JPH10195537A - 磁気特性の安定して優れる方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の安定して優れる方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPH10195537A JPH10195537A JP9000631A JP63197A JPH10195537A JP H10195537 A JPH10195537 A JP H10195537A JP 9000631 A JP9000631 A JP 9000631A JP 63197 A JP63197 A JP 63197A JP H10195537 A JPH10195537 A JP H10195537A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 製造工程における脱炭処理の効率化をはか
り、かつ、バラツキが少なく優れる磁気特性を有する方
向性けい素鋼板の製造方法を確立する。 【解決手段】 Si:2.5 〜4.0 %、Mn:0.03〜0.15%、
solAl :0.01〜0.05%、N:0.004 〜0.012 %ならびに
Sおよび/またはSeの合計で0.01〜0.05%含有するけい
素鋼スラブを素材として、方向性けい素鋼板を製造する
にあたり、素材のC含有量を0.005 〜0.03%とするこ
と、熱延板焼鈍および中間焼鈍での最高到達鋼板温度を
500 〜950 ℃の範囲とすること、最終冷間圧延で、50〜
500 ℃の温度範囲でのパス間エージング処理を施すか、
該温度範囲での温間圧延を行うこととからなる。
り、かつ、バラツキが少なく優れる磁気特性を有する方
向性けい素鋼板の製造方法を確立する。 【解決手段】 Si:2.5 〜4.0 %、Mn:0.03〜0.15%、
solAl :0.01〜0.05%、N:0.004 〜0.012 %ならびに
Sおよび/またはSeの合計で0.01〜0.05%含有するけい
素鋼スラブを素材として、方向性けい素鋼板を製造する
にあたり、素材のC含有量を0.005 〜0.03%とするこ
と、熱延板焼鈍および中間焼鈍での最高到達鋼板温度を
500 〜950 ℃の範囲とすること、最終冷間圧延で、50〜
500 ℃の温度範囲でのパス間エージング処理を施すか、
該温度範囲での温間圧延を行うこととからなる。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】この発明は、インヒビターと
してAlN 、MnS および/またはMnSeを用い、製造工程で
の脱炭負荷を軽減でき、かつ、バラツキが少なく優れる
磁気特性を有する板厚が0.25〜0.50mmの方向性けい素鋼
板の製造方法を提案するものである。
してAlN 、MnS および/またはMnSeを用い、製造工程で
の脱炭負荷を軽減でき、かつ、バラツキが少なく優れる
磁気特性を有する板厚が0.25〜0.50mmの方向性けい素鋼
板の製造方法を提案するものである。
【0002】
【従来の技術】一般に、方向性けい素鋼板は、最終仕上
げ焼鈍時に、いわゆる(110)〔001〕ゴス粒を2
次再結晶粒として優先的に発達成長させることにより優
れる磁気特性を得ている。このような2次再結晶粒の発
現には、1次再結晶板でのインヒビターと呼ばれる微細
析出物、集合組織ならびに1次再結晶粒径とその粒径分
布などが重要であるとされている。
げ焼鈍時に、いわゆる(110)〔001〕ゴス粒を2
次再結晶粒として優先的に発達成長させることにより優
れる磁気特性を得ている。このような2次再結晶粒の発
現には、1次再結晶板でのインヒビターと呼ばれる微細
析出物、集合組織ならびに1次再結晶粒径とその粒径分
布などが重要であるとされている。
【0003】インヒビターを微細分散させるための現在
の製法は、インヒビター成分として、Al,N,Mnならび
にSおよび/またはSeなどを適量素材成分として含有さ
せ、かつ多くの場合、このような素材を1350℃程度以上
の温度まで誘導加熱等により加熱してインヒビターを再
固溶させたのち、熱間圧延を施すことにより、インヒビ
ターを微細に再析出させる手法が用いられている。とこ
ろが、素材を上記したように高温まで加熱すると結晶粒
の粗大化を招き、熱延板組織の不均一化が起こるといわ
れている。
の製法は、インヒビター成分として、Al,N,Mnならび
にSおよび/またはSeなどを適量素材成分として含有さ
せ、かつ多くの場合、このような素材を1350℃程度以上
の温度まで誘導加熱等により加熱してインヒビターを再
固溶させたのち、熱間圧延を施すことにより、インヒビ
ターを微細に再析出させる手法が用いられている。とこ
ろが、素材を上記したように高温まで加熱すると結晶粒
