JPS62180015A - 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPS62180015A JPS62180015A JP61019192A JP1919286A JPS62180015A JP S62180015 A JPS62180015 A JP S62180015A JP 61019192 A JP61019192 A JP 61019192A JP 1919286 A JP1919286 A JP 1919286A JP S62180015 A JPS62180015 A JP S62180015A
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Landscapes
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製
造方法に関する。
造方法に関する。
方向性電磁！１ｉｉｉｌ板は主にトランスその他の電気
機器の鉄心材料に使用されているもので、磁気特性とし
て励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。
機器の鉄心材料に使用されているもので、磁気特性とし
て励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。
この方向性電磁鋼板は通常２次再結晶現象を利用して、
鋼板面に（１１０）面、圧延方向に＜００１＞軸をもっ
たいわゆるゴス方位を発達させることによって得られて
いる。良好な磁気特性を得るには磁化容易軸の＜００１
＞軸を圧延方向に高度に揃えることが重要である。この
他に板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度
等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
鋼板面に（１１０）面、圧延方向に＜００１＞軸をもっ
たいわゆるゴス方位を発達させることによって得られて
いる。良好な磁気特性を得るには磁化容易軸の＜００１
＞軸を圧延方向に高度に揃えることが重要である。この
他に板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度
等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
一方向性電磁鍔板の方向性はＡＩＮ 、 ＭｎＳをイン
ヒビターとして利用した強圧下最終冷延を特徴とする方
法により大巾に向上し、それにともなって鉄損特性も大
巾に向上してきた。
ヒビターとして利用した強圧下最終冷延を特徴とする方
法により大巾に向上し、それにともなって鉄損特性も大
巾に向上してきた。
近年、エネルギー価格の高騰を背景とし、トランスメー
カーは省エネルギータイプトランス用の素材として低鉄
損材への指向を一段と強めている。
カーは省エネルギータイプトランス用の素材として低鉄
損材への指向を一段と強めている。
鉄損を低減するには３ｉ含有量を多くしたり、綱板の板
厚を薄くすることが有効であることが以前から知られて
いる。ところがＳｉ含有量が多くなると鋼板は跪化し、
冷延が困難になるという問題がある。鋼板の板厚を薄く
すると渦電流損が減少するが、しかし一般に、方向性電
磁鋼板は仕上板厚が例えは０ 、２８ｍｍ以下と薄くな
ると仕上焼鈍において２次再結晶の発現が不安定となり
、線状細粒あるいは全面細粒が生じ磁気特性不良が生し
ることがある。
厚を薄くすることが有効であることが以前から知られて
いる。ところがＳｉ含有量が多くなると鋼板は跪化し、
冷延が困難になるという問題がある。鋼板の板厚を薄く
すると渦電流損が減少するが、しかし一般に、方向性電
磁鋼板は仕上板厚が例えは０ 、２８ｍｍ以下と薄くな
ると仕上焼鈍において２次再結晶の発現が不安定となり
、線状細粒あるいは全面細粒が生じ磁気特性不良が生し
ることがある。
この安定化を図るための種々検討がなされている。例え
ば特開昭５８−２１７６３０では珪素鋼スラブ中にＳｎ
、 Ｃｕを添加し、インヒビターを微細に析出させ２
次再結晶の発現を安定化し、薄手の方向性電磁鋼板を得
ることが示されている。また特開昭５９−７０７２３で
は仕上板厚に冷延後の脱炭焼鈍にあたって、予備焼鈍を
行ない次いで脱炭焼鈍することが提案されている。
ば特開昭５８−２１７６３０では珪素鋼スラブ中にＳｎ
、 Ｃｕを添加し、インヒビターを微細に析出させ２
次再結晶の発現を安定化し、薄手の方向性電磁鋼板を得
ることが示されている。また特開昭５９−７０７２３で
は仕上板厚に冷延後の脱炭焼鈍にあたって、予備焼鈍を
