JPH01283324A - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH01283324A JPH01283324A JP63112551A JP11255188A JPH01283324A JP H01283324 A JPH01283324 A JP H01283324A JP 63112551 A JP63112551 A JP 63112551A JP 11255188 A JP11255188 A JP 11255188A JP H01283324 A JPH01283324 A JP H01283324A
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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、電気機器の鐵芯として用いられる一方向性電
磁鋼板の製造に際し、基本的冶金現象として利用される
二次再結晶の発現に対して有効な析出物(一般にインヒ
ビターと呼ばれている)として新規な成分組成とそれを
前提とするプロセスに関する。
磁鋼板の製造に際し、基本的冶金現象として利用される
二次再結晶の発現に対して有効な析出物(一般にインヒ
ビターと呼ばれている)として新規な成分組成とそれを
前提とするプロセスに関する。
一方向性電磁鋼板は、鋼板面が(1101面で圧延方向
に<001>軸を有する所謂ゴス方位(ミラー指数で(
110) <001>方位と表す)を持つ結晶粒から構
成されており、軟磁性材料として変圧器および電機用の
鐵芯に使用される。
に<001>軸を有する所謂ゴス方位(ミラー指数で(
110) <001>方位と表す)を持つ結晶粒から構
成されており、軟磁性材料として変圧器および電機用の
鐵芯に使用される。
この鋼板は、磁気特性として磁化特性と鐵損特性が良好
でなければならない。
でなければならない。
磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場の下で鐵芯内
に誘起される磁束密度で決まり、磁束密度が高い製品(
一方向性電磁銅板)を用いると鐵芯を小型化できる。
に誘起される磁束密度で決まり、磁束密度が高い製品(
一方向性電磁銅板)を用いると鐵芯を小型化できる。
磁束密度が高い鋼板は、結晶粒の方位を(1101<0
01>に高度に揃えることによって得られる。
01>に高度に揃えることによって得られる。
鐵損は、鐵芯に所定の交流磁場を与えたときに熱エネル
ギとして消費される電力損失であり、その良否に対して
、磁束密度、板厚、鋼中の不純物量、比抵抗、結晶粒度
等が影響する。
ギとして消費される電力損失であり、その良否に対して
、磁束密度、板厚、鋼中の不純物量、比抵抗、結晶粒度
等が影響する。
磁束密度が高い銅j板は、電気機器の識芯を小さくでき
るととも乙こ識損も低くなるから望ましく、当該分野で
はできる限り磁束密度の高い製品を低コスI・で製造す
る方法の開発が課題となっている。
るととも乙こ識損も低くなるから望ましく、当該分野で
はできる限り磁束密度の高い製品を低コスI・で製造す
る方法の開発が課題となっている。
処で、一方向性電磁鋼板は、スラブを熱間圧延して得ら
れる熱延機を適切な冷間圧延と焼鈍との組合せにより最
終板厚とした鋼板を仕上焼鈍することにより、(110
1<001>方位を有する一次再結晶粒を選択成畏させ
る所謂二次再結晶によって得られる。
れる熱延機を適切な冷間圧延と焼鈍との組合せにより最
終板厚とした鋼板を仕上焼鈍することにより、(110
1<001>方位を有する一次再結晶粒を選択成畏させ
る所謂二次再結晶によって得られる。
二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細な析出物、
たとえばMnS 、 八nN 、MnSe、 (
AA 。
たとえばMnS 、 八nN 、MnSe、 (
AA 。
5i)N、 CuzS等が存在すること或はSn、Sb
等の粒界存在型の元素が存在するごとによって達成され
る。ごれら析出物、粒界存在型の元素は、J。
等の粒界存在型の元素が存在するごとによって達成され
る。ごれら析出物、粒界存在型の元素は、J。
E、 May and D、Turnbull (Tr
ans、Met、Soc、AIME212(1958)
p769/781)によって説明されているように、
仕上焼鈍工程で(110) <001>方位以外の一次
再結晶粒の成長を抑え、fllol <001>方位粒
を選択的に成長させる機能を持つ。
ans、Met、Soc、AIME212(1958)
p769/781)によって説明されているように、
仕上焼鈍工程で(110) <001>方位以外の一次
再結晶粒の成長を抑え、fllol <001>方位粒
を選択的に成長させる機能を持つ。
このような、粒成長の抑制効果は、一般にインヒビター
効果と呼ばれている。
効果と呼ばれている。
従って、当該分野における研究開発の重点課題は、如何
なる種類の析出物或は粒界存在型の元素を用いて二次再
結晶を安定させるか、そして正確な(110) <00
1>方位粒の存在割合を高めるために、それらの適切な
存在状態を如何に達成するかにある。
なる種類の析出物或は粒界存在型の元素を用いて二次再
結晶を安定させるか、そして正確な(110) <00
1>方位粒の存在割合を高めるために、それらの適切な
存在状態を如何に達成するかにある。
特に、最近では、一種類の析出物による(110)<0
01>方位の高度な制御に限界がある処から、種々の析
出物について短所、長所を深く解明することにより幾つ
かの析出物を有機的に組合せて、より磁束密度の高い製
品を安定してかつ低コストで製造し得る技術の開発が進
められている。
01>方位の高度な制御に限界がある処から、種々の析
出物について短所、長所を深く解明することにより幾つ
かの析出物を有機的に組合せて、より磁束密度の高い製
品を安定してかつ低コストで製造し得る技術の開発が進
められている。
析出物の種類として、N、F、Littmannは、特
公昭30−3651号公報にまた、J、E、Mayおよ
びり、Turnbullは、TransoMet、So
c、八IME 212(1958) p769/781
にMnSを、日日および叛意は、特公昭33−4710
号公報にAjl!NとMnSを、F ied lerは
、Trans、Met、Soc。
公昭30−3651号公報にまた、J、E、Mayおよ
びり、Turnbullは、TransoMet、So
c、八IME 212(1958) p769/781
にMnSを、日日および叛意は、特公昭33−4710
号公報にAjl!NとMnSを、F ied lerは
、Trans、Met、Soc。
AIME 212(1961) p、1201〜120
5にVNを、今生らは、特公昭51−13469号公報
にMnSe、Sbを、J、A。
5にVNを、今生らは、特公昭51−13469号公報
にMnSe、Sbを、J、A。
Salsgiverらは特公昭57−45818号公報
にAffiNと硫化銅を小松らは、特公昭62−452
85号公報に(AA、5i)Nを提示している。その他
に、TiS 。
にAffiNと硫化銅を小松らは、特公昭62−452
85号公報に(AA、5i)Nを提示している。その他
に、TiS 。
CrS 、CrC、NbC,5iOz等も知られてい
る。
る。
一方、粒界存在型の元素として、日本金属学会誌27(
1963) p、186に、斉藤達雄がAs、Sn、S
b等を提示しているが、工業生産においては、これら元
