JPS6296615A - 熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
熱間圧延での耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPS6296615A JPS6296615A JP60234633A JP23463385A JPS6296615A JP S6296615 A JPS6296615 A JP S6296615A JP 60234633 A JP60234633 A JP 60234633A JP 23463385 A JP23463385 A JP 23463385A JP S6296615 A JPS6296615 A JP S6296615A
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- sheet
- rolling
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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、トランス等の鉄心に用いられる、熱間圧延で
の耳割れが少な（鉄損特性の優れた高磁束密度一方向電
磁鋼板の製造に関するものである。
の耳割れが少な（鉄損特性の優れた高磁束密度一方向電
磁鋼板の製造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に使用されているものであり
、その磁気特性としては励磁特性と鉄損特性が良好でな
くてはならない。
の他の電気機器の鉄心材料に使用されているものであり
、その磁気特性としては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Ｂｌｌ （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．
７７まで磁化させた時の１ ｋｇ当りの鉄損）を用いて
いる。
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．
７７まで磁化させた時の１ ｋｇ当りの鉄損）を用いて
いる。
この一方向電磁１１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
度等も磁気特性に太き影響を及ぼす。
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
度等も磁気特性に太き影響を及ぼす。
方向性については、＾ＩＮ、 ＭｎＳをインヒビターと
して利用する方法（特公昭４０−１５６６号公報）およ
びＭｎＳｅあるいはＭｎＳとｓｂをインヒビターとして
利用する方法（特公昭５１−１３４９号公報）によって
大巾に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上して
きた。また他のインヒビター構成元素としてＰｂ、 Ｓ
ｂ、 Ｎｂ＋ Ｔｅを利用する方法（特公昭３８−８２
１４号公報） 、Ｚｒ、 Ｔｔ＋ ａ、 Ｎｂ＋ Ｔａ
、 Ｖ＋ Ｃｒ＋ Ｍ。
して利用する方法（特公昭４０−１５６６号公報）およ
びＭｎＳｅあるいはＭｎＳとｓｂをインヒビターとして
利用する方法（特公昭５１−１３４９号公報）によって
大巾に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上して
きた。また他のインヒビター構成元素としてＰｂ、 Ｓ
ｂ、 Ｎｂ＋ Ｔｅを利用する方法（特公昭３８−８２
１４号公報） 、Ｚｒ、 Ｔｔ＋ ａ、 Ｎｂ＋ Ｔａ
、 Ｖ＋ Ｃｒ＋ Ｍ。
を利用する方法（特開昭５２−２４１１６号公報） 、
Ｎｂ。
Ｎｂ。
Ｔｉを利用する方法（特開昭５５−１４８５８号公報）
Ｓｎを利用する方法（特公昭５７−９４１９号公報）等
が提案されている。
Ｓｎを利用する方法（特公昭５７−９４１９号公報）等
が提案されている。
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
。そこで低鉄横比の方法として方向性電磁鋼板の板厚を
薄くすることや固有抵抗を高めるためＳｉ量を増すこと
によって鉄損を減少させることなどに努力が払われてき
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