の粗大化を招き、熱延板組織の不均一化が起こるといわ
れている。
【0004】この素材の結晶粒の粗大化を防止する目的
で、通常、Cを0.03wt%(以下単に%であらわす)以上
素材に含有させる手段が用いられているが、素材のC含
有量の増加は、後工程の脱炭過程での負荷を重くし、特
に製品板厚が0.25mm以上の製品の製造時における脱炭工
程の効率化等をはかる上で大きな障害となっていた。
で、通常、Cを0.03wt%(以下単に%であらわす)以上
素材に含有させる手段が用いられているが、素材のC含
有量の増加は、後工程の脱炭過程での負荷を重くし、特
に製品板厚が0.25mm以上の製品の製造時における脱炭工
程の効率化等をはかる上で大きな障害となっていた。
【0005】そのため、現在の成分設計のすう勢として
は、出来得る限り素材のC含有量を低減することが急務
となっている。しかしながら、上記したように、素材の
低C化と素材加熱温度の高温化とは、共に結晶粒の粗大
化を促進させるものであり、低C化や加熱温度の低温化
は技術的に困難な課題とされてきた。
は、出来得る限り素材のC含有量を低減することが急務
となっている。しかしながら、上記したように、素材の
低C化と素材加熱温度の高温化とは、共に結晶粒の粗大
化を促進させるものであり、低C化や加熱温度の低温化
は技術的に困難な課題とされてきた。
【0006】これまでに、このような課題を解決する方
法として、例えば、熱間仕上げ圧延終了温度の規制およ
び最終パス圧下率の規制を行う技術が、特開平2−2639
23号公報(磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
法)、特開平2−263924号公報(磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法)にそれぞれ提案開示されてお
り、さらに、熱間圧延終了後コイル巻取り温度を700 ℃
以下の温度に規制する技術が特開平2−274815号公報
(磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法)に提
案開示されている。
法として、例えば、熱間仕上げ圧延終了温度の規制およ
び最終パス圧下率の規制を行う技術が、特開平2−2639
23号公報(磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
法)、特開平2−263924号公報(磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法)にそれぞれ提案開示されてお
り、さらに、熱間圧延終了後コイル巻取り温度を700 ℃
以下の温度に規制する技術が特開平2−274815号公報
(磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法)に提
案開示されている。
【0007】これらの技術は、スラブ加熱温度の低温化
および焼鈍(熱延板焼鈍)省略による低級グレード製品
の開発にかかわるものであり、それらの明細書の実施例
における到達磁束密度B8 も1.92T程度と低い。
および焼鈍(熱延板焼鈍)省略による低級グレード製品
の開発にかかわるものであり、それらの明細書の実施例
における到達磁束密度B8 も1.92T程度と低い。
【0008】このように、これまでの素材の低C化に対
するプロセス設計では、おもに熱間圧延条件の改善を狙
いとし、また、目標とする磁気特性も低いところにあっ
た。
するプロセス設計では、おもに熱間圧延条件の改善を狙
いとし、また、目標とする磁気特性も低いところにあっ
た。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、素材の低
C化による前記した問題点を有利に解決しようとするも
のであり、熱間圧延条件ではなく、主として、その後工
程の熱延板焼鈍条件さらには中間焼鈍条件に改良を加え
ることにより、磁気特性のバラツキが少なく高級グレー
ド製品が得られる方向性けい素鋼板の製造方法を提案す
ることを目的とする。
C化による前記した問題点を有利に解決しようとするも
のであり、熱間圧延条件ではなく、主として、その後工
程の熱延板焼鈍条件さらには中間焼鈍条件に改良を加え
ることにより、磁気特性のバラツキが少なく高級グレー
ド製品が得られる方向性けい素鋼板の製造方法を提案す
ることを目的とする。
【0010】
【課題を解決するための手段】この発明の要旨とすると
ころは以下の通りである。 Si:2.5 〜4.0 wt%、Mn:0.03〜0.15wt%、solAl :0.
01〜0.05wt%およびN:0.004 〜0.012 wt%を含み、さ
らに、SもしくはSeのうちの1種または2種の合計で0.
