JPS63250420A - 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPS63250420A JPS63250420A JP62083852A JP8385287A JPS63250420A JP S63250420 A JPS63250420 A JP S63250420A JP 62083852 A JP62083852 A JP 62083852A JP 8385287 A JP8385287 A JP 8385287A JP S63250420 A JPS63250420 A JP S63250420A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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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〕
本発明はトランス等の鉄芯に用いられる高磁束密度一方
向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
向性電磁鋼板の製造方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
他の電気機器の鉄芯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。
他の電気機器の鉄芯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。
この励磁特性を表わす数値として通常Ｂｌ＋（磁場の強
さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を
表わす数値としてＷ１７１５０ （５０Ｈｚで１．７Ｔ
まで磁化させた時の１ ｋｇ当りの鉄損）を用いている
。
さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を
表わす数値としてＷ１７１５０ （５０Ｈｚで１．７Ｔ
まで磁化させた時の１ ｋｇ当りの鉄損）を用いている
。
この一方向性電磁鋼板は最終仕上焼鈍工程で２次再結晶
現象を起こさせ、鋼板面に（１１０）面、圧延方向に＜
ｏｏｌ＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させること
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、鋼板の純度等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
現象を起こさせ、鋼板面に（１１０）面、圧延方向に＜
ｏｏｌ＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させること
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、鋼板の純度等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。
方向性については、ＭｎＳ、ＡＩＮをインヒビターとし
て利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方法によっ
て大幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上し
てきた。
て利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方法によっ
て大幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上し
てきた。
一方近年エネルギー価格の高騰を背景として、トランス
メーカーは低鉄損トランス用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ァス合金や６．５％
Ｓｉ鋼等の開発も進められているが、トランス用材料と
して工業的に使用するには解決すべき問題を残している
。他方レーザー等を用いた磁区制御技術が近年開発され
、それによって鉄損特性が大幅に向上した。また製品の
磁束密度が高いほど磁区制御技術の効果が大きいため、
磁束密度の極めて高い製品を開発する必要性が高まって
きた。
メーカーは低鉄損トランス用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ァス合金や６．５％
