚にもよるが通常50〜80%とな
るが特に規制しない。 中間焼鈍は鋼板表面に酸化層等の有害な層を形
成させないように、非酸化性、非脱炭性雰囲気と
する必要がある。雰囲気としては通常乾燥窒素又
は乾燥窒素水素混合雰囲気が用いられる。中間焼
鈍の条件としては950℃以上1100℃以下の温度で
20秒以上120秒未満の高温短時間処理とする必要
がある。950℃未満では充分なる磁気特性が得ら
れない。1100℃超では製品の磁気特性の内、磁束
密度が劣化する。均熱時間が20秒未満では充分な
る磁気特性が得られない。一方、120秒以上では
内部酸化の恐れがあること、および生産性が低下
する。950〜1100℃で20秒以上120秒未満の高温短
時間の中間焼鈍と最終冷延圧下率35〜45%との組
合せと、それに続く高温短時間の仕上焼鈍で優れ
た磁気特性を発現させるために中間焼鈍と最終冷
延圧下率との組合せは重要であり、このために中
間焼鈍は前記の如くしている。最終冷延圧下率は
35%未満及び45%超では仕上焼鈍を短時間とする
組合せにおいて磁気特性が不良となるので35〜45
%の範囲とする。 仕上焼鈍は鋼板の表面に内部酸化層、窒化層を
作らないことが重要であり、このために雰囲気条
件として非酸化性、非脱炭性雰囲気とするほか、
高温焼鈍の時間を3〜60秒に規制する。焼鈍温度
は950℃未満では磁気特性が不良であり、1100℃
超では磁気特性の内、磁束密度が不良となるので
950℃〜1100℃とする。950℃〜1100℃で3〜60秒
間の仕上焼鈍で良好な結果が得られる。又、加熱
速度は磁束密度の点かから重要であり400℃から
800℃間の平均昇温速度が10℃/sec未満では磁束
密度B50の値が低くなるので10℃/sec以上とす
る。好ましくは30℃/sec以上である。尚仕上焼鈍
の加熱サイクルを前段を850〜950℃、後段を1000
〜1100℃とする2段階均熱法も本発明の条件内で
採用することが可能である。 実施例 1 転炉で溶製しDH真空脱ガス装置により真空処
理を施して脱炭後、合金添加・成分調整を行つた
溶鋼を連続鋳造でスラブとし、このスラブを1150
℃に加熱後熱間圧延により板厚2.3mmに圧延し
た。 この熱延板の成分はC:0.0024%、Si:3.17
%、Mn:0.21%、S:0.003%、Al:0.83%、
N:0.0021%であつた。この熱延板を酸洗後、冷
間圧延により0.85mmと1.2mmに圧延し、ドライN2
雰囲気中1000℃に120秒間の中間焼鈍を施した
後、最終冷間圧延で最終板厚0.5mmに迄圧延し
た。このときの冷延の圧下率は、夫々41%と58%
であつた。0.5mm厚みの冷延板をドライ(N270%
+H230%)雰囲気中で400〜800℃間の昇温率33
℃/secで1075℃に20秒間保持する仕上焼鈍を行い
磁性を測定しその結果を第1表に示す。
レード無方向性電磁鋼板の製造法に関する。 無方向性電磁鋼板の高級グレードは一般に大型
回転機等の重電機器材料として広く使用され、
JISC2550ではS9グレードとして位置づけられて
いる。近年に至り電気業界より更に鉄損の低い素
材の要求が強くこれにこたえるべく鉄鋼メーカー
での研究開発も進められておりS9相当以上の高
級グレードの製造法についても二、三の提案がな
されている。 ところで、これまでの提案に、特開昭53−
66816号公報記載の方法がある。これは熱間圧延
後、中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延を行な
う、いわゆる2回冷間圧延法において、Sを
0.005%以下、Oを0.0025%以下と微量に制限し
て微細介在物の生成を抑えて粒成長を阻害しない
ようにする一方、中間焼鈍を比較的長い時間、即
ち900〜1050℃で2〜15分間行つて平均粒径が
0.07mm以上の大きな結晶粒とし、該結晶粒を大き
