JPS63219524A - 軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法 - Google Patents
軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法Info
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- JPS63219524A JPS63219524A JP61215997A JP21599786A JPS63219524A JP S63219524 A JPS63219524 A JP S63219524A JP 61215997 A JP61215997 A JP 61215997A JP 21599786 A JP21599786 A JP 21599786A JP S63219524 A JPS63219524 A JP S63219524A
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Classifications
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法に関
する。
する。
従来、電力用の磁心や回転機用の材料としてSt含有量
が4wt%未満の珪素鉄合金が多量に使用されている。
が4wt%未満の珪素鉄合金が多量に使用されている。
しかし、この種の珪素鉄合金は、普通鋼と比較して冷間
圧延時において所謂エツジクラックが生じ易く。
圧延時において所謂エツジクラックが生じ易く。
このためストリップの破断確率か高く、圧延能率及び歩
留りが悪いという問題がある。
留りが悪いという問題がある。
このような問題に対し、例えば特開昭58−19611
5号や特開昭61−132205号に示されるような圧
延方法が提案されているが、これらの方法を実施するに
は通常の圧延設備に対し設備の増強を必要とする欠点が
ある。
5号や特開昭61−132205号に示されるような圧
延方法が提案されているが、これらの方法を実施するに
は通常の圧延設備に対し設備の増強を必要とする欠点が
ある。
本発明はこのような問題に鑑み、特別な設備的負担を必
要としないで、珪素鉄板の冷間圧延性を磁気特性を害す
ることなく改善することができる方法を提供せんとする
ものである。
要としないで、珪素鉄板の冷間圧延性を磁気特性を害す
ることなく改善することができる方法を提供せんとする
ものである。
このなめ本発明は、冷間圧延前の製造条件を最適化する
ことにより、珪素鉄合金の冷間圧延性を改善するように
したものである。
ことにより、珪素鉄合金の冷間圧延性を改善するように
したものである。
本発明においては、まず、St:1wt%以上、4 w
t−未満1Mn:0.5ft%以下、P : 0.1w
t ’A以下、 S:0.02WtIs以下、Al:
2wt %以下を含有する鉄合金を溶製する。この合金
を造塊または連続鋳造により鋳造後、分塊及び粗圧延ま
たは粗圧延を1000℃以上、累積圧下率50慢以上で
行い、更に仕上熱間圧延を下記するような所定の条件で
行った後750℃以下で巻取る0次いで熱延板表面のス
ケールを酸洗或は研削等の手段により除去する脱スケー
ル処理を施し、必要に応じてトリミングを施した後、冷
間圧延または温間圧延を行う。
t−未満1Mn:0.5ft%以下、P : 0.1w
t ’A以下、 S:0.02WtIs以下、Al:
2wt %以下を含有する鉄合金を溶製する。この合金
を造塊または連続鋳造により鋳造後、分塊及び粗圧延ま
たは粗圧延を1000℃以上、累積圧下率50慢以上で
行い、更に仕上熱間圧延を下記するような所定の条件で
行った後750℃以下で巻取る0次いで熱延板表面のス
ケールを酸洗或は研削等の手段により除去する脱スケー
ル処理を施し、必要に応じてトリミングを施した後、冷
