JPS6253573B2 - - Google Patents
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- JPS6253573B2 JPS6253573B2 JP18244482A JP18244482A JPS6253573B2 JP S6253573 B2 JPS6253573 B2 JP S6253573B2 JP 18244482 A JP18244482 A JP 18244482A JP 18244482 A JP18244482 A JP 18244482A JP S6253573 B2 JPS6253573 B2 JP S6253573B2
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- cold
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Classifications
-
- 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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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Electromagnetism (AREA)
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- Thermal Sciences (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の
製造法に関するものである。
製造法に関するものである。
一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトラ
ンスその他の電気機器の鉄心材料として使用され
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。良好な磁気特性を得るた
めには磁化容易軸である<001>軸を圧延方向に
高度に揃える事が重要である。又板厚、結晶粒
度、固有抵抗、表面被膜等も磁気特性に大きな影
響を及ぼす。
ンスその他の電気機器の鉄心材料として使用され
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。良好な磁気特性を得るた
めには磁化容易軸である<001>軸を圧延方向に
高度に揃える事が重要である。又板厚、結晶粒
度、固有抵抗、表面被膜等も磁気特性に大きな影
響を及ぼす。
方向性についてはAlN,MnSをインヒビターと
して利用した強圧下一段冷延を特徴とする方法に
より大幅に向上し、現在では磁束密度が理論値の
96%程度のもの迄製造される様になつて来た。こ
れに伴つて鉄損は大幅に向上して来た。
して利用した強圧下一段冷延を特徴とする方法に
より大幅に向上し、現在では磁束密度が理論値の
96%程度のもの迄製造される様になつて来た。こ
れに伴つて鉄損は大幅に向上して来た。
一方近年エネルギー価格の高騰を反映しトラン
スメーカーは省エネルギー型トランス用材料とし
て低鉄損素材への指向を一段と強めている。低鉄
損素材としてアモルフアスや6.5%Si鋼等の開発
も進められているがトランス用の商用材料として
使用される迄にはなお解決すべき問題が多く残つ
ている。
スメーカーは省エネルギー型トランス用材料とし
て低鉄損素材への指向を一段と強めている。低鉄
損素材としてアモルフアスや6.5%Si鋼等の開発
も進められているがトランス用の商用材料として
使用される迄にはなお解決すべき問題が多く残つ
ている。
本発明者らは低鉄損素材に対する時代の要請に
応えるべく一方向性電磁鋼板の低鉄損化につき種
種研究を重ねて来た。その結果、珪素鋼スラブを
熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一段冷
延または中間焼鈍を含む2段以上の冷延を行い、
引続き脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行なう一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延後の冷延板を脱炭
焼鈍前に、再結晶を起さない予備焼鈍を行なう
と、鉄損が著しく改善されさらに磁束密度も優れ
ることを見出した。
応えるべく一方向性電磁鋼板の低鉄損化につき種
