JPH04346621A - 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH04346621A JPH04346621A JP11590591A JP11590591A JPH04346621A JP H04346621 A JPH04346621 A JP H04346621A JP 11590591 A JP11590591 A JP 11590591A JP 11590591 A JP11590591 A JP 11590591A JP H04346621 A JPH04346621 A JP H04346621A
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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
【０００１】
【産業上の利用分野】この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係わり、とくに磁束密度が高
く、かつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板を製造する方
法に関するものである。
向性電磁鋼板の製造方法に係わり、とくに磁束密度が高
く、かつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板を製造する方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は各種のモーターなど
の回転機や変圧器、安定器などの静止器の鉄心材料に用
いられているが、これらの電気機器を小型化、高効率化
するためには使用する電磁鋼板の磁束密度の向上および
鉄損の低減が必要である。ところで、無方向性電磁鋼板
の磁性を向上させるには冷間圧延前の鋼帯の結晶粒を粗
大化すればよいことが知られている。
の回転機や変圧器、安定器などの静止器の鉄心材料に用
いられているが、これらの電気機器を小型化、高効率化
するためには使用する電磁鋼板の磁束密度の向上および
鉄損の低減が必要である。ところで、無方向性電磁鋼板
の磁性を向上させるには冷間圧延前の鋼帯の結晶粒を粗
大化すればよいことが知られている。
【０００３】この冷間圧延前の鋼帯の結晶粒粗大化方法
として、発明者らは先に特公昭５７−３５６２８号公報
において電磁鋼素材を熱間圧延する際、熱間圧延終了温
度を鋼の化学成分により求めた Ａｒ３変態点温度以上
となし、次いでこの熱延鋼帯を Ａ３ 変態点温度以下
の温度で３０秒以上１５分以下の時間、焼鈍する方法を
提案した。さらに、特開平２−１８２８３１号公報には
熱間圧延終了温度を Ａｒ３変態点温度以上とし、次い
でこの熱延鋼帯を Ａ３ 変態点温度以下で３０〜１５
秒保持したのちの冷却速度を制御する方法を開示した。
として、発明者らは先に特公昭５７−３５６２８号公報
において電磁鋼素材を熱間圧延する際、熱間圧延終了温
度を鋼の化学成分により求めた Ａｒ３変態点温度以上
となし、次いでこの熱延鋼帯を Ａ３ 変態点温度以下
の温度で３０秒以上１５分以下の時間、焼鈍する方法を
提案した。さらに、特開平２−１８２８３１号公報には
熱間圧延終了温度を Ａｒ３変態点温度以上とし、次い
でこの熱延鋼帯を Ａ３ 変態点温度以下で３０〜１５
秒保持したのちの冷却速度を制御する方法を開示した。
【０００４】しかし、これらの方法は熱延鋼帯焼鈍時間
が短時間側では結晶粒の粗大化が起こり難い場合があり
、その結果磁気特性がバラツクという欠陥があった。 また長時間側では結晶粒が過大になる場合があり、その
結果、製品に畳じわが発生し表面外観を損なうという難
点があった。一方、特開昭５８−１３６７１８号公報に
は熱間圧延を上述と同じく鋼中成分によって定まる Ａ
ｒ３変態点温度より５０℃を超えて高くはない範囲内の
γ相領域で終了し、その巻取温度を Ａ３ 変態点以下
から ７００℃以上にし、熱延鋼帯のフェライト結晶粒
度を Ｎｏ．４以下の粗大粒にして磁性の向上を図る方
法が開示されている。
が短時間側では結晶粒の粗大化が起こり難い場合があり
、その結果磁気特性がバラツクという欠陥があった。 また長時間側では結晶粒が過大になる場合があり、その
結果、製品に畳じわが発生し表面外観を損なうという難
点があった。一方、特開昭５８−１３６７１８号公報に
は熱間圧延を上述と同じく鋼中成分によって定まる Ａ
ｒ３変態点温度より５０℃を超えて高くはない範囲内の
γ相領域で終了し、その巻取温度を Ａ３ 変態点以下
から ７００℃以上にし、熱延鋼帯のフェライト結晶粒
度を Ｎｏ．４以下の粗大粒にして磁性の向上を図る方
法が開示されている。
【０００５】また特開昭５４−７６４２２号公報には熱
間圧延後の巻取温度 ７５０〜１０００℃とし、コイル
の保有熱による自己焼鈍により結晶粒度 Ｎｏ．５〜６
に再結晶させて磁性向上を図る方法が提案されている。 しかしこれらの熱延後の巻取温度を ７００℃以上にし
て冷間圧延前の結晶粒を大きくして磁性を改善する方法
は、熱延鋼帯焼鈍を省略できるが、巻取温度が高いため
コイルの内、外巻部及びエッジ部がコイル中心部より速
く冷えるのでコイル内温度差が大きくなり、最終的には
コイル全体に亘って均一な磁性が得られないこと及び熱
延鋼帯の酸洗による脱スケール性が悪い等の欠陥がある
。
間圧延後の巻取温度 ７５０〜１０００℃とし、コイル
