JP3338263B2 - 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3338263B2 JP3338263B2 JP32929295A JP32929295A JP3338263B2 JP 3338263 B2 JP3338263 B2 JP 3338263B2 JP 32929295 A JP32929295 A JP 32929295A JP 32929295 A JP32929295 A JP 32929295A JP 3338263 B2 JP3338263 B2 JP 3338263B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- rolled
- annealing
- slab
- coil
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は変圧器等の鉄心に使
用さ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。
用さ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。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は主に変圧器や発電機
の鉄心材料に使用されるが、省エネルギー化が要求され
ている昨今、更に磁束密度が高く、鉄損の少ない鋼板が
市場から要求されている。磁束密度の高い一方向性電磁
鋼板を得るには、｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴ
ス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得ることが必
要である。２次再結晶には、インヒビターと１次再結晶
集合組織が大きく影響することが知られている。インヒ
ビターについては、仕上焼鈍を行うまでに鋼中に１００
〜１０００オングストローム程度の析出分散相を均一微
細に存在させることが必要で、ＡｌＮ、ＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅなどが一般的に知られている。これらは、連続鋳造に
おいて粗大に析出してしまうので、スラブを１２５０℃
以上の高温に加熱し、十分溶体化させた後、熱延でＭｎ
Ｓ、ＭｎＳｅを均一微細に析出させ、熱延板焼鈍、析出
焼鈍でＡｌＮを均一微細に析出させ、更には、熱延から
脱炭・１次再結晶焼鈍までに結晶粒界に粒界偏析元素の
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｂ、Ｔｅ、Ａｓ、Ｂｉ
などを偏析させることが有効である。
の鉄心材料に使用されるが、省エネルギー化が要求され
ている昨今、更に磁束密度が高く、鉄損の少ない鋼板が
市場から要求されている。磁束密度の高い一方向性電磁
鋼板を得るには、｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴ
ス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得ることが必
要である。２次再結晶には、インヒビターと１次再結晶
集合組織が大きく影響することが知られている。インヒ
ビターについては、仕上焼鈍を行うまでに鋼中に１００
〜１０００オングストローム程度の析出分散相を均一微
細に存在させることが必要で、ＡｌＮ、ＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅなどが一般的に知られている。これらは、連続鋳造に
おいて粗大に析出してしまうので、スラブを１２５０℃
以上の高温に加熱し、十分溶体化させた後、熱延でＭｎ
Ｓ、ＭｎＳｅを均一微細に析出させ、熱延板焼鈍、析出
焼鈍でＡｌＮを均一微細に析出させ、更には、熱延から
脱炭・１次再結晶焼鈍までに結晶粒界に粒界偏析元素の
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｂ、Ｔｅ、Ａｓ、Ｂｉ
などを偏析させることが有効である。
【０００３】従来、スラブ加熱はガス加熱炉で行われる
のが一般的であった。しかし、この方法では長時間のス
ラブ加熱が必要なため、スラブ結晶粒の異常粒成長に起
因する線混と呼ばれる磁気特性不良を起こす場合があっ
た。これを解決するため、特公昭５６−１８６５４号公
報にスラブを誘導加熱を利用し急速加熱する方法が提案
されている。しかし、誘導加熱によりスラブ加熱を行っ
た場合には、特開平３−３１４２２号公報に開示されて
いるようにスラブの端部（熱延で最初に圧延される端部
を熱延頭部、熱延で最後に圧延されるもう一方の端部を
熱延尾部とする。また、後述する最終強冷延前の焼鈍の
熱延頭部、熱延中央部、熱延尾部とは、熱延で熱延頭
部、熱延中央部、熱延尾部で圧延されたコイルの部位を
指す）が熱放散によって所定の温度まで上昇せず、端部
に磁性不良を起こす場合があった。
のが一般的であった。しかし、この方法では長時間のス
ラブ加熱が必要なため、スラブ結晶粒の異常粒成長に起
因する線混と呼ばれる磁気特性不良を起こす場合があっ
た。これを解決するため、特公昭５６−１８６５４号公
報にスラブを誘導加熱を利用し急速加熱する方法が提案
されている。しかし、誘導加熱によりスラブ加熱を行っ
た場合には、特開平３−３１４２２号公報に開示されて
いるようにスラブの端部（熱延で最初に圧延される端部
を熱延頭部、熱延で最後に圧延されるもう一方の端部を
熱延尾部とする。また、後述する最終強冷延前の焼鈍の
熱延頭部、熱延中央部、熱延尾部とは、熱延で熱延頭
部、熱延中央部、熱延尾部で圧延されたコイルの部位を