種研究を重ねて来た。その結果、珪素鋼スラブを
熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一段冷
延または中間焼鈍を含む2段以上の冷延を行い、
引続き脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行なう一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延後の冷延板を脱炭
焼鈍前に、再結晶を起さない予備焼鈍を行なう
と、鉄損が著しく改善されさらに磁束密度も優れ
ることを見出した。
本発明はこの知見に基づいてなされたものであ
り、以下、本発明を詳細に説明する。まず実験デ
ータに基づいて述べる。
り、以下、本発明を詳細に説明する。まず実験デ
ータに基づいて述べる。
C:0.075%、Si:3.25%、Mn:0.075%、P:
0.009%、S:0.025%、酸可溶Al(以下sol.Alと
云う):0.025%、N:0.0085%、Cu:0.08%、
Sn:0.12%を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる珪素鋼スラブを高温スラブ加熱し、熱
間圧延し2.0m/m厚の熱延板とし、この熱延板
に焼鈍を施し、焼鈍後急冷を施し、しかる後
0.225m/m厚みに冷延した。この冷延板を400℃
で30秒間の予備焼鈍を施したものと予備焼鈍無し
のものについて湿潤水素雰囲気中において、840
℃で3分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤として
MgOを塗布し、引続き1200℃で20時間の高温仕
上焼鈍を施した。
0.009%、S:0.025%、酸可溶Al(以下sol.Alと
云う):0.025%、N:0.0085%、Cu:0.08%、
Sn:0.12%を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる珪素鋼スラブを高温スラブ加熱し、熱
間圧延し2.0m/m厚の熱延板とし、この熱延板
に焼鈍を施し、焼鈍後急冷を施し、しかる後
0.225m/m厚みに冷延した。この冷延板を400℃
で30秒間の予備焼鈍を施したものと予備焼鈍無し
のものについて湿潤水素雰囲気中において、840
℃で3分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤として
MgOを塗布し、引続き1200℃で20時間の高温仕
上焼鈍を施した。
しかる後、磁気特性(鉄損W17/50と磁束密度
B10)を測定した。測定結果を第1図に示す。第1
図から明らかな様に予備焼鈍無しの場合にくらべ
予備焼鈍を施したものは磁気特性のばらつきが減
少し且つ特性の平均値が向上した。
B10)を測定した。測定結果を第1図に示す。第1
図から明らかな様に予備焼鈍無しの場合にくらべ
予備焼鈍を施したものは磁気特性のばらつきが減
少し且つ特性の平均値が向上した。
第2図に予備焼鈍前後での硬度の変化を示す。
予備焼鈍により硬度(Hμv)が約370から約380
に上昇した。再結晶、即ち一次再結晶は生じてい
ないことがわかる。該予備焼鈍が一次再結晶を起
こす条件であるときは本発明の作用効果は得られ
ない。
予備焼鈍により硬度(Hμv)が約370から約380
に上昇した。再結晶、即ち一次再結晶は生じてい
ないことがわかる。該予備焼鈍が一次再結晶を起
こす条件であるときは本発明の作用効果は得られ
ない。
第3図に予備焼鈍有無の場合の脱炭焼鈍板の1/
8板厚の面強度測定結果を示す。予備焼鈍無しの
場合にくらべて予備焼鈍を施したものは脱炭焼鈍
後の一次再結晶組織において110,120面強
度が増加し111面強度は減少した。
8板厚の面強度測定結果を示す。予備焼鈍無しの
場合にくらべて予備焼鈍を施したものは脱炭焼鈍
後の一次再結晶組織において110,120面強
度が増加し111面強度は減少した。
本発明による最終冷延後、脱炭焼鈍前に前記再
結晶に至らない予備焼鈍を行うことにより磁気特
性が向上する理由はよく解らないが予備焼鈍によ
り前記の硬度変化にみられる如く何らかの内質面
の変化が生じ、引き続く脱炭焼鈍での一次再結晶
において、ゴス核を多く発生させ、引続く仕上焼
鈍で良好な磁気特性の二次再結晶を得る原因にな
つたものと考えられる。
結晶に至らない予備焼鈍を行うことにより磁気特
性が向上する理由はよく解らないが予備焼鈍によ
り前記の硬度変化にみられる如く何らかの内質面
の変化が生じ、引き続く脱炭焼鈍での一次再結晶
