JPH0717954B2 - 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0717954B2 JPH0717954B2 JP3246989A JP3246989A JPH0717954B2 JP H0717954 B2 JPH0717954 B2 JP H0717954B2 JP 3246989 A JP3246989 A JP 3246989A JP 3246989 A JP3246989 A JP 3246989A JP H0717954 B2 JPH0717954 B2 JP H0717954B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高
磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
る。
磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
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
他の電気機器の磁芯材料として使用され、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。
他の電気機器の磁芯材料として使用され、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。
磁気特性の優れた鋼板を得るには磁化容易軸である〈00
1〉軸が圧延方向に高度に揃うことが必要である。その
他に、板厚，結晶粒度，固有抵抗，表面被膜等が磁気特
性に大きく影響する。
1〉軸が圧延方向に高度に揃うことが必要である。その
他に、板厚，結晶粒度，固有抵抗，表面被膜等が磁気特
性に大きく影響する。
電磁鋼板の方向性はAlN,MnSをインヒビターとして機能
せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによって大きく向
上し、現在、磁束密度が理論値の96％程度のものまで製
造されるようになって来ている。
せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによって大きく向
上し、現在、磁束密度が理論値の96％程度のものまで製
造されるようになって来ている。
一方、近年、エネルギー価格の高騰を反映してトランス
メーカーは省エネルギー型トランス用素材として、低鉄
損磁性材料への指向を一段と強めている。
メーカーは省エネルギー型トランス用素材として、低鉄
損磁性材料への指向を一段と強めている。
低鉄損磁性材料としてアモルファス合金や6.5％Si合金
といった高Si材の開発も進められているが、トランス用
の材料としては、価格，加工性等の点で難点がある。
といった高Si材の開発も進められているが、トランス用
の材料としては、価格，加工性等の点で難点がある。
他方、電磁鋼板の鉄損にはSi含有量の他に板厚が大きく
影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると鉄損
が低下することが知られている。
影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると鉄損
が低下することが知られている。
本発明者等は先に特開昭58−217630号公報において、酸
可溶性Al,N,Snを含有する珪素鋼スラブを出発材料と
し、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により薄手高磁
束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法を提案した。こ
の方法により鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁
鋼板、就中、板厚0.225mm迄の薄手材が安価に工業生産
できるようになり、これを用いたトランスの低鉄損化を
通して時代の課題である省エネルギー化に貢献できた。
可溶性Al,N,Snを含有する珪素鋼スラブを出発材料と
し、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により薄手高磁
束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法を提案した。こ
の方法により鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁
鋼板、就中、板厚0.225mm迄の薄手材が安価に工業生産
できるようになり、これを用いたトランスの低鉄損化を
通して時代の課題である省エネルギー化に貢献できた。
しかるに、その後省エネルギー化に対する時代の要請は
一段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板
の一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚
0.225mm材より更に鉄損の低い、板厚0.175mm以下の薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価で、且つ、安定した
製造方法の確立が緊急の課題になってきた。
一段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板
の一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚
0.225mm材より更に鉄損の低い、板厚0.175mm以下の薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価で、且つ、安定した
製造方法の確立が緊急の課題になってきた。
特開昭58−217630号公報に開示した方法により0.175mm,
0.150mm材の製造は可能であるが、板厚が0.175mm以下の
場合、上記公報の第８表および第11表に示すごとく、二
