JPH089735B2 - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH089735B2 JPH089735B2 JP3071016A JP7101691A JPH089735B2 JP H089735 B2 JPH089735 B2 JP H089735B2 JP 3071016 A JP3071016 A JP 3071016A JP 7101691 A JP7101691 A JP 7101691A JP H089735 B2 JPH089735 B2 JP H089735B2
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は一方向性電磁鋼板の製造
方法に係るもので、二次再結晶の基本冶金現象を従来と
は異なる視点から見直し、新しい手段で制御することに
より製造段階での工程簡略、歩留り向上を可能にする生
産効率の高い一方向性電磁鋼板の製造に関するものであ
る。
方法に係るもので、二次再結晶の基本冶金現象を従来と
は異なる視点から見直し、新しい手段で制御することに
より製造段階での工程簡略、歩留り向上を可能にする生
産効率の高い一方向性電磁鋼板の製造に関するものであ
る。
【0002】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は鋼板面が{110 }面
で、圧延方向が<001 >軸を有するいわゆるゴス方位
(ミラー指数で{110 }<001 >と表わされる)を持つ
結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変圧器お
よび電動機用の鉄芯に使用される。
で、圧延方向が<001 >軸を有するいわゆるゴス方位
(ミラー指数で{110 }<001 >と表わされる)を持つ
結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変圧器お
よび電動機用の鉄芯に使用される。
【0003】ところで一方向性電磁鋼板は熱延と冷延と
焼鈍との適切な組合せにより最終板厚になった鋼板を仕
上高温焼鈍することにより、{110 }<001 >方位を有
する一次再結晶粒が選択成長するいわゆる二次再結晶に
よって得られる。二次再結晶は二次再結晶前の鋼板中に
微細な析出物MnS,AlN, (Al, Si)N 等が存在すること、
あるいはSn, Sb, P 等の粒界存在型の元素が存在するこ
とによって達成される。
焼鈍との適切な組合せにより最終板厚になった鋼板を仕
上高温焼鈍することにより、{110 }<001 >方位を有
する一次再結晶粒が選択成長するいわゆる二次再結晶に
よって得られる。二次再結晶は二次再結晶前の鋼板中に
微細な析出物MnS,AlN, (Al, Si)N 等が存在すること、
あるいはSn, Sb, P 等の粒界存在型の元素が存在するこ
とによって達成される。
【0004】これら微細析出物、粒界存在型元素は仕上
高温焼鈍中の{110 }<001 >方位以外の一次再結晶粒
の成長を抑え、{110}<001 >方位粒を選択的に成長
させる機能を持ち、このような粒成長の抑制効果を一般
的にはインヒビター効果と呼んでいる。したがって当該
分野の研究開発の重点課題は、いかなる種類の析出物あ
るいは粒界存在型の元素を用いて二次再結晶を安定化さ
せるか、そして正確な{110 }<001 >方位粒の存在割
合を高めるためにそれらの適切な存在状態をいかに確保
するかにある。
高温焼鈍中の{110 }<001 >方位以外の一次再結晶粒
の成長を抑え、{110}<001 >方位粒を選択的に成長
させる機能を持ち、このような粒成長の抑制効果を一般
的にはインヒビター効果と呼んでいる。したがって当該
分野の研究開発の重点課題は、いかなる種類の析出物あ
るいは粒界存在型の元素を用いて二次再結晶を安定化さ
せるか、そして正確な{110 }<001 >方位粒の存在割
合を高めるためにそれらの適切な存在状態をいかに確保
するかにある。
【0005】二次再結晶の安定発現については、上記イ
ンヒビター関連の課題の他に一次再結晶結晶粒性状に関
するものもある。すなわち、粒径が均一整粒であるこ
と、さらに集合組織として二次再結晶発現の核となるゴ
