JPH062907B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH062907B2 JPH062907B2 JP63059143A JP5914388A JPH062907B2 JP H062907 B2 JPH062907 B2 JP H062907B2 JP 63059143 A JP63059143 A JP 63059143A JP 5914388 A JP5914388 A JP 5914388A JP H062907 B2 JPH062907 B2 JP H062907B2
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- 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
【発明の詳細な説明】 〔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。
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っ
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。
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っ
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く、このため電磁鋼板の
製造プロセスにおいては、再結晶焼鈍前にAlN等の析出
粗大化を図ることが重要となる。
且つ疎に分布している程好ましく、このため電磁鋼板の
製造プロセスにおいては、再結晶焼鈍前にAlN等の析出
粗大化を図ることが重要となる。
一方、製造プロセスにおいて省エネルギーを図るために
は、連鋳スラブの顕熱を利用する観点から、鋳造後の降
温を避け、なるべく高温のスラブを再加熱後熱間圧延す
ることが、再加熱に要する熱エネルギーを低減できるた
め望ましい。ところが、このようなプロセスでは、通常
行われている冷片スラブを再加熱するプロセスに較べて
降温と加熱に要する時間が極端に短いため、その間のAl
Nの析出粗大化があまり期待できない。
は、連鋳スラブの顕熱を利用する観点から、鋳造後の降
温を避け、なるべく高温のスラブを再加熱後熱間圧延す
ることが、再加熱に要する熱エネルギーを低減できるた
め望ましい。ところが、このようなプロセスでは、通常
行われている冷片スラブを再加熱するプロセスに較べて
降温と加熱に要する時間が極端に短いため、その間のAl
Nの析出粗大化があまり期待できない。
このため従来、スラブを熱延前に保熱してこの間にAlN
の析出粗大化を図り、その後、熱延のミル負荷を軽減し
且つスラブ温度を均一にして熱延での形状不良を防ぐ意
味からスラブの再加熱を行うことが、例えば特開昭52-1
08318号や特開昭54-41219号において提案されている。
の析出粗大化を図り、その後、熱延のミル負荷を軽減し
且つスラブ温度を均一にして熱延での形状不良を防ぐ意
味からスラブの再加熱を行うことが、例えば特開昭52-1
08318号や特開昭54-41219号において提案されている。
しかし、このような従来の方法では、AlNの析出粗大化
のため１０００℃程度で４０分以上の降温長時間の保熱
を必要とするため、その間のスケール発生により表面性
状が劣化し、また、特別の保熱カバーを必要とするとと
もに、その装脱着と保熱そのものに要する時間により操
業能率が低下する等、問題が多い。また、この方法で
は、保熱中に生じるスラブ位置での温度の不均一化は避
け難く、AlNの析出粗大化の不均一性によって磁気特性
の不均一化を招く。
のため１０００℃程度で４０分以上の降温長時間の保熱
を必要とするため、その間のスケール発生により表面性
状が劣化し、また、特別の保熱カバーを必要とするとと
もに、その装脱着と保熱そのものに要する時間により操
業能率が低下する等、問題が多い。また、この方法で
は、保熱中に生じるスラブ位置での温度の不均一化は避
け難く、AlNの析出粗大化の不均一性によって磁気特性
の不均一化を招く。
本発明はこのような問題に鑑みなされたもので、連鋳ス
ラブの有する顕熱を有効利用するために、スラブをなる
べく降温させることなく高温で再加熱することで省エネ
ルギーを図るとともに、その際のスラブ熱履歴を適正化
することで、従来法では不可能であったAlNの短時間析
出粗大化を可能とし、且つこのスラブ熱履歴の適正化と
熱延板焼鈍条件の適正化、さらには熱延板焼鈍前の酸洗
という一連の特定のプロセスを採ることにより、ＡｌＮ
の充分な析出粗大化とその後の適切な粒成長を可能なら
しめたものである。
ラブの有する顕熱を有効利用するために、スラブをなる
べく降温させることなく高温で再加熱することで省エネ
