JPH0433849B2 - - Google Patents
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- JPH0433849B2 JPH0433849B2 JP63022074A JP2207488A JPH0433849B2 JP H0433849 B2 JPH0433849 B2 JP H0433849B2 JP 63022074 A JP63022074 A JP 63022074A JP 2207488 A JP2207488 A JP 2207488A JP H0433849 B2 JPH0433849 B2 JP H0433849B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法に関する。 〔従来の技術〕 Siを１％以上含む素材を熱間圧延した場合、そ
の熱延板は表層のみが再結晶し、中心層は圧延加
工組織を有する未再結晶組織により構成されるの
が普通である。この熱延板をそのまま冷延して焼
鈍した場合、磁気特性に好ましい集合組織の発達
が不十分であるため、磁気特性の確保が困難とな
る。冷延・焼鈍後の磁気特性を確保するために
は、熱延板組織を完全に再結晶させることが必要
であり、このような目的で熱延巻取後にバツチ焼
鈍や連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施する技術が
例えば特開昭54−68717号公報、特開昭55−97426
号公報等において開示されている。 このような熱延板焼鈍において、熱延板を表面
にスケールが付着したままの状態で再結晶処理す
ると、不十分な非酸化雰囲気にて焼鈍した場合に
は、熱延板に付着していたスケールが発達して表
層スケールが厚く生成するとともに、鋼板表層部
に内部酸化層が生成し、処理後の酸洗性が著しく
劣化してしまう。一方、非酸化雰囲気であつても
窒素を含んだ雰囲気で焼鈍を行うと、鋼板表層部
での窒化反応が促進され、鋼中のAlと結合して、
鋼板表面下においてAlNの析出をもたらす。こ
のためこのAlN粒子が最終焼鈍時にフエライト
組織の粒成長性を著しく低下させ、この結果、鋼
板表層部に厚さ100μｍ程度に亘つて粒径20μｍ程
度の微細フエライト粒の領域が形成し、鉄損およ
び低磁場特性を著しく劣化させてしまう。 〔発明が解決しようとする課題〕 このようなことから、例えば特開昭57−35627
号公報において高温巻取後酸洗し、しかる後バツ
チ焼鈍する技術が開示されているが3700℃を超え
る巻取温度では、表層スケールが厚く生成するだ
けでなく、１％以上のSi量ではフエライト粒内の
酸化が起こる。このフエライト粒内の酸化層は熱
延板焼鈍前の酸洗にて完全に除去することが不可
能であり、上述したような磁気特性の劣化を招
く。 また、熱延板焼鈍では、最終焼鈍時のフエライ
ト粒成長性を良好にするためAlNを完全に析出
させ、且つ凝集粗大化させる必要があり、このた
め熱延板焼鈍時の均熱時間を十分とる必要があ
る。すなわち灼熱時間が短かくAlNの凝集粗大
化が十分でないと、AlN粒子による粒界移動制
御効果により最終焼鈍時の粒成長が阻害されてし
まう。 本発明はこのような問題に鑑み、最終焼鈍時の
良好な粒成長性が得られ、これにより優れた磁気
特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法を提
供せんとするものである。 〔課題を解決するための手段〕 このため本発明は、特定の鋼成分の下で、 (1) 低温巻取を実施することによつてスケール生
成量を抑えるとともに、熱延後脱スケールを実
施することにより、スケールを完全に除去し、
この熱延板を非酸化性雰囲気中で焼鈍すること
により、熱延板焼鈍時の酸化や窒化を最小限に
抑える。 (2) 熱間圧延時の加熱温度を高目とすることによ
り、最終製品の磁気特性（磁束密度）の向上を
図るとともに、この加熱により再固溶した
AlN粒子を完全析出させ且つ十分に凝集粗大
化させるため、熱延板焼鈍をオープン焼鈍によ
り実施し、且つその焼鈍条件を規制する。 ことにより、最終焼鈍時のフエライト粒の粒成長
性を良好にし、優れた磁気特性が得られるように
したものである。 すなわち本発明は、Ｃ：0.0050wt％以下、Si：
1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜2.0wt％、残部Fe及び不
可避不純物からなるスラブを、1150℃以上、1250
℃以下に加熱し、熱間圧延した後、該熱延板を
700〜450℃で巻取り、脱スケール後、非酸化雰囲
気中にて熱延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜900℃で、
且つ均熱時間ｔ（分）との関係で、 Ｔ−128.5logt−1078.5 を満足する条件で熱延板をオープン焼鈍し、１回
の冷間圧延または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷
間圧延を施した後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍す