の保有熱による自己焼鈍により結晶粒度 Ｎｏ．５〜６
に再結晶させて磁性向上を図る方法が提案されている。 しかしこれらの熱延後の巻取温度を ７００℃以上にし
て冷間圧延前の結晶粒を大きくして磁性を改善する方法
は、熱延鋼帯焼鈍を省略できるが、巻取温度が高いため
コイルの内、外巻部及びエッジ部がコイル中心部より速
く冷えるのでコイル内温度差が大きくなり、最終的には
コイル全体に亘って均一な磁性が得られないこと及び熱
延鋼帯の酸洗による脱スケール性が悪い等の欠陥がある
。
【０００６】また、特公昭４５−２２２１１号公報には
熱延鋼帯に圧下率０．５〜１５％の冷間圧延を施したの
ち、再結晶温度以上 Ａ３ 変態点以下の温度範囲で比
較的長時間の焼鈍を行って引続く冷間圧延前の鋼帯の結
晶粒の粗大化を図って鉄損を向上させる方法が開示され
ている。しかしこの方法の熱延鋼帯の軽冷延後の焼鈍は
比較的低温度短時間と言えども ８００〜８５０ ℃，
３０分〜２０時間（なお実施例での焼鈍時間はいずれも
１０時間）のいわゆる箱焼鈍を前提とした長時間焼鈍で
あるため製造コスト面で不利であるばかりでなく、結晶
粒が粒度 Ｎｏ． ２．２と過大粒になる場合があり、
表面外観を損なう欠陥があった。
熱延鋼帯に圧下率０．５〜１５％の冷間圧延を施したの
ち、再結晶温度以上 Ａ３ 変態点以下の温度範囲で比
較的長時間の焼鈍を行って引続く冷間圧延前の鋼帯の結
晶粒の粗大化を図って鉄損を向上させる方法が開示され
ている。しかしこの方法の熱延鋼帯の軽冷延後の焼鈍は
比較的低温度短時間と言えども ８００〜８５０ ℃，
３０分〜２０時間（なお実施例での焼鈍時間はいずれも
１０時間）のいわゆる箱焼鈍を前提とした長時間焼鈍で
あるため製造コスト面で不利であるばかりでなく、結晶
粒が粒度 Ｎｏ． ２．２と過大粒になる場合があり、
表面外観を損なう欠陥があった。
【０００７】また特開平１−３０６５２３号公報では、
熱延鋼帯に５〜２０％の軽冷延を施したのち熱延板焼鈍
を ８５０〜１０００℃の温度で ０．５〜１０分間行
って磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を造る方法を開示
している。この方法の熱延板焼鈍は連続炉で行うが、焼
鈍時間が実施例では２分程度の比較的長時間を必要とし
、その結果大きな設備を必要とし経済的に問題点を残し
ていた。
熱延鋼帯に５〜２０％の軽冷延を施したのち熱延板焼鈍
を ８５０〜１０００℃の温度で ０．５〜１０分間行
って磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を造る方法を開示
している。この方法の熱延板焼鈍は連続炉で行うが、焼
鈍時間が実施例では２分程度の比較的長時間を必要とし
、その結果大きな設備を必要とし経済的に問題点を残し
ていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】以上の問題点に鑑みて
、本発明は、冷間圧延前の素材の結晶粒の適度な粗大化
を図るため、熱延鋼帯の軽冷延とそれに引き続く焼鈍を
工夫するとともに、併せて素材Ｃと上記焼鈍での冷却速
度を検討することにより、とくに磁束密度が高く、かつ
表面外観の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法を提案す
ることを目的とするものである。
、本発明は、冷間圧延前の素材の結晶粒の適度な粗大化
を図るため、熱延鋼帯の軽冷延とそれに引き続く焼鈍を
工夫するとともに、併せて素材Ｃと上記焼鈍での冷却速
度を検討することにより、とくに磁束密度が高く、かつ
表面外観の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法を提案す
ることを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、低
炭素鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延により製品
厚としたのち焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、重量％で、Ｃ０．００５〜０．０２０ ％、Ｓ
ｉもしくはＳｉ＋Ａｌ １．５％以下、Ｍｎ １．０％
以下、Ｐ ０．２％以下、さらに必要に応じてＳｂおよ
びＳｎの何れか１種または２種の合計が０．１０％以下
を含み残部実質的にＦｅからなるスラブを熱間圧延によ
り熱延鋼帯とし、さらに圧下率５〜１５％の冷間圧延を
施したのち、３℃／秒以上の加熱速度で ８５０℃〜
Ａｃ３変態点温度未満の温度範囲に加熱し、該温度域で
５〜３０秒間保持し、次いで Ａｒ３から Ａｒ１変態
点温度間を２〜１０℃／秒の速度で冷却するか、もしく
は Ａｒ１変態点温度以上でそれより５０℃の範囲内に
５〜３０秒保持するかして、次いで Ａｒ１変態点温度
から １００℃までを１０℃／秒以上の速度で冷却する
磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の
製造方法であり、また、低炭素鋼スラブを熱間圧延し、
次いで冷間圧延により製品厚としたのち焼鈍を施す無方
向性電磁鋼板の製造方法において、重量％で、Ｃ ０．
００５〜０．０２０ ％、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ １
．５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｐ ０．２％以下、さ
らに必要に応じてＳｂおよびＳｎの何れか１種または２
種の合計が０．１０％以下を含み残部実質的にＦｅから
なるスラブを熱間圧延により熱延鋼帯とし、さらに圧下
率５〜１５％の冷間圧延を施したのち、３℃／秒以上の
加熱速度で ８５０℃〜 Ａ３ 変態点温度未満の温度
範囲に加熱し、該温度域で５〜３０秒間保持し、次いで
Ａｒ３から Ａｒ１変態点温度間を２〜１０℃／秒の
速度で冷却する間に Ａｒ１変態点温度以上でそれより
５０℃の範囲内に５〜３０秒保持したのち、 Ａｒ１変
態点温度から１００℃までを１０℃／秒以上の速度で冷
却する磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁
鋼板の製造方法である。
炭素鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間圧延により製品
厚としたのち焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、重量％で、Ｃ０．００５〜０．０２０ ％、Ｓ
ｉもしくはＳｉ＋Ａｌ １．５％以下、Ｍｎ １．０％
以下、Ｐ ０．２％以下、さらに必要に応じてＳｂおよ
びＳｎの何れか１種または２種の合計が０．１０％以下
を含み残部実質的にＦｅからなるスラブを熱間圧延によ
り熱延鋼帯とし、さらに圧下率５〜１５％の冷間圧延を
施したのち、３℃／秒以上の加熱速度で ８５０℃〜
Ａｃ３変態点温度未満の温度範囲に加熱し、該温度域で
５〜３０秒間保持し、次いで Ａｒ３から Ａｒ１変態
点温度間を２〜１０℃／秒の速度で冷却するか、もしく
は Ａｒ１変態点温度以上でそれより５０℃の範囲内に
５〜３０秒保持するかして、次いで Ａｒ１変態点温度
から １００℃までを１０℃／秒以上の速度で冷却する
磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の
製造方法であり、また、低炭素鋼スラブを熱間圧延し、
次いで冷間圧延により製品厚としたのち焼鈍を施す無方
向性電磁鋼板の製造方法において、重量％で、Ｃ ０．
００５〜０．０２０ ％、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ １
．５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｐ ０．２％以下、さ
らに必要に応じてＳｂおよびＳｎの何れか１種または２
種の合計が０．１０％以下を含み残部実質的にＦｅから
なるスラブを熱間圧延により熱延鋼帯とし、さらに圧下
率５〜１５％の冷間圧延を施したのち、３℃／秒以上の
加熱速度で ８５０℃〜 Ａ３ 変態点温度未満の温度
範囲に加熱し、該温度域で５〜３０秒間保持し、次いで
Ａｒ３から Ａｒ１変態点温度間を２〜１０℃／秒の
速度で冷却する間に Ａｒ１変態点温度以上でそれより
５０℃の範囲内に５〜３０秒保持したのち、 Ａｒ１変
態点温度から１００℃までを１０℃／秒以上の速度で冷
却する磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁
鋼板の製造方法である。
【００１０】
【作 用】次に、本発明の作用ならびに本発明に至っ
た経緯を実験結果に基づいて説明する。重量％で、Ｃ
０．０１８％、Ｓｉ ０．１％、 Ｍｎ０．２６％、Ｐ
０．０７ ％、Ｓ ０．００４％、Ａｌ０．０００９
％、 Ｓｂ ０．０５％を含む溶鋼から造られたスラ
ブを１２５０℃に加熱し、 ８２０℃の熱間圧延終了温
度で ２．３ｍｍ厚さの熱延鋼帯を造った。次いで、該
熱延鋼帯からサンプルを採取し、実験室的に０〜２０％
の軽度の冷間圧延を施したのち、熱延鋼板焼鈍を加熱速
度を５℃／秒にして ８００℃〜１０００℃の温度で１
０秒間の短時間保持し、その後の冷却を Ａｒ３（８７
８ ℃）から Ａｒ１（７９３ ℃）変態点温度間を５
℃／秒の速度で冷却し、引き続き Ａｒ１変態点温度か
ら １００℃までを５０℃／秒の速度で冷却した。なお
この素材の Ａ３ 変態点温度は ９３５℃であった。
た経緯を実験結果に基づいて説明する。重量％で、Ｃ
０．０１８％、Ｓｉ ０．１％、 Ｍｎ０．２６％、Ｐ
０．０７ ％、Ｓ ０．００４％、Ａｌ０．０００９
％、 Ｓｂ ０．０５％を含む溶鋼から造られたスラ
ブを１２５０℃に加熱し、 ８２０℃の熱間圧延終了温
度で ２．３ｍｍ厚さの熱延鋼帯を造った。次いで、該
熱延鋼帯からサンプルを採取し、実験室的に０〜２０％
の軽度の冷間圧延を施したのち、熱延鋼板焼鈍を加熱速
度を５℃／秒にして ８００℃〜１０００℃の温度で１
０秒間の短時間保持し、その後の冷却を Ａｒ３（８７
８ ℃）から Ａｒ１（７９３ ℃）変態点温度間を５
℃／秒の速度で冷却し、引き続き Ａｒ１変態点温度か
ら １００℃までを５０℃／秒の速度で冷却した。なお
この素材の Ａ３ 変態点温度は ９３５℃であった。
【００１１】次いで該焼鈍板を冷間圧延により０．５０
ｍｍ厚さに仕上げたのち、湿潤雰囲気で ８００℃７５
秒の脱炭と再結晶焼鈍を兼ねた焼鈍を施して製品を造っ
た。これらの製品の磁束密度と熱間圧延板の軽圧延にお
ける圧下率の関係を図１に示す。この図から明らかなよ
うに、熱延板の軽冷延を５〜１５％にし、かつ軽冷延後
の熱延鋼板焼鈍を ８５０℃から ９３５℃（ Ａ３
変態点温度）１０秒間で処理した製品の磁束密度Ｂ５０
