JPH02263924A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH02263924A JPH02263924A JP1085541A JP8554189A JPH02263924A JP H02263924 A JPH02263924 A JP H02263924A JP 1085541 A JP1085541 A JP 1085541A JP 8554189 A JP8554189 A JP 8554189A JP H02263924 A JPH02263924 A JP H02263924A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- rolling
- hot rolling
- annealing
- final
- 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.)
- Granted
Links
- 229910000976 Electrical steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 20
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 91
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 56
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 46
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 38
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 16
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 claims description 13
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 8
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 23
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 abstract description 13
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 25
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 21
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 20
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000000047 product Substances 0.000 description 14
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 14
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 11
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 6
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 6
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 230000005284 excitation Effects 0.000 description 2
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- BDEDPKFUFGCVCJ-UHFFFAOYSA-N 3,6-dihydroxy-8,8-dimethyl-1-oxo-3,4,7,9-tetrahydrocyclopenta[h]isochromene-5-carbaldehyde Chemical compound O=C1OC(O)CC(C(C=O)=C2O)=C1C1=C2CC(C)(C)C1 BDEDPKFUFGCVCJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001224 Grain-oriented electrical steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052770 Uranium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003575 carbonaceous material Substances 0.000 description 1
- 239000003610 charcoal Substances 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 239000013256 coordination polymer Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011162 core material Substances 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
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、トランス等の鉄心として使用される一方向性
電磁鋼板の製造方法に関する。
電磁鋼板の製造方法に関する。
一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の
鉄心材料として使用されており、励磁特性,鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁
束密度B8が通常使用される。また、鉄損特性を表す数
値としては、周波数50l1zで1.7テスラー(′F
)まで磁化したときの1kg当りの鉄tit W l
’l / S Oを使用している。
鉄心材料として使用されており、励磁特性,鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁
束密度B8が通常使用される。また、鉄損特性を表す数
値としては、周波数50l1zで1.7テスラー(′F
)まで磁化したときの1kg当りの鉄tit W l
’l / S Oを使用している。
磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であり、般的にい
って磁束密度が高いはど鉄損特性が良好になる。なお、
一般的に磁束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくな
り、鉄損特性が不良となる場合がある。これに対しては
、Ia区制御により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、快
打1特性を改善することができる。
って磁束密度が高いはど鉄損特性が良好になる。なお、
一般的に磁束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくな
り、鉄損特性が不良となる場合がある。これに対しては
、Ia区制御により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、快
打1特性を改善することができる。
