JPH01225725A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH01225725A JPH01225725A JP63051784A JP5178488A JPH01225725A JP H01225725 A JPH01225725 A JP H01225725A JP 63051784 A JP63051784 A JP 63051784A JP 5178488 A JP5178488 A JP 5178488A JP H01225725 A JPH01225725 A JP H01225725A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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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、無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
電磁鋼板の磁気特性を支配する重要な因子として、鋼中
に析出するＡｔＮ 、 ＭｎＳ等のサイズおよび分布状
態がある。これは、これらの析出物自体が磁壁移動の障
害物となって低磁場磁気特性および鉄損特性を劣化させ
るととに加え、再結晶焼鈍段階での粒成長性全阻害する
ことに起因したフェライト粒の粒成長不良により、磁気
特性に好ましい集合組織の発達に悪影響を及ぼすためで
ある。
に析出するＡｔＮ 、 ＭｎＳ等のサイズおよび分布状
態がある。これは、これらの析出物自体が磁壁移動の障
害物となって低磁場磁気特性および鉄損特性を劣化させ
るととに加え、再結晶焼鈍段階での粒成長性全阻害する
ことに起因したフェライト粒の粒成長不良により、磁気
特性に好ましい集合組織の発達に悪影響を及ぼすためで
ある。
磁壁或いは粒界移動に対しては、こうした析出物は粗大
且つ疎に分布している程好ましいことが知られておシ、
こうした背景に基づいて、電磁鋼板の製造プロセスにお
いて、再結晶焼鈍前Ｋ ＡｔＮ或いはＭｎＳの析出、粗
大化を図る技術が開示されている。例えば、スラブ加＃
１温度を低下させて、スラブ中の粗大―の再固溶を抑制
する技術（特開昭４９−３８８１４号等）、微細な非金
属介在物の生成を伴うＳ、Ｏ量を低減する技術（特公昭
５６−２２９３１号等）、Ｃａ、ＲＥＭ添加による硫化
物の形態制御技術（特開昭５５−８４０９号等）、熱間
圧延前でのスラブ保熱によるＡｔＮ粗大化技術（特開昭
５２−１０８３’１８号、特開昭５４−４１２１９号、
特開昭５８−１２３８２５号等）、熱延後の超高温巻取
りによる自己焼鈍効果を利用したＡｆｆｌの粗大化とフ
ェライト粒成長技術（特開昭５４−７６４２２号等）等
がその例である。
且つ疎に分布している程好ましいことが知られておシ、
こうした背景に基づいて、電磁鋼板の製造プロセスにお
いて、再結晶焼鈍前Ｋ ＡｔＮ或いはＭｎＳの析出、粗
大化を図る技術が開示されている。例えば、スラブ加＃
１温度を低下させて、スラブ中の粗大―の再固溶を抑制
する技術（特開昭４９−３８８１４号等）、微細な非金
属介在物の生成を伴うＳ、Ｏ量を低減する技術（特公昭
５６−２２９３１号等）、Ｃａ、ＲＥＭ添加による硫化
物の形態制御技術（特開昭５５−８４０９号等）、熱間
圧延前でのスラブ保熱によるＡｔＮ粗大化技術（特開昭
５２−１０８３’１８号、特開昭５４−４１２１９号、
特開昭５８−１２３８２５号等）、熱延後の超高温巻取
りによる自己焼鈍効果を利用したＡｆｆｌの粗大化とフ
ェライト粒成長技術（特開昭５４−７６４２２号等）等
がその例である。
ところで、製造プロセスにおける省エネルギーの観点に
立つと、熟間圧延時に連鋳スラブを直送圧延することが
有利である。しかし。
立つと、熟間圧延時に連鋳スラブを直送圧延することが
有利である。しかし。
このようなプロセスを採用する場合、上記したＡＬＮ
、 ＭｎＳの析出粗大化が不十分となるという間開があ
り、これを解決するため、スラブを熱延前に保熱すると
いう技術が開示されている。
、 ＭｎＳの析出粗大化が不十分となるという間開があ
り、これを解決するため、スラブを熱延前に保熱すると
いう技術が開示されている。
しかし、実際の製造プロセスにおいて、連鋳スラブをた
とえ均熱時間が短くても一旦加熱炉や均熱炉に装入する
というような方法は。
とえ均熱時間が短くても一旦加熱炉や均熱炉に装入する