素が単独で使用される例は無く、何れも析出物と共存さ
せてその補助的効果を狙って使用される。
1963) p、186に、斉藤達雄がAs、Sn、S
b等を提示しているが、工業生産においては、これら元
素が単独で使用される例は無く、何れも析出物と共存さ
せてその補助的効果を狙って使用される。
さらに、特徴のあるインヒビターとして、It、Gre
nobleにより合衆国特許第3.905.842号(
1975)に提示されているもの、H,Fiedler
により合衆国特許第3,905,843号(1975)
に提示されているものがある。即ち、固溶のS、B、N
を適当量だけ存在させることによって、磁束密度の高い
一方向性電磁鋼板の製造を可能にしている。
nobleにより合衆国特許第3.905.842号(
1975)に提示されているもの、H,Fiedler
により合衆国特許第3,905,843号(1975)
に提示されているものがある。即ち、固溶のS、B、N
を適当量だけ存在させることによって、磁束密度の高い
一方向性電磁鋼板の製造を可能にしている。
二次再結晶に効果のある析出物の選択基準は、必ずしも
明らかにされていないが、その代表他見解か、検問によ
り[鐵と鋼J 53(1967) p、1007〜10
73に述べられている。要約すると、(1)大きさは、
0,1μIn程度 (2)必要容積は、0.1vo1.%以上(3)二次再
結晶温度域で完全に)容けてしまっても、全く溶けなく
ても不可であり、適当な程度固溶すること である。
明らかにされていないが、その代表他見解か、検問によ
り[鐵と鋼J 53(1967) p、1007〜10
73に述べられている。要約すると、(1)大きさは、
0,1μIn程度 (2)必要容積は、0.1vo1.%以上(3)二次再
結晶温度域で完全に)容けてしまっても、全く溶けなく
ても不可であり、適当な程度固溶すること である。
上に述べた種々の析出物は、これらの条件G°こ当ては
まる部分もあるが、全ての現象かこの条件に当てはまる
わけではない。本発明の冷間圧延以降に鋼板を窒化する
プロセスにおいては、−に記(1)は重要な意味を持た
ない。
まる部分もあるが、全ての現象かこの条件に当てはまる
わけではない。本発明の冷間圧延以降に鋼板を窒化する
プロセスにおいては、−に記(1)は重要な意味を持た
ない。
このように、現状では、析出物の選択をする際の指導原
理は確立しておらず、試行錯誤の繰返しで新しいインヒ
ビター制御技術が探索されている。
理は確立しておらず、試行錯誤の繰返しで新しいインヒ
ビター制御技術が探索されている。
何れにしても、高い磁束密度(+11(11<001.
>方位の高い集積度)を得るためには、析出物を微細で
均一かつ多量に、仕上焼鈍前の鋼板中に存在させること
が必要であり、析出物の制御と併せその析出物の特性に
合致する圧延、熱処理の適切な組合せにより、二次再結
晶前の性状を調整することが重要である。
>方位の高い集積度)を得るためには、析出物を微細で
均一かつ多量に、仕上焼鈍前の鋼板中に存在させること
が必要であり、析出物の制御と併せその析出物の特性に
合致する圧延、熱処理の適切な組合せにより、二次再結
晶前の性状を調整することが重要である。
現在、]二業生産されている代表的な一方向性電磁釦、
I板の製造方法として3種類あり、それぞれ長所および
短所をもっでいる。
I板の製造方法として3種類あり、それぞれ長所および
短所をもっでいる。
第1の製造方法は、M、F、littmannにより特
公昭30 3651号公幸旧こ提示された、MnSをイ
ンヒビターとして用いる2凹冷延プロセスである。−次
再結晶粒は安定して発達するけれども、高い磁束密度か
得られない。
公昭30 3651号公幸旧こ提示された、MnSをイ
ンヒビターとして用いる2凹冷延プロセスである。−次
再結晶粒は安定して発達するけれども、高い磁束密度か
得られない。
第2の製造方法は、田[」、板金らにより特公昭404
5644号公報乙こ提示された、ApN+MnSをイン
ヒビターとして用い、最終冷延を80%を超える強圧下
とする1凹冷延プロセスであり、極めて高い磁束密度か
得られるけれども、工業生産に際して製造条件の適正範
囲が狭く、高い磁性の製品の安定した生産か困難である
。
5644号公報乙こ提示された、ApN+MnSをイン
ヒビターとして用い、最終冷延を80%を超える強圧下
とする1凹冷延プロセスであり、極めて高い磁束密度か
得られるけれども、工業生産に際して製造条件の適正範
囲が狭く、高い磁性の製品の安定した生産か困難である
。
第3の製造方法は、今生らにより特公昭51−1346
1号公報に提示された、Mn5(および/またはMn5
e)+sbをインヒビターとして用いる2凹冷延プロセ
スであって、比較的高い磁束密度が得られるけれども、
Sb 、Seといった有害かつ高価な元素を使用し、し
かも2回冷延法である処から製造コストが高い。
1号公報に提示された、Mn5(および/またはMn5
e)+sbをインヒビターとして用いる2凹冷延プロセ
スであって、比較的高い磁束密度が得られるけれども、
Sb 、Seといった有害かつ高価な元素を使用し、し
かも2回冷延法である処から製造コストが高い。
上記3種類の製造方法には、共通ずる次の問題がある。
即ち、これら製造方法においては、何れも析出物を微細
かつ均一に析出させるために、析出物を一旦固溶させる
。そのために、スラブ加熱温度が必然的に高くなる。
かつ均一に析出させるために、析出物を一旦固溶させる
。そのために、スラブ加熱温度が必然的に高くなる。
因みに、第1の製造方法においては、スラブ加熱温度は
1260℃以−トであり、第2の製造方法においては、
特開昭48−51852号公報に開示されているように
、素材のSi含有量によるか、Si:3%の場合で13
50℃である。第3の製造方法においても、特開昭51
−20716号公報に開示されているように、スラブ加
熱温度は1230℃以上てあり、高い磁束密度か得られ
た実施例によれば1320℃といった極めて高い/精度
である。
1260℃以−トであり、第2の製造方法においては、
特開昭48−51852号公報に開示されているように
、素材のSi含有量によるか、Si:3%の場合で13
50℃である。第3の製造方法においても、特開昭51
−20716号公報に開示されているように、スラブ加
熱温度は1230℃以上てあり、高い磁束密度か得られ
た実施例によれば1320℃といった極めて高い/精度
である。
このように、スラブを高温に加熱して析出物を固溶さ・
已、その後の熱間圧延中或ば熱処理中に析出させる。
已、その後の熱間圧延中或ば熱処理中に析出させる。
スラブ加熱温度が高くなると、加熱のためのエネルギ消
費か多くなるとともに、ノロの発生による歩留りの低下
といった問題がある他加熱炉の補修コス)・の増大、設
備稼働率の低下といった問題を惹起する。さらに、特公
昭57−41526号公報に開示されているように、ス
ラブの加熱温度が高いごとに起因して線状の二次再結晶
不良部が発生するため、連続鋳造スラブを使用できない
という問題がある。
費か多くなるとともに、ノロの発生による歩留りの低下
といった問題がある他加熱炉の補修コス)・の増大、設
備稼働率の低下といった問題を惹起する。さらに、特公
昭57−41526号公報に開示されているように、ス
ラブの加熱温度が高いごとに起因して線状の二次再結晶
不良部が発生するため、連続鋳造スラブを使用できない
という問題がある。
JJilえて、1−゛記コスト面の問題以−ヒに重要な
問題は、鐵)員を低下せしめるべくsi含有量を多く、