るようにしたことをその基本的特徴とする。 以下、本発明の製造条件をその限定理由ととも
に説明する。 本発明において、熱延されるスラブは、Ｃ：
0.0050wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜
2.0wt％、残部Fe及び不可避的不純物の組成から
なる。 これらの成分のうち、Ｃは、0.0050wt％を超え
ると磁気特性が劣化し、また磁気時効上も問題を
生じ、このため、0.0050wt％を上限とする。 Siは、1.0wt％未満では固有抵抗の低下により
十分な低鉄損値が得られない。一方、4.0wt％を
超えると冷間加工性が著しく悪くなり、このた
め、1.0〜4.0wt％とする。 Alは、0.1wt％未満ではAlNが微細に析出して
しまい、最終焼鈍時に良好な粒成長性が得られ
ず、磁気特性が劣化してしまう。一方、2.0wt％
を越えると、冷間加工性が劣化する。このため
Alは0.1〜2.0wt％とする。 以上の成分のスラブは、1150〜1250℃に加熱さ
れた後、熱間圧延される。スラブ加熱温度を高く
すると、仕上温度が高くとれる等の関係で材質の
均一性が増すだけでなく、磁束密度も向上する。
また、加熱温度が低いと仕上げ圧延終了温度が低
くなるためミル負荷が増大し、熱延形状の確保が
難しくなる。以上の理由からスラブ加熱温度の下
限を1150℃とした。 また、スラブ加熱温度が1250℃を超えると、
AlNの再固溶が進むとともに、スラブ表面スケ
ールの溶融が起こり、熱延板の表面性状を悪くす
る。 本発明における最重要技術の１つとして、熱延
板は熱間圧延後700℃以下で巻取られる。巻取温
度が700℃を超えると、熱延板に表層スケールが
厚く生成し、熱延板焼鈍前に酸洗等の脱スケール
を実施しても、表層のスケールは除去できたとし
ても、高Si鋼にて形成される内部酸化層を除去す
ることが難しくなる。後述するように熱延板焼鈍
時にスケールが残存していると、スケールを触媒
として焼鈍時に窒化反応が促進され、これにより
鋼板表層下にAlNの析出層が形成される。この
結果最終焼鈍時に鋼板表層部における粒成長性が
抑制され、鉄損の上昇を引き起こす。第１図は巻
取温度と熱延板焼鈍後の窒化層の深さとの関係を
示すもので、巻取温度が700℃を超えると、残存
したスケールにより窒化反応が大きく促進されて
いることが判る。但し、コイル全長に亘つて均一
且つ安定した巻取温度を確保するため、巻取温度
の下限は450℃とする。 本発明におけるもう１つの最重要技術として、
熱延板は続く熱延板焼鈍の前に脱スケール処理が
なされる。熱延板表面にスケールが存在した状態
で、窒素を含んだ非酸化性雰囲気で熱延板焼鈍を
行うと、鋼板表層部での窒化反応が促進され、鋼
板の窒素含有量が増大する。そのため微細な
AlN粒子が最終焼鈍時のフエライト組織の粒成
長性を著しく低下させてしまい、鋼板表層部に厚
い微細フエライト粒の層を形成し、鉄損及び低磁
場特性を著しく劣化させてしまう。このため、熱
延板焼鈍前にスケール除去することにより、熱延
板焼鈍時の窒化反応を抑えるのが本発明の狙いと
するところである。 脱スケール処理は、通常酸洗により行われる
が、メカニカルな処理を実施することもでき、そ
の具体的方法については特に制限はない。本発明
では、上述した低温巻取によりスケールの生成が
少なく抑えられるため、上記脱スケール処理によ
りスケールをほぼ完全に除去することができる。 熱延板は脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱
延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜900℃で、且つ均熱
時間ｔ（分）との関係で、 Ｔ−128.5logt＋1078.5 を満足する条件でオープン焼鈍される。 上述したように、1wt％以上のSiを含む素材
は、熱間圧延後の熱延板において、一部表層のみ
が再結晶し、中心層は圧延組織を有する未再結晶
組織から構成されている。このため、熱延板をそ
のまま冷延して焼鈍しても磁気特性の確保は難し
く、最終焼鈍後の磁気特性を向上させ、且つ均一
性を確保するためには、熱延板を焼鈍することに
より板厚方向及びコイル巾方向と長手方向に均一
な再結晶をさせる必要がある。また、鉄損値と最
終焼鈍後のフエライト粒径の間には密接な関係が
あり、100〜150μｍ程度で鉄損値が最小になる。
そこで、最終焼鈍時のフエライト粒成長性を良好
にするためにはAlN粒子による粒界移動抑制効
果を減じるために、熱延板焼鈍時にAlNを完全
に析出させ、且つ凝集粗大化させる必要がある。 本発明は、この熱延板焼鈍をオープン焼鈍で行
う。本発明では、焼鈍時間を比較的長くとる必要
があり、連続焼鈍で実施した場合、ラインスピー
ドを極度に低下させねばならず、非効率的であ
る。また、バツチ焼鈍を行う場合、タイト焼鈍で
はコイル内周部と外周部における熱履歴が異なつ
てくるため、コイル長手方向及び幅方向で均一な
磁気特性が得られない。 熱延板焼鈍の均熱温度が750℃未満であると、
熱延板を完全に再結晶させるためには５時間以上
の均熱が必要であり非効率的である。一方、900