がその他の条件で処理したものより高いことが明らかで
ある。そして、この高い磁束密度が得られたものの熱延
鋼板焼鈍後の結晶粒は粒度 Ｎｏ．４〜３の範囲にあり
、その製品の表面に畳じわは発生せず表面外観は良かっ
た。
ｍｍ厚さに仕上げたのち、湿潤雰囲気で ８００℃７５
秒の脱炭と再結晶焼鈍を兼ねた焼鈍を施して製品を造っ
た。これらの製品の磁束密度と熱間圧延板の軽圧延にお
ける圧下率の関係を図１に示す。この図から明らかなよ
うに、熱延板の軽冷延を５〜１５％にし、かつ軽冷延後
の熱延鋼板焼鈍を ８５０℃から ９３５℃（ Ａ３
変態点温度）１０秒間で処理した製品の磁束密度Ｂ５０
がその他の条件で処理したものより高いことが明らかで
ある。そして、この高い磁束密度が得られたものの熱延
鋼板焼鈍後の結晶粒は粒度 Ｎｏ．４〜３の範囲にあり
、その製品の表面に畳じわは発生せず表面外観は良かっ
た。
【００１２】ちなみに磁束密度がさほど向上しなかった
ものの熱延鋼板焼鈍後の結晶粒は粒度 Ｎｏ．４未満で
あった。以上のように熱延鋼帯に５〜１０％の軽冷延を
施し、引続く熱延鋼板焼鈍において ８５０℃〜 Ａ３
変態点温度で１０秒の比較的高温短時間で、かつ冷却
速度を制御することで磁束密度が向上するのは、熱延鋼
板焼鈍により結晶粒が粗大化したことと併せて後述する
。熱延鋼板焼鈍での冷却制御により固溶Ｃ量が増加した
ことによる集合組織の改善ができたためである。なお、
熱延鋼板焼鈍において結晶粒の粗大化が起こるのは粗大
化（異常粒成長）に必要な歪を軽冷延により付与したこ
とによる。
ものの熱延鋼板焼鈍後の結晶粒は粒度 Ｎｏ．４未満で
あった。以上のように熱延鋼帯に５〜１０％の軽冷延を
施し、引続く熱延鋼板焼鈍において ８５０℃〜 Ａ３
変態点温度で１０秒の比較的高温短時間で、かつ冷却
速度を制御することで磁束密度が向上するのは、熱延鋼
板焼鈍により結晶粒が粗大化したことと併せて後述する
。熱延鋼板焼鈍での冷却制御により固溶Ｃ量が増加した
ことによる集合組織の改善ができたためである。なお、
熱延鋼板焼鈍において結晶粒の粗大化が起こるのは粗大
化（異常粒成長）に必要な歪を軽冷延により付与したこ
とによる。
【００１３】次に熱延鋼板の軽冷延後に施す熱延鋼板焼
鈍における冷却速度について述べる。前述の熱延鋼板と
同一組成の熱延鋼板を用い、軽冷延を１０％施したのち
、熱延鋼板焼鈍において加熱速度７℃／秒で昇温し、
９００℃の温度で１０秒間保持したのちの冷却過程にお
いて Ａｒ３から Ａｒ１変態点温度間を冷却速度２〜
１５℃／秒で冷却、あるいは Ａｒ１変態点温度＋２０
℃、 Ａｒ１＋５０℃、 Ａｒ１＋７０℃の各温度で１
５秒保持したのち、 Ａｒ１変態点温度から １００℃
までを２℃／秒〜水冷の範囲で冷却速度を変更した処理
を行った。
鈍における冷却速度について述べる。前述の熱延鋼板と
同一組成の熱延鋼板を用い、軽冷延を１０％施したのち
、熱延鋼板焼鈍において加熱速度７℃／秒で昇温し、
９００℃の温度で１０秒間保持したのちの冷却過程にお
いて Ａｒ３から Ａｒ１変態点温度間を冷却速度２〜
１５℃／秒で冷却、あるいは Ａｒ１変態点温度＋２０
℃、 Ａｒ１＋５０℃、 Ａｒ１＋７０℃の各温度で１
５秒保持したのち、 Ａｒ１変態点温度から １００℃
までを２℃／秒〜水冷の範囲で冷却速度を変更した処理
を行った。
【００１４】次いで冷間圧延により０．５０ｍｍ厚さに
仕上げ、引き続き湿潤雰囲気で ８００℃１５秒の脱炭
と再結晶を兼ねた焼鈍を行って製品とした。これらの製
品の磁束密度と熱延鋼板焼鈍時の冷却条件の関係を図２
に示す。これからわかるように熱延鋼板焼鈍での冷却過
程で Ａｒ３変態点から Ａｒ１変態点温度までの冷却
速度を２〜１０℃／秒にするか、あるいは Ａｒ１変態
点＋５０℃の温度で保持し、かつ Ａｒ１変態点温度か
ら１００℃までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却した
製品のＢ５０がその他の条件で０理したものより高いこ
とが明らかである。これらの磁束密度が高い製品表面は
畳じわもなく良好であった。
仕上げ、引き続き湿潤雰囲気で ８００℃１５秒の脱炭
と再結晶を兼ねた焼鈍を行って製品とした。これらの製
品の磁束密度と熱延鋼板焼鈍時の冷却条件の関係を図２
に示す。これからわかるように熱延鋼板焼鈍での冷却過
程で Ａｒ３変態点から Ａｒ１変態点温度までの冷却
速度を２〜１０℃／秒にするか、あるいは Ａｒ１変態
点＋５０℃の温度で保持し、かつ Ａｒ１変態点温度か
ら１００℃までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却した
製品のＢ５０がその他の条件で０理したものより高いこ
とが明らかである。これらの磁束密度が高い製品表面は
畳じわもなく良好であった。
【００１５】以上の如く、熱延鋼板焼鈍時の冷却速度を
制御することにより磁束密度が向上するのは、前述の如
く固溶Ｃ増量による集合組織改善によるものである。次
に本発明において熱延鋼板の軽冷延を圧下率５〜１５％
に限定したのは、熱延鋼板の軽冷延に引き続く熱延鋼板
焼鈍が本発明のように比較的高温でかつ加熱速度が大で
短時間保持処理の場合には、圧下率が５％未満では歪が
不足し、熱延鋼板焼鈍での結晶粒の粗大化が不十分なた
め、結晶粒の大きさが粒度 Ｎｏ．４に達せず磁束密度
の向上が図れないことによる。また圧下率が１５％を超
えると通常の冷延と同じようになり熱延鋼板焼鈍後に結