01〜0.05wt%を含有するけい素鋼スラブを素材として、
該スラブを1350℃以上の温度に加熱し、熱間圧延したの
ち、熱延板焼鈍を施してから、最終冷間圧延圧下率を80
%以上とする1回または中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延
を施すか、もしくは熱間圧延したのち、最終冷間圧延圧
下率を80%以上とする中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を
施して最終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上げ、その後、
脱炭焼鈍ののち最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程により
方向性けい素鋼板を製造するにあたり、素材のC含有量
を0.005 〜0.03wt%の範囲とすること、熱延板焼鈍およ
び中間焼鈍での最高到達鋼板温度を500 〜950 ℃の範囲
とすること、ならびに、最終冷間圧延で50〜500 ℃の温
度範囲でのパス間エージング処理を施すかもしくは最終
冷間圧延を50〜500 ℃の温度範囲での温間圧延とするこ
と、とからなる磁気特性の安定して優れる方向性けい素
鋼板の製造方法。
ころは以下の通りである。 Si:2.5 〜4.0 wt%、Mn:0.03〜0.15wt%、solAl :0.
01〜0.05wt%およびN:0.004 〜0.012 wt%を含み、さ
らに、SもしくはSeのうちの1種または2種の合計で0.
01〜0.05wt%を含有するけい素鋼スラブを素材として、
該スラブを1350℃以上の温度に加熱し、熱間圧延したの
ち、熱延板焼鈍を施してから、最終冷間圧延圧下率を80
%以上とする1回または中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延
を施すか、もしくは熱間圧延したのち、最終冷間圧延圧
下率を80%以上とする中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を
施して最終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上げ、その後、
脱炭焼鈍ののち最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程により
方向性けい素鋼板を製造するにあたり、素材のC含有量
を0.005 〜0.03wt%の範囲とすること、熱延板焼鈍およ
び中間焼鈍での最高到達鋼板温度を500 〜950 ℃の範囲
とすること、ならびに、最終冷間圧延で50〜500 ℃の温
度範囲でのパス間エージング処理を施すかもしくは最終
冷間圧延を50〜500 ℃の温度範囲での温間圧延とするこ
と、とからなる磁気特性の安定して優れる方向性けい素
鋼板の製造方法。
【0011】
【発明の実施の形態】まず、この発明に至った経緯につ
いて以下に述べる。発明者らはC:0.03%以下のけい素
鋼スラブを、従来法にて1350℃の温度まで高温加熱し熱
間圧延を行った場合に、素材Cが低いために組織が不均
一になり、最終的な2次再結晶の分率が低下することを
しばしば経験した。
いて以下に述べる。発明者らはC:0.03%以下のけい素
鋼スラブを、従来法にて1350℃の温度まで高温加熱し熱
間圧延を行った場合に、素材Cが低いために組織が不均
一になり、最終的な2次再結晶の分率が低下することを
しばしば経験した。
【0012】そこで、その後工程の熱延板焼鈍における
均熱温度を特公昭40−15644 号公報(高磁束密度一方向
性珪素鋼板の製造法)に代表される950 〜1200℃の温度
範囲という高温域ではなく、300 〜1200℃の幅広い温度
範囲で実験を行い2次再結晶完了率を調査した。
均熱温度を特公昭40−15644 号公報(高磁束密度一方向
性珪素鋼板の製造法)に代表される950 〜1200℃の温度
範囲という高温域ではなく、300 〜1200℃の幅広い温度
範囲で実験を行い2次再結晶完了率を調査した。
【0013】これらの結果を図1に示す。図1は2次再
結晶完了率から見た焼鈍温度の安定領域を示すグラフで
ある。また、このときの素材の成分組成を表1に示す。
結晶完了率から見た焼鈍温度の安定領域を示すグラフで
ある。また、このときの素材の成分組成を表1に示す。
【0014】
【表1】
【0015】図1から明らかなように、熱延板組織が不
均一でも、熱延板焼鈍を500 〜950℃の温度範囲といっ
た比較的に低温域で処理すれば、安定して2次再結晶を
生成させることができている。
均一でも、熱延板焼鈍を500 〜950℃の温度範囲といっ
た比較的に低温域で処理すれば、安定して2次再結晶を
生成させることができている。
【0016】さらに、このような2次再結晶を発現する
安定領域周辺で処理した製品について、磁気特性のバラ
ツキを調査した。これらの結果を図2に示す。図2は製