ルギーを図るとともに、その際のスラブ熱履歴を適正化
することで、従来法では不可能であったAlNの短時間析
出粗大化を可能とし、且つこのスラブ熱履歴の適正化と
熱延板焼鈍条件の適正化、さらには熱延板焼鈍前の酸洗
という一連の特定のプロセスを採ることにより、ＡｌＮ
の充分な析出粗大化とその後の適切な粒成長を可能なら
しめたものである。
すなわち、本発明はＣ：0.005wt%以下、Si：1.0〜4.0wt
%、Mn：0.1〜1.0wt%、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、鋳造後700〜900℃の温度域に冷
却し、次いで加熱炉に装入して1000〜1100℃の温度域に
５分〜４０分加熱した後、熱間圧延して４５０〜６５０
℃で巻取る工程と、該熱延板を酸洗後800〜1000℃の均
熱温度にて、 exp(-0.020T+20.5)texp(-0.022T+25.4) 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なう工程とを経
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℃の範囲での仕上焼鈍を行うことをその
特徴とする。
%、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、鋳造後700〜900℃の温度域に冷
却し、次いで加熱炉に装入して1000〜1100℃の温度域に
５分〜４０分加熱した後、熱間圧延して４５０〜６５０
℃で巻取る工程と、該熱延板を酸洗後800〜1000℃の均
熱温度にて、 exp(-0.020T+20.5)texp(-0.022T+25.4) 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なう工程とを経
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℃の範囲での仕上焼鈍を行うことをその
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%、M
n：0.1〜1.0wt%、Ｐ：0.1wt%以下、Ｓ：0.005wt%以下、
Al：0.1〜2.0wt%を含有する連鋳スラブを、鋳造後700〜
900℃の温度域に冷却し、次いで加熱炉に装入して1000
〜1100℃の温度域に５分以上加熱した後、熱間圧延す
る。
n：0.1〜1.0wt%、Ｐ：0.1wt%以下、Ｓ：0.005wt%以下、
Al：0.1〜2.0wt%を含有する連鋳スラブを、鋳造後700〜
900℃の温度域に冷却し、次いで加熱炉に装入して1000
〜1100℃の温度域に５分以上加熱した後、熱間圧延す
る。
AlNの析出粗大化は、スラブを単に高温に保持するだけ
ではその速かな進行を図ることはできないが、これは高
温では析出核の生成頻度が少ないためであり、核生成が
律速過程となる。そこで本発明では、ＡｌＮの析出粗大
化を析出核生成と成長粗大化とに分け、核生成は核生成
頻度の大きい低温域で行わしめるとともに、続く成長粗
大化は成長粗大化速度の大きい高温域で行わしめるよう
にしたものである。そして、本発明ではスラブをＡｌＮ
の析出ノーズ近傍に冷却し、それを再加熱することで、
析出ノーズ近傍を冷却時と再加熱時の２回にわたり通過
させ、AlNの析出核を適当量生じさせるようにしたもの
で、このようなスラブを拡散の速い、すなわちAlNの成
長の速い高温で再加熱することにより、再加熱時のAlN
の析出粗大化を著しく加速することができる。また、再
加熱によりスラブの温度均一化を図りつつAlNを成長さ
せるため、スラブ全長にわたり均一な析出粗大化が達成
される。
ではその速かな進行を図ることはできないが、これは高
温では析出核の生成頻度が少ないためであり、核生成が
律速過程となる。そこで本発明では、ＡｌＮの析出粗大
化を析出核生成と成長粗大化とに分け、核生成は核生成
頻度の大きい低温域で行わしめるとともに、続く成長粗
大化は成長粗大化速度の大きい高温域で行わしめるよう
にしたものである。そして、本発明ではスラブをＡｌＮ
の析出ノーズ近傍に冷却し、それを再加熱することで、
析出ノーズ近傍を冷却時と再加熱時の２回にわたり通過
させ、AlNの析出核を適当量生じさせるようにしたもの
で、このようなスラブを拡散の速い、すなわちAlNの成
長の速い高温で再加熱することにより、再加熱時のAlN
の析出粗大化を著しく加速することができる。また、再
加熱によりスラブの温度均一化を図りつつAlNを成長さ
せるため、スラブ全長にわたり均一な析出粗大化が達成
される。
以上のような作用を受けるためには、鋳造後のスラブの
冷却を700〜900℃まで行うことが必要である。ここで冷
却を700℃未満まで行うと析出ノーズ近傍を通過する時