指す）が熱放散によって所定の温度まで上昇せず、端部
に磁性不良を起こす場合があった。
【０００４】特開平３−３１４２２号公報には、スラブ
端部の近傍に導電性の発熱保温板を設置し、端部の磁性
不良を改善する方法が提案されているが、発熱保温板が
高温にさらされるため耐久性に問題があり、頻繁に発熱
保温板を交換しなければならないという問題があり、コ
ストの上昇、設備管理の負担が大きく、また、発熱保温
板が劣化消耗した場合に磁性不良を起こしていた。一
方、最終強冷延前の焼鈍は、ＡｌＮの析出に大きな影響
を及ぼし、磁気特性に大きな影響を及ぼすことが特公昭
４０−１５６４４号公報、特公昭４６−２３８２０号公
報に開示されている。
端部の近傍に導電性の発熱保温板を設置し、端部の磁性
不良を改善する方法が提案されているが、発熱保温板が
高温にさらされるため耐久性に問題があり、頻繁に発熱
保温板を交換しなければならないという問題があり、コ
ストの上昇、設備管理の負担が大きく、また、発熱保温
板が劣化消耗した場合に磁性不良を起こしていた。一
方、最終強冷延前の焼鈍は、ＡｌＮの析出に大きな影響
を及ぼし、磁気特性に大きな影響を及ぼすことが特公昭
４０−１５６４４号公報、特公昭４６−２３８２０号公
報に開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記従来技術の方法で
得られる製品の磁気特性、コイル長手方向の磁気特性の
安定性、コストという点では満足できるものではない。
本発明は、スラブ加熱を誘導加熱炉を用い急速加熱し、
かつ、最終強冷延前の焼鈍における温度を熱延中央部と
熱延頭部、熱延尾部で異ならせることにより、磁気特性
に優れ、工業的にコイル長手方向に安定した製品を安価
に得られる方法を提供するものである。
得られる製品の磁気特性、コイル長手方向の磁気特性の
安定性、コストという点では満足できるものではない。
本発明は、スラブ加熱を誘導加熱炉を用い急速加熱し、
かつ、最終強冷延前の焼鈍における温度を熱延中央部と
熱延頭部、熱延尾部で異ならせることにより、磁気特性
に優れ、工業的にコイル長手方向に安定した製品を安価
に得られる方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】すなわち本発明は、(1)
重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１００％、Ｓｉ：２．
０〜４．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．１２％、Sol.Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０６５％、Ｎ：０．００４０〜
０．０１００％、ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種ま
たは２種合計：０．００５〜０．０５０％、残部は実質
的にＦｅの組成になる連続鋳造スラブを、１３２０〜１
４５０℃にスラブ加熱したのち熱延し、熱延板焼鈍し最
終強冷延を実施する工程、または予備冷延と、析出焼鈍
と、最終強冷延を実施する工程、または熱延板焼鈍と、
予備冷延と、析出焼鈍と、最終強冷延を実施する工程の
何れかの工程の後、最終板厚とし、脱炭・１次再結晶焼
鈍、最終仕上焼鈍によって高磁束密度一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、１２００℃以上の高温域のス
ラブ加熱を誘導加熱炉を用い、５℃/min以上の昇温速度
で行い、最終強冷延前の焼鈍を熱延中央部で圧延された
コイルの部位は８００〜１２００℃で行い、熱延頭部、
熱延尾部で圧延されたコイルの部位は７８０℃以上でか
つ熱延中央部よりも低い温度で焼鈍した後、熱延中央部
及び熱延頭部、熱延尾部を急冷することを特徴とするコ
イル長手方向の磁気特性のばらつきの少ない高磁束密度
一方向性電磁鋼板の製造方法、及び(2)連続鋳造スラブ
がＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｂ、Ｔｅ、Ａｓ、お
よびＢｉから選ばれる１種または２種以上を各々の元素
量で０．００３〜０．３％を含有することを特徴とする
前記 (1)記載のコイル長手方向の磁気特性のばらつきの
少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法、並びに
(3)１２００℃以上の高温域のスラブ加熱の前に、５０
％以上の圧下率で熱間変形を加えることを特徴とする前
記 (1)または (2)記載のコイル長手方向の磁気特性のば
らつきの少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１００％、Ｓｉ：２．
０〜４．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．１２％、Sol.Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０６５％、Ｎ：０．００４０〜
０．０１００％、ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種ま
たは２種合計：０．００５〜０．０５０％、残部は実質
的にＦｅの組成になる連続鋳造スラブを、１３２０〜１
４５０℃にスラブ加熱したのち熱延し、熱延板焼鈍し最
終強冷延を実施する工程、または予備冷延と、析出焼鈍
と、最終強冷延を実施する工程、または熱延板焼鈍と、
予備冷延と、析出焼鈍と、最終強冷延を実施する工程の
何れかの工程の後、最終板厚とし、脱炭・１次再結晶焼
鈍、最終仕上焼鈍によって高磁束密度一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、１２００℃以上の高温域のス
