JPS5970722A - 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
異方性の小さい電磁鋼板の製造方法Info
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- JPS5970722A JPS5970722A JP17960682A JP17960682A JPS5970722A JP S5970722 A JPS5970722 A JP S5970722A JP 17960682 A JP17960682 A JP 17960682A JP 17960682 A JP17960682 A JP 17960682A JP S5970722 A JPS5970722 A JP S5970722A
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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
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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】
この発明は電磁鋼板の製造方法に関し、特に小型モータ
等の鉄芯材料として用いられる無方向性電磁鋼板の製造
方法に関するものである。
等の鉄芯材料として用いられる無方向性電磁鋼板の製造
方法に関するものである。
近年、省エネルギー等の観点から小型モータの効率向上
が強く要請されておシ、そのため小型モータの鉄芯材料
として使用されている電磁鋼板に対しても励磁特性が優
れた材料、すなわち磁束密度の高い材料が強く要求され
るようになっている。
が強く要請されておシ、そのため小型モータの鉄芯材料
として使用されている電磁鋼板に対しても励磁特性が優
れた材料、すなわち磁束密度の高い材料が強く要求され
るようになっている。
具体的には、圧延方向および圧延方向に対し直角な方向
を含めた磁化力5000 A/mにおける磁束密度B1
o値が1.80T(テスラ)以上であることが要求され
ることが多い。
を含めた磁化力5000 A/mにおける磁束密度B1
o値が1.80T(テスラ)以上であることが要求され
ることが多い。
ところで磁束密度はその材料の集合組織に強く依存する
ものでちゃ、前述のようなり、。値1,8゜7以上を目
標とするために従来は結晶の(−110)[001]方
位を圧延方向に揃えるととを中心として研究が進められ
てきた。しかしながら結晶の(110) [O’01
]方位が圧延方向に強度に配向した鋼板は、圧延方向お
よびそれに直角な方向の磁気特性は優れているものの、
圧延方向に対し55°近辺の角度をなす方向の磁気特性
は著しく劣るから、小型モーターの如き回転機器の材料
としては不適当であると考えられる。すなわち、回転機
器の材料としては異方性が小さいことが要求される。異
方性が小さくしかも磁気特性、特に磁束密度が高い電磁
鋼板の集合組織としては、理想的には鋼板圧延面上に(
100)面を有しかつ圧延方向に<001>軸を持つ集
合組織が望ましいが、このような集合組織を有する電磁
鋼板を工業的規模で製造することは難かしく、従来実用
化された例はない。
ものでちゃ、前述のようなり、。値1,8゜7以上を目
標とするために従来は結晶の(−110)[001]方
位を圧延方向に揃えるととを中心として研究が進められ
てきた。しかしながら結晶の(110) [O’01
]方位が圧延方向に強度に配向した鋼板は、圧延方向お
よびそれに直角な方向の磁気特性は優れているものの、
圧延方向に対し55°近辺の角度をなす方向の磁気特性
は著しく劣るから、小型モーターの如き回転機器の材料
としては不適当であると考えられる。すなわち、回転機
器の材料としては異方性が小さいことが要求される。異
方性が小さくしかも磁気特性、特に磁束密度が高い電磁
鋼板の集合組織としては、理想的には鋼板圧延面上に(
100)面を有しかつ圧延方向に<001>軸を持つ集
合組織が望ましいが、このような集合組織を有する電磁
鋼板を工業的規模で製造することは難かしく、従来実用
化された例はない。
そこで本発明者等は、圧延面に(100)面が平行でか
つ軸方位が圧延方向に対しランダムな結晶の集合組織、
すなわち(100) CI m n )集合組織を有す
る異方性の小さい電磁鋼板の開発を進めた。圧延面に(
100)面が平行な集合組織としては、(1oo)Co
ol)方位の集合組織や(100)[011)方位の集
合組織が代表的であり、前者の集合組織を有する電磁鋼