Ｓｉ鋼等の開発も進められているが、トランス用材料と
して工業的に使用するには解決すべき問題を残している
。他方レーザー等を用いた磁区制御技術が近年開発され
、それによって鉄損特性が大幅に向上した。また製品の
磁束密度が高いほど磁区制御技術の効果が大きいため、
磁束密度の極めて高い製品を開発する必要性が高まって
きた。
含ＡＩ一方向性電磁鋼板を製造する方法において、最終
仕上焼鈍における昇温速度を低めとすることによって磁
束密度を高める方法が提案されているが（特公昭５６−
３３４５０） 、被膜形成が困難になる等解決すべき問
題を残している。
仕上焼鈍における昇温速度を低めとすることによって磁
束密度を高める方法が提案されているが（特公昭５６−
３３４５０） 、被膜形成が困難になる等解決すべき問
題を残している。
Ｃ発明が解決しようとする問題点〕
一方向性電磁鋼板を製造する場合極めて高い磁束密度を
もつ製品を安定して得ることが難しいという問題点を解
決する方法を提供するものである。
もつ製品を安定して得ることが難しいという問題点を解
決する方法を提供するものである。
ＣｆｊｆＨ点を解決するための手段〕
本発明はＡＩＮを主インヒビターとし、珪素鋼熱延板を
必要に応じて焼鈍し、圧下率８０超〜９５％の強圧下最
終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行な
う中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、上
記最終仕上焼鈍を行なう際７００℃から９００〜１０５
０℃の温度域までは２〜ｂ ｌ０００℃の温度域まで降温させ、次いで１１００〜１
３００℃の仕上焼鈍温度まで２〜ｂ ることによって極めて磁束密度の高い一方向性電磁鋼板
を製造する方法を提供するものである。
必要に応じて焼鈍し、圧下率８０超〜９５％の強圧下最
終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行な
う中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、上
記最終仕上焼鈍を行なう際７００℃から９００〜１０５
０℃の温度域までは２〜ｂ ｌ０００℃の温度域まで降温させ、次いで１１００〜１
３００℃の仕上焼鈍温度まで２〜ｂ ることによって極めて磁束密度の高い一方向性電磁鋼板
を製造する方法を提供するものである。
即ち本発明者らは、ＡＩＮを主インヒビターとする上記
一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて磁束密度
の高い製品を安定して得ることが難しいという問題点を
解決する方法を種々検討した結果、最終仕上焼鈍を行な
う際７００℃から９００〜１０５０℃の温度域までは２
〜ｂ ない、ひき続き７００〜１０００℃の温度域まで降温さ
せ次いで１１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度まで２〜
ｂ 極めて高くなるという現象を発見した。
一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて磁束密度
の高い製品を安定して得ることが難しいという問題点を
解決する方法を種々検討した結果、最終仕上焼鈍を行な
う際７００℃から９００〜１０５０℃の温度域までは２
〜ｂ ない、ひき続き７００〜１０００℃の温度域まで降温さ
せ次いで１１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度まで２〜
ｂ 極めて高くなるという現象を発見した。
以下本発明の詳細な説明する。
本発明の出発素材である珪素鋼熱延板の成分については
Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｃ： ０．０３〜０．１０％
、酸可溶性Ａｌ ： ０．０１０〜０．０６５％、Ｎ
： ０．００１０〜０．０１５０％、Ｍｎ ： ０
．０２〜０．３０％、Ｓ ： ０．００５〜０．０４０
％を含有する必要がある。
Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｃ： ０．０３〜０．１０％
、酸可溶性Ａｌ ： ０．０１０〜０．０６５％、Ｎ
： ０．００１０〜０．０１５０％、Ｍｎ ： ０
．０２〜０．３０％、Ｓ ： ０．００５〜０．０４０
％を含有する必要がある。
Ｓｆ は４，０％を超すと脆化が激しく冷間圧延が困難