ラブ加熱を誘導加熱炉を用い、５℃/min以上の昇温速度
で行い、最終強冷延前の焼鈍を熱延中央部で圧延された
コイルの部位は８００〜１２００℃で行い、熱延頭部、
熱延尾部で圧延されたコイルの部位は７８０℃以上でか
つ熱延中央部よりも低い温度で焼鈍した後、熱延中央部
及び熱延頭部、熱延尾部を急冷することを特徴とするコ
イル長手方向の磁気特性のばらつきの少ない高磁束密度
一方向性電磁鋼板の製造方法、及び(2)連続鋳造スラブ
がＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｂ、Ｔｅ、Ａｓ、お
よびＢｉから選ばれる１種または２種以上を各々の元素
量で０．００３〜０．３％を含有することを特徴とする
前記 (1)記載のコイル長手方向の磁気特性のばらつきの
少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法、並びに
(3)１２００℃以上の高温域のスラブ加熱の前に、５０
％以上の圧下率で熱間変形を加えることを特徴とする前
記 (1)または (2)記載のコイル長手方向の磁気特性のば
らつきの少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明者は、スラブ誘導加熱炉を
用いて加熱した際に、発熱保温板なしにスラブ端部の磁
気特性不良を解消し、磁気特性に優れ、コイル長手方向
に安定した製品を安価に得られる方法を鋭意検討したと
ころ、最終強冷延前の焼鈍温度を熱延中央部より熱延頭
部、熱延尾部を低くすることが非常に有効であることを
見出した。
用いて加熱した際に、発熱保温板なしにスラブ端部の磁
気特性不良を解消し、磁気特性に優れ、コイル長手方向
に安定した製品を安価に得られる方法を鋭意検討したと
ころ、最終強冷延前の焼鈍温度を熱延中央部より熱延頭
部、熱延尾部を低くすることが非常に有効であることを
見出した。
【０００８】図１、図２は、本発明者が行った実験結果
の一例である。本発明に従った成分範囲にある〔Ｃ〕
０．０６９％、〔Ｓｉ〕３．３１％、〔Ｍｎ〕０．０７
０％、〔Ｓ〕０．０２２％、〔Sol.Ａｌ〕０．０３２
％、〔Ｎ〕０．０７３％を含有する鋳片を２５０mm厚に
連続鋳造し、ガス焼鈍炉で１１２０℃×３ｈ加熱した
後、誘導加熱炉でスラブ長手方向中央部で温度制御し１
２℃/hで昇温し、１３８０℃〜１３８５℃×３０分のス
ラブ加熱した後熱延し、板厚２．３０mmの熱延板を作成
した。そして、熱延頭部、中央部、尾部よりサンプルを
採取して実験を行った。熱延板焼鈍は種々の温度で均熱
し、急冷した。その後、０．３０mmに冷間圧延し、脱炭
・１次再結晶焼鈍を行い、最終仕上焼鈍そして絶縁コー
ティングを施した。
の一例である。本発明に従った成分範囲にある〔Ｃ〕
０．０６９％、〔Ｓｉ〕３．３１％、〔Ｍｎ〕０．０７
０％、〔Ｓ〕０．０２２％、〔Sol.Ａｌ〕０．０３２
％、〔Ｎ〕０．０７３％を含有する鋳片を２５０mm厚に
連続鋳造し、ガス焼鈍炉で１１２０℃×３ｈ加熱した
後、誘導加熱炉でスラブ長手方向中央部で温度制御し１
２℃/hで昇温し、１３８０℃〜１３８５℃×３０分のス
ラブ加熱した後熱延し、板厚２．３０mmの熱延板を作成
した。そして、熱延頭部、中央部、尾部よりサンプルを
採取して実験を行った。熱延板焼鈍は種々の温度で均熱
し、急冷した。その後、０．３０mmに冷間圧延し、脱炭
・１次再結晶焼鈍を行い、最終仕上焼鈍そして絶縁コー
ティングを施した。
【０００９】この時の熱延板焼鈍の熱延頭部、中央部、
尾部の焼鈍温度とＢ8 １．８８Ｔ以上の発生率の関係を
図１に、また、熱延板焼鈍の熱延頭部、中央部、尾部の
焼鈍温度とＢ8 １．８８Ｔ以上発現した試料の平均の鉄
損Ｗ17/50 の関係を図２に示す。図１に示すように熱延
頭部、尾部は焼鈍温度を中央部よりも低くするとＢ
8１．８８Ｔ以上の発生率が高くなることが分かる。ま
た、図２に示すように熱延中央部は８００℃、熱延頭
部、尾部は７８０℃よりも焼鈍温度が低いと鉄損Ｗ17
/50 が悪化することが分かる。なお、熱延板焼鈍の熱延
頭部、熱延中央部、熱延尾部とは、熱延で熱延頭部、熱
延中央部、熱延尾部で圧延されたコイルの部位を指す。
また、予備冷延有りの場合でも同様の結果を得られるこ
とを確認した。
尾部の焼鈍温度とＢ8 １．８８Ｔ以上の発生率の関係を
図１に、また、熱延板焼鈍の熱延頭部、中央部、尾部の
焼鈍温度とＢ8 １．８８Ｔ以上発現した試料の平均の鉄
損Ｗ17/50 の関係を図２に示す。図１に示すように熱延
頭部、尾部は焼鈍温度を中央部よりも低くするとＢ
8１．８８Ｔ以上の発生率が高くなることが分かる。ま
た、図２に示すように熱延中央部は８００℃、熱延頭
部、尾部は７８０℃よりも焼鈍温度が低いと鉄損Ｗ17
/50 が悪化することが分かる。なお、熱延板焼鈍の熱延
頭部、熱延中央部、熱延尾部とは、熱延で熱延頭部、熱
延中央部、熱延尾部で圧延されたコイルの部位を指す。
また、予備冷延有りの場合でも同様の結果を得られるこ
とを確認した。
【００１０】［本発明の諸条件および限定理由］Ｃは、
下限０．０１５％未満であれば２次再結晶が不安定とな
り、上限の０．１００％は、これよりＣが多くなると脱
炭所要時間が長くなり経済的に不利となるために限定し
た。Ｓｉは、下限２％未満では良好な鉄損が得られず、
上限４％を超えると冷延性が著しく劣化する。Ｍｎは、
下限０．０３％未満であれば熱間脆化を起こし、上限
０．１２％を超えるとかえって磁気特性を劣化させる。
下限０．０１５％未満であれば２次再結晶が不安定とな
り、上限の０．１００％は、これよりＣが多くなると脱
炭所要時間が長くなり経済的に不利となるために限定し
た。Ｓｉは、下限２％未満では良好な鉄損が得られず、
上限４％を超えると冷延性が著しく劣化する。Ｍｎは、