行ない次いで脱炭焼鈍することが提案されている。
これらによって、仕上焼鈍において２次再結晶の発現が
安定化され、鉄損の低い薄手の方向性電磁鋼板が製造さ
れるようになっている。
安定化され、鉄損の低い薄手の方向性電磁鋼板が製造さ
れるようになっている。
ところで、方向性電磁鋼板の製造コストの低下歩留り向
上、生産性の向上等のために、珪素鋼スラブは連続鋳造
にて製造される。該スラブは、熱間圧延に先立ってＡＩ
Ｎ 、 ＭｎＳ ％ ＭｎＳｅ等のインヒビターを形成
する成分を鋼中に固溶させるために、高温例えば１２５
０〜１４５０℃の温度に加熱される。インヒビターの作
用を十分に奏させるにはスラブ加熱において十分に熟熱
することが重要であるが、この加熱において一方では連
続鋳造されたスラブは鋳込みとその後の冷却の特長から
結晶粒が粗大化し、特にスラブの中心層に（１００）ｔ
ａ維方位をもつ粗大化粒が生じることがある。係かる珪
素鋼スラブを素材として方向性電磁鋼板を製造するさい
にはスラブの予備圧延などの対策を講じても、線状細粒
が生じたり鋼板の長手方向において磁気特性がバラツキ
、例えばコイルの先端部、後端部で劣化することがある
。
上、生産性の向上等のために、珪素鋼スラブは連続鋳造
にて製造される。該スラブは、熱間圧延に先立ってＡＩ
Ｎ 、 ＭｎＳ ％ ＭｎＳｅ等のインヒビターを形成
する成分を鋼中に固溶させるために、高温例えば１２５
０〜１４５０℃の温度に加熱される。インヒビターの作
用を十分に奏させるにはスラブ加熱において十分に熟熱
することが重要であるが、この加熱において一方では連
続鋳造されたスラブは鋳込みとその後の冷却の特長から
結晶粒が粗大化し、特にスラブの中心層に（１００）ｔ
ａ維方位をもつ粗大化粒が生じることがある。係かる珪
素鋼スラブを素材として方向性電磁鋼板を製造するさい
にはスラブの予備圧延などの対策を講じても、線状細粒
が生じたり鋼板の長手方向において磁気特性がバラツキ
、例えばコイルの先端部、後端部で劣化することがある
。
とくに板厚０．２８ｍｍ以下の薄手方向性電ＭＩ鋼板を
製造する場合には、鋼板表面に存在するゴス方位核発生
領域が薄（、またインヒビターの作用も弱化の傾向があ
り、磁気特性のすぐれたものを安定して製造することが
難しい。
製造する場合には、鋼板表面に存在するゴス方位核発生
領域が薄（、またインヒビターの作用も弱化の傾向があ
り、磁気特性のすぐれたものを安定して製造することが
難しい。
本発明は鉄損が低い薄手の高磁束密度の方向性電磁鋼板
を安定して製造することを目的とする。
を安定して製造することを目的とする。
その要旨はＣ： ０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：２
．５〜４．０％、Ｍ ｎ ： ０．０２〜０．２０％、
ＳあるいはＳｅの少なくとも１種を０．０１〜０．０５
％含有し、またはさらに酸可溶Ａｅ ：０．０１５〜０
．０５０％、Ｎ ： ０．００４０〜０．０１００％を
含有する珪素鋼スラブを熱延し、１回以上の焼鈍と、１
回以上の冷延により０．２８ｍｍ以下の最終板厚とし、
脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍する方向性電
磁鋼板の製造方法において、１回目の冷延前に、７００
〜１２００℃に加熱し、黒化点温度以下に平均１５℃／
秒以上の冷却速度で冷却する結晶Ｍｉ織改善焼鈍を行う
ことを特徴とする鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁
鋼板の製造方法にある。
．５〜４．０％、Ｍ ｎ ： ０．０２〜０．２０％、
ＳあるいはＳｅの少なくとも１種を０．０１〜０．０５
％含有し、またはさらに酸可溶Ａｅ ：０．０１５〜０
．０５０％、Ｎ ： ０．００４０〜０．０１００％を
含有する珪素鋼スラブを熱延し、１回以上の焼鈍と、１
回以上の冷延により０．２８ｍｍ以下の最終板厚とし、
脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍する方向性電
磁鋼板の製造方法において、１回目の冷延前に、７００
〜１２００℃に加熱し、黒化点温度以下に平均１５℃／
秒以上の冷却速度で冷却する結晶Ｍｉ織改善焼鈍を行う
ことを特徴とする鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁
鋼板の製造方法にある。
以下に、本発明について詳細に説明する。
本発明において出発素材である珪素鋼スラブの鋼成分に
ついて述べる。
ついて述べる。
Ｃはその含有量が少なくなると二次再結晶が不良となる
ので０．０３０％以上とする。一方、０．１００％を超
えると脱炭不良となり、磁気特性を劣化する。