間圧延または温間圧延を行う。
次いで、このようにして得られた冷延板(温間圧延によ
るものを含む)に磁気特性を付与するための焼鈍を施す
、この焼鈍は冷延板を800℃以上の温度に加熱して行
う。
るものを含む)に磁気特性を付与するための焼鈍を施す
、この焼鈍は冷延板を800℃以上の温度に加熱して行
う。
また、冷間加工性等の向上を目的として、仕上熱延後、
脱スケール処理の前または後において750℃以下の熱
延板焼鈍を行うことができ、また同様の目的の下に、上
記熱延板焼鈍とは別に或は熱延板焼鈍とともに、冷間圧
延または温間圧延の途中で750℃以下の中間焼鈍を行
うことができる。
脱スケール処理の前または後において750℃以下の熱
延板焼鈍を行うことができ、また同様の目的の下に、上
記熱延板焼鈍とは別に或は熱延板焼鈍とともに、冷間圧
延または温間圧延の途中で750℃以下の中間焼鈍を行
うことができる。
本発明において最も特徴的なのは、仕上熱間圧延条件で
あり、1100℃以下で累積圧下率R(*)の圧延を施
し、750℃以下で巻取るものである。
あり、1100℃以下で累積圧下率R(*)の圧延を施
し、750℃以下で巻取るものである。
この累積圧下率R(%)は次のように定義される。
d(■)を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、λ0か
次式で与えられる時。
次式で与えられる時。
λ@=1.90−o、2axsl(wtL)d>λ・な
らばR(俤)≧(l−λe/d)X100d≦λ0なら
ばR(%) ≧0 ここで、R(4=Oの場合は、当然に仕上熱間圧延を行
わないことになるが1本発明法はこのような仕上熱間圧
延を行わない場合も含む。
らばR(俤)≧(l−λe/d)X100d≦λ0なら
ばR(%) ≧0 ここで、R(4=Oの場合は、当然に仕上熱間圧延を行
わないことになるが1本発明法はこのような仕上熱間圧
延を行わない場合も含む。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明者らは上記した珪素鉄板の冷間圧延性改善につい
て種々の実験・研究を行った結果、仕上熱間圧延前の組
織に応じて仕上熱間圧延条件を選定すれば冷間圧延性の
優れた熱延板が得られること、y!、には、珪素鉄板の
冷間圧延性は一つの熱延板組織パラメータにより規定さ
れることを見い出した。
て種々の実験・研究を行った結果、仕上熱間圧延前の組
織に応じて仕上熱間圧延条件を選定すれば冷間圧延性の
優れた熱延板が得られること、y!、には、珪素鉄板の
冷間圧延性は一つの熱延板組織パラメータにより規定さ
れることを見い出した。
第1図に仕上熱間圧延前の平均結晶粒径d((mm)を
横軸に、仕上熱間圧延時の累積熱延圧下率R(f6’)
を縦軸にとった場合の3.2wt*珪素鉄合金の冷間圧
延性を示す、このグラフは50Kfインゴツトをもとに
、糧々の方法で平均結晶粒径の異なるサンプルを作成し
、それらを1000℃で均熱後6パスで各累積圧下率だ
け仕上熱間圧延して得たものである。なお、仕上げ温度
は675+22℃である。図中、○印は上記熱延板を累
積圧下率90%で冷間圧延した場合、ストリップエツジ
部に割れが発生せず、冷間圧延性が良好であることを示
しており、x印はエツジ部に長さ敷部のクラックが発生
し、冷間圧延が不良であったことを示している。この図
から、仕上熱間圧延前の平均粒径d(■)か大きいと、
熱延圧下率を大きくしないと冷間圧延できない(例えば
平均粒径3.3m+の場合、約70%以上の累積熱延圧
下率が必lりのに対して、平均粒径が小さくなると仕上
熱間圧延時の熱延圧下率は小さくても冷間圧延性が良好
(例えば平均粒径1.75mの場合、累積熱延圧下率4
0%でも冷間圧延可能)となること、仕上熱間圧延前の
平均粒径がある値以下ならば仕上熱間圧延することなし
に冷間圧延性が良好となることがわかる。