下限０．０３％未満であれば熱間脆化を起こし、上限
０．１２％を超えるとかえって磁気特性を劣化させる。
【００１１】Ｓ、Ｓｅは、ＭｎＳ、ＭｎＳｅを形成する
ために必要な元素で、これらの１種または２種の合計が
下限０．００５％未満ではＭｎＳ、ＭｎＳｅの絶対量が
不足し、上限０．０５０％を超えると熱間割れを生じ、
また、最終仕上焼鈍での純化が困難となる。Sol.Ａｌ
は、ＡｌＮを形成するために必要な元素で、下限０．０
１０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．０６
５％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られない。
Ｎは、ＡｌＮを形成するために必要な元素で、下限０．
００４０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．
０１００％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られ
ない。
ために必要な元素で、これらの１種または２種の合計が
下限０．００５％未満ではＭｎＳ、ＭｎＳｅの絶対量が
不足し、上限０．０５０％を超えると熱間割れを生じ、
また、最終仕上焼鈍での純化が困難となる。Sol.Ａｌ
は、ＡｌＮを形成するために必要な元素で、下限０．０
１０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．０６
５％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られない。
Ｎは、ＡｌＮを形成するために必要な元素で、下限０．
００４０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．
０１００％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られ
ない。
【００１２】Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｂ、Ｔ
ｅ、Ａｓ、およびＢｉは粒界に偏析させ、２次再結晶を
安定化させるが、各々の元素量が下限０．００３％未満
では偏析量が不足し、上限０．３％は経済的理由と脱炭
性の悪化によるものである。添加する元素は１種でもよ
いし、２以上添加してもよい。
ｅ、Ａｓ、およびＢｉは粒界に偏析させ、２次再結晶を
安定化させるが、各々の元素量が下限０．００３％未満
では偏析量が不足し、上限０．３％は経済的理由と脱炭
性の悪化によるものである。添加する元素は１種でもよ
いし、２以上添加してもよい。
【００１３】１２００℃以上の高温域のスラブ加熱は誘
導加熱炉を用い、５℃/min以上の昇温速度で行う。５℃
/minよりも昇温速度が遅いとスラブの異常粒成長による
線混と呼ばれる磁性不良が発生する。
導加熱炉を用い、５℃/min以上の昇温速度で行う。５℃
/minよりも昇温速度が遅いとスラブの異常粒成長による
線混と呼ばれる磁性不良が発生する。
【００１４】スラブ加熱は１３２０℃〜１４９０℃で行
う。１３２０℃より温度が低いとＭｎＳ、ＡｌＮなどの
インヒビターの固溶の不十分による磁性不良を起こし、
１４９０℃より高いとスラブが溶融する。１２００℃以
上の高温域のスラブ加熱の前に、５０％以下の圧下率で
熱間変形を加えることは、スラブの柱状晶を破壊し、鉄
損の改善効果を有する。圧下率の上限を５０％としたの
は、効果が飽和するためである。
う。１３２０℃より温度が低いとＭｎＳ、ＡｌＮなどの
インヒビターの固溶の不十分による磁性不良を起こし、
１４９０℃より高いとスラブが溶融する。１２００℃以
上の高温域のスラブ加熱の前に、５０％以下の圧下率で
熱間変形を加えることは、スラブの柱状晶を破壊し、鉄
損の改善効果を有する。圧下率の上限を５０％としたの
は、効果が飽和するためである。
【００１５】最終強冷延前の焼鈍を熱延中央部で圧延さ
れたコイルの部位は８００〜１２００℃で焼鈍した後急
冷する。これにより、ＡｌＮの一部を析出させ、析出
量、サイズ、分布密度を調整する。図１に示すように１
２００℃より高い場合はＢ8 １．８８Ｔ以上の発生率が
低くなり、図２に示すように８００℃より低い場合には
良好な磁気特性を得られない。また、急冷しない場合も
良好な磁気特性を得られない。なお、最終強冷延前の焼
鈍の熱延頭部、熱延中央部、熱延尾部とは、熱延で熱延
頭部、熱延中央部、熱延尾部で圧延されたコイルの部位
を指す。
れたコイルの部位は８００〜１２００℃で焼鈍した後急
冷する。これにより、ＡｌＮの一部を析出させ、析出
量、サイズ、分布密度を調整する。図１に示すように１
２００℃より高い場合はＢ8 １．８８Ｔ以上の発生率が
低くなり、図２に示すように８００℃より低い場合には
良好な磁気特性を得られない。また、急冷しない場合も
良好な磁気特性を得られない。なお、最終強冷延前の焼
鈍の熱延頭部、熱延中央部、熱延尾部とは、熱延で熱延
頭部、熱延中央部、熱延尾部で圧延されたコイルの部位
を指す。
【００１６】最終強冷延前の焼鈍を熱延頭部、熱延尾部
で圧延されたコイルの部位は７８０℃以上でかつ熱延中
央部よりも低い温度で焼鈍した後急冷する。熱延頭部、
尾部とはコイルの最頭部、最尾部から長手方向にａ2 ／
ｂ（ａ：誘導加熱時のスラブ厚、ｂ：最終強冷延前焼鈍
時の板厚）の範囲の部分である。図１に示すように、熱
延頭部、尾部の温度を熱延中央部よりも低くするとＢ8
１．８８Ｔ以上の発生率が高くなり、製品の歩留が向上
する。好ましくは。２０℃以上低くする。図２に示すよ
うに７８０℃より低い場合は良好な磁気特性を得られな
い。また、急冷しない場合も良好な磁気特性を得られな
い。
で圧延されたコイルの部位は７８０℃以上でかつ熱延中