℃を超えると、熱延板の再結晶後のフエライト粒
の粒界移動速度が大きいため、AlN粒子が凝集
粗大化した時に、既にフエライト粒径が500μｍ
以上の粗大な組織となるため、次工程での冷延性
に劣り、且つ冷延後の表面性状が劣化することに
なる。 上述したように鉄損値を低くするためには、熱
延板焼鈍により熱延板のAlN粒子を十分凝集粗
大化させることが必要である。熱延板焼鈍におけ
る熱延板の再結晶は、AlN粒子の凝集粗大化よ
りも早く完了するため、AlN粒子の凝集粗大化
が熱延板焼鈍における最大の狙いとなる。熱延板
焼鈍時のAlN粒子の凝集粗大化完了時間はスラ
ブ加熱温度により異つてくる。すなわち、鋳造さ
れたスラブの凝固時に析出した粗大なAlN粒子
のスラブ加熱時での再溶解量が多いほど、熱延板
焼鈍時でのAlN粒子の粗大化完了時間が長くな
る。 第２図は、熱延板焼鈍における均熱温度及び均
熱時間が最終焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示
すもので、第３図は、その結果を基に本発明にお
ける均熱条件をまとめたものである。これによれ
ば、その均熱条件は均熱温度及び均熱時間との関
係で決まる。すなわち、熱延板の凝集粗大化を図
るには、 Ｔ−128.5logt＋1078.5 の条件を満足させる必要がある。 熱延板焼鈍は窒化を引き起こすスケールの形成
を抑制するため非酸化性雰囲気中で行われる。例
えば、５％以上の水素を含んだ窒素、水素混合雰
囲気中で焼鈍することが望ましい。 以上のように熱延板焼鈍された鋼板は必要に応
じて酸洗された後、１回の冷間圧延または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延が施され、しかる
後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍される。 ここで、仕上焼鈍の均熱温度が800℃未満では、
焼鈍の目的である鉄損と磁束密度の向上が十分図
れず、一方、1050℃を超える温度では、コイル通
板上やエネルギーコスト上実用的でなく、また、
磁気特性上でも、フエライト粒の異常粒成長によ
り鉄損値が増大してしまう。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表の組成の鋼から以下の条件で無方向性電
磁鋼板を製造した。 第２表にその最終焼鈍後の磁気特性を示す。製 鋼 ↓ 連 鋳 ↓ 熱 延 （加熱温度：1170℃、巻取り温度630℃、
仕上げ板厚：2.0mmt） ↓ 酸 洗 ↓ 熱延板焼鈍 （850℃×3h，75％H2＋25％N2） ↓酸 洗 ↓ 冷 圧 （0.5mmt） ↓ 焼 鈍 （950℃×2min，25％H2＋75％N2、露点
−10℃）
製造方法に関する。 〔従来の技術〕 Siを１％以上含む素材を熱間圧延した場合、そ
の熱延板は表層のみが再結晶し、中心層は圧延加
工組織を有する未再結晶組織により構成されるの
が普通である。この熱延板をそのまま冷延して焼
鈍した場合、磁気特性に好ましい集合組織の発達
が不十分であるため、磁気特性の確保が困難とな
る。冷延・焼鈍後の磁気特性を確保するために
は、熱延板組織を完全に再結晶させることが必要
であり、このような目的で熱延巻取後にバツチ焼
鈍や連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施する技術が
例えば特開昭54−68717号公報、特開昭55−97426
号公報等において開示されている。 このような熱延板焼鈍において、熱延板を表面
にスケールが付着したままの状態で再結晶処理す
ると、不十分な非酸化雰囲気にて焼鈍した場合に
は、熱延板に付着していたスケールが発達して表
層スケールが厚く生成するとともに、鋼板表層部
に内部酸化層が生成し、処理後の酸洗性が著しく
劣化してしまう。一方、非酸化雰囲気であつても
窒素を含んだ雰囲気で焼鈍を行うと、鋼板表層部
での窒化反応が促進され、鋼中のAlと結合して、
鋼板表面下においてAlNの析出をもたらす。こ
のためこのAlN粒子が最終焼鈍時にフエライト
組織の粒成長性を著しく低下させ、この結果、鋼
板表層部に厚さ100μｍ程度に亘つて粒径20μｍ程
度の微細フエライト粒の領域が形成し、鉄損およ
び低磁場特性を著しく劣化させてしまう。 〔発明が解決しようとする課題〕 このようなことから、例えば特開昭57−35627
号公報において高温巻取後酸洗し、しかる後バツ
チ焼鈍する技術が開示されているが3700℃を超え
る巻取温度では、表層スケールが厚く生成するだ
けでなく、１％以上のSi量ではフエライト粒内の
酸化が起こる。このフエライト粒内の酸化層は熱
延板焼鈍前の酸洗にて完全に除去することが不可
能であり、上述したような磁気特性の劣化を招
く。 また、熱延板焼鈍では、最終焼鈍時のフエライ
ト粒成長性を良好にするためAlNを完全に析出
させ、且つ凝集粗大化させる必要があり、このた
め熱延板焼鈍時の均熱時間を十分とる必要があ
る。すなわち灼熱時間が短かくAlNの凝集粗大
化が十分でないと、AlN粒子による粒界移動制
御効果により最終焼鈍時の粒成長が阻害されてし