くした中間板厚材を圧下率45〜70%にて冷間圧延
後、最終仕上焼鈍を930〜1050℃で2〜15分間と
十分時間をかけて行ない磁束密度に好ましい結晶
方位を形成させ磁気特性の改善を図つたものであ
る。 しかし、これでは中間焼鈍、最終仕上焼鈍とも
2〜15分間と比較的長い時間を要するので、鋼中
のSi、Alは選択酸化を受け易く内部酸化を惹起さ
れる機会が増え、磁気特性を劣化する恐れがあ
る。また前記各焼鈍の時間が比較的に長いことは
生産性の点および省エネルギーの点からも好まし
くない。 他に特公昭56−22931号公報記載の方法があ
る。これも中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延を
行う製造法であるが、その技術思想はOを0.0025
%以下、Sを0.005%以下の微量として酸化物、
硫化物よりなる介在物を少なくしたときには再結
晶挙動が著るしく変わり、鉄損が低くて磁速密度
も良好な無方向性電磁鋼板が製造されると云うと
ころにある。しかしこれでもその実施例に記載さ
れている如く、仕上焼鈍によつて磁束密度にとつ
て好ましい結晶方位を発現するために、1000℃で
5分間の仕上焼鈍を必要としている。この場合、
仕上焼鈍の雰囲気は例えばDry N2、あるいは
Dry(N2とH2)と云えども実際の焼鈍炉にはスス
の発生、雰囲気ガスの若干の漏洩等があり、この
ため焼鈍時間が長くなると内部酸化を受ける機会
が増え磁気特性を劣化することがある。 このようなことから、S9グレード以上のS7、
S8級の高級グレードの無方向性電磁鋼板は安定
して製造することは難しく、必ずしも満足に製造
されていないのが実状である。 本発明はS9グレードより鉄損が低いS8相当、
S7相当で磁速密度もよい高級グレードの無方向
性電磁鋼板を安定して製造する方法を提供するも
のである。 S9の規格値は板厚0.5mmの場合鉄損W15/50が
2.90W/Kg以下、磁束密度はB50が1.58Tesla以上
と規定されており、S8相当、S7相当品としては
次のものが想定される。 W15/50 B50 S8相当品 2.70W/Kg以下 1.58Tesla以上 S7 〃 2.50 〃 1.57 〃 本発明による製品における磁束密度B50は、
1.67Tesla以上、即ち想定される規格値よりも
0.1Tesla(=1000gauss)だけ良いものを目標と
する。 ところで本発明者らは高級グレードの無方向性
電磁鋼板を安定して、かつ能率よく製造するため
に種々検討を行つた。その結果、中間焼鈍をはさ
んで2回の冷間圧延を行う2回冷間圧延法にて無
方向性電磁鋼板を製造する場合、C、S、Nをと
もに低減した珪素鋼熱延板を素材として、最終冷
間圧延前の中間ゲージを比較的薄く、中間焼鈍を
高温短時間、仕上焼鈍を高温で短時間とすること
により鉄損が低く磁束密度のよいS7、S8相当品
が製造されることを知見した。 この知見に基づき、本発明はSi:2.50%以上、
Al:0.5%以上、Si+Al:3.0〜5.0%、Mn:0.1〜
1.0%を含む電磁鋼板用熱延板を、中間に連続焼
鈍をはさんで2回の冷間圧延を行つて最終板厚と
し、仕上焼鈍により無方向性電磁鋼板を製造する
方法において、熱延板に含まれるCは0.005%以
下、Sは0.005%以下、Nは0.0040%以下であり
中間焼鈍を、最終冷延圧下率を35〜45%の範囲と
する中間冷延板に対して、非酸化性、非脱炭性雰
囲気で950〜1100℃の温度に20秒以上120秒未満で
行ない、仕上焼鈍は400〜800℃間を昇温速度10
℃/sec、以上で昇温し、非酸化性、非脱炭性雰囲
気で950〜1100℃で3〜60秒間の短時間焼鈍を行
うことを特徴とする。 以下本発明を更に詳述する。 本発明者らの調査によれば鉄損を下げるため例
えば仕上焼鈍温度を上げると磁束密度が劣化する
傾向があるのは、磁性に好ましくない結晶方位が