において、ゴス核を多く発生させ、引続く仕上焼
鈍で良好な磁気特性の二次再結晶を得る原因にな
つたものと考えられる。
次にC:0.048%、Si:3.15%、Mn:0.065%、
P:0.009%、S:0.023%、sol.Al:0025%、
N:0.0035%を含み、残部が鉄および不可避的不
鈍物からなる珪素鋼スラブを高温スラブ加熱し、
熱間圧延し、2.15m/m厚みの熱延板とし、酸洗
後0.55m/m,0.60m/m,0.65m/m厚みに冷延
し、980℃で40秒間の中間焼鈍を施し0.265m/m
厚みに冷延した。この冷延板を450℃で20秒間予
備焼鈍を施したものと予備焼鈍無しのものについ
て湿潤水素雰囲気中において840℃で2.5分間の脱
炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布
し、引続き1200℃で20時間の高温仕上焼鈍を施し
た。しかる後磁気特性(鉄損W17/50、磁束密度
B10)を測定した。測定結果を第4図に示す。第4
図から明らかな様に予備焼鈍無しの場合にくらべ
予備焼鈍を施した材料は磁気特性のばらつきが減
少し且つ特性レベルが向上した。
P:0.009%、S:0.023%、sol.Al:0025%、
N:0.0035%を含み、残部が鉄および不可避的不
鈍物からなる珪素鋼スラブを高温スラブ加熱し、
熱間圧延し、2.15m/m厚みの熱延板とし、酸洗
後0.55m/m,0.60m/m,0.65m/m厚みに冷延
し、980℃で40秒間の中間焼鈍を施し0.265m/m
厚みに冷延した。この冷延板を450℃で20秒間予
備焼鈍を施したものと予備焼鈍無しのものについ
て湿潤水素雰囲気中において840℃で2.5分間の脱
炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布
し、引続き1200℃で20時間の高温仕上焼鈍を施し
た。しかる後磁気特性(鉄損W17/50、磁束密度
B10)を測定した。測定結果を第4図に示す。第4
図から明らかな様に予備焼鈍無しの場合にくらべ
予備焼鈍を施した材料は磁気特性のばらつきが減
少し且つ特性レベルが向上した。
第5図は予備焼鈍前後での硬度の変化が示す
が、この場合でも予備焼鈍により硬度(Hμv)
が約330から約340に上昇し一次再結晶は生じてい
ないことがわかる。
が、この場合でも予備焼鈍により硬度(Hμv)
が約330から約340に上昇し一次再結晶は生じてい
ないことがわかる。
以上の事から前述の一段冷延材の場合と同様な
理由により二段冷延材についても磁気特性の優れ
た二次再結晶粒が得られたものと考えられる。
理由により二段冷延材についても磁気特性の優れ
た二次再結晶粒が得られたものと考えられる。
次に予備焼鈍条件の適性範囲を決定すべく上述
の一段冷延板と二段冷延板につき温度と時間を変
化させて予備焼鈍を施し、予備焼鈍前後の顕微鏡
組織及び硬度と高温仕上焼鈍後の磁気特性を測定
した。
の一段冷延板と二段冷延板につき温度と時間を変
化させて予備焼鈍を施し、予備焼鈍前後の顕微鏡
組織及び硬度と高温仕上焼鈍後の磁気特性を測定
した。
第6図に一段冷延板に関する測定結果を示す。
この実験に供した試験材は鋼成分組成はC:
0.075%、Si:3.25%、Mn:0.075%、P:0.009
%、S:0.025%、sol.Al:0.025%、N:0.0085
%、Cu:0.08%、Sn:0.12%残部が鉄および不
可避的不純物からなる。この珪素鋼スラブを加熱
し、熱間圧延し、2.0m/m厚の熱延板とし、熱
延板焼鈍を1100℃で行い、焼鈍後急冷し、
0.225m/mに冷延した。この冷延板を200〜700
℃の温度で3〜1800秒間の予備焼鈍を行い、840
℃で3分間の脱炭焼鈍を行い、MgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、1200℃で20時間の高温
仕上焼鈍を行つた。
この実験に供した試験材は鋼成分組成はC:
0.075%、Si:3.25%、Mn:0.075%、P:0.009
%、S:0.025%、sol.Al:0.025%、N:0.0085
%、Cu:0.08%、Sn:0.12%残部が鉄および不
可避的不純物からなる。この珪素鋼スラブを加熱
し、熱間圧延し、2.0m/m厚の熱延板とし、熱
延板焼鈍を1100℃で行い、焼鈍後急冷し、
0.225m/mに冷延した。この冷延板を200〜700
℃の温度で3〜1800秒間の予備焼鈍を行い、840
