JPH0571652B2 - - Google Patents
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- JPH0571652B2 JPH0571652B2 JP63051785A JP5178588A JPH0571652B2 JP H0571652 B2 JPH0571652 B2 JP H0571652B2 JP 63051785 A JP63051785 A JP 63051785A JP 5178588 A JP5178588 A JP 5178588A JP H0571652 B2 JPH0571652 B2 JP H0571652B2
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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
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- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
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-
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Description
〔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。 〔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、鋼中に析出する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添加による硬化物の
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による自
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均一を生じて
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、連鋳スラブを保熱、均熱を行うことなく直送
圧延することにより、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、粗圧延一
仕上圧延間でデイレイ時間を設け、且つAr3点以
下で仕上げることによりAlNの析出核の導入を
効果的に図り、さらに700℃以上での巻取りによ
つてAlNの凝集、粗大化を図るようにしたもの
で、これら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：
0.1〜1.5wt％、Mn：0.1〜1.0wt％、Ｐ：0.01〜
0.15wt％、Ｓ：0.005wt％以下を含有する連続鋳
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、続く仕上圧延との間で粗圧延バー
の表面温度が950〜1150℃の温度領域にて30秒以
上、６分以下の時間的間隔をおいた後、粗圧延バ
ーの表面温度が950℃以上で仕上圧延を開始し、
Ar3点以下での圧下率25〜75％、総圧下率78〜98
％、仕上圧延終了温度750〜880℃で仕上圧延を行
い、圧延後700〜800℃で巻取ることを特徴とす
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：0.1〜
1.5wt％、Mn：0.1〜1.0wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt
％、Ｓ：0.005wt％以下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、巻取後におけるAlNの速か且つ
均一な析出、粗大化を図るものである。特に、Si
量の低い中低級クラスの電磁鋼板は、Si及びAl
の含有量が低く、γ→α変態による組織の微細
化、AlN等の微細析出に起因した組織の微細化
が低磁場磁気特性、鉄損等に悪影響を及ぼす。と
りわけ、省エネルギーの観点から直送圧延を実施
する場合、スラブ段階でのAlNの粗大化が困難
となり、磁気特性の向上が一層困難となる。この
ような問題に対し、本発明では粗圧延終了後、γ
相中でのAlNの歪誘起析出を狙いとして上記待
機を行う。 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。なお、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。 第１図は0.1％Si鋼及び１％Si鋼（第１表中鋼
−１、鋼−５）を例に、スラブ圧下率がスラブ中
のAlN析出核平均サイズに及ぼす影響を実験に
より調べたもので、8.0φmm×12lmmのサンプル素
材をAlNが完全に溶解する1350℃に20分、真空
中で加熱した後、1050℃で０〜87％圧下してガス
急冷したサンプルについて、鋼中に析出した
AlN析出核サイズを測定した結果である。同図
から判るように圧下率が10％未満ではスラブ中の
AlNの微細化が問題となる。 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950℃以上を確保する。但し、1150℃を超える
高温ではせつかく導入されたAlN析出核が消失
してしまうため、1150℃を上限とする。 また、待機時間は30秒以上、６分以下とする。
第２図は0.1％Si鋼及び１％Si鋼（第１表中鋼−
１、鋼−５）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析出核サイズに及ぼす影響を示したもので、
AlN析出核を十分導入するためには、待機時間
を30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950℃よりも下がつてしまい、仕上圧
延温度とその後の700℃以上の巻取温度の確保が
難しくなる。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950℃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（20mm）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。 上記待機後の仕上圧延は950℃以上の温度で開