ス方位粒が存在し、そのゴス方位粒が喰い易い方位を持
つ粒が出来るだけ多数存在することが考えられている。
この点に関しては、かゝる考え方とそれを実現する新規
な手段と合せて提案された例はそれほど多くない。
ンヒビター関連の課題の他に一次再結晶結晶粒性状に関
するものもある。すなわち、粒径が均一整粒であるこ
と、さらに集合組織として二次再結晶発現の核となるゴ
ス方位粒が存在し、そのゴス方位粒が喰い易い方位を持
つ粒が出来るだけ多数存在することが考えられている。
この点に関しては、かゝる考え方とそれを実現する新規
な手段と合せて提案された例はそれほど多くない。
【0006】一方、上述の二次再結晶の基本冶金現象か
らみた研究課題とは別に、具体的な製造工程条件の中か
ら問題点を考えてみる。従来の一方向性電磁鋼板の製造
方法として第一の方法は特公昭30−3651号公報に示され
たインヒビターとしてMnS を利用し、一次再結晶粒性状
の制御として2回冷延法を採っている。
らみた研究課題とは別に、具体的な製造工程条件の中か
ら問題点を考えてみる。従来の一方向性電磁鋼板の製造
方法として第一の方法は特公昭30−3651号公報に示され
たインヒビターとしてMnS を利用し、一次再結晶粒性状
の制御として2回冷延法を採っている。
【0007】第二の方法は第一の方法と同じく2回冷延
法で、インヒビターをMnSe(又はMnS)+Sbとしたもので
ある。この両法とも特開昭57-79118号公報に示されるよ
うに良好な二次再結晶を得るために素材C量を一定以上
とし最終冷延後の焼鈍で脱炭処理している。
法で、インヒビターをMnSe(又はMnS)+Sbとしたもので
ある。この両法とも特開昭57-79118号公報に示されるよ
うに良好な二次再結晶を得るために素材C量を一定以上
とし最終冷延後の焼鈍で脱炭処理している。
【0008】第三の方法は特公昭40−15644号公
報に示されるように、インヒビターはA1N+MnSを
用い、一次再結晶粒性状の制御として1回強圧下冷延を
採っている。この方法においても特公昭40−1564
4号公報に示されるように適切なA1N分布状態を得る
ために素材C量を一定以上にしている。
報に示されるように、インヒビターはA1N+MnSを
用い、一次再結晶粒性状の制御として1回強圧下冷延を
採っている。この方法においても特公昭40−1564
4号公報に示されるように適切なA1N分布状態を得る
ために素材C量を一定以上にしている。
【0009】このようにいずれの方法に於ても素材C量
を高くする必要がある。素材C量が多い場合には、特開
昭55−58332号公報でも指摘されているように、
冷延がし難く、必要な脱炭焼鈍時間が長くなり生産能率
が悪いといった問題がある。
を高くする必要がある。素材C量が多い場合には、特開
昭55−58332号公報でも指摘されているように、
冷延がし難く、必要な脱炭焼鈍時間が長くなり生産能率
が悪いといった問題がある。
【0010】
【発明が解決しようとする課題】本発明は冷延性を改善
し、又必要な脱炭焼鈍時間を短縮化することにより生産
効率を向上させるために供給素材C量を下げても、良好
な二次再結晶発現が達成出来る方法をその発明課題とす
る。
し、又必要な脱炭焼鈍時間を短縮化することにより生産
効率を向上させるために供給素材C量を下げても、良好
な二次再結晶発現が達成出来る方法をその発明課題とす
る。
【0011】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明は以下に示す製造方法を提供するものであ
る。すなわち、本発明は一方向性電磁鋼板を製造するに
際し、重量%で、C:0.028 %以下、Si :1.5〜4.5
%、T.N :0.0030〜0.0095%、酸可溶性Al :0.008 〜
0.055 %、残部Fe および不可避的不純物を含む、実質
的にα単相から成る溶鋼を出発材とした熱延鋼板を焼鈍
し、熱延方向から18°〜35°傾けた方向に冷延し、脱炭
処理を兼ねた短時間一次再結晶焼鈍を行ない、二次再結
晶を主目的とした仕上高温焼鈍を行なう方法、あるいは
上記方法において窒素添加を短時間一次再結晶焼鈍から
仕上高温焼鈍の二次再結晶開始前の昇温時のいずれかの