℃で3分間の脱炭焼鈍を行い、MgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、1200℃で20時間の高温
仕上焼鈍を行つた。
なお、この第6図の上段は鉄損W17/50の測定
結果、下段は硬度Hμvの測定結果である。第6
図において実線で囲つた領域においては良好な
磁気特性が得られることが判明し、この領域の
範囲では顕微鏡(×200倍)での観察結果、再結
晶は認められなかつた。特に点線で囲つた領域
において一層良好な磁気特性が得られた。この領
域では予備焼鈍後の硬度が冷延板より高い値を
示した。
結果、下段は硬度Hμvの測定結果である。第6
図において実線で囲つた領域においては良好な
磁気特性が得られることが判明し、この領域の
範囲では顕微鏡(×200倍)での観察結果、再結
晶は認められなかつた。特に点線で囲つた領域
において一層良好な磁気特性が得られた。この領
域では予備焼鈍後の硬度が冷延板より高い値を
示した。
第7図に二段冷延板に関する測定結果を示す。
この実験に供した試験材の鋼成分組成は、C:
0.048%、Si:3.15%、Mn:0.065%、P:0.009
%、S:0.023%、sol.Al:0.0025%、N:0.0035
%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からな
るもので、この珪素鋼スラブを加熱し、2.15m/
m厚みに熱間圧延し、熱延板焼鈍し、0.60m/m
厚みに冷延し、980℃で40秒間の中間焼鈍を施
し、0.265m/m厚みに冷延した。この冷延板を
200〜700℃の温度で3〜1800秒間の予備焼鈍を行
い、840℃で3分間の脱炭焼鈍を行つて、MgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃で20時
間の高温仕上焼鈍を行つた。
この実験に供した試験材の鋼成分組成は、C:
0.048%、Si:3.15%、Mn:0.065%、P:0.009
%、S:0.023%、sol.Al:0.0025%、N:0.0035
%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からな
るもので、この珪素鋼スラブを加熱し、2.15m/
m厚みに熱間圧延し、熱延板焼鈍し、0.60m/m
厚みに冷延し、980℃で40秒間の中間焼鈍を施
し、0.265m/m厚みに冷延した。この冷延板を
200〜700℃の温度で3〜1800秒間の予備焼鈍を行
い、840℃で3分間の脱炭焼鈍を行つて、MgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃で20時
間の高温仕上焼鈍を行つた。
この第7図の上段は鉄損の測定結果、下段は予
備焼鈍後の測定結果である。
備焼鈍後の測定結果である。
第7図において実線で囲つた領域において良
好な磁気特性が得られた。領域の範囲では顕微
鏡(×200倍)での観察結果再結晶は認められな
かつた。特に点線で囲つた領域の範囲では一段
と良好な磁気特性が得られた。領域では予備焼
鈍後の硬度が冷延板より高い値を示した。領域
,,,は次式で与えられる。
好な磁気特性が得られた。領域の範囲では顕微
鏡(×200倍)での観察結果再結晶は認められな
かつた。特に点線で囲つた領域の範囲では一段
と良好な磁気特性が得られた。領域では予備焼
鈍後の硬度が冷延板より高い値を示した。領域
,,,は次式で与えられる。
T=温度(℃)、t=時間(sec)、5sec≦t≦
1200sec 領域 300℃≦T≦(679−42.0log t)℃ (1) 領域 300℃≦T≦(579−42.0log t)℃ (2) 領域 300℃≦T≦(654−42.0log t)℃ (3) 領域 300℃≦T≦(529−42.0log t)℃ (4) なおt>1200sec以上でも磁気特性の良好域が
存在するが、t=1200secにくらべ特性の向上が
認められず経済性を考慮してt≦1200secとし
た。
1200sec 領域 300℃≦T≦(679−42.0log t)℃ (1) 領域 300℃≦T≦(579−42.0log t)℃ (2) 領域 300℃≦T≦(654−42.0log t)℃ (3) 領域 300℃≦T≦(529−42.0log t)℃ (4) なおt>1200sec以上でも磁気特性の良好域が
存在するが、t=1200secにくらべ特性の向上が
認められず経済性を考慮してt≦1200secとし
た。
従来技術においても脱炭焼鈍前に比較的低温で
焼鈍させるものがある。例えば特公昭40−16769