製品板厚を)Nくするといった11段を採ると、前記綿
状の二次再結晶不良部か多発し、高温スラブ加熱法を前
提とするプロセスでは、将来の鐵損特性1i+IIJこ
希望か持てないことである。
問題は、鐵)員を低下せしめるべくsi含有量を多く、
製品板厚を)Nくするといった11段を採ると、前記綿
状の二次再結晶不良部か多発し、高温スラブ加熱法を前
提とするプロセスでは、将来の鐵損特性1i+IIJこ
希望か持てないことである。
かかる問題を解決すべく、特公昭61−60896号公
報に、鋼中のS含有量を少なくすることによって、二次
再結晶を極めて安定させ、高Si化、薄手化を可能なら
しめるプロセスが提案された。しかしながら、このプロ
セスにも工業生産において、磁束密度を高い水準で安定
させることが困難であるという問題がある。
報に、鋼中のS含有量を少なくすることによって、二次
再結晶を極めて安定させ、高Si化、薄手化を可能なら
しめるプロセスが提案された。しかしながら、このプロ
セスにも工業生産において、磁束密度を高い水準で安定
させることが困難であるという問題がある。
一方、)1.Grenobleにより合衆国特許第3,
905,842号に提示された方法或はH,Fiedl
erにより合衆国特許第3 、905 、843号に提
示された方法があるが、これらの技術には本質的な矛盾
があり、工業生産されていない。即ち、この技術ではイ
ンヒビターとして固溶Sを主体としているから、固溶S
を確保するためにMn含有量を低くし、MnSを形成さ
せないことが必須の要件である。具体的には、Mn/S
≦2.1が必須の要件となる。処で、広べ知られている
ように、固溶Sは材料の靭性に極めて悪影響を持つ。従
って、Si含有量が多く、割れ易い一方向性電磁鋼板に
あっては、このような固溶Sのある状態で材料を冷間圧
延することは、工業生産では極めて困難である。
905,842号に提示された方法或はH,Fiedl
erにより合衆国特許第3 、905 、843号に提
示された方法があるが、これらの技術には本質的な矛盾
があり、工業生産されていない。即ち、この技術ではイ
ンヒビターとして固溶Sを主体としているから、固溶S
を確保するためにMn含有量を低くし、MnSを形成さ
せないことが必須の要件である。具体的には、Mn/S
≦2.1が必須の要件となる。処で、広べ知られている
ように、固溶Sは材料の靭性に極めて悪影響を持つ。従
って、Si含有量が多く、割れ易い一方向性電磁鋼板に
あっては、このような固溶Sのある状態で材料を冷間圧
延することは、工業生産では極めて困難である。
前述のように、低コストで、高い磁束密度を有し、将来
、低鐵損の可能性の高い高Si、薄手製品の製造を可能
ならしめるためには、インヒビター設計を再構築する必
要がある。さらに、安定して磁束密度の高い製品を得る
ためには、製造条件による不安定性を除く必要がある。
、低鐵損の可能性の高い高Si、薄手製品の製造を可能
ならしめるためには、インヒビター設計を再構築する必
要がある。さらに、安定して磁束密度の高い製品を得る
ためには、製造条件による不安定性を除く必要がある。
即ち、1つの製造条件、たとえば冷延圧下率を指定した
とき、高いGti束密度を有する製品を得るための他の
条件、たとえば熱延板焼鈍における冷却条件、脱炭焼鈍
温度等の条件の許容範囲が狭くなることは、電磁鋼板の
製造上不利でありまた、歩留りの低下にも結び付く。こ
れらの条件の許容範囲を広くするCとが、安定した工業
生産のためには重要である。
とき、高いGti束密度を有する製品を得るための他の
条件、たとえば熱延板焼鈍における冷却条件、脱炭焼鈍
温度等の条件の許容範囲が狭くなることは、電磁鋼板の
製造上不利でありまた、歩留りの低下にも結び付く。こ
れらの条件の許容範囲を広くするCとが、安定した工業
生産のためには重要である。
本発明は、これらの問題を解決することを、発明におけ
る技術的課題としている。
る技術的課題としている。
本発明の特徴とする処は、重量で、Si :1.5〜
4.8%、酸可溶性Aβ: 0.012〜0.050%
、5またはSeの1種又は2種を合計量で0.012%
以下、N : 0.0010〜0.0120%、Mn
/ (S + Se)≧4.0、B : 0.0005
〜0.0080%、残部二Feおよび不可避的不純物か
らなるスラブを、熱間圧延し、1回または、中間焼鈍を
挟む2回以上の冷間圧延工程によって最終板厚とし、次
いで、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布
した後二次再結晶と鋼の純化を目的とする仕上焼鈍を行
い、さらに、最終冷延後から仕上焼鈍における二次再結
晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うことを特徴とす
る磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法にあり、
更に、前記スラブを熱間圧延前に1200℃未満の温度
に加熱すること、及び最終板厚を0.10〜0.23+
+nに特定するところに特徴を有する。
4.8%、酸可溶性Aβ: 0.012〜0.050%
、5またはSeの1種又は2種を合計量で0.012%
以下、N : 0.0010〜0.0120%、Mn
/ (S + Se)≧4.0、B : 0.0005
〜0.0080%、残部二Feおよび不可避的不純物か
らなるスラブを、熱間圧延し、1回または、中間焼鈍を
挟む2回以上の冷間圧延工程によって最終板厚とし、次
いで、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布
した後二次再結晶と鋼の純化を目的とする仕上焼鈍を行
い、さらに、最終冷延後から仕上焼鈍における二次再結
晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うことを特徴とす
る磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法にあり、
更に、前記スラブを熱間圧延前に1200℃未満の温度
に加熱すること、及び最終板厚を0.10〜0.23+
+nに特定するところに特徴を有する。
以下に、本発明の詳細な説明する。
本発明者等は、溶鋼中のSを一定量以下に少なくしかつ
、固溶Sを少なくする条件下で、適当量のA7!とNお
よびBを含有せしめた素材を、熱間圧延して熱延板とし
た後、1回または2回の冷間圧延工程で最終板厚とする
プロセスとするとともに、最終冷延から仕上焼鈍におけ
る二次再結晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うよう
にすることにより、広い冷延圧下率範囲に互り安定して
磁束密度の高い電磁鋼板を製造することに成功した。
、固溶Sを少なくする条件下で、適当量のA7!とNお
よびBを含有せしめた素材を、熱間圧延して熱延板とし
た後、1回または2回の冷間圧延工程で最終板厚とする
プロセスとするとともに、最終冷延から仕上焼鈍におけ
る二次再結晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うよう
にすることにより、広い冷延圧下率範囲に互り安定して
磁束密度の高い電磁鋼板を製造することに成功した。
次に、本発明を特徴づける構成要件について説明する。
Si含有量が過度に多くなると、製品(ストリップ)の
長さ方向に線状の二次再結晶不良が多発し、安定した生
産を不可能にする。この傾向は、特にSi含有量が3.