次再結晶が完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が
低く、製品磁気特性のレベル及び安定性の点で問題があ
る事が判明した。
0.150mm材の製造は可能であるが、板厚が0.175mm以下の
場合、上記公報の第８表および第11表に示すごとく、二
次再結晶が完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が
低く、製品磁気特性のレベル及び安定性の点で問題があ
る事が判明した。
本発明は酸可溶性Al,N,Snを含有する珪素鋼スラブを出
発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により
板厚0.12〜0.17mmに冷延された製品磁気特性の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板を安定して製造する方法
を目指すものである。
発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により
板厚0.12〜0.17mmに冷延された製品磁気特性の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板を安定して製造する方法
を目指すものである。
本発明の骨子とするところは、酸可溶性Al,N,Snを含有
する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強
圧下一段冷延法により板厚0.12〜0.17mmに冷延された薄
手一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブの
含有するＮと酸可溶性Alについて、N:0.0050〜0.0100
％，酸可溶性Al:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜
｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％とし、且つ、冷延
圧下率が85〜92％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延
板中のN as AlN含有量を0.0005〜0.0020％に制御する熱
延を行い、且つ、熱延板焼鈍後冷却後の鋼板断面の板厚
方向平均硬度をHv（1kg）200以上、230未満に制御する
ことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れ
た薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造を可
能とするにある。
する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強
圧下一段冷延法により板厚0.12〜0.17mmに冷延された薄
手一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブの
含有するＮと酸可溶性Alについて、N:0.0050〜0.0100
％，酸可溶性Al:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜
｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％とし、且つ、冷延
圧下率が85〜92％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延
板中のN as AlN含有量を0.0005〜0.0020％に制御する熱
延を行い、且つ、熱延板焼鈍後冷却後の鋼板断面の板厚
方向平均硬度をHv（1kg）200以上、230未満に制御する
ことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れ
た薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造を可
能とするにある。
以下に本発明に至った経緯を実験結果に基づいて説明す
る。
る。
（実験Ｉ） C:0.080％,Si:3.25％,Mn:0.075％,S:0.025％,Sn:0.13
％,N:0.0040〜0.0120％，酸可溶性Al:0.0100〜0.0500
％，残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを13
70℃で60分間加熱し、加熱炉から抽出して、1.4mmの板
厚に熱延した。熱延終了温度は1040〜1050℃であった。
熱延終了後約70℃／秒で550℃迄冷却し、その後大気中
に放冷した。熱延板の含有するN as AlNは0.0010〜0.00
12％であった。熱延板を1100℃で30秒間焼鈍し、次いで
100℃の水に浸漬して冷却した。冷却後の鋼板断面の板
厚方向平均硬度はHv（1kg）210〜215であった。焼鈍後
の板を酸洗し、板厚0.15mm迄冷延した。次いで、75％
H2,25％N2，露点65℃の雰囲気中で、850℃で150秒間の
脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシアパウダーを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、85％H2,15％N2雰囲気中
で、25℃／時間の昇温速度で1200℃まで加熱し、次いで
H2雰囲気中で、1200℃で20時間均熱した後冷却し、焼鈍
分離剤を除去し、張力コーティングを行って製品を得
た。製品の磁束密度B8、鉄損W15/50を測定した。次い
で、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ
組織を観察した。スラブのN,酸可溶性Al含有量と、二次
再結晶状況，B8，W15/50の関係を、各々、第１図，第２
図，第３図に示す。
％,N:0.0040〜0.0120％，酸可溶性Al:0.0100〜0.0500