となり好ましくない。一方２．５％未満では電気抵抗が
低く良好な鉄損特性を得難い。
となり好ましくない。一方２．５％未満では電気抵抗が
低く良好な鉄損特性を得難い。
Ｃは０．０３％未満では脱炭工程以前でのγ量が極めて
少なくなってしまい良好な１次再結晶組織が得難い。一
方０．１０％を超えると脱炭不良となり好ましくない。
少なくなってしまい良好な１次再結晶組織が得難い。一
方０．１０％を超えると脱炭不良となり好ましくない。
酸可溶性ＡＩ、Ｎは本発明において高磁束密度を得るた
めに必須の主インヒビターＡＩＮを得るための基本成分
であり、上記範囲を外れると２次再結晶が不安定となり
好ましくないので酸可溶性ＡＩ は、０．０１０〜０．
０６５％、Ｎは０．００１０〜０．０１５０％とする。
めに必須の主インヒビターＡＩＮを得るための基本成分
であり、上記範囲を外れると２次再結晶が不安定となり
好ましくないので酸可溶性ＡＩ は、０．０１０〜０．
０６５％、Ｎは０．００１０〜０．０１５０％とする。
またＭｎおよびＳはインヒビターＭｎＳを形成するため
に必要な元素であり、上記範囲を外れると２次再結晶が
不安定となり好ましくないのでＭｎは０．０２〜０．３
０％、Ｓはｏ、ｏｏｓ〜０．０４０％と定める。
に必要な元素であり、上記範囲を外れると２次再結晶が
不安定となり好ましくないのでＭｎは０．０２〜０．３
０％、Ｓはｏ、ｏｏｓ〜０．０４０％と定める。
その他インヒビター構成元素として公知であるＳｎ、Ｓ
ｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｂ 、 Ｖ
、 Ａｓ。
ｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｂ 、 Ｖ
、 Ａｓ。
Ｂｆ等を必要に応じて含有させてよい。
本発明は上記成分を含有する珪素鋼熱延板を出発材とし
、必要に応じて焼鈍し、圧下率８０超〜９５％の強圧下
最終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行
なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍を施す製造工程を前提としている。
、必要に応じて焼鈍し、圧下率８０超〜９５％の強圧下
最終冷間圧延を含む１回以上の冷間圧延と、その間に行
なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍を施す製造工程を前提としている。
本発明はＡＩＮを主インヒビターとしており、ＡＩＮの
析出処理を目的として、７００〜１２００℃の熱延板焼
鈍を必要に応じて行なう。
析出処理を目的として、７００〜１２００℃の熱延板焼
鈍を必要に応じて行なう。
２回以上の冷間圧延を行なう際の冷間圧延の間に行なう
中間焼鈍は７００〜１２００℃の温度で行なう。
中間焼鈍は７００〜１２００℃の温度で行なう。
最終強圧下冷間圧延の圧下率は８０超〜９５％にする必
要がある。８０％以下では高磁束密度が得難く、９５％
を超えると脱炭焼鈍後の集合組織が不適切となるため２
次再結晶に不安定が生じる。
要がある。８０％以下では高磁束密度が得難く、９５％
を超えると脱炭焼鈍後の集合組織が不適切となるため２
次再結晶に不安定が生じる。
最終強圧下冷間圧延後鋼板に７００〜９００℃の温度で
脱炭焼鈍を行なう。脱炭焼鈍後の鋼板表面に焼鈍分離剤
を塗布し、次いで最終仕上焼鈍を行ない製品とする。本
発明の特徴はこの最終仕上焼鈍工程にある。
脱炭焼鈍を行なう。脱炭焼鈍後の鋼板表面に焼鈍分離剤
を塗布し、次いで最終仕上焼鈍を行ない製品とする。本
発明の特徴はこの最終仕上焼鈍工程にある。
最終仕上焼鈍を行なう際は、７００℃から９００〜１０
５０℃の温度域までは２〜ｂ ない、ひき続き７００−１０００℃の温度域まで降温さ
せ、次いで１１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度まで２
〜ｂ 上焼鈍条件の限定理由を説明する。
５０℃の温度域までは２〜ｂ ない、ひき続き７００−１０００℃の温度域まで降温さ
せ、次いで１１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度まで２
〜ｂ 上焼鈍条件の限定理由を説明する。
本発明者らは、２次再結晶挙動を詳細に調査した結果次
のような新しい知見を得た。第１図に２次再結晶開始初
期及び２次再結晶完了期の２次再結晶粒の方位の一例を
示す。２次再結晶開始初期の２次再結晶粒の方位は（１
１０１＜００１＞に極めて近く、２次再結晶が進行する