晶粒の大きさが粒度 Ｎｏ．４にならないためである。
制御することにより磁束密度が向上するのは、前述の如
く固溶Ｃ増量による集合組織改善によるものである。次
に本発明において熱延鋼板の軽冷延を圧下率５〜１５％
に限定したのは、熱延鋼板の軽冷延に引き続く熱延鋼板
焼鈍が本発明のように比較的高温でかつ加熱速度が大で
短時間保持処理の場合には、圧下率が５％未満では歪が
不足し、熱延鋼板焼鈍での結晶粒の粗大化が不十分なた
め、結晶粒の大きさが粒度 Ｎｏ．４に達せず磁束密度
の向上が図れないことによる。また圧下率が１５％を超
えると通常の冷延と同じようになり熱延鋼板焼鈍後に結
晶粒の大きさが粒度 Ｎｏ．４にならないためである。
【００１６】一方、熱延鋼板焼鈍において、加熱速度を
３℃／秒以上としたのは、加熱速度が３℃／秒未満だと
加熱中に一部粒成長が起こり、本発明のように８５０℃
〜 Ａ３変態点の比較的高温での短時間保持では均一か
つ適度な粒成長が起こらず混粒となるからであるが、好
ましい加熱速度は５℃／秒以上である。また熱延鋼板焼
鈍の焼鈍温度を ８５０℃〜 Ａ３ 変態点に限定した
のは、本発明では製造コストや品質安定面で有利である
連続焼鈍炉での比較的高温で、５〜３０秒の短時間処理
を前提としているので、８５０ ℃未満では粒成長不足
となり磁束密度の向上が十分図れないためである。なお
焼鈍温度が再結晶温度〜 ８５０℃未満でも焼鈍時間を
長くすれば結晶粒の粗大化は可能であるが、製造コスト
面で不利であるので ８５０℃未満は除外した。また、
熱延鋼板焼鈍温度の上限を Ａ３ 変態点温度にしたの
はこの温度を超えるとα相→γ相，γ相→α相の変態が
起こることにより結晶粒は細かくなり、磁束密度の向上
が図れないためである。
３℃／秒以上としたのは、加熱速度が３℃／秒未満だと
加熱中に一部粒成長が起こり、本発明のように８５０℃
〜 Ａ３変態点の比較的高温での短時間保持では均一か
つ適度な粒成長が起こらず混粒となるからであるが、好
ましい加熱速度は５℃／秒以上である。また熱延鋼板焼
鈍の焼鈍温度を ８５０℃〜 Ａ３ 変態点に限定した
のは、本発明では製造コストや品質安定面で有利である
連続焼鈍炉での比較的高温で、５〜３０秒の短時間処理
を前提としているので、８５０ ℃未満では粒成長不足
となり磁束密度の向上が十分図れないためである。なお
焼鈍温度が再結晶温度〜 ８５０℃未満でも焼鈍時間を
長くすれば結晶粒の粗大化は可能であるが、製造コスト
面で不利であるので ８５０℃未満は除外した。また、
熱延鋼板焼鈍温度の上限を Ａ３ 変態点温度にしたの
はこの温度を超えるとα相→γ相，γ相→α相の変態が
起こることにより結晶粒は細かくなり、磁束密度の向上
が図れないためである。
【００１７】また熱延鋼板焼鈍時間を従来この方法にお
いて実施されていない５〜３０秒と限定した理由は、加
熱速度３℃／秒において、前記の熱延鋼帯焼鈍温度が
８５０℃〜Ａ３ 変態点の場合、５秒未満では結晶粒の
粗大化が不十分で粒度 Ｎｏ．４に達しないため磁束密
度の向上が少ない。また保持時間が３０秒を超えると結
晶粒が粗大化し過ぎて、粒度 Ｎｏ．２より大きくなり
、その結果、磁束密度は向上するものの、製品表面に畳
じわが発生し、表面外観を損なう。この畳じわは占積率
の低下を来たすという問題がある。従って、磁束密度の
向上が図れ、かつ製品の表面外観を損なわないような熱
延鋼板焼鈍後の結晶粒を粒度 Ｎｏ．４〜２の範囲に制
御するため熱延鋼板焼鈍の保持時間は５〜３０秒に限定
した。
いて実施されていない５〜３０秒と限定した理由は、加
熱速度３℃／秒において、前記の熱延鋼帯焼鈍温度が
８５０℃〜Ａ３ 変態点の場合、５秒未満では結晶粒の
粗大化が不十分で粒度 Ｎｏ．４に達しないため磁束密
度の向上が少ない。また保持時間が３０秒を超えると結
晶粒が粗大化し過ぎて、粒度 Ｎｏ．２より大きくなり
、その結果、磁束密度は向上するものの、製品表面に畳
じわが発生し、表面外観を損なう。この畳じわは占積率
の低下を来たすという問題がある。従って、磁束密度の
向上が図れ、かつ製品の表面外観を損なわないような熱
延鋼板焼鈍後の結晶粒を粒度 Ｎｏ．４〜２の範囲に制
御するため熱延鋼板焼鈍の保持時間は５〜３０秒に限定
した。
【００１８】次に熱延鋼板焼鈍の冷却過程において、
Ａｒ３変態点温度から Ａｒ１変態点温度までを徐冷す
るか、または Ａｒ１変態点温度以上で５０℃の範囲内
で５〜３０秒間保持するのは、Ｃの固溶量を増加し引き
続く Ａｒ１変態点温度から １００℃までを１０℃／
秒以上で急冷することによって最終的に固溶Ｃ量を増や
して、固溶Ｃによる集合組織改善を図るためである。
Ａｒ３変態点温度から Ａｒ１変態点温度までを徐冷す
るか、または Ａｒ１変態点温度以上で５０℃の範囲内
で５〜３０秒間保持するのは、Ｃの固溶量を増加し引き
続く Ａｒ１変態点温度から １００℃までを１０℃／
秒以上で急冷することによって最終的に固溶Ｃ量を増や
して、固溶Ｃによる集合組織改善を図るためである。
【００１９】次に、本発明における化学成分の限定理由
を述べる。本発明は冷間圧延前の結晶粒の粗大化に加え
て固溶Ｃを有効に活用する観点から、Ｃ量が ０．００
５％未満だとその効果が少なくなり、またＣが０．０２
％を超えても固溶Ｃは増えないことおよび最終焼鈍時に
脱炭不良となり、非時効化に対して不利となることから
Ｃは ０．００５〜０．０２０ ％とした。
を述べる。本発明は冷間圧延前の結晶粒の粗大化に加え
て固溶Ｃを有効に活用する観点から、Ｃ量が ０．００