板の製造方法としては特開昭48−32722号に代表
される如く、強冷間圧延後に箱焼鈍する方法があるが、
前述したように実際には工業的規模で製造するのは困難
であった。一方後者の(100)[011〕方位の集合
組織を有する電磁鋼板の製造方法としては、例えば特公
昭41−4765号公報に記載されているように550
〜600℃の温度範囲で温間圧延し、変形粒と再結晶粒
が混在する状態で圧延を終了し、α相域で最終焼鈍する
方法や、特公昭41−7051号公報に記載されている
如く中間焼鈍を挾む2回の冷間圧延を施し、かつその中
間焼鈍を200〜600℃の温度範囲で施し、A3変態
点以下の温度で最終焼鈍する方法、さらには特公昭57
−14411号公報に記載されているように、最終焼鈍
時のα−γ変態を利用する方法等が従来から知られてい
るが、前2者の方法は基本的には圧延により生じた転位
構造と蓄積された内部エネルギーを焼鈍前にA整し、最
終焼鈍時にそれらを解放させることによって(100)
(011)方位の集合組織を発達させるものであって、
最終焼鈍には長時間を必要とする。一方後者の方法は最
終焼鈍時にα−γ変態処理を必要とするが、この場合の
冷却速度としては例えばC含有量が0.003%の場合
約10°c/I+r以上を要し、このような冷却条件は
連続炉焼鈍では実現不可能である。このように従来の(
100)[001]集合組織および(ro o ) [
011)集合組織の形成方法はすべて箱焼鈍による長時
間の・焼鈍を必要とし、そのため製造コストが高くなら
ざるを得ないのが実情である。
つ軸方位が圧延方向に対しランダムな結晶の集合組織、
すなわち(100) CI m n )集合組織を有す
る異方性の小さい電磁鋼板の開発を進めた。圧延面に(
100)面が平行な集合組織としては、(1oo)Co
ol)方位の集合組織や(100)[011)方位の集
合組織が代表的であり、前者の集合組織を有する電磁鋼
板の製造方法としては特開昭48−32722号に代表
される如く、強冷間圧延後に箱焼鈍する方法があるが、
前述したように実際には工業的規模で製造するのは困難
であった。一方後者の(100)[011〕方位の集合
組織を有する電磁鋼板の製造方法としては、例えば特公
昭41−4765号公報に記載されているように550
〜600℃の温度範囲で温間圧延し、変形粒と再結晶粒
が混在する状態で圧延を終了し、α相域で最終焼鈍する
方法や、特公昭41−7051号公報に記載されている
如く中間焼鈍を挾む2回の冷間圧延を施し、かつその中
間焼鈍を200〜600℃の温度範囲で施し、A3変態
点以下の温度で最終焼鈍する方法、さらには特公昭57
−14411号公報に記載されているように、最終焼鈍
時のα−γ変態を利用する方法等が従来から知られてい
るが、前2者の方法は基本的には圧延により生じた転位
構造と蓄積された内部エネルギーを焼鈍前にA整し、最
終焼鈍時にそれらを解放させることによって(100)
(011)方位の集合組織を発達させるものであって、
最終焼鈍には長時間を必要とする。一方後者の方法は最
終焼鈍時にα−γ変態処理を必要とするが、この場合の
冷却速度としては例えばC含有量が0.003%の場合
約10°c/I+r以上を要し、このような冷却条件は
連続炉焼鈍では実現不可能である。このように従来の(
100)[001]集合組織および(ro o ) [
011)集合組織の形成方法はすべて箱焼鈍による長時
間の・焼鈍を必要とし、そのため製造コストが高くなら
ざるを得ないのが実情である。
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、圧
延面に(100)面が平行で軸方位が圧延方向に対しラ
ンダムな(100)[+mn)集合組織を有する、異方
性が小さくかつ磁気特性、特に磁束密度特性の優れた電
磁鋼板を、工業的規模において低コストで製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。
延面に(100)面が平行で軸方位が圧延方向に対しラ
ンダムな(100)[+mn)集合組織を有する、異方
性が小さくかつ磁気特性、特に磁束密度特性の優れた電
磁鋼板を、工業的規模において低コストで製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。
すなわち本発明者等は上述の目的を達成するべく鋭意実
験・検討を重ねたところ、中間焼鈍を挾む2回の冷間圧
延を施す際に、中間焼鈍後の結晶粒径を特定範囲の微細
粒径に制御すると同時に、中間焼鈍後の二次冷間圧延の
圧下率を特定範囲の軽圧延とすることによって、(10