間が長くなり過ぎ、核が必要以上に発生してその後のAl
Nの析出が微細になり、磁気特性が劣化する。また、再
加熱に要する熱エネルギーも増大し、省エネルギー上も
マイナスとなる。一方、冷却温度が900℃超の温度域で
は析出ノーズ近傍を通過する時間が短か過ぎ、AlNの析
出核の生成が不十分となる。
冷却を700〜900℃まで行うことが必要である。ここで冷
却を700℃未満まで行うと析出ノーズ近傍を通過する時
間が長くなり過ぎ、核が必要以上に発生してその後のAl
Nの析出が微細になり、磁気特性が劣化する。また、再
加熱に要する熱エネルギーも増大し、省エネルギー上も
マイナスとなる。一方、冷却温度が900℃超の温度域で
は析出ノーズ近傍を通過する時間が短か過ぎ、AlNの析
出核の生成が不十分となる。
スラブは上記の温度まで降温した後、速かに１０００〜
１１００℃まで加熱される。上記降温した温度域に無用
に保持すると、上述した冷却を７００℃未満まで行った
場合と同様、析出ノーズ近傍を通過する時間が長くなり
過ぎ、核が必要以上に発生してその後の析出が微細にな
り、磁気特性が劣化する。したがって、本発明は上述し
た従来技術で行うような長時間保持はもとより、上記降
温した温度域での意図的な保持は行わない。上記加熱温
度が１０００℃未満ではＡｌＮの成長速度が遅いため析
出粗大化に長時間を要し、また熱間圧延時のミル負荷が
増大する。一方、1100℃以上の加熱では、一旦生成した
核が再固溶してしまい。また省エネルギーの観点からも
好ましくない。また、１０００〜１１００℃での加熱時
間（昇熱、均熱および降熱の時間を含む１０００〜１１
００℃の滞在時間）が５分未満では、ＡｌＮの析出粗大
化が不十分であり磁気特性が劣化する。一方、加熱時間
を必要以上に長くとると経済性を損なうばかりでなく、
スケール発生等の表面性状の劣化を招くため、加熱時間
の上限を４０分とする。
１１００℃まで加熱される。上記降温した温度域に無用
に保持すると、上述した冷却を７００℃未満まで行った
場合と同様、析出ノーズ近傍を通過する時間が長くなり
過ぎ、核が必要以上に発生してその後の析出が微細にな
り、磁気特性が劣化する。したがって、本発明は上述し
た従来技術で行うような長時間保持はもとより、上記降
温した温度域での意図的な保持は行わない。上記加熱温
度が１０００℃未満ではＡｌＮの成長速度が遅いため析
出粗大化に長時間を要し、また熱間圧延時のミル負荷が
増大する。一方、1100℃以上の加熱では、一旦生成した
核が再固溶してしまい。また省エネルギーの観点からも
好ましくない。また、１０００〜１１００℃での加熱時
間（昇熱、均熱および降熱の時間を含む１０００〜１１
００℃の滞在時間）が５分未満では、ＡｌＮの析出粗大
化が不十分であり磁気特性が劣化する。一方、加熱時間
を必要以上に長くとると経済性を損なうばかりでなく、
スケール発生等の表面性状の劣化を招くため、加熱時間
の上限を４０分とする。
第１図は、鋳造後のスラブ冷却温度とその後の再加熱温
度が製品の磁気特性に及ぼす影響を調べたもので、第１
表に示す成分を有する連鋳スラブを、鋳造後、種々の条
件で冷却−再加熱（加熱時間１０分）した後、本発明が
規定する条件で熱延−酸洗−焼鈍−冷延−焼鈍を実施
し、得られた電磁鋼板の磁気特性を測定したものであ
る。そして、この磁気特性を評価するため、同一の組成
の連鋳スラブを室温まで冷却（冷片スラブ）した後、12
00℃に再加熱し、しかる後上記と同様の工程を実施して
標準となる電磁鋼板を製造し、上述した電磁鋼板の磁気
特性をこの冷片スラブから得られた電磁鋼板の磁気特性
と比較した。
度が製品の磁気特性に及ぼす影響を調べたもので、第１
表に示す成分を有する連鋳スラブを、鋳造後、種々の条
件で冷却−再加熱（加熱時間１０分）した後、本発明が
規定する条件で熱延−酸洗−焼鈍−冷延−焼鈍を実施
し、得られた電磁鋼板の磁気特性を測定したものであ
る。そして、この磁気特性を評価するため、同一の組成
の連鋳スラブを室温まで冷却（冷片スラブ）した後、12
00℃に再加熱し、しかる後上記と同様の工程を実施して
標準となる電磁鋼板を製造し、上述した電磁鋼板の磁気
特性をこの冷片スラブから得られた電磁鋼板の磁気特性
と比較した。
同図から判るように、スラブ冷却温度700〜900℃、スラ
ブ加熱温度1000〜1100℃の範囲においてのみ冷片スラブ
−再加熱材と同等の磁気特性が得られる。
ブ加熱温度1000〜1100℃の範囲においてのみ冷片スラブ
−再加熱材と同等の磁気特性が得られる。
以上のような冷却−加熱後熱間圧延された熱延板は４５
０〜６５０℃で巻取られる。巻取温度が６５０℃超で
は、酸洗性に劣るスケールが厚く発生し、スケールが酸
洗で完全に除去されず、残存することになる。このよう
な残存スケールは次工程焼鈍時のＮ2雰囲気に起因した
吸窒を加速することになる。一方、巻取温度が４５０℃