この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に[110)、圧延方向に<00
1>軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることによ
り、製造されている。良好な磁気特性を得るためには、
磁化容易軸である<001>を圧延方向に高度に揃える
ことが必要である。二次再結晶粒の方向性は、MnS
? 7VN等をインヒビターとして利用し、最終強圧下
圧延を施す方法によって大幅に改善され、それに伴って
鉄損特性も著しく向上する。
晶を起こさせ、鋼板面に[110)、圧延方向に<00
1>軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることによ
り、製造されている。良好な磁気特性を得るためには、
磁化容易軸である<001>を圧延方向に高度に揃える
ことが必要である。二次再結晶粒の方向性は、MnS
? 7VN等をインヒビターとして利用し、最終強圧下
圧延を施す方法によって大幅に改善され、それに伴って
鉄損特性も著しく向上する。
[発明が解決しようとする課題〕
ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては通常熱延
後組織の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばAINを主インヒビターとする
製造方法においては、特公昭46−23820号公報に
示すように熱延板焼鈍において7VNの析出処理を行っ
てインヒビターを制御する方法がとられている。
後組織の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばAINを主インヒビターとする
製造方法においては、特公昭46−23820号公報に
示すように熱延板焼鈍において7VNの析出処理を行っ
てインヒビターを制御する方法がとられている。
通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延一焼鈍一冷延一説炭
焼鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
焼鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に
対する見通しが進められ、工程、エネルギーの簡省略化
の要請が強まってきた。このような要請に答えるべ(、
AZNを主インヒビターとする製造方法において、熱延
板焼鈍でのAINの析出処理を、熱延後の高温巻取で代
替する方法(特公昭59−45730号公報)が提案さ
れた。確かにこの方法によって熱延板焼鈍を省略しても
、磁気特性をある程度確保することはできるが、5〜2
0トンのコイル状で巻取られる通常の方法においては、
冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必
然的にAINの析出が不均一となり最終的な磁気特性は
コイル内の場所によって変動し、歩留が低下する結果と
なる。
対する見通しが進められ、工程、エネルギーの簡省略化
の要請が強まってきた。このような要請に答えるべ(、
AZNを主インヒビターとする製造方法において、熱延
板焼鈍でのAINの析出処理を、熱延後の高温巻取で代
替する方法(特公昭59−45730号公報)が提案さ
れた。確かにこの方法によって熱延板焼鈍を省略しても
、磁気特性をある程度確保することはできるが、5〜2
0トンのコイル状で巻取られる通常の方法においては、
冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必
然的にAINの析出が不均一となり最終的な磁気特性は
コイル内の場所によって変動し、歩留が低下する結果と
なる。
そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して80%以上の強圧下1回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略する二よを検討した。
た仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して80%以上の強圧下1回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略する二よを検討した。
一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱(
例えば1300℃以上)時のスラブ結晶粒の粗大成長に
起因する二次再結晶不良(圧延方向に連なった線状細粒
発生)を防止するために、熱延時の960−1190℃
での温度で1バス当/)30%以上の圧下率で再結晶化
高圧下圧延を施し粗大結晶粒を分断する方法が提案され
ている(特公昭60−37172号公報)。確かにこの
方法によって綿状細粒発生が減少するが、熱延板焼鈍を
施す製造プロセスを前提としている。
例えば1300℃以上)時のスラブ結晶粒の粗大成長に
起因する二次再結晶不良(圧延方向に連なった線状細粒
発生)を防止するために、熱延時の960−1190℃
での温度で1バス当/)30%以上の圧下率で再結晶化
高圧下圧延を施し粗大結晶粒を分断する方法が提案され
ている(特公昭60−37172号公報)。確かにこの
方法によって綿状細粒発生が減少するが、熱延板焼鈍を
施す製造プロセスを前提としている。
また、MnS 、 MnSe Sbをインヒビターと
する製造方法において、熱延時の950〜1200℃の
温度で圧下率10%以上で連続して熱延し、引き続き3
℃/sec以上の冷却速度で冷却することによってMn
S 、 MnSeを均一微細に析出させ、磁気特性を向
上させる方法が提案されている(特開昭5l−2On6
号公報)。また熱延を低温で行い再結晶の進行を抑制し
、剪断変形で形成される[101<001>方位粒が引
き続く再結晶で減少するのを防止することによって磁気
特性を向上させる方法が提案されている(特公昭59−
32526号公報、特公昭59−35415号公報)。
する製造方法において、熱延時の950〜1200℃の
温度で圧下率10%以上で連続して熱延し、引き続き3
℃/sec以上の冷却速度で冷却することによってMn
S 、 MnSeを均一微細に析出させ、磁気特性を向
上させる方法が提案されている(特開昭5l−2On6
号公報)。また熱延を低温で行い再結晶の進行を抑制し
、剪断変形で形成される[101<001>方位粒が引
き続く再結晶で減少するのを防止することによって磁気
特性を向上させる方法が提案されている(特公昭59−
32526号公報、特公昭59−35415号公報)。
これらの方法においても、熱延板焼鈍無しの1回冷延法
での製造は検討さえされていない。また超低炭素を含有
する珪素鋼スラブの熱延において、熱延板で歪を蓄積さ
せる低温大圧下熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再
結晶により超低炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法
が提案されている(特公昭59−34212号公報)。
での製造は検討さえされていない。また超低炭素を含有
する珪素鋼スラブの熱延において、熱延板で歪を蓄積さ
せる低温大圧下熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再
結晶により超低炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法
が提案されている(特公昭59−34212号公報)。
しかしこの方法においても、熱延板焼鈍無しの1回冷延