0) C1rnn )集合組織を有する電磁鋼板を製造
でき、しかもその場合最終焼鈍を短時間として連続焼鈍
を適用し得ることを新規に見出し、この発明をなすに至
ったのである。
験・検討を重ねたところ、中間焼鈍を挾む2回の冷間圧
延を施す際に、中間焼鈍後の結晶粒径を特定範囲の微細
粒径に制御すると同時に、中間焼鈍後の二次冷間圧延の
圧下率を特定範囲の軽圧延とすることによって、(10
0) C1rnn )集合組織を有する電磁鋼板を製造
でき、しかもその場合最終焼鈍を短時間として連続焼鈍
を適用し得ることを新規に見出し、この発明をなすに至
ったのである。
具体的には、この発明の製造方法は、C0,040チ以
F、Si4.0%以下、Mn 0.05〜0.50%、
Ml、0%以下、残部Feおよび不可避的不純物よシな
る熱延鋼帯に中間焼鈍を挾む2回の冷間圧延を施し、そ
の後仕上焼鈍を施す電磁鋼板の製造方法において、中間
焼鈍後の鋼板の結晶粒径が5〜20μmの範囲内となる
ように中間焼鈍を制御し、かつ中間焼鈍後の二次冷間圧
延を圧下率6〜15係の範囲で施し、次いでA3変態点
以下の温度で仕上焼鈍を施すことを特徴とするものであ
る。
F、Si4.0%以下、Mn 0.05〜0.50%、
Ml、0%以下、残部Feおよび不可避的不純物よシな
る熱延鋼帯に中間焼鈍を挾む2回の冷間圧延を施し、そ
の後仕上焼鈍を施す電磁鋼板の製造方法において、中間
焼鈍後の鋼板の結晶粒径が5〜20μmの範囲内となる
ように中間焼鈍を制御し、かつ中間焼鈍後の二次冷間圧
延を圧下率6〜15係の範囲で施し、次いでA3変態点
以下の温度で仕上焼鈍を施すことを特徴とするものであ
る。
以上この発明の方法をさらに詳細に説明する。
先ずこの発明を完成するに至った知見について実験デー
タに基づいて説明する。
タに基づいて説明する。
C0,006%、Si0.34%、Mn 0.50%、
届0.25%、残部実質的にFeよりなる組成の連鋳ス
ラブを公知の熱間圧延によって厚さ2.3膿の熱延鋼帯
とし、この熱延鋼帯を72.8〜77.6%の範囲内の
圧下率で一次冷間圧延を施して中間板厚0.62〜0.
52mとし、しかる後窒素ガス雰囲気の連続炉によシ5
00〜850℃の範囲内の各種の温度で2分間中間焼鈍
した。次いで3〜20%の範囲内の種々の圧下率で二次
冷間圧延を行ない、各々0.50 mの最終板厚とした
。その後これらの各冷延板に窒素ガス雰囲気の連続炉に
て8oo℃×2分間の短時間仕上焼鈍を施し、電磁鋼板
製品を得た。得られた製品鋼板から外径9Qm、内径5
0咽のリング試料を打抜き、各10枚を積層して各積層
体にそれぞれ200ターンの1次および2次巻線を施し
、磁気測定を行って鉄損w1515゜および磁束密度B
5oを調べた。そして磁気測定後に鋼板の集合組織を調
べた。まだ前述の工程中の中間焼鈍後、二次〜間圧延前
の鋼板について顕微鏡粗織観察を行ない、平均結晶粒径
を調べた。
届0.25%、残部実質的にFeよりなる組成の連鋳ス
ラブを公知の熱間圧延によって厚さ2.3膿の熱延鋼帯
とし、この熱延鋼帯を72.8〜77.6%の範囲内の
圧下率で一次冷間圧延を施して中間板厚0.62〜0.
52mとし、しかる後窒素ガス雰囲気の連続炉によシ5
00〜850℃の範囲内の各種の温度で2分間中間焼鈍
した。次いで3〜20%の範囲内の種々の圧下率で二次
冷間圧延を行ない、各々0.50 mの最終板厚とした
。その後これらの各冷延板に窒素ガス雰囲気の連続炉に
て8oo℃×2分間の短時間仕上焼鈍を施し、電磁鋼板
製品を得た。得られた製品鋼板から外径9Qm、内径5
0咽のリング試料を打抜き、各10枚を積層して各積層
体にそれぞれ200ターンの1次および2次巻線を施し
、磁気測定を行って鉄損w1515゜および磁束密度B
5oを調べた。そして磁気測定後に鋼板の集合組織を調
べた。まだ前述の工程中の中間焼鈍後、二次〜間圧延前
の鋼板について顕微鏡粗織観察を行ない、平均結晶粒径
を調べた。
上述の実験による磁気特性測定結果と中間焼鈍温度およ
び二次冷間圧延圧2−下率との関係を第1図に示す。第
1図から、磁束密度B5oは中間焼鈍温度および二次冷
間圧延圧下率に強く依存し、中間焼鈍温度650〜70
0℃附近、二次冷間圧延圧下率10%前後においてB1
1値が顕著に向上していることが明らかとなった。なお
鉄損値W15/、。は中間焼鈍温度が600℃を越える
附近で急激に減少し、650〜700℃では必ずしも最
低ではないが充分に低い鉄損値となることが認められた
。
び二次冷間圧延圧2−下率との関係を第1図に示す。第
1図から、磁束密度B5oは中間焼鈍温度および二次冷