％，残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼スラブを13
70℃で60分間加熱し、加熱炉から抽出して、1.4mmの板
厚に熱延した。熱延終了温度は1040〜1050℃であった。
熱延終了後約70℃／秒で550℃迄冷却し、その後大気中
に放冷した。熱延板の含有するN as AlNは0.0010〜0.00
12％であった。熱延板を1100℃で30秒間焼鈍し、次いで
100℃の水に浸漬して冷却した。冷却後の鋼板断面の板
厚方向平均硬度はHv（1kg）210〜215であった。焼鈍後
の板を酸洗し、板厚0.15mm迄冷延した。次いで、75％
H2,25％N2，露点65℃の雰囲気中で、850℃で150秒間の
脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシアパウダーを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、85％H2,15％N2雰囲気中
で、25℃／時間の昇温速度で1200℃まで加熱し、次いで
H2雰囲気中で、1200℃で20時間均熱した後冷却し、焼鈍
分離剤を除去し、張力コーティングを行って製品を得
た。製品の磁束密度B8、鉄損W15/50を測定した。次い
で、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ
組織を観察した。スラブのN,酸可溶性Al含有量と、二次
再結晶状況，B8，W15/50の関係を、各々、第１図，第２
図，第３図に示す。
第１図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Al含有量である。二次再結晶状況を○，△，×の符号
で示す。同図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域
で、二次再結晶が完全であった。直線abは次式で表わさ
れる。
性Al含有量である。二次再結晶状況を○，△，×の符号
で示す。同図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域
で、二次再結晶が完全であった。直線abは次式で表わさ
れる。
直線ab:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.01
00（％） すなわち、N:0.0050〜0.0120％で、酸可溶性Al:0.0100
〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％のときに、二次
再結晶が完全であることが明らかになった。
00（％） すなわち、N:0.0050〜0.0120％で、酸可溶性Al:0.0100
〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％のときに、二次
再結晶が完全であることが明らかになった。
第２図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Al含有量である。B8の値を○，△，×の符号で示す。
同図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域で、良好
なB8が得られた。
性Al含有量である。B8の値を○，△，×の符号で示す。
同図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域で、良好
なB8が得られた。
直線ab,cdは、各々、次式で表わされる。
直線ab:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.01
00（％） 直線cd:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.00
35（％） すなわち、N:0.0050〜0.0100％で、酸可溶性Al:｛（27/
14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋
0.0100｝％のときに、良好なB8が得られることが明らか
になった。
00（％） 直線cd:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.00
35（％） すなわち、N:0.0050〜0.0100％で、酸可溶性Al:｛（27/
14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋
0.0100｝％のときに、良好なB8が得られることが明らか
になった。
第３図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Al含有量である。W15/50の値を○，△，×の符号で示
す。同図における、直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域
で、良好なW15/50が得られた。
性Al含有量である。W15/50の値を○，△，×の符号で示
す。同図における、直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域
で、良好なW15/50が得られた。
直線ab,cdは、各々、次式で表わされる。
直線ab:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.01
00（％） 直線cd:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.00
35（％） すなわち、N:0.0050〜0.0100％で、酸可溶性Al:｛（27/
14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋
0.0100｝％のときに、良好なW15/50が得られることが明
らかになった。
00（％） 直線cd:酸可溶性Al（％）＝（27/14）×Ｎ（％）＋0.00