というような方法は。
直送圧延本来の省エネルギーのメリットを享受できない
ばかシか、 ＡｔＮの析出を狙いとする場合、均熱時間
が短いとスラブ内外部での析出の不均一を生じてしまう
。
ばかシか、 ＡｔＮの析出を狙いとする場合、均熱時間
が短いとスラブ内外部での析出の不均一を生じてしまう
。
本発明はこのような問題に鑑みなされたもので、連鋳ス
ラブを保熱、均熱を行うことなく直送圧延することによ
り、熱延段階では不可避的に析出する）−ＡＮ以外はＡ
ｔとＮを固溶状態とし、続く熱延板焼鈍処理によって均
−且つ粗大なＡｔＮの析出を図ることにより、再結晶清
純時に極めて均−且つ良好なフェライト粒成長を可能と
したものである。
ラブを保熱、均熱を行うことなく直送圧延することによ
り、熱延段階では不可避的に析出する）−ＡＮ以外はＡ
ｔとＮを固溶状態とし、続く熱延板焼鈍処理によって均
−且つ粗大なＡｔＮの析出を図ることにより、再結晶清
純時に極めて均−且つ良好なフェライト粒成長を可能と
したものである。
すなわち１本発明はＣ：０．００５ｗｔチ以下、８１
： １．０〜４．０ｗｔ ％ 、 Ｍｎ： ０．１〜１
．０ｗｔ Ｓ 、 Ｐ ：０．１ｗ１（ｊ以下、Ｓ：０
．００５ｗｔ＊以下、ＡＬ二０．１〜２．０ｗｔ５．残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる連鋳スラブを、特定
の温度域にて保熱または加熱することなく直ちに゛熱間
圧延した後。
： １．０〜４．０ｗｔ ％ 、 Ｍｎ： ０．１〜１
．０ｗｔ Ｓ 、 Ｐ ：０．１ｗ１（ｊ以下、Ｓ：０
．００５ｗｔ＊以下、ＡＬ二０．１〜２．０ｗｔ５．残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる連鋳スラブを、特定
の温度域にて保熱または加熱することなく直ちに゛熱間
圧延した後。
６５０℃以下で巻取る工程と、該熱延板を８００〜ｔｏ
ｏｏ℃の均熱温度にて。
ｏｏ℃の均熱温度にて。
ｅＸｐ （−０，０１８Ｔ＋ １９．４ ）≦ｔ≦ｅｘ
ｐ（−Ｇ、０２２Ｔ＋２Ｌ４）但し、Ｔ：均熱温度（℃
） ｔ：均熱時間（分） を満足する時間緬熱する熱延板焼鈍を行なう工程とを経
た後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延
と、８５０〜１１００℃の範囲での最終連続焼鈍を行う
ようにすることをその特徴とする。
ｐ（−Ｇ、０２２Ｔ＋２Ｌ４）但し、Ｔ：均熱温度（℃
） ｔ：均熱時間（分） を満足する時間緬熱する熱延板焼鈍を行なう工程とを経
た後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延
と、８５０〜１１００℃の範囲での最終連続焼鈍を行う
ようにすることをその特徴とする。
以下１本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
本発明では、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｌ：１．０
〜４．０ｗｔ％ 、 Ｍｎ： （１，１〜１．０ｗｔ％
、 Ｐ ： ０．１ ｗｔ％以下％Ｓ：０．００５Ｗ
ｔチ以下、Ａｔ：０．１〜２．０ｗｔチを含有する連鋳
スラブを、特定の温度域にて保熱または加熱することな
く直ちに熱間圧延（直送圧延）Ｌ、６５０℃以下で巻取
る。
〜４．０ｗｔ％ 、 Ｍｎ： （１，１〜１．０ｗｔ％
、 Ｐ ： ０．１ ｗｔ％以下％Ｓ：０．００５Ｗ
ｔチ以下、Ａｔ：０．１〜２．０ｗｔチを含有する連鋳
スラブを、特定の温度域にて保熱または加熱することな
く直ちに熱間圧延（直送圧延）Ｌ、６５０℃以下で巻取
る。
本発明は、直送圧延を前提とし、磁気特性上問題となる
ＡΔ、 Ｍｎ５Ｏサイズと分布とを適正化させることを
目的とするａ ＡｔＮ １Ｍｎ５のうち、 ＭｎＳは成
分上の配慮によってその悪影響を回避できるが、 ＡＡ
Ｎに関してはプロセス上の対策が不可欠となる。ここで
Ａｍの析出ノーズは８００〜１０００℃でおり、Ａバを
スラブ段階で析出させるには、圧延温度確保の面から、
析出処理後、再加熱することが必須となる。しかし、こ
のようなスラブ段階での加熱や保熱はエネルギーコスト
上、直送圧延の特質を損うものである。このため本発明
では、Ａバを熱延以降の熱処理で析出させることとし、
そのために、スラブ段階での保熱、加熱は行わず、熱延
後の巻き取りを６５０℃以下とすることによ）、不可避