間圧延圧下率に強く依存し、中間焼鈍温度650〜70
0℃附近、二次冷間圧延圧下率10%前後においてB1
1値が顕著に向上していることが明らかとなった。なお
鉄損値W15/、。は中間焼鈍温度が600℃を越える
附近で急激に減少し、650〜700℃では必ずしも最
低ではないが充分に低い鉄損値となることが認められた
。
上述のように磁束密度B5o値は中間焼鈍温度650〜
700℃附近、二次冷間圧延圧下率10チ前後で極めて
高い値が得られる。ここで650〜700℃なる温度は
、この実験に供した鋼素材における再結晶初期温度(再
結晶開始温度)に相当し、しかもこの実験では中間焼鈍
を2分間の短時間焼鈍としている。したがってこの65
0〜700℃の2分間焼鈍によって鋼板の結晶組織は再
結晶初期状態の微細粒組織となっていることが予想され
る。中間焼鈍における再結晶初期温度は、Cの実験に供
した素材では前述の如く650〜700℃程度であるが
、鋼索材の成分や鋼板の加工履歴によって変動する温度
であり、また同じ焼鈍温度でも焼鈍時間が変化すれば結
晶粒径も変化する。そして仕上焼鈍における結晶挙動は
中間焼鈍条件自体よりもむしろその中間焼鈍によって得
られた結晶粒径により大きな影響を受けるものと思われ
る。また中間焼鈍条件自体を規定することも実際上困難
である。そこで本発明者等は前述のように中間焼鈍後の
鋼板の結晶粒径を調べ、その結晶粒径および二次冷間圧
延圧下率と製品の磁束密度B5oとの関係を調査した。
700℃附近、二次冷間圧延圧下率10チ前後で極めて
高い値が得られる。ここで650〜700℃なる温度は
、この実験に供した鋼素材における再結晶初期温度(再
結晶開始温度)に相当し、しかもこの実験では中間焼鈍
を2分間の短時間焼鈍としている。したがってこの65
0〜700℃の2分間焼鈍によって鋼板の結晶組織は再
結晶初期状態の微細粒組織となっていることが予想され
る。中間焼鈍における再結晶初期温度は、Cの実験に供
した素材では前述の如く650〜700℃程度であるが
、鋼索材の成分や鋼板の加工履歴によって変動する温度
であり、また同じ焼鈍温度でも焼鈍時間が変化すれば結
晶粒径も変化する。そして仕上焼鈍における結晶挙動は
中間焼鈍条件自体よりもむしろその中間焼鈍によって得
られた結晶粒径により大きな影響を受けるものと思われ
る。また中間焼鈍条件自体を規定することも実際上困難
である。そこで本発明者等は前述のように中間焼鈍後の
鋼板の結晶粒径を調べ、その結晶粒径および二次冷間圧
延圧下率と製品の磁束密度B5oとの関係を調査した。
その結果を第2図に示す。第2図から、磁束密度B5o
は中間焼鈍後の結晶粒径と二次冷間圧延圧下率に大きく
依存し、結晶粒径が5〜20μmの範囲でしかも二次冷
間圧延圧下率が6〜15チの場合に高い磁束密度B5゜
が得られることが判明した。このような実験結果から、
この発明の製造方法では中間焼鈍後の結晶粒径および二
次冷間圧延圧下率をもって規定することとした。
は中間焼鈍後の結晶粒径と二次冷間圧延圧下率に大きく
依存し、結晶粒径が5〜20μmの範囲でしかも二次冷
間圧延圧下率が6〜15チの場合に高い磁束密度B5゜
が得られることが判明した。このような実験結果から、
この発明の製造方法では中間焼鈍後の結晶粒径および二
次冷間圧延圧下率をもって規定することとした。
次に下記のA、B、Cの3種の条件によって中間焼鈍、
二次〜間圧延を行った板厚0.5闘の最終仕上焼鈍板(
製品)の集合組織を第3図(4)、 (B) 。
二次〜間圧延を行った板厚0.5闘の最終仕上焼鈍板(
製品)の集合組織を第3図(4)、 (B) 。
(C)にそれぞれ対応して示し、また各製品の磁気特性
(圧延方向、圧延方向に直角な方向、および圧延方向に
45°の方向を含む磁気特性)を調べた結果を第1表に
示す。なお下記A、B、Cの各条件以外は前記の実験と
同様に実施した。
(圧延方向、圧延方向に直角な方向、および圧延方向に
45°の方向を含む磁気特性)を調べた結果を第1表に
示す。なお下記A、B、Cの各条件以外は前記の実験と
同様に実施した。
A:中間焼鈍温度は再結晶開始温度より低い温度の60
0°Cとして2分間中間焼鈍し、また二次冷間圧延圧F
率は8%とした。この場合中間焼鈍後の結晶組織は圧延
組織のままであった。(比較法)B:中間焼鈍温度は再
結晶粒が粗大化傾向を示す800°Cとして2分間中間
焼鈍し、また二次冷間圧延圧下率は8%とした。この場
合の中間焼鈍後の結晶粒径は23μmであった。(比較
法)C:中間焼鈍温度は再結晶初期温度である700℃
として2分間中間焼鈍し、また二次冷間圧延圧下率は1
0チとした。この場合の中間焼鈍後の結晶粒径は前述の