法での製造は検討さえされていない。
法での製造は検討さえされていない。
そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して80%以上の強圧下1回冷延による製造法
において熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一
方向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して80%以上の強圧下1回冷延による製造法
において熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一
方向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。
(課題を解決するための手段〕
本発明においては、その目的を達成するために通常の成
分からなる珪素鋼スラブに対し、熱延終了温度を750
〜1150℃とし熱延柊了後少くとも1秒以上700℃
以上の温度に保持し、巻取温度を700℃未満とし、引
き続き熱延板焼鈍をすることなく圧下率80%以上の冷
延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする。
分からなる珪素鋼スラブに対し、熱延終了温度を750
〜1150℃とし熱延柊了後少くとも1秒以上700℃
以上の温度に保持し、巻取温度を700℃未満とし、引
き続き熱延板焼鈍をすることなく圧下率80%以上の冷
延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする。
更にこの特徴に加えて、仕上熱延の最終3パスの累積圧
下率を40%以上とすることによって一層磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板が得られる。
下率を40%以上とすることによって一層磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板が得られる。
更に上記2つの特徴に加えて、仕上熱延の最終パスの圧
下率を20%以上にすることによって、−層磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板が得られる。
下率を20%以上にすることによって、−層磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板が得られる。
本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことな(圧下率80%以上の冷延7脱炭焼鈍1
、最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことな(圧下率80%以上の冷延7脱炭焼鈍1
、最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。
第1図は熱延終了温度及び熱延終了後700℃以上に鋼
板が保持された時間が製品の磁束密度に与える影響を表
したグラフである。ここでは、C: 0.056重量%
、Si:3.27重量%、酸可溶性へE : 0.02
8重四%、N : 0.0078重量%、S;0.00
7重量%、Mn : 0.15重量%を含有し、残部F
e及び不可避的不純物からなる20〜60mm厚のスラ
ブを1150〜1400℃に加熱し、6パスで2.3
mm厚の熱延板に熱延し、ただちに水冷、一定時間空冷
後に水冷、空冷等の種々の冷却を行い、550℃で冷却
を終了し550℃に1時間保持した後炉冷する巻取シミ
ュレーションを行った。次いで、熱延板焼鈍を施すこと
なく約85%の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.3
35 mmの冷延板とし、830〜1000℃の温度で
脱炭焼鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布して最終仕上焼鈍を行った。
板が保持された時間が製品の磁束密度に与える影響を表
したグラフである。ここでは、C: 0.056重量%
、Si:3.27重量%、酸可溶性へE : 0.02
8重四%、N : 0.0078重量%、S;0.00
7重量%、Mn : 0.15重量%を含有し、残部F
e及び不可避的不純物からなる20〜60mm厚のスラ
ブを1150〜1400℃に加熱し、6パスで2.3
mm厚の熱延板に熱延し、ただちに水冷、一定時間空冷
後に水冷、空冷等の種々の冷却を行い、550℃で冷却
を終了し550℃に1時間保持した後炉冷する巻取シミ
ュレーションを行った。次いで、熱延板焼鈍を施すこと
なく約85%の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.3
35 mmの冷延板とし、830〜1000℃の温度で
脱炭焼鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布して最終仕上焼鈍を行った。
第1図から明らかなように熱延終了温度750〜115
0℃でかつ熱延終了後少くとも1秒以上700℃以上に
鋼板を保持する場合にB、≧1.88 Tの高い磁束密
度が得られている。また本発明者らはこの新知見をさら
に詳細に検討した。
0℃でかつ熱延終了後少くとも1秒以上700℃以上に
鋼板を保持する場合にB、≧1.88 Tの高い磁束密
度が得られている。また本発明者らはこの新知見をさら
に詳細に検討した。
第2図は第1図で磁束密度が良好であった熱延終了温度
750〜1150℃でかつ熱延終了後少くとも1秒以上
700 ’C以上に鋼板を保持した場合における仕上熱
延の最終3パスの累積圧下率と磁束密度との関係を表し
たグラフである。
750〜1150℃でかつ熱延終了後少くとも1秒以上
700 ’C以上に鋼板を保持した場合における仕上熱
延の最終3パスの累積圧下率と磁束密度との関係を表し
たグラフである。
第2図から明らかなように仕上熱延の最終3パスの累積
圧下率が40%以上の場合にB、≧1、90 Tの高い
磁束密度が得られている。また本発明計らはこの新知見
をさらに詳細に検討した。
圧下率が40%以上の場合にB、≧1、90 Tの高い
磁束密度が得られている。また本発明計らはこの新知見
をさらに詳細に検討した。
第3図は、第2図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度750〜1150”Cで、かつ、熱延柊了後少くとも
1秒以上700℃以上に鋼板を保持し、かつ、仕上熱延
の最終3パスの累積圧下率が40%以上の場合における
仕上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表し
たグラフである。
度750〜1150”Cで、かつ、熱延柊了後少くとも
1秒以上700℃以上に鋼板を保持し、かつ、仕上熱延
の最終3パスの累積圧下率が40%以上の場合における
仕上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表し
たグラフである。
第3図から明らかなように仕上熱延の最終パスの圧下率
が20%以上の場合に88≧1.92 Tの高い磁束密
度が得られている。
が20%以上の場合に88≧1.92 Tの高い磁束密
度が得られている。
熱延終了温度、熱延後700℃以上に鋼板を保持する時
間、仕上熱延の最終3バスの累積圧下率仕上熱延の最終
パスの圧下率と製品の磁束密度との間に第1図、第2図
及び第3図に示した関係が成立する理由については必ず
しも明らかではないが、本発明者らは次のように推察し
ている。
間、仕上熱延の最終3バスの累積圧下率仕上熱延の最終
パスの圧下率と製品の磁束密度との間に第1図、第2図