2%を超える高Si範囲でまた、最終板厚が0.23+
+m (9m1d)以下の薄手製品において顕著となる
。このような問題をよりよく解決するための要件の1つ
としてS+Seの含有量を規定しなければならない。
長さ方向に線状の二次再結晶不良が多発し、安定した生
産を不可能にする。この傾向は、特にSi含有量が3.
2%を超える高Si範囲でまた、最終板厚が0.23+
+m (9m1d)以下の薄手製品において顕著となる
。このような問題をよりよく解決するための要件の1つ
としてS+Seの含有量を規定しなければならない。
即ち、線状の二次再結晶不良部が全く発生しないように
するためには、S+Se量上限値上限値012%としな
ければならない。この限定範囲内にあっても、可及的に
低S+Seとする方がよい。本発明のプロセスにおいて
は、従来、有効であるとされていたSまたはSe含有量
ではむしろ磁束密度は劣化し、SまたはSe含有量が少
ないものほど良好な磁束密度を有する製品を得ることが
できる。
するためには、S+Se量上限値上限値012%としな
ければならない。この限定範囲内にあっても、可及的に
低S+Seとする方がよい。本発明のプロセスにおいて
は、従来、有効であるとされていたSまたはSe含有量
ではむしろ磁束密度は劣化し、SまたはSe含有量が少
ないものほど良好な磁束密度を有する製品を得ることが
できる。
しかしながら、現在の工業的な電磁鋼溶製技術でコスト
を過度に高くすることなく低くし得るS含有量は、重量
で、0.0005%か一般的である。
を過度に高くすることなく低くし得るS含有量は、重量
で、0.0005%か一般的である。
一方、本発明においては、製造コストを低くずべく、熱
間圧延および冷間圧延過程で材料の割れを皆無にするこ
とを狙っており、固溶Sによる材料の靭性劣化に起因す
る材料の割れを防くために、Mn / (S + Se
)≧4として鋼中に存在する微量のS 、Seを可及的
にMnS 、MnSeとして固着するようにしている
。
間圧延および冷間圧延過程で材料の割れを皆無にするこ
とを狙っており、固溶Sによる材料の靭性劣化に起因す
る材料の割れを防くために、Mn / (S + Se
)≧4として鋼中に存在する微量のS 、Seを可及的
にMnS 、MnSeとして固着するようにしている
。
第1図に、C: 0.053%、Si:3.35%、P
;0.030%、Al:o、030%、N : 0.0
075%、B;0.0039%、を含有し、さらに、M
n:0.4%および0.12%を含む溶鋼にS含有量を
変化させた50kgインゴットを1360℃および11
50’Cに加熱し、熱間圧延して得られた熱延板端部の
割れの状況を示す。Mn/S≧4で急激に割れが減少し
、特にMnSを固溶させない1150℃の低い加熱温度
とじた材料は、殆ど割れか発生していない。
;0.030%、Al:o、030%、N : 0.0
075%、B;0.0039%、を含有し、さらに、M
n:0.4%および0.12%を含む溶鋼にS含有量を
変化させた50kgインゴットを1360℃および11
50’Cに加熱し、熱間圧延して得られた熱延板端部の
割れの状況を示す。Mn/S≧4で急激に割れが減少し
、特にMnSを固溶させない1150℃の低い加熱温度
とじた材料は、殆ど割れか発生していない。
また、Mnの含有量は、S含有量との関係において、上
述の如く、Mn / (S + Se)≧4.0で、熱
延板の耳割れを防止するという観点からは十分であるが
、Mn含有量の上限は、0.45%が好ましい。0.4
5%を超えると、製品にフォルステライト皮膜欠陥か出
る。
述の如く、Mn / (S + Se)≧4.0で、熱
延板の耳割れを防止するという観点からは十分であるが
、Mn含有量の上限は、0.45%が好ましい。0.4
5%を超えると、製品にフォルステライト皮膜欠陥か出
る。
次に、Bの添加効果について説明する。
C: 0.053%、Si : 3.27%、M n
: 0.15%、S : 0.007%、P : 0.
025%、Ai : 0.027%、N : 0.00
80%、B : 0.0002%および0.0095%
、残部二Feおよび不可避的不純物からなる50kgイ
ンゴットを、1150℃に加熱した後熱間圧延して2.
0鶴の熱延板とした。次いで、1120°cx3分間の
熱延板焼鈍を施した後0.2 mmの最終板厚に冷間圧
延し、810℃8830’C1850℃1870℃18
90℃8910℃の各温度で脱炭焼鈍を施した後、窒化
フェロマンガンを含有し向0を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布した後仕上焼鈍を施した。その結果を、第2図に
示す。
: 0.15%、S : 0.007%、P : 0.
025%、Ai : 0.027%、N : 0.00
80%、B : 0.0002%および0.0095%
、残部二Feおよび不可避的不純物からなる50kgイ
ンゴットを、1150℃に加熱した後熱間圧延して2.