まう。 本発明はこのような問題に鑑み、最終焼鈍時の
良好な粒成長性が得られ、これにより優れた磁気
特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法を提
供せんとするものである。 〔課題を解決するための手段〕 このため本発明は、特定の鋼成分の下で、 (1) 低温巻取を実施することによつてスケール生
成量を抑えるとともに、熱延後脱スケールを実
施することにより、スケールを完全に除去し、
この熱延板を非酸化性雰囲気中で焼鈍すること
により、熱延板焼鈍時の酸化や窒化を最小限に
抑える。 (2) 熱間圧延時の加熱温度を高目とすることによ
り、最終製品の磁気特性（磁束密度）の向上を
図るとともに、この加熱により再固溶した
AlN粒子を完全析出させ且つ十分に凝集粗大
化させるため、熱延板焼鈍をオープン焼鈍によ
り実施し、且つその焼鈍条件を規制する。 ことにより、最終焼鈍時のフエライト粒の粒成長
性を良好にし、優れた磁気特性が得られるように
したものである。 すなわち本発明は、Ｃ：0.0050wt％以下、Si：
1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜2.0wt％、残部Fe及び不
可避不純物からなるスラブを、1150℃以上、1250
℃以下に加熱し、熱間圧延した後、該熱延板を
700〜450℃で巻取り、脱スケール後、非酸化雰囲
気中にて熱延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜900℃で、
且つ均熱時間ｔ（分）との関係で、 Ｔ−128.5logt−1078.5 を満足する条件で熱延板をオープン焼鈍し、１回
の冷間圧延または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷
間圧延を施した後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍す
るようにしたことをその基本的特徴とする。 以下、本発明の製造条件をその限定理由ととも
に説明する。 本発明において、熱延されるスラブは、Ｃ：
0.0050wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜
2.0wt％、残部Fe及び不可避的不純物の組成から
なる。 これらの成分のうち、Ｃは、0.0050wt％を超え
ると磁気特性が劣化し、また磁気時効上も問題を
生じ、このため、0.0050wt％を上限とする。 Siは、1.0wt％未満では固有抵抗の低下により
十分な低鉄損値が得られない。一方、4.0wt％を
超えると冷間加工性が著しく悪くなり、このた
め、1.0〜4.0wt％とする。 Alは、0.1wt％未満ではAlNが微細に析出して
しまい、最終焼鈍時に良好な粒成長性が得られ
ず、磁気特性が劣化してしまう。一方、2.0wt％
を越えると、冷間加工性が劣化する。このため
Alは0.1〜2.0wt％とする。 以上の成分のスラブは、1150〜1250℃に加熱さ
れた後、熱間圧延される。スラブ加熱温度を高く
すると、仕上温度が高くとれる等の関係で材質の
均一性が増すだけでなく、磁束密度も向上する。
また、加熱温度が低いと仕上げ圧延終了温度が低
くなるためミル負荷が増大し、熱延形状の確保が
難しくなる。以上の理由からスラブ加熱温度の下
限を1150℃とした。 また、スラブ加熱温度が1250℃を超えると、
AlNの再固溶が進むとともに、スラブ表面スケ
ールの溶融が起こり、熱延板の表面性状を悪くす
る。 本発明における最重要技術の１つとして、熱延
板は熱間圧延後700℃以下で巻取られる。巻取温
度が700℃を超えると、熱延板に表層スケールが
厚く生成し、熱延板焼鈍前に酸洗等の脱スケール
を実施しても、表層のスケールは除去できたとし
ても、高Si鋼にて形成される内部酸化層を除去す
ることが難しくなる。後述するように熱延板焼鈍
時にスケールが残存していると、スケールを触媒
として焼鈍時に窒化反応が促進され、これにより
鋼板表層下にAlNの析出層が形成される。この
結果最終焼鈍時に鋼板表層部における粒成長性が
抑制され、鉄損の上昇を引き起こす。第１図は巻
取温度と熱延板焼鈍後の窒化層の深さとの関係を
示すもので、巻取温度が700℃を超えると、残存
したスケールにより窒化反応が大きく促進されて
いることが判る。但し、コイル全長に亘つて均一
且つ安定した巻取温度を確保するため、巻取温度
の下限は450℃とする。 本発明におけるもう１つの最重要技術として、
熱延板は続く熱延板焼鈍の前に脱スケール処理が
なされる。熱延板表面にスケールが存在した状態
で、窒素を含んだ非酸化性雰囲気で熱延板焼鈍を
行うと、鋼板表層部での窒化反応が促進され、鋼
板の窒素含有量が増大する。そのため微細な
AlN粒子が最終焼鈍時のフエライト組織の粒成
長性を著しく低下させてしまい、鋼板表層部に厚
い微細フエライト粒の層を形成し、鉄損及び低磁
場特性を著しく劣化させてしまう。このため、熱
延板焼鈍前にスケール除去することにより、熱延
板焼鈍時の窒化反応を抑えるのが本発明の狙いと
するところである。 脱スケール処理は、通常酸洗により行われる