成長しやすいこと及び高温焼鈍での雰囲気からの
Si、Alの選択酸化等による内部酸化層や窒化層が
形成されることによることが明らかとなつた。こ
の好ましくない結晶方位と内部酸化の双方を改善
するための仕上焼鈍条件は、昇温速度を比較的早
くした高温短時間処理がよくこの焼鈍条件に合せ
た冷延の圧下率は35〜45%とし、かつ素材の熱延
板成分中C、S、Nを或限度以下に低くしておく
ことが重要である。 次に本発明における素材成分の限定理由につい
て述べる。 Cは0.005%を超えると炭化物を析出して磁性
に有害となるので0.005%以下とする。好ましく
は、0.0030%以下である。従来の製造法によれば
板厚を薄手にして雰囲気を弱酸化性とした焼鈍に
より脱炭処理を行うことが通常広く行われてい
る。これでは鋼板中のSi、Alが選択酸化をうけて
内部酸化層を形成するので高級グレードの無方向
性電磁鋼板の如きSi、Al含有量の高い鋼種では磁
気特性の劣化をひきおこし問題である。従つて本
発明では溶鋼の段階で真空処理によつて、Cは
0.005%以下、好ましくは0.0030%以下まで脱炭
しておく。 Siは鋼の電気抵抗を増し鉄損を低減させるので
高級グレードの無方向性電磁鋼板製造を目的とす
るこの発明では2.50%以上含有させる必要があ
る。冷間圧延時のワレ等の問題があるので上限は
Si+Alで5.0%とする。 Alは磁気特性に有害なNを固定し結晶成長に
対し有害とならない形態とするためと、AlはSiと
同様鋼の電気抵抗を増し鉄損を低減するので0.5
%以上含有させる。Si+Alについての下限は電気
抵抗を増して鉄損の低減を図るために3.0%とす
る。 Mnは加工性の点から0.1%以上必要である。一
方1.0%を超えると磁性を劣化させるので0.1〜1.0
%の範囲とする。 SとNは微細な析出物となつて磁性を損うの
で、Sは0.005%以下、Nは0.0040%以下とす
る。好ましくは、Sは0.0030%以下、Nは0.0025
%以下である。 中間焼鈍及び仕上焼鈍を短時間処理とするため
にはC、S、Nを上記限界以下とすることが重要
でこれをこえると結晶粒の成長が少く短時間処理
では磁気特性を満足させることが出来なくなる。 次に本発明の処理方法について並びにその方法
中で特に限定されるべき条件の限定理由について
以下に説明する。 本発明においては出発素材は前記成分組成の熱
延板でありその前の工程、即ち溶製、溶鋼の真空
処理、鋳造、加熱、熱間圧延については特に規定
するものではないが若干説明する。溶製は特に
S、Nを出来るだけ低くする条件で行うのがよ
い。溶鋼は真空装置で脱炭処理によりCを充分下
げ、しかる後合金元素を添加して成分調整と、介
在物の浮上分離をはかり、その後連続鋳造によつ
てスラブとする。このスラブを例えば1150℃に加
熱し、熱間圧延によつて1.5〜3.0mmの熱延板とす
る。熱間圧延前の加熱温度は1200℃を超えると
S、Nが固溶した状態となりやすく熱処理の段階
で結晶粒の成長を阻害するので注意を要する。 熱延板厚みは続いて施される2回の冷間圧延に
適した厚みとして1.5〜3.0mm程度が好ましい。し
かし厚みが厚いほど熱延板の曲げ特性が劣化する
ので作業性、歩留等を考慮して熱延板厚が選定さ
れる。 熱延板は酸洗され冷間圧延によつて中間ゲージ
迄圧延される。このとき、酸洗に先立つて熱延板
焼鈍を施すことも出来る。熱延板焼鈍の効果は鉄
損及び磁束密度を向上させるが一方、熱延板の
疵、耳ワレ等の僅かな切かきに対しワレ、破断が
進行しやすくなる性質となるので注意を要する。 中間ゲージは第2回の冷延圧下率が35〜45%と
なる厚みがえらばれる。中間焼鈍前の冷間圧延で
の圧下率は製品板厚にもよるが通常50〜80%とな
るが特に規制しない。 中間焼鈍は鋼板表面に酸化層等の有害な層を形
成させないように、非酸化性、非脱炭性雰囲気と