ので０．０３０％以上とする。一方、０．１００％を超
えると脱炭不良となり、磁気特性を劣化する。
Ｓｉは２．５％未満では固有抵抗が低く、低鉄損が得ら
れない。一方４．０％を超えると冷延性が著しく劣化す
る。
れない。一方４．０％を超えると冷延性が著しく劣化す
る。
ＭｎはＳまたＳｅと結合し、インヒビターとしてＭｎＳ
またはＭｎＳｅを形成させるために必要な成分である。
またはＭｎＳｅを形成させるために必要な成分である。
適切なインヒビター効果を奏するためにはＭｎを０．０
２〜０．２０％含有する必要がある。前記範囲を外れる
と２次再結晶が不安定となる。ＳまたはＳｅは０．０１
％未満では十分なインヒビター効果が得られず、一方０
．０５％を超えると純化に要する時間が長くなり好まし
くない。このＳとＳｅは少なくとも一種が含有されてい
ればよい。
２〜０．２０％含有する必要がある。前記範囲を外れる
と２次再結晶が不安定となる。ＳまたはＳｅは０．０１
％未満では十分なインヒビター効果が得られず、一方０
．０５％を超えると純化に要する時間が長くなり好まし
くない。このＳとＳｅは少なくとも一種が含有されてい
ればよい。
または、さらに酸可溶ＡＩ（以下に５ｏｌＡｌ という
）およびＮはインヒビターとしてのＡＩＮを形成するた
めに必要な成分であり、５ｏｌＡ］ は０．０１５％未
満では鋼板の方向性が劣り、０．０５０％を超えると２
次再結晶が不安定となる。Ｎはｏ、ｏｏ、ｔｏ％未満で
は二次再結晶が不安定となり、０゜０１００％を超える
とブリスターが発生する。
）およびＮはインヒビターとしてのＡＩＮを形成するた
めに必要な成分であり、５ｏｌＡ］ は０．０１５％未
満では鋼板の方向性が劣り、０．０５０％を超えると２
次再結晶が不安定となる。Ｎはｏ、ｏｏ、ｔｏ％未満で
は二次再結晶が不安定となり、０゜０１００％を超える
とブリスターが発生する。
インヒビター形成元素としてはこれらの他に、０．４％
以下のＳｎｓ Ｓｂ、 Ａｓ、 Ｂｉ、 Ｃｕｓ Ｃｒ
ＸＭｏ、Ｗの１種または２種以上が必要に応して含有さ
れる。
以下のＳｎｓ Ｓｂ、 Ａｓ、 Ｂｉ、 Ｃｕｓ Ｃｒ
ＸＭｏ、Ｗの１種または２種以上が必要に応して含有さ
れる。
これらの前記上限値は、その含有量が多（なると２次再
結晶の成長が阻害されるので、これを防ぐために定めら
れたものである。
結晶の成長が阻害されるので、これを防ぐために定めら
れたものである。
前記成分を含む珪素鋼スラブを所定温度例えば１２５０
〜１４５０”ｃに加熱し、熱延する。ところで、珪素鋼
スラブは歩留り向上、製造コストの低減などのために連
続鋳造により製造されるが、該珪素鏑スラブはインヒビ
ター例えばＡＩＮ 、 ＭｎＳ等を形成する成分を鋼に
十分に固溶させるために前記加熱が行われる。この加熱
により連続鋳造製の珪素鋼スラブは結晶粒が粗大化し、
この粗大化の影響は熱延された熱延板においても当然残
り、粗大延伸粒が存在する。これは仕上焼鈍後の鋼板の
磁気特性を劣化させる一因となり、また鋼板の長手方向
においての磁気特性のバラツキをもたらす。
〜１４５０”ｃに加熱し、熱延する。ところで、珪素鋼
スラブは歩留り向上、製造コストの低減などのために連
続鋳造により製造されるが、該珪素鏑スラブはインヒビ
ター例えばＡＩＮ 、 ＭｎＳ等を形成する成分を鋼に
十分に固溶させるために前記加熱が行われる。この加熱
により連続鋳造製の珪素鋼スラブは結晶粒が粗大化し、
この粗大化の影響は熱延された熱延板においても当然残
り、粗大延伸粒が存在する。これは仕上焼鈍後の鋼板の
磁気特性を劣化させる一因となり、また鋼板の長手方向
においての磁気特性のバラツキをもたらす。
これらを改善するために１回目の冷延を行う前に熱延板
を７００〜１２００℃の温度に加熱し、黒化点温度以下
に平均１５℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶組織改
善焼鈍を行う。熱延のままの鋼板には加工による繊維組
織が点在して残存している。
を７００〜１２００℃の温度に加熱し、黒化点温度以下
に平均１５℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶組織改
善焼鈍を行う。熱延のままの鋼板には加工による繊維組
織が点在して残存している。
焼鈍で、繊維組織を少な（とも部分的に再結晶させまた
炭化物を若干微細にすることにより結晶組織を改善する
。７００℃以上の温度に加熱するのは、７００℃未満の
温度では磁気特性の改善がなされずまた１２００℃超で
はインヒビターが分解し、２次再結晶が不良となるから
である。本発明での重要な一つの要件はこの焼鈍におけ
る冷却条件であるが、これを実験結果を示す第１図、第