品の磁気特性のバラツキに対する熱延板焼鈍温度の影響
を示すグラフである。
安定領域周辺で処理した製品について、磁気特性のバラ
ツキを調査した。これらの結果を図2に示す。図2は製
品の磁気特性のバラツキに対する熱延板焼鈍温度の影響
を示すグラフである。
【0017】ここで、磁気特性は、製品幅方向に単板磁
気試験用としてそれぞれ幅:30mm、長さ:280 mmの寸法
に切出した各サンプルについて測定したものである。
気試験用としてそれぞれ幅:30mm、長さ:280 mmの寸法
に切出した各サンプルについて測定したものである。
【0018】図2から明らかなように、熱延板焼鈍温度
が500 〜950 ℃の範囲では磁気特性のバラツキが大幅に
減少することがわかった。この理由については、焼鈍温
度が上記範囲内のものは2次再結晶の平均粒径(円相当
径)が4〜6mmと小さくなっていたことによるものと考
えられる。なお、上記実験における冷間圧延は、その圧
延時に250 ℃の温度のパス間エージングを行ったもので
ある。また、焼鈍温度による上記した効果は、中間焼鈍
の場合にも適合することを実験的に確かめた。
が500 〜950 ℃の範囲では磁気特性のバラツキが大幅に
減少することがわかった。この理由については、焼鈍温
度が上記範囲内のものは2次再結晶の平均粒径(円相当
径)が4〜6mmと小さくなっていたことによるものと考
えられる。なお、上記実験における冷間圧延は、その圧
延時に250 ℃の温度のパス間エージングを行ったもので
ある。また、焼鈍温度による上記した効果は、中間焼鈍
の場合にも適合することを実験的に確かめた。
【0019】以上述べたように、素材を低C化しても、
焼鈍(熱延板焼鈍、中間焼鈍)温度を適正化すれば2次
再結晶の生成も磁気特性も安定化できることが明らかと
なった。
焼鈍(熱延板焼鈍、中間焼鈍)温度を適正化すれば2次
再結晶の生成も磁気特性も安定化できることが明らかと
なった。
【0020】つぎに、この発明におけるけい素鋼素材の
成分組成の限定理由について述べる。
成分組成の限定理由について述べる。
【0021】C:0.005 〜0.03% Cは、含有量が0.005 %未満では2次再結晶が極めて不
良となり、一方、0.03%超えでは、製品板厚:0.25〜0.
50mmの製造工程での脱炭負荷を軽減するというこの発明
の目的に合致しなくなる。したがって、その含有量は0.
005 〜0.03%の範囲とする。
良となり、一方、0.03%超えでは、製品板厚:0.25〜0.
50mmの製造工程での脱炭負荷を軽減するというこの発明
の目的に合致しなくなる。したがって、その含有量は0.
005 〜0.03%の範囲とする。
【0022】Si:2.5 〜4.0 % Siは、電気抵抗を高め鉄損の低減に有効な成分であり、
含有量が2.5 %未満では良好な鉄損が得られず、逆に4.
0 %を超えると冷間圧延性が著しく劣化する。したがっ
て、その含有量は2.5 〜4.0 %の範囲とする。
含有量が2.5 %未満では良好な鉄損が得られず、逆に4.
0 %を超えると冷間圧延性が著しく劣化する。したがっ
て、その含有量は2.5 〜4.0 %の範囲とする。
【0023】素材にはこれらの成分のほかに良好な2次
再結晶を誘起させるためのインヒビター成分を含有させ
ることが必要で、MnS および/またはMnSeの形成成分で
あるMn、Sおよび/またはSe、ならびにAlN の形成成分
であるAlおよびNを含有させる。
再結晶を誘起させるためのインヒビター成分を含有させ
ることが必要で、MnS および/またはMnSeの形成成分で
あるMn、Sおよび/またはSe、ならびにAlN の形成成分
であるAlおよびNを含有させる。
【0024】Mn:0.03〜0.15% Mnは、Sおよび/またはSeと結合してインヒビターとし
ての作用を発揮するためには、少なくとも0.03%を含有
させることが必要である。しかし、0.15%を超えて含有
させると、MnS, MnSe の固溶温度が高くなり、通常の素
材加熱温度ではそれらが再固溶せず磁気特性が劣化す
る。したがって、その含有量は0.03〜0.15%の範囲とす
る。
ての作用を発揮するためには、少なくとも0.03%を含有
させることが必要である。しかし、0.15%を超えて含有
させると、MnS, MnSe の固溶温度が高くなり、通常の素
材加熱温度ではそれらが再固溶せず磁気特性が劣化す
る。したがって、その含有量は0.03〜0.15%の範囲とす
る。
【0025】SもしくはSeのうちの1種もしくは2種の
合計:0.01〜0.05% Sおよび/またはSeは、含有量が0.05%を超えると純化
焼鈍での純化が困難となり、一方、0.01%未満ではイン
ヒビターとしての量が不足する。したがって、それらの
含有量は1種もしくは2種の合計で0.01〜0.05%の範囲
とする。但し、Sの含有量を0.01%未満に規制すること
は、磁束密度のさらなる向上がはかれるので好ましいこ
とである。