号公報にはSi2.0〜4.0%、酸可溶性Alを0.010〜
0.090%含有する熱間圧延した珪素鋼板を60〜90
%の圧下率の一段階での冷間圧延で最終成品板厚
とし、この冷延板を500〜700℃の温度範囲に少な
くとも2分以上保持する事によつて一次再結晶粒
を発生させる工程と、次いで前記工程に連続して
あるいは別個の工程で700〜900℃の温度範囲にお
いて鋼板を脱炭させる工程とさらに900℃以上の
温度で二次再結晶を完了せしめる最終焼鈍工程か
らなる一方向性電磁鋼板の製造方法が提示されて
いる。すなわち特公昭40−16769号公報記載の発
明は、500〜700℃温度域での一次再結晶により従
来より比較的広い酸可溶性Al範囲において二次
再結晶を安定化させ良好な磁気特性を得る事が主
眼になつており、冷延板の再結晶以前、特に望ま
しくは回復期以前の予備焼鈍による磁気特性向上
を特徴とする本発明とは基本的に考えを異にして
いる。
焼鈍させるものがある。例えば特公昭40−16769
号公報にはSi2.0〜4.0%、酸可溶性Alを0.010〜
0.090%含有する熱間圧延した珪素鋼板を60〜90
%の圧下率の一段階での冷間圧延で最終成品板厚
とし、この冷延板を500〜700℃の温度範囲に少な
くとも2分以上保持する事によつて一次再結晶粒
を発生させる工程と、次いで前記工程に連続して
あるいは別個の工程で700〜900℃の温度範囲にお
いて鋼板を脱炭させる工程とさらに900℃以上の
温度で二次再結晶を完了せしめる最終焼鈍工程か
らなる一方向性電磁鋼板の製造方法が提示されて
いる。すなわち特公昭40−16769号公報記載の発
明は、500〜700℃温度域での一次再結晶により従
来より比較的広い酸可溶性Al範囲において二次
再結晶を安定化させ良好な磁気特性を得る事が主
眼になつており、冷延板の再結晶以前、特に望ま
しくは回復期以前の予備焼鈍による磁気特性向上
を特徴とする本発明とは基本的に考えを異にして
いる。
又特開昭51−78733号公報には中間焼鈍を含む
2回以上の冷延を施す一方向性電磁鋼板の製造方
法において冷延板を530〜700℃の温度範囲に30秒
〜30分間保持し磁気特性を向上させる方法が提示
されている。しかし上記特許公開公報の本文に詳
述されている様に530〜700℃の温度範囲での30秒
〜30分間の焼鈍は脱炭焼鈍前の一次再結晶の発現
を前提としたものであり冷延板の再結晶以前、特
に望ましくは回復期以前の段階での予備焼鈍によ
る磁気特性向上を特徴とする本発明とは基本的に
考えを異にしている。
2回以上の冷延を施す一方向性電磁鋼板の製造方
法において冷延板を530〜700℃の温度範囲に30秒
〜30分間保持し磁気特性を向上させる方法が提示
されている。しかし上記特許公開公報の本文に詳
述されている様に530〜700℃の温度範囲での30秒
〜30分間の焼鈍は脱炭焼鈍前の一次再結晶の発現
を前提としたものであり冷延板の再結晶以前、特
に望ましくは回復期以前の段階での予備焼鈍によ
る磁気特性向上を特徴とする本発明とは基本的に
考えを異にしている。
なお本発明の予備焼鈍は脱炭焼鈍工程に先んじ
て別ラインで行つても良いし、脱炭焼鈍の前段階
で連続して付与しても良い。
て別ラインで行つても良いし、脱炭焼鈍の前段階
で連続して付与しても良い。
次に成分範囲を定めた理由について述べる。C
は0.02%未満の場合、二次再結晶が不良となり
0.12%を超えると脱炭性、磁気特性の点から好ま
しくない。Siは2.5%未満では良好な鉄損が得ら
れず、4%を超えると冷延性が著しく冷化する。
Mn及びSはMnSを形成させるために必要な元素
であり、適切なインヒビター効果を得るための
Mnの適量は0.03〜0.20%であり、好ましくは0.05
〜0.15%である。Sは0.01%未満では十分なイン
ヒビター効果が得られず、0.05%を超すと純化焼
鈍での脱流が困難となり好ましくない。
は0.02%未満の場合、二次再結晶が不良となり
0.12%を超えると脱炭性、磁気特性の点から好ま
しくない。Siは2.5%未満では良好な鉄損が得ら
れず、4%を超えると冷延性が著しく冷化する。
Mn及びSはMnSを形成させるために必要な元素
であり、適切なインヒビター効果を得るための
Mnの適量は0.03〜0.20%であり、好ましくは0.05
〜0.15%である。Sは0.01%未満では十分なイン
ヒビター効果が得られず、0.05%を超すと純化焼
鈍での脱流が困難となり好ましくない。
または、この他に、インヒビターとしてAlNを
利用する場合にはsol.Al,Nを添加するが、sol.