５％未満だとその効果が少なくなり、またＣが０．０２
％を超えても固溶Ｃは増えないことおよび最終焼鈍時に
脱炭不良となり、非時効化に対して不利となることから
Ｃは ０．００５〜０．０２０ ％とした。
【００２０】ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌは高い固有抵抗を
有し、増量すると鉄損は少なくなるが、飽和磁束密度が
低下するため高い磁束密度を得るのに困難となることか
ら、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌは １．５％以下とした。 ＳｂおよびＳｎは集合組織改善により磁束密度が向上す
るので、特に高い磁束密度を得るためには必要に応じて
添加することが望ましい。その場合ＳｂおよびＳｎの１
種または２種の合計が０．１０％を超えるとかえって磁
気特性を劣化させるのでいずれか単独かまたは併用する
場合でも含有量は０．１０％以下に限定した。
有し、増量すると鉄損は少なくなるが、飽和磁束密度が
低下するため高い磁束密度を得るのに困難となることか
ら、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌは １．５％以下とした。 ＳｂおよびＳｎは集合組織改善により磁束密度が向上す
るので、特に高い磁束密度を得るためには必要に応じて
添加することが望ましい。その場合ＳｂおよびＳｎの１
種または２種の合計が０．１０％を超えるとかえって磁
気特性を劣化させるのでいずれか単独かまたは併用する
場合でも含有量は０．１０％以下に限定した。
【００２１】Ｍｎは脱酸剤として、あるいはＳによる熱
間脆性を制御するために添加されるが１．０％を超える
とコスト上昇を招くのでＭｎは １．０％以下とする。 Ｐは硬度を高め打抜性を向上させるために添加されるこ
とがあるが、０．２０％より多いと脆くなるので０．２
０％以下にする必要がある。
間脆性を制御するために添加されるが１．０％を超える
とコスト上昇を招くのでＭｎは １．０％以下とする。 Ｐは硬度を高め打抜性を向上させるために添加されるこ
とがあるが、０．２０％より多いと脆くなるので０．２
０％以下にする必要がある。
【００２２】
【実施例】実施例１
転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
スラブとした。Ｃ ０．００７％、 Ｓｉ ０．３５％
、 Ｍｎ ０．２５％、Ｐ ０．０３ ％、 Ａｌ ０
．０００８％を含み、残部実質的にＦｅであるスラブを
、通常の熱間圧延で ２．０ｍｍの熱延鋼板とした。こ
れらの熱延鋼板の Ａｃ３変態点は ９５０℃、 Ａｒ
３変態点は ８７０℃、 Ａｒ１変態点は ８０５℃で
あった。
スラブとした。Ｃ ０．００７％、 Ｓｉ ０．３５％
、 Ｍｎ ０．２５％、Ｐ ０．０３ ％、 Ａｌ ０
．０００８％を含み、残部実質的にＦｅであるスラブを
、通常の熱間圧延で ２．０ｍｍの熱延鋼板とした。こ
れらの熱延鋼板の Ａｃ３変態点は ９５０℃、 Ａｒ
３変態点は ８７０℃、 Ａｒ１変態点は ８０５℃で
あった。
【００２３】ついで１０％の軽圧延を施し、次のような
熱延鋼板焼鈍を施した。
熱延鋼板焼鈍を施した。
【００２４】
【表１】
【００２５】ついで１回の冷延で０．５０ｍｍ厚さに仕
上げたのち、８００℃、７５秒間の脱炭・再結晶焼鈍を
施して製品とした。これらの製品のエプスタイン試片で
測定した結果、磁束密度、表面形状ともに良好であった
。
上げたのち、８００℃、７５秒間の脱炭・再結晶焼鈍を
施して製品とした。これらの製品のエプスタイン試片で
測定した結果、磁束密度、表面形状ともに良好であった
。
【００２６】
【表２】
【００２７】実施例２
転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
１〜９までのスラブを造った。それらの化学成分はＣ
０．０１５％、 Ｓｉ ０．３５％、Ｍｎ ０．２５％
、Ｐ ０．０２ ％、 Ａｌ ０．０００８％、 Ｓｎ
０．１０％を含み、残部実質的にＦｅであった。 それらのスラブを通常の熱間圧延で ２．３ｍｍの熱延
鋼帯とした。なおこの熱延鋼帯のＡ３ 変態点温度は
９４７℃であった。また Ａｒ３および Ａｒ１変態点
温度はそれぞれ ８７７℃、 ８０９℃であった。引続
き熱延鋼帯に軽冷延を施し熱延鋼帯焼鈍を施した。それ
らの条件を表３に示す。次いで、１回の冷間圧延で０．
５０ｍｍ厚さに仕上げたのち、８００℃、７５秒間の脱
炭兼再結晶焼鈍を施して製品とした。それらの製品およ
び ７５０℃、２時間の歪取焼鈍後の磁性をエプスタイ
ン試片で測定した結果を表３に併記した。これらから、
本発明の適合例のように熱延鋼帯の軽冷延と熱延鋼帯焼
鈍条件を適正範囲にとれば熱延鋼帯焼鈍後の結晶粒の粗
大化とかつ固溶Ｃの有効活用により集合組織の改善がで
き、比較例に対して、とくに磁束密度Ｂ５０が高く、か
つ表面外観の良い物が得られることが明らかである。
１〜９までのスラブを造った。それらの化学成分はＣ
０．０１５％、 Ｓｉ ０．３５％、Ｍｎ ０．２５％
、Ｐ ０．０２ ％、 Ａｌ ０．０００８％、 Ｓｎ
０．１０％を含み、残部実質的にＦｅであった。 それらのスラブを通常の熱間圧延で ２．３ｍｍの熱延
鋼帯とした。なおこの熱延鋼帯のＡ３ 変態点温度は
９４７℃であった。また Ａｒ３および Ａｒ１変態点
温度はそれぞれ ８７７℃、 ８０９℃であった。引続