35（％） すなわち、N:0.0050〜0.0100％で、酸可溶性Al:｛（27/
14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋
0.0100｝％のときに、良好なW15/50が得られることが明
らかになった。
第１図，第２図，第３図の結果から、N:0.0050〜0.0100
％で、酸可溶性Al:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜
｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％のときに二次再結
晶が完全で、B8，W15/50共良好な製品が得られることが
明らかになった。
％で、酸可溶性Al:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜
｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％のときに二次再結
晶が完全で、B8，W15/50共良好な製品が得られることが
明らかになった。
二次再結晶が完全であるにも拘らず、W15/50が不良の領
域ではB8が低くなっている。すなわち、低Al,高Ｎサイ
ドでは二次再結晶は安定でああるが、方向性が劣り、良
好な鉄損値が得られにくい傾向を示している。
域ではB8が低くなっている。すなわち、低Al,高Ｎサイ
ドでは二次再結晶は安定でああるが、方向性が劣り、良
好な鉄損値が得られにくい傾向を示している。
ここに、（27/14）×Ｎ（％）は、鋼に含有するＮがす
べてAlNとなる場合に必要なAl含有量に相当する。AlNを
主インヒビターとして活用する本法において、製品の磁
束密度、鉄損値を左右する二次再結晶現象が、（27/1
4）×Ｎ（％）をベースとする酸可溶性Al含有量により
強い影響を受けているものと理解される。
べてAlNとなる場合に必要なAl含有量に相当する。AlNを
主インヒビターとして活用する本法において、製品の磁
束密度、鉄損値を左右する二次再結晶現象が、（27/1
4）×Ｎ（％）をベースとする酸可溶性Al含有量により
強い影響を受けているものと理解される。
（実験II） C:0.082％,Si:3.25％,Mn:0.070％,S:0.025％,Sn:0.14
％,N:0.0085％，酸可溶性Al:0.0240％，残部：実質的に
Feからなる多数の珪素鋼スラブを1370℃で60分間加熱
し、加熱炉から抽出し、0.75〜3.0mmの各種板厚に熱延
した。この場合、圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件
を種々変更し、熱延板のN as AlNの量を0.0001〜0.0036
％迄変化させた。ここにAlNは、板全厚の分析値であ
り、分析方法は臭素メタノール法を用いた（本発明に関
するAlNの分析はすべて臭素メタノール法による）。こ
れ等の熱延板を実験Ｉと同様な方法で処理し、製品を得
た。
％,N:0.0085％，酸可溶性Al:0.0240％，残部：実質的に
Feからなる多数の珪素鋼スラブを1370℃で60分間加熱
し、加熱炉から抽出し、0.75〜3.0mmの各種板厚に熱延
した。この場合、圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件
を種々変更し、熱延板のN as AlNの量を0.0001〜0.0036
％迄変化させた。ここにAlNは、板全厚の分析値であ
り、分析方法は臭素メタノール法を用いた（本発明に関
するAlNの分析はすべて臭素メタノール法による）。こ
れ等の熱延板を実験Ｉと同様な方法で処理し、製品を得
た。
次いで、製品の磁束密度B8，鉄損W15/50を測定した。次
いで、コーティングおよびグラス被膜を除去してマクロ
組織を観察した。熱延板のN as AlN,冷延圧下率と二次
再結晶状況，B8，W15/50の関係を各々、第４図，第５
図，第６図に示す。
いで、コーティングおよびグラス被膜を除去してマクロ
組織を観察した。熱延板のN as AlN,冷延圧下率と二次
再結晶状況，B8，W15/50の関係を各々、第４図，第５
図，第６図に示す。
第４図において、横軸はN as AlN含有量であり、縦軸は
冷延圧下率である。二次再結晶状況を○，△，×の符号
で示す。同図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域
で、二次再結晶が完全であった。すなわち、N as AlN:
0.0001〜0.0020％，冷延圧下率:80〜92％のときに、二
次再結晶が完全であることが明らかになった。
冷延圧下率である。二次再結晶状況を○，△，×の符号
で示す。同図における直線ab,bc,cd,daで囲まれる領域
で、二次再結晶が完全であった。すなわち、N as AlN:
0.0001〜0.0020％，冷延圧下率:80〜92％のときに、二
次再結晶が完全であることが明らかになった。
第５図において、横軸はN as AlN含有量であり、縦軸は
冷延圧下率である。B8の値を○，△，×の符号で示す。
同図におけるab,bc,cd,daで囲まれる領域で、良好なB8
が得られた。すなわち、N as AlN:0.0005〜0.0020％，
冷延圧下率:85〜92％のときに、良好なB8が得られるこ
とが明らかになった。
冷延圧下率である。B8の値を○，△，×の符号で示す。
同図におけるab,bc,cd,daで囲まれる領域で、良好なB8
が得られた。すなわち、N as AlN:0.0005〜0.0020％，
冷延圧下率:85〜92％のときに、良好なB8が得られるこ
とが明らかになった。
第６図において、横軸はN as AlN含有量であり、縦軸は
冷延圧下率である。W15/50の値を○，△，×の符号で示
す。同図における、ab,bc,cd,daで囲まれる領域で、良
好なW15/50が得られた。すなわちN as AlN:0.0005〜0.0
020％，冷延圧下率85〜92％のときに、良好なW15/50が
得られることが明らかになった。
冷延圧下率である。W15/50の値を○，△，×の符号で示