0鶴の熱延板とした。次いで、1120°cx3分間の
熱延板焼鈍を施した後0.2 mmの最終板厚に冷間圧
延し、810℃8830’C1850℃1870℃18
90℃8910℃の各温度で脱炭焼鈍を施した後、窒化
フェロマンガンを含有し向0を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布した後仕上焼鈍を施した。その結果を、第2図に
示す。
第2図から明らかな如く、脱炭焼鈍温度を高くすると製
品の磁束密度は高くなるけれども、S含有量の少ないも
のは、細粒が発生し易くかつBeの最高値が低い。
品の磁束密度は高くなるけれども、S含有量の少ないも
のは、細粒が発生し易くかつBeの最高値が低い。
一方、S含有量が多過ぎると、脱炭焼鈍温度によっては
高いBB値の製品が得られない。S含有量の適正な範囲
は、0.0005〜0.0080%である。
高いBB値の製品が得られない。S含有量の適正な範囲
は、0.0005〜0.0080%である。
このBの効果は、Nが適当量台まれる場合に意味がある
。恐らく、BNとして効果を持つと考えられる。N <
0.001%では効果がなく、N >O,O]、20
%ではブリスターと呼ばれる鋼板の脹れが発生ずる。
。恐らく、BNとして効果を持つと考えられる。N <
0.001%では効果がなく、N >O,O]、20
%ではブリスターと呼ばれる鋼板の脹れが発生ずる。
次に、八〇はNと結合して八ENとなるが、本発明にお
いては、後工程即ち最終冷間圧延以降の工程で鋼を窒化
することによりAffを含む化合物を形成せしめること
を必須としているから、フリーのAPが一定量以上必要
である。そのためには、0.012〜0.050%必要
である。
いては、後工程即ち最終冷間圧延以降の工程で鋼を窒化
することによりAffを含む化合物を形成せしめること
を必須としているから、フリーのAPが一定量以上必要
である。そのためには、0.012〜0.050%必要
である。
スラブ加熱温度については、従来技術におけるように、
インヒビターを固溶させる高温スラブ加熱でもまた、従
来、無理であると考えられていた普通銅皿の低温スラブ
加熱でも二次再結晶は生しる。しかしながら、第1図に
示すように、熱延板の側縁部の割れを少なくできること
、スラブ加熱のためのエネルギ消費量を少なくするごと
ができること、ノロ(鋼滓)の発生がなく炉の補修の頻
度、程度を著しく軽減できること等の理由から、120
0℃以下の低温スラブ加熱が好ましい。
インヒビターを固溶させる高温スラブ加熱でもまた、従
来、無理であると考えられていた普通銅皿の低温スラブ
加熱でも二次再結晶は生しる。しかしながら、第1図に
示すように、熱延板の側縁部の割れを少なくできること
、スラブ加熱のためのエネルギ消費量を少なくするごと
ができること、ノロ(鋼滓)の発生がなく炉の補修の頻
度、程度を著しく軽減できること等の理由から、120
0℃以下の低温スラブ加熱が好ましい。
冷間圧延に際しては、最も高い磁束密度を有する製品を
得るために、短時間の熱延板焼鈍を材料に施す。磁気特
性が若干劣ることを我慢するならば、コストを低下せし
めるべく、熱延板焼鈍を省略することもできる。
得るために、短時間の熱延板焼鈍を材料に施す。磁気特
性が若干劣ることを我慢するならば、コストを低下せし
めるべく、熱延板焼鈍を省略することもできる。
また、最終製品の結晶粒を小さくするために、中間焼鈍
を挟む2回以上の冷間圧延工程を採ることもできる。
を挟む2回以上の冷間圧延工程を採ることもできる。
また、第3の発明において最終板厚を0.10〜0.2
311としたのは、次の理由による。たとえば、特開昭
57−41326号公報に開示されているように、板厚
を減少させると、渦流損か減少するけれども、ヒステリ
シス損は増大し、両者の妥協点として鉄損の低い特定板
厚範囲が存在する。0.10〜0.23mmの範囲であ
る。
311としたのは、次の理由による。たとえば、特開昭
57−41326号公報に開示されているように、板厚
を減少させると、渦流損か減少するけれども、ヒステリ
シス損は増大し、両者の妥協点として鉄損の低い特定板
厚範囲が存在する。0.10〜0.23mmの範囲であ
る。
本発明では、二次再結晶が安定し高い磁束密度を有する
製品が得られる冷間圧延圧下率範囲が、高い圧下率側ま
で許容できるから、このような薄手の製品を製造するに
際し、極めて有利である。
製品が得られる冷間圧延圧下率範囲が、高い圧下率側ま
で許容できるから、このような薄手の製品を製造するに
際し、極めて有利である。
例えば、板厚0.15mmの薄手高磁束密度の製品を低
コストの一回冷延で得るためには、B無添加材でハ板厚
1.5mmの熱延板が必要となる。しがし、工業生産規
模で1.5鶴厚までの熱延を行なうことは、生産性の低
下、制御の困難さから極めて不利である。
コストの一回冷延で得るためには、B無添加材でハ板厚
1.5mmの熱延板が必要となる。しがし、工業生産規
模で1.5鶴厚までの熱延を行なうことは、生産性の低
下、制御の困難さから極めて不利である。
実施例3から明らかなようにB添加材では最終冷延率9
3%の製品まで、高い磁束密度が得られるから、板厚2
.0+nの熱延板からでも高磁束密度が一回冷延で得ら
れ安定した工業生産を行なう上で有利である。
3%の製品まで、高い磁束密度が得られるから、板厚2
.0+nの熱延板からでも高磁束密度が一回冷延で得ら
れ安定した工業生産を行なう上で有利である。
最終冷延後の材料は、湿水素或は湿水素、窒素混合雰囲
気ガス中で脱炭焼鈍される。
気ガス中で脱炭焼鈍される。
このときの温度は、特に拘らないが、800〜900℃
の範囲内が好ましい。また、そのときの雰囲気の露点は
、水素、窒素の混合比によるが、+30℃以上とするこ
とが望ましい。
の範囲内が好ましい。また、そのときの雰囲気の露点は
、水素、窒素の混合比によるが、+30℃以上とするこ
とが望ましい。
次いで、焼鈍分離剤を塗布し、高温(通常1100〜1
200℃)長時間の仕上焼鈍を行う。本発明においては
、最終冷間圧延以降仕上焼鈍での二次再結晶発現前まで
の過程で鋼を窒化することにより二次再結晶に必要なイ
ンヒビターを作り込む点に特徴がある。その際、最も好
ましい実施態様は、仕上焼鈍の昇温過程で鋼を窒化する
方法である。これを達成するために、焼鈍分離剤中に窒
