JPH0433851B2 - - Google Patents
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- JPH0433851B2 JPH0433851B2 JP63049576A JP4957688A JPH0433851B2 JP H0433851 B2 JPH0433851 B2 JP H0433851B2 JP 63049576 A JP63049576 A JP 63049576A JP 4957688 A JP4957688 A JP 4957688A JP H0433851 B2 JPH0433851 B2 JP H0433851B2
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Classifications
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- 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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- C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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珪素鋼板
の製造方法に関する。 〔従来の技術及び解決すべき課題〕 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AlN、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つて低磁場磁気特性および鉄
損特性を劣化させることに加え、再結晶焼鈍段階
での粒成長性を阻害することに起因したフエライ
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種好ましいことが
知られており、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、再結晶焼鈍前に
AlN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、スラブ加熱温度を低下さ
せて、スラブ中の粗大AlNの再個溶を抑制する
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AlN粗大化技術（特開
昭52−108318号、特開昭54−41219号、特開昭58
−123825号等）、熱延後の超高温巻取りのよる自
己焼鈍効果を利用したAlNの粗大化とフエライ
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、熱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問題があり、
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単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ツトを享受できないばか
りか、AlN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近一を生じて
しまう。 〔課題を解決するための手段〕 本発明はこのような問題に鑑みなされたもの
で、連鋳スラブを保護、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AlN以外はAlNの析出を抑えるとともに、
粗圧延−仕上圧延間でデイレイ時間を設けること
によりAlNの析出核を導入し、続く熱延板焼鈍
処理によつて均一且つ粗大なAlNの析出を図る
ことにより、再結晶焼鈍時に極めて均一且つ良好
なフエライト粒成長を可能としたものである。 すなわち、本発明はＣ：0.005wt％以下、Si：
1.0〜4.0wt％、Mn：0.11.0wt％、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
く直ちに圧下率10〜95％で20mm以上の厚さまで粗
圧延し、続く仕上圧延との間で粗圧延バーの表面
温度が900℃以上の温度域にて40秒以上、６分以
下の時間的間隔をおいた後、仕上圧延して650〜
450℃で巻取る工程と、該熱延板を800〜950℃の
均熱温度にて、 exp（−0.022T＋21.6）ｔexp（−0.030T＋31.9） 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
焼鈍とを行うようにすることをその特徴とする。 以下、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、Si：1.0〜
4.0wt％、Mn：1.0〜1.0wt％、Ｐ：0.1wt％以下、
Ｓ：0.005wt％以下、Al：0.1〜2.0wt％を含有す
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圧下率10〜95％で20mm
以上の厚さまで粗圧延し、次いで所定の時間的間
隔（以下、待機時間と称す）をおいた後仕上圧延
を行う。 本発明では、上記待機時間においてAlNの析
出核を導入し、後の熱延板焼鈍においてAlNの
速か且つ均一な析出、粗大化を図るものである。
そして、上記粗圧延では、歪の導入と凝固組織の
破壊によつて、続く待機期間における短時間で均
一なAlN析出核の導入を促すものであり、この
ため10％以上、好ましくは20％以上の圧下率を確
保する。また、連続鋳造スラブの厚さと下記粗圧
延バーの厚さの下限（20mm）との関係から、圧下
率の上限は95％となる。 また、粗圧延バーの厚さが薄過ぎると待機期間
においてAlNの析出核が十分に導入される前に
バーの冷却が進み、適切な析出及び仕上圧延温度
の確保が難しくなる。このため粗圧延バーの厚さ
は20mm、好ましくは30mmをその下限とする。 粗圧延後、仕上圧延までの待機では、仕上圧延
温度の確保と、AlNの析出ノーズでの析出核の
生成を有効に促す目的から、粗圧延バー表面温度
で900℃で以上を確保する。また待機時間は40秒
以上、６分以下とする。第１図は３％珪素鋼（第
１表中鋼−４、粗圧延終了温度：1100℃、粗圧延
バー厚：32mm）を例に、粗圧延後の待機時間（粗
圧延終了〜仕上圧延開始間の時間）が熱延板中の
AlN析出核サイズの及ぼす影響と粗圧延バー表
面温度の経時的変化を示したもので、AlN析出
核を十分導入するためには、待機時間を40秒以
上、好ましくは60秒以上確保する必要があること
が判る。一方、待機時間を長くとり過ぎると粗圧
延バーの表面温度が900℃よりも下がつてしまい、
仕上圧延が難しくなる。第１図の粗圧延終了温度