及び第3図に示した関係が成立する理由については必ず
しも明らかではないが、本発明者らは次のように推察し
ている。
第4図は熱延条件の異る熱延板金属組機、再結晶率(板
厚1/4地点)の例を示す。この場合第1図で説明した
ものと同一成分の26mm1″7のスラブを1150℃
で加熱後1000℃で熱延を開始し、26→11.8→
6.7→3.5−3.0→2.6→2.3 (mm)の
パススケジュールで熱延し、06秒、■0.2秒の時間
空冷後550℃まで200℃/秒で水冷し、550℃に
1特訓保持して炉冷する巻取シミル−ジョンを行い2.
3 mm厚の熱延板とした。
厚1/4地点)の例を示す。この場合第1図で説明した
ものと同一成分の26mm1″7のスラブを1150℃
で加熱後1000℃で熱延を開始し、26→11.8→
6.7→3.5−3.0→2.6→2.3 (mm)の
パススケジュールで熱延し、06秒、■0.2秒の時間
空冷後550℃まで200℃/秒で水冷し、550℃に
1特訓保持して炉冷する巻取シミル−ジョンを行い2.
3 mm厚の熱延板とした。
この時熱延終了温度は845℃であり、700℃以上の
温度に鋼板が保持された時間は各々026秒、020.
9秒であった。なお、熱延板の再結晶率(板厚1/4地
点)は、本発明者らが開発したE CP (Elect
ron channellinB pattern)を
画像解析して結晶歪を測定する方法(日本金属学会秋期
講演大会概要集(1988,11) P2S5 )を
用いて測定し、標準試料の焼鈍仮に1.5%冷延した場
合のECPの鮮明度より高い値を示す粒の面積率(低歪
粒の面積率)を再結晶率と呼んでいる。この方法は従来
の金属Mi織を目視判定して再結晶率を測定する方法と
比較して格段に精度がよい。
温度に鋼板が保持された時間は各々026秒、020.
9秒であった。なお、熱延板の再結晶率(板厚1/4地
点)は、本発明者らが開発したE CP (Elect
ron channellinB pattern)を
画像解析して結晶歪を測定する方法(日本金属学会秋期
講演大会概要集(1988,11) P2S5 )を
用いて測定し、標準試料の焼鈍仮に1.5%冷延した場
合のECPの鮮明度より高い値を示す粒の面積率(低歪
粒の面積率)を再結晶率と呼んでいる。この方法は従来
の金属Mi織を目視判定して再結晶率を測定する方法と
比較して格段に精度がよい。
第4図から明らかなように、本発明である条件■の場合
、熱延板の再結晶率(低歪粒の面積率)が高いことがわ
かる。
、熱延板の再結晶率(低歪粒の面積率)が高いことがわ
かる。
従来から(110)<001>二次再結晶粒の母体は熱
延時表面層での剪断変形で形成されると考えられており
、熱延板での(110)<001>方位粒を冷延再結晶
後に富化するためには、熱延板での(110)<001
>方位粒を粗粒でかつ歪の少ない状態にすることが有効
と考えられている。他方、通常行われる熱延板焼鈍の役
割は、iN等の析出処理、冷却時の変態相の形成、冷却
時の固溶C1固溶N、微細炭窒化物の生成等が考えられ
るが、これらの役割に加えて、再結晶による歪の低下も
熱延板焼鈍の重要な役割と考えられる。本発明の効果は
、熱延板焼鈍を施さない製造プロセスの場合に、熱延板
の歪を低下せしめたがために、製品の磁気特性を向上さ
せたものと考えられる。
延時表面層での剪断変形で形成されると考えられており
、熱延板での(110)<001>方位粒を冷延再結晶
後に富化するためには、熱延板での(110)<001
>方位粒を粗粒でかつ歪の少ない状態にすることが有効
と考えられている。他方、通常行われる熱延板焼鈍の役
割は、iN等の析出処理、冷却時の変態相の形成、冷却
時の固溶C1固溶N、微細炭窒化物の生成等が考えられ
るが、これらの役割に加えて、再結晶による歪の低下も
熱延板焼鈍の重要な役割と考えられる。本発明の効果は
、熱延板焼鈍を施さない製造プロセスの場合に、熱延板
の歪を低下せしめたがために、製品の磁気特性を向上さ
せたものと考えられる。
次に第5図、第6図に各々熱延条件の異る熱延板金属組
織と再結晶率(板厚1/4地点)、脱炭焼鈍後(脱炭板
)の集合組織(板厚1/4地点)の例を示す。この場合
第1図で説明したものと同一成分の26mm厚のスラブ
を1150℃で加熱後1050℃で熱延を開始し、■2
6→20.6→16.4→13.O→9゜2→4.6→
2.3(mm)、■26→11.8→6.7→3.5→
3.0→2.6→2.3(+r++n)のパススケジュ
ールで熱延し、2秒間空冷後100℃/秒で550℃ま
で水冷し、550℃に1時間保持した後、炉冷する巻取
りシミュレーションを施し、2.3 +nm厚の熱延板
とした。この時熱延終了温度は各々■二933℃1■=
915℃であり、700℃以上に@板が保持された時間
は各々の24秒、■:4秒であった。次いで、この熱延
板に熱延板焼鈍を施。
織と再結晶率(板厚1/4地点)、脱炭焼鈍後(脱炭板
)の集合組織(板厚1/4地点)の例を示す。この場合
第1図で説明したものと同一成分の26mm厚のスラブ
を1150℃で加熱後1050℃で熱延を開始し、■2
6→20.6→16.4→13.O→9゜2→4.6→
2.3(mm)、■26→11.8→6.7→3.5→
3.0→2.6→2.3(+r++n)のパススケジュ
ールで熱延し、2秒間空冷後100℃/秒で550℃ま
で水冷し、550℃に1時間保持した後、炉冷する巻取
りシミュレーションを施し、2.3 +nm厚の熱延板
とした。この時熱延終了温度は各々■二933℃1■=
915℃であり、700℃以上に@板が保持された時間
は各々の24秒、■:4秒であった。次いで、この熱延
板に熱延板焼鈍を施。
すことなく約85%の強圧下圧延を行って最終板J’W
0.335+nmの冷延板とし、引き続きN225%u
275%、露点60℃の雰囲気中で840℃に150秒
保持する脱炭焼鈍を行った。
0.335+nmの冷延板とし、引き続きN225%u
275%、露点60℃の雰囲気中で840℃に150秒
保持する脱炭焼鈍を行った。
第5図から明らかなように最終3バスの累積圧下率=8
2%、最終パスの圧下率:50%である条件■の場合、
最終3バスの累積圧下率:34%最終バスの圧下率=1
2%である条件■と比較して熱延板の再結晶率が極めて
高く、結晶粒径が小さい。また、第6図から明らかなよ
うに条件■の場合、条件■と比較して脱炭板の(111
1方位粒が多く、(100)方位粒が少く、(1101
方位粒には差がない。
2%、最終パスの圧下率:50%である条件■の場合、
最終3バスの累積圧下率:34%最終バスの圧下率=1
2%である条件■と比較して熱延板の再結晶率が極めて
高く、結晶粒径が小さい。また、第6図から明らかなよ
うに条件■の場合、条件■と比較して脱炭板の(111
1方位粒が多く、(100)方位粒が少く、(1101
方位粒には差がない。
条件■の場合、熱延板の結晶粒径は小さいが歪が少ない
状態となっており、(110)<001>方位粒を冷延
再結晶後に富化する点では、粒径の点で不利であるが、
歪の点で有利であり1、結果的には、脱炭焼鈍後の状態
で(1101<001>方位粒に影響を与えない。
状態となっており、(110)<001>方位粒を冷延
再結晶後に富化する点では、粒径の点で不利であるが、
歪の点で有利であり1、結果的には、脱炭焼鈍後の状態
で(1101<001>方位粒に影響を与えない。
他方脱炭板の主方位である(111) <112>。
(1001<025>は[110]<001>二次再結
晶粒の粒成長に影當を与える方位として知られており、
(111)<112>が多いほどtl 00)<025
>が少ないほど(1101<ooi>二次再結晶粒の粒
成長が容易となると考えられる。本発明においては、熱
延最終3バスで高圧下を加えることによって最終パス後
に引き続く再結晶での核生成サイトが増加し、再結晶が