合計:0.01〜0.05% Sおよび/またはSeは、含有量が0.05%を超えると純化
焼鈍での純化が困難となり、一方、0.01%未満ではイン
ヒビターとしての量が不足する。したがって、それらの
含有量は1種もしくは2種の合計で0.01〜0.05%の範囲
とする。但し、Sの含有量を0.01%未満に規制すること
は、磁束密度のさらなる向上がはかれるので好ましいこ
とである。
【0026】solAl :0.01〜0.05% solAl は、含有量が0.01%未満では磁束密度が低くな
り、0.05%を超えると2次再結晶が不安定になる。した
がって、その含有量は0.01〜0.05%の範囲とする。 N:0.004 〜0.012 % Nは、含有量が0.004 %未満ではAlN の量が不足し、0.
012 %を超えると製品にブリスターが発生する。したが
って、その含有量は0.004 〜0.012 %の範囲とする。
り、0.05%を超えると2次再結晶が不安定になる。した
がって、その含有量は0.01〜0.05%の範囲とする。 N:0.004 〜0.012 % Nは、含有量が0.004 %未満ではAlN の量が不足し、0.
012 %を超えると製品にブリスターが発生する。したが
って、その含有量は0.004 〜0.012 %の範囲とする。
【0027】ついで、この発明の製造工程条件について
述べる。従来より公知の方法により上記の成分組成に調
整・製造されたけい素鋼スラブを、1350℃以上の温度に
加熱したのち、熱間圧延し熱延板とする。このとき加熱
温度を1350℃以上としたのは、これ未満の温度では、M
n,S,Se,AlおよびN等の析出物の再固溶が困難にな
るからである。
述べる。従来より公知の方法により上記の成分組成に調
整・製造されたけい素鋼スラブを、1350℃以上の温度に
加熱したのち、熱間圧延し熱延板とする。このとき加熱
温度を1350℃以上としたのは、これ未満の温度では、M
n,S,Se,AlおよびN等の析出物の再固溶が困難にな
るからである。
【0028】この熱延板を、500 〜950 ℃の温度範囲で
の熱延板焼鈍後、1回あるいは500〜950 ℃の温度範囲
での中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を最終冷間圧延圧下
率を80%以上として最終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上
げるか、もしくは、熱延板を、熱延板焼鈍をしないで、
500 〜950 ℃の温度範囲の中間焼鈍を挟む2回の冷間圧
延を最終冷間圧延(2回目)圧下率を80%以上として最
終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上げる。
の熱延板焼鈍後、1回あるいは500〜950 ℃の温度範囲
での中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を最終冷間圧延圧下
率を80%以上として最終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上
げるか、もしくは、熱延板を、熱延板焼鈍をしないで、
500 〜950 ℃の温度範囲の中間焼鈍を挟む2回の冷間圧
延を最終冷間圧延(2回目)圧下率を80%以上として最
終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上げる。
【0029】上記において、熱延板焼鈍および中間焼鈍
温度を500 〜950 ℃の範囲に限定したのは、前記したよ
うに、この温度範囲で2次再結晶の生成が安定であると
ともに磁気特性のバラツキが小さいからである。また、
最終冷間圧延圧下率を80%以上に制限する理由は、AlN
が強い抑制力を発揮するための1次再結晶組織が圧下率
80%未満では得られないためである。
温度を500 〜950 ℃の範囲に限定したのは、前記したよ
うに、この温度範囲で2次再結晶の生成が安定であると
ともに磁気特性のバラツキが小さいからである。また、
最終冷間圧延圧下率を80%以上に制限する理由は、AlN
が強い抑制力を発揮するための1次再結晶組織が圧下率
80%未満では得られないためである。
【0030】さらに、冷間圧延においては、最終冷間圧
延で50〜500 ℃の温度範囲でのパス間エージング処理を
施すか、もしくは、最終冷間圧延を50〜500 ℃の温度範
囲の温間圧延とする。これは、これらの手段が磁気特性
に有利に作用するためである。すなわち、これらの温度
規制は、ゴス核の発生に有利な変形帯等の圧延組織が、
50℃未満の温度では得難たく、500 ℃を超える温度で
は、変形時に動的な回復が発生し、変形帯の発生が抑制
されることによるものである。
延で50〜500 ℃の温度範囲でのパス間エージング処理を
施すか、もしくは、最終冷間圧延を50〜500 ℃の温度範
囲の温間圧延とする。これは、これらの手段が磁気特性
に有利に作用するためである。すなわち、これらの温度
規制は、ゴス核の発生に有利な変形帯等の圧延組織が、
50℃未満の温度では得難たく、500 ℃を超える温度で
は、変形時に動的な回復が発生し、変形帯の発生が抑制
されることによるものである。
【0031】つづいて、この冷延板に脱炭焼鈍を施した
のち、鋼板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
してから、2次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終
仕上げ焼鈍を施し方向性けい素鋼板とする。なお、最終
仕上げ焼鈍後にりん酸系の上塗りコーティングを施すこ
とは有効である。
のち、鋼板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
してから、2次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終
仕上げ焼鈍を施し方向性けい素鋼板とする。なお、最終
仕上げ焼鈍後にりん酸系の上塗りコーティングを施すこ
とは有効である。
【0032】
実施例1 C:0.010 %、Si:3.05%、Mn:0.065 %、Se:0.018
%、solAl :0.025 %およびN:0.009 %を含有し残部
はFeおよび不可避的不純物の組成からなるけい素鋼スラ
ブを、1400℃の温度で10分間加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。
%、solAl :0.025 %およびN:0.009 %を含有し残部
はFeおよび不可避的不純物の組成からなるけい素鋼スラ
ブを、1400℃の温度で10分間加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。
【0033】この熱延板を2分割し、その一方には、こ
の発明に従う適合例として820 ℃の温度で1分間加熱す
る熱延板焼鈍を施し、他方には、従来例として1050℃の
温度で1分間加熱する熱延板焼鈍を施した。その後、こ
れら両者に対し、190 ℃の温度のパス間エージングを伴
う冷間圧延を行い、それぞれ最終冷延板厚:0.50mm(板
幅:1040mm)に仕上げた。つづいて、これらの冷延板に
それぞれ、860 ℃の温度で60秒間の1次再結晶を兼ねる
脱炭焼鈍を施したのち、MgO を塗布してから、1200℃の
温度で10時間保持する最終仕上げ焼鈍を施した。かくし
て得られた各製品について、磁気特性とそのバラツキ、
平均結晶粒径などをそれぞれ調査した。これらの調査結
果を表2にまとめて示す。
の発明に従う適合例として820 ℃の温度で1分間加熱す
る熱延板焼鈍を施し、他方には、従来例として1050℃の
温度で1分間加熱する熱延板焼鈍を施した。その後、こ
れら両者に対し、190 ℃の温度のパス間エージングを伴
う冷間圧延を行い、それぞれ最終冷延板厚:0.50mm(板
幅:1040mm)に仕上げた。つづいて、これらの冷延板に
それぞれ、860 ℃の温度で60秒間の1次再結晶を兼ねる
脱炭焼鈍を施したのち、MgO を塗布してから、1200℃の
温度で10時間保持する最終仕上げ焼鈍を施した。かくし
て得られた各製品について、磁気特性とそのバラツキ、
平均結晶粒径などをそれぞれ調査した。これらの調査結
果を表2にまとめて示す。
【0034】
【表2】
【0035】ここで、磁気特性のバラツキとは、コイル
の内と外にて、製品幅方向に単板磁気試験用に幅:30m
m、長さ:280 mmの寸法に切出した各サンプルの磁気特
性の最大値と最小値との差のことである。
の内と外にて、製品幅方向に単板磁気試験用に幅:30m
m、長さ:280 mmの寸法に切出した各サンプルの磁気特
性の最大値と最小値との差のことである。
【0036】表2から明らかなように、この発明に従う
適合例は従来例に比し、磁束密度、鉄損ともに平均値お
よびバラツキにおいて著しく改善されている。また、仕
上げ焼鈍時のコイル位置による磁気特性のバラツキも適
合例は小さくなっている。また、従来の素材C量が500
ppm 以上の場合5分間以上要していた脱炭焼鈍時間を、
この実施例の場合(C:100 ppm )60秒間と極めて短時
間にしてもよく、その際、脱炭焼鈍後のC量;30ppm 以
下が達成できることを確認している。
適合例は従来例に比し、磁束密度、鉄損ともに平均値お
よびバラツキにおいて著しく改善されている。また、仕
上げ焼鈍時のコイル位置による磁気特性のバラツキも適
合例は小さくなっている。また、従来の素材C量が500
ppm 以上の場合5分間以上要していた脱炭焼鈍時間を、
この実施例の場合(C:100 ppm )60秒間と極めて短時
間にしてもよく、その際、脱炭焼鈍後のC量;30ppm 以
下が達成できることを確認している。
【0037】実施例2 C:0.025 %、Si:3.05%、Mn:0.070 %、Se:0.019
%、solAl :0.024 %およびN:0.0095%を含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になるけい素鋼スラ
ブを1425℃の温度で15分間加熱後、熱間圧延により板
厚:2.7 mmの熱延板とした。
%、solAl :0.024 %およびN:0.0095%を含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になるけい素鋼スラ
ブを1425℃の温度で15分間加熱後、熱間圧延により板
厚:2.7 mmの熱延板とした。
【0038】この熱延板を2分割して共に酸洗し、板
厚:1.8 mmまでそれぞれ冷間圧延した。その後、一方に
は、この発明に従う適合例として720 ℃の温度で1分間
保持する中間焼鈍を施し、他方には、従来例として1060
℃の温度で1分間保持する中間焼鈍を施したのち、とも
に、280 ℃の温度での温間圧延によりそれぞれ最終冷延
板厚:0.34mmに仕上げた。
厚:1.8 mmまでそれぞれ冷間圧延した。その後、一方に
は、この発明に従う適合例として720 ℃の温度で1分間
保持する中間焼鈍を施し、他方には、従来例として1060
℃の温度で1分間保持する中間焼鈍を施したのち、とも
に、280 ℃の温度での温間圧延によりそれぞれ最終冷延
板厚:0.34mmに仕上げた。
【0039】これらの圧延後は、それぞれ、840 ℃の温
度で45秒間の1次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を行ったの
ち、MgO を塗布してから、1200℃の温度で5時間保持す
る最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた各製品に
ついて、実施例1と同様の調査を行った。これらの調査
結果を表3にまとめて示す。
度で45秒間の1次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を行ったの
ち、MgO を塗布してから、1200℃の温度で5時間保持す
る最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた各製品に
ついて、実施例1と同様の調査を行った。これらの調査
結果を表3にまとめて示す。
【0040】
【表3】
【0041】表3から明らかなように、この発明に従う
適合例は従来例に比し、磁束密度、鉄損ともに平均値お
よびバラツキにおいて著しく改善されている。また、従
来の素材C量が500 ppm 以上の場合3分間以上要してい
た脱炭焼鈍時間を、この実施例の場合(C:250 ppm
)、45秒間と極めて短時間にしてもよく、その際、脱
炭焼鈍後のC量:30ppm 以下が達成できることを確認し
ている。
適合例は従来例に比し、磁束密度、鉄損ともに平均値お
よびバラツキにおいて著しく改善されている。また、従
来の素材C量が500 ppm 以上の場合3分間以上要してい
た脱炭焼鈍時間を、この実施例の場合(C:250 ppm
)、45秒間と極めて短時間にしてもよく、その際、脱
炭焼鈍後のC量:30ppm 以下が達成できることを確認し
ている。
【0042】
【発明の効果】この発明は、低C化した素材の成分組成
を規制し、主として熱延板焼鈍条件および中間焼鈍条件
を特定することによる、MnS および/またはMnSeならび
にAlNをインヒビターとする高磁束密度、低鉄損の方向
性けい素鋼板の製造方法であって、この発明によれば、
脱炭処理の効率化と同時に2次再結晶を安定して生成さ
せることができることから、磁気特性の値およびそのバ
ラツキを大幅に改善できるという効果が得られる。
を規制し、主として熱延板焼鈍条件および中間焼鈍条件
を特定することによる、MnS および/またはMnSeならび
にAlNをインヒビターとする高磁束密度、低鉄損の方向
性けい素鋼板の製造方法であって、この発明によれば、
脱炭処理の効率化と同時に2次再結晶を安定して生成さ
せることができることから、磁気特性の値およびそのバ
ラツキを大幅に改善できるという効果が得られる。
【図1】2次再結晶完了率から見た焼鈍温度の安定領域
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図2】製品の磁気特性のバラツキに対する熱延板焼鈍
温度の影響を示すグラフである。
温度の影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項1】Si:2.5 〜4.0 wt%、 Mn:0.03〜0.15wt%、 solAl :0.01〜0.05wt%および N:0.004 〜0.012 wt% を含み、さらに、SもしくはSeのうちの1種または2種
の合計で0.01〜0.05wt%を含有するけい素鋼スラブを素
材として、該スラブを1350℃以上の温度に加熱し、熱間
圧延したのち、熱延板焼鈍を施してから、最終冷間圧延
圧下率を80%以上とする1回または中間焼鈍を挟む2回
の冷間圧延を施すか、もしくは熱間圧延したのち、最終
冷間圧延圧下率を80%以上とする中間焼鈍を挟む2回の
冷間圧延を施して最終冷延板厚:0.25〜0.50mmに仕上
げ、その後、脱炭焼鈍ののち最終仕上げ焼鈍を施す一連
の工程により方向性けい素鋼板を製造するにあたり、 素材のC含有量を0.005 〜0.03wt%の範囲とすること、 熱延板焼鈍および中間焼鈍での最高到達鋼板温度を500
〜950 ℃の範囲とすること、ならびに、 最終冷間圧延で50〜500 ℃の温度範囲でのパス間エージ
ング処理を施すかもしくは最終冷間圧延を50〜500 ℃の
温度範囲での温間圧延とすること、とからなる磁気特性
の安定して優れる方向性けい素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9000631A JPH10195537A (ja) | 1997-01-07 | 1997-01-07 | 磁気特性の安定して優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9000631A JPH10195537A (ja) | 1997-01-07 | 1997-01-07 | 磁気特性の安定して優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10195537A true JPH10195537A (ja) | 1998-07-28 |
Family
ID=11479086
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9000631A Withdrawn JPH10195537A (ja) | 1997-01-07 | 1997-01-07 | 磁気特性の安定して優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10195537A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102114493A (zh) * | 2010-10-14 | 2011-07-06 | 新万鑫(福建)精密薄板有限公司 | 一种高磁感、低铁损的取向硅钢生产工艺 |
CN102139279A (zh) * | 2010-12-15 | 2011-08-03 | 北京科技大学 | 利用定向凝固板坯制备取向高硅钢冷轧薄板的方法 |
CN104328379A (zh) * | 2014-11-20 | 2015-02-04 | 武汉科技大学 | 具有高斯织构的取向高硅梯度硅钢薄板及其制备方法 |
CN106591554A (zh) * | 2016-09-30 | 2017-04-26 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种能提高低温高磁感取向硅钢磁性能的一次冷轧方法 |
CN110551886A (zh) * | 2019-08-07 | 2019-12-10 | 包头威丰新材料有限公司 | 一种取向硅钢退火工艺 |
-
1997
- 1997-01-07 JP JP9000631A patent/JPH10195537A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102114493A (zh) * | 2010-10-14 | 2011-07-06 | 新万鑫(福建)精密薄板有限公司 | 一种高磁感、低铁损的取向硅钢生产工艺 |
CN102139279A (zh) * | 2010-12-15 | 2011-08-03 | 北京科技大学 | 利用定向凝固板坯制备取向高硅钢冷轧薄板的方法 |
CN104328379A (zh) * | 2014-11-20 | 2015-02-04 | 武汉科技大学 | 具有高斯织构的取向高硅梯度硅钢薄板及其制备方法 |
CN106591554A (zh) * | 2016-09-30 | 2017-04-26 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种能提高低温高磁感取向硅钢磁性能的一次冷轧方法 |
CN106591554B (zh) * | 2016-09-30 | 2018-11-23 | 武汉钢铁有限公司 | 一种能提高低温高磁感取向硅钢磁性能的一次冷轧方法 |
CN110551886A (zh) * | 2019-08-07 | 2019-12-10 | 包头威丰新材料有限公司 | 一种取向硅钢退火工艺 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A761 | Written withdrawal of application |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A761 Effective date: 20050304 |