1100℃、厚さ32mmの粗圧延バーの場合、待機時間
約２分強で粗圧延バーの表面温度は900℃まで下
降している。このように待機時間は、粗圧延終了
温度と粗圧延バーの厚さに応じ、仕上開始温度が
900℃を下回らないように定める必要があるが、
粗圧延終了温度と粗圧延バーの厚さの下限（20
mm）を考慮した場合、待機時間の上限はほぼ６分
となる。以上の理由から待機時間は40秒以上、６
分以下と規定する。 なお、この待機時間とは、通常の走行時間及び
デイレイ時間（意図的な待機時間）とを含む粗圧
延終了から仕上圧延開始までの時間を指す。本発
明を実施するには、通常はデイレイ時間を設ける
必要があると思われるが、圧延間の走行時間が上
記待機時間を満す場合には、特にデイレイ時間を
設ける必要はない。 また、待機時間中のエツジ部の温度補償を行う
ため、エツジ加熱を行うことができ、これにより
本発明をより効果的に実施することができる。 本発明では、粗圧延後の待機はあくまでAlN
の析出核を導入するためのもので、完全な析出処
理は、熱延板の熱延処理段階で行う。このため、
仕上げ圧延後の巻取り時にコイル長手方向での
AlNの析出の不均一を生じさせないために、巻
取温度を650℃以下とし、巻取り時にはAlNは析
出させない。また、続く熱延板焼鈍時に熱延板表
面にスケールが残存した場合、窒化による特性劣
化が問題となる。このような問題に対しては熱延
板焼鈍前の酸洗により脱スケールを図ることが有
効であり、この酸洗における脱スケール性の観点
からも巻取りを650℃以下とすることが好ましい。
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。 熱延板は、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AlNの析出ノーズ
近傍の800〜950℃で行うことにより、AlNの析
出、凝集粗大化を図る。ここで、熱延板焼鈍温度
が800℃未満では、AlNの凝集粗大化が十分図れ
ず、また、950℃を超えると、AlNの析出促進に
よつてフエライト粒の異常粒成長をきたす。 また、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２図は、３％
Si鋼を例に、熱延板中のAlN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３図に示すよう
に、均熱時間ｔ（min）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
とが判つた。 exp（−0.022T＋21.6）ｔexp（−0.030T＋31.9） すなわち、本発明が目的とする十分なAlNの
凝集粗大化とフエライト粒の再結晶粒成長を図る
ためには、ｔexp（−0.022T＋21.6）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エライト粒の異常粒
成長が、また900℃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り、均熱時間ｔ（分）
がexp（−0.030T＋31.9）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回または中間焼鈍るはさむ
２回以上の冷間圧延がなされ、最終的に850〜
1100℃の範囲で最終仕上焼鈍が施される。 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、1100℃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、フエライト粒の異常成長により逆に鉄損
値が増大してしまう。 次に、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エライト粒の粒
成長を確保し、フエライト相の安定化に伴う
AlNの固溶限の低下を通してAlNの凝集粗大化
を図るため、製鋼段階で0.005wt％以下とする。 Siは1.0wt％未満では固有抵抗の低下により十
分な低鉄損化が図れない。一方、4.0wt％を超え
る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つ
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％以下とすることに
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。 Alは、0.1wt％未満ではAlNの粗大化を十分図
ることができず、AlNの微細析出が避けられな
い。一方、2.0wt％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。 〔実施例〕 第１表の組成の連続鋳造スラブを素材とし、熱
間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧延−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。
の製造方法に関する。 〔従来の技術及び解決すべき課題〕 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AlN、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つて低磁場磁気特性および鉄
損特性を劣化させることに加え、再結晶焼鈍段階
での粒成長性を阻害することに起因したフエライ
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種好ましいことが
知られており、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、再結晶焼鈍前に
AlN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、スラブ加熱温度を低下さ
せて、スラブ中の粗大AlNの再個溶を抑制する
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AlN粗大化技術（特開
昭52−108318号、特開昭54−41219号、特開昭58
−123825号等）、熱延後の超高温巻取りのよる自
己焼鈍効果を利用したAlNの粗大化とフエライ
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、熱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問題があり、
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単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ツトを享受できないばか