Alが0.01%未満では、十分なAlN効果が得られず
0.05%を超えると二次再結晶が不安定となる。N
は0.004%未満では十分なAlN効果が得られず
0.012%を超えるとブリスターが発生する。
利用する場合にはsol.Al,Nを添加するが、sol.
Alが0.01%未満では、十分なAlN効果が得られず
0.05%を超えると二次再結晶が不安定となる。N
は0.004%未満では十分なAlN効果が得られず
0.012%を超えるとブリスターが発生する。
さらに必要に応じて、Cu,Snを磁気特性の向
上を図るために含有させる。Cuは0.08%を超え
ると鉄損が劣化し、また酸洗後、冷延性も不利と
なる。Snは0.30%を超えると、熱延性、酸洗性、
冷延性、脱炭性等が劣化し作業性が悪くなる。
上を図るために含有させる。Cuは0.08%を超え
ると鉄損が劣化し、また酸洗後、冷延性も不利と
なる。Snは0.30%を超えると、熱延性、酸洗性、
冷延性、脱炭性等が劣化し作業性が悪くなる。
次に本発明の実施例について説明する。
実施例 1
C:0.045%、Si:3.15%、Mn:0.063%、S:
0.022%、sol.Al:0.0020%、N:0.0030%を含
み、残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素
鋼スラブを2.15m/m厚みの熱延板に仕上げ、酸
洗後0.60m/m厚みに冷延し、1000℃で40秒間の
中間焼鈍を施し、0.265m/m厚みに冷延した。
冷延板を400℃に2分間の再結晶にいたらない予
備焼鈍を施したものと、予備焼鈍無しのものにつ
いて引続き湿潤水素中において2.5分間の脱炭焼
鈍を施し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し引続
き1200℃で20時間の高温仕上焼鈍を施した。磁気
特性は次の通りであつた。
0.022%、sol.Al:0.0020%、N:0.0030%を含
み、残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素
鋼スラブを2.15m/m厚みの熱延板に仕上げ、酸
洗後0.60m/m厚みに冷延し、1000℃で40秒間の
中間焼鈍を施し、0.265m/m厚みに冷延した。
冷延板を400℃に2分間の再結晶にいたらない予
備焼鈍を施したものと、予備焼鈍無しのものにつ
いて引続き湿潤水素中において2.5分間の脱炭焼
鈍を施し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し引続
き1200℃で20時間の高温仕上焼鈍を施した。磁気
特性は次の通りであつた。
W17/50(w/Kg) B10(T)
予備焼鈍有り 1.16 1.88
予備焼鈍無し 1.23 1.86
実施例 2
C:0.058%、Si:2.95%、Mn:0.075%、S:
0.023%、sol.Al:0.028%、N:0.0080%を含
み、残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素
鋼スラブを2.3m/m厚みの熱延板に仕上げ、熱
延板を1130℃で4分間焼鈍し、焼鈍後急冷し、し
かる後0.285m/m厚み迄一回冷延を行つた。冷
延板に450℃で20秒間の再結晶にいたらない予備
焼鈍を施したものと、予備焼鈍無しのものについ
て引続き湿潤水素中において840℃で3分間の脱
炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し
引続き1200℃で20時間の高温仕上焼鈍を施した。
磁気特性は次の通りであつた。
0.023%、sol.Al:0.028%、N:0.0080%を含
み、残部が鉄および不可避的不純物からなる珪素
鋼スラブを2.3m/m厚みの熱延板に仕上げ、熱
延板を1130℃で4分間焼鈍し、焼鈍後急冷し、し
かる後0.285m/m厚み迄一回冷延を行つた。冷
延板に450℃で20秒間の再結晶にいたらない予備
焼鈍を施したものと、予備焼鈍無しのものについ
て引続き湿潤水素中において840℃で3分間の脱
炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し
引続き1200℃で20時間の高温仕上焼鈍を施した。
磁気特性は次の通りであつた。
W17/50(w/Kg) B10(T)
予備焼鈍有り 0.98 1.94
予備焼鈍無し 1.03 1.93
実施例 3
C:0.073%、Si:3.27%、Mn:0.072%、S:
0.025%、sol.Al:0.025%、N:0.0083%、Cu:
0.08%、Sn:0.11%を含み、残部が鉄および不可
避的不純物からなる珪素鋼スラブを2.0m/m厚
みの熱延板に仕上げ、熱延板を1120℃で4分間焼
鈍し、焼鈍後急冷し、しかる後0.225m/m厚み