き熱延鋼帯に軽冷延を施し熱延鋼帯焼鈍を施した。それ
らの条件を表３に示す。次いで、１回の冷間圧延で０．
５０ｍｍ厚さに仕上げたのち、８００℃、７５秒間の脱
炭兼再結晶焼鈍を施して製品とした。それらの製品およ
び ７５０℃、２時間の歪取焼鈍後の磁性をエプスタイ
ン試片で測定した結果を表３に併記した。これらから、
本発明の適合例のように熱延鋼帯の軽冷延と熱延鋼帯焼
鈍条件を適正範囲にとれば熱延鋼帯焼鈍後の結晶粒の粗
大化とかつ固溶Ｃの有効活用により集合組織の改善がで
き、比較例に対して、とくに磁束密度Ｂ５０が高く、か
つ表面外観の良い物が得られることが明らかである。
【００２８】
【表３】
【００２９】実施例３
実施例２と同様に、Ｃ ０．００７％、Ｓｉ １．０％
、 Ｍｎ ０．２５％、Ｐ ０．０２ ％、 Ａｌ ０
．２５％、 Ｓｂ ０．０３％、 Ｓｎ ０．０６％を
含み、残部実質的にＦｅであるスラブを通常の熱間圧延
により ２．０ｍｍ厚さの熱延鋼帯を造った。これらの
熱延鋼帯の Ａ３ 変態点、Ａｒ３および Ａｒ１変態
点温度はそれぞれ１０１０℃、 ９４０℃、 ８８０℃
であった。これらの熱延鋼帯に軽冷延を施したのち熱延
鋼帯焼鈍を行った。これらの条件を表４に示す。次いで
、１回の冷間圧延で０．５０ｍｍ厚さに仕上げ、引き続
き ８８０℃、９０秒間の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製
品にした。この製品の磁性を表４に併記した。これらか
ら、本発明の適合例が比較例に対して、とくに磁束密度
が高く、かつ製品表面の外観が良好であることが明らか
である。
、 Ｍｎ ０．２５％、Ｐ ０．０２ ％、 Ａｌ ０
．２５％、 Ｓｂ ０．０３％、 Ｓｎ ０．０６％を
含み、残部実質的にＦｅであるスラブを通常の熱間圧延
により ２．０ｍｍ厚さの熱延鋼帯を造った。これらの
熱延鋼帯の Ａ３ 変態点、Ａｒ３および Ａｒ１変態
点温度はそれぞれ１０１０℃、 ９４０℃、 ８８０℃
であった。これらの熱延鋼帯に軽冷延を施したのち熱延
鋼帯焼鈍を行った。これらの条件を表４に示す。次いで
、１回の冷間圧延で０．５０ｍｍ厚さに仕上げ、引き続
き ８８０℃、９０秒間の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製
品にした。この製品の磁性を表４に併記した。これらか
ら、本発明の適合例が比較例に対して、とくに磁束密度
が高く、かつ製品表面の外観が良好であることが明らか
である。
【００３０】
【表４】
【００３１】
【発明の効果】以上の如く、熱延鋼帯に適度な軽冷延を
施した後、熱延鋼帯焼鈍において急速加熱で高温短時間
保持し、かつ冷却速度を制御することで熱延鋼帯の結晶
粒の粗大化と、かつ固溶Ｃの活用により集合組織改善が
でき、その結果とくに磁束密度が高く、かつ表面外観の
良好な無方向性電磁鋼板を製造することができる。
施した後、熱延鋼帯焼鈍において急速加熱で高温短時間
保持し、かつ冷却速度を制御することで熱延鋼帯の結晶
粒の粗大化と、かつ固溶Ｃの活用により集合組織改善が
でき、その結果とくに磁束密度が高く、かつ表面外観の
良好な無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【図１】熱延鋼帯の軽冷延率と製品の磁束密度Ｂ５０の
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図２】熱延鋼帯焼鈍における冷却条件と製品の磁束密
度Ｂ５０の関係を示す図である。
度Ｂ５０の関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 低炭素鋼スラブを熱間圧延し、次いで
冷間圧延により製品厚としたのち焼鈍を施す無方向性電
磁鋼板の製造方法において、重量％で、Ｃ ０．００５
〜０．０２０ ％、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ １．５％
以下、Ｍｎ １．０％以下、Ｐ ０．２％以下を含み残
部実質的にＦｅからなるスラブを熱間圧延により熱延鋼
帯とし、さらに圧下率５〜１５％の冷間圧延を施したの
ち、３℃／秒以上の加熱速度で ８５０℃〜 Ａ３ 変
態点温度未満の温度範囲に加熱し、該温度域で５〜３０
秒間保持し、次いで Ａｒ３からＡｒ１変態点温度間を
２〜１０℃／秒の速度で冷却するか、もしくは Ａｒ１
変態点温度以上でそれより５０℃の範囲内に５〜３０秒
保持するかして、次いで Ａｒ１変態点温度から １０
０℃までを１０℃／秒以上の速度で冷却することを特徴
とする磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 低炭素鋼スラブを熱間圧延し、次いで
冷間圧延により製品厚としたのち焼鈍を施す無方向性電
磁鋼板の製造方法において、重量％で、Ｃ ０．００５
〜０．０２０ ％、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ １．５％
以下、Ｍｎ １．０％以下、Ｐ ０．２％以下を含み残
部実質的にＦｅからなるスラブを熱間圧延により熱延鋼
帯とし、さらに圧下率５〜１５％の冷間圧延を施したの
ち、３℃／秒以上の加熱速度で ８５０℃〜 Ａ３ 変
態点温度未満の温度範囲に加熱し、該温度域で５〜３０
秒間保持し、次いで Ａｒ３からＡｒ１変態点温度間を
２〜１０℃／秒の速度で冷却する間に Ａｒ１変態点温