進み、結晶粒も微細化される。この本発明の熱延板を引
き続き冷延再結晶させると冷延前の粒径が小さいがため
に粒界近傍から(1111<112>が多く核化じ、粒
内から核化する(100)<025>が相対的に減少す
る。
晶粒の粒成長に影當を与える方位として知られており、
(111)<112>が多いほどtl 00)<025
>が少ないほど(1101<ooi>二次再結晶粒の粒
成長が容易となると考えられる。本発明においては、熱
延最終3バスで高圧下を加えることによって最終パス後
に引き続く再結晶での核生成サイトが増加し、再結晶が
進み、結晶粒も微細化される。この本発明の熱延板を引
き続き冷延再結晶させると冷延前の粒径が小さいがため
に粒界近傍から(1111<112>が多く核化じ、粒
内から核化する(100)<025>が相対的に減少す
る。
従って本発明においては、熱延最終バス後に引き続く再
結晶によって熱延板が低歪でかつ結晶粒径が小さい状態
となったがために、脱炭板の状態でil 10) <0
01>方位粒に影響を与えることなく、(110)<0
01>方位粒の粒成長に有利な(111)<112>方
位粒を増加させ、(1101<001>方位粒の粒成長
を妨げる(100) <025>方位粒を減少させるこ
とに成功した。これにより熱延板焼鈍を省略しても良好
な磁気特性を得ることが可能となる。
結晶によって熱延板が低歪でかつ結晶粒径が小さい状態
となったがために、脱炭板の状態でil 10) <0
01>方位粒に影響を与えることなく、(110)<0
01>方位粒の粒成長に有利な(111)<112>方
位粒を増加させ、(1101<001>方位粒の粒成長
を妨げる(100) <025>方位粒を減少させるこ
とに成功した。これにより熱延板焼鈍を省略しても良好
な磁気特性を得ることが可能となる。
次いで、本発明の各要件について説明する。
本発明で使用されるスラブは重量でC: 0.021〜
0.100%、Si:2.5〜4.5%ならびに通常の
インヒビター成分を含み残余はFeおよび不可避的不純
物よりなる。
0.100%、Si:2.5〜4.5%ならびに通常の
インヒビター成分を含み残余はFeおよび不可避的不純
物よりなる。
次に上記成分の限定理由について述べる。Cは0.02
1%未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結
晶した場合でもB、≧1.130(T)が得がたいので
、0.021%以上とした。また、0.100%を超え
ると脱炭不良が発生して好ましくない。
1%未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結
晶した場合でもB、≧1.130(T)が得がたいので
、0.021%以上とした。また、0.100%を超え
ると脱炭不良が発生して好ましくない。
又Siについては4.5%を超えると冷延が困難となり
好ましくなく、2.5%未満では良好な磁気特性を得る
ことが困難となり好ましくない。また、インヒビター構
成元素として、必要に応じてA/、 N。
好ましくなく、2.5%未満では良好な磁気特性を得る
ことが困難となり好ましくない。また、インヒビター構
成元素として、必要に応じてA/、 N。
Mn、 S、 Se、 Sb、 B、 Cu、 Bi、
Nb、 Cr、 Sn、 Ti等を添加することもで
きる。
Nb、 Cr、 Sn、 Ti等を添加することもで
きる。
このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から1300”C以下とすることが好ま
しい。
が、コストの面から1300”C以下とすることが好ま
しい。
加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板となる
。本発明の特徴はこの熱延工程にある。
。本発明の特徴はこの熱延工程にある。
つまり、熱延終了温度を750〜1150’Cとし熱延
終了温度くとも1秒以上700℃以上の温度に保持し、
巻取温度を700℃未満とする。さらに加えて、仕上熱
延の最終3パスの累積圧下率を40%以上とすることが
良好な磁気特性を得る上で一層好ましい。また、さらに
加えて、仕上熱延の最終バスの圧下率を20%以上にす
ることは、良好な磁気特性を得る上で一層好ましい。
終了温度くとも1秒以上700℃以上の温度に保持し、
巻取温度を700℃未満とする。さらに加えて、仕上熱
延の最終3パスの累積圧下率を40%以上とすることが
良好な磁気特性を得る上で一層好ましい。また、さらに
加えて、仕上熱延の最終バスの圧下率を20%以上にす
ることは、良好な磁気特性を得る上で一層好ましい。
熱延工程は通常lOO〜400mm厚のスラブを加熱し
た後いづれも複数回のバスで行う粗圧延と仕上圧延より
成る。粗圧延の方法については特に限定するものではな
く通常の方法で行われる。本発明の特徴は粗圧延に引き
続く仕上圧延にある。
た後いづれも複数回のバスで行う粗圧延と仕上圧延より
成る。粗圧延の方法については特に限定するものではな
く通常の方法で行われる。本発明の特徴は粗圧延に引き
続く仕上圧延にある。
仕上圧延は通常4〜10バスの高速連続圧延で行われる
。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が高く後段に
行くほど圧下率を下げて形状を良好なものとしている。
。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が高く後段に
行くほど圧下率を下げて形状を良好なものとしている。
圧延速度は通常100〜3000m/minとなってお
り、バス間の時間は0.01〜100秒となっている。
り、バス間の時間は0.01〜100秒となっている。
本発明で限定しているのは、熱延終了温度と熱延後の冷
却と巻取温度と最終3パスの累積圧下率とさらに加えて
最終パスの圧下率だけであり、その他の条件は特に限定
するものではないが、最終3バスのバス間時間を100
0秒以上と異常に長くとるとバス間の回復、再結晶で歪
が解放され、蓄積歪の効果が得られにくくなるので好ま
しくない。その信任上熱延前段の数パスでの圧下率につ
いては、最終パスまで加えた歪が残っていることが期待
しにくいので特に限定せず、最終3バスだけを重視すれ
ば十分である。
却と巻取温度と最終3パスの累積圧下率とさらに加えて
最終パスの圧下率だけであり、その他の条件は特に限定
するものではないが、最終3バスのバス間時間を100
0秒以上と異常に長くとるとバス間の回復、再結晶で歪
が解放され、蓄積歪の効果が得られにくくなるので好ま
しくない。その信任上熱延前段の数パスでの圧下率につ
いては、最終パスまで加えた歪が残っていることが期待
しにくいので特に限定せず、最終3バスだけを重視すれ
ば十分である。
次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。
熱延終了温度を750〜1150℃1熱延終了後少くと
も1秒以上700℃以上の温度に保持すると規定したの
は、第1図から明らかなようにこの範囲で88≧1.8
8(T)の良好な磁束密度B、をもつ製品が得られるた
めである。なお、熱延終了後鋼板が700“C以上に保
持される時間の上限値については特に限定するものでは
ないが、通常、熱延終了後巻取られるまでの時間が0.
1〜1000秒程度であり、1000秒以上鋼板をスト
リップ状で700℃以上に保持することは設備の点で困
難である。
も1秒以上700℃以上の温度に保持すると規定したの
は、第1図から明らかなようにこの範囲で88≧1.8
8(T)の良好な磁束密度B、をもつ製品が得られるた
めである。なお、熱延終了後鋼板が700“C以上に保
持される時間の上限値については特に限定するものでは
ないが、通常、熱延終了後巻取られるまでの時間が0.