に従って（１１０）＜００１＞方位から分散した方位粒
が２次再結晶してくるのがわかる。２次再結晶現象は木
質的には鉄の拡散による現象であり、温度によって大き
な影響を受ける。本発明者らは２次再結晶開始初期の２
次再結晶粒が（１１０１＜００１＞に極めて近いことに
着目し、２次再結晶開始直前又は開始初期に温度を降下
させることによって鉄の拡散を抑制しく１１０ ） ＜
００１＞に極めて近い方位粒のみを２次再結晶させるこ
とが可能ではないかと推定して広範な実験を行なった。
のような新しい知見を得た。第１図に２次再結晶開始初
期及び２次再結晶完了期の２次再結晶粒の方位の一例を
示す。２次再結晶開始初期の２次再結晶粒の方位は（１
１０１＜００１＞に極めて近く、２次再結晶が進行する
に従って（１１０）＜００１＞方位から分散した方位粒
が２次再結晶してくるのがわかる。２次再結晶現象は木
質的には鉄の拡散による現象であり、温度によって大き
な影響を受ける。本発明者らは２次再結晶開始初期の２
次再結晶粒が（１１０１＜００１＞に極めて近いことに
着目し、２次再結晶開始直前又は開始初期に温度を降下
させることによって鉄の拡散を抑制しく１１０ ） ＜
００１＞に極めて近い方位粒のみを２次再結晶させるこ
とが可能ではないかと推定して広範な実験を行なった。
以下実験結果に基づいて詳細に説明する。
第２図に最終仕上焼鈍の途中過程で降温を始めた温度と
製品の磁束密度との関係を示す。この場合Ｓｉ：３．２
７％、Ｃ： ０．０７８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６
％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｍｎ ： ０．０７１
％、Ｓ：０．０２５％を含有する２、３鶴厚の熱延板を
出発材とし、かかる熱延板を１１００℃２分間の焼鈍後
急冷し、０ 、２２５ ｍの最終厚みまで冷間圧延し、
ついで脱炭焼鈍を行なった後ＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１５℃／ｈｒの昇温速度で、第２図に
示す各温度まで昇温した後、８００℃まで降温した。
製品の磁束密度との関係を示す。この場合Ｓｉ：３．２
７％、Ｃ： ０．０７８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６
％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｍｎ ： ０．０７１
％、Ｓ：０．０２５％を含有する２、３鶴厚の熱延板を
出発材とし、かかる熱延板を１１００℃２分間の焼鈍後
急冷し、０ 、２２５ ｍの最終厚みまで冷間圧延し、
ついで脱炭焼鈍を行なった後ＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１５℃／ｈｒの昇温速度で、第２図に
示す各温度まで昇温した後、８００℃まで降温した。
８００℃に達した時点で再び１５℃／ｈｒの昇温速度で
昇温を始め、１２００℃まで昇温を行なった後２０時間
１２００℃に保持した。ここでの焼鈍雰囲気は、室温か
ら１２００℃までは２５％Ｎ！ ＋’７ｓ％Ｈ２とし、
１２００℃での保定中は１００％Ｈ２とした。第２図か
ら明らかなように降温開始温度９００〜１０５０℃の範
囲で磁束密度の向上効果が見られ、第２図を基に降温開
始温度を規定した。
昇温を始め、１２００℃まで昇温を行なった後２０時間
１２００℃に保持した。ここでの焼鈍雰囲気は、室温か
ら１２００℃までは２５％Ｎ！ ＋’７ｓ％Ｈ２とし、
１２００℃での保定中は１００％Ｈ２とした。第２図か
ら明らかなように降温開始温度９００〜１０５０℃の範
囲で磁束密度の向上効果が見られ、第２図を基に降温開
始温度を規定した。
そこで、９００〜１０５０℃の温度域から７００〜１０
００℃の温度域まで降温させる。純化を目的として鋼板
を１１００℃以上にする必要上、７００℃未満にまで降
温させると製造コストが増加するため好ましくなく 、
１０００℃を超えると２次再、結晶の進行が速いため効
果が得難いので７００〜１０００℃の温度域まで降温さ
せると規定した。
００℃の温度域まで降温させる。純化を目的として鋼板
を１１００℃以上にする必要上、７００℃未満にまで降
温させると製造コストが増加するため好ましくなく 、
１０００℃を超えると２次再、結晶の進行が速いため効
果が得難いので７００〜１０００℃の温度域まで降温さ
せると規定した。
続いて、７００〜１０００℃の温度域から１１００〜１