化能のある化合物、たとえば、MnN 、 CrN等を
適当量添加するか或ばN113等窒化能のある気体を雰
囲気ガス中に添加する必要がある。
200℃)長時間の仕上焼鈍を行う。本発明においては
、最終冷間圧延以降仕上焼鈍での二次再結晶発現前まで
の過程で鋼を窒化することにより二次再結晶に必要なイ
ンヒビターを作り込む点に特徴がある。その際、最も好
ましい実施態様は、仕上焼鈍の昇温過程で鋼を窒化する
方法である。これを達成するために、焼鈍分離剤中に窒
化能のある化合物、たとえば、MnN 、 CrN等を
適当量添加するか或ばN113等窒化能のある気体を雰
囲気ガス中に添加する必要がある。
その他の実施態様として、脱炭焼鈍工程の均熱過程以降
において、NH3等窒化能のあるガスを含有するガスを
雰囲気として鋼板(ストリップ)を処理するか或は脱炭
焼鈍後、Nト13等窒化能のあるガスを含有するガスを
雰囲気とする熱処理炉で鋼板を窒化する方法がある。
において、NH3等窒化能のあるガスを含有するガスを
雰囲気として鋼板(ストリップ)を処理するか或は脱炭
焼鈍後、Nト13等窒化能のあるガスを含有するガスを
雰囲気とする熱処理炉で鋼板を窒化する方法がある。
また、上に述べた方法を組合せて実施してもよい。
二次再結晶を完了した鋼板は、水素雰囲気中で純化焼鈍
される。
される。
実施例1
重量%で、C: 0.055%、Si :3.50%
、P:0.031%、Afi :0.026%、N :
0.0077%、B:(a)0.0003%、(b)
0.0015%、(c)0.0060%、および、(d
)0.0100%を含有した溶鋼を鋳造したスラブを1
195℃に加熱後、熱延し、2.3mmの熱延板を得た
。次いで1150℃×1分間の熱延板焼鈍を施した後0
.2311の板厚に冷延し、830℃で2分間、湿水素
窒素混合気中で脱炭焼鈍をした。この時の雰囲気露点は
55℃であった。更に、窒化フェロマンガンを重量で4
%添加した触0からなる焼鈍分離剤を塗布し、10℃/
hrの昇温速度で1200℃に加熱し、20時間保持す
る仕上焼鈍を施した。
、P:0.031%、Afi :0.026%、N :
0.0077%、B:(a)0.0003%、(b)
0.0015%、(c)0.0060%、および、(d
)0.0100%を含有した溶鋼を鋳造したスラブを1
195℃に加熱後、熱延し、2.3mmの熱延板を得た
。次いで1150℃×1分間の熱延板焼鈍を施した後0
.2311の板厚に冷延し、830℃で2分間、湿水素
窒素混合気中で脱炭焼鈍をした。この時の雰囲気露点は
55℃であった。更に、窒化フェロマンガンを重量で4
%添加した触0からなる焼鈍分離剤を塗布し、10℃/
hrの昇温速度で1200℃に加熱し、20時間保持す
る仕上焼鈍を施した。
この時の雰囲気は、1200℃までの昇温過程ではN2
ニア5%、N2:25%1200℃の保定中は、N2:
100%とした。
ニア5%、N2:25%1200℃の保定中は、N2:
100%とした。
得られた製品の磁束密度は次の通りであった。
この結果から明らかに、適正なりの成分範囲が存在する
。
。
実施例2
重量で、C: 0.050%、S i : 3.30
%、Mn:0.150%、P:0.025%、S:0.
006%、Aβ−0,028%、N : 0.0075
%、Cr :0.120%、残部:Feおよび不可避
的不純物からなる電磁鋼スラブ(A)と、前記成分系に
Bを0.0030%添力uした電磁鋼スラブl)を、1
150℃に加熱した後、熱間圧延してそれぞれ板厚1.
6.2.0.2.5.2.8 。
%、Mn:0.150%、P:0.025%、S:0.
006%、Aβ−0,028%、N : 0.0075
%、Cr :0.120%、残部:Feおよび不可避
的不純物からなる電磁鋼スラブ(A)と、前記成分系に
Bを0.0030%添力uした電磁鋼スラブl)を、1
150℃に加熱した後、熱間圧延してそれぞれ板厚1.
6.2.0.2.5.2.8 。
3.5++mの熱延板を得た。
これらに、1120°cx2分間の焼鈍を施し、1回の
冷間圧延で板厚0.29mmの最終板厚とした。次いで
、850℃X150秒間の脱炭焼鈍を、露点+60℃の
湿水素窒素混合ガス中で施した後、)IgO中にTlO
2:3重量%とフェロ窒化マンガン:5重量%を添加し
た焼鈍分離剤を塗布した。
冷間圧延で板厚0.29mmの最終板厚とした。次いで
、850℃X150秒間の脱炭焼鈍を、露点+60℃の
湿水素窒素混合ガス中で施した後、)IgO中にTlO
2:3重量%とフェロ窒化マンガン:5重量%を添加し
た焼鈍分離剤を塗布した。
この材料に、10℃/hrの昇温速度で1200℃に加
熱し、20時間保持する仕上焼鈍を施した。このときの
雰囲気は、昇温中はNz:25%、N2・ニア5%の混
合ガス、1200℃に保定中はN2 :100%のガス
であった。
熱し、20時間保持する仕上焼鈍を施した。このときの
雰囲気は、昇温中はNz:25%、N2・ニア5%の混
合ガス、1200℃に保定中はN2 :100%のガス
であった。
このときの結果を、第3図に示す。
第3図から明らかな如く、材料(A)では、熱延板の厚
さ2.5.2.8mmのもののみが高磁束密度を示した
のに対し、材料CB)では、熱延板の厚さ2.0 、2
.5 、2.8 、3.5顛のもので高磁束密度を示し
、冷延時の圧下率を変動させても製品の磁気特性が高い
水準で安定している。
さ2.5.2.8mmのもののみが高磁束密度を示した
のに対し、材料CB)では、熱延板の厚さ2.0 、2
.5 、2.8 、3.5顛のもので高磁束密度を示し
、冷延時の圧下率を変動させても製品の磁気特性が高い
水準で安定している。
実施例3
実施例2におけると同一の成分系および厚さの熱延板を
得、これらに1120’c x 2分間の焼鈍を施した
後、1回の冷間圧延で0.2(bm厚さの最終板厚とし
た。
得、これらに1120’c x 2分間の焼鈍を施した
後、1回の冷間圧延で0.2(bm厚さの最終板厚とし
た。
この材料に、850 ’CX90秒間の脱炭焼鈍を、湿
水素、窒素雰囲気中で施し、次いで焼鈍分離剤を塗布し
た後、実施例2におけると同一の条件で仕上焼鈍を施し
た。
水素、窒素雰囲気中で施し、次いで焼鈍分離剤を塗布し
た後、実施例2におけると同一の条件で仕上焼鈍を施し
た。
その結果を、第4図に示す。
第4図から明らかな如く、材料(A)では、熱延板の厚