。そこで低鉄横比の方法として方向性電磁鋼板の板厚を
薄くすることや固有抵抗を高めるためＳｉ量を増すこと
によって鉄損を減少させることなどに努力が払われてき
た。
鋼板の板厚を薄くすることや鋼中のＳｉ量を高めること
が鉄損を減少させる上で有効であることは以前から知ら
れていたことであるが、この２つの方法とも２次再結晶
の不安定をひきおこす等の理由で、板厚とＳｉ量は制限
をうけてきた。ＡＩＮ。
が鉄損を減少させる上で有効であることは以前から知ら
れていたことであるが、この２つの方法とも２次再結晶
の不安定をひきおこす等の理由で、板厚とＳｉ量は制限
をうけてきた。ＡＩＮ。
ＭｎＳをインヒビターとして利用する製造方法において
Ｓｎを添加する方法（特公昭５７−９４１９号公報）は
２次再結晶の安定化に極めて有効であり、板厚を薄くす
ることやＳｉ量を高めることに伴う欠点を改善し、従来
の板厚０．３０〜０．３５ ｖａを０．１５〜０．２３
鶴に、従来のＳｉ量２．９〜３．１％を３．２〜３．５
％とした鉄損特性の優れた成品を製造することを可能と
した。
Ｓｎを添加する方法（特公昭５７−９４１９号公報）は
２次再結晶の安定化に極めて有効であり、板厚を薄くす
ることやＳｉ量を高めることに伴う欠点を改善し、従来
の板厚０．３０〜０．３５ ｖａを０．１５〜０．２３
鶴に、従来のＳｉ量２．９〜３．１％を３．２〜３．５
％とした鉄損特性の優れた成品を製造することを可能と
した。
しかしながら、Ｓｉ量を高める場合、適切な熱延板組織
を得るためＳｉ量に応じてＣ景が高められており、熱間
圧延中の鋼板中のＴ量はＳｉ量が低い場合とほぼ同じで
あるがＳｉ量が増した状態となっている。Ｓｉ はαと
Ｔで溶解度が異なり、α−γ変態、Ｔ−α変態が生じる
熱間圧延中、粒界近傍に偏析する傾向を有し、内部割れ
の原因となり熱延板端部の削れ（耳割れ）を生じさせる
。
を得るためＳｉ量に応じてＣ景が高められており、熱間
圧延中の鋼板中のＴ量はＳｉ量が低い場合とほぼ同じで
あるがＳｉ量が増した状態となっている。Ｓｉ はαと
Ｔで溶解度が異なり、α−γ変態、Ｔ−α変態が生じる
熱間圧延中、粒界近傍に偏析する傾向を有し、内部割れ
の原因となり熱延板端部の削れ（耳割れ）を生じさせる
。
またＳｎは粒界に偏析するため耳割れを助長する傾向が
ある。つまりＳｎを添加しＳｉ量を高めて鉄損特性を向
上させる方法は熱間圧延時の耳割れを増し歩留低下を引
き起こすという欠点をもっている。
ある。つまりＳｎを添加しＳｉ量を高めて鉄損特性を向
上させる方法は熱間圧延時の耳割れを増し歩留低下を引
き起こすという欠点をもっている。
ｃ本発明が解決しようとする問題点〕
本発明はＡＩＮ、 ＭｎＳを主インヒビターとする高磁
束密度を有する電磁鋼板を、Ｓｉ量を増加させる方法に
よって鉄損特性を改善しようとする場合、二次再結晶の
安定のためＳｎを添加するので熱間圧延での耳割れが一
層増加し、歩留が低下するという問題点を解決する方法
を提供するものである。
束密度を有する電磁鋼板を、Ｓｉ量を増加させる方法に
よって鉄損特性を改善しようとする場合、二次再結晶の
安定のためＳｎを添加するので熱間圧延での耳割れが一
層増加し、歩留が低下するという問題点を解決する方法
を提供するものである。
本発明は、Ｓｎ添加によってＳｉの増量、板厚の減少に
よる鉄を員低減策を容易にすると同時に、Ｎｂ添加によ
って熱間圧延時の耳割れを減少させ歩留りを向上させる
ことに成功した一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する
ものである。
よる鉄を員低減策を容易にすると同時に、Ｎｂ添加によ
って熱間圧延時の耳割れを減少させ歩留りを向上させる
ことに成功した一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する
ものである。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明者らは、Ｓｎを添加することがＳｉの増量、板厚
の減少による鉄損低減策を容易にする有効な手段である
ことに着目し、その欠点である熱間圧延時の耳割れ増加
を解決する手段について模索した結果微量のＮｂを鋼中
に添加することにより、所期の目的を達し、熱間圧延で
の耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を