３００℃の仕上焼鈍温度まで昇温させる。１１００℃未
満で純化を行なうと時間がかかりすぎ好ましくなく、純
化の点で１３００℃超まで温度を上げる必要がない上製
造コストが増加して好ましくない。
３００℃の仕上焼鈍温度まで昇温させる。１１００℃未
満で純化を行なうと時間がかかりすぎ好ましくなく、純
化の点で１３００℃超まで温度を上げる必要がない上製
造コストが増加して好ましくない。
７００℃から９００〜１０５０℃の温度域までの昇温速
度は２〜ｂ 次再結晶が不安定となり好ましくなく、５０℃／ｈｒを
超えると２次再結晶の核発生が過度となり、（１１０）
＜００１＞方位から分散したものまで容易に核発生し
結果として磁束密度が低下して好ましくない。
度は２〜ｂ 次再結晶が不安定となり好ましくなく、５０℃／ｈｒを
超えると２次再結晶の核発生が過度となり、（１１０）
＜００１＞方位から分散したものまで容易に核発生し
結果として磁束密度が低下して好ましくない。
７００〜１０００℃の温度域から１１００〜１３００℃
の仕上焼鈍温度までの昇温速度は２〜ｂ ２℃／ｈｒ未満では２次再結晶が不安定となり、好まし
くなく、５０℃／ｈｒを超えると、２次再結晶の核が過
度に発生しやすくなり、（１１０） ＜００１＞方位か
ら分散したものまで容易に核発生し結果として磁束密度
が低下して好ましくない。
の仕上焼鈍温度までの昇温速度は２〜ｂ ２℃／ｈｒ未満では２次再結晶が不安定となり、好まし
くなく、５０℃／ｈｒを超えると、２次再結晶の核が過
度に発生しやすくなり、（１１０） ＜００１＞方位か
ら分散したものまで容易に核発生し結果として磁束密度
が低下して好ましくない。
本発明の特徴である９００〜１０５０℃の温度域から７
００〜１０００℃の温度域まで降温させる効果のメカニ
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は以下のように考えている。第１図に示すように、２次
再結晶開始初期の２次再結晶粒の方位は（１１０） ＜
００１＞方位に極めて近い。これは（１１０） ＜００
１．＞に極めて近い方位粒の核発生が（１１０１＜００
１＞から分散した方位の核発生よりも早期に起ることを
示唆している。２次再結晶の核発生に関してはいくつか
の考え方があるが、鉄の拡散を必要とするという点では
共通している。拡散現象自体温度に強く依存することは
知られており、（１１０） ＜００１＞に極めて近い方
位粒の核が発生した段階で温度を下げると（１１０）
＜００１＞から分散した方位粒の核発生が生じな（なる
ものと考えられる。７００〜１０００℃のいずれかの温
度から１１００−１３００℃のいずれかの温度までの昇
温中筬に核発生している（１１０１ ＜００１＞に極め
て近い方位粒は容易に２次再結晶粒となり粒成長してい
くのに対して、（１１０） ＜ＯＯＤから分散した方位
粒は降温を始めた温度以上に達っした時にようやく核発
生時期を迎えることになる。そしてその時点では（１１
０） ＜００１＞に極めて近い２次再結晶粒が鋼板のか
なりの部分を占めてしまって（１１０１＜００１＞から
分散した方位粒の核発生が可能な鋼板部分が少なくなっ
ていると考えられる。従って本発明の効果は（１１０）
＜００１＞から分散した方位粒の核発生を積極的に抑
制することによって、（１１０１＜００１＞に極めて近
い２次再結晶粒が鋼板を占める割合を増加させたことに
よると考えられる。
００〜１０００℃の温度域まで降温させる効果のメカニ
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は以下のように考えている。第１図に示すように、２次
再結晶開始初期の２次再結晶粒の方位は（１１０） ＜
００１＞方位に極めて近い。これは（１１０） ＜００
１．＞に極めて近い方位粒の核発生が（１１０１＜００
１＞から分散した方位の核発生よりも早期に起ることを
示唆している。２次再結晶の核発生に関してはいくつか
の考え方があるが、鉄の拡散を必要とするという点では
共通している。拡散現象自体温度に強く依存することは
知られており、（１１０） ＜００１＞に極めて近い方
位粒の核が発生した段階で温度を下げると（１１０）
＜００１＞から分散した方位粒の核発生が生じな（なる
ものと考えられる。７００〜１０００℃のいずれかの温
度から１１００−１３００℃のいずれかの温度までの昇
温中筬に核発生している（１１０１ ＜００１＞に極め
て近い方位粒は容易に２次再結晶粒となり粒成長してい
くのに対して、（１１０） ＜ＯＯＤから分散した方位
粒は降温を始めた温度以上に達っした時にようやく核発