範囲(5〜20μm)の範囲内の12μmであった。(
本発明法) 第1表 第3図(A)の集合組織は前述のA法、すなわち中間焼
鈍を再結晶開始温度以下の温度で行って中間焼鈍後の結
晶組織が圧延組織のままのものであり、この場合(11
1)〔112〕を主方位としていることが明らかである
。また第3図(B)は前述のB法、すなわち中間焼鈍を
800℃の高温で行って中間焼鈍後の結晶粒径が23μ
mと粗大であったものであり、この場合(110)およ
び(211)方位の集合組織が強くあられれている。一
方第3図(Qは前述のC法、すなわちこの発明の方法に
したがって再結晶初期温度で中間焼鈍して中間焼鈍後の
結晶粒径を12μmとしたものであり、この場合(10
0)集合組織が明確に発達し、かつ(111)集合組織
の形成が著しく抑制されていることが明らかである。(
100)面には磁化容易軸である<100>軸が最も多
く存在し、かつ磁化困難なく111>軸が含まれておら
ず、そのだめC法による場合には第1表に示すように優
れた磁気特性が得られている。
0°Cとして2分間中間焼鈍し、また二次冷間圧延圧F
率は8%とした。この場合中間焼鈍後の結晶組織は圧延
組織のままであった。(比較法)B:中間焼鈍温度は再
結晶粒が粗大化傾向を示す800°Cとして2分間中間
焼鈍し、また二次冷間圧延圧下率は8%とした。この場
合の中間焼鈍後の結晶粒径は23μmであった。(比較
法)C:中間焼鈍温度は再結晶初期温度である700℃
として2分間中間焼鈍し、また二次冷間圧延圧下率は1
0チとした。この場合の中間焼鈍後の結晶粒径は前述の
範囲(5〜20μm)の範囲内の12μmであった。(
本発明法) 第1表 第3図(A)の集合組織は前述のA法、すなわち中間焼
鈍を再結晶開始温度以下の温度で行って中間焼鈍後の結
晶組織が圧延組織のままのものであり、この場合(11
1)〔112〕を主方位としていることが明らかである
。また第3図(B)は前述のB法、すなわち中間焼鈍を
800℃の高温で行って中間焼鈍後の結晶粒径が23μ
mと粗大であったものであり、この場合(110)およ
び(211)方位の集合組織が強くあられれている。一
方第3図(Qは前述のC法、すなわちこの発明の方法に
したがって再結晶初期温度で中間焼鈍して中間焼鈍後の
結晶粒径を12μmとしたものであり、この場合(10
0)集合組織が明確に発達し、かつ(111)集合組織
の形成が著しく抑制されていることが明らかである。(
100)面には磁化容易軸である<100>軸が最も多
く存在し、かつ磁化困難なく111>軸が含まれておら
ず、そのだめC法による場合には第1表に示すように優
れた磁気特性が得られている。
次いで第3図に示した各鋼板について圧延方向に対し0
0.35°、45°、55°および90’の各方向に沿
ってそれぞれ採取したエプスタイン試験片を各4枚用い
てB5o値を測定し、面内異方性を調べた。その結果第
4図に示すように本発明法の場合全体のB5o値が高く
、シかも面内異方性が小さいことが判明した。このよう
に面内異方性が小さいことから(100)面は圧延方向
に平行であるが軸方位は圧延方向に対しランダムな集合
組織、すなわち(100) Cl m n ]集合組織
が形成されていることが明らかである。
0.35°、45°、55°および90’の各方向に沿
ってそれぞれ採取したエプスタイン試験片を各4枚用い
てB5o値を測定し、面内異方性を調べた。その結果第
4図に示すように本発明法の場合全体のB5o値が高く
、シかも面内異方性が小さいことが判明した。このよう
に面内異方性が小さいことから(100)面は圧延方向
に平行であるが軸方位は圧延方向に対しランダムな集合
組織、すなわち(100) Cl m n ]集合組織
が形成されていることが明らかである。
上述のように、中間焼鈍後の結晶組織を、5〜20μm
の範囲内の再結晶初期の微細粒に調整し、しかも二次冷
間圧延を圧下率6〜15係の範囲の軽圧延として結晶粒
に歪を導入することによって、連続炉焼鈍の如き短時間
の仕上焼鈍でも粒成長が著しく促進され、(1oo)[
1mn )集合組織が形成されることが判明したのτあ
る。
の範囲内の再結晶初期の微細粒に調整し、しかも二次冷
間圧延を圧下率6〜15係の範囲の軽圧延として結晶粒
に歪を導入することによって、連続炉焼鈍の如き短時間
の仕上焼鈍でも粒成長が著しく促進され、(1oo)[
1mn )集合組織が形成されることが判明したのτあ
る。
次にこの発明の方法で使用される素材の成分限定理由を
説明する。
説明する。
Cは磁気特性上有害な元素であるから可及的に含有量が
少ないことが好ましく、所期の磁気特性を得るため0.