製造できることを見出し、本発明を完成したのである。
の減少による鉄損低減策を容易にする有効な手段である
ことに着目し、その欠点である熱間圧延時の耳割れ増加
を解決する手段について模索した結果微量のＮｂを鋼中
に添加することにより、所期の目的を達し、熱間圧延で
の耳割れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を
製造できることを見出し、本発明を完成したのである。
以下、本発明において出発素材であるスラブの成分を規
定した理由について説明する。
定した理由について説明する。
Ｓｔは４％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。
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０．０４％未満では適切な１次再結晶ｍ織が得るこ
とが難しいため２次再結晶組織が不完全なものとなる。
とが難しいため２次再結晶組織が不完全なものとなる。
一方０．１０％を超えると脱炭不良となり好ましくない
。
。
Ｓｎは、０，０４％未満ではＭｎＳ等を微細に析出させ
て析出分散相を改善するという効果が十分でない。一方
、０．４％を超えるとフォルステライト被膜が劣化して
好ましくない。
て析出分散相を改善するという効果が十分でない。一方
、０．４％を超えるとフォルステライト被膜が劣化して
好ましくない。
Ｎｂは本発明の特徴をなす元素であるが、その添加量が
０゜０６％を超すと２次再結晶の不安定が生じ、０．０
０２％未満では熱間圧延片の耳割れ減少の効果が十分で
ない。
０゜０６％を超すと２次再結晶の不安定が生じ、０．０
０２％未満では熱間圧延片の耳割れ減少の効果が十分で
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＾ＩＮ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Ａｌは０．０１５〜０．０４
０％、Ｎは０．００４０〜０．０１００％とする。
めに必須の主インヒビター＾ＩＮ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Ａｌは０．０１５〜０．０４
０％、Ｎは０．００４０〜０．０１００％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０．０３０〜０
．１５０％、Ｓは０．０１５〜０．０４０％と定める。
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０．０３０〜０
．１５０％、Ｓは０．０１５〜０．０４０％と定める。
更に本発明において０．００５〜０．０４％のＳｅ。
０．００１〜０．４％のＣｒ ＋ Ｎ ｉ １Ｍｏ 、
Ｓ ｂ ｒ Ｃｕ ＋Ａｓ、Ｂｉ等の１種又は２種以上
を本発明の素材に含有することは許容される。
Ｓ ｂ ｒ Ｃｕ ＋Ａｓ、Ｂｉ等の１種又は２種以上
を本発明の素材に含有することは許容される。
上記成分の溶鋼を造塊−分塊圧延又は連続“鋳造で１０
０〜４００ ｔａ−厚のスラブとし、ひき続く熱間圧延
において、Ｍｎｓ等の溶体化のため１３００〜１４００
℃に数時間保持した後粗圧延で２０〜６０＋＋ｖ＋厚に
し、ひき続く仕上圧延によって１〜５ＩＩ１１厚の熱延
板とする。熱延の仕上り温度は９００〜１１００℃であ
る。この熱延板に７００〜１２００℃の焼鈍を必要に応
じて行い、圧下率８０％超の強圧下最終冷延を含む１回
以上の冷間圧延とその間に中間焼鈍を行う。最終冷間圧
延に先立つ中間焼鈍は必要に応じて９００〜１２００℃
に３０秒から３０分保持した後急冷しＡＩＮの析出コン
トロールを行う、冷間圧延工程での複数パス間に５０〜
４００℃の時効処理を行うと、一層優れた磁気特性が得
られる。最終冷間圧延後は公知の脱炭焼鈍を施し、Ｍｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、ひき続く最終仕
上焼鈍ではＮｔ。
０〜４００ ｔａ−厚のスラブとし、ひき続く熱間圧延
において、Ｍｎｓ等の溶体化のため１３００〜１４００
℃に数時間保持した後粗圧延で２０〜６０＋＋ｖ＋厚に
し、ひき続く仕上圧延によって１〜５ＩＩ１１厚の熱延
板とする。熱延の仕上り温度は９００〜１１００℃であ