的に析出するＡＬＮ以外は全量固溶状態とすることを基
本とする。
ＡΔ、 Ｍｎ５Ｏサイズと分布とを適正化させることを
目的とするａ ＡｔＮ １Ｍｎ５のうち、 ＭｎＳは成
分上の配慮によってその悪影響を回避できるが、 ＡＡ
Ｎに関してはプロセス上の対策が不可欠となる。ここで
Ａｍの析出ノーズは８００〜１０００℃でおり、Ａバを
スラブ段階で析出させるには、圧延温度確保の面から、
析出処理後、再加熱することが必須となる。しかし、こ
のようなスラブ段階での加熱や保熱はエネルギーコスト
上、直送圧延の特質を損うものである。このため本発明
では、Ａバを熱延以降の熱処理で析出させることとし、
そのために、スラブ段階での保熱、加熱は行わず、熱延
後の巻き取りを６５０℃以下とすることによ）、不可避
的に析出するＡＬＮ以外は全量固溶状態とすることを基
本とする。
Ｓ延板は１次いで熱延板焼鈍工程に付される。本発明で
はこの熱延板焼鈍をＡｔＮの析出ノーズ近傍の８００〜
１０００℃の温度で行うことＫより、はぼ全量固溶状態
にあるｊ）ＪＮの析出粗大化とフェライト粒の再結晶１
粒成長を図るものである。
はこの熱延板焼鈍をＡｔＮの析出ノーズ近傍の８００〜
１０００℃の温度で行うことＫより、はぼ全量固溶状態
にあるｊ）ＪＮの析出粗大化とフェライト粒の再結晶１
粒成長を図るものである。
とこで、熱延板焼鈍工程が８００℃未満ではＡΔの凝集
粗大化が十分図れず％また、１０００℃を超えると、フ
ェライト粒の異常粒成長をきたし、冷間圧延、再結晶粒
成長にリジング状の表面欠陥を生じる。
粗大化が十分図れず％また、１０００℃を超えると、フ
ェライト粒の異常粒成長をきたし、冷間圧延、再結晶粒
成長にリジング状の表面欠陥を生じる。
またＳ焼鈍の均熱時間ｔは上記均熱温度Ｔとの関係で所
定の範囲に規制される。第１図は、３％Ｓｉ鋼（第１表
中鋼５）を例に、熱延板中のｋｔＮ平均サイズ及び最終
焼鈍後の磁気特性に及ぼす・熱延板均熱時間の影響を示
したもので、均熱温度に応じ熱延板均熱時間に最適範囲
が存在していることが判る。そして。
定の範囲に規制される。第１図は、３％Ｓｉ鋼（第１表
中鋼５）を例に、熱延板中のｋｔＮ平均サイズ及び最終
焼鈍後の磁気特性に及ぼす・熱延板均熱時間の影響を示
したもので、均熱温度に応じ熱延板均熱時間に最適範囲
が存在していることが判る。そして。
これらを含めた実験の結果、第２図に示すように、均熱
時間ｔ（分）は均熱温度Ｔ （℃）との関係で、次のよ
うな条件を満足させる必要があることが判った。
時間ｔ（分）は均熱温度Ｔ （℃）との関係で、次のよ
うな条件を満足させる必要があることが判った。
６Ｘｐ （−０，０１８Ｔ＋１９．４ ）≦ｔ≦ｅｘｐ
（−０，０２２Ｔ＋２ ＆４ ）すなわち、本発明が
目的とする十分なｋｔＮの凝集粗大化とフェライト粒の
再結晶粒成長を図るためには、 ｔ＞ｅｘｐ（−０，０
１８７＋１９．４）を満足させる必要がある。一方、必
要以上の均熱を行なうと９００℃以上では主としてフェ
ライト粒の異常粒成長が、また９００”Ｃ以下では主と
して窒化層の形成による特性劣化が問題となシ、特に均
熱時間ｔ（分）がｅｘｐ （−０，０２２Ｔ＋２５．４
）を超えるとこれらの問題を生じる。なお、窒化に対し
ては、予め酸洗してスケールを除去するのが有効である
が、実用上許容できる範囲として、上記上限を規定した
。
（−０，０２２Ｔ＋２ ＆４ ）すなわち、本発明が
目的とする十分なｋｔＮの凝集粗大化とフェライト粒の
再結晶粒成長を図るためには、 ｔ＞ｅｘｐ（−０，０
１８７＋１９．４）を満足させる必要がある。一方、必
要以上の均熱を行なうと９００℃以上では主としてフェ
ライト粒の異常粒成長が、また９００”Ｃ以下では主と
して窒化層の形成による特性劣化が問題となシ、特に均
熱時間ｔ（分）がｅｘｐ （−０，０２２Ｔ＋２５．４
）を超えるとこれらの問題を生じる。なお、窒化に対し
ては、予め酸洗してスケールを除去するのが有効である
が、実用上許容できる範囲として、上記上限を規定した
。
以上のような、熱間圧延工程及び熱延板焼鈍工程を経た
鋼板には、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延がなされ、最終的に８５０〜１１００℃の範囲で最
終連続焼鈍が施される。
鋼板には、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延がなされ、最終的に８５０〜１１００℃の範囲で最