1〜1000秒程度であり、1000秒以上鋼板をスト
リップ状で700℃以上に保持することは設備の点で困
難である。
熱延後の巻取温度については、700℃以上となると冷
却時のコイル内の熱履歴の差に起因して、コイル内にj
VN等の析出状態のバラツキ、表面脱炭状態のバラツキ
、金属組織のバラツキ等が生じ、製品の磁気特性にバラ
ツキが生じて好ましくないので、700℃未満としなけ
ればならない。
却時のコイル内の熱履歴の差に起因して、コイル内にj
VN等の析出状態のバラツキ、表面脱炭状態のバラツキ
、金属組織のバラツキ等が生じ、製品の磁気特性にバラ
ツキが生じて好ましくないので、700℃未満としなけ
ればならない。
次にさらに好ましくは仕−ヒ熱延の最終3バスの累積圧
下率を40%以上とすると規定したのは、第2図より明
らかなように、この範囲でBe ≧1.90(T)の良
好な磁束密度B8をもつ製品が得られるためである。な
お最終3パスの累積圧下率の上限については特に限定す
るものではないが工業的には99.9%以上の累積圧下
を加えることは困難である。またさらに好ましくは最終
バスの圧下率を20%以上としたのは第3図から明らか
なようにこの範囲において、Be≧1.92(T)の−
層良好な磁束密度Beをもつ製品が得られるためである
。なお最終バスの圧下率の上限は特に限定するものでは
ないが、工業的には90%以上の圧下を加えることは困
難である。
下率を40%以上とすると規定したのは、第2図より明
らかなように、この範囲でBe ≧1.90(T)の良
好な磁束密度B8をもつ製品が得られるためである。な
お最終3パスの累積圧下率の上限については特に限定す
るものではないが工業的には99.9%以上の累積圧下
を加えることは困難である。またさらに好ましくは最終
バスの圧下率を20%以上としたのは第3図から明らか
なようにこの範囲において、Be≧1.92(T)の−
層良好な磁束密度Beをもつ製品が得られるためである
。なお最終バスの圧下率の上限は特に限定するものでは
ないが、工業的には90%以上の圧下を加えることは困
難である。
この熱延板は熱延板焼鈍を施すことなく80%以上の圧
下率で冷延される。圧下率を80%以上としたのは、圧
下率を上記範囲とすることによって、脱炭仮において尖
鋭な(110)<001>方位粒と、これに蚕食され易
い対応方位粒1111)<112>方位粒等)を適正星
得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいためで
ある。
下率で冷延される。圧下率を80%以上としたのは、圧
下率を上記範囲とすることによって、脱炭仮において尖
鋭な(110)<001>方位粒と、これに蚕食され易
い対応方位粒1111)<112>方位粒等)を適正星
得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいためで
ある。
冷延後網板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離側塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足して
いる場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強化
する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例とし
ては、Affiを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガ
スの窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足して
いる場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強化
する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例とし
ては、Affiを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガ
スの窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
以下実施例を説明する。
実施例I
C: 0.052重量%、Si : 3.25重量%、
Mn:0.16重世%、S : 0.005重量%、酸
可溶性Al=0、028重四X1N : 0.0079
重是%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる
40m+n厚のスラブを1150″Cの温度で加熱した
後、1000℃で熱延を開始し40→15→7→3.5
→3→2.6→2.3(胴)なるパススケジュールで熱
延して2.3 mmの熱延板とした。この時熱延終了温
度は855℃であり、引き続き00.2秒空冷した後(
853℃)に250”C/秒の6速で550℃まで水冷
し、550℃に1時間保持した後炉冷する巻取りシミュ
レーシコン、■5秒空冷した後(805℃)に100℃
/秒の6速で550℃まで水冷し、550℃に1時間保
持した後炉冷する巻取りシミュレーションを施した。
Mn:0.16重世%、S : 0.005重量%、酸
可溶性Al=0、028重四X1N : 0.0079
重是%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる
40m+n厚のスラブを1150″Cの温度で加熱した
後、1000℃で熱延を開始し40→15→7→3.5
→3→2.6→2.3(胴)なるパススケジュールで熱
延して2.3 mmの熱延板とした。この時熱延終了温
度は855℃であり、引き続き00.2秒空冷した後(
853℃)に250”C/秒の6速で550℃まで水冷
し、550℃に1時間保持した後炉冷する巻取りシミュ
レーシコン、■5秒空冷した後(805℃)に100℃
/秒の6速で550℃まで水冷し、550℃に1時間保
持した後炉冷する巻取りシミュレーションを施した。
施した。
この熱延板を酸洗して圧下率約85%で0.335胴の
冷延板とし、830℃で150秒保持する脱炭焼鈍を施
した。得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、N225%、 I+□75%の雰囲
気ガス中で10℃/時の速度で1200℃まで昇温し、
引き続き(1□lOO%雰囲気ガス中で1200℃で2
0時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
冷延板とし、830℃で150秒保持する脱炭焼鈍を施
した。得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、N225%、 I+□75%の雰囲
気ガス中で10℃/時の速度で1200℃まで昇温し、
引き続き(1□lOO%雰囲気ガス中で1200℃で2
0時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
た。
熱延条件と製品の磁気特性を第1表に示す。
実施例2
C: 0.055重世%、Si:3.26重M%、Mn
二0.15重量%、S : 0.007重景m1酸可溶
性AI=0、028重量%、N : 0.0081重量
%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26
mm厚のスラブを1150“Cの温度で加熱した後、6
バスで熱延して2.3印の熱延板とした。この時圧下配
分を26→15→10→7→5→2.8→2.3 (m
m)とし、熱延開始温度を■1000℃1■900℃1
■800℃■700℃の4条件とした。熱延終了後3秒
空冷した後に100℃/秒の6速で550℃まで水冷し
、550℃に1時間保持した後か冷する巻取りシミュレ
ーションを施し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件
は実施例1と同じ条件で行った。
二0.15重量%、S : 0.007重景m1酸可溶
性AI=0、028重量%、N : 0.0081重量
%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26
mm厚のスラブを1150“Cの温度で加熱した後、6
バスで熱延して2.3印の熱延板とした。この時圧下配
分を26→15→10→7→5→2.8→2.3 (m
m)とし、熱延開始温度を■1000℃1■900℃1
■800℃■700℃の4条件とした。熱延終了後3秒
空冷した後に100℃/秒の6速で550℃まで水冷し
、550℃に1時間保持した後か冷する巻取りシミュレ
ーションを施し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件
は実施例1と同じ条件で行った。
熱延条件と製品の磁気特性を第2表に示す。
実施例3
C: 0.054重量%、Si:3.20重星%、Mn
:0.14重量%、S : 0.006重量%、酸可溶
性A1:0.029重量%、N : 0.0082重量
%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40
胴厚のスラブを1150℃の温度で加熱した後1000
″Cで熱延を開始し、4 Q−>3 Q−+2Q−+l
Q−+5−+3−+2 (HIB)とし、熱延終了後
02秒空冷後、100℃/秒で550℃まで水冷し55
0℃で1時間保持した後炉冷、■2秒空冷後50℃/秒
で750℃まで水冷し、750℃で1時間保持した後炉
冷、なる2条件で冷却した。この熱延板を熱延板焼鈍を
施すことなく酸洗し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程
条件は実施例1と同じ条件で行った。
:0.14重量%、S : 0.006重量%、酸可溶
性A1:0.029重量%、N : 0.0082重量
%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40
胴厚のスラブを1150℃の温度で加熱した後1000
″Cで熱延を開始し、4 Q−>3 Q−+2Q−+l
Q−+5−+3−+2 (HIB)とし、熱延終了後
02秒空冷後、100℃/秒で550℃まで水冷し55
0℃で1時間保持した後炉冷、■2秒空冷後50℃/秒
で750℃まで水冷し、750℃で1時間保持した後炉
冷、なる2条件で冷却した。この熱延板を熱延板焼鈍を
施すことなく酸洗し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程
条件は実施例1と同じ条件で行った。
熱延条件と製品の磁気特性を第3表に示す。