る。この熱延板に７００〜１２００℃の焼鈍を必要に応
じて行い、圧下率８０％超の強圧下最終冷延を含む１回
以上の冷間圧延とその間に中間焼鈍を行う。最終冷間圧
延に先立つ中間焼鈍は必要に応じて９００〜１２００℃
に３０秒から３０分保持した後急冷しＡＩＮの析出コン
トロールを行う、冷間圧延工程での複数パス間に５０〜
４００℃の時効処理を行うと、一層優れた磁気特性が得
られる。最終冷間圧延後は公知の脱炭焼鈍を施し、Ｍｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、ひき続く最終仕
上焼鈍ではＮｔ。
Ｎ２又はその混合ガス中で鋼板を１ｏｏｏ℃以上に昇温
し数時間保持する。最終仕上焼鈍後、張力付加を目的と
した焼鈍を行うことによって一層優れた磁気特性が得ら
れる。
し数時間保持する。最終仕上焼鈍後、張力付加を目的と
した焼鈍を行うことによって一層優れた磁気特性が得ら
れる。
本発明者らは次に延べる実験により上記Ｎｂ量の適性範
囲を決定した。
囲を決定した。
先ず本発明者らは真空溶解によって Ｓｔ ＝３．２５
％、Ｃ＝０．０７％、 ５ｏｌＡ ｌ ０．０２７％、
Ｎ＝０．００８％、 Ｍｎ ＝０．０８％、Ｓ＝０．０
２７％、５ｎ＝０．１２％、 Ｎｂ ＝０．００２〜０
．０９４％又は＜ ０．００１％を含有し残余Ｆｅなる
インゴットを作成し、分塊圧延によって素材を４０鶴厚
に調整した後、加熱炉に入れ１３５０℃に９０分保持し
、０１１５０℃圧延スタート、１パスで１５ｍ（圧下率
６３％）に仕上げる。■１２００℃圧延スタート後６バ
スで２．３鶴に仕上げる（仕上げ出口温度１０５０℃）
という２通りの熱間圧延の実験を行った。第１図に１パ
ス圧下材の耳割れ最大深さとＮｂ量との関係を示す。
％、Ｃ＝０．０７％、 ５ｏｌＡ ｌ ０．０２７％、
Ｎ＝０．００８％、 Ｍｎ ＝０．０８％、Ｓ＝０．０
２７％、５ｎ＝０．１２％、 Ｎｂ ＝０．００２〜０
．０９４％又は＜ ０．００１％を含有し残余Ｆｅなる
インゴットを作成し、分塊圧延によって素材を４０鶴厚
に調整した後、加熱炉に入れ１３５０℃に９０分保持し
、０１１５０℃圧延スタート、１パスで１５ｍ（圧下率
６３％）に仕上げる。■１２００℃圧延スタート後６バ
スで２．３鶴に仕上げる（仕上げ出口温度１０５０℃）
という２通りの熱間圧延の実験を行った。第１図に１パ
ス圧下材の耳割れ最大深さとＮｂ量との関係を示す。
第１図に示すようにＮｂ量０．００２％で耳割れが減少
していることがわかる。６パス圧下２．３ｍｍ仕上げの
熱延板に関してはひき続きＮ２９０％、 Ｎ２１０％
の混合ガス中で１１３０℃に３０秒保持後、９００℃に
１分間保持し急冷し、酸洗しかかる後約９０％冷間圧延
して０．２２５ ｍとした。得られた冷延板を公知の方
法で脱炭焼鈍し、焼付分離剤を塗布し仕上焼鈍した後張
力コーティングを施して一方向性電磁鋼板を得た。製品
の磁気特性を第２図に示す、第２図に示すようにＮｂ＞
０．０６％となると磁性が劣化することがわかる。第１
図、第２図の結果よりＮｂ量は０．００２〜０．０６％
とすべきことがわかる。
していることがわかる。６パス圧下２．３ｍｍ仕上げの
熱延板に関してはひき続きＮ２９０％、 Ｎ２１０％
の混合ガス中で１１３０℃に３０秒保持後、９００℃に
１分間保持し急冷し、酸洗しかかる後約９０％冷間圧延
して０．２２５ ｍとした。得られた冷延板を公知の方
法で脱炭焼鈍し、焼付分離剤を塗布し仕上焼鈍した後張
力コーティングを施して一方向性電磁鋼板を得た。製品
の磁気特性を第２図に示す、第２図に示すようにＮｂ＞
０．０６％となると磁性が劣化することがわかる。第１
図、第２図の結果よりＮｂ量は０．００２〜０．０６％
とすべきことがわかる。
Ｎｂが耳割れ減少に有効であるという新知見の理由に関
しては必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下の
如く推察している。熱間圧延での耳割れ発生のメカニズ
ムを考える上で重要な点の１つにα−γ変態がある。Ｓ
、Ｓｔの固溶度はα相がＴ相より大きいため、熱間圧延
中のα−γ変態、γ−α変態はＳ、Ｓｔの偏析を生ずる
大きな原因の１つと考えられる。Ｓ、Ｓｔの偏析は変態
を経た相あるいはその近傍に生じ、粒界はどその傾向が
顕著と思われる。粒界あるいは粒界近傍のＳ、Ｓｔの偏
析は内部割れの原因となると思われる。またα相とγ相