段階での窒化処理で行なう方法を特徴とするものであ
る。以下、本発明を詳細に説明する。
に、本発明は以下に示す製造方法を提供するものであ
る。すなわち、本発明は一方向性電磁鋼板を製造するに
際し、重量%で、C:0.028 %以下、Si :1.5〜4.5
%、T.N :0.0030〜0.0095%、酸可溶性Al :0.008 〜
0.055 %、残部Fe および不可避的不純物を含む、実質
的にα単相から成る溶鋼を出発材とした熱延鋼板を焼鈍
し、熱延方向から18°〜35°傾けた方向に冷延し、脱炭
処理を兼ねた短時間一次再結晶焼鈍を行ない、二次再結
晶を主目的とした仕上高温焼鈍を行なう方法、あるいは
上記方法において窒素添加を短時間一次再結晶焼鈍から
仕上高温焼鈍の二次再結晶開始前の昇温時のいずれかの
段階での窒化処理で行なう方法を特徴とするものであ
る。以下、本発明を詳細に説明する。
【0012】
【作用】本発明は実質的にα単相範囲まで鋼中Cを従来
より少なくして安定した二次再結晶を得る基本工程とし
て、特公昭40−15644号公報に基づく強圧下1回
冷延法を採用することにした。特公昭40−15644
号公報の方法ではインヒビターであるA1Nの分布状態
を制御するために鋼中C量を高くしているが、一方特開
昭50−36919号公報では冷延前の焼鈍冷却でγ相
からの焼入れにより“硬い相”を形成させる必要性を提
示しており、このγ相を確保するために鋼中Cが必須に
なるとも考えられる。本発明者は、“硬い相”の役割を
検討した結果、この“硬い相”の役割に替えて、冷延す
る方向を元の熱延方向から適切な角度だけ傾けて圧延す
ると、その冷延方向を<001>軸とする良好な{11
0}<001>方位集積度を持つ一方向性電磁鋼板が得
られることを見い出した。
より少なくして安定した二次再結晶を得る基本工程とし
て、特公昭40−15644号公報に基づく強圧下1回
冷延法を採用することにした。特公昭40−15644
号公報の方法ではインヒビターであるA1Nの分布状態
を制御するために鋼中C量を高くしているが、一方特開
昭50−36919号公報では冷延前の焼鈍冷却でγ相
からの焼入れにより“硬い相”を形成させる必要性を提
示しており、このγ相を確保するために鋼中Cが必須に
なるとも考えられる。本発明者は、“硬い相”の役割を
検討した結果、この“硬い相”の役割に替えて、冷延す
る方向を元の熱延方向から適切な角度だけ傾けて圧延す
ると、その冷延方向を<001>軸とする良好な{11
0}<001>方位集積度を持つ一方向性電磁鋼板が得
られることを見い出した。
【0013】すなわち、本発明者者は下記の実験によっ
て上記事実を確認したのである。重量%(以下%は全て
重量%である)でSi :3.35%、Mn :0.12%、S:0.
009 %、酸可溶性Al :0.032 %、T.N :0.0080%残部
Fe を含有する溶鋼を4分注で鋳造し、C量をそれぞれ
0.004 %,0.015 %,0.028 %,0.057 %とし、熱延に
より2.0mm厚の鋼板とした。1020℃×2min の焼鈍後、
約100℃の湯中に浸漬冷却し、0.225 mm厚に冷延方向を
熱延方向から一定値だけ傾けて冷延し、840 ℃で脱炭焼
鈍後、アンモニア含有雰囲気中で0.0220%Nまで窒化
し、MgO を塗布後、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行な
った。この成品の磁束密度(B8)を図1に示した。Cが
0.028 %以下の鋼板(1020℃×2min の焼鈍板について
金属組織を調査したところ、ほとんどγ相の焼入れ相は
見られず、実質的にほぼα相単一であると考えられる)
では、冷延方向を熱延方向から28°前後の適当量だけ傾
けるとB8 の向上することが分る。Cが多くなると冷延
方向を傾ける事による影響は無くなる。一次再結晶後
(脱炭焼鈍後)の集合組織を調査すると、鋼中C量が少
なくなり、実質的にα単相でγ相から生成される“硬い
相”が無くなると二次再結晶の核となるゴス方位が減少
するが、冷延角度を傾けて圧延することによりこのゴス
方位量の増加することが分ったのである。
て上記事実を確認したのである。重量%(以下%は全て
重量%である)でSi :3.35%、Mn :0.12%、S:0.