始される。上述したように仕上開始温度が950℃
を下回ると仕上圧延温度とその後の700℃以上の
巻取温度の確保が難しくなる。 仕上圧延では、AlN析出核の歪誘起成長、フ
エライト組織の均質化、磁束密度向上を狙いとし
たGoss集合組織の核導入の観点からAr3点以下で
の圧下率25％以上、好ましくは30％以上とする圧
延を行う。第３図は0.1％Si鋼および１％Si鋼を
例に仕上圧延におけるAr3点以下での圧下率が熱
延板中のAlN析出核平均サイズに及ぼす影響を
調べたもので、AlN析出核を十分導入するため
には圧下率を25％以上（好ましくは30％以上）確
保する必要があることが判る。 また、Ar3点以下での圧下率を過度に高めるこ
とは不可避的に圧延負荷の上昇をもたらし、ま
た、仕上圧延の終了温度が低下するために700℃
以上の巻取温度を確保することが困難となる。こ
のためAr3点以下での圧下率は75％以下とする。 仕上圧延の総圧下率については、78〜98％とす
る。総圧下率が78％未満では、熱延仕上厚が増大
し、冷間圧延時の圧延負荷を徒に増大させるため
好しくない。一方、総圧下率が98％を超えると、
仕上圧延時の圧延負荷を徒に増大させるため好し
くない。 また、仕上圧延終了温度は、700℃以上の巻取
温度を確保するため750℃以上とする必要がある。
一方、仕上圧延終了温度が880℃を超えると、本
発明の狙いとする仕上圧延中のAlN析出核の歪
誘起成長がα域での析出ノーズとの関係で遅滞す
るとともに、Goss集合組織形成上も好しくない。
このため、仕上圧延終了温度の上限は880℃とす
る必要がある。 本発明では、巻取り後の所謂自己焼鈍効果によ
り、前工程で鋼中に析出したAlNを効果的且つ
速かに粗大化させるものであり、このため仕上圧
延後、700℃以上の温度で巻取りを行う。但し、
巻取温度が800℃を超えるとスケールが厚く生成
してしまうため、巻取温度の上限は800℃とする。 このようにして得られた熱延板は通常、１回ま
たは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を経た
後、最終的に焼鈍される。 次に、本発明の鋼成分の限定理由を説明する。 Ｃは熱延巻取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は中、低グレードの電磁鋼板に要求される磁
束密度レベルを維持するためと、本発明法がγ−
α変態を有する鋼種系を対象とするため、その上
限を1.5wt％とする。一方、電磁鋼板として必須
となる低く抑える目的から、下限を0.1wt％とす
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。 またAlは、0.001wt％以下であればAlNが析出
しないため本発明法の効果を十分発揮でき、した
がつて、下記するように有意に含有させる場合以
外は、上限を0.001wt％とすることが好ましい。
しかし、連続鋳造で造塊する場合、鋼中酸素レベ
ルの低減と最終焼鈍後における窒素の固定を狙い
として、必要量添加するのが好ましく、この場合
には0.005〜0.5wt％の含有量とする。このように
Alを有意に含有させる場合、Alが0.005wt％以下
であると、本発明法によつてもAlNを十分粗大
化させることが困難となる。また、中低級クラス
材に要求される磁束密度レベルを維持するため、
上限を0.5wt％とする。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表の組成の連鋳スラブ（鋼１、２、４、
６、７）を素材とし、熱間圧延−熱延板焼鈍−酸
洗−冷間圧延−最終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
及び熱延板の性状を熱延条件等とともに第２表に
示す。
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、鋼中に析出する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添加による硬化物の
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による自
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均一を生じて
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、連鋳スラブを保熱、均熱を行うことなく直送
圧延することにより、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、粗圧延一
仕上圧延間でデイレイ時間を設け、且つAr3点以
下で仕上げることによりAlNの析出核の導入を
効果的に図り、さらに700℃以上での巻取りによ
つてAlNの凝集、粗大化を図るようにしたもの
で、これら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：
0.1〜1.5wt％、Mn：0.1〜1.0wt％、Ｐ：0.01〜
0.15wt％、Ｓ：0.005wt％以下を含有する連続鋳
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、続く仕上圧延との間で粗圧延バー
の表面温度が950〜1150℃の温度領域にて30秒以
上、６分以下の時間的間隔をおいた後、粗圧延バ
ーの表面温度が950℃以上で仕上圧延を開始し、
Ar3点以下での圧下率25〜75％、総圧下率78〜98
％、仕上圧延終了温度750〜880℃で仕上圧延を行
い、圧延後700〜800℃で巻取ることを特徴とす
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：0.1〜
1.5wt％、Mn：0.1〜1.0wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt
％、Ｓ：0.005wt％以下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、巻取後におけるAlNの速か且つ
均一な析出、粗大化を図るものである。特に、Si
量の低い中低級クラスの電磁鋼板は、Si及びAl