一実施例4
C: 0.058重憧m1Si:3.40重量%、Mn
=0.15重量%、S : 0.006重量%、酸可溶
性pJ=0.031重量%、N : 0.0084重量
%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40
ff111I′7.のスラブを1250″Cの温度で加
熱した後、6パスで熱延して2、0 mmの熱延板とし
た。この時圧下配分を40→30→20→10→5→3
→2(値)とし熱延開始温度を■1250℃1■110
0″C1■1000℃の3条件とした。
=0.15重量%、S : 0.006重量%、酸可溶
性pJ=0.031重量%、N : 0.0084重量
%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40
ff111I′7.のスラブを1250″Cの温度で加
熱した後、6パスで熱延して2、0 mmの熱延板とし
た。この時圧下配分を40→30→20→10→5→3
→2(値)とし熱延開始温度を■1250℃1■110
0″C1■1000℃の3条件とした。
熱延終了後は実施例2と同し条件で冷却した。この熱延
板を酸洗して圧下率約86%で0.285 mmの冷延
板とし、830℃で120秒保持し引き続き900℃に
20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板
にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N225
%、 1lz75%の雰囲気ガス中で10℃/時の速度
で880℃まで昇温し、引き続きN275%、 112
25%の雰囲気ガス中で15℃/時の速度で1200’
Cまで昇温し、引き続きH2100%の雰囲気ガス中で
1200”Cで20時間保持する最終仕上焼鈍を行った
。
板を酸洗して圧下率約86%で0.285 mmの冷延
板とし、830℃で120秒保持し引き続き900℃に
20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板
にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N225
%、 1lz75%の雰囲気ガス中で10℃/時の速度
で880℃まで昇温し、引き続きN275%、 112
25%の雰囲気ガス中で15℃/時の速度で1200’
Cまで昇温し、引き続きH2100%の雰囲気ガス中で
1200”Cで20時間保持する最終仕上焼鈍を行った
。
熱延条件、製品の磁気特性を第4表に示す。
一実施例5
C: 0.078重量%、Si:3.25重量%、Mn
:0.079重量%、S : 0.026重足%、酸可
溶性AI=0.027重量%、N : 0.0082f
fiffi%、Sn:O,12重量%、Cu : 0.
06重■%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から
なる40鵬厚のスラブを1300’Cの温度で加熱した
後、1050℃で熱延を開始し6パスで熱延して2.3
mmの熱延板とした。この時圧下配分を■40→15
→7→3.5→3→2.6→2.3(mm)。
:0.079重量%、S : 0.026重足%、酸可
溶性AI=0.027重量%、N : 0.0082f
fiffi%、Sn:O,12重量%、Cu : 0.
06重■%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から
なる40鵬厚のスラブを1300’Cの温度で加熱した
後、1050℃で熱延を開始し6パスで熱延して2.3
mmの熱延板とした。この時圧下配分を■40→15
→7→3.5→3→2.6→2.3(mm)。
■40→30→20→10−+ 6−+3.6 →2.
3 (+nm)の2条件とした。熱延終了後2秒空冷し
た後に70℃/秒の6速で550 ’Cまで水冷し、5
50℃に1時間保持した後炉冷する巻取リシミュレーシ
ョンを施した。
3 (+nm)の2条件とした。熱延終了後2秒空冷し
た後に70℃/秒の6速で550 ’Cまで水冷し、5
50℃に1時間保持した後炉冷する巻取リシミュレーシ
ョンを施した。
この熱延板を熱延板焼鈍を施すことなく酸洗し、圧下率
約85%で0.335 mmの冷延板とした。次いでこ
の冷延板を830″Cで120秒保持し、引き続き95
0℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終
仕上焼鈍までの工程条件は実施例1と同じ条件で行った
。
約85%で0.335 mmの冷延板とした。次いでこ
の冷延板を830″Cで120秒保持し、引き続き95
0℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終
仕上焼鈍までの工程条件は実施例1と同じ条件で行った
。
熱延条件と製品特゛性を第5表に示す。
実施例6
C: 0.043重量%、Si:3.25重量%、Mn
:0、067重星m1S:0.023重量%、Cu:0
.08重重量、Sb : 0.019重量%を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラ
ブを1300℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延
を開始し6パスで熱延して2.3印の熱延板とした。こ
の時圧下配分を■40→15→7→3.5→3→2.6
→2.3 (mm)。
:0、067重星m1S:0.023重量%、Cu:0
.08重重量、Sb : 0.019重量%を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラ
ブを1300℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延
を開始し6パスで熱延して2.3印の熱延板とした。こ
の時圧下配分を■40→15→7→3.5→3→2.6
→2.3 (mm)。
■40→30−20→12→8 →4 →2.3 (m
m )の2条件とし、熱延終了後3秒空冷した後に70
℃/秒の6速で550℃まで水冷し、550″Cに1時
間保持した後炉冷する巻取りシミュレーションを施した
。この熱延板を熱延板焼鈍を施すことなく酸洗し、圧下
率約85%で0.335 mmの冷延板とした。次いで
この冷延板を830 ’Cで120秒保持し、引き続き
910℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く
最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例1と同し条件で行
った。
m )の2条件とし、熱延終了後3秒空冷した後に70
℃/秒の6速で550℃まで水冷し、550″Cに1時
間保持した後炉冷する巻取りシミュレーションを施した
。この熱延板を熱延板焼鈍を施すことなく酸洗し、圧下
率約85%で0.335 mmの冷延板とした。次いで
この冷延板を830 ’Cで120秒保持し、引き続き
910℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続く
最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例1と同し条件で行
った。
熱延条件、熱延終了温度と製品特性を第6表に示す。
以上説明したように本発明においては、熱延終了温度と
熱延終了後鋼板を700℃以上に保持する時間及び熱延
後の巻取温度、さらに好ましくは、熱延最終3パスの累
積圧下率、またさらに好ましくは、熱延の最終パスの圧
下率を制御することにより、熱延板焼鈍を施すことなく
1回冷延法で良好な磁気特性を得ることができるので、
その工業的効果は極めて大である。
熱延終了後鋼板を700℃以上に保持する時間及び熱延
後の巻取温度、さらに好ましくは、熱延最終3パスの累
積圧下率、またさらに好ましくは、熱延の最終パスの圧
下率を制御することにより、熱延板焼鈍を施すことなく
1回冷延法で良好な磁気特性を得ることができるので、
その工業的効果は極めて大である。
第1図は熱延終了温度及び熱延終了後700℃以上に鋼
板が保持された時間と製品の磁束密度との関係を表した
グラフであり、第2図は仕上熱延の最終3バスの累積圧
下率と磁束密度との関係を表したグラフであり、第3図
は仕上熱延の最終バスの圧下率と磁束密度との関係を表
したグラフであり、第4図は、熱延条件の異る熱延板金
属組織、再結晶率の例であり、第5図は、夕、す延条件
の宜る熱延板金属組織、再結晶率の例であり、第6図は
、熱延条件の異る場合の脱炭板集合)II織の例である
。 イ士上だし垣の憂7柊3バズの:$R,圧丁圭(%)第
3図 熱5延楊柊バズ/)丘丁率(%う 第6図 ■ ■ 呼ビモ5石≦、メミ卜イ苧 手続補正書(自発) 平成1年11月9日
板が保持された時間と製品の磁束密度との関係を表した
グラフであり、第2図は仕上熱延の最終3バスの累積圧
下率と磁束密度との関係を表したグラフであり、第3図
は仕上熱延の最終バスの圧下率と磁束密度との関係を表
したグラフであり、第4図は、熱延条件の異る熱延板金
属組織、再結晶率の例であり、第5図は、夕、す延条件
の宜る熱延板金属組織、再結晶率の例であり、第6図は
、熱延条件の異る場合の脱炭板集合)II織の例である
。 イ士上だし垣の憂7柊3バズの:$R,圧丁圭(%)第
3図 熱5延楊柊バズ/)丘丁率(%う 第6図 ■ ■ 呼ビモ5石≦、メミ卜イ苧 手続補正書(自発) 平成1年11月9日
Claims (3)
- (1))重量でC:0.021〜0.100%、Si:
2.5〜4.5%ならびに通常のインヒビター成分を含
み、残余はFeおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼ス
ラブを熱延し、熱延板焼鈍をすることなく、引き続き圧
下率80%以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施し
て一方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延終了
温度を750〜1150℃とし、熱延終了後少くとも1
秒以上、700℃以上の温度に保持し、巻取温度を70
0℃未満とすることを特徴とする磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法。 - (2)仕上熱延の最終3パスの累積圧下率を40%以上
とすることを特徴とする請求項1項記載の方法。 - (3)仕上熱延の最終パスの圧下率が20%以上である