009 %、酸可溶性Al :0.032 %、T.N :0.0080%残部
Fe を含有する溶鋼を4分注で鋳造し、C量をそれぞれ
0.004 %,0.015 %,0.028 %,0.057 %とし、熱延に
より2.0mm厚の鋼板とした。1020℃×2min の焼鈍後、
約100℃の湯中に浸漬冷却し、0.225 mm厚に冷延方向を
熱延方向から一定値だけ傾けて冷延し、840 ℃で脱炭焼
鈍後、アンモニア含有雰囲気中で0.0220%Nまで窒化
し、MgO を塗布後、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行な
った。この成品の磁束密度(B8)を図1に示した。Cが
0.028 %以下の鋼板(1020℃×2min の焼鈍板について
金属組織を調査したところ、ほとんどγ相の焼入れ相は
見られず、実質的にほぼα相単一であると考えられる)
では、冷延方向を熱延方向から28°前後の適当量だけ傾
けるとB8 の向上することが分る。Cが多くなると冷延
方向を傾ける事による影響は無くなる。一次再結晶後
(脱炭焼鈍後)の集合組織を調査すると、鋼中C量が少
なくなり、実質的にα単相でγ相から生成される“硬い
相”が無くなると二次再結晶の核となるゴス方位が減少
するが、冷延角度を傾けて圧延することによりこのゴス
方位量の増加することが分ったのである。
【0014】以下に本発明の構成要件を説明する。成分
としてCについては本発明の目的が、冷延性の改善と脱
炭焼鈍時間の短縮にあるのでできるだけ少ないことが構
成要件である。上限値として、従来の技術では必要とさ
れていたγ相形成が無い範囲として0.028%を限定
する。γ相を形成するC量はSi量が多くなると増える
ので、本発明のSiの上限である4.5%の場合とし
て、この0.028%を規定した。なおSiが3%の場
合は0.020%Cがγ相形成の境界値である。Cの下
限は、一般的な溶解法として0.002%前後が限界で
ある。一方、γ相の出現しないα相の中でもCが多いほ
どB8 は高くなる。特に冷延時に各パス間に100〜3
40℃間で時効処理した場合に影響が大きく、Cが0.
007%以上で時効処理の効果が大きい。
としてCについては本発明の目的が、冷延性の改善と脱
炭焼鈍時間の短縮にあるのでできるだけ少ないことが構
成要件である。上限値として、従来の技術では必要とさ
れていたγ相形成が無い範囲として0.028%を限定
する。γ相を形成するC量はSi量が多くなると増える
ので、本発明のSiの上限である4.5%の場合とし
て、この0.028%を規定した。なおSiが3%の場
合は0.020%Cがγ相形成の境界値である。Cの下
限は、一般的な溶解法として0.002%前後が限界で
ある。一方、γ相の出現しないα相の中でもCが多いほ
どB8 は高くなる。特に冷延時に各パス間に100〜3
40℃間で時効処理した場合に影響が大きく、Cが0.