す。同図における、ab,bc,cd,daで囲まれる領域で、良
好なW15/50が得られた。すなわちN as AlN:0.0005〜0.0
020％，冷延圧下率85〜92％のときに、良好なW15/50が
得られることが明らかになった。
第４図，第５図，第６図の結果からN as AlN:0.0005〜
0.0020％，冷延圧下率85〜92％のとき、二次再結晶が完
全で、B8、W15/50共良好な製品が得られることが明らか
になった。
0.0020％，冷延圧下率85〜92％のとき、二次再結晶が完
全で、B8、W15/50共良好な製品が得られることが明らか
になった。
二次再結晶が完全であるにもかかわらず、W15/50が不良
の領域では、B8が低くなっている。
の領域では、B8が低くなっている。
実験I,実験IIの結果から、酸可溶性Al,N,Snを含有する
珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下
一段冷延法により、板厚0.12〜0.17mmに冷延された薄手
一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブの含
有するＮと酸可溶性Alについて、N:0.0050〜0.0100％、
酸可溶性Al:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27
/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％とし、且つ、冷延圧下率
が85〜92％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中の
N as AlN含有量を0.0005〜0.0020％に制御する熱延を行
うことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優
れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造が可能
になることが明らかになった。
珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下
一段冷延法により、板厚0.12〜0.17mmに冷延された薄手
一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブの含
有するＮと酸可溶性Alについて、N:0.0050〜0.0100％、
酸可溶性Al:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27
/14）×Ｎ（％）＋0.0100｝％とし、且つ、冷延圧下率
が85〜92％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中の
N as AlN含有量を0.0005〜0.0020％に制御する熱延を行
うことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優
れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造が可能
になることが明らかになった。
熱延板中のN as AlN含有量を0.0005〜0.0020％に制御す
る熱延を行うことにより、二次再結晶が良好で、且つ、
磁気特性の優れた製品が得られる理由については必ずし
も明確ではない。
る熱延を行うことにより、二次再結晶が良好で、且つ、
磁気特性の優れた製品が得られる理由については必ずし
も明確ではない。
冷延板厚0.17mm以下の薄手高磁束密度一方向電磁鋼板を
一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を製造する場
合又は多段冷延法で製造する場合に比べ、熱延板焼鈍後
の組織及び析出物の状況が製品特性に対し、より強い影
響を及ぼすことが考えられる。
一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を製造する場
合又は多段冷延法で製造する場合に比べ、熱延板焼鈍後
の組織及び析出物の状況が製品特性に対し、より強い影
響を及ぼすことが考えられる。
一方、熱延板中のN as AlN含有量は、熱延板焼鈍におけ
る鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及ぼ
すことが考えられ、熱延板中のN as AlN含有量が0.0005
〜0.0020％の場合に、製品特性に対して最も有利な熱延
板焼鈍後の鋼板の性状が得られるものであろう。
る鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及ぼ
すことが考えられ、熱延板中のN as AlN含有量が0.0005
〜0.0020％の場合に、製品特性に対して最も有利な熱延
板焼鈍後の鋼板の性状が得られるものであろう。
なお、熱延板中のN as AlN含有量を0.0005〜0.0020％に
制御する方法としては、スラブ加熱条件，粗圧延条件，
仕上圧延条件，仕上圧延後の冷却条件等があるが、その
何れでもよい。
制御する方法としては、スラブ加熱条件，粗圧延条件，
仕上圧延条件，仕上圧延後の冷却条件等があるが、その
何れでもよい。
（実験III） C:0.075％,Si:3.25％,Mn:0.070％,S:0.025％，酸可溶性
Al:0.0255％,N:0.0085％,Sn:0.15％，残部：実質的にFe
からなる珪素鋼スラブを、熱延板焼鈍後の急冷条件以外
は実験Ｉと同様の方法で処理し製品を得た。上記急冷条
件については、種々条件を変更し、冷却後の鋼板断面の
板厚方向平均硬度Hv（1kg）を185〜290とした。
Al:0.0255％,N:0.0085％,Sn:0.15％，残部：実質的にFe
からなる珪素鋼スラブを、熱延板焼鈍後の急冷条件以外
は実験Ｉと同様の方法で処理し製品を得た。上記急冷条
件については、種々条件を変更し、冷却後の鋼板断面の