の含有量が低く、γ→α変態による組織の微細
化、AlN等の微細析出に起因した組織の微細化
が低磁場磁気特性、鉄損等に悪影響を及ぼす。と
りわけ、省エネルギーの観点から直送圧延を実施
する場合、スラブ段階でのAlNの粗大化が困難
となり、磁気特性の向上が一層困難となる。この
ような問題に対し、本発明では粗圧延終了後、γ
相中でのAlNの歪誘起析出を狙いとして上記待
機を行う。 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。なお、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。 第１図は0.1％Si鋼及び１％Si鋼（第１表中鋼
−１、鋼−５）を例に、スラブ圧下率がスラブ中
のAlN析出核平均サイズに及ぼす影響を実験に
より調べたもので、8.0φmm×12lmmのサンプル素
材をAlNが完全に溶解する1350℃に20分、真空
中で加熱した後、1050℃で０〜87％圧下してガス
急冷したサンプルについて、鋼中に析出した
AlN析出核サイズを測定した結果である。同図
から判るように圧下率が10％未満ではスラブ中の
AlNの微細化が問題となる。 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950℃以上を確保する。但し、1150℃を超える
高温ではせつかく導入されたAlN析出核が消失
してしまうため、1150℃を上限とする。 また、待機時間は30秒以上、６分以下とする。
第２図は0.1％Si鋼及び１％Si鋼（第１表中鋼−
１、鋼−５）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析出核サイズに及ぼす影響を示したもので、
AlN析出核を十分導入するためには、待機時間
を30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950℃よりも下がつてしまい、仕上圧
延温度とその後の700℃以上の巻取温度の確保が
難しくなる。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950℃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（20mm）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。 上記待機後の仕上圧延は950℃以上の温度で開
始される。上述したように仕上開始温度が950℃
を下回ると仕上圧延温度とその後の700℃以上の
巻取温度の確保が難しくなる。 仕上圧延では、AlN析出核の歪誘起成長、フ
エライト組織の均質化、磁束密度向上を狙いとし
たGoss集合組織の核導入の観点からAr3点以下で
の圧下率25％以上、好ましくは30％以上とする圧
延を行う。第３図は0.1％Si鋼および１％Si鋼を
例に仕上圧延におけるAr3点以下での圧下率が熱
延板中のAlN析出核平均サイズに及ぼす影響を
調べたもので、AlN析出核を十分導入するため
には圧下率を25％以上（好ましくは30％以上）確
保する必要があることが判る。 また、Ar3点以下での圧下率を過度に高めるこ
とは不可避的に圧延負荷の上昇をもたらし、ま
た、仕上圧延の終了温度が低下するために700℃
以上の巻取温度を確保することが困難となる。こ
のためAr3点以下での圧下率は75％以下とする。 仕上圧延の総圧下率については、78〜98％とす
る。総圧下率が78％未満では、熱延仕上厚が増大
し、冷間圧延時の圧延負荷を徒に増大させるため
好しくない。一方、総圧下率が98％を超えると、
仕上圧延時の圧延負荷を徒に増大させるため好し
くない。 また、仕上圧延終了温度は、700℃以上の巻取
温度を確保するため750℃以上とする必要がある。
一方、仕上圧延終了温度が880℃を超えると、本
発明の狙いとする仕上圧延中のAlN析出核の歪
誘起成長がα域での析出ノーズとの関係で遅滞す
るとともに、Goss集合組織形成上も好しくない。
このため、仕上圧延終了温度の上限は880℃とす
る必要がある。 本発明では、巻取り後の所謂自己焼鈍効果によ
り、前工程で鋼中に析出したAlNを効果的且つ
速かに粗大化させるものであり、このため仕上圧
延後、700℃以上の温度で巻取りを行う。但し、
巻取温度が800℃を超えるとスケールが厚く生成
してしまうため、巻取温度の上限は800℃とする。 このようにして得られた熱延板は通常、１回ま
たは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を経た
後、最終的に焼鈍される。 次に、本発明の鋼成分の限定理由を説明する。 Ｃは熱延巻取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は中、低グレードの電磁鋼板に要求される磁
束密度レベルを維持するためと、本発明法がγ−
α変態を有する鋼種系を対象とするため、その上
限を1.5wt％とする。一方、電磁鋼板として必須
となる低く抑える目的から、下限を0.1wt％とす
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。 またAlは、0.001wt％以下であればAlNが析出
しないため本発明法の効果を十分発揮でき、した
がつて、下記するように有意に含有させる場合以
外は、上限を0.001wt％とすることが好ましい。
しかし、連続鋳造で造塊する場合、鋼中酸素レベ
ルの低減と最終焼鈍後における窒素の固定を狙い
として、必要量添加するのが好ましく、この場合
には0.005〜0.5wt％の含有量とする。このように
Alを有意に含有させる場合、Alが0.005wt％以下
であると、本発明法によつてもAlNを十分粗大
化させることが困難となる。また、中低級クラス
材に要求される磁束密度レベルを維持するため、
上限を0.5wt％とする。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表の組成の連鋳スラブ（鋼１、２、４、
６、７）を素材とし、熱間圧延−熱延板焼鈍−酸
洗−冷間圧延−最終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
及び熱延板の性状を熱延条件等とともに第２表に
示す。
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