迄一回冷延を行つた。冷延板に400℃で40秒間の
再結晶にいたらない予備焼鈍を施したものと、予
備焼鈍無のものについて引続き湿潤水素中におい
て840℃で2分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤
としてMgOを塗布し引続き1200℃で20時間の高
温仕上焼鈍を施した。磁気特性は次の通りであつ
た。
0.025%、sol.Al:0.025%、N:0.0083%、Cu:
0.08%、Sn:0.11%を含み、残部が鉄および不可
避的不純物からなる珪素鋼スラブを2.0m/m厚
みの熱延板に仕上げ、熱延板を1120℃で4分間焼
鈍し、焼鈍後急冷し、しかる後0.225m/m厚み
迄一回冷延を行つた。冷延板に400℃で40秒間の
再結晶にいたらない予備焼鈍を施したものと、予
備焼鈍無のものについて引続き湿潤水素中におい
て840℃で2分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤
としてMgOを塗布し引続き1200℃で20時間の高
温仕上焼鈍を施した。磁気特性は次の通りであつ
た。
W17/50(w/Kg) B10(T)
予備焼鈍有り 0.86 1.93
予備焼鈍無し 0.94 1.90
本発明によると、以上のように鉄損が低く、高
磁束密度の方向性電磁鋼板が安定して得られる。
磁束密度の方向性電磁鋼板が安定して得られる。
第1図は冷延板厚0.225m/mの一段冷延板の
脱炭焼鈍前予備焼鈍有無の場合の高温仕上焼鈍後
の磁気特性を示す図、第2図は上記一段冷延板の
予備焼鈍前後の硬度を示す図、第3図は上記一段
冷延板の脱炭焼鈍後の1/8板厚位置の再結晶組織
の面強度を示す図、第4図は冷延板厚0.265m/
mの二段冷延板の脱炭焼鈍前予備焼鈍有無の場合
の高温仕上焼鈍後の磁気特性を示す図、第5図は
上記二段冷延板の予備焼鈍前後の硬度を示す図、
第6図は第1図と同じ一段冷延板につき予備焼鈍
条件と高温仕上焼鈍後の磁気特性及び予備焼鈍後
の硬度、再結晶有無の関係を示す図、第7図は第
4図と同じ二段冷延板につき予備焼鈍条件と高温
仕上焼鈍後の磁気特性及び予備焼鈍後の硬度、再
結晶有無の関係を示す図である。
脱炭焼鈍前予備焼鈍有無の場合の高温仕上焼鈍後
の磁気特性を示す図、第2図は上記一段冷延板の
予備焼鈍前後の硬度を示す図、第3図は上記一段
冷延板の脱炭焼鈍後の1/8板厚位置の再結晶組織
の面強度を示す図、第4図は冷延板厚0.265m/
mの二段冷延板の脱炭焼鈍前予備焼鈍有無の場合
の高温仕上焼鈍後の磁気特性を示す図、第5図は
上記二段冷延板の予備焼鈍前後の硬度を示す図、
第6図は第1図と同じ一段冷延板につき予備焼鈍
条件と高温仕上焼鈍後の磁気特性及び予備焼鈍後
の硬度、再結晶有無の関係を示す図、第7図は第
4図と同じ二段冷延板につき予備焼鈍条件と高温
仕上焼鈍後の磁気特性及び予備焼鈍後の硬度、再
結晶有無の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.02〜0.12%、Si:2.5〜4.0%、Mn:
0.03〜0.20%、S:0.01〜0.05%を含み、残部が
鉄および不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを
熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一段冷
延又は中間焼鈍を含む二段以上の冷延を行い、引
続き脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う一方向性電磁鋼板
の製造において、最終冷延後の板を脱炭焼鈍前に
次式で与えられる温度と時間の領域で再結晶に至
らない予備焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 T=温度(℃)、t=時間(sec)、5sec≦t≦
1200sec 一段冷延材:300℃≦T≦(679−42.0log t)℃ 二段冷延材:300℃≦T≦(654−42.0log t)℃ 2 予備焼鈍の温度を次式で示す範囲とする特許
請求の範囲第1項記載の方法。 一段冷延材:300℃≦T≦(579−42.0log t)℃ 二段冷延材:300℃≦T≦(529−42.0log t)℃ 3 C:0.02〜0.12%、Si:2.5〜4.0%、Mn:
0.03〜0.20%、S:0.01〜0.05%、酸可溶Al:
0.01〜0.05%、N:0.004〜0.012%を含み、残部
が鉄および不可避的不純物からなる珪素鋼スラブ
を熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一段
冷延又は中間焼鈍を含む二段以上の冷延を行い、