生時期を迎えることになる。そしてその時点では（１１
０） ＜００１＞に極めて近い２次再結晶粒が鋼板のか
なりの部分を占めてしまって（１１０１＜００１＞から
分散した方位粒の核発生が可能な鋼板部分が少なくなっ
ていると考えられる。従って本発明の効果は（１１０）
＜００１＞から分散した方位粒の核発生を積極的に抑
制することによって、（１１０１＜００１＞に極めて近
い２次再結晶粒が鋼板を占める割合を増加させたことに
よると考えられる。
１１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度まで昇温した後は
Ｓ、Ｎ等の不純物の純化のために１１００〜１３００℃
の温度範囲に５時間以上保持する。
Ｓ、Ｎ等の不純物の純化のために１１００〜１３００℃
の温度範囲に５時間以上保持する。
最終仕上焼鈍中の雰囲気については特に限定しないが、
室温から９００〜１０５０℃の温度域までの昇温過程、
ひき続＜７００〜１０００℃の温度域までの降温過程、
ひき続＜ １１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度までの
昇温過程において焼鈍雰囲気に５％以上の窒素ガスが含
まれていることは２次再結晶の安定化の点で好ましい。
室温から９００〜１０５０℃の温度域までの昇温過程、
ひき続＜７００〜１０００℃の温度域までの降温過程、
ひき続＜ １１００〜１３００℃の仕上焼鈍温度までの
昇温過程において焼鈍雰囲気に５％以上の窒素ガスが含
まれていることは２次再結晶の安定化の点で好ましい。
最終仕上焼鈍後に鋼板に張力を付加するコーティングを
行なうと鉄損特性が一層向上する。本発明によって製造
された製品は極めて磁束密度が高いため、レーザー等を
用いた磁区制御を行なうと極めて鉄損特性の優れた製品
になる。
行なうと鉄損特性が一層向上する。本発明によって製造
された製品は極めて磁束密度が高いため、レーザー等を
用いた磁区制御を行なうと極めて鉄損特性の優れた製品
になる。
以下実施例について述べる。
実施例Ｉ
Ｓｉ：３．２５％、Ｃ： ０．０７８％、酸可溶性Ａｌ
＝０．０２６％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｍｎ
： ０．０７１％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１２
％、Ｃｕ ： ０．０７％を含む板厚２．３鶴の熱延板
に１１００℃２分間の焼鈍後０．２２５鶴の最終厚みま
で冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき続きＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、０１２００℃まで１５
℃／ｈｒで昇温、０９５０℃まで１５℃／ｈｒで昇温後
８００℃まで降温し再び１５℃／ｈｒで１２００℃まで
昇温、０１０００℃まで１５℃／ｈｒで昇温後８００℃
まで降温し再び１５℃／ｈｒで１２００℃まで昇温の３
通りの処理後ひき続き１２００℃で２０時間保持した。
＝０．０２６％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｍｎ
： ０．０７１％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１２
％、Ｃｕ ： ０．０７％を含む板厚２．３鶴の熱延板
に１１００℃２分間の焼鈍後０．２２５鶴の最終厚みま
で冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき続きＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、０１２００℃まで１５
℃／ｈｒで昇温、０９５０℃まで１５℃／ｈｒで昇温後
８００℃まで降温し再び１５℃／ｈｒで１２００℃まで
昇温、０１０００℃まで１５℃／ｈｒで昇温後８００℃
まで降温し再び１５℃／ｈｒで１２００℃まで昇温の３
通りの処理後ひき続き１２００℃で２０時間保持した。
焼鈍雰囲気は１２００℃以下では２５％Ｎｔ ＋７５％
Ｈ２とし１２００℃になった時点で１００％Ｈ２とした
。処理条件と製品の磁束密度との関係を第１表に示す。
Ｈ２とし１２００℃になった時点で１００％Ｈ２とした
。処理条件と製品の磁束密度との関係を第１表に示す。
第１表
実施例２
Ｓｉ：３．５１％、Ｃ： ０．０８４％、酸可溶性ＡＩ
二〇、０２５％、Ｎ ： ０．００８０％、Ｍｎ
： ０．０７５％、Ｓ：０．０２４％、Ｓｎ：０．１６