040係以下とする。但しこの発明の方法では脱炭を目
的とする焼鈍を行わないのが通常であるから、Cは初期
段階から低いことが好ましく、その観点からは0.01
0%以下とすることが望ましい。
少ないことが好ましく、所期の磁気特性を得るため0.
040係以下とする。但しこの発明の方法では脱炭を目
的とする焼鈍を行わないのが通常であるから、Cは初期
段階から低いことが好ましく、その観点からは0.01
0%以下とすることが望ましい。
Siは鉄損を小さくするに有効な元素であるが、4.0
チ以上添加すれば磁束密度が低下し、また圧延性が低下
するとともにコスト上昇を招くから、4.0%以下とす
る。
チ以上添加すれば磁束密度が低下し、また圧延性が低下
するとともにコスト上昇を招くから、4.0%以下とす
る。
MnはSの存在による熱間脆性を抑制するために添加さ
れるが、0.05%より少なければ熱間割れを防止する
効果が得られず、一方0.501よシも多ければ磁気特
性が劣化するから、Mnは0.05〜0.50%の範囲
とした。
れるが、0.05%より少なければ熱間割れを防止する
効果が得られず、一方0.501よシも多ければ磁気特
性が劣化するから、Mnは0.05〜0.50%の範囲
とした。
Afflは(100)集合組織を発達させるに効果があ
り、磁気特性の向上に寄与する元素であるが、10チよ
りも多くなれば圧延性が悪くなるから、局は1.0チ以
下とした。
り、磁気特性の向上に寄与する元素であるが、10チよ
りも多くなれば圧延性が悪くなるから、局は1.0チ以
下とした。
この発明の方法に適用される鋼素材は、上述の各成分の
ほかは実質的にFeおよび不可避的不純物よりなるもの
であれば良い。
ほかは実質的にFeおよび不可避的不純物よりなるもの
であれば良い。
次にこの発明の方法による一連の製造工程をその工程順
に説明する。
に説明する。
先ず連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法によって前記
組成のスラブを得る。次いで公知の熱間圧延法によって
板厚20〜30胡程度の熱延板に仕上げる。但し板厚は
この寸法に限定されないことはもちろんである。次いで
その熱延板を一次冷間圧延【より0.53〜0.59m
程度の中間板厚とし、中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は
その後の二次冷間圧延前の鋼板の結晶粒径5〜20μm
の再結晶初期状態となるように焼鈍温度、焼鈍時間を選
択して実施する。なおこのように再結晶初期状態とする
ための具体的な中間焼鈍温度は、この発明で用いる鋼組
成の場合通常は650〜700℃程度であるが、前述の
ように組成のみならず加工履歴、特に−次冷間圧延圧下
率等によって変化する。まだ必要な焼鈍時間も焼鈍温度
によって異なるが、通常は1〜5分程度、より適切には
1〜3分程度である。なおまた、結晶粒径はほぼ硬さに
対応するから、実際の操業に当っては、硬さによって中
間焼鈍を管理しても良い。
組成のスラブを得る。次いで公知の熱間圧延法によって
板厚20〜30胡程度の熱延板に仕上げる。但し板厚は
この寸法に限定されないことはもちろんである。次いで
その熱延板を一次冷間圧延【より0.53〜0.59m
程度の中間板厚とし、中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は
その後の二次冷間圧延前の鋼板の結晶粒径5〜20μm
の再結晶初期状態となるように焼鈍温度、焼鈍時間を選
択して実施する。なおこのように再結晶初期状態とする
ための具体的な中間焼鈍温度は、この発明で用いる鋼組
成の場合通常は650〜700℃程度であるが、前述の
ように組成のみならず加工履歴、特に−次冷間圧延圧下
率等によって変化する。まだ必要な焼鈍時間も焼鈍温度
によって異なるが、通常は1〜5分程度、より適切には
1〜3分程度である。なおまた、結晶粒径はほぼ硬さに
対応するから、実際の操業に当っては、硬さによって中
間焼鈍を管理しても良い。
上述のように中間焼鈍後の結晶粒径を5〜20μmに限
定する理由は次の通りである。すなわち、5μm未満の
結晶組織では圧延変形粒と再結晶粒とが混在した状態で
あって、その後の二次冷間圧延で生じた歪が仕上焼鈍に
おいて充分に解放されず、その結果仕上焼鈍時における
粒成長が遅れ、(11]、 )集合組織が強くなって磁
気特性が劣化する。一方中間焼鈍後の結晶粒径が20μ
mを越えれば二次冷間圧延後の仕上焼鈍によって(11
,0)方位が発達し、面内異方性が強くなるため、小型
モーター等の回転機器材料として不適当となる。
定する理由は次の通りである。すなわち、5μm未満の
結晶組織では圧延変形粒と再結晶粒とが混在した状態で
あって、その後の二次冷間圧延で生じた歪が仕上焼鈍に
おいて充分に解放されず、その結果仕上焼鈍時における
粒成長が遅れ、(11]、 )集合組織が強くなって磁
気特性が劣化する。一方中間焼鈍後の結晶粒径が20μ