央部よりも低い温度で焼鈍した後急冷する。熱延頭部、
尾部とはコイルの最頭部、最尾部から長手方向にａ2 ／
ｂ（ａ：誘導加熱時のスラブ厚、ｂ：最終強冷延前焼鈍
時の板厚）の範囲の部分である。図１に示すように、熱
延頭部、尾部の温度を熱延中央部よりも低くするとＢ8
１．８８Ｔ以上の発生率が高くなり、製品の歩留が向上
する。好ましくは。２０℃以上低くする。図２に示すよ
うに７８０℃より低い場合は良好な磁気特性を得られな
い。また、急冷しない場合も良好な磁気特性を得られな
い。
【００１７】最終強冷延前の焼鈍は、図２に示すように
熱延中央部で圧延されたコイルの部位は８００〜１２０
０℃の範囲、熱延頭部、尾部で圧延されたコイルの部位
は７８０℃以上でかつ熱延中央部よりも低い温度で任意
の温度サイクルを採用できる。例えば特公昭５９−４８
９３４号公報に提案されているように、前半と後半の温
度を異ならせ焼鈍した後急冷する方法も採用でき、良好
な磁気特性を得られる。この場合、前半及び後半の少な
くとも一方を下記の条件で焼鈍する。 前半：熱延中央部を１０８０〜１２００℃で焼鈍し、熱
延頭部、尾部は前半は１０６０℃以上でかつ熱延中央部
より低い温度で焼鈍する。 後半：熱延中央部を９００〜９８０℃で焼鈍し、熱延頭
部、尾部は８８０℃以上でかつセンター部より低い温度
で焼鈍する。
熱延中央部で圧延されたコイルの部位は８００〜１２０
０℃の範囲、熱延頭部、尾部で圧延されたコイルの部位
は７８０℃以上でかつ熱延中央部よりも低い温度で任意
の温度サイクルを採用できる。例えば特公昭５９−４８
９３４号公報に提案されているように、前半と後半の温
度を異ならせ焼鈍した後急冷する方法も採用でき、良好
な磁気特性を得られる。この場合、前半及び後半の少な
くとも一方を下記の条件で焼鈍する。 前半：熱延中央部を１０８０〜１２００℃で焼鈍し、熱
延頭部、尾部は前半は１０６０℃以上でかつ熱延中央部
より低い温度で焼鈍する。 後半：熱延中央部を９００〜９８０℃で焼鈍し、熱延頭
部、尾部は８８０℃以上でかつセンター部より低い温度
で焼鈍する。
【００１８】
〔実施例１〕〔Ｃ〕０．０６８〜０．０７２％、〔Ｓ
ｉ〕３．１５〜３．２１％、〔Ｍｎ〕０．０６８〜０．
０６９％、〔Ｓ〕０．０２７〜０．０２８％、〔Sol.Ａ
ｌ〕０．０２３〜０．０２４％、〔Ｎ〕０．００７０〜
０．００７８％、〔Ｓｎ〕０．１２％、〔Ｃｕ〕０．０
６％を含有する鋳片を２５０mm厚に連続鋳造し、１０８
０℃×３ｈガス加熱炉でスラブ加熱し、その後、誘導加
熱炉でスラブ長手方向センター部で温度制御し、１２℃
/minの速度で昇温し、１３７０℃で５０分スラブ加熱
し、２．３５mm厚に熱延した。そして、１．６８mmに予
備冷延し、析出焼鈍は図３（ａ）の温度サイクルにて、
熱延中央部で圧延された部位は１１１０℃で１２０秒保
持し、急冷した。熱延頭部、尾部で圧延された部位は種
々の温度で１２０秒保持し、急冷した。その後０．２２
mmに最終強冷延とし製品板厚とし、脱炭・１次再結晶焼
鈍を行ない、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、最終仕上
げ焼鈍を行ない、コーティング液を塗布した。
ｉ〕３．１５〜３．２１％、〔Ｍｎ〕０．０６８〜０．
０６９％、〔Ｓ〕０．０２７〜０．０２８％、〔Sol.Ａ
ｌ〕０．０２３〜０．０２４％、〔Ｎ〕０．００７０〜
０．００７８％、〔Ｓｎ〕０．１２％、〔Ｃｕ〕０．０
６％を含有する鋳片を２５０mm厚に連続鋳造し、１０８
０℃×３ｈガス加熱炉でスラブ加熱し、その後、誘導加
熱炉でスラブ長手方向センター部で温度制御し、１２℃
/minの速度で昇温し、１３７０℃で５０分スラブ加熱
し、２．３５mm厚に熱延した。そして、１．６８mmに予
備冷延し、析出焼鈍は図３（ａ）の温度サイクルにて、
熱延中央部で圧延された部位は１１１０℃で１２０秒保
持し、急冷した。熱延頭部、尾部で圧延された部位は種
々の温度で１２０秒保持し、急冷した。その後０．２２
mmに最終強冷延とし製品板厚とし、脱炭・１次再結晶焼
鈍を行ない、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、最終仕上
げ焼鈍を行ない、コーティング液を塗布した。
【００１９】製品として合格するのは、Ｂ8 値が１．８
８Ｔ以上発現したものをいう。熱延頭部、尾部で圧延さ
れた部位とは最頭部、最尾部から析出焼鈍時のコイルの
３７．２ｍの範囲の部分である。熱延中央部の製品の歩
留は１００％であり、平均の鉄損Ｗ17/50 は０．７８１
W/kgである。この時の析出焼鈍の熱延頭部、尾部の焼鈍
温度、製品歩留とＢ8 が１．８８Ｔ以上発現した試料の
平均の鉄損Ｗ17/50 を表１に示す。これにより、熱延頭
部、尾部は熱延中央部よりも焼鈍温度を低くすると製品
の歩留が高くなり、７８０℃より焼鈍温度が低い場合は
鉄損が悪化することが分かる。
８Ｔ以上発現したものをいう。熱延頭部、尾部で圧延さ
れた部位とは最頭部、最尾部から析出焼鈍時のコイルの
３７．２ｍの範囲の部分である。熱延中央部の製品の歩
留は１００％であり、平均の鉄損Ｗ17/50 は０．７８１
W/kgである。この時の析出焼鈍の熱延頭部、尾部の焼鈍
温度、製品歩留とＢ8 が１．８８Ｔ以上発現した試料の
平均の鉄損Ｗ17/50 を表１に示す。これにより、熱延頭
部、尾部は熱延中央部よりも焼鈍温度を低くすると製品
の歩留が高くなり、７８０℃より焼鈍温度が低い場合は
鉄損が悪化することが分かる。
【００２０】
【表１】
【００２１】実施例１で製造した予備冷延板を用い、析
出焼鈍は図３（ｃ）の温度サイクルにて、熱延中央部で
圧延された部位は１０５０℃×１０秒＋９５０℃×８０
秒の条件で焼鈍し急冷した。熱延頭部、尾部で圧延され
た部位は表２で示す条件で焼鈍し急冷した。その後０．