終連続焼鈍が施される。
ここで最終焼鈍の均熱温度が８５０ ℃未満では、目的
とする優れた鉄損と磁束密度が得られない。一方、１１
００℃を超えると、コイル通板上及びエネルギーコスト
上実用的ではなく、加えて磁気特性面でも、゛フェライ
ト粒の異常粒成長により逆に鉄損値が増大してしまう自 次に１本発明の鋼成分の限定理由を説明する。
とする優れた鉄損と磁束密度が得られない。一方、１１
００℃を超えると、コイル通板上及びエネルギーコスト
上実用的ではなく、加えて磁気特性面でも、゛フェライ
ト粒の異常粒成長により逆に鉄損値が増大してしまう自 次に１本発明の鋼成分の限定理由を説明する。
Ｃは熱延板熱処理時におけるフェライト粒の粒成長を確
保し、フェライト相の安定化に伴うＡｔＮの固溶限の低
下を通してＡｔＮの凝集粗大化を図るため、ａ！Ａ段階
で０．００５ ｗｔ％以下とする。
保し、フェライト相の安定化に伴うＡｔＮの固溶限の低
下を通してＡｔＮの凝集粗大化を図るため、ａ！Ａ段階
で０．００５ ｗｔ％以下とする。
Ｓｉは１． ｏ ｗｔ ４未満では固有抵抗の低下にょ
シ十分な低鉄損化が図れない、一方＊ ４．０ｗｔチを
超えると素材の脆化により冷間圧延が困難になる。
シ十分な低鉄損化が図れない、一方＊ ４．０ｗｔチを
超えると素材の脆化により冷間圧延が困難になる。
Ｓは＊ ＭｎＳの絶対量を減少させることによって磁気
特性の改善を図るためその上限を規定する。すなわち、
Ｓは０．００５ｗｔ％以下どすることにより、直送圧延
におけるＭｎＳの悪影響を無視できるレベルとすること
ができる。
特性の改善を図るためその上限を規定する。すなわち、
Ｓは０．００５ｗｔ％以下どすることにより、直送圧延
におけるＭｎＳの悪影響を無視できるレベルとすること
ができる。
Ａｔは、０．１ｗｔ条未満ではＡｔＮの粗大化を十分図
ることができず、 ｋＬＮの徽細析出が避けられない、
一方！１２．０ｗｔ％を超えてもそれに見合う磁気特性
上の効果がないばかりか、溶接性及び脆化の面で問題を
生じる。
ることができず、 ｋＬＮの徽細析出が避けられない、
一方！１２．０ｗｔ％を超えてもそれに見合う磁気特性
上の効果がないばかりか、溶接性及び脆化の面で問題を
生じる。
第１表の組成の連鋳スラブを素材とし、熱間圧延−熱延
仮焼゛鈍−酸洗−冷間圧延一最終連続焼鈍の工程を経て
無方向性電磁鋼板を製造した。得られた電磁鋼板の磁気
特性及び熱延板の性状等を、熱延、熱延板焼鈍及び最終
焼鈍の各条件とともに第２表に示す。
仮焼゛鈍−酸洗−冷間圧延一最終連続焼鈍の工程を経て
無方向性電磁鋼板を製造した。得られた電磁鋼板の磁気
特性及び熱延板の性状等を、熱延、熱延板焼鈍及び最終
焼鈍の各条件とともに第２表に示す。
＊：比較鋼
〔発明の効果〕
以上述べた本発明によれば、直送圧延を行いながら、熱
延板段階でのＡｔＮの析出粗大化を十分確保し、再結晶
焼鈍時に極めて均−且つ良好なフェライト粒成長を図る
ことができ、このため直送圧延のメリットを十分生かし
て磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を経済的に製造す
ることができる。
延板段階でのＡｔＮの析出粗大化を十分確保し、再結晶
焼鈍時に極めて均−且つ良好なフェライト粒成長を図る
ことができ、このため直送圧延のメリットを十分生かし
て磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を経済的に製造す
ることができる。
第１図は、３％Ｓｉ鋼に関し、＃１延板中のＡｔＮ平均
サイズ及び磁気特性に及ぼす熱延板均熱時間の影響を示
したものである。第２図は熱延板焼鈍時における均熱温
度と均熱時間の適正範囲を示すものである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発明者 西 本 昭 彦
サイズ及び磁気特性に及ぼす熱延板均熱時間の影響を示
したものである。第２図は熱延板焼鈍時における均熱温
度と均熱時間の適正範囲を示すものである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発明者 西 本 昭 彦
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０ｗ
ｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｐ：０．１ｗｔ％