mを越えれば二次冷間圧延後の仕上焼鈍によって(11
,0)方位が発達し、面内異方性が強くなるため、小型
モーター等の回転機器材料として不適当となる。
中間焼鈍後には二次冷間圧延を行って最終板厚とする。
この二次冷間圧延における圧下率は6〜15チの範囲内
とし、いわゆるスキンノくス程度の軽圧下とする。ここ
で圧下率が6%未満では充分な歪が導入されず、そのた
め仕上焼鈍における粒成長が充分でなくなる。一方圧工
率が15チを越えれば、仕上焼鈍時の再結晶機構が、歪
エネルギー導入による粒界移動と核生成による回復、再
結晶との両者が混在したものとなり、その結果仕上焼鈍
後の集合組織は(110)成分が強くなり、面内異方性
が強くなって回転機器材料として不適当なものとなる。
とし、いわゆるスキンノくス程度の軽圧下とする。ここ
で圧下率が6%未満では充分な歪が導入されず、そのた
め仕上焼鈍における粒成長が充分でなくなる。一方圧工
率が15チを越えれば、仕上焼鈍時の再結晶機構が、歪
エネルギー導入による粒界移動と核生成による回復、再
結晶との両者が混在したものとなり、その結果仕上焼鈍
後の集合組織は(110)成分が強くなり、面内異方性
が強くなって回転機器材料として不適当なものとなる。
このような二次冷間圧延後には上述のように仕上焼鈍を
施す。この仕上焼鈍はα−r変態が生じないようにA3
点以下の温度で行えば良く、また仕上焼鈍温度の下限は
特に規定しないが前述のように再結晶を生ぜしめるため
、再結晶温度以上、すなわち通常は650℃程度以上と
する。なおこの仕上焼鈍は前述のように極めて短時間で
(ioo)[+mn)集合組織を形成し得るから、連続
炉焼鈍が充分に適用可能である。
施す。この仕上焼鈍はα−r変態が生じないようにA3
点以下の温度で行えば良く、また仕上焼鈍温度の下限は
特に規定しないが前述のように再結晶を生ぜしめるため
、再結晶温度以上、すなわち通常は650℃程度以上と
する。なおこの仕上焼鈍は前述のように極めて短時間で
(ioo)[+mn)集合組織を形成し得るから、連続
炉焼鈍が充分に適用可能である。
このようにして得られた電磁鋼板は、圧延面に(100
)面が平行でランダムな軸方位の(100)I:Imn
〕集合組織を有するものであって、前記した如く磁束密
度が高くしかも面内異方性が小さいから、高効率モータ
ー川鉄芯材料として好適に使用することができる。
)面が平行でランダムな軸方位の(100)I:Imn
〕集合組織を有するものであって、前記した如く磁束密
度が高くしかも面内異方性が小さいから、高効率モータ
ー川鉄芯材料として好適に使用することができる。
以上の説明で明らかなようにこの発明の方法によれば、
圧延面内の磁束密度が高く、シかも面内異方性が小さい
電磁鋼板を工業的規模で低コストで製造でき、特に仕上
焼鈍に長時間の焼鈍を要さずに短時間で足シることは、
連続炉焼鈍の適用を可能として、コスト低減に大きく貢
献することができるものである。
圧延面内の磁束密度が高く、シかも面内異方性が小さい
電磁鋼板を工業的規模で低コストで製造でき、特に仕上
焼鈍に長時間の焼鈍を要さずに短時間で足シることは、
連続炉焼鈍の適用を可能として、コスト低減に大きく貢
献することができるものである。
第1図は電磁鋼板製造過程における中間焼鈍温度および
二次冷間圧延圧下率と、仕上焼鈍後の製品の鉄損W
および磁束密度B5oとの関係を示5150 す相関図、第2図は中間焼鈍後の結晶粒径および二次冷
間圧延圧下率と、仕上焼鈍後の製品の磁束密度B5oと
の関係を示す相関図、第3図(A) 、 (B) 。 (C)はそれぞれ仕上焼鈍後の製品の(200)極点図
を示すものであって、(4)および(B)はそれぞれ比
較法による製品の極点図、(C)はこの発明の方法によ
る製品の極点図、第4図は第3図囚、 (B) 、 (
C)に示される各製品の磁束密度B5oと圧延方向に対
する角度との関係を示す相関図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武人 (ほか1名)
二次冷間圧延圧下率と、仕上焼鈍後の製品の鉄損W
および磁束密度B5oとの関係を示5150 す相関図、第2図は中間焼鈍後の結晶粒径および二次冷
間圧延圧下率と、仕上焼鈍後の製品の磁束密度B5oと
の関係を示す相関図、第3図(A) 、 (B) 。 (C)はそれぞれ仕上焼鈍後の製品の(200)極点図
を示すものであって、(4)および(B)はそれぞれ比
較法による製品の極点図、(C)はこの発明の方法によ
る製品の極点図、第4図は第3図囚、 (B) 、 (
C)に示される各製品の磁束密度B5oと圧延方向に対
する角度との関係を示す相関図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武人 (ほか1名)
Claims (1)
- C0,040係(重量係、以下同じ)以下、Si4.0
チ以下、Mn 0.05〜0.50 %、M 1.0
%以下、残部Feおよび不可避的不純物よりなる熱延鋼
