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
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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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 |
US4979996A (en) * | 1988-04-25 | 1990-12-25 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of grain-oriented electrical steel sheet comprising a nitriding treatment |
US5261971A (en) * | 1989-04-14 | 1993-11-16 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
US4979997A (en) * | 1989-05-29 | 1990-12-25 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic and surface film characteristics |
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 |
US5597424A (en) * | 1990-04-13 | 1997-01-28 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties |
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 |
US5512110A (en) * | 1992-04-16 | 1996-04-30 | Nippon Steel Corporation | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having excellent 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 |
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 |
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