板厚方向平均硬度Hv（1kg）を185〜290とした。
製品の鉄損値と磁束密度を測定した。
平均硬度と鉄損値及び磁束密度の関係を第７図に示す。
第７図において横軸は、平均硬度であり、縦軸は鉄損値
と磁束密度である。
第７図において横軸は、平均硬度であり、縦軸は鉄損値
と磁束密度である。
第７図から明らかなように、平均硬度Hv（1kg）200以
上、230未満の範囲で良好な鉄損値と磁束密度が得られ
た。
上、230未満の範囲で良好な鉄損値と磁束密度が得られ
た。
実験I,実験II,実験IIIで示す材料成分にCu又はSbの何れ
か一方又は双方を添加した場合について、実験I,実験I
I,実験IIIと同様の実験を行い同様の結果を得た。
か一方又は双方を添加した場合について、実験I,実験I
I,実験IIIと同様の実験を行い同様の結果を得た。
（実験IV） C:0.083％,Si:3.25％,Mn:0.076％,S:0.025％,Sn:0.14
％,N:0.0085％，酸可溶性Al:0.0235％,Cu:無添加および
0.01〜0.20％，残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼
スラブについて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法で
処理し製品を得た。Cu含有量と鉄損値の関係を第８図に
示す。第８図から明らかな如く、Cu:0.03〜0.08％の範
囲で鉄損特性の向上が認められた。
％,N:0.0085％，酸可溶性Al:0.0235％,Cu:無添加および
0.01〜0.20％，残部：実質的にFeからなる多数の珪素鋼
スラブについて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法で
処理し製品を得た。Cu含有量と鉄損値の関係を第８図に
示す。第８図から明らかな如く、Cu:0.03〜0.08％の範
囲で鉄損特性の向上が認められた。
（実験Ｖ） C:0.080％,Si:3.23％,Mn:0.075％,S:0.025％,Sn:0.13
％,N:0.0085％，酸可溶性Al:0.0230％,Sb:無添加および
0.001〜0.050％，残部：実質的にFeからなる多数の珪素
鋼スラブについて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法
で処理し、製品を得た。Sb含有量と鉄損の関係を第９図
に示す。第９図から明らかな如く、Sb:0.005〜0.035％
の範囲で鉄損特性の向上が認められた。
％,N:0.0085％，酸可溶性Al:0.0230％,Sb:無添加および
0.001〜0.050％，残部：実質的にFeからなる多数の珪素
鋼スラブについて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法
で処理し、製品を得た。Sb含有量と鉄損の関係を第９図
に示す。第９図から明らかな如く、Sb:0.005〜0.035％
の範囲で鉄損特性の向上が認められた。
次に、本発明における珪素鋼スラブの成分及び製造工程
の処理条件の限定理由について述べる。
の処理条件の限定理由について述べる。
Ｃは0.060〜0.120％とする。0.060％未満、あるいは0.1
20％を超えると、二次再結晶が不安定になる。
20％を超えると、二次再結晶が不安定になる。
Siは2.9〜4.5％とする。2.9％未満では良好な（低い）
鉄損値が得られず、4.5％を超えると加工性（冷間圧延
のし易さ）が劣化する。
鉄損値が得られず、4.5％を超えると加工性（冷間圧延
のし易さ）が劣化する。
Mnは0.050〜0.090％とする。0.050％未満、あるいは0.0
90％を超えると、二次再結晶が不安定になる。
90％を超えると、二次再結晶が不安定になる。
Ｓ又はSeの何れか一方又は双方は0.020〜0.060％とす
る。0.020％未満では二次再結晶が不安定となり、0.060
％を超えると鉄損値が不良になる。
る。0.020％未満では二次再結晶が不安定となり、0.060
％を超えると鉄損値が不良になる。
又、ＳとSeを複合添加した場合に、特に優れた製品磁気
特性が得られる。
特性が得られる。
Snは0.05〜0.25％とする。0.05％未満では二次再結晶が
不安定となり、0.25％を超えると加工性が劣化する。
不安定となり、0.25％を超えると加工性が劣化する。
スラブ加熱において、硫化物，窒化物を十分に固溶させ
るため高温加熱が必要であり、好ましくは1300℃以上で
の加熱が望ましい。
るため高温加熱が必要であり、好ましくは1300℃以上で
の加熱が望ましい。
熱延板を1030〜1200℃で10分間以内焼鈍する理由は、10
30℃未満では良好な製品磁気特性が得られず、1200℃を
超えると二次再結晶が不安定になるからであり、又10分
間を超えて焼鈍しても製品磁気特性の向上は期待でき
ず、経済的に不利であるからである。
30℃未満では良好な製品磁気特性が得られず、1200℃を
超えると二次再結晶が不安定になるからであり、又10分
間を超えて焼鈍しても製品磁気特性の向上は期待でき
ず、経済的に不利であるからである。
焼鈍後は急冷する。急冷しないと良好な製品磁気特性が
得られない。
得られない。
一段冷延法は、二段冷延法より製造コストが著しく安
く、好ましい。
く、好ましい。
冷延後の板厚は0.12〜0.17mmとする。0.12mm未満では二
次再結晶が不安定になり易く、0.17mmを超えると期待す
る鉄損値が得られない。
次再結晶が不安定になり易く、0.17mmを超えると期待す
る鉄損値が得られない。
なお、冷間圧延の途中で、200〜300℃で１〜５分間保定
することは製品磁気特性の向上に有効である。
することは製品磁気特性の向上に有効である。
高温仕上焼鈍に際しては、昇温途中少くとも1000℃迄、
窒素を含む雰囲気を用いる。窒素を含まない場合、二次
再結晶が不安定になる。
窒素を含む雰囲気を用いる。窒素を含まない場合、二次
再結晶が不安定になる。
実施例１ C:0.080％,Si:3.25％,Mn:0.076％,S:無添加,0.015％,0.