２図を参照して述べる。この実験ではＣ： ０．０８２
％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ： ０．０７５％、Ｓ
： ０．０２４％、５ｏｌＡｌ ：０．０２６％、
Ｎ ： ０．００８３％含む珪素鋼スラブを１４００℃
に加熱し、２．３門に熱延した。次いで熱延板を温度１
０００℃（保持時間９０秒）に加熱し、その後の冷却速
度を変えて冷却した。その後、冷延し、焼鈍し、冷延し
て板厚０．２０ｍｍとし、仕上焼鈍は加熱速度を種々に
変えて加熱し１２００℃で行ない、鉄損値Ｗ 、 、、
５゜と磁束密度Ｂ１゜の測定し、その結果を第１図、第
２図に示す。この図から明らかなように、冷却速度が速
くなり平均冷却速度が１５℃／秒以上になると鉄損は低
下し、磁束密度は優れてくる。また仕上焼鈍における加
熱速度の変化の影響が弱くなり、鋼板の長手方向におけ
る磁気特性のバラツキの解消が図られるのに他ならない
作用効果を奏する。
炭化物を若干微細にすることにより結晶組織を改善する
。７００℃以上の温度に加熱するのは、７００℃未満の
温度では磁気特性の改善がなされずまた１２００℃超で
はインヒビターが分解し、２次再結晶が不良となるから
である。本発明での重要な一つの要件はこの焼鈍におけ
る冷却条件であるが、これを実験結果を示す第１図、第
２図を参照して述べる。この実験ではＣ： ０．０８２
％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ： ０．０７５％、Ｓ
： ０．０２４％、５ｏｌＡｌ ：０．０２６％、
Ｎ ： ０．００８３％含む珪素鋼スラブを１４００℃
に加熱し、２．３門に熱延した。次いで熱延板を温度１
０００℃（保持時間９０秒）に加熱し、その後の冷却速
度を変えて冷却した。その後、冷延し、焼鈍し、冷延し
て板厚０．２０ｍｍとし、仕上焼鈍は加熱速度を種々に
変えて加熱し１２００℃で行ない、鉄損値Ｗ 、 、、
５゜と磁束密度Ｂ１゜の測定し、その結果を第１図、第
２図に示す。この図から明らかなように、冷却速度が速
くなり平均冷却速度が１５℃／秒以上になると鉄損は低
下し、磁束密度は優れてくる。また仕上焼鈍における加
熱速度の変化の影響が弱くなり、鋼板の長手方向におけ
る磁気特性のバラツキの解消が図られるのに他ならない
作用効果を奏する。
従って本発明では平均１５℃／秒以上の速度で冷却する
。その冷却は熱延板の黒化点温度以下まで行う。この冷
却終了の温度が高いと磁気特性は同一ヒしないので黒化
点以下とする。
。その冷却は熱延板の黒化点温度以下まで行う。この冷
却終了の温度が高いと磁気特性は同一ヒしないので黒化
点以下とする。
加熱時間は限定する必要はないが、３０秒〜３０分程度
にすればよい。
にすればよい。
１回目の冷延は例えば圧下率１０〜８０％で行う。
この圧下率が１０％未満では粗大化延伸粒が残存し、ま
た８０％超では二次再結晶が不安定化し磁気特性が劣化
する。好ましい１回目の圧下率は１０〜５０％である。
た８０％超では二次再結晶が不安定化し磁気特性が劣化
する。好ましい１回目の圧下率は１０〜５０％である。
その後、インヒビターを微細にして分散析出させるため
焼鈍が行われる。あるいは中間焼鈍が行われる。
焼鈍が行われる。あるいは中間焼鈍が行われる。
冷延は所定の最終板厚０．２８ｍｍ以下にするために行
われる。
われる。
次いで脱炭焼鈍され、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布し、仕上焼鈍される。また必要に応じて、その後
、絶縁コーティング処理と平坦化焼鈍が行われる。
を塗布し、仕上焼鈍される。また必要に応じて、その後
、絶縁コーティング処理と平坦化焼鈍が行われる。
次に実施例を述べる
実施例 ｌ
Ｃ： ０．０８２％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ ：
Ｏ，Ｏ’８０％、Ｓ ： ０．０２６％、５ｏｌＡ１
： ０．０２６％、Ｎ ： Ｏ，００８４％、Ｓｎ
：０．１２％、Ｃｕ ： ０．０７２％を含む珪素鋼
スラブを熱延した板厚２．３ｍｍの熱延板を１０００℃
で９０秒焼鈍後、冷却開始から黒化点までの平均冷却速
度を（＾）２５℃／秒、ＣＢ１２０℃／秒、ｆｃ） ｌ
ｓ℃／秒、（Ｄｌ １３℃／秒として冷却し、次いで
板厚１ 、４５ｍｍに冷延した。その後１１２５℃で１
０秒、９００℃で９０秒焼鈍後急冷し、温間圧延で０．
１９５ｍｍとした。得られた冷延板を公知の方法で脱炭
焼鈍しＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、
仕上げ焼鈍を行なった。次いでリン酸と無水クロム酸を