％を含む板厚２．３ｆｌの熱延板に１１００℃２分間の
焼鈍後０．２２５１１の最終厚みまで冷間圧延し、つい
で脱炭焼鈍し、ひき続きＭｇ。
二〇、０２５％、Ｎ ： ０．００８０％、Ｍｎ
： ０．０７５％、Ｓ：０．０２４％、Ｓｎ：０．１６
％を含む板厚２．３ｆｌの熱延板に１１００℃２分間の
焼鈍後０．２２５１１の最終厚みまで冷間圧延し、つい
で脱炭焼鈍し、ひき続きＭｇ。
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、０１２００℃まで
１５℃／ｈｒで昇温、０９５０℃まで１５℃／ｈｒで昇
温後８００℃まで降温し再び１５℃／ｈｒで１２００℃
まで昇温の２通りの処理後ひき続き１２００℃で２０時
間保持した。焼鈍雰囲気は１２００℃以下では２５％Ｎ
Ｚ ＋７５％１１□とし１２００℃になった時点で１０
０％Ｈ７とした。処理条件と製品の磁束密度との関係を
第２表に示す。
１５℃／ｈｒで昇温、０９５０℃まで１５℃／ｈｒで昇
温後８００℃まで降温し再び１５℃／ｈｒで１２００℃
まで昇温の２通りの処理後ひき続き１２００℃で２０時
間保持した。焼鈍雰囲気は１２００℃以下では２５％Ｎ
Ｚ ＋７５％１１□とし１２００℃になった時点で１０
０％Ｈ７とした。処理条件と製品の磁束密度との関係を
第２表に示す。
第２表
実施例３
Ｓｉ：３．２９％、Ｃ： ０．０７５％、酸可溶性ＡＩ
＝０．０２６％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｍｎ
： ０．０７１％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１２
％、Ｃｕ：０．０６％を含む板厚２．３鰭の熱延板に１
１００℃２分間の焼鈍後０．２２５鰭の最終厚みまで冷
間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき続きＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、０１２００℃まで１５℃／
ｈｒで昇温、０１０００℃まで１５℃／ｈｒで昇温し、
１０００℃で１５時間保持後１５℃／ｈｒで１２００℃
まで昇温、０１０００℃まで１５’Ｃ／ｈｒで昇温後８
００℃まで降温し、再び１５°Ｃ／ｈｒで１２００℃ま
で昇温の３通りの処理後ひき続き１２００℃で２０時間
保持した。焼鈍雰囲気は１２００℃以下では２５％Ｎ！
＋７５％Ｈ２として１２００℃になった時点で、１００
％Ｈ２とした。処理条件と製品の磁束密度との関係を第
３表に示す。
＝０．０２６％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｍｎ
： ０．０７１％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１２
％、Ｃｕ：０．０６％を含む板厚２．３鰭の熱延板に１
１００℃２分間の焼鈍後０．２２５鰭の最終厚みまで冷
間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、ひき続きＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、０１２００℃まで１５℃／
ｈｒで昇温、０１０００℃まで１５℃／ｈｒで昇温し、
１０００℃で１５時間保持後１５℃／ｈｒで１２００℃
まで昇温、０１０００℃まで１５’Ｃ／ｈｒで昇温後８
００℃まで降温し、再び１５°Ｃ／ｈｒで１２００℃ま
で昇温の３通りの処理後ひき続き１２００℃で２０時間
保持した。焼鈍雰囲気は１２００℃以下では２５％Ｎ！
＋７５％Ｈ２として１２００℃になった時点で、１００
％Ｈ２とした。処理条件と製品の磁束密度との関係を第
３表に示す。
以下余白
第３表
〔発明の効果〕
以上のとおり、本発明によれば、最終仕上焼鈍工程の熱
サイクルに降温部を付加することによって極めて磁束密
度の高い一方向性電磁鋼板を安定して製造することがで
きるので、その工業的効果は大きい。
サイクルに降温部を付加することによって極めて磁束密
度の高い一方向性電磁鋼板を安定して製造することがで
きるので、その工業的効果は大きい。
第１図は２次再結晶開始初期と２次再結晶完了期の２次
再結晶粒の方位の比較図。第２図は最終仕上焼鈍の工程
中降温を開始する温度と製品の磁束密度との関係図であ