025％、Se:無添加,0.015％,0.025％、Sn:0.13％、N:0.0
045％,0.0085％,0.0110％，酸可溶性Al:0.0150％,0.017
0％,0.0230％,0.0260％,0.0300％,Cu:無添加,0.07％、S
b:無添加,0.020％、残部：実質的にFeからなる多数の珪
素鋼スラブを1360℃で60分間加熱し、加熱炉から抽出
し、0.92mm,1.00mm,1.31mm,2.43mmの各板厚に熱延し
た。この場合、圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件を
種々変更した。熱延板のN as AlN含有量は0.0002〜0.00
35％であった。
025％、Se:無添加,0.015％,0.025％、Sn:0.13％、N:0.0
045％,0.0085％,0.0110％，酸可溶性Al:0.0150％,0.017
0％,0.0230％,0.0260％,0.0300％,Cu:無添加,0.07％、S
b:無添加,0.020％、残部：実質的にFeからなる多数の珪
素鋼スラブを1360℃で60分間加熱し、加熱炉から抽出
し、0.92mm,1.00mm,1.31mm,2.43mmの各板厚に熱延し
た。この場合、圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件を
種々変更した。熱延板のN as AlN含有量は0.0002〜0.00
35％であった。
熱延板を1120℃で60秒間焼鈍し、次いで風冷と100℃の
水への浸漬により冷却した。
水への浸漬により冷却した。
冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度はHv（1kg）210〜
215であった。焼鈍後の板を酸洗し板厚0.12mmと0.17mm
に冷延した。
215であった。焼鈍後の板を酸洗し板厚0.12mmと0.17mm
に冷延した。
次いで、75％H2,25％N2、露点65℃の雰囲気中で、850℃
で150秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシアを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、85％H2,15％N2雰囲
気中で、25℃／時間の昇温速度で1200℃まで加熱し、次
いでH2雰囲気中で、1200℃で20時間均熱した後冷却し、
焼鈍分離剤を除去し、張力コーティングを行って製品を
得た。製品の磁束密度B8，鉄損W15/50を測定した。次い
で、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ
組織を観察した。その結果を第１表に示す。第１表から
明らかなように、スラブのN,酸可溶性Al含有量，熱延板
のN as AlN含有量及び冷延圧下率が本発明の条件あであ
るときのみ、二次再結晶が完全で、B8，W15/50共優れた
製品が得られた。
で150秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシアを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、85％H2,15％N2雰囲
気中で、25℃／時間の昇温速度で1200℃まで加熱し、次
いでH2雰囲気中で、1200℃で20時間均熱した後冷却し、
焼鈍分離剤を除去し、張力コーティングを行って製品を
得た。製品の磁束密度B8，鉄損W15/50を測定した。次い
で、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ
組織を観察した。その結果を第１表に示す。第１表から
明らかなように、スラブのN,酸可溶性Al含有量，熱延板
のN as AlN含有量及び冷延圧下率が本発明の条件あであ
るときのみ、二次再結晶が完全で、B8，W15/50共優れた
製品が得られた。
また、Cu,Sbの含有量が本発明領域にあるとき、更に優
れた製品磁気特性が得られた。
れた製品磁気特性が得られた。
実施例２ 第２表に示す、A,B,C,D4種の成分の珪素鋼スラブを熱延
板焼鈍の冷却条件以外は実施例１と同様の方法で処理し
製品を得た。熱延板焼鈍の冷却条件については、冷却後
の鋼板断面の板厚方向平均硬度Hv（1kg）が190,215,240
になるよう調整した。
板焼鈍の冷却条件以外は実施例１と同様の方法で処理し
製品を得た。熱延板焼鈍の冷却条件については、冷却後
の鋼板断面の板厚方向平均硬度Hv（1kg）が190,215,240
になるよう調整した。
製品の鉄損値（W15/50）と磁束密度（B8）を測定した。
その結果を第３表に示す。第３表から明らかなように、
平均硬度が本発明の領域にあるときのみ優れた（低い）
鉄損値と（高い）磁束密度を示している。
その結果を第３表に示す。第３表から明らかなように、
平均硬度が本発明の領域にあるときのみ優れた（低い）
鉄損値と（高い）磁束密度を示している。
〔発明の効果〕 本発明は、以上述べたように構成したから、酸可溶性A
l,N,Snを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板
焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚0.12〜0.17mm
に冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方法にお
いて、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板が安定して製造できるよう
になった。
l,N,Snを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板
焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚0.12〜0.17mm
に冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方法にお
いて、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板が安定して製造できるよう
になった。
第１図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Al含
有量（縦軸）と二次再結晶状況（○，×等で表示）の関
係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Al含
有量（縦軸）と製品の磁束密度B8（○，×等で表示）の
関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Al含
有量（縦軸）と製品の鉄損W15/50（○，×等で表示）の
関係を示す図である。 第４図は、熱延板のN as AlN含有量（横軸）及び冷延圧
下率（縦軸）と二次再結晶状況（○，×等で表示）の関
係を示す図である。 第５図は、熱延板のN as AlN含有量（横軸）及び冷延圧
下率（縦軸）と製品の磁束密度B8（○，×等で表示）の
関係を示す図である。 第６図は、熱延板のN as AlN（横軸）及び冷延圧下率
（縦軸）と製品の鉄損W15/50（○，×等で表示）の関係
を示す図である。 第７図は、熱延焼鈍板の断面の板厚方向平均硬度（横
軸）と製品の鉄損値及び磁束密度（縦軸）の関係を示す
図である。 第８図は、スラブのCu含有量（横軸）とCu添加による製
品の鉄損W15/50の変化量（縦軸）の関係を示す図であ