以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１〜２．
０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる連続鋳
造スラブを、特定の温度域にて保熱または加熱すること
なく直ちに熱間圧延した後、６５０℃以下で巻取る工程
と、該熱延板を８００〜１０００℃の均熱温度にて、 ｅｘｐ（−０．０１８Ｔ＋１９．４）≦ｔ≦ｅｘｐ（−
０．０２２Ｔ＋２５．４）但し、Ｔ：均熱温度（℃） ｔ：均熱時間（分） を満足する時間均熱する熱延板焼鈍を行なう工程とを経
た後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延
と、８５０〜１１００℃の範囲での最終連続焼鈍を行う
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP63051784A JPH01225725A (ja) | 1988-03-07 | 1988-03-07 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| DE89903252T DE68908301T2 (de) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Verfahren zur herstellung nichtorientierter elektrofeinbleche. |
| US07/432,740 US5169457A (en) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Method of making non-oriented electrical steel sheets |
| EP89903252A EP0357796B1 (en) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Process for producing nonoriented electric steel sheet |
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| JP63051784A JPH01225725A (ja) | 1988-03-07 | 1988-03-07 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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Family
ID=12896572
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-
1989
- 1989-03-07 US US07/432,740 patent/US5169457A/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-03-07 DE DE89903252T patent/DE68908301T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-03-07 EP EP89903252A patent/EP0357796B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-03-07 WO PCT/JP1989/000241 patent/WO1989008720A1/ja active IP Right Grant
- 1989-11-01 KR KR1019890702010A patent/KR930006209B1/ko not_active IP Right Cessation
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| KR930006209B1 (ko) | 1993-07-09 |
| US5169457A (en) | 1992-12-08 |
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| JPH0433852B2 (ja) | 1992-06-04 |
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