引続き脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う一方向性電磁鋼
板の製造において、最終冷延後の板を脱炭焼鈍前
に次式で与えられる温度と時間の領域で再結晶に
至らない予備焼鈍を施すことを特徴とする磁気特
性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 T=温度(℃)、t=時間(sec)、5sec≦t≦
1200sec 一段冷延材:300℃≦T≦(679−42.0log t)℃ 二段冷延材:300℃≦T≦(654−42.0log t)℃ 4 予備焼鈍の温度を次式で示す範囲とする特許
請求の範囲第3項記載の方法。 一段冷延材:300℃≦T≦(579−42.0log t)℃ 二段冷延材:300℃≦T≦(529−42.0log t)℃ 5 C:0.02〜0.12%、Si:2.5〜4.0%、Mn:
0.03〜0.20%、S:0.01〜0.05%、酸可溶Al:
0.01〜0.05%、N:0.004〜0.012%、さらに0.08
%以下のCu、0.30%以下のSnを含み、残部が鉄
および不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを熱
延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一段冷延
又は中間焼鈍を含む二段以上の冷延を行い、引続
き脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の
製造において、最終冷延後の板を脱炭焼鈍前に次
式で与えられる温度と時間の領域で再結晶に至ら
ない予備焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 T=温度(℃)、t=時間(sec)、5sec≦t≦
1200sec 一段冷延材:300℃≦T≦(679−42.0log t)℃ 二段冷延材:300℃≦T≦(654−42.0log t)℃ 6 予備焼鈍の温度を次式で示す範囲とする特許
請求の範囲第5項記載の方法。 一段冷延材:300℃≦T≦(579−42.0log t)℃ 二段冷延材:300℃≦T≦(529−42.0log t)℃
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18244482A JPS5970723A (ja) | 1982-10-18 | 1982-10-18 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18244482A JPS5970723A (ja) | 1982-10-18 | 1982-10-18 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5970723A JPS5970723A (ja) | 1984-04-21 |
JPS6253573B2 true JPS6253573B2 (ja) | 1987-11-11 |
Family
ID=16118370
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18244482A Granted JPS5970723A (ja) | 1982-10-18 | 1982-10-18 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5970723A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014194073A (ja) * | 2013-02-28 | 2014-10-09 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101796234B1 (ko) | 2015-12-22 | 2017-11-09 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판용 절연피막 조성물, 이를 이용한 방향성 전기강판의 절연피막 형성방법, 및 방향성 전기강판 |
-
1982
- 1982-10-18 JP JP18244482A patent/JPS5970723A/ja active Granted
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014194073A (ja) * | 2013-02-28 | 2014-10-09 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5970723A (ja) | 1984-04-21 |
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