で変形態が異なることも応力の不均一性、メタルフロー
の不均一性を生む原因となると考えられる。一方巾方向
端部（耳）は圧延方向に張力がかけられた状態となって
いるため、内部割れや不均一なメタルフローが生じた場
合割れに連がる可能性が高くなっている。結局熱間圧延
前に１３５０〜１４００℃に保持されα単相であった鋼
に熱間圧延中にα−γ変態が部分的に生じ、α。
しては必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下の
如く推察している。熱間圧延での耳割れ発生のメカニズ
ムを考える上で重要な点の１つにα−γ変態がある。Ｓ
、Ｓｔの固溶度はα相がＴ相より大きいため、熱間圧延
中のα−γ変態、γ−α変態はＳ、Ｓｔの偏析を生ずる
大きな原因の１つと考えられる。Ｓ、Ｓｔの偏析は変態
を経た相あるいはその近傍に生じ、粒界はどその傾向が
顕著と思われる。粒界あるいは粒界近傍のＳ、Ｓｔの偏
析は内部割れの原因となると思われる。またα相とγ相
で変形態が異なることも応力の不均一性、メタルフロー
の不均一性を生む原因となると考えられる。一方巾方向
端部（耳）は圧延方向に張力がかけられた状態となって
いるため、内部割れや不均一なメタルフローが生じた場
合割れに連がる可能性が高くなっている。結局熱間圧延
前に１３５０〜１４００℃に保持されα単相であった鋼
に熱間圧延中にα−γ変態が部分的に生じ、α。
γの２相状態となりつつ加工を加えられること自体端部
に割れを生じる原因となると考えられる。
に割れを生じる原因となると考えられる。
他方Ｎｂはα安定化元素であり、α−γ変態に影響を与
え、αを安定化させることを通じて熱間圧延中のメタル
フローを均一化し、その結果として熱間圧延での耳割れ
減少に有効に働いたと推察される。第３図に本実験６パ
ス熱延材の耳割れとＮｂ量の関係を示す。第３図かられ
かるようにＮｂ添加は耳割れ低減に非常に有効である。
え、αを安定化させることを通じて熱間圧延中のメタル
フローを均一化し、その結果として熱間圧延での耳割れ
減少に有効に働いたと推察される。第３図に本実験６パ
ス熱延材の耳割れとＮｂ量の関係を示す。第３図かられ
かるようにＮｂ添加は耳割れ低減に非常に有効である。
またＮｂは窒化物生成元素であり、第２図に示すように
Ｎｂ＞０．０６％となるとＮｂＮの析出がｒ＋ｌＮ析出
に悪影響を与えることによって磁性が劣化すると考えら
れる。
Ｎｂ＞０．０６％となるとＮｂＮの析出がｒ＋ｌＮ析出
に悪影響を与えることによって磁性が劣化すると考えら
れる。
以下実施例について述べる。
〔実施例１〕
真空溶解によって Ｓｉ ＝３．２６％、 Ｃ＝０．０
６９％、酸可溶性Ａ ｌ ＝ ０．０２６％、 Ｎ＝０
．００８０％。
６９％、酸可溶性Ａ ｌ ＝ ０．０２６％、 Ｎ＝０
．００８０％。
Ｍｎ ＝０．０７６％、 Ｓ＝０．０２８％、 Ｓｎ
＝０．１２％。
＝０．１２％。
Ｃｕ ＝０．０７７％、 Ｎｂ ＝０．０１９．０．０
４０．０．０９０又は＜ ０．００１％を含有し、残余
Ｆｅなるインゴットを作成し、分塊圧延によって素材を
４０鶴厚に調整した後、加熱炉に入れ、素材を１３５０
℃に９０分保持した後空冷し、１２００℃から６バスの
熱間圧延を行い２．３ｆｌ厚の熱延板を得た。熱間圧延
の仕上げ温度は１０００〜１１００℃であった。熱延板
をひき続き次の３つの条件で工程処理し一方向性電磁鋼
板を得た。
４０．０．０９０又は＜ ０．００１％を含有し、残余
Ｆｅなるインゴットを作成し、分塊圧延によって素材を
４０鶴厚に調整した後、加熱炉に入れ、素材を１３５０
℃に９０分保持した後空冷し、１２００℃から６バスの
熱間圧延を行い２．３ｆｌ厚の熱延板を得た。熱間圧延
の仕上げ温度は１０００〜１１００℃であった。熱延板
をひき続き次の３つの条件で工程処理し一方向性電磁鋼
板を得た。
（１） 熱延板焼鈍（１１３０℃に３０秒像保持後０
０℃に１分保持し急冷）−強圧下冷間圧延（０，２８５
ａｍ仕上げ）−脱炭焼鈍（８５０℃に１５０秒保持）−
焼鈍分離剤塗布−最終仕上焼鈍（１２００℃に２０時間
保持）−張力コーティング （２）強圧下冷間圧延の仕上げ板厚が０．２２５ｍ■で
あり、他の条件は（１１に同じ （３）熱延板焼鈍（１０００℃に３分間保持後急冷）−
冷間圧延（１，２５ｍｎ仕上げ）−中間焼鈍（１１３０
℃に３０秒保持後８５０℃に１分間保持し急冷）−強圧