する必要がある。雰囲気としては通常乾燥窒素又
は乾燥窒素水素混合雰囲気が用いられる。中間焼
鈍の条件としては950℃以上1100℃以下の温度で
20秒以上120秒未満の高温短時間処理とする必要
がある。950℃未満では充分なる磁気特性が得ら
れない。1100℃超では製品の磁気特性の内、磁束
密度が劣化する。均熱時間が20秒未満では充分な
る磁気特性が得られない。一方、120秒以上では
内部酸化の恐れがあること、および生産性が低下
する。950〜1100℃で20秒以上120秒未満の高温短
時間の中間焼鈍と最終冷延圧下率35〜45%との組
合せと、それに続く高温短時間の仕上焼鈍で優れ
た磁気特性を発現させるために中間焼鈍と最終冷
延圧下率との組合せは重要であり、このために中
間焼鈍は前記の如くしている。最終冷延圧下率は
35%未満及び45%超では仕上焼鈍を短時間とする
組合せにおいて磁気特性が不良となるので35〜45
%の範囲とする。 仕上焼鈍は鋼板の表面に内部酸化層、窒化層を
作らないことが重要であり、このために雰囲気条
件として非酸化性、非脱炭性雰囲気とするほか、
高温焼鈍の時間を3〜60秒に規制する。焼鈍温度
は950℃未満では磁気特性が不良であり、1100℃
超では磁気特性の内、磁束密度が不良となるので
950℃〜1100℃とする。950℃〜1100℃で3〜60秒
間の仕上焼鈍で良好な結果が得られる。又、加熱
速度は磁束密度の点かから重要であり400℃から
800℃間の平均昇温速度が10℃/sec未満では磁束
密度B50の値が低くなるので10℃/sec以上とす
る。好ましくは30℃/sec以上である。尚仕上焼鈍
の加熱サイクルを前段を850〜950℃、後段を1000
〜1100℃とする2段階均熱法も本発明の条件内で
採用することが可能である。 実施例 1 転炉で溶製しDH真空脱ガス装置により真空処
理を施して脱炭後、合金添加・成分調整を行つた
溶鋼を連続鋳造でスラブとし、このスラブを1150
℃に加熱後熱間圧延により板厚2.3mmに圧延し
た。 この熱延板の成分はC:0.0024%、Si:3.17
%、Mn:0.21%、S:0.003%、Al:0.83%、
N:0.0021%であつた。この熱延板を酸洗後、冷
間圧延により0.85mmと1.2mmに圧延し、ドライN2
雰囲気中1000℃に120秒間の中間焼鈍を施した
後、最終冷間圧延で最終板厚0.5mmに迄圧延し
た。このときの冷延の圧下率は、夫々41%と58%
であつた。0.5mm厚みの冷延板をドライ(N270%
+H230%)雰囲気中で400〜800℃間の昇温率33
℃/secで1075℃に20秒間保持する仕上焼鈍を行い
磁性を測定しその結果を第1表に示す。
【表】
この結果からわかるように本発明によると高磁
場の鉄損W15/50、低磁場の鉄損W10/50とも比較
法にくらべて優れかつ磁束密度も良好である。 実施例 2 転炉で溶製しDH真空脱ガス装置により真空処
理を施し脱炭後、合金添加、成分調整を行つた溶
鋼を連続鋳造でスラブとなし、このスラブを1150
℃に加熱後熱間圧延により板厚2.0mmに圧延し
た。 この熱延板の成分はC:0.0026%、Si:3.02
%、Mn:0.18%、S:0.002%、Al:1.31%、
N:0.0018%であつた。この熱延板を酸洗し冷間
圧延により0.80mmに圧延しドライN2雰囲気で1050
℃×60秒間の中間焼鈍を施した後、最終板厚0.5
mmに冷間圧延した。この最終冷間圧延の圧下率は
38%であつた。0.5mmの冷延板をドライな(N270
%+H230%)雰囲気で400〜800℃間の昇温率33
℃/secで1075℃に10秒間保持する仕上焼鈍と同様
の昇温率18℃/secで950℃に90秒間保持する仕上
焼鈍とを行い磁気測定を行つてその結果を第2表
に示す。
場の鉄損W15/50、低磁場の鉄損W10/50とも比較