第１表の組成の連鋳スラブ（鋼１、３、５）を
素材とし、熱間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧
延−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
の性状を熱延条件等とともに第３表に示す。
素材とし、熱間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧
延−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
の性状を熱延条件等とともに第３表に示す。
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。
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図は粗圧延の圧下率がスラブ中のAlN析
出核サイズに及ぼす影響を示したものである。第
２図は粗圧延バーの待機時間が熱延板中のAlN
析出核サイズに及ぼす影響を示したものである。
第３図は仕上圧延におけるAr3点以下での圧下率
が熱延板中のAlN析出核サイズに及ぼす影響を
示したものである。
出核サイズに及ぼす影響を示したものである。第
２図は粗圧延バーの待機時間が熱延板中のAlN
析出核サイズに及ぼす影響を示したものである。
第３図は仕上圧延におけるAr3点以下での圧下率
が熱延板中のAlN析出核サイズに及ぼす影響を
示したものである。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.005wt％以下、Si：0.1〜1.5wt％、
Mn：0.1〜1.0wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt％、Ｓ：
0.005wt％以下を含む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950〜
1150℃の温度領域にて30秒以上、６分以下の時間
的間隔をおいた後、粗圧延バーの表面温度が950
℃以上で仕上圧延を開始し、Ar3点以下での圧下
率25〜75％、総圧下率78〜98％、仕上圧延終了温
度750〜880℃で仕上圧延を行い、圧延後700〜800
℃で巻取ることを特徴とする無方向性電磁鋼板の
製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63051785A JPH01225726A (ja) | 1988-03-07 | 1988-03-07 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE89903253T DE68908345T2 (de) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Verfahren zur herstellung nichtorientierter elektrofeinbleche. |
| US07/427,108 US5062906A (en) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Method of making non-oriented electrical steel sheets |
| PCT/JP1989/000242 WO1989008721A1 (en) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Process for producing nonoriented electric steel sheet |
| EP89903253A EP0367831B1 (en) | 1988-03-07 | 1989-03-07 | Process for producing nonoriented electric steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63051785A JPH01225726A (ja) | 1988-03-07 | 1988-03-07 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01225726A JPH01225726A (ja) | 1989-09-08 |
| JPH0571652B2 true JPH0571652B2 (ja) | 1993-10-07 |
Family
ID=12896598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63051785A Granted JPH01225726A (ja) | 1988-03-07 | 1988-03-07 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
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| JP (1) | JPH01225726A (ja) |
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- 1988-03-07 JP JP63051785A patent/JPH01225726A/ja active Granted
-
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- 1989-03-07 WO PCT/JP1989/000242 patent/WO1989008721A1/ja active IP Right Grant
- 1989-03-07 US US07/427,108 patent/US5062906A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-03-07 EP EP89903253A patent/EP0367831B1/en not_active Expired - Lifetime
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| WO1989008721A1 (en) | 1989-09-21 |
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