る。 （１００）極点図 俸１図 第２図 手続補正Ｗ（自発） 昭和６２年１１月７２日 特許庁長官 小 川 邦 夫 殿 １、事件の表示 昭和６２年特許願第８３８５２号 ２、 発明の名称 磁束密度の掻めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 名称 （６６５）新日本製鐵株式会社 ４、代理人 住所 〒１０５東京都港区虎ノ門−丁目８番ＩＯ号５、
補正の対象 図面（第２図） ６、補正の内容 第２図を別紙のように補正する。 ７、添付書類の目録 図面（第２図） １通第２図
再結晶粒の方位の比較図。第２図は最終仕上焼鈍の工程
中降温を開始する温度と製品の磁束密度との関係図であ
る。 （１００）極点図 俸１図 第２図 手続補正Ｗ（自発） 昭和６２年１１月７２日 特許庁長官 小 川 邦 夫 殿 １、事件の表示 昭和６２年特許願第８３８５２号 ２、 発明の名称 磁束密度の掻めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 名称 （６６５）新日本製鐵株式会社 ４、代理人 住所 〒１０５東京都港区虎ノ門−丁目８番ＩＯ号５、
補正の対象 図面（第２図） ６、補正の内容 第２図を別紙のように補正する。 ７、添付書類の目録 図面（第２図） １通第２図
Claims (1)
- 重量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｃ：０．０３〜０
．１０％、ｓｏｌＡｌ：０．０１０〜０．０６５％、Ｎ
：０．００１０〜０．０１５０％、Ｍｎ：０．０２〜０
．３０％、Ｓ：０．００５〜０．０４０％および残部が
実質的にＦｅからなる珪素鋼熱延板を、圧下率：８０超
〜９５％の強圧下最終冷間圧延を含む１回或は中間焼鈍
過程を介挿する２回以上の冷間圧延を行い、次いで脱炭
焼鈍、焼鈍分離剤塗布さらに最終仕上焼鈍を施して一方
向性電磁鋼板を製造する方法において、前記最終仕上焼
鈍を行うに際し、上記成分を有する珪素鋼板を７００℃
から９００〜１０５０℃の温度域内までを２〜５０℃／
ｈｒの昇温速度で加熱し、次いで７００〜１０００℃の
温度域内まで降温せしめさらに、１１００〜１３００℃
の仕上焼鈍温度まで２〜５０℃／ｈｒの昇温速度で加熱
することを特徴とする磁束密度の極めて高い一方向性電
磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62083852A JPH0826398B2 (ja) | 1987-04-07 | 1987-04-07 | 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62083852A JPH0826398B2 (ja) | 1987-04-07 | 1987-04-07 | 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63250420A true JPS63250420A (ja) | 1988-10-18 |
| JPH0826398B2 JPH0826398B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=13814225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62083852A Expired - Lifetime JPH0826398B2 (ja) | 1987-04-07 | 1987-04-07 | 磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826398B2 (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5855212A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Toyota Motor Corp | 模型の成形方法 |
-
1987
- 1987-04-07 JP JP62083852A patent/JPH0826398B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5855212A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Toyota Motor Corp | 模型の成形方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0826398B2 (ja) | 1996-03-13 |
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