未満では、仕上圧延後の急冷によりコイル形状が劣化す
るため、巻取温度の下限は４５０℃とする必要がある。
０〜６５０℃で巻取られる。巻取温度が６５０℃超で
は、酸洗性に劣るスケールが厚く発生し、スケールが酸
洗で完全に除去されず、残存することになる。このよう
な残存スケールは次工程焼鈍時のＮ2雰囲気に起因した
吸窒を加速することになる。一方、巻取温度が４５０℃
未満では、仕上圧延後の急冷によりコイル形状が劣化す
るため、巻取温度の下限は４５０℃とする必要がある。
次いで、熱延板は酸洗された後、熱延板焼鈍される。
酸洗は、スケールが焼鈍時の吸窒を加速することを防止
するため、熱延板焼鈍前に行うことが必須である。すな
わち、酸洗を施さないまま熱延板焼鈍を実施すると、ス
ケールが一種の触媒として働くことにより窒化層（微細
ＡｌＮの析出）が形成され、これがその後の粒成長性を
阻げ、鉄損の上昇をもたらす。したがって、酸洗を熱延
板焼鈍前に実施することが、上記したスラブ熱履歴の適
正化と後述する熱延板焼鈍条件の適正化とともに本発明
が目的とする優れた磁気特性を得るための重要な要件と
なる。
するため、熱延板焼鈍前に行うことが必須である。すな
わち、酸洗を施さないまま熱延板焼鈍を実施すると、ス
ケールが一種の触媒として働くことにより窒化層（微細
ＡｌＮの析出）が形成され、これがその後の粒成長性を
阻げ、鉄損の上昇をもたらす。したがって、酸洗を熱延
板焼鈍前に実施することが、上記したスラブ熱履歴の適
正化と後述する熱延板焼鈍条件の適正化とともに本発明
が目的とする優れた磁気特性を得るための重要な要件と
なる。
本発明は先に述べた従来技術のようなＡｌＮの析出粗大
化を目的としたスラブの長時間保持は行わないことが前
提であり、このためスラブ熱履歴の適正化だけではＡｌ
Ｎの析出粗大化は十分でなく、さらにＡｌＮを析出粗大
化させるために、以下に述べるような特定の条件での熱
延板焼鈍を実施することが必須となる。換言すれば、本
発明においては、ＡｌＮの析出粗大化のために、上述し
たスラブ熱履歴の適正化とこの熱延板焼鈍条件の適正化
とが不可分の関係にあることになる。
化を目的としたスラブの長時間保持は行わないことが前
提であり、このためスラブ熱履歴の適正化だけではＡｌ
Ｎの析出粗大化は十分でなく、さらにＡｌＮを析出粗大
化させるために、以下に述べるような特定の条件での熱
延板焼鈍を実施することが必須となる。換言すれば、本
発明においては、ＡｌＮの析出粗大化のために、上述し
たスラブ熱履歴の適正化とこの熱延板焼鈍条件の適正化
とが不可分の関係にあることになる。
熱延板焼鈍は、その均熱温度をAlNの析出ノーズ近傍の8
00〜1000℃とすることにより、AlNの析出粗大化とフエ
ライト粒の再結晶、粒成長を図る。
00〜1000℃とすることにより、AlNの析出粗大化とフエ
ライト粒の再結晶、粒成長を図る。
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、1000℃を超えると、フエライト
粒の異常粒成長をきたし、冷間圧延、再結晶焼鈍時にリ
ジング状の表面欠陥を生じる。
化が十分図れず、また、1000℃を超えると、フエライト
粒の異常粒成長をきたし、冷間圧延、再結晶焼鈍時にリ
ジング状の表面欠陥を生じる。
また、焼鈍の均熱時間ｔは上記均熱温度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った。
のような条件を満足させる必要があることが判った。
exp(-0.020T+20.5)texp(-0.022T+25.4) 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、ｔex
p(-0.020T+20.5)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(-0.022T+25.4)を超えると、これらの問題
を生じる。
とフエライト粒の再結晶粒成長を図るためには、ｔex
p(-0.020T+20.5)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(-0.022T+25.4)を超えると、これらの問題
を生じる。
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回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延がなされ、最終的に850〜1100℃の範囲で仕上焼鈍
が施される。
鋼板には、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延がなされ、最終的に850〜1100℃の範囲で仕上焼鈍
が施される。
ここで仕上焼鈍の均熱温度が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