法にくらべて優れかつ磁束密度も良好である。 実施例 2 転炉で溶製しDH真空脱ガス装置により真空処
理を施し脱炭後、合金添加、成分調整を行つた溶
鋼を連続鋳造でスラブとなし、このスラブを1150
℃に加熱後熱間圧延により板厚2.0mmに圧延し
た。 この熱延板の成分はC:0.0026%、Si:3.02
%、Mn:0.18%、S:0.002%、Al:1.31%、
N:0.0018%であつた。この熱延板を酸洗し冷間
圧延により0.80mmに圧延しドライN2雰囲気で1050
℃×60秒間の中間焼鈍を施した後、最終板厚0.5
mmに冷間圧延した。この最終冷間圧延の圧下率は
38%であつた。0.5mmの冷延板をドライな(N270
%+H230%)雰囲気で400〜800℃間の昇温率33
℃/secで1075℃に10秒間保持する仕上焼鈍と同様
の昇温率18℃/secで950℃に90秒間保持する仕上
焼鈍とを行い磁気測定を行つてその結果を第2表
に示す。
【表】
これから本発明によると高磁場、低磁場の鉄損
にすぐれ、また磁束密度も良好な高級グレードの
無方向性電磁鋼板が製造されることがわかる。 実施例 3 転炉で溶製しDH真空脱ガス装置により真空処
理を施し脱炭と合金添加・成分調整を行つて溶鋼
を連続鋳造でスラブとなしこのスラブを1100℃に
加熱後熱間圧延により板厚1.8mmに圧延した。 この熱延板の成分はC:0.0028%、Si:3.22
%、Mn:0.18%、S:0.002%、Al:0.75%、
N:0.0014%であつた。 この熱延板を980℃で90秒間ドライN2雰囲気中
で焼鈍し酸洗後冷間圧延して0.6mm板厚とし、次
いでドライN270%+H230%雰囲気で1050℃×40
秒間の中間焼鈍を行つた後、冷間圧延で最終板厚
0.35mmに迄圧延した。この最終冷間圧延の圧下率
は42%であつた。0.35mmの冷延板をドライな
(N270%+H230%)雰囲気で400〜800℃間の平均
昇温率38℃/secで昇温し1075℃×10秒間の仕上焼
鈍を行つた。磁気測定の結果は次の通りであつ
た。 W10/50 W15/50 B50 0.87W/Kg 1.98W/Kg 1.705Tesla この結果からもわかるように、本発明は熱延板
焼鈍を施した場合にも鉄損、磁束密度ともすぐれ
たものが製造される。 本発明は以上のように中間焼鈍を高温短時間と
し、また仕上焼鈍も高温短時間であり、ともに非
酸化性、非脱炭性雰囲気であるので、生産能率が
高く、内部酸化は生ぜず磁気特性がすぐれかつ安
定した高級な無方向性電磁鋼板が製造される。
にすぐれ、また磁束密度も良好な高級グレードの
無方向性電磁鋼板が製造されることがわかる。 実施例 3 転炉で溶製しDH真空脱ガス装置により真空処
理を施し脱炭と合金添加・成分調整を行つて溶鋼
を連続鋳造でスラブとなしこのスラブを1100℃に
加熱後熱間圧延により板厚1.8mmに圧延した。 この熱延板の成分はC:0.0028%、Si:3.22
%、Mn:0.18%、S:0.002%、Al:0.75%、
N:0.0014%であつた。 この熱延板を980℃で90秒間ドライN2雰囲気中
で焼鈍し酸洗後冷間圧延して0.6mm板厚とし、次
いでドライN270%+H230%雰囲気で1050℃×40
秒間の中間焼鈍を行つた後、冷間圧延で最終板厚
0.35mmに迄圧延した。この最終冷間圧延の圧下率
は42%であつた。0.35mmの冷延板をドライな
(N270%+H230%)雰囲気で400〜800℃間の平均
昇温率38℃/secで昇温し1075℃×10秒間の仕上焼
鈍を行つた。磁気測定の結果は次の通りであつ
た。 W10/50 W15/50 B50 0.87W/Kg 1.98W/Kg 1.705Tesla この結果からもわかるように、本発明は熱延板
焼鈍を施した場合にも鉄損、磁束密度ともすぐれ
たものが製造される。 本発明は以上のように中間焼鈍を高温短時間と