下冷間圧延（０，１７５ｗ５仕上げ）−ひき続く処理の
条件は（１１に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第１第
１ 表 〔実施例２〕 真空溶解によって Ｓｉ ＝３．５０％、 Ｃ＝０．
０７８％、酸可溶性Ａ ｔｔ ＝ ０．０２７％、 Ｎ
＝０．００８３％。
０℃に１分保持し急冷）−強圧下冷間圧延（０，２８５
ａｍ仕上げ）−脱炭焼鈍（８５０℃に１５０秒保持）−
焼鈍分離剤塗布−最終仕上焼鈍（１２００℃に２０時間
保持）−張力コーティング （２）強圧下冷間圧延の仕上げ板厚が０．２２５ｍ■で
あり、他の条件は（１１に同じ （３）熱延板焼鈍（１０００℃に３分間保持後急冷）−
冷間圧延（１，２５ｍｎ仕上げ）−中間焼鈍（１１３０
℃に３０秒保持後８５０℃に１分間保持し急冷）−強圧
下冷間圧延（０，１７５ｗ５仕上げ）−ひき続く処理の
条件は（１１に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第１第
１ 表 〔実施例２〕 真空溶解によって Ｓｉ ＝３．５０％、 Ｃ＝０．
０７８％、酸可溶性Ａ ｔｔ ＝ ０．０２７％、 Ｎ
＝０．００８３％。
Ｍｎ −０，０８０％、 Ｓ ＝ ０．０２６％、
Ｓｎ ＝０．１０％。
Ｓｎ ＝０．１０％。
Ｃｒ ＝ Ｏ，０５０％、 Ｃｕ ＝ ０．０７０％、
Ｎｂ ＝Ｑ、ＯＩＱ。
Ｎｂ ＝Ｑ、ＯＩＱ。
０．０８０又は＜０．００１％を含有し、残余Ｆｅなる
インゴットを作成し、分塊圧練によって素材を４０１謹
厚に調整した後、加熱炉に入れ素材を１３８０℃に６０
分保持した後空冷し１２００℃から６パ不の熱間圧延を
行い、２．３削厚の熱延板を得た。熱間圧延の仕上げ温
度は１０５０〜１１００℃であった。熱延板をひき続き
次の２つの条件で処理し一方向性電磁鋼板を得た。
インゴットを作成し、分塊圧練によって素材を４０１謹
厚に調整した後、加熱炉に入れ素材を１３８０℃に６０
分保持した後空冷し１２００℃から６パ不の熱間圧延を
行い、２．３削厚の熱延板を得た。熱間圧延の仕上げ温
度は１０５０〜１１００℃であった。熱延板をひき続き
次の２つの条件で処理し一方向性電磁鋼板を得た。
（１） 熱延板焼鈍（１１２５℃に３０秒保持後８５
０℃に１分間保持し急冷）−強圧下冷間圧延（０，２２
５ｍ仕上げ）−脱炭焼鈍（８５０℃に１５０秒保持）→
焼鈍分離剤塗布−最終仕上焼鈍（１２００℃に２０時間
保持）→張カコーティング （２）冷間圧延（１，５５ｆｌ仕上げ）→中間焼鈍（１
１２５℃に３０秒保持後１分間保持し急冷）−強圧下冷
間圧延（０，２２５ｍ仕上げ）→ひき続く処理条件は（
１１に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第２表に示
す。
０℃に１分間保持し急冷）−強圧下冷間圧延（０，２２
５ｍ仕上げ）−脱炭焼鈍（８５０℃に１５０秒保持）→
焼鈍分離剤塗布−最終仕上焼鈍（１２００℃に２０時間
保持）→張カコーティング （２）冷間圧延（１，５５ｆｌ仕上げ）→中間焼鈍（１
１２５℃に３０秒保持後１分間保持し急冷）−強圧下冷
間圧延（０，２２５ｍ仕上げ）→ひき続く処理条件は（
１１に同じ 熱延板での耳割れと成品の磁気特性の結果を第２表に示
す。
第 ２ 表
〔発明の効果〕
以上のとおり、本発明によれば、一方向性珪素鋼中に少
量のＮｂを添加することで、優れた磁気特性を保ったま
ま熱間圧延での耳割れによる歩留り低下を防ぐことがで
きるので、その工業的効果は大きい。
量のＮｂを添加することで、優れた磁気特性を保ったま
ま熱間圧延での耳割れによる歩留り低下を防ぐことがで
きるので、その工業的効果は大きい。
第１図は、Ｎｂ量と熱間圧延での耳割れの関係図、第２
図は、Ｎｂ量と磁気特性との関係図、第３図は、Ｎｂ量
と熱間圧延での耳割れとの関係を示す金属ｍｍ写真であ
る。
図は、Ｎｂ量と磁気特性との関係図、第３図は、Ｎｂ量
と熱間圧延での耳割れとの関係を示す金属ｍｍ写真であ
る。
Claims (1)
- 重量としてＳｉ：２．５〜４．０％、Ｃ：０．０４〜０
．１０％、Ｓｎ：０．０４〜０．４％、Ｎｂ：０．００
２〜０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４
０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％、Ｍｎ：０．