粒成長により逆に鉄損値が増大してしまう。
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
粒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0.005
wt%以下とする。
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0.005
wt%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%を超えると素材の脆化によ
り冷間圧延が困難になる。
化が図れない。一方、4.0wt%を超えると素材の脆化によ
り冷間圧延が困難になる。
Mnは熱間加工性の観点から0.1wt%以上必要であるが、1.
0wt%超では磁気特性が劣化してしまう。
0wt%超では磁気特性が劣化してしまう。
Ｐは多量に存在すると粒成長を害し、特性劣化を招くた
め、上限を0.1wt%とする。
め、上限を0.1wt%とする。
Ｓは、MnSの絶対量を減少させることによって磁気特性
の改善を図るためその上限を規定する。すなわち、Ｓを
0.005wt%以下とすることにより、MnSの悪影響を無視で
きるレベルとすることができる。
の改善を図るためその上限を規定する。すなわち、Ｓを
0.005wt%以下とすることにより、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。
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。
第１表に示す鋼を連続鋳造にてスラブとなし、これを空
冷して降温させた後、速かに加熱炉に装入して所定の加
熱を行い、引き続き仕上温度８２０℃で板厚２mmまで熱
間圧延し、600℃で巻取を行った。また、通常材とし
て、上記連鋳スラブを室温まで降温させて冷片スラブと
した後、これを1180℃に加熱し、次いで仕上温度８２０
℃で板厚２mmまで熱間圧延した後６００℃で巻取りを行
った熱延板を製造した。その後、これらの熱延板を酸洗
し、８２０℃で１８０分（本発明で規定する焼鈍時間は
８００℃では60〜1570分）及び950℃で１０分（同５〜9
0分）焼鈍し、次いで0.5mmまで冷間圧延した後、950℃
×２分の最終仕上焼鈍を実施した。その際の鋳造から加
熱までのスラブ熱履歴と得られた電磁鋼板の磁気特性を
第２表に示す。
冷して降温させた後、速かに加熱炉に装入して所定の加
熱を行い、引き続き仕上温度８２０℃で板厚２mmまで熱
間圧延し、600℃で巻取を行った。また、通常材とし
て、上記連鋳スラブを室温まで降温させて冷片スラブと
した後、これを1180℃に加熱し、次いで仕上温度８２０
℃で板厚２mmまで熱間圧延した後６００℃で巻取りを行
った熱延板を製造した。その後、これらの熱延板を酸洗
し、８２０℃で１８０分（本発明で規定する焼鈍時間は
８００℃では60〜1570分）及び950℃で１０分（同５〜9
0分）焼鈍し、次いで0.5mmまで冷間圧延した後、950℃
×２分の最終仕上焼鈍を実施した。その際の鋳造から加
熱までのスラブ熱履歴と得られた電磁鋼板の磁気特性を
第２表に示す。
同表から判るように、スラブ熱履歴が本発明法に従うも
のは、いずれも通常の冷片スラブ再加熱材（通常材）と
同等の優れた磁気特性を示している。
のは、いずれも通常の冷片スラブ再加熱材（通常材）と
同等の優れた磁気特性を示している。
〔発明の効果〕 以上述べた本発明によれば、連続スラブの有する顕熱を
有効に利用して熱間圧延を実施でき、省エネルギーを図
ることができるとともに、スラブを熱間圧延前に長時間
保熱することなく、通常の冷片スラブ−再加熱プロセス
で得られるものと同等の磁気特性とコイル全長に亘る磁
気特性の均一性とを有する無方向性電磁鋼板を製造で
き、この種の電磁鋼板を低コストに製造することができ
る効果がある。
有効に利用して熱間圧延を実施でき、省エネルギーを図
ることができるとともに、スラブを熱間圧延前に長時間
保熱することなく、通常の冷片スラブ−再加熱プロセス
で得られるものと同等の磁気特性とコイル全長に亘る磁
気特性の均一性とを有する無方向性電磁鋼板を製造で
き、この種の電磁鋼板を低コストに製造することができ
る効果がある。
第１図は鋳造後のスラブ冷却温度とその後の再加熱温度
が製品の磁気特性に及ぼす影響を示したものである。
が製品の磁気特性に及ぼす影響を示したものである。
フロントページの続き (72)発明者 占部 俊明 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 実川 正治 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭54−41219（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項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、鋳造後７００〜９００℃の温