007%以上で時効処理の効果が大きい。
【0015】Si の下限は仕上高温焼鈍時にγ相の出現
しない範囲として1.5%、上限は冷延時の割れが極めて
著るしくなる4.5%を決めた。
しない範囲として1.5%、上限は冷延時の割れが極めて
著るしくなる4.5%を決めた。
【0016】次に本発明では二次再結晶発現に必要な一
次再結晶組織を1回強圧下冷延法で得ることを基本とし
ており、これに適したインヒビターとしてAlN 、そして
特公昭62-45285で開示された(Al, Si)N析出物を構成要
件とする。AlN を確保するためには酸可溶性Al を0.00
8 〜0.055 %、T.N :0.0030〜0.0095%に、(Al, Si)N
を確保するためには酸可溶性Al を0.008 〜0.055 %と
し、冷延後の工程で鋼板表面からの窒化処理により(A
l, Si)Nを形成する。なお、この(Al, Si)N形成を適切
にする上で、鋼中Sを0.012 %以下に少なくしておくこ
とにより均一にすることが可能となる。上記成分以外は
Fe および本発明の主旨を外れない範囲での不可避的不
純物を含むものとする。
次再結晶組織を1回強圧下冷延法で得ることを基本とし
ており、これに適したインヒビターとしてAlN 、そして
特公昭62-45285で開示された(Al, Si)N析出物を構成要
件とする。AlN を確保するためには酸可溶性Al を0.00
8 〜0.055 %、T.N :0.0030〜0.0095%に、(Al, Si)N
を確保するためには酸可溶性Al を0.008 〜0.055 %と
し、冷延後の工程で鋼板表面からの窒化処理により(A
l, Si)Nを形成する。なお、この(Al, Si)N形成を適切
にする上で、鋼中Sを0.012 %以下に少なくしておくこ
とにより均一にすることが可能となる。上記成分以外は
Fe および本発明の主旨を外れない範囲での不可避的不
純物を含むものとする。
【0017】上記成分を含むスラブは熱延板とされる。
このスラブの加熱温度はAlN をインヒビターとする場合
にはAlN を溶体化出来る高温度で、例えば1280℃以上、
そして(Al, Si)Nをインヒビターとする場合には低い
方、例えば1270℃以下が望ましいが、本発明の目的達成
に必ずしも必須要件では無い。
このスラブの加熱温度はAlN をインヒビターとする場合
にはAlN を溶体化出来る高温度で、例えば1280℃以上、
そして(Al, Si)Nをインヒビターとする場合には低い
方、例えば1270℃以下が望ましいが、本発明の目的達成
に必ずしも必須要件では無い。
【0018】熱延板は安定した二次再結晶発現と高B8
を得るために焼鈍する必要がある。温度条件として750
〜1150℃で30秒〜30分間の短時間焼鈍が適切である。こ
の後、強圧下で最終板厚までに冷延される。この冷延方
向を熱延方向から18°〜35°だけ傾けて圧延することに
よりB8 は高くなり、本発明の基本要件となる。熱延方
向に対し、右方向に傾けることと左方向に傾けることは
等価であり、最終板厚まで冷延するのに右だけの傾き
で、又は左だけの傾きで、さらには両方向の組合せで
も、B8 向上効果は同じである。圧下率は80%以上の強
圧下にすることによりB8 はより高くできる。
を得るために焼鈍する必要がある。温度条件として750
〜1150℃で30秒〜30分間の短時間焼鈍が適切である。こ
の後、強圧下で最終板厚までに冷延される。この冷延方
向を熱延方向から18°〜35°だけ傾けて圧延することに
よりB8 は高くなり、本発明の基本要件となる。熱延方
向に対し、右方向に傾けることと左方向に傾けることは
等価であり、最終板厚まで冷延するのに右だけの傾き
で、又は左だけの傾きで、さらには両方向の組合せで
も、B8 向上効果は同じである。圧下率は80%以上の強
圧下にすることによりB8 はより高くできる。
【0019】鋼中C量を本発明範囲内で0.007 %以上に
した場合、冷延のパス間で100 〜340 ℃域で約3分以上
の時効処理を行なうことにより、本発明効果は一層大き
くなる。冷延後の鋼板は脱炭処理を兼ねた短時間一次再
結晶焼鈍を行なう。従来からの一方向性電磁鋼板の製造