帯に中間焼鈍を挾む2回の冷間圧延を施し、その後仕上
焼鈍を施す電磁鋼板の製造方法において、中間焼鈍後の
鋼板の結晶粒径が5〜20μmの範囲内となるように中
間焼鈍条件を制御し、かつ中間焼鈍後の二次冷間圧延を
圧下率6〜15%の範囲内で施して最終板厚に仕上げ、
次いでA3変態点以下の温度で仕上焼鈍を施すことを特
徴とする異方性の小さい電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17960682A JPS5970722A (ja) | 1982-10-13 | 1982-10-13 | 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17960682A JPS5970722A (ja) | 1982-10-13 | 1982-10-13 | 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5970722A true JPS5970722A (ja) | 1984-04-21 |
Family
ID=16068681
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17960682A Pending JPS5970722A (ja) | 1982-10-13 | 1982-10-13 | 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5970722A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS613838A (ja) * | 1984-06-16 | 1986-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 |
JPS62256917A (ja) * | 1986-04-28 | 1987-11-09 | Nippon Steel Corp | 回転機用高抗張力無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
JP2022137473A (ja) * | 2021-03-09 | 2022-09-22 | ビルシュタイン・ゲゼルシャフト・ミト・ベシュレンクテル・ハフツング・ウント・コンパニー・コマンディトゲゼルシャフト | 金属から成る軟磁性の前製品を製造するための方法 |
CN115109904A (zh) * | 2021-03-18 | 2022-09-27 | 比尔斯坦有限责任两合公司 | 制造由金属制成的软磁初级产品的方法 |
WO2023112892A1 (ja) * | 2021-12-16 | 2023-06-22 | Jfeスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1982
- 1982-10-13 JP JP17960682A patent/JPS5970722A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS613838A (ja) * | 1984-06-16 | 1986-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 異方性の小さい電磁鋼板の製造方法 |
JPS62256917A (ja) * | 1986-04-28 | 1987-11-09 | Nippon Steel Corp | 回転機用高抗張力無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
JPH0425346B2 (ja) * | 1986-04-28 | 1992-04-30 | Nippon Steel Corp | |
JP2022137473A (ja) * | 2021-03-09 | 2022-09-22 | ビルシュタイン・ゲゼルシャフト・ミト・ベシュレンクテル・ハフツング・ウント・コンパニー・コマンディトゲゼルシャフト | 金属から成る軟磁性の前製品を製造するための方法 |
CN115109904A (zh) * | 2021-03-18 | 2022-09-27 | 比尔斯坦有限责任两合公司 | 制造由金属制成的软磁初级产品的方法 |
WO2023112892A1 (ja) * | 2021-12-16 | 2023-06-22 | Jfeスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
TWI828474B (zh) * | 2021-12-16 | 2024-01-01 | 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 | 無方向性電磁鋼板及其製造方法 |
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