が、メカニカルな処理を実施することもでき、そ
の具体的方法については特に制限はない。本発明
では、上述した低温巻取によりスケールの生成が
少なく抑えられるため、上記脱スケール処理によ
りスケールをほぼ完全に除去することができる。 熱延板は脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱
延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜900℃で、且つ均熱
時間ｔ（分）との関係で、 Ｔ−128.5logt＋1078.5 を満足する条件でオープン焼鈍される。 上述したように、1wt％以上のSiを含む素材
は、熱間圧延後の熱延板において、一部表層のみ
が再結晶し、中心層は圧延組織を有する未再結晶
組織から構成されている。このため、熱延板をそ
のまま冷延して焼鈍しても磁気特性の確保は難し
く、最終焼鈍後の磁気特性を向上させ、且つ均一
性を確保するためには、熱延板を焼鈍することに
より板厚方向及びコイル巾方向と長手方向に均一
な再結晶をさせる必要がある。また、鉄損値と最
終焼鈍後のフエライト粒径の間には密接な関係が
あり、100〜150μｍ程度で鉄損値が最小になる。
そこで、最終焼鈍時のフエライト粒成長性を良好
にするためにはAlN粒子による粒界移動抑制効
果を減じるために、熱延板焼鈍時にAlNを完全
に析出させ、且つ凝集粗大化させる必要がある。 本発明は、この熱延板焼鈍をオープン焼鈍で行
う。本発明では、焼鈍時間を比較的長くとる必要
があり、連続焼鈍で実施した場合、ラインスピー
ドを極度に低下させねばならず、非効率的であ
る。また、バツチ焼鈍を行う場合、タイト焼鈍で
はコイル内周部と外周部における熱履歴が異なつ
てくるため、コイル長手方向及び幅方向で均一な
磁気特性が得られない。 熱延板焼鈍の均熱温度が750℃未満であると、
熱延板を完全に再結晶させるためには５時間以上
の均熱が必要であり非効率的である。一方、900
℃を超えると、熱延板の再結晶後のフエライト粒
の粒界移動速度が大きいため、AlN粒子が凝集
粗大化した時に、既にフエライト粒径が500μｍ
以上の粗大な組織となるため、次工程での冷延性
に劣り、且つ冷延後の表面性状が劣化することに
なる。 上述したように鉄損値を低くするためには、熱
延板焼鈍により熱延板のAlN粒子を十分凝集粗
大化させることが必要である。熱延板焼鈍におけ
る熱延板の再結晶は、AlN粒子の凝集粗大化よ
りも早く完了するため、AlN粒子の凝集粗大化
が熱延板焼鈍における最大の狙いとなる。熱延板
焼鈍時のAlN粒子の凝集粗大化完了時間はスラ
ブ加熱温度により異つてくる。すなわち、鋳造さ
れたスラブの凝固時に析出した粗大なAlN粒子
のスラブ加熱時での再溶解量が多いほど、熱延板
焼鈍時でのAlN粒子の粗大化完了時間が長くな
る。 第２図は、熱延板焼鈍における均熱温度及び均
熱時間が最終焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示
すもので、第３図は、その結果を基に本発明にお
ける均熱条件をまとめたものである。これによれ
ば、その均熱条件は均熱温度及び均熱時間との関
係で決まる。すなわち、熱延板の凝集粗大化を図
るには、 Ｔ−128.5logt＋1078.5 の条件を満足させる必要がある。 熱延板焼鈍は窒化を引き起こすスケールの形成
を抑制するため非酸化性雰囲気中で行われる。例
えば、５％以上の水素を含んだ窒素、水素混合雰
囲気中で焼鈍することが望ましい。 以上のように熱延板焼鈍された鋼板は必要に応
じて酸洗された後、１回の冷間圧延または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延が施され、しかる
後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍される。 ここで、仕上焼鈍の均熱温度が800℃未満では、
焼鈍の目的である鉄損と磁束密度の向上が十分図
れず、一方、1050℃を超える温度では、コイル通
板上やエネルギーコスト上実用的でなく、また、
磁気特性上でも、フエライト粒の異常粒成長によ
り鉄損値が増大してしまう。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表の組成の鋼から以下の条件で無方向性電
磁鋼板を製造した。 第２表にその最終焼鈍後の磁気特性を示す。製 鋼 ↓ 連 鋳 ↓ 熱 延 （加熱温度：1170℃、巻取り温度630℃、
仕上げ板厚：2.0mmt） ↓ 酸 洗 ↓ 熱延板焼鈍 （850℃×3h，75％H2＋25％N2） ↓酸 洗 ↓ 冷 圧 （0.5mmt） ↓ 焼 鈍 （950℃×2min，25％H2＋75％N2、露点
−10℃）
【表】
【表】
験機にて測定
実施例 ２ 第１表中のＢ鋼から、以下の条件及び第３表に
示す条件で無方向性電磁鋼板を製造した。得られ
た鋼板の加熱温度を第３表に合せて示す。
実施例 ２ 第１表中のＢ鋼から、以下の条件及び第３表に
示す条件で無方向性電磁鋼板を製造した。得られ
た鋼板の加熱温度を第３表に合せて示す。
【表】
酸 洗
↓