る。 第９図は、スラブのSb含有量（横軸）とSb添加による製
品の鉄損W15/50の変化量（縦軸）の関係を示す図であ
る。
有量（縦軸）と二次再結晶状況（○，×等で表示）の関
係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Al含
有量（縦軸）と製品の磁束密度B8（○，×等で表示）の
関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Al含
有量（縦軸）と製品の鉄損W15/50（○，×等で表示）の
関係を示す図である。 第４図は、熱延板のN as AlN含有量（横軸）及び冷延圧
下率（縦軸）と二次再結晶状況（○，×等で表示）の関
係を示す図である。 第５図は、熱延板のN as AlN含有量（横軸）及び冷延圧
下率（縦軸）と製品の磁束密度B8（○，×等で表示）の
関係を示す図である。 第６図は、熱延板のN as AlN（横軸）及び冷延圧下率
（縦軸）と製品の鉄損W15/50（○，×等で表示）の関係
を示す図である。 第７図は、熱延焼鈍板の断面の板厚方向平均硬度（横
軸）と製品の鉄損値及び磁束密度（縦軸）の関係を示す
図である。 第８図は、スラブのCu含有量（横軸）とCu添加による製
品の鉄損W15/50の変化量（縦軸）の関係を示す図であ
る。 第９図は、スラブのSb含有量（横軸）とSb添加による製
品の鉄損W15/50の変化量（縦軸）の関係を示す図であ
る。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％でC:0.060〜0.120％,Si:2.9〜4.5
％,Mn:0.050〜0.090％,S又はSeの何れか一方又は双方:
0.020〜0.060％,Sn:0.02〜0.25％並びに酸可溶性Al,Nを
含み、残部:Feおよび不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを高温加熱し、熱間圧延し、熱延板を1030〜1200℃
の温度範囲で10分間以内焼鈍し、焼鈍後急冷し、次いで
冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を0.12〜0.17mmとし、水
素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マグネシアを
主とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少くとも1000℃
迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温仕上焼鈍を行い、張
力コーティングを行う薄手一方向性電磁鋼板の製造方法
において、前記珪素鋼スラブの含有するＮと酸可溶性Al
について、N:0.0050〜0.0100％，酸可溶性Al:｛（27/1
4）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.
0100｝％とし、且つ、冷延圧下率が85〜92％となる熱延
板の板厚とし、且つ、熱延板中のN as AlN含有量を0.00
05〜0.0020％に制御する熱延を行い、且つ、熱延板焼鈍
後冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度をHv（1kg）200
以上、230未満に制御することを特徴とする一段冷延法
による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％でC:0.060〜0.120％,Si:2.9〜4.5
％,Mn:0.050〜0.090％,S又はSeの何れか一方又は双方:
0.020〜0.060％,Sn:0.02〜0.25％,Cu:0.03〜0.08％又は
Sb:0.005〜0.035％の何れか一方又は双方並びに酸可溶
性Al,Nを含み、残部:Feおよび不可避的不純物からなる
珪素鋼スラブを高温加熱し、熱間圧延し、熱延板を1030
〜1200℃の温度範囲で10分間以内焼鈍し、焼鈍後急冷
し、次いで冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を0.12〜0.17
mmとし、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マ
グネシアを主とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少く
とも1000℃迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温仕上焼鈍
を行い、張力コーティングを行う薄手一方向性電磁鋼板
の製造方法において、前記珪素鋼スラブの含有するＮと
酸可溶性Alについて、N:0.0050〜0.0100％，酸可溶性A
l:｛（27/14）×Ｎ（％）＋0.0035｝〜｛（27/14）×Ｎ
（％）＋0.0100｝％とし、且つ、冷延圧下率が85〜92％
となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のN as AlN含
有量を0.0005〜0.0020％に制御する熱延を行い、且つ、
熱延板焼鈍後冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度をHv
（1kg）200以上、230未満に制御することを特徴とする
一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度
一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3246989A JPH0717954B2 (ja) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3246989A JPH0717954B2 (ja) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02209426A JPH02209426A (ja) | 1990-08-20 |
| JPH0717954B2 true JPH0717954B2 (ja) | 1995-03-01 |
Family
ID=12359832
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3246989A Expired - Lifetime JPH0717954B2 (ja) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0717954B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101919528B1 (ko) | 2016-12-22 | 2018-11-16 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 이의 제조방법 |
| JP7307354B2 (ja) * | 2018-06-21 | 2023-07-12 | 日本製鉄株式会社 | 磁気特性が優れた方向性電磁鋼板 |
-
1989
- 1989-02-10 JP JP3246989A patent/JPH0717954B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02209426A (ja) | 1990-08-20 |
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