りか、AlN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近一を生じて
しまう。 〔課題を解決するための手段〕 本発明はこのような問題に鑑みなされたもの
で、連鋳スラブを保護、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AlN以外はAlNの析出を抑えるとともに、
粗圧延−仕上圧延間でデイレイ時間を設けること
によりAlNの析出核を導入し、続く熱延板焼鈍
処理によつて均一且つ粗大なAlNの析出を図る
ことにより、再結晶焼鈍時に極めて均一且つ良好
なフエライト粒成長を可能としたものである。 すなわち、本発明はＣ：0.005wt％以下、Si：
1.0〜4.0wt％、Mn：0.11.0wt％、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
く直ちに圧下率10〜95％で20mm以上の厚さまで粗
圧延し、続く仕上圧延との間で粗圧延バーの表面
温度が900℃以上の温度域にて40秒以上、６分以
下の時間的間隔をおいた後、仕上圧延して650〜
450℃で巻取る工程と、該熱延板を800〜950℃の
均熱温度にて、 exp（−0.022T＋21.6）ｔexp（−0.030T＋31.9） 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
焼鈍とを行うようにすることをその特徴とする。 以下、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、Si：1.0〜
4.0wt％、Mn：1.0〜1.0wt％、Ｐ：0.1wt％以下、
Ｓ：0.005wt％以下、Al：0.1〜2.0wt％を含有す
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圧下率10〜95％で20mm
以上の厚さまで粗圧延し、次いで所定の時間的間
隔（以下、待機時間と称す）をおいた後仕上圧延
を行う。 本発明では、上記待機時間においてAlNの析
出核を導入し、後の熱延板焼鈍においてAlNの
速か且つ均一な析出、粗大化を図るものである。
そして、上記粗圧延では、歪の導入と凝固組織の
破壊によつて、続く待機期間における短時間で均
一なAlN析出核の導入を促すものであり、この
ため10％以上、好ましくは20％以上の圧下率を確
保する。また、連続鋳造スラブの厚さと下記粗圧
延バーの厚さの下限（20mm）との関係から、圧下
率の上限は95％となる。 また、粗圧延バーの厚さが薄過ぎると待機期間
においてAlNの析出核が十分に導入される前に
バーの冷却が進み、適切な析出及び仕上圧延温度
の確保が難しくなる。このため粗圧延バーの厚さ
は20mm、好ましくは30mmをその下限とする。 粗圧延後、仕上圧延までの待機では、仕上圧延
温度の確保と、AlNの析出ノーズでの析出核の
生成を有効に促す目的から、粗圧延バー表面温度
で900℃で以上を確保する。また待機時間は40秒
以上、６分以下とする。第１図は３％珪素鋼（第
１表中鋼−４、粗圧延終了温度：1100℃、粗圧延
バー厚：32mm）を例に、粗圧延後の待機時間（粗
圧延終了〜仕上圧延開始間の時間）が熱延板中の
AlN析出核サイズの及ぼす影響と粗圧延バー表
面温度の経時的変化を示したもので、AlN析出
核を十分導入するためには、待機時間を40秒以
上、好ましくは60秒以上確保する必要があること
が判る。一方、待機時間を長くとり過ぎると粗圧
延バーの表面温度が900℃よりも下がつてしまい、
仕上圧延が難しくなる。第１図の粗圧延終了温度
1100℃、厚さ32mmの粗圧延バーの場合、待機時間
約２分強で粗圧延バーの表面温度は900℃まで下
降している。このように待機時間は、粗圧延終了
温度と粗圧延バーの厚さに応じ、仕上開始温度が
900℃を下回らないように定める必要があるが、
粗圧延終了温度と粗圧延バーの厚さの下限（20
mm）を考慮した場合、待機時間の上限はほぼ６分
となる。以上の理由から待機時間は40秒以上、６
分以下と規定する。 なお、この待機時間とは、通常の走行時間及び
デイレイ時間（意図的な待機時間）とを含む粗圧
延終了から仕上圧延開始までの時間を指す。本発
明を実施するには、通常はデイレイ時間を設ける
必要があると思われるが、圧延間の走行時間が上
記待機時間を満す場合には、特にデイレイ時間を
設ける必要はない。 また、待機時間中のエツジ部の温度補償を行う
ため、エツジ加熱を行うことができ、これにより
本発明をより効果的に実施することができる。 本発明では、粗圧延後の待機はあくまでAlN
の析出核を導入するためのもので、完全な析出処
理は、熱延板の熱延処理段階で行う。このため、
仕上げ圧延後の巻取り時にコイル長手方向での
AlNの析出の不均一を生じさせないために、巻
取温度を650℃以下とし、巻取り時にはAlNは析
出させない。また、続く熱延板焼鈍時に熱延板表
面にスケールが残存した場合、窒化による特性劣
化が問題となる。このような問題に対しては熱延
板焼鈍前の酸洗により脱スケールを図ることが有
効であり、この酸洗における脱スケール性の観点
からも巻取りを650℃以下とすることが好ましい。
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。 熱延板は、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AlNの析出ノーズ
近傍の800〜950℃で行うことにより、AlNの析
出、凝集粗大化を図る。ここで、熱延板焼鈍温度
が800℃未満では、AlNの凝集粗大化が十分図れ
ず、また、950℃を超えると、AlNの析出促進に
よつてフエライト粒の異常粒成長をきたす。 また、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２図は、３％
Si鋼を例に、熱延板中のAlN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３図に示すよう
に、均熱時間ｔ（min）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
とが判つた。 exp（−0.022T＋21.6）ｔexp（−0.030T＋31.9） すなわち、本発明が目的とする十分なAlNの
凝集粗大化とフエライト粒の再結晶粒成長を図る
ためには、ｔexp（−0.022T＋21.6）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エライト粒の異常粒
成長が、また900℃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り、均熱時間ｔ（分）
がexp（−0.030T＋31.9）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回または中間焼鈍るはさむ