冷 圧(0.5mmｔ)
↓
焼 鈍(950℃×2〓、25％H２＋75％N２中
露点−10℃)
↓
冷 圧(0.5mmｔ)
↓
焼 鈍(950℃×2〓、25％H２＋75％N２中
露点−10℃)
第１図は熱延巻取温度が熱延板焼鈍後の窒化層
深さに及ぼす影響を示したものである。第２図は
熱延板焼鈍における均熱温度及び均熱時間が最終
焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示すものであ
る。第３図は本発明における熱延板焼鈍条件を示
すものである。
深さに及ぼす影響を示したものである。第２図は
熱延板焼鈍における均熱温度及び均熱時間が最終
焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示すものであ
る。第３図は本発明における熱延板焼鈍条件を示
すものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0050wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、
Al：0.1〜2.0wt％、残部Fe及び不可避不純物か
らなるスラブを、1150℃以上、1250℃以下に加熱
し、熱間圧延した後、該熱延板を700〜450℃で巻
取り、脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱延板
焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜900℃で、且つ灼熱時間
ｔ（分）との関係で、 Ｔ≧−128.5logt＋1078.5 を満足する条件で熱延板をオープン焼鈍し、１回
の冷間圧延または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷
間圧延を施した後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍す
ることを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電
磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63022074A JPH01198427A (ja) | 1988-02-03 | 1988-02-03 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US07/476,508 US5116436A (en) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Method of making non-oriented electrical steel sheets having excellent magnetic properties |
| PCT/JP1989/000440 WO1990012897A1 (en) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Method of manufacturing non-oriented electromagnetic steel plates with excellent magnetic characteristics |
| KR1019900702009A KR940000820B1 (ko) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | 자기특성이 우수한 무방향성 전자강판의 제조방법 |
| EP89905182A EP0422223B1 (en) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Method of manufacturing non-oriented electromagnetic steel plates with excellent magnetic characteristics |
| DE68921478T DE68921478T2 (de) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Verfahren zur herstellung nicht-orientierter elektrobleche mit ausgezeichneten magnetischen eigenschaften. |
| CA000603348A CA1318577C (en) | 1988-02-03 | 1989-06-20 | Method of making non-oriented electrical steel sheets having excellent magnetic properties |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63022074A JPH01198427A (ja) | 1988-02-03 | 1988-02-03 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01198427A JPH01198427A (ja) | 1989-08-10 |
