JPS59190324A - 磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPS59190324A JPS59190324A JP58061547A JP6154783A JPS59190324A JP S59190324 A JPS59190324 A JP S59190324A JP 58061547 A JP58061547 A JP 58061547A JP 6154783 A JP6154783 A JP 6154783A JP S59190324 A JPS59190324 A JP S59190324A
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- 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
- 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
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
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
【発明の詳細な説明】
この発明は、磁気特性中でも磁束密度に優れた一方向性
けい素鋼板の製造方法に関するものである。
けい素鋼板の製造方法に関するものである。
一方向性けい素鋼板は、主として変圧器その他の電気機
器の鉄心として利用され、その磁気特性に医れること、
すなわちＢ１ｏ値で代表される磁束密■が高く、かつ鉄
損Ｗ が低いことが要求１７１５０ される。
器の鉄心として利用され、その磁気特性に医れること、
すなわちＢ１ｏ値で代表される磁束密■が高く、かつ鉄
損Ｗ が低いことが要求１７１５０ される。
かかる磁気特性を得るためには第一に、鋼板中の二次再
結晶粒なゴス方位に高度に揃える必要があり、第二には
、最終勢品中に残存する不純物や析出物を、できるだけ
少なくする必要がある。
結晶粒なゴス方位に高度に揃える必要があり、第二には
、最終勢品中に残存する不純物や析出物を、できるだけ
少なくする必要がある。
ところで一方向性けい素鋼板の製造に当っては、通常け
い素鋼素材スラブを１３００°Ｃ以上の高温加熱後熱延
し、−回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を
経て＠終製品厚の冷延板としたのち、脱炭焼鈍を兼ねる
一次再結晶処理を施し、しかるのちゴス方位を有する一
次再結晶粒を選択成長させる二次再結晶焼鈍を施すこと
により製造することが一般的である。
い素鋼素材スラブを１３００°Ｃ以上の高温加熱後熱延
し、−回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を
経て＠終製品厚の冷延板としたのち、脱炭焼鈍を兼ねる
一次再結晶処理を施し、しかるのちゴス方位を有する一
次再結晶粒を選択成長させる二次再結晶焼鈍を施すこと
により製造することが一般的である。
かかる従来の製造法において、目的どうりに高変にゴス
方位の揃った二次再結晶粒を得るためには、−次再結晶
俊ノ鋼板中にＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ 、 ＡＩＮおよび
ＢＮなどのインヒビターを微細で均一に析出分数させて
おく必要があり、そのためには熱間圧延前のスラブ加熱
温度を、１８（ｔｏ°Ｃ以上という非常に高い温度に加
熱して、上記析出分散相を十分固溶させることが不可欠
とされていた。しかしながらこのようなスラブ高温加熱
処理には以下に述べるような不利があった。
方位の揃った二次再結晶粒を得るためには、−次再結晶
俊ノ鋼板中にＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ 、 ＡＩＮおよび
ＢＮなどのインヒビターを微細で均一に析出分数させて
おく必要があり、そのためには熱間圧延前のスラブ加熱
温度を、１８（ｔｏ°Ｃ以上という非常に高い温度に加
熱して、上記析出分散相を十分固溶させることが不可欠
とされていた。しかしながらこのようなスラブ高温加熱
処理には以下に述べるような不利があった。
（１） 高温加熱のために、加熱終了後のスラブにダ
レを生じることがあるが、このようなダレ部に熱間圧延
開始時、ランニングテーブルロールの＠撃が集中量ると
、縦紬なりランクが発生し、との微細り、ラックが製品
の重大な表面欠陥となることがある。
レを生じることがあるが、このようなダレ部に熱間圧延
開始時、ランニングテーブルロールの＠撃が集中量ると
、縦紬なりランクが発生し、との微細り、ラックが製品
の重大な表面欠陥となることがある。
（２） スラブ加熱温度が高いと、溶融スケールの発
生量が増大し、いわゆる焼ベリのために歩留りが低下す
る。しかも溶融スケール発生音の増加はスラブ加熱炉操
業りこ多大の悪影響を及ぼす。