２回以上の冷間圧延がなされ、最終的に850〜
1100℃の範囲で最終仕上焼鈍が施される。 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、1100℃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、フエライト粒の異常成長により逆に鉄損
値が増大してしまう。 次に、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エライト粒の粒
成長を確保し、フエライト相の安定化に伴う
AlNの固溶限の低下を通してAlNの凝集粗大化
を図るため、製鋼段階で0.005wt％以下とする。 Siは1.0wt％未満では固有抵抗の低下により十
分な低鉄損化が図れない。一方、4.0wt％を超え
る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つ
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％以下とすることに
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。 Alは、0.1wt％未満ではAlNの粗大化を十分図
ることができず、AlNの微細析出が避けられな
い。一方、2.0wt％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。 〔実施例〕 第１表の組成の連続鋳造スラブを素材とし、熱
間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧延−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。
【表】
＊：比較鋼
【表】
【表】
＊＊ ブロツクキヤステイング
巻取温度：550〜640℃
〔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AlNの析出粗大化を十分
確保し、再結晶焼鈍時に極めて均一且つ良好なフ
エライト粒成長を図ることができ、このため直送
圧延のメリツ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。
巻取温度：550〜640℃
〔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AlNの析出粗大化を十分
確保し、再結晶焼鈍時に極めて均一且つ良好なフ
エライト粒成長を図ることができ、このため直送
圧延のメリツ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図は粗圧延後の待機時間が熱延板中の
AlN析出核サイズに及ぼす影響と、粗圧延バー
表面温度の経時変化を示したものである。第２図
は３％Si鋼に関し、熱延板中のAlN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３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。
AlN析出核サイズに及ぼす影響と、粗圧延バー
表面温度の経時変化を示したものである。第２図
は３％Si鋼に関し、熱延板中のAlN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３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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.005wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、
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圧
下率10〜95％で20mm以上の厚さまで粗圧延し、続
く仕上圧延との間で粗圧延バーの表面温度が900
℃以上の温度域にて40秒以上、６分以下の時間的
間隔をおいた後、仕上圧延して650〜450℃で巻取
る工程と、該熱延板を800〜950℃の均熱温度に
て、 exp（−0.022T＋21.6）≦ｔ≦exp（−0.030T＋31.9） 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
焼鈍とを行うことを特徴とする磁気特性の優れた
無方向性珪素鋼板の製造方法。
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| JP63049576A JPH01225723A (ja) | 1988-03-04 | 1988-03-04 | 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP63049576A JPH01225723A (ja) | 1988-03-04 | 1988-03-04 | 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01225723A JPH01225723A (ja) | 1989-09-08 |
| JPH0433851B2 true JPH0433851B2 (ja) | 1992-06-04 |
Family
ID=12835038
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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| CN114196887B (zh) * | 2021-10-26 | 2022-11-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 新能源驱动电机用无取向硅钢及其生产方法 |
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| FR1437673A (fr) * | 1965-03-26 | 1966-05-06 | Loire Atel Forges | Procédé de fabrication de produits sidérurgiques à usages magnétiques sans orientation cristalline préférentielle |
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| JPS60138014A (ja) * | 1983-12-26 | 1985-07-22 | Kawasaki Steel Corp | 無方向性珪素鋼板の製造方法 |
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