さが1.6.2.Ou+のちののみが高い磁束密度を示
したのに対し、材料CB)では、熱延板の厚さ1.6
、2.0 、2.5 、2.8鶴のものについて高い磁
束密度を示した。
さが1.6.2.Ou+のちののみが高い磁束密度を示
したのに対し、材料CB)では、熱延板の厚さ1.6
、2.0 、2.5 、2.8鶴のものについて高い磁
束密度を示した。
実施例4
C: 0.055%、S i : 3.28%、Mn
:0.15%、S : o、oo6%、P : 0
.025%、Aβ: 0.027%、N : 0.00
77%に、B : 0.0003%と0.0020%、
を添力11したスラブを1150℃に加熱後、熱間圧延
し、2、6+uの熱延板を得た。スケールを落した後、
1、8 **まで冷間圧延し、次いで1100“CX2
分間の焼鈍を施した。この後酸洗し、0.15++m厚
に冷延し、840℃×70秒の脱炭焼鈍を行なった。こ
の鋼板に、MgO中に、重量で3%のフェロ窒化マンガ
ンを添加した焼鈍分離剤を塗布して、1200℃まで8
℃/hの昇温速度で加熱後20時間の焼鈍を施した。
:0.15%、S : o、oo6%、P : 0
.025%、Aβ: 0.027%、N : 0.00
77%に、B : 0.0003%と0.0020%、
を添力11したスラブを1150℃に加熱後、熱間圧延
し、2、6+uの熱延板を得た。スケールを落した後、
1、8 **まで冷間圧延し、次いで1100“CX2
分間の焼鈍を施した。この後酸洗し、0.15++m厚
に冷延し、840℃×70秒の脱炭焼鈍を行なった。こ
の鋼板に、MgO中に、重量で3%のフェロ窒化マンガ
ンを添加した焼鈍分離剤を塗布して、1200℃まで8
℃/hの昇温速度で加熱後20時間の焼鈍を施した。
この昇温過程の雰囲気はN250%とN250%の混合
カスを使用し、1200′Cの均熱時は11゜100%
とした。
カスを使用し、1200′Cの均熱時は11゜100%
とした。
得られた、成品の磁気特性、及び結晶粒径は、以下のと
おりである。
おりである。
実施例5
重量%で、C: 0.052%、S i : 3.3
0%、Mn;0.14%、P : 0.033%、/M
! :0.027%、N:0.0075%、B : 0
.0020%残部Feおよび不可避的不純物からなる溶
鋼にSを(a) 0.004%、(b)0.010%、
(c) 0.018%添加して得たスラブを1195
℃に加熱後、熱延し2. O**厚さの熱延板を得た。
0%、Mn;0.14%、P : 0.033%、/M
! :0.027%、N:0.0075%、B : 0
.0020%残部Feおよび不可避的不純物からなる溶
鋼にSを(a) 0.004%、(b)0.010%、
(c) 0.018%添加して得たスラブを1195
℃に加熱後、熱延し2. O**厚さの熱延板を得た。
これに1120℃X2分間+900℃X1分間の熱延板
焼鈍を施し酸洗した後、0.20m1の板厚まで冷間圧
延した。次いで850℃X100秒間の脱炭焼鈍を湿水
素中で施し、hgoに?InNを重量%て3%添加した
焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃×20時間の仕上
焼鈍を施した。この仕上焼鈍の雰囲気ガスは昇温過程で
はN2:25%、H□ ニア5%の混合ガスであり、1
200℃の均熱時はN2:100%であった。磁束密度
は下表の通りであった。
焼鈍を施し酸洗した後、0.20m1の板厚まで冷間圧
延した。次いで850℃X100秒間の脱炭焼鈍を湿水
素中で施し、hgoに?InNを重量%て3%添加した
焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃×20時間の仕上
焼鈍を施した。この仕上焼鈍の雰囲気ガスは昇温過程で
はN2:25%、H□ ニア5%の混合ガスであり、1
200℃の均熱時はN2:100%であった。磁束密度
は下表の通りであった。
実施例6
重量で、C: 0.045%、S i : 3.50
%、Mn:0.16%、P : 0.035%1,11
:0.028%、N:0.0080910. B :
0.0025%、残部Feおよび不可避的不純物からな
る溶鋼に、Seを(a) 0.0050%。
%、Mn:0.16%、P : 0.035%1,11
:0.028%、N:0.0080910. B :
0.0025%、残部Feおよび不可避的不純物からな
る溶鋼に、Seを(a) 0.0050%。
(b) 0.0100%、 (c) 0.0200%添
加して得られた鋼スラブをll50゛cに加熱した後、
熱間圧延し2.0Hj〃さの熱延板を得た。これに、1
150℃×2分間+900“CX2分間の熱延板焼鈍を
施した後急冷し、次いで酸洗した後、0.20mmの最
終板厚まで冷間圧延した。
加して得られた鋼スラブをll50゛cに加熱した後、
熱間圧延し2.0Hj〃さの熱延板を得た。これに、1
150℃×2分間+900“CX2分間の熱延板焼鈍を
施した後急冷し、次いで酸洗した後、0.20mmの最
終板厚まで冷間圧延した。
引き続き、830℃×90秒間の脱炭焼鈍を鋼板に施し
、MgOに、重量で5%のフェロ窒化マンガンを添加し
た焼鈍分離剤を塗布した。
、MgOに、重量で5%のフェロ窒化マンガンを添加し
た焼鈍分離剤を塗布した。
次いで、鋼板に、10℃/hrの昇温速度で1200℃
に加熱し、20時間保持する仕」二焼鈍を施した。
に加熱し、20時間保持する仕」二焼鈍を施した。
このときの雰囲気は、1200℃までの昇温過程ではN
2:25%、Hzニア5%の混合ガス、1200’Cの
均熱時はN2 :100%のガスであった。
2:25%、Hzニア5%の混合ガス、1200’Cの
均熱時はN2 :100%のガスであった。
得られた製品の磁気特性は、次の如くであった。
この結果から明らかな如く、Se含有量が多過ぎると、
高磁束密度の製品が得られない。
高磁束密度の製品が得られない。
実施例7
重量で、C: 0.048%、S i : 3.30
%、Mn;0.145%、S : 0.008%、7B
:0.030%、N;0、0075%、B : 0.
0024%、残部Feおよび不可避的不純物からなるス
ラブを1100℃で加熱後熱延し、2.311厚の熱延
板を得た。
%、Mn;0.145%、S : 0.008%、7B
:0.030%、N;0、0075%、B : 0.