２２mmに最終強冷延とし製品板厚とし、脱炭・１次再結
晶焼鈍を行ない、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、最終
仕上焼鈍を行ない、コーティング液を塗布した。製品と
して合格するのは、Ｂ8 が１．８８Ｔ以上発現したもの
をいう。熱延頭部、尾部で圧延された部位とは最頭部、
最尾部から析出焼鈍時のコイルの３７．２ｍの範囲の部
分である。熱延中央部の製品の歩留は１００％であり、
平均の鉄損Ｗ17/50 は０．７７９W/kgである。この時の
析出焼鈍の熱延頭部、尾部の焼鈍温度、製品歩留とＢ8
が１．８８Ｔ以上発現した試料の平均の鉄損Ｗ17/50 を
表２に示す。これにより、析出焼鈍を前段と後段と温度
を異ならせ焼鈍する場合、前段のみ、後段のみ、前段と
後段の両方の焼鈍温度を熱延頭部、尾部を熱延中央部よ
りも低くした場合、製品の歩留が高くなることが分か
る。
出焼鈍は図３（ｃ）の温度サイクルにて、熱延中央部で
圧延された部位は１０５０℃×１０秒＋９５０℃×８０
秒の条件で焼鈍し急冷した。熱延頭部、尾部で圧延され
た部位は表２で示す条件で焼鈍し急冷した。その後０．
２２mmに最終強冷延とし製品板厚とし、脱炭・１次再結
晶焼鈍を行ない、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、最終
仕上焼鈍を行ない、コーティング液を塗布した。製品と
して合格するのは、Ｂ8 が１．８８Ｔ以上発現したもの
をいう。熱延頭部、尾部で圧延された部位とは最頭部、
最尾部から析出焼鈍時のコイルの３７．２ｍの範囲の部
分である。熱延中央部の製品の歩留は１００％であり、
平均の鉄損Ｗ17/50 は０．７７９W/kgである。この時の
析出焼鈍の熱延頭部、尾部の焼鈍温度、製品歩留とＢ8
が１．８８Ｔ以上発現した試料の平均の鉄損Ｗ17/50 を
表２に示す。これにより、析出焼鈍を前段と後段と温度
を異ならせ焼鈍する場合、前段のみ、後段のみ、前段と
後段の両方の焼鈍温度を熱延頭部、尾部を熱延中央部よ
りも低くした場合、製品の歩留が高くなることが分か
る。
【００２２】
【表２】
【００２３】〔実施例３〕〔Ｃ〕０．０７１〜０．０７
５％、〔Ｓｉ〕３．３９〜３．４３％、〔Ｍｎ〕０．０
７８〜０．０８０％、〔Ｓ〕０．００８％、〔Ｓｅ〕
０．０２０〜０．０２２％、〔Sol.Ａｌ〕０．０２３〜
０．０２４％、〔Ｎ〕０．００７０〜０．００７８％、
〔Ｓｂ〕０．０１６％、〔Ｍｏ〕０．０１１％を含有す
る鋳片を２５０mm厚に連続鋳造し、１１５０℃×３ｈガ
ス加熱炉でスラブ加熱し、その後一部の鋳片は１２％の
圧下率で２２０mm厚に熱間圧延し、誘導加熱炉でスラブ
長手方向センター部で温度制御し、種々の速度で昇温
し、１３７５℃で５０分スラブ加熱し、２．５０mm厚に
熱延した。そして、１１００℃×２分の均熱後急冷する
という熱延板焼鈍をし、１．５０mmに予備冷延し、析出
焼鈍は図３（ａ）のサイクルにて表３に示す温度で１０
０秒保持し、急冷した。その後、０．１７mmに最終強冷
延し、脱炭・１次再結晶焼鈍を行ない、次いで焼鈍分離
剤を塗布した後、最終仕上焼鈍を行ない、コーティング
液を塗布した。
５％、〔Ｓｉ〕３．３９〜３．４３％、〔Ｍｎ〕０．０
７８〜０．０８０％、〔Ｓ〕０．００８％、〔Ｓｅ〕
０．０２０〜０．０２２％、〔Sol.Ａｌ〕０．０２３〜
０．０２４％、〔Ｎ〕０．００７０〜０．００７８％、
〔Ｓｂ〕０．０１６％、〔Ｍｏ〕０．０１１％を含有す
る鋳片を２５０mm厚に連続鋳造し、１１５０℃×３ｈガ
ス加熱炉でスラブ加熱し、その後一部の鋳片は１２％の
圧下率で２２０mm厚に熱間圧延し、誘導加熱炉でスラブ
長手方向センター部で温度制御し、種々の速度で昇温
し、１３７５℃で５０分スラブ加熱し、２．５０mm厚に
熱延した。そして、１１００℃×２分の均熱後急冷する
という熱延板焼鈍をし、１．５０mmに予備冷延し、析出
焼鈍は図３（ａ）のサイクルにて表３に示す温度で１０
０秒保持し、急冷した。その後、０．１７mmに最終強冷
延し、脱炭・１次再結晶焼鈍を行ない、次いで焼鈍分離
剤を塗布した後、最終仕上焼鈍を行ない、コーティング
液を塗布した。
【００２４】製品として合格するのは、Ｂ8 が１．８８
Ｔ以上発現したものをいう。熱延頭部、尾部とは誘導加
熱前の熱間圧延なしの場合は最頭部、最尾部から析出焼
鈍時のコイルの４１．７ｍの範囲の部分であり、誘導加
熱前に１２％の熱間圧延率で２２０mm厚としたものは最
頭部、最尾部から析出焼鈍時のコイルの３２．３ｍの範
囲の部分である。この時のスラブの誘導加熱炉の昇温速
度、熱延中央部、熱延頭部、熱延尾部の析出焼鈍の温
度、製品歩留、Ｂ8 が１．８８Ｔ以上発現したものの平
均の鉄損Ｗ17/50 を表３に示す。これにより、スラブ加
熱の昇温速度が５℃/s以上の場合に良好な鉄損を得ら
れ、熱延中央部よりも熱延頭部、尾部の析出焼鈍の温度
を低くすると、熱延頭部、尾部の製品歩留が高くなるこ
とが分かる。また、誘導加熱前に５０％以下の熱間変形
を加えると鉄損が改善されることが分かる。
Ｔ以上発現したものをいう。熱延頭部、尾部とは誘導加
熱前の熱間圧延なしの場合は最頭部、最尾部から析出焼
鈍時のコイルの４１．７ｍの範囲の部分であり、誘導加
熱前に１２％の熱間圧延率で２２０mm厚としたものは最
頭部、最尾部から析出焼鈍時のコイルの３２．３ｍの範
囲の部分である。この時のスラブの誘導加熱炉の昇温速
度、熱延中央部、熱延頭部、熱延尾部の析出焼鈍の温
度、製品歩留、Ｂ8 が１．８８Ｔ以上発現したものの平
均の鉄損Ｗ17/50 を表３に示す。これにより、スラブ加
熱の昇温速度が５℃/s以上の場合に良好な鉄損を得ら
れ、熱延中央部よりも熱延頭部、尾部の析出焼鈍の温度
を低くすると、熱延頭部、尾部の製品歩留が高くなるこ