横軸に、仕上熱間圧延時の累積熱延圧下率R(f6’)
を縦軸にとった場合の3.2wt*珪素鉄合金の冷間圧
延性を示す、このグラフは50Kfインゴツトをもとに
、糧々の方法で平均結晶粒径の異なるサンプルを作成し
、それらを1000℃で均熱後6パスで各累積圧下率だ
け仕上熱間圧延して得たものである。なお、仕上げ温度
は675+22℃である。図中、○印は上記熱延板を累
積圧下率90%で冷間圧延した場合、ストリップエツジ
部に割れが発生せず、冷間圧延性が良好であることを示
しており、x印はエツジ部に長さ敷部のクラックが発生
し、冷間圧延が不良であったことを示している。この図
から、仕上熱間圧延前の平均粒径d(■)か大きいと、
熱延圧下率を大きくしないと冷間圧延できない(例えば
平均粒径3.3m+の場合、約70%以上の累積熱延圧
下率が必lりのに対して、平均粒径が小さくなると仕上
熱間圧延時の熱延圧下率は小さくても冷間圧延性が良好
(例えば平均粒径1.75mの場合、累積熱延圧下率4
0%でも冷間圧延可能)となること、仕上熱間圧延前の
平均粒径がある値以下ならば仕上熱間圧延することなし
に冷間圧延性が良好となることがわかる。
前述した仕上熱間圧延で得られる組織は圧延方向に結晶
粒が展伸した繊維状、もしくは層状の組織であるのに対
して、第1図で仕上熱間圧延時の累積圧下率がゼロの場
合の材料の組織はポリゴナルである。この結果から冷間
圧延性はこのような組織の違いによらず、板厚方向平均
粒界間隔λ(−)という組織パラメータを導入すると統
一的に説明できることが判明した。λは繊維状(層状)
組織の場合、板厚方向の平均粒径に相当し、ポリゴナル
組織の場合は平均粒径そのものである。ところで、この
合金系の再結晶温度は1000〜1100℃である。こ
のため圧延開始温度1100℃以下の仕上熱間圧延で得
られる繊維状(層状)組織のλは、この温度領域では再
結晶がほとんど起こらず結晶粒が単に板厚方向に一様に
つぶされるだけのため、仕上熱間圧延前の平均粒径と累
積熱延圧下率により計算される値とよく合う、第1図の
曲線はλが1.0−となるために必要な累積熱延圧下率
を算出しプロットしたものである。この曲線は冷間圧延
可能域と不可能域の境界と非常に良い一致を示す。
粒が展伸した繊維状、もしくは層状の組織であるのに対
して、第1図で仕上熱間圧延時の累積圧下率がゼロの場
合の材料の組織はポリゴナルである。この結果から冷間
圧延性はこのような組織の違いによらず、板厚方向平均
粒界間隔λ(−)という組織パラメータを導入すると統
一的に説明できることが判明した。λは繊維状(層状)
組織の場合、板厚方向の平均粒径に相当し、ポリゴナル
組織の場合は平均粒径そのものである。ところで、この
合金系の再結晶温度は1000〜1100℃である。こ
のため圧延開始温度1100℃以下の仕上熱間圧延で得
られる繊維状(層状)組織のλは、この温度領域では再
結晶がほとんど起こらず結晶粒が単に板厚方向に一様に
つぶされるだけのため、仕上熱間圧延前の平均粒径と累
積熱延圧下率により計算される値とよく合う、第1図の
曲線はλが1.0−となるために必要な累積熱延圧下率
を算出しプロットしたものである。この曲線は冷間圧延
可能域と不可能域の境界と非常に良い一致を示す。
これにより3.2wt%珪素鉄合金ではλを1.0−以
下にすれば結晶粒の形によらず冷間圧延可能となること
がわかる。このλ=1.0■を臨界値と考えλ0で表わ
すと20は珪素含有量により変化する。即ち、1wt%
以上−4wt%未満の珪素を含有する合金について第1
図と同様の試験によりλ0を求めた結果、第2図が得ら
れた。この結果からλGを珪素含有量の関数として表わ
すと、 λ魯= 1.90−0.26 x 81 (vt ’I
r )となる。
下にすれば結晶粒の形によらず冷間圧延可能となること
がわかる。このλ=1.0■を臨界値と考えλ0で表わ
すと20は珪素含有量により変化する。即ち、1wt%