法に比べ鋼中C量が少ないので、この一次再結晶焼鈍の
必要時間は短かくても良い。又、素材C量が少ないので
一次再結晶粒径は大きく、不均一になり易い事からも短
時間が望ましく、箱型焼鈍のような徐加熱よりは連続型
急速加熱が望ましい。例えば温度として780 〜890 ℃、
時間として30〜120 秒間、昇熱速度として5〜50℃/se
c 程度が採用される。
した場合、冷延のパス間で100 〜340 ℃域で約3分以上
の時効処理を行なうことにより、本発明効果は一層大き
くなる。冷延後の鋼板は脱炭処理を兼ねた短時間一次再
結晶焼鈍を行なう。従来からの一方向性電磁鋼板の製造
法に比べ鋼中C量が少ないので、この一次再結晶焼鈍の
必要時間は短かくても良い。又、素材C量が少ないので
一次再結晶粒径は大きく、不均一になり易い事からも短
時間が望ましく、箱型焼鈍のような徐加熱よりは連続型
急速加熱が望ましい。例えば温度として780 〜890 ℃、
時間として30〜120 秒間、昇熱速度として5〜50℃/se
c 程度が採用される。
【0020】この後、焼鈍分離剤として、MgO やAl2O3
を塗布後に、二次再結晶と純化を目的とした仕上高温焼
鈍を行ない成品とする。鋼板表面から窒化して(Al, S
i)N系インヒビターを形成させるためには、脱炭焼鈍後
に窒化能のある雰囲気中で短時間焼鈍する方法、あるい
は仕上高温焼鈍の昇熱段階で窒化する方法が採られる。
特に後者は鋼板を積層状態で焼鈍することから、雰囲気
による窒化が均一にされ難いので焼鈍分離剤中に窒化能
のある化合物を添加することが適当である。
を塗布後に、二次再結晶と純化を目的とした仕上高温焼
鈍を行ない成品とする。鋼板表面から窒化して(Al, S
i)N系インヒビターを形成させるためには、脱炭焼鈍後
に窒化能のある雰囲気中で短時間焼鈍する方法、あるい
は仕上高温焼鈍の昇熱段階で窒化する方法が採られる。
特に後者は鋼板を積層状態で焼鈍することから、雰囲気
による窒化が均一にされ難いので焼鈍分離剤中に窒化能
のある化合物を添加することが適当である。
【0021】
【実施例】(実施例1)C:0.009 %、Si :2.83%、
Mn :0.078 %、S:0.021 %、酸可溶性Al:0.023
%、T.N :0.0083、残部:Fe を含むスラブを1310℃に
加熱後、2.3mm厚の熱延板とし、1020℃×90sec の焼鈍
後、0.35mm厚まで熱延方向、熱延方向から28°傾け
た方向、熱延方向から40°傾けた方向にそれぞれ冷延
し、湿水素雰囲気中で800 ℃×90sec の一次再結晶焼鈍
後、MgO を塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行な
った。この成品について6cm巾×30cm長の試片を各5枚
だけ採りB8 を測定した。
Mn :0.078 %、S:0.021 %、酸可溶性Al:0.023
%、T.N :0.0083、残部:Fe を含むスラブを1310℃に
加熱後、2.3mm厚の熱延板とし、1020℃×90sec の焼鈍
後、0.35mm厚まで熱延方向、熱延方向から28°傾け
た方向、熱延方向から40°傾けた方向にそれぞれ冷延
し、湿水素雰囲気中で800 ℃×90sec の一次再結晶焼鈍
後、MgO を塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行な
った。この成品について6cm巾×30cm長の試片を各5枚
だけ採りB8 を測定した。
【0022】
【表1】
【0023】本発明範囲である傾き角度28°の場合、良
好なB8 の得られることが分る。
好なB8 の得られることが分る。
【0024】(実施例2) C:0.012%、Si:3.37%、Mn:0.12
%、S:0.007%、酸可溶性A1:0.033%、
T.N:0.0063%、残部:Feを含むスラブを1
150℃に加熱後、2.3mm厚の熱延板とし、1020
℃×90sec の焼鈍後、熱延方向から28°傾けた方向
に冷延し、0.30mm厚の鋼板にした。これを湿水素雰
囲気中で840℃×90sec の一次再結晶焼鈍後、7
20℃のアンモニア含有雰囲気中で0.0230%T.