し、また仕上焼鈍も高温短時間であり、ともに非
酸化性、非脱炭性雰囲気であるので、生産能率が
高く、内部酸化は生ぜず磁気特性がすぐれかつ安
定した高級な無方向性電磁鋼板が製造される。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 Si:2.50%以上、Al:0.5%以上、Si+Al:
3.0〜5.0%、Mn:0.1〜1.0%を含む無方向性電磁
鋼板用熱延板を、中間焼鈍をはさんで2回の冷間
圧延を行つて最終板厚とし、次いで仕上焼鈍する
無方向性電磁鋼板の製造法において、熱延板に含
まれるCは0.005%以下、Sは0.005%以下、Nは
0.0040%以下であり、中間焼鈍を最終冷延圧下率
35〜45%の範囲とする中間冷延板に対して非酸化
非脱炭性雰囲気中で950〜1100℃の温度に20秒以
上120秒未満均熱する高温短時間中間焼鈍を施
し、仕上焼鈍を非酸化性非脱炭性雰囲気中で950
〜1100℃の温度に3〜60秒均熱することを特徴と
する磁性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法。 2 仕上焼鈍は400℃から800℃まで平均昇温速度
10℃/sec以上で昇温する特許請求の範囲第1項記
載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56122732A JPS5823411A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 磁性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56122732A JPS5823411A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 磁性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5823411A JPS5823411A (ja) | 1983-02-12 |
JPS6148761B2 true JPS6148761B2 (ja) | 1986-10-25 |
Family
ID=14843209
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP56122732A Granted JPS5823411A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 磁性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5823411A (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JPS61253067A (ja) * | 1985-04-30 | 1986-11-10 | カネボウ株式会社 | アルブミンを吸着させた複合材料 |
JPS6216769A (ja) * | 1985-07-16 | 1987-01-24 | カネボウ株式会社 | アルブミンを吸着させた複合材料 |
CN104438328B (zh) * | 2014-11-27 | 2016-08-24 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种提高无取向硅钢磁性能的热轧方法 |
-
1981
- 1981-08-05 JP JP56122732A patent/JPS5823411A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5823411A (ja) | 1983-02-12 |
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