主成分とする張力コーティングを施して一方向性電磁鋼
板を得た。この時の仕上げ焼鈍時の最冷点と、最外周、
最内周の鉄損ＷＩ７１５０ ％磁束回度ＢＩＧを測定し
、その結果を第１表に示す。
Ｏ，Ｏ’８０％、Ｓ ： ０．０２６％、５ｏｌＡ１
： ０．０２６％、Ｎ ： Ｏ，００８４％、Ｓｎ
：０．１２％、Ｃｕ ： ０．０７２％を含む珪素鋼
スラブを熱延した板厚２．３ｍｍの熱延板を１０００℃
で９０秒焼鈍後、冷却開始から黒化点までの平均冷却速
度を（＾）２５℃／秒、ＣＢ１２０℃／秒、ｆｃ） ｌ
ｓ℃／秒、（Ｄｌ １３℃／秒として冷却し、次いで
板厚１ 、４５ｍｍに冷延した。その後１１２５℃で１
０秒、９００℃で９０秒焼鈍後急冷し、温間圧延で０．
１９５ｍｍとした。得られた冷延板を公知の方法で脱炭
焼鈍しＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、
仕上げ焼鈍を行なった。次いでリン酸と無水クロム酸を
主成分とする張力コーティングを施して一方向性電磁鋼
板を得た。この時の仕上げ焼鈍時の最冷点と、最外周、
最内周の鉄損ＷＩ７１５０ ％磁束回度ＢＩＧを測定し
、その結果を第１表に示す。
第 １ 表
実施例 ２
Ｃ： ０．０４８％、Ｓ ｉ ： ３．２５％、Ｍｎ
： ０．０５９％、Ｓ ： ０．０２７％、Ｎ ：
０．００４０％、Ｃｕ：０．１６％を含む珪素鋼スラ
ブを２．１ ｍｍの板厚に熱延した熱延板を、９８０℃
で１２０秒焼鈍後、冷却開始から黒化点までの冷速（＾
）を２５℃／秒、（８１２０℃／秒、（Ｃ１１０℃／秒
として冷却し、次いで０．６４ｍｍの厚みに冷延した。
： ０．０５９％、Ｓ ： ０．０２７％、Ｎ ：
０．００４０％、Ｃｕ：０．１６％を含む珪素鋼スラ
ブを２．１ ｍｍの板厚に熱延した熱延板を、９８０℃
で１２０秒焼鈍後、冷却開始から黒化点までの冷速（＾
）を２５℃／秒、（８１２０℃／秒、（Ｃ１１０℃／秒
として冷却し、次いで０．６４ｍｍの厚みに冷延した。
その後９８０℃で９０秒のの中間焼鈍を行い０．２３ｍ
／ｍの厚みに最終冷延をした。
／ｍの厚みに最終冷延をした。
得られた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤を
塗布し仕上焼鈍、矯正焼鈍を行い、コーティングを施し
て製品を得た。
塗布し仕上焼鈍、矯正焼鈍を行い、コーティングを施し
て製品を得た。
このときの仕上げ焼鈍時の最冷点と、最外周、最内周の
鉄ｔＭＷ１７ｙｓ。、磁束密度ＢＩＧを測定し、その結
果を第２表に示す。
鉄ｔＭＷ１７ｙｓ。、磁束密度ＢＩＧを測定し、その結
果を第２表に示す。
以下余白
第２表
〔効 果〕
本発明によると実施例からも明らかなように、鉄損が低
り、磁束密度がすぐれ、またそれらの特性はコイル内に
おいてのバラツキが少なく、薄手高磁束密度方向性電磁
鋼板が安定して製造される作用効果がある。
り、磁束密度がすぐれ、またそれらの特性はコイル内に
おいてのバラツキが少なく、薄手高磁束密度方向性電磁
鋼板が安定して製造される作用効果がある。
第１図は本発明において熱延板の結晶粒組織改善焼鈍の
冷却速度が鉄損に及ぼす影づを調査したー実験結果を示
すグラフである。 第２図は熱延板の結晶粒組織改善焼鈍の冷却速度力＜ｉ
ｎ重密度に及ぼす影舌を調査したー実験結果を示すグラ
フである。
冷却速度が鉄損に及ぼす影づを調査したー実験結果を示
すグラフである。 第２図は熱延板の結晶粒組織改善焼鈍の冷却速度力＜ｉ
ｎ重密度に及ぼす影舌を調査したー実験結果を示すグラ
フである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％でＣ：０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：２
．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％、Ｓある
いはＳｅの少なくとも１種を０．０１〜０．０５％含有
し、またはさらに酸可溶Ａｌ：０．０１５〜０．０５０
％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％を含有する珪素
鋼スラブを熱延し、１回以上の焼鈍と１回以上の冷延に
より０．２８ｍｍ以下の最終板厚とし、脱炭焼鈍し、焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍する方向性電磁銅板の製造
方法において、１回目の冷延前に、７００〜１２００℃
に加熱し、黒化点温度以下に平均１５℃／秒以上の冷却
速度で冷却する結晶粒組織改善焼鈍を行うことを特徴と
する鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方
法。 ２、重量％でＣ：０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：２
．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％、Ｓある
いはＳｅの少なくとも１種を０．０１〜０．０５％含有
し、またはさらに酸可溶Ａｌ：０．０１５〜０．０５０
％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％と、０．４％以
下のＳｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの
１種または２種以上を含有する珪素鋼スラブを熱延し、
１回以上の焼鈍と１回以上の冷延により０．２８ｍｍ以
下の最終板厚とし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、
仕上焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、１回
目の冷延前に、７００〜１２００℃に加熱し、黒化点温
度以下に平均１５℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶
粒組織改善焼鈍を行うことを特徴とする鉄損の低い薄手
高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61019192A JPH0798976B2 (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61019192A JPH0798976B2 (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180015A true JPS62180015A (ja) | 1987-08-07 |
| JPH0798976B2 JPH0798976B2 (ja) | 1995-10-25 |
Family
ID=11992478
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61019192A Expired - Fee Related JPH0798976B2 (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0798976B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| KR100399222B1 (ko) * | 1998-12-26 | 2004-01-28 | 주식회사 포스코 | 슬라브저온가열에의한방향성전기강판의제조방법 |
| KR100435479B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 피막특성이 우수한 저온 슬라브가열 방향성전기강판제조방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5948934A (ja) * | 1982-09-14 | 1984-03-21 | Fujitsu Ltd | 半導体集積回路装置の製造方法 |
-
1986
- 1986-02-01 JP JP61019192A patent/JPH0798976B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5948934A (ja) * | 1982-09-14 | 1984-03-21 | Fujitsu Ltd | 半導体集積回路装置の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| KR100399222B1 (ko) * | 1998-12-26 | 2004-01-28 | 주식회사 포스코 | 슬라브저온가열에의한방향성전기강판의제조방법 |
| KR100435479B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 피막특성이 우수한 저온 슬라브가열 방향성전기강판제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0798976B2 (ja) | 1995-10-25 |
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|---|---|---|---|
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