Nまで窒化後にMgOを塗布し、一次再結晶焼鈍後M
nN粉末を5%だけ含んでMgOを塗布し、一次再結
晶焼鈍後MgOを塗布し、次いで1200℃×20hrの
仕上高温焼鈍を行なった。この成品について6cm巾×3
0cm長の試片を各5枚だけ採り、B8 を測定した。
%、S:0.007%、酸可溶性A1:0.033%、
T.N:0.0063%、残部:Feを含むスラブを1
150℃に加熱後、2.3mm厚の熱延板とし、1020
℃×90sec の焼鈍後、熱延方向から28°傾けた方向
に冷延し、0.30mm厚の鋼板にした。これを湿水素雰
囲気中で840℃×90sec の一次再結晶焼鈍後、7
20℃のアンモニア含有雰囲気中で0.0230%T.
Nまで窒化後にMgOを塗布し、一次再結晶焼鈍後M
nN粉末を5%だけ含んでMgOを塗布し、一次再結
晶焼鈍後MgOを塗布し、次いで1200℃×20hrの
仕上高温焼鈍を行なった。この成品について6cm巾×3
0cm長の試片を各5枚だけ採り、B8 を測定した。
【0025】
【表2】
【0026】窒化処理しないものは二次再結晶発現が不
良であるのに対し、窒化処理したものは、いずれの方法
についても良好なB8 が得られた。
良であるのに対し、窒化処理したものは、いずれの方法
についても良好なB8 が得られた。
【0027】(実施例3)実施例2の熱延板について、
1020℃×90sec の焼鈍、熱延方向から28°傾けた方向に
冷延し、0.30mm厚の鋼板にした。この時の冷延方法とし
て熱延方向から左側に28°傾けて冷延、熱延方向か
ら右側に28°傾けて冷延、熱延方向から右側と左側に
1/2ずつ等圧下量で冷延、の3種類を行なった。これ
を湿水素雰囲気中で840 ℃×90sec の一次再結晶焼鈍
後、720 ℃のアンモニア含有雰囲気中で0.0212%T.N ま
で窒化し、MgO を塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍
を行なった。この成品について6cm巾×30cm長の試片を
各5枚ずつ採り、B8 を測定した。
1020℃×90sec の焼鈍、熱延方向から28°傾けた方向に
冷延し、0.30mm厚の鋼板にした。この時の冷延方法とし
て熱延方向から左側に28°傾けて冷延、熱延方向か
ら右側に28°傾けて冷延、熱延方向から右側と左側に
1/2ずつ等圧下量で冷延、の3種類を行なった。これ
を湿水素雰囲気中で840 ℃×90sec の一次再結晶焼鈍
後、720 ℃のアンモニア含有雰囲気中で0.0212%T.N ま
で窒化し、MgO を塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍
を行なった。この成品について6cm巾×30cm長の試片を
各5枚ずつ採り、B8 を測定した。
【0028】
【表3】
【0029】冷延方向の角度が一定であれば、その方向
が熱延方向の右側、あるいは左側のいずれについても、
さらには右側と左側に等分に圧下しても、同一のB8 の
得られることがわかる。
が熱延方向の右側、あるいは左側のいずれについても、
さらには右側と左側に等分に圧下しても、同一のB8 の
得られることがわかる。
【0030】(実施例4)Si :3.39%、Mn :0.14
%、S:0.009 %、酸可溶性Al :0.034 %、T.N:0.0
064%、残部:Fe を含む溶鋼を2分注して0.003 %
C、0.014 %Cの2種類のスラブを作った。1150℃で加
熱後、2.3mm厚の熱延板とし、1020℃×90secの焼鈍
後、熱延方向から28°傾けた方向に冷延し、0.30mm厚の
鋼板にした。この時の冷延方法として冷延途中で約0.