生量が増大し、いわゆる焼ベリのために歩留りが低下す
る。しかも溶融スケール発生音の増加はスラブ加熱炉操
業りこ多大の悪影響を及ぼす。
（３）最近省エネルギーを目的として連続鋳造後のスラ
ブ顕熱を出来るだけ利用して加熱炉のエネルギー原単位
を下げる方策、いわゆるダイレクトホットチャージの適
用が進められているが、従来のようなスラブ高温加熱処
理では、加熱炉における在炉時間が長くなり、このこと
がネックとなって連続鋳造後のスラブを連続して速やか
に加熱炉に装入するという操業に支障をきたす。
ブ顕熱を出来るだけ利用して加熱炉のエネルギー原単位
を下げる方策、いわゆるダイレクトホットチャージの適
用が進められているが、従来のようなスラブ高温加熱処
理では、加熱炉における在炉時間が長くなり、このこと
がネックとなって連続鋳造後のスラブを連続して速やか
に加熱炉に装入するという操業に支障をきたす。
この発明は、上述したスラブの高温加熱処理に伴う諸問
題を有利に解決するもので、スラブの加熱温度を１ａｏ
ｏ℃以下に低減しても、従来材と同等かそれ以上の磁気
特性が得られを一方向性けい素鋼板の有利な製造方法を
提案するものである。
題を有利に解決するもので、スラブの加熱温度を１ａｏ
ｏ℃以下に低減しても、従来材と同等かそれ以上の磁気
特性が得られを一方向性けい素鋼板の有利な製造方法を
提案するものである。
すなわちこの発明の要旨構成は次のとおりである。
まず素材としては、ａ ： ｏ、ｏ ｉ重量％（以下単
に％で示す）以下、Ｓｉ ： ２，０〜４．０％、Ｓ
：０．０１゛。
に％で示す）以下、Ｓｉ ： ２，０〜４．０％、Ｓ
：０．０１゛。
％以下およびＳｅ４ ： ０．００５％以下のうち少く
ともいずれか一種、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００５〜
０．０５％ならびに、ＢＯＩ Ａｌ： ０．０１〜０．
０８％およびＢ：ｏ、ｏ ｏ ｏ ａ〜ｏ、ｏ Ｏ４０
％のうちから選んだ少くとも一種を含有し、ときにはさ
らに０．００５〜０．１％のｓｂまたは０．００３〜０
゜１％のＭＯを含む組成になるスラブを、公知の造塊−
分塊法または連続鋳造法によって作製する。
ともいずれか一種、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００５〜
０．０５％ならびに、ＢＯＩ Ａｌ： ０．０１〜０．
０８％およびＢ：ｏ、ｏ ｏ ｏ ａ〜ｏ、ｏ Ｏ４０
％のうちから選んだ少くとも一種を含有し、ときにはさ
らに０．００５〜０．１％のｓｂまたは０．００３〜０
゜１％のＭＯを含む組成になるスラブを、公知の造塊−
分塊法または連続鋳造法によって作製する。
ついで、このスラブを１８００℃以下の温度に加熱し、
熱間圧延を施す。ここにスラブ加熱温度とは、加熱炉均
熱部における雰囲気温度である。
熱間圧延を施す。ここにスラブ加熱温度とは、加熱炉均
熱部における雰囲気温度である。
次に熱延鋼板を、９００〜１１００°Ｃの温度範囲で均
一焼鈍後冷却するが、この冷却過程において８００°Ｃ
から４００℃にわたる温度範囲を１０〜１００秒の間に
降温する。
一焼鈍後冷却するが、この冷却過程において８００°Ｃ
から４００℃にわたる温度範囲を１０〜１００秒の間に
降温する。
ついで１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧
延を施して最終板厚とする。
延を施して最終板厚とする。
ついでこの冷延鋼板に、脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼
鈍中ないしはその後に、鋼板表面層を短時間、繰返し高
温加熱するパルス焼鈍を施す。
鈍中ないしはその後に、鋼板表面層を短時間、繰返し高
温加熱するパルス焼鈍を施す。
しかるのち高温度に加熱して二次再結晶焼鈍を施すので
ある。
ある。
またとくにＣ含有毎をｏ、ｏ ｏ ａ％以丁に低減さ以
下この発明を具体的に説明する。
下この発明を具体的に説明する。
まずこの発明で、けい素鋼用累材の基本成分を上記の範
囲に限定した卵白について述べる。
囲に限定した卵白について述べる。
ｃ ： ｏ、ｏ ｉ％以下
Ｃ含有毎がｏ、ｏ ｉ％を桜えると、次に示す実騎結果
から明らかなように適切な加工および熱処理を施しても
、所期した高磁束密度が得られないので、Ｃ含有量は０
．０１％以下に限定した。
から明らかなように適切な加工および熱処理を施しても
、所期した高磁束密度が得られないので、Ｃ含有量は０
．０１％以下に限定した。
Ｃｌ７）磁気特性に与える影響を調べるために次のよう
な実験を行った。
な実験を行った。
Ｓｉ ： ８．２ ％、 ｓ ： ｏ、ｏ
ｏ ＝ ％、 ｔｏｔａｌ Ｎ ：０．９
０ ８ ％、 ｓｏｌ Ａｌ ： ０．０ ４８
％、Ｓｂ ： ０．０１３％、ＭＯ！０．ＯＪ、
２％およびＭｎ ： ０，０７６％を含み、かつＣを０
．００２〜０．０４％の載面で種々に変化させて含有さ
せた、成分組成が種々に異なる分塊スラブを、１０５０