度域に冷却し、次いで加熱炉に装入して１０００〜１１
００℃の温度域に５分〜４０分加熱した後、熱間圧延し
て４５０〜６５０℃で巻取る工程と、該熱延板を酸洗
後、８００〜１０００℃の均熱温度にて、 exp(-0.020T+20.5)≦t≦exp(-0.022T+25.4) 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℃の範囲での仕上焼鈍を行うこと
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 |
|---|---|---|---|
| JP63059143A JPH062907B2 (ja) | 1988-03-11 | 1988-03-11 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US07/477,840 US5074930A (en) | 1988-03-11 | 1989-03-09 | Method of making non-oriented electrical steel sheets |
| EP19890903229 EP0404937A4 (en) | 1988-03-11 | 1989-03-09 | Method of manufacturing non-oriented electromagnetic steel plates |
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP63059143A JPH062907B2 (ja) | 1988-03-11 | 1988-03-11 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| JPH062907B2 true JPH062907B2 (ja) | 1994-01-12 |
Family
ID=13104812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63059143A Expired - Lifetime JPH062907B2 (ja) | 1988-03-11 | 1988-03-11 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| JPH0699748B2 (ja) * | 1985-07-18 | 1994-12-07 | 川崎製鉄株式会社 | 無方向性けい素鋼板製造時における冷間圧延性の改善方法 |
| JPS6254023A (ja) * | 1985-08-31 | 1987-03-09 | Nippon Steel Corp | 高級無方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法 |
| JPH07113128B2 (ja) * | 1986-01-31 | 1995-12-06 | 日本鋼管株式会社 | けい素鋼板の製造方法 |
| JPH0643606B2 (ja) * | 1986-03-13 | 1994-06-08 | 住友金属工業株式会社 | 磁気特性の異方性が少ない電磁鋼板の製造法 |
| JPH01225723A (ja) * | 1988-03-04 | 1989-09-08 | Nkk Corp | 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-03-11 JP JP63059143A patent/JPH062907B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-03-09 US US07/477,840 patent/US5074930A/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-03-09 WO PCT/JP1989/000261 patent/WO1989008722A1/ja not_active Application Discontinuation
- 1989-03-09 EP EP19890903229 patent/EP0404937A4/en not_active Withdrawn
- 1989-09-25 KR KR8971760A patent/KR920004705B1/ko not_active IP Right Cessation
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