ことを特徴とする請求項1または2項記載の方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1085541A JPH0794689B2 (ja) | 1989-04-04 | 1989-04-04 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
EP90106345A EP0391335B2 (en) | 1989-04-04 | 1990-04-03 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
DE69025417T DE69025417T3 (de) | 1989-04-04 | 1990-04-03 | Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften |
US08/246,918 US5545263A (en) | 1989-04-04 | 1994-05-20 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1085541A JPH0794689B2 (ja) | 1989-04-04 | 1989-04-04 | 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 |
---|---|
JPH02263924A true JPH02263924A (ja) | 1990-10-26 |
JPH0794689B2 JPH0794689B2 (ja) | 1995-10-11 |
Family
ID=13861730
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1085541A Expired - Lifetime JPH0794689B2 (ja) | 1989-04-04 | 1989-04-04 | 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) | JPH0794689B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5472521A (en) * | 1933-10-19 | 1995-12-05 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
JP2006241503A (ja) * | 2005-03-02 | 2006-09-14 | Nippon Steel Corp | 磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP2011190485A (ja) * | 2010-03-12 | 2011-09-29 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5350008A (en) * | 1976-10-19 | 1978-05-08 | Kawasaki Steel Co | Manufacturing of single anesotropic silicon steel sheets with high magnetic flux density |
JPS5835245A (ja) * | 1981-08-25 | 1983-03-01 | Toyota Motor Corp | エンジン自動停止始動装置 |
JPS6037172A (ja) * | 1983-08-08 | 1985-02-26 | Nec Corp | 電界効果トランジスタの製造方法 |
JPS6473023A (en) * | 1987-09-16 | 1989-03-17 | Nippon Steel Corp | Production of grain oriented electrical steel sheet having excellent iron loss |
-
1989
- 1989-04-04 JP JP1085541A patent/JPH0794689B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5350008A (en) * | 1976-10-19 | 1978-05-08 | Kawasaki Steel Co | Manufacturing of single anesotropic silicon steel sheets with high magnetic flux density |
JPS5835245A (ja) * | 1981-08-25 | 1983-03-01 | Toyota Motor Corp | エンジン自動停止始動装置 |
JPS6037172A (ja) * | 1983-08-08 | 1985-02-26 | Nec Corp | 電界効果トランジスタの製造方法 |
JPS6473023A (en) * | 1987-09-16 | 1989-03-17 | Nippon Steel Corp | Production of grain oriented electrical steel sheet having excellent iron loss |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5472521A (en) * | 1933-10-19 | 1995-12-05 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
JP2006241503A (ja) * | 2005-03-02 | 2006-09-14 | Nippon Steel Corp | 磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP2011190485A (ja) * | 2010-03-12 | 2011-09-29 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0794689B2 (ja) | 1995-10-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JPH02274815A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
EP0477384A1 (en) | Process for producing unidirectional magnetic steel sheet excellent in magnetic characteristics | |
JPH08269571A (ja) | 一方向性電磁鋼帯の製造方法 | |
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 | |
JP2607331B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2787776B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3348802B2 (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH02263924A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3492965B2 (ja) | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板を得る冷間圧延方法 | |
JP2784687B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2521585B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP4206538B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH08269553A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH0949022A (ja) | 低鉄損高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH02263923A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2521586B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH05230534A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH02274811A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH04323A (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH04324A (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPS6296615A (ja) | 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 | |
JPH086139B2 (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH04362133A (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH02274814A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH02282422A (ja) | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071011 Year of fee payment: 12 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081011 Year of fee payment: 13 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091011 Year of fee payment: 14 |
|
EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091011 Year of fee payment: 14 |