以上−4wt%未満の珪素を含有する合金について第1
図と同様の試験によりλ0を求めた結果、第2図が得ら
れた。この結果からλGを珪素含有量の関数として表わ
すと、 λ魯= 1.90−0.26 x 81 (vt ’I
r )となる。
以上の結果により冷間圧延可能な熱延板を製造する仕上
熱間圧延条件を明らかにすることができた。しかし通常
の製造工程で得られるインゴット或いは連続鋳造スラブ
の平均結晶粒径は粗大なものであり、仕上熱間圧延で板
厚方向平均粒界間隔をλ0以下まで細粒とするためには
、その累積圧下率が極めて大きくなり熱間圧延段階で割
れてしまう。そこで仕上熱間圧延前にインゴット或は連
続鋳造スラブの組織を微細化することか必要となる0組
織の微細化方法として、繊維状(層状)mliAを形成
させることでも、ある程度の微細化は達成されるが、再
結晶を利用すれば、より効果的に細粒化される1本発明
者等の行った検討結果によれば、1000℃以上で50
%以上の熱間圧延を行えば珪素鉄合金を割れのない状態
で細粒化することができた。このように仕上熱間圧延前
に分塊圧延もしくは粗圧延として前記条件の熱間圧延を
行うことによりインゴットもしくは連続鋳造スラブを用
いて仕上熱延に供する中間素材(粗バー材)を得ること
が可能となる。
熱間圧延条件を明らかにすることができた。しかし通常
の製造工程で得られるインゴット或いは連続鋳造スラブ
の平均結晶粒径は粗大なものであり、仕上熱間圧延で板
厚方向平均粒界間隔をλ0以下まで細粒とするためには
、その累積圧下率が極めて大きくなり熱間圧延段階で割
れてしまう。そこで仕上熱間圧延前にインゴット或は連
続鋳造スラブの組織を微細化することか必要となる0組
織の微細化方法として、繊維状(層状)mliAを形成
させることでも、ある程度の微細化は達成されるが、再
結晶を利用すれば、より効果的に細粒化される1本発明
者等の行った検討結果によれば、1000℃以上で50
%以上の熱間圧延を行えば珪素鉄合金を割れのない状態
で細粒化することができた。このように仕上熱間圧延前
に分塊圧延もしくは粗圧延として前記条件の熱間圧延を
行うことによりインゴットもしくは連続鋳造スラブを用
いて仕上熱延に供する中間素材(粗バー材)を得ること
が可能となる。
以上の知見をまとめると次のようになる。
■珪素鉄板の冷間圧延性は冷間圧延前の板厚方向平均粒
界間隔λ(■)に依存する。
界間隔λ(■)に依存する。
■上述した板厚方向平均粒界間隔を珪素含有量によって
決められる成る臨界値λ・(−以下番こすれば、優れた
冷間圧延性が得られる。
決められる成る臨界値λ・(−以下番こすれば、優れた
冷間圧延性が得られる。
■上述したλ0を実現するように仕上熱間圧延条件は規
制されるが、それらは仕上熱間圧延前の平均粒径dに応
じて決定されなければならない、即ち、再結晶が起こら
ない1100℃以下の仕上熱間圧延ではλGとdの値か
ら幾何学的に決められる値((1−λo/d)X100
(チ))だけ圧下することが必要である。
制されるが、それらは仕上熱間圧延前の平均粒径dに応
じて決定されなければならない、即ち、再結晶が起こら
ない1100℃以下の仕上熱間圧延ではλGとdの値か
ら幾何学的に決められる値((1−λo/d)X100
(チ))だけ圧下することが必要である。
■上記臣下率の仕上熱間圧延を実現するためには、粗圧
延もしくは分塊圧延による細粒化が必要であり、100
0℃以上x稙圧下率50%以上の圧延により細粒化か達
成される。
延もしくは分塊圧延による細粒化が必要であり、100
0℃以上x稙圧下率50%以上の圧延により細粒化か達
成される。
■粗圧延等の条件により上述したλ0(2)よりも小さ
い板厚方向平均粒界間隔か得られるならば、その材料は
そのままで(仕上熱間圧延することなしに)優れた冷間
圧延性を示す・ 本発明は以上のような知見に基づくもので。
い板厚方向平均粒界間隔か得られるならば、その材料は
そのままで(仕上熱間圧延することなしに)優れた冷間
圧延性を示す・ 本発明は以上のような知見に基づくもので。
以下各限定条件及びその他の条件を詳細に説明する。
鋼の組成
本発明は、通常使用される8i含有量1 wt−以上、
Awt−未満の珪素鉄板の製造をその目的としており、
このためSiは1 wt %〜4 wt%未満とする。
Awt−未満の珪素鉄板の製造をその目的としており、
このためSiは1 wt %〜4 wt%未満とする。
Mnは、不純物元素としてのSを固定するために添加さ
れる。但しMn量が増加すると加工性が劣化すること、
更にMn8が多くなると軟磁気特性に対して悪い影響を
与えることからMn量0.5 wtチとする・Pは、鉄
損低下を目的として添加される。
れる。但しMn量が増加すると加工性が劣化すること、
更にMn8が多くなると軟磁気特性に対して悪い影響を
与えることからMn量0.5 wtチとする・Pは、鉄
損低下を目的として添加される。
しかしながら、P量が多くなると加工性が劣化するため
P量0.1wt%とする。
P量0.1wt%とする。
Sは、上述したように、できるだけ劣ないことが望まれ
る。そこで本発明ではS≦0.02wtチと限定する。
る。そこで本発明ではS≦0.02wtチと限定する。
ht !t 、 H調時脱酸のために添加される。
更に紅には軟磁気特性を劣化させる固溶Nを固定し、更
に鋼中に固酔することにより電気抵抗を上昇させること
が知られている。
に鋼中に固酔することにより電気抵抗を上昇させること
が知られている。
また、 Alを添加することにより、析出するkLNの
大きさを磁壁の移動に対する抵抗かほとんど無くなるま
でに粗大化することができる。しかしながらAAを多量
に添加すると加工性が劣化し、更にコストが上昇するた
めAj≦2wt%と限定する。
大きさを磁壁の移動に対する抵抗かほとんど無くなるま
でに粗大化することができる。しかしながらAAを多量
に添加すると加工性が劣化し、更にコストが上昇するた
めAj≦2wt%と限定する。
なお、Cは製品の鉄損を増大させ、磁気時効の主原因と
なる有害な元素であり、また加工性を低下させるため少
ない方が望ましい。しかしながら、CはFe−8t 系
平衡状態図のrループ拡大元素であるため、珪素含有量
によって決まる一定量を添加されると冷却途中にr−α
変態点が現われるようになり、それを利用した熱処理が
可能となる。このためCは1 wt %以下か好ましい
。
なる有害な元素であり、また加工性を低下させるため少
ない方が望ましい。しかしながら、CはFe−8t 系
平衡状態図のrループ拡大元素であるため、珪素含有量
によって決まる一定量を添加されると冷却途中にr−α
変態点が現われるようになり、それを利用した熱処理が
可能となる。このためCは1 wt %以下か好ましい
。
分塊圧延・粗圧延条件
鋳造された合金は1通常、造塊鋳片の場合には分塊圧延
及び粗圧延が、また連鋳片の場合には粗圧延か施される
。そして、再結晶による微細化を行うため、これらの粗
圧延条件が決定される。珪素含有鉄合金スラブの場合1
ooo℃以下では再結晶か起こらず、更にこの温度範四
で強圧下圧延を行うと割れが発生するため圧延温度を1
000℃以上とする。更に充分な細粒化を達成する番こ
は5〇−以上の歪が必要なため、累積圧下率を5〇チ以
上と規定する。
及び粗圧延が、また連鋳片の場合には粗圧延か施される
。そして、再結晶による微細化を行うため、これらの粗
圧延条件が決定される。珪素含有鉄合金スラブの場合1
ooo℃以下では再結晶か起こらず、更にこの温度範四
で強圧下圧延を行うと割れが発生するため圧延温度を1
000℃以上とする。更に充分な細粒化を達成する番こ
は5〇−以上の歪が必要なため、累積圧下率を5〇チ以
上と規定する。
仕上圧延条件
既に詳説したように繊維状(層状)組織を形成させるこ
とを前提とすると、1100℃以下で圧延を開始するこ
とが必要となる。
とを前提とすると、1100℃以下で圧延を開始するこ
とが必要となる。
この時、累積圧下率をR(%)とするとλはdとRとに
より幾何学的に決まってしまうためλ≦λ0を満足させ
るようR≧(1−λo/d)xloo(%)とする必要
かある。しかし、粗圧延またはその他の手段によりd≦
λ0となった場合、冷間圧延性からみると仕上熱間圧延
する必要はないが、運用上の要請その他により圧延する
必要があることが多く、このような場合にはR2Oとす
る。ポリゴナルな組織を形成してもλ≦λ0であるなら
ば冷間圧延することが可能である。
より幾何学的に決まってしまうためλ≦λ0を満足させ
るようR≧(1−λo/d)xloo(%)とする必要
かある。しかし、粗圧延またはその他の手段によりd≦
λ0となった場合、冷間圧延性からみると仕上熱間圧延
する必要はないが、運用上の要請その他により圧延する
必要があることが多く、このような場合にはR2Oとす
る。ポリゴナルな組織を形成してもλ≦λ0であるなら
ば冷間圧延することが可能である。
また1巻取温度を750℃以下と規定した理由は、それ
以上の温度で巻取った場合。
以上の温度で巻取った場合。
コイル冷却中に再結晶及び粒成長が起こるためである。
熱延板焼鈍条件
仕上熱間圧延後、熱延板焼鈍を行う目的は冷間加工性の
向上と腕脚にある。前者については、焼鈍後λ≦λ0を
満たす範囲であれば再結晶が生ずる温度まで加熱しても
よいか、好ましくは回復だけが生ずる温度域で行うこと
が推奨される。即ち、回復により明瞭なセル構造が形成
されると、セルの径をλとみなすことが可能なため、更
に冷間加工性が改善される。珪素含有鉄合金の場合、静
的再結晶温度は組成により多少変化するが、はぼ750
℃以上であるため、熱延板暁瀉の温度は750℃以下が
好ましい。
向上と腕脚にある。前者については、焼鈍後λ≦λ0を
満たす範囲であれば再結晶が生ずる温度まで加熱しても
よいか、好ましくは回復だけが生ずる温度域で行うこと
が推奨される。即ち、回復により明瞭なセル構造が形成
されると、セルの径をλとみなすことが可能なため、更
に冷間加工性が改善される。珪素含有鉄合金の場合、静
的再結晶温度は組成により多少変化するが、はぼ750
℃以上であるため、熱延板暁瀉の温度は750℃以下が
好ましい。
表面酸化皮膜による脱炭も600〜800℃の温度域で
生じる。このような理由から熱延板焼鈍温度を750℃
以下と限定する。
生じる。このような理由から熱延板焼鈍温度を750℃
以下と限定する。
中間焼鈍条件
冷間圧延(または温間圧延)の途中で行われる中間焼鈍
も熱延板焼鈍と同じく圧延性を向上するために行われる
ものであり、その焼鈍温度も゛同様の理由で750℃以
下に限定する。
も熱延板焼鈍と同じく圧延性を向上するために行われる
ものであり、その焼鈍温度も゛同様の理由で750℃以
下に限定する。
冷延(または温間圧延)及び焼鈍条件
熱延板は、冷間圧延ではなく、圧延時の板温が400℃
以下であるような温間圧延してもよく、このような温間
圧延は圧延性の改善に有効である。
以下であるような温間圧延してもよく、このような温間
圧延は圧延性の改善に有効である。
冷間圧延後行われる焼鈍は鉄板に磁気特性を付与するた
め行われるもので、この焼鈍は鉄板をSOO℃以上に加
熱して行われる。焼鈍温度が800℃未満では結晶粒が
微細なため優れた磁気特性か得られない。
め行われるもので、この焼鈍は鉄板をSOO℃以上に加
熱して行われる。焼鈍温度が800℃未満では結晶粒が
微細なため優れた磁気特性か得られない。
実施例 1゜
第1表に示す化学成分の珪素鉄合金スラブを第2表に示
す条件で熱延し、脱スケール後、75%の圧延率で冷間
圧延を行った。
す条件で熱延し、脱スケール後、75%の圧延率で冷間
圧延を行った。
そして冷延後コイル全長に亘りエツジクラック発生の有
無を調べた。その結果を第2表に合せて示す。
無を調べた。その結果を第2表に合せて示す。
実施例 λ
第3表に示す成分からなる珪素鉄合金スラブを、第4表
に示す条件で粗圧延し、続いて、スラブ温度が所定の温
度に達した段階で直ちに仕上圧延を行った。なお、この
仕上圧延条件は、圧延開始温度950℃、終了温度78
0℃、累積圧下率95s(一定)とした。
に示す条件で粗圧延し、続いて、スラブ温度が所定の温
度に達した段階で直ちに仕上圧延を行った。なお、この
仕上圧延条件は、圧延開始温度950℃、終了温度78
0℃、累積圧下率95s(一定)とした。
次いで、上記熱延板を酸洗してスケールを除去した後、
板厚0.5 wasまで冷間圧延し、・エツジクラック
(長さ10■以上)の有無を調べた。また、粗圧延時の
クロップサンプル及び熱延コイルから検鏡サンプルをそ
れぞれ採取し、L方向断面の板淳方向断面組織を調べた
。これらの結果を第4表に示す。
板厚0.5 wasまで冷間圧延し、・エツジクラック
(長さ10■以上)の有無を調べた。また、粗圧延時の
クロップサンプル及び熱延コイルから検鏡サンプルをそ
れぞれ採取し、L方向断面の板淳方向断面組織を調べた
。これらの結果を第4表に示す。
第4表に示すように、本発明で規定する仕上圧延条件内
で圧延を行っても粗圧延を所定の条件(1000℃以上
、圧下″$50%以上)で行わなければ良好な冷間圧延
性は得られない。
で圧延を行っても粗圧延を所定の条件(1000℃以上
、圧下″$50%以上)で行わなければ良好な冷間圧延
性は得られない。
実施例 3゜
第5表に示す成分からなる珪素鉄合金スラブ(厚さ15
0■)を均熱炉内で1250℃に加熱し、累積圧下率8
0チで圧延した。続いて第6表に示す条件で仕上圧延し
、酸洗後、板厚0.5 m tで冷間圧延し、エツジク
ラック(長さ10m以上)の有無を調べた。
0■)を均熱炉内で1250℃に加熱し、累積圧下率8
0チで圧延した。続いて第6表に示す条件で仕上圧延し
、酸洗後、板厚0.5 m tで冷間圧延し、エツジク
ラック(長さ10m以上)の有無を調べた。
第6表に示したように、仕上圧延が1100℃より高温
で開始される比較例では、仕上圧延の累積圧下率が本発
明で規定する範日内であっても、良好な冷間圧延性は得
られない、これは、仕上圧延時再結晶が起こることによ
り、冷延前組織の均一性が悪くなることによるものであ
る。
で開始される比較例では、仕上圧延の累積圧下率が本発
明で規定する範日内であっても、良好な冷間圧延性は得
られない、これは、仕上圧延時再結晶が起こることによ
り、冷延前組織の均一性が悪くなることによるものであ
る。
実施例 4゜
第5表に示した鳩3の珪素鉄合金スラブ(厚さ1501
11)を均熱炉内で1150℃に加熱し、累積圧下率8
0チで厚さ30−の粗パーとした(圧延終了温度= 1
028〜1040℃)。
11)を均熱炉内で1150℃に加熱し、累積圧下率8
0チで厚さ30−の粗パーとした(圧延終了温度= 1
028〜1040℃)。
この粗パーについて、クロップ切断後、仕上圧延を板温
950℃で開始し、累積圧下率5oqk及び7096で
各々圧延した。なおこの仕上圧延では、圧延仕上温度=
820〜845℃1巻取温度=650℃とした。
950℃で開始し、累積圧下率5oqk及び7096で
各々圧延した。なおこの仕上圧延では、圧延仕上温度=
820〜845℃1巻取温度=650℃とした。
このようにして得られた熱延板について、次の3通りの
方法により圧延を実施し、得られた冷延板についてエツ
ジクラック(長さio■以上)の有無を調べた。
方法により圧延を実施し、得られた冷延板についてエツ
ジクラック(長さio■以上)の有無を調べた。
■累積圧下率80チ、70%で各仕上圧延したコイルを
酸洗後、0.5W厚まで冷間圧延した(第7表中*1.
ms)。
酸洗後、0.5W厚まで冷間圧延した(第7表中*1.
ms)。
■累積臣下率80%で仕上圧延したコイルについてコイ
ル分割・酸洗した後、20慢H! −2% Bat雰囲
気中で750tl:X5分と780℃×5分の各条件で
熱延板焼鈍を施し、しかる後0.5鴎厚まで冷間圧延し
た(第7表中Na2、Na5)。
ル分割・酸洗した後、20慢H! −2% Bat雰囲
気中で750tl:X5分と780℃×5分の各条件で
熱延板焼鈍を施し、しかる後0.5鴎厚まで冷間圧延し
た(第7表中Na2、Na5)。
■累積圧下率80%で仕上圧延したコイルについてコイ
ル分割・酸洗した後、l■の中間板厚まで冷間圧延し、
次いで750℃X3分及び780℃×3分の各条件で中
間焼鈍を行った後、0.5W厚まで冷間圧延した(第7
表中階+、ms)。
ル分割・酸洗した後、l■の中間板厚まで冷間圧延し、
次いで750℃X3分及び780℃×3分の各条件で中
間焼鈍を行った後、0.5W厚まで冷間圧延した(第7
表中階+、ms)。
第7表に示すように、所定の条件で熱延焼鈍或いは中間
焼鈍を施すことにより冷延性がより向上する。しかし、
上記焼鈍を所定の条件を超える温度で行った場合(随3
゜階5)には、圧延前組織の均一性か害され、却って冷
延性が劣っている。
焼鈍を施すことにより冷延性がより向上する。しかし、
上記焼鈍を所定の条件を超える温度で行った場合(随3
゜階5)には、圧延前組織の均一性か害され、却って冷
延性が劣っている。
第1図は仕上熱間圧延前の平均結晶粒径と仕上熱間圧延
時の累積臣下率との関係において割れの発生しない範吐
を示すグラフ、第2図はsi量とλ・の関係を示すグラ
フである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 6者 中 岡 −方 間 高 1) 芳 −同
稲 垣 淳 −同
日 裏 昭第
1 図 仕上熱闇匠殖前の−P均結晶触径d (mm)第2図 Sl (w門ω
時の累積臣下率との関係において割れの発生しない範吐
を示すグラフ、第2図はsi量とλ・の関係を示すグラ
フである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 6者 中 岡 −方 間 高 1) 芳 −同
稲 垣 淳 −同
日 裏 昭第
1 図 仕上熱闇匠殖前の−P均結晶触径d (mm)第2図 Sl (w門ω
Claims (3)
- (1)Si:1wt%以上、4wt%未満、Mn:0.
5wt%以下、P:0.1wt%以下、S:0.02w
t%以下、Al:2wt%以下を含有する鉄合金を溶製
し、造塊または連続鋳造により 鋳造後、1000℃以上で累積圧下率50 %以上の分塊及び粗圧延、または粗圧延 を行い、更に仕上熱間圧延前の平均結晶 粒径dに応じて1100℃以下で下式に示 す累積圧下率Rの仕上熱間圧延を行い、 750℃以下で巻取り、脱スケール処理後 冷間圧延または温間圧延を施し、次いで 焼鈍することを特徴とする軟磁気特性の 優れた珪素鉄板の製造方法。 d(mm)を仕上熱間圧延前の平均結晶粒径とし、λ_
0が次式で与えられる時、 λ_0=1.90−0.26×Si(wt%)d>λ_
0ならばR(%)≧(1−λ_0/d)×100d≦λ
_0ならばR(%)≧0 - (2)仕上熱延後、脱スケール処理の前または後に、7
50℃以下の熱延板焼鈍を行う ことを特徴とする特許請求の範囲(1)記載の軟磁気特
性の優れた珪素鉄板の製造方 法。 - (3)冷間圧延または温間圧延の途中で750℃以下の
中間焼鈍を行うことを特徴とす る特許請求の範囲(1)または(2)記載の軟磁気特性
の優れた珪素鉄板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60-128323 | 1985-06-14 | ||
JP12832385 | 1985-06-14 |
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP61137978A Division JPS62103321A (ja) | 1985-06-14 | 1986-06-13 | 軟磁気特性の