度以上でそれより５０℃の範囲内に５〜３０秒保持した
のち、 Ａｒ１変態点温度から １００℃までを１０℃
／秒以上の速度で冷却することを特徴とする磁気特性が
優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 低炭素鋼スラブの組成が重量％で、Ｃ
０．００５〜０．０２０ ％、ＳｉもしくはＡｌ １
．５％以下、Ｍｎ １．０％以下、Ｐ ０．２％以下、
ＳｂおよびＳｎの何れか１種または２種の合計が０．１
０％以下を含み、残部実質的にＦｅからなることを特徴
とする請求項１又は２記載の磁気特性が優れかつ表面外
観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11590591A JP3290446B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11590591A JP3290446B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04346621A true JPH04346621A (ja) | 1992-12-02 |
| JP3290446B2 JP3290446B2 (ja) | 2002-06-10 |
Family
ID=14674115
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11590591A Expired - Fee Related JP3290446B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3290446B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08291375A (ja) * | 1995-04-21 | 1996-11-05 | Kawasaki Steel Corp | 被膜密着性に優れた無方向性電磁鋼板 |
| US6248185B1 (en) | 1997-08-15 | 2001-06-19 | Kawasaki Steel Corporation | Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof |
| JP2012046806A (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Jfe Steel Corp | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR20160075262A (ko) * | 2014-12-19 | 2016-06-29 | 주식회사 포스코 | 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
-
1991
- 1991-05-21 JP JP11590591A patent/JP3290446B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08291375A (ja) * | 1995-04-21 | 1996-11-05 | Kawasaki Steel Corp | 被膜密着性に優れた無方向性電磁鋼板 |
| US6248185B1 (en) | 1997-08-15 | 2001-06-19 | Kawasaki Steel Corporation | Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof |
| US6416592B2 (en) * | 1997-08-15 | 2002-07-09 | Kawasaki Steel Corporation | Electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties and production method thereof |
| JP2012046806A (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Jfe Steel Corp | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2012029621A1 (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN102959099A (zh) * | 2010-08-30 | 2013-03-06 | 杰富意钢铁株式会社 | 无方向性电磁钢板的制造方法 |
| TWI481724B (zh) * | 2010-08-30 | 2015-04-21 | Jfe Steel Corp | Manufacturing method of non - directional electromagnetic steel sheet |
| KR20160075262A (ko) * | 2014-12-19 | 2016-06-29 | 주식회사 포스코 | 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3290446B2 (ja) | 2002-06-10 |
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