〜１８５０°Ｃの範囲の濡変に加熱したのち、熱間圧延
を施して２．４關厚の熱延鋼板とした。ついでこの熱延
鋼板を、１０５０°Ｃで１分間の均熱処理後、８００°
Ｃから４００ ’Ｃにわたる冷却を２０秒間で行ったの
ち、１回の冷間圧延で０．３悶厚の冷延鋼板とした。次
に、脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍処即途中で３回、
および該処理終了後に５回のパルス焼鈍処理を施した。
ｏ ＝ ％、 ｔｏｔａｌ Ｎ ：０．９
０ ８ ％、 ｓｏｌ Ａｌ ： ０．０ ４８
％、Ｓｂ ： ０．０１３％、ＭＯ！０．ＯＪ、
２％およびＭｎ ： ０，０７６％を含み、かつＣを０
．００２〜０．０４％の載面で種々に変化させて含有さ
せた、成分組成が種々に異なる分塊スラブを、１０５０
〜１８５０°Ｃの範囲の濡変に加熱したのち、熱間圧延
を施して２．４關厚の熱延鋼板とした。ついでこの熱延
鋼板を、１０５０°Ｃで１分間の均熱処理後、８００°
Ｃから４００ ’Ｃにわたる冷却を２０秒間で行ったの
ち、１回の冷間圧延で０．３悶厚の冷延鋼板とした。次
に、脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍処即途中で３回、
および該処理終了後に５回のパルス焼鈍処理を施した。
１回当りのパルス焼鈍条件は、高温部と低温部の温度差
：５０°Ｃ１′パルス処理時間＝１０秒とした。
：５０°Ｃ１′パルス処理時間＝１０秒とした。
ついで吃水素中で５時間の二次再結晶焼鈍を施した。得
られた製品の磁束密度について調べた結果 １を、
Ｏ含有量とスラブ加熱温度との関係で第１図に示す。
られた製品の磁束密度について調べた結果 １を、
Ｏ含有量とスラブ加熱温度との関係で第１図に示す。
同図より明らかなように、Ｏ含有」が０．０１％以下よ
り好ましくはｏ、ｏ ６７％以下であれば、スラブ加熱
温度が１３００°Ｃ以下の低温でも、すぐれた磁束密度
が得られる。
り好ましくはｏ、ｏ ６７％以下であれば、スラブ加熱
温度が１３００°Ｃ以下の低温でも、すぐれた磁束密度
が得られる。
Ｓｉ ： ２，０〜４．０％
Ｓｉは、２．０％より少ないと電気抵抗が低くなって渦
流損失の増大に基く鉄損値が大きくなり、一方４゜０％
を超えると冷延の際に脆性割れを生じ易いため、２．０
〜４．０％の範囲に限定した。
流損失の増大に基く鉄損値が大きくなり、一方４゜０％
を超えると冷延の際に脆性割れを生じ易いため、２．０
〜４．０％の範囲に限定した。
Ｓ ： ０．０１％以下、Ｓｅ ： ｏ、ｏ ０５％以
下Ｓ ｔ、 Ｓｅはインヒビター形成元累として均等成
分であるが、それぞれ０．０１％および０．００５％を
超えて含有されると、次に示すように磁束＠咽の低下を
もたらすので、それぞれ上限をＳ ： ０．０１％、Ｓ
ｅ ： Ｑ、００５％とした。
下Ｓ ｔ、 Ｓｅはインヒビター形成元累として均等成
分であるが、それぞれ０．０１％および０．００５％を
超えて含有されると、次に示すように磁束＠咽の低下を
もたらすので、それぞれ上限をＳ ： ０．０１％、Ｓ
ｅ ： Ｑ、００５％とした。
０ ： ０，００ ａ％、Ｓｉ ： ８．８％、ｔｏｔ
ａｌ Ｎ ：ｏ、ｏ ｏ ｓ％、Ｂ：０゜００２０％、
Ｓｌ） ” ０．０１５％、Ｍｏ ： ０．０１２％お
よびＭｎ ： ０，０８２ ％を含みかつ、ＳとＳｅを
それぞれＳ ： ０．００２〜０．０１５を、１２００
°Ｃに加熱後熱間圧延を施して２．４備厚の熱延鋼板と
した。ついでこの熱延鋼板を、１０５０℃で１分間均熱
処理したのち、８００°Ｃから４００°Ｃにわたる冷却
を２０秒で行い、引続き、中間焼鈍をはさむ二回の冷間
圧延を施して厚みＱ、８ｔｎｍの冷延鋼板とした。次に
二次再結晶焼鈍処理途中で３回およびその後に５回、合
計８回のパルス焼鈍処理を施した。１回当りのパルス焼
鈍条件は、前回の実験と同じである。ついで吃水素中で
５時間の二次再結晶焼鈍を施した。得られた製品の磁束
密度についてＪすべた結果を下表１に示表 １ 表１より明らかなように、ＳおよびＳｅ含有量がそれぞ
れ０．０１％以下、０．００５％以下であれば１良好な
りよ。値が得られる。
ａｌ Ｎ ：ｏ、ｏ ｏ ｓ％、Ｂ：０゜００２０％、
Ｓｌ） ” ０．０１５％、Ｍｏ ： ０．０１２％お
よびＭｎ ： ０，０８２ ％を含みかつ、ＳとＳｅを
それぞれＳ ： ０．００２〜０．０１５を、１２００
°Ｃに加熱後熱間圧延を施して２．４備厚の熱延鋼板と
した。ついでこの熱延鋼板を、１０５０℃で１分間均熱
処理したのち、８００°Ｃから４００°Ｃにわたる冷却
を２０秒で行い、引続き、中間焼鈍をはさむ二回の冷間
圧延を施して厚みＱ、８ｔｎｍの冷延鋼板とした。次に
二次再結晶焼鈍処理途中で３回およびその後に５回、合
計８回のパルス焼鈍処理を施した。１回当りのパルス焼
鈍条件は、前回の実験と同じである。ついで吃水素中で
５時間の二次再結晶焼鈍を施した。得られた製品の磁束
密度についてＪすべた結果を下表１に示表 １ 表１より明らかなように、ＳおよびＳｅ含有量がそれぞ
れ０．０１％以下、０．００５％以下であれば１良好な
りよ。値が得られる。
ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．０ ０ ５〜０．０
５ ％ｔｏｔａ：ｔ Ｎが、ＯｏＯＯ５％より少ない
と＊良好な二次再結晶粒が得られない笈不利があり、一
方０．０５％を紹えて含有されるとブリスターと呼ばれ
る表面欠陥が発生するおそれが大きいのでｔｏｔａｌ
Ｎ ｆｄは０．００５〜０．０５ ％の範囲に限定した
０ ６ＯＩＡ、ｉ！ ： ０．０１〜０．０８％、Ｂ
： ０．０００８〜０．００４０％Ｓｏｌ Ａｔおよび
Ｂは窒化物系のインヒビター形成元素として均等である
が、それぞれ０．０１％未満、ｏ、ｏｏｏａ％未満では
インヒビターとして十分な層の析出分散相が得られず、
一方それぞれ０．０８％および０．００４０％を超える
と安定して二次付結晶粒が得れれず、またゴス万−位か
らのずれの大きい粗大粒が生成する不利も生じるので、
５ｏｌＡｌ ： ｏ、ｏ ｌ〜０．０８％、Ｂ ： ｏ
、ｏ Ｏ０８〜０．００４０％の範囲とした。
５ ％ｔｏｔａ：ｔ Ｎが、ＯｏＯＯ５％より少ない
と＊良好な二次再結晶粒が得られない笈不利があり、一
方０．０５％を紹えて含有されるとブリスターと呼ばれ
る表面欠陥が発生するおそれが大きいのでｔｏｔａｌ
Ｎ ｆｄは０．００５〜０．０５ ％の範囲に限定した
０ ６ＯＩＡ、ｉ！ ： ０．０１〜０．０８％、Ｂ
： ０．０００８〜０．００４０％Ｓｏｌ Ａｔおよび
Ｂは窒化物系のインヒビター形成元素として均等である
が、それぞれ０．０１％未満、ｏ、ｏｏｏａ％未満では
インヒビターとして十分な層の析出分散相が得られず、
一方それぞれ０．０８％および０．００４０％を超える
と安定して二次付結晶粒が得れれず、またゴス万−位か
らのずれの大きい粗大粒が生成する不利も生じるので、
５ｏｌＡｌ ： ｏ、ｏ ｌ〜０．０８％、Ｂ ： ｏ
、ｏ Ｏ０８〜０．００４０％の範囲とした。
以上、基本成分について説明したが、その他、必猥に応
じＳｂやＭＯなどを下記の範囲で添加することができる
。
じＳｂやＭＯなどを下記の範囲で添加することができる
。
Ｓｂ ： ０，００５〜０．１％
ｓｂは、粒界に析出させ、粒界の駆動をコントロールス
ルことによってゴス方位の二次再結晶粒を安定して得る
のに有用な元素であるが、含有量が０．００５％未満で
はその効果に乏しく、一方０．１％を超えると点状の表
面欠陥が発生−するので、添加するにしても０．００５
〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
ルことによってゴス方位の二次再結晶粒を安定して得る
のに有用な元素であるが、含有量が０．００５％未満で
はその効果に乏しく、一方０．１％を超えると点状の表
面欠陥が発生−するので、添加するにしても０．００５
〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
Ｍｏ ： ０．００３〜０．Ｌ％
ＭＯも、粒界に析出し、その駆動をコントロールしてゴ
ス方位の二次再結晶粒を安定して得るのに有用な元素で
あるが、含有量が０．００８％未満ではやはりその効果
に乏しく、一方０．１％を超えると冷間加工性が態化す
ると共にコスト高となって経済的にも不利であるので、
０．００３〜０．１％の範囲に限定した。
ス方位の二次再結晶粒を安定して得るのに有用な元素で
あるが、含有量が０．００８％未満ではやはりその効果
に乏しく、一方０．１％を超えると冷間加工性が態化す
ると共にコスト高となって経済的にも不利であるので、
０．００３〜０．１％の範囲に限定した。
さて上記の如く所定の成分組成に溶炉した溶鋼は、次に
スラブとされるが、このスラブ化は、従来掩公知の造塊
−分塊法および連続鋳造法のいずれでもよい。
スラブとされるが、このスラブ化は、従来掩公知の造塊
−分塊法および連続鋳造法のいずれでもよい。
次いで得られたスラブを１３００’Ｃ以下の範囲に加熱
したのち、常法に従う熱間圧延を施すが、ここにスラブ
加熱温度を１８００°Ｃ以下としたことにより、前述し
た高温（１８００’ｃ以上）加熱に伴う諸問題が回避で
きる。
したのち、常法に従う熱間圧延を施すが、ここにスラブ
加熱温度を１８００°Ｃ以下としたことにより、前述し
た高温（１８００’ｃ以上）加熱に伴う諸問題が回避で
きる。
ついで得られた熱延鋼板を、９００〜ｔｉｏ。
°Ｃの範囲の温間で均熱焼鈍後、その冷却過程において
ｓｏｏ’ｃ〜４００°Ｃにわたる温間範囲を１０〜１０
０秒間で降温するが、この冷却時間が１０秒未満の急冷
、または１００秒を超える徐冷では、二次再結晶処理時
にインヒビターとして有利に作用する微細な析出分散相
が得られないので、均熱処理後の冷却過程における冷却
時間は、上記の範囲に限定したのである。
ｓｏｏ’ｃ〜４００°Ｃにわたる温間範囲を１０〜１０
０秒間で降温するが、この冷却時間が１０秒未満の急冷
、または１００秒を超える徐冷では、二次再結晶処理時
にインヒビターとして有利に作用する微細な析出分散相
が得られないので、均熱処理後の冷却過程における冷却
時間は、上記の範囲に限定したのである。
次に、冷却した鋼板に常法に従う１回または２回の冷間
圧延を施して最終板厚とする。
圧延を施して最終板厚とする。
ついでこの冷延鋼板に、脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼
鈍中ないしはその後に、銅板表面層を短時間、繰返し高
温加熱するパルス焼鈍を施すわけである。
鈍中ないしはその後に、銅板表面層を短時間、繰返し高
温加熱するパルス焼鈍を施すわけである。
ここにパルス焼鈍処理とは、先に特開昭５７−９４５１
８号公報に「一方向性珪素鋼板の高磁束密度と超低鉄損
をあわせ導く一次再結晶集合体の粗大化焼鈍法」として
開示したとおりであって、その処理条件の慨−略は、 、（１） 高温部と低温部の温□□□差は、１０〜２
５０°Ｃ程度が最適温（９）範囲、 （２，）−回のパルスに必安な時間は、数秒〜数十秒、
（３）必要パルス回数は、３〜６回 であり、このパルス焼鈍処理を寸加することにより、従
来に比べ熱延前のスラブ加熱温度を低くしてもすなわち
従来必須条件とされていたＭｎＳやＭｎＳｅなどのイン
ヒビターを十分固溶させなくても、安定して二次再結晶
を起こさせることができ、か（して次に示す実験結果か
らも明らかなように磁束密度の大幅な改善（こ大きく寄
与するのである。
８号公報に「一方向性珪素鋼板の高磁束密度と超低鉄損
をあわせ導く一次再結晶集合体の粗大化焼鈍法」として
開示したとおりであって、その処理条件の慨−略は、 、（１） 高温部と低温部の温□□□差は、１０〜２
５０°Ｃ程度が最適温（９）範囲、 （２，）−回のパルスに必安な時間は、数秒〜数十秒、
（３）必要パルス回数は、３〜６回 であり、このパルス焼鈍処理を寸加することにより、従
来に比べ熱延前のスラブ加熱温度を低くしてもすなわち
従来必須条件とされていたＭｎＳやＭｎＳｅなどのイン
ヒビターを十分固溶させなくても、安定して二次再結晶
を起こさせることができ、か（して次に示す実験結果か
らも明らかなように磁束密度の大幅な改善（こ大きく寄
与するのである。
ｃ ： ｏ、ｏ ｏ ａ％、Ｓｉ ： ８．２％、Ｓ
： ０．００２％、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００８％
、ｓｏｌ Ａ／ ＋ ０．０４５ ％、℃に加熱したの
ち熱間圧延して２．４ｓｍの熱延鋼板とした。ついでこ
の熱延鎖板を、１０５０°Ｃで１分間の均熱処即後、８
００°Ｃ’−４００℃にわたる冷却を２０秒で行ったの
ち、１回の冷間圧延で０．８鯛厚の冷延鋼板とした。そ
してこの冷延鋼板に、表２に示す４つの条件で一次再結
晶焼鈍を施したのち、吃水素中で１２００℃、５時間の
二次再結晶焼鈍を施した。得られた製品の磁束密度Ｂ１
．について醐べた結果を表２に併記する。
： ０．００２％、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００８％
、ｓｏｌ Ａ／ ＋ ０．０４５ ％、℃に加熱したの
ち熱間圧延して２．４ｓｍの熱延鋼板とした。ついでこ
の熱延鎖板を、１０５０°Ｃで１分間の均熱処即後、８
００°Ｃ’−４００℃にわたる冷却を２０秒で行ったの
ち、１回の冷間圧延で０．８鯛厚の冷延鋼板とした。そ
してこの冷延鋼板に、表２に示す４つの条件で一次再結
晶焼鈍を施したのち、吃水素中で１２００℃、５時間の
二次再結晶焼鈍を施した。得られた製品の磁束密度Ｂ１
．について醐べた結果を表２に併記する。
表 ２
（注）パルス焼鈍処理条件
（１）高温、低温部の温度差５０°Ｃ
（２）１、回のパルス逃場時間 １０秒（３）パルス回
数 ４ 同 表２に示した結果から明らかなように、この発明に従い
、−次回結晶焼鈍処理の途中ないしけ該処理終了後にパ
ルス焼鈍処理を施すことにより、加熱スラブ温度がｔａ
ｏｏ″Ｃ以下の低温でも、すぐれたＢ□。値を得ること
ができた。
数 ４ 同 表２に示した結果から明らかなように、この発明に従い
、−次回結晶焼鈍処理の途中ないしけ該処理終了後にパ
ルス焼鈍処理を施すことにより、加熱スラブ温度がｔａ
ｏｏ″Ｃ以下の低温でも、すぐれたＢ□。値を得ること
ができた。
この理由は次のようにｍ察できｇｏ
すなわち、発明者らによるフッセル法を利用した８％け
い素鋼の一次再結晶粒の形態についての一連の研究（た
とえば、１９８０年１０月日本金属学会秋季大会で発表
した、コツセル法による３％珪素網の二次再結晶核発生
位置と分布）によれば、二次再結晶におけるゴス方位粒
の核発生は熱延からのストラフチャーメモリーのために
一次再結晶後表面近傍で開先的に起り、しかも表面近傍
のこのようなゴス粒の粒径は、他方位のものよりも成板
表面層には、ゴス方位の一次再結晶粒の集合が起り、従
来技術では得られなかった粗大化したゴス粒が形成され
ることがわかった。従ってかかる一次再結晶粒を有する
鋼板を二次再結晶させる場合には、従来技術では必要不
可欠とされていたＭｎｓ 、 ＭｎＳｅなどの微細で均
一な析出分散相がなくてもすなわちそれほど強力なイン
ヒビターがなくても、−次頁結晶処理に続く高温加熱、
二次再結晶処理により安定して二次再結晶粒を得ること
が出来るのであろう。
い素鋼の一次再結晶粒の形態についての一連の研究（た
とえば、１９８０年１０月日本金属学会秋季大会で発表
した、コツセル法による３％珪素網の二次再結晶核発生
位置と分布）によれば、二次再結晶におけるゴス方位粒
の核発生は熱延からのストラフチャーメモリーのために
一次再結晶後表面近傍で開先的に起り、しかも表面近傍
のこのようなゴス粒の粒径は、他方位のものよりも成板
表面層には、ゴス方位の一次再結晶粒の集合が起り、従
来技術では得られなかった粗大化したゴス粒が形成され
ることがわかった。従ってかかる一次再結晶粒を有する
鋼板を二次再結晶させる場合には、従来技術では必要不
可欠とされていたＭｎｓ 、 ＭｎＳｅなどの微細で均
一な析出分散相がなくてもすなわちそれほど強力なイン
ヒビターがなくても、−次頁結晶処理に続く高温加熱、
二次再結晶処理により安定して二次再結晶粒を得ること
が出来るのであろう。
かくして鋼板表面に粗大化したゴス方位の結晶粒を粗大
化させた一次再結晶鋼板に、二次再結晶焼鈍を施すこと
により、磁束密度の大幅な改咎が達成されるのである。
化させた一次再結晶鋼板に、二次再結晶焼鈍を施すこと
により、磁束密度の大幅な改咎が達成されるのである。
ところでこの発明では、素材中のＣ含有量がｏ、ｏ ｏ
ａ％以下と十分低い場合には、冷間圧延後に脱炭焼鈍
を施す必要はなく、吃水素雰囲気中での連続光輝焼鈍処
理などによる、単なる一次再結晶焼鈍で事足りる。
ａ％以下と十分低い場合には、冷間圧延後に脱炭焼鈍
を施す必要はなく、吃水素雰囲気中での連続光輝焼鈍処
理などによる、単なる一次再結晶焼鈍で事足りる。
この点、従来法に従う一方向性けい素鋼板の製造におい
ては、素材中のＳｉ含有量２．０〜４．０％に対して０
．０８〜０．８８％程度のＯの添加配合がないと、鋳造
から熱延までの間の熱履歴過程でα−γ変態が生起せず
、安定して二次再結晶を起させる均質で微細な熱延組織
が得られなかったため、素材中にある程度のＣを含有さ
せておき、熱延後に脱炭処理を施す必要があったのであ
る。
ては、素材中のＳｉ含有量２．０〜４．０％に対して０
．０８〜０．８８％程度のＯの添加配合がないと、鋳造
から熱延までの間の熱履歴過程でα−γ変態が生起せず
、安定して二次再結晶を起させる均質で微細な熱延組織
が得られなかったため、素材中にある程度のＣを含有さ
せておき、熱延後に脱炭処理を施す必要があったのであ
る。
しかしながらこの発明においては、前述した如く、−次
男結晶鋼板の表面層には粗大化したゴス方位の結晶粒が
集合しているので、Ｃが少くα−γ変伊Ｏこ滓う熱延組
織が得られなくとも、従来の０ ： ０，００８ ％、
Ｓｉ ： ２．９８ ％、Ｓ：０．００１％、ｔｏｔａ
ｌ Ｎ ： ０．００７０ ％、ＳＯＩ ｌ ： ０．
０４１５％、Ｍｎ’： ０．０８２％、Ｓｂ ： ０，
０２１％、ＭＯ： ０．０１２％、残部Ｂ’ｅならびに
不可避不純物からなるけい素鋼素材を溶製し鋳造、分塊
圧延後５ｔスラブを製造した。
男結晶鋼板の表面層には粗大化したゴス方位の結晶粒が
集合しているので、Ｃが少くα−γ変伊Ｏこ滓う熱延組
織が得られなくとも、従来の０ ： ０，００８ ％、
Ｓｉ ： ２．９８ ％、Ｓ：０．００１％、ｔｏｔａ
ｌ Ｎ ： ０．００７０ ％、ＳＯＩ ｌ ： ０．
０４１５％、Ｍｎ’： ０．０８２％、Ｓｂ ： ０，
０２１％、ＭＯ： ０．０１２％、残部Ｂ’ｅならびに
不可避不純物からなるけい素鋼素材を溶製し鋳造、分塊
圧延後５ｔスラブを製造した。
このスラブを１１００℃湿度条件で加熱後熱間圧延し２
．０間圧のホットコイルを得た。
．０間圧のホットコイルを得た。
次いで脱炭−次回結晶焼鈍途中に８回、焼鈍終了後３回
のパルス焼鈍処理を施した。１回当りのパルス焼鈍の条
件は高温部と低温部の温度差６０°Ｃ１パルス処理時間
は５秒であった。
のパルス焼鈍処理を施した。１回当りのパルス焼鈍の条
件は高温部と低温部の温度差６０°Ｃ１パルス処理時間
は５秒であった。
脱炭、−次回結晶、パルス焼鈍後焼鈍分離剤を塗布し、
１２００℃、５時間の二次再結晶焼鈍を施した。得られ
た成品の磁気特性は、 Ｂ１ｏ＝ １．８７ Ｔ Ｗ□７／ｓｏ ＝１−１５ ｗ７ｒｒｇであった。
１２００℃、５時間の二次再結晶焼鈍を施した。得られ
た成品の磁気特性は、 Ｂ１ｏ＝ １．８７ Ｔ Ｗ□７／ｓｏ ＝１−１５ ｗ７ｒｒｇであった。
実施例２
０ ： ０．００２％、ｓｉ、 ：１．８．０５ ％、
Ｓ ： ０，００１％、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．０
０６５％、ＳＯＩ Ａｌ： ０．０４０％、 Ｉｎ ：
０，０７２％、Ｓｂ ： ０．０２０％およびＭＯ＝
０．０１２％を含み、残部鉄ならびに不可避不純物から
なるけい素＠５４ 紫’、オを溶製し、鋳造、分塊圧延
後５ｔスラブを製造した。
Ｓ ： ０，００１％、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．０
０６５％、ＳＯＩ Ａｌ： ０．０４０％、 Ｉｎ ：
０，０７２％、Ｓｂ ： ０．０２０％およびＭＯ＝
０．０１２％を含み、残部鉄ならびに不可避不純物から
なるけい素＠５４ 紫’、オを溶製し、鋳造、分塊圧延
後５ｔスラブを製造した。
このスラブを１１５０°Ｃ温度条件で加熱後熱間圧延し
、２．０ｍｍ厚のホットフィルを得た。このホットコイ
ルを９５０℃で均熱化焼鈍後その冷却過程において８０
０〜４００″Ｃにわたる温度範囲を２０秒で降温し、つ
いで冷間圧延し、ｏ、ａｏｓｍの最終板厚とした。
、２．０ｍｍ厚のホットフィルを得た。このホットコイ
ルを９５０℃で均熱化焼鈍後その冷却過程において８０
０〜４００″Ｃにわたる温度範囲を２０秒で降温し、つ
いで冷間圧延し、ｏ、ａｏｓｍの最終板厚とした。
次いで一次再結晶焼鈍途中に３回、焼鈍終了後３回のパ
ルス焼鈍処理を施した。１回当りのパルス焼鈍の条件は
、高温部と低温和との湿度差：４０℃、パルス処理時間
１０秒であった。−次回結晶、パルス焼鈍後焼鈍分Ｈｅ
剤を塗布し、１１００’Ｃ。
ルス焼鈍処理を施した。１回当りのパルス焼鈍の条件は
、高温部と低温和との湿度差：４０℃、パルス処理時間
１０秒であった。−次回結晶、パルス焼鈍後焼鈍分Ｈｅ
剤を塗布し、１１００’Ｃ。
５時間の二次再結晶焼鈍を施した。得られた成品の磁気
特性は、 Ｂｏ。＝ １．９２ Ｔ Ｗ１７１５０−１−０７１φ９ であった。
特性は、 Ｂｏ。＝ １．９２ Ｔ Ｗ１７１５０−１−０７１φ９ であった。
第１図は、磁束密度Ｂ□。値に及ぼすスラブ加熱温度と
葉材中Ｃ含有量との影響を示したグラフである。 Ｃ％
葉材中Ｃ含有量との影響を示したグラフである。 Ｃ％
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ０ ＩＯ，０１重量％以下、 ｓｉ ： ２．０〜４．０重悠多、 Ｓ：ｏ、ｏｔ重ｈ１％以下および３ｅ ： ０．００５
重量％以下のうち少くともいずれか 一種、 ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００５〜０．０５重ｆｆｉ％
ならびに、Ｓｏｌ Ａｌ： ０．０１〜ｏ、ｏｓｆｔ
ｆＡ％およびＢ ： ０．０００８〜０．００４０重毒
％のうちから選んだ少くとも一種、 を含有するけい素鋼スラブを、１８００°Ｃ以下のｉ′
Ｍ変に加熱したのち熱間圧延し、ついで９００〜１１０
０°Ｃの温度範囲で均一焼鈍後その冷却過程において、
８００〜４００°Ｃにわたる温度範囲を１０〜１００秒
間で降温し、ついで１回または中間焼鈍をはさむ２回以
上の冷間圧延を施して最終板厚とした冷延ｗ４鈑に、脱
炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍中ないしはその後に、鋼
板表面層を短時間、繰返し高温加熱するパルス焼鈍を施
し、しかるのち二次再結晶焼鈍を施すことを特徴とする
磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法。 λ Ｏ：０．００８重世％以下、 Ｓ土 ： ２．０〜４．０型缶 ％、 ｓ ： ｏ、ｏ を重量％以下およびＳｅ ： ０．０
０５重ｉ％以下のうち少くともいずれか 一種、 ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００５〜０．０５重量％なら
びに、５ｏｌＡ１．： ｏ、ｏｉ〜０．０８重耐外およ
びＢ ： ０．０００８〜０．００４０重量％のうちか
ら選んだ少くとも一種、 を含有するけい゛素鋼スラブを、１３ＱＯ’ｃ以下の温
度に加熱したのち熱間圧延し、ついで９００〜１１００
℃の温度範囲で均一焼鈍後その冷却過程において、８０
０〜４００℃にわたる温度範囲をｌＯ〜ｉｏｏ秒間で降
高し、ついで１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷
間圧延を施して最終板厚とした冷延鋼板に、該鋼板表面
房を短時間、繰返し高温加熱するパルス焼鈍によって一
次再結晶焼鈍を施し、しかるのち二次再結晶焼鈍を施す
ことを特徴とする磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の
＠膜力法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58061547A JPS59190324A (ja) | 1983-04-09 | 1983-04-09 | 磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58061547A JPS59190324A (ja) | 1983-04-09 | 1983-04-09 | 磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59190324A true JPS59190324A (ja) | 1984-10-29 |
Family
ID=13174253
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58061547A Pending JPS59190324A (ja) | 1983-04-09 | 1983-04-09 | 磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59190324A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0400549A2 (en) * | 1989-05-29 | 1990-12-05 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grainoriented electrical steel sheet having superior magnetic and surface film characteristics |
| US4979996A (en) * | 1988-04-25 | 1990-12-25 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of grain-oriented electrical steel sheet comprising a nitriding treatment |
| US5061326A (en) * | 1990-07-09 | 1991-10-29 | Armco Inc. | Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel |
| US5078808A (en) * | 1990-07-09 | 1992-01-07 | Armco Inc. | Method of making regular grain oriented silicon steel without a hot band anneal |
| US5190597A (en) * | 1990-11-07 | 1993-03-02 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties |
| US5261971A (en) * | 1989-04-14 | 1993-11-16 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
| EP0648847A1 (en) * | 1993-10-19 | 1995-04-19 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
| US5512110A (en) * | 1992-04-16 | 1996-04-30 | Nippon Steel Corporation | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties |
| US5597424A (en) * | 1990-04-13 | 1997-01-28 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties |
| WO2008078915A1 (en) * | 2006-12-27 | 2008-07-03 | Posco | Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets with excellent magnetic property and high productivity |
| CN102816914A (zh) * | 2012-09-04 | 2012-12-12 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种冷轧钢板生产方法 |
-
1983
- 1983-04-09 JP JP58061547A patent/JPS59190324A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5472521A (en) * | 1933-10-19 | 1995-12-05 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
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| CN102816914A (zh) * | 2012-09-04 | 2012-12-12 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种冷轧钢板生产方法 |
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