０３０〜０．１５０％、Ｓ：０．０１５〜０．０４０％
を含有する珪素鋼素材スラブを熱間圧延し、圧延率８０
％超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ことを特徴とする熱間圧延での耳割
れが少なく磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60234633A JPH0663031B2 (ja) | 1985-10-22 | 1985-10-22 | 熱間圧延での耳割れが少なく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 |
|---|---|---|---|
| JP60234633A JPH0663031B2 (ja) | 1985-10-22 | 1985-10-22 | 熱間圧延での耳割れが少なく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 |
|---|---|
| JPS6296615A true JPS6296615A (ja) | 1987-05-06 |
| JPH0663031B2 JPH0663031B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=16974091
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60234633A Expired - Lifetime JPH0663031B2 (ja) | 1985-10-22 | 1985-10-22 | 熱間圧延での耳割れが少なく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) | JPH0663031B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004044252A1 (en) * | 2002-11-11 | 2004-05-27 | Posco | Method for manufacturing high silicon grain-oriented electrical steel sheet with superior core loss property |
| CN100430493C (zh) * | 2002-11-11 | 2008-11-05 | Posco公司 | 具有优良铁损性能的高硅晶粒取向电工钢板的制造方法 |
| JP2011111653A (ja) * | 2009-11-26 | 2011-06-09 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-10-22 JP JP60234633A patent/JPH0663031B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004044252A1 (en) * | 2002-11-11 | 2004-05-27 | Posco | Method for manufacturing high silicon grain-oriented electrical steel sheet with superior core loss property |
| US7282102B2 (en) | 2002-11-11 | 2007-10-16 | Posco | Method for manufacturing high silicon grain-oriented electrical steel sheet with superior core loss property |
| CN100430493C (zh) * | 2002-11-11 | 2008-11-05 | Posco公司 | 具有优良铁损性能的高硅晶粒取向电工钢板的制造方法 |
| JP2011111653A (ja) * | 2009-11-26 | 2011-06-09 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0663031B2 (ja) | 1994-08-17 |
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