| JPH0433849B2 true JPH0433849B2 (ja) | 1992-06-04 |
Family
ID=12072739
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63022074A Granted JPH01198427A (ja) | 1988-02-03 | 1988-02-03 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
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| EP (1) | EP0422223B1 (ja) |
| JP (1) | JPH01198427A (ja) |
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| CA (1) | CA1318577C (ja) |
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| KR100797895B1 (ko) * | 2006-12-22 | 2008-01-24 | 성진경 | 표면 (100) 면 형성 방법, 이를 이용한 무방향성 전기강판의 제조 방법 및 이를 이용하여 제조된 무방향성 전기강판 |
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Citations (1)
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| JPS4926415B1 (ja) * | 1970-09-26 | 1974-07-09 | ||
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| JPH01198426A (ja) * | 1988-02-03 | 1989-08-10 | Nkk Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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- 1988-02-03 JP JP63022074A patent/JPH01198427A/ja active Granted
-
1989
- 1989-04-26 KR KR1019900702009A patent/KR940000820B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1989-04-26 US US07/476,508 patent/US5116436A/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-04-26 DE DE68921478T patent/DE68921478T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-04-26 EP EP89905182A patent/EP0422223B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-04-26 WO PCT/JP1989/000440 patent/WO1990012897A1/ja active IP Right Grant
- 1989-06-20 CA CA000603348A patent/CA1318577C/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5597426A (en) * | 1979-01-17 | 1980-07-24 | Nippon Steel Corp | Preparation of nondirectional silicon steel plate with excellent magnetic property |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA1318577C (en) | 1993-06-01 |
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| KR940000820B1 (ko) | 1994-02-02 |
| US5116436A (en) | 1992-05-26 |
| DE68921478T2 (de) | 1995-11-09 |
| EP0422223B1 (en) | 1995-03-01 |
| JPH01198427A (ja) | 1989-08-10 |
| WO1990012897A1 (en) | 1990-11-01 |
| EP0422223A1 (en) | 1991-04-17 |
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