0024%、残部Feおよび不可避的不純物からなるス
ラブを1100℃で加熱後熱延し、2.311厚の熱延
板を得た。
この熱延板に(1)熱延板焼鈍なし、(2)900°c
x6分の熱延板焼鈍、(3)1130°cx2分+90
0℃×1分の熱延板焼鈍後急冷却を、それぞれ施した。
x6分の熱延板焼鈍、(3)1130°cx2分+90
0℃×1分の熱延板焼鈍後急冷却を、それぞれ施した。
これを0.30mm厚まで1回で冷延し、840℃×1
80秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素混合気中で行ない、M
gOに重量で5%のフェロ窒化マンガンを添加した。焼
鈍分離剤を塗布した後、1200℃×20時間の仕上焼
鈍を施した。この昇温過程の昇温速度は15℃/hrで
あり、雰囲気ガスは窒素:25%、水素;75%の混合
ガスを用いた。また、1200℃の均熱時の雰囲気ガス
は水素100%であった。
80秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素混合気中で行ない、M
gOに重量で5%のフェロ窒化マンガンを添加した。焼
鈍分離剤を塗布した後、1200℃×20時間の仕上焼
鈍を施した。この昇温過程の昇温速度は15℃/hrで
あり、雰囲気ガスは窒素:25%、水素;75%の混合
ガスを用いた。また、1200℃の均熱時の雰囲気ガス
は水素100%であった。
磁気特性は以下のとおりであった。
本発明は、以上述べたように構成しかつ、作用せしめる
ようにしたから、磁気特性の極めて優れた一方向性電磁
鋼板を−採り得る冷延圧下率範囲等、製造条件の自由度
を大きくし得るから安定した生産を可能にする格別の効
果を奏する。
ようにしたから、磁気特性の極めて優れた一方向性電磁
鋼板を−採り得る冷延圧下率範囲等、製造条件の自由度
を大きくし得るから安定した生産を可能にする格別の効
果を奏する。
第1図は、Mn/Sと熱延板端部割れ深さの関係を示す
図、 第2図は、B添加量と脱炭焼鈍温度の関係が、製品の磁
束密度(BIl)に及ぼす影響を示す図、第3図は、B
を添加しない方向性電磁鋼素材(A)と、Bを0.00
30%添加した方向性型1鋼素材(B)について、熱延
板と板厚と製品の磁束密度(Bll(T))の関係を示
す図、 第4図は、Bを添加しない方向性電磁鋼素材・(A)と
、Bを0.0030%添加した方向性電磁鋼素材(B)
について、最終板厚を0.2(bmとしたときの、熱延
板の厚さ(ゲージ)と製品の磁束密度(Be(T))の
関係を示す図である。 手続補正書(自発) 昭和63年7り/7日
図、 第2図は、B添加量と脱炭焼鈍温度の関係が、製品の磁
束密度(BIl)に及ぼす影響を示す図、第3図は、B
を添加しない方向性電磁鋼素材(A)と、Bを0.00
30%添加した方向性型1鋼素材(B)について、熱延
板と板厚と製品の磁束密度(Bll(T))の関係を示
す図、 第4図は、Bを添加しない方向性電磁鋼素材・(A)と
、Bを0.0030%添加した方向性電磁鋼素材(B)
について、最終板厚を0.2(bmとしたときの、熱延
板の厚さ(ゲージ)と製品の磁束密度(Be(T))の
関係を示す図である。 手続補正書(自発) 昭和63年7り/7日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1)重量で、Si:1.5〜4.8%、酸可溶性Al:
0.012〜0.050%、SまたはSeの1種又は2
種を合計量で0.012%以下、N:0.0010〜0
.0120%、Mn/(S+Se)≧4.0、B:0.
0005〜0.0080%、残部:Feおよび不可避的
不純物からなるスラブを、熱間圧延し、1回または、中
間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延工程によって最終板厚
とし、次いで、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤を塗布した後二次再結晶と鋼の純化を目的とする仕上
焼鈍を行い、さらに、最終冷延後から仕上焼鈍における
二次再結晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うことを
特徴とする磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
。 2)重量で、Si:1.5〜4.8%、酸可溶性Al:
0.012〜0.050%、SまたはSeの1種又は2
種を合計量で0.012%以下、N:0.0010〜0
.0120%、Mn/(S+Se)≧4.0、B:0.
0005〜0.0080%、残部:Feおよび不可避的
不純物からなるスラブを、1200℃未満の温度に加熱
した後熱間圧延し、1回または、中間焼鈍を挟む2回以
上の冷間圧延工程によって最終板厚とし、次いで、湿水
素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布した後二次
再結晶と鋼の純化を目的とする仕上焼鈍を行い、さらに
、最終冷延後から仕上焼鈍における二次再結晶開始まで
の間に鋼板の窒化処理を行うことを特徴とする磁束密度
の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。 3)最終板厚が0.10〜0.23mmである、請求項
1又は2記載の方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63112551A JPH0686631B2 (ja) | 1988-05-11 | 1988-05-11 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
EP88118993A EP0321695B1 (en) | 1987-11-20 | 1988-11-14 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density |
DE88118993T DE3882502T2 (de) | 1987-11-20 | 1988-11-14 | Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hoher Flussdichte. |
US07/274,432 US4994120A (en) | 1987-11-20 | 1988-11-18 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density |
KR1019880015250A KR930001330B1 (ko) | 1987-11-20 | 1988-11-19 | 자속밀도가 높은 일방향성 전자강판의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63112551A JPH0686631B2 (ja) | 1988-05-11 | 1988-05-11 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01283324A true JPH01283324A (ja) | 1989-11-14 |
JPH0686631B2 JPH0686631B2 (ja) | 1994-11-02 |
Family
ID=14589493
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63112551A Expired - Lifetime JPH0686631B2 (ja) | 1987-11-20 | 1988-05-11 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0686631B2 (ja) |
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KR100340495B1 (ko) * | 1997-06-27 | 2002-11-22 | 주식회사 포스코 | 저온슬라브가열방식의고자속밀도방향성전기강판의제조방법 |
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WO2011007771A1 (ja) | 2009-07-13 | 2011-01-20 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
WO2012087016A2 (ko) | 2010-12-23 | 2012-06-28 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법 |
US8409368B2 (en) | 2009-07-17 | 2013-04-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Manufacturing method of grain-oriented magnetic steel sheet |
WO2019146697A1 (ja) | 2018-01-25 | 2019-08-01 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板 |
WO2019146694A1 (ja) | 2018-01-25 | 2019-08-01 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板 |
WO2020149344A1 (ja) | 2019-01-16 | 2020-07-23 | 日本製鉄株式会社 | フォルステライト皮膜を有しない絶縁皮膜密着性に優れる方向性電磁鋼板 |
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US10907231B2 (en) | 2015-12-22 | 2021-02-02 | Posco | Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor |
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KR102012319B1 (ko) | 2017-12-26 | 2019-08-20 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
-
1988
- 1988-05-11 JP JP63112551A patent/JPH0686631B2/ja not_active Expired - Lifetime
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KR20200103826A (ko) | 2018-01-25 | 2020-09-02 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 방향성 전자 강판 |
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