3mmだけ圧下する度に、250 ℃×5min の時効処理を6
回行なう、時効処理せず冷延する、の2種類を行なっ
た。これを湿水素雰囲気中で840 ℃×90sec の一次再結
晶焼鈍後、720 ℃のアンモニア含有雰囲気中で0.0220%
T.N まで窒化し、MgO を塗布し、1200℃×20hrの仕上高
温焼鈍を行なった。この成品について6cm巾×30cm長の
試片を各5枚ずつ採り、B8 を測定した。
%、S:0.009 %、酸可溶性Al :0.034 %、T.N:0.0
064%、残部:Fe を含む溶鋼を2分注して0.003 %
C、0.014 %Cの2種類のスラブを作った。1150℃で加
熱後、2.3mm厚の熱延板とし、1020℃×90secの焼鈍
後、熱延方向から28°傾けた方向に冷延し、0.30mm厚の
鋼板にした。この時の冷延方法として冷延途中で約0.
3mmだけ圧下する度に、250 ℃×5min の時効処理を6
回行なう、時効処理せず冷延する、の2種類を行なっ
た。これを湿水素雰囲気中で840 ℃×90sec の一次再結
晶焼鈍後、720 ℃のアンモニア含有雰囲気中で0.0220%
T.N まで窒化し、MgO を塗布し、1200℃×20hrの仕上高
温焼鈍を行なった。この成品について6cm巾×30cm長の
試片を各5枚ずつ採り、B8 を測定した。
【0031】
【表4】
【0032】鋼中C量の比較的に多い0.014 %材では冷
延途中のパス間で時効処理することによりB8 が高くな
るのに対し、Cの少ない0.003 %材では時効処理の影響
はほとんど無い。
延途中のパス間で時効処理することによりB8 が高くな
るのに対し、Cの少ない0.003 %材では時効処理の影響
はほとんど無い。
【0033】
【発明の効果】上述した如く、本発明によれば素材C量
を少なくすることにより冷延性を改善し、又必要な脱炭
焼鈍時間を短縮化して生産効率を向上させ得、合せて良
好な二次再結晶発現とそれに伴なう安定したB8 が得ら
れる。
を少なくすることにより冷延性を改善し、又必要な脱炭
焼鈍時間を短縮化して生産効率を向上させ得、合せて良
好な二次再結晶発現とそれに伴なう安定したB8 が得ら
れる。
【図1】素材C量の異なった材料について、B8 に及ぼ
す熱延方向からの冷延方向の傾き角度の影響を示す図で
ある。
す熱延方向からの冷延方向の傾き角度の影響を示す図で
ある。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.028 %以下、Si :1.
5〜4.5%、酸可溶性Al :0.008 〜0.055 %、T.N :
0.0030〜0.0095%、残部Fe および不可避的不純物を含
む、実質的にα単相から成る溶鋼を出発材とした熱延鋼
板を焼鈍し、熱延方向から18°〜35°傾けた方向に冷延
し、脱炭処理を兼ねた短時間一次再結晶焼鈍を行ない、
その後二次再結晶を主目的とした仕上高温焼鈍を行なう
ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で、C:0.028 %以下、Si :1.
5〜4.5%、S:0.012 %以下、酸可溶性Al :0.008
〜0.055 %、残部Fe および不可避的不純物を含む、実
質的にα単相から成る溶鋼を出発材とした熱延鋼板を焼
鈍し、熱延方向から18°〜35°傾けた方向に冷延し、脱
炭処理を兼ねた短時間一次再結晶焼鈍を行ない、二次再
結晶を主目的とした仕上高温焼鈍を行ない、合せて、短
時間一次再結晶焼鈍から仕上高温焼鈍の二次再結晶開始
前の昇温時のいずれかの段階で窒化処理を行なうことを
特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3071016A JPH089735B2 (ja) | 1991-04-03 | 1991-04-03 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3071016A JPH089735B2 (ja) | 1991-04-03 | 1991-04-03 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04308037A JPH04308037A (ja) | 1992-10-30 |
JPH089735B2 true JPH089735B2 (ja) | 1996-01-31 |
Family
ID=13448298
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3071016A Expired - Fee Related JPH089735B2 (ja) | 1991-04-03 | 1991-04-03 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH089735B2 (ja) |
-
1991
- 1991-04-03 JP JP3071016A patent/JPH089735B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH04308037A (ja) | 1992-10-30 |
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