とが分かる。また、誘導加熱前に５０％以下の熱間変形
を加えると鉄損が改善されることが分かる。
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】以上のごとく本発明によれば、工業的に
幅方向に安定して磁束密度の高い製品を製造でき、その
工業的効果は非常に大きい。
幅方向に安定して磁束密度の高い製品を製造でき、その
工業的効果は非常に大きい。
【図１】熱延中央部、熱延頭部、熱延尾部の最終強冷延
前の焼鈍温度とＢ8 １．８８Ｔ以上の発生率の関係図で
ある。
前の焼鈍温度とＢ8 １．８８Ｔ以上の発生率の関係図で
ある。
【図２】熱延中央部、熱延頭部、熱延尾部の最終強冷延
前の焼鈍温度とＢ8 が１．８８Ｔ以上の発生した試料の
平均のＷ17/50 の関係図である。
前の焼鈍温度とＢ8 が１．８８Ｔ以上の発生した試料の
平均のＷ17/50 の関係図である。
【図３】最終強冷延前の焼鈍の温度サイクルの例であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 市村 潔一 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日 本製鐵株式会社 広畑製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−277713（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−230720（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−164725（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/60 H01F 1/16
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１５〜０．１００％、 Ｓｉ：２．０〜４．０％、 Ｍｎ：０．０３〜０．１２％、 Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、 Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％、 Ｓ及びＳｅの中から選んだ１種または２種合計：０．０
０５〜０．０５０％、残部は実質的にＦｅの組成になる
連続鋳造スラブを、１３２０〜１４５０℃にスラブ加熱
したのち熱延し、熱延板焼鈍し最終強冷延を実施する工
程、または予備冷延と、析出焼鈍と、最終強冷延を実施
する工程、または熱延板焼鈍と、予備冷延と、析出焼鈍
と、最終強冷延を実施する工程の何れかの工程の後、最
終板厚とし、脱炭・１次再結晶焼鈍、最終仕上焼鈍によ
って高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、１２００℃以上の高温域のスラブ加熱を誘導加熱炉
を用い、５℃/min以上の昇温速度で行い、最終強冷延前
の焼鈍を熱延中央部で圧延されたコイルの部位は８００
〜１２００℃で行い、熱延頭部、熱延尾部で圧延された
コイルの部位は７８０℃以上でかつ熱延中央部よりも低
い温度で焼鈍した後、熱延中央部及び熱延頭部、熱延尾
部を急冷することを特徴とするコイル長手方向の磁気特
性のばらつきの少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。 - 【請求項２】 連続鋳造スラブがＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍ
ｏ、Ｇｅ、Ｂ、Ｔｅ、Ａｓ、およびＢｉから選ばれる１
種または２種以上を各々の元素量で０．００３〜０．３
％を含有することを特徴とする請求項１記載のコイル長
手方向の磁気特性のばらつきの少ない高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 １２００℃以上の高温域のスラブ加熱の
前に、５０％以上の圧下率で熱間変形を加えることを特
徴とする請求項１または２記載のコイル長手方向の磁気
特性のばらつきの少ない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 |
|---|---|---|---|
| JP32929295A JP3338263B2 (ja) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP32929295A JP3338263B2 (ja) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09170020A JPH09170020A (ja) | 1997-06-30 |
| JP3338263B2 true JP3338263B2 (ja) | 2002-10-28 |
Family
ID=18219836
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32929295A Expired - Fee Related JP3338263B2 (ja) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | 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) | JP3338263B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112658029B (zh) * | 2020-12-04 | 2023-03-10 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种焊接气瓶用热轧钢带性能控制工艺 |
| CN115491478B (zh) * | 2022-09-28 | 2023-06-27 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种无取向电工钢头尾性能改善生产方法及系统 |
-
1995
- 1995-12-18 JP JP32929295A patent/JP3338263B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09170020A (ja) | 1997-06-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2983128B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH10121213A (ja) | 高磁場に比し低磁場の鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板とその製造方法 | |
| JP3392664B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| US5667598A (en) | Production method for grain oriented silicion steel sheet having excellent magnetic characteristics | |
| JP3357603B2 (ja) | 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3338263B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3392579B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3369443B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2983129B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4281119B2 (ja) | 電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3368409B2 (ja) | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3338257B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3498978B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3338238B2 (ja) | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3369408B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2784661B2 (ja) | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2562259B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3392699B2 (ja) | 極低鉄損特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH03223424A (ja) | 磁気特性の優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3061515B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3232148B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0798976B2 (ja) | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3369407B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3369371B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| WO2023063426A1 (ja) | 時効処理方法および方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020702 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080809 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090809 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090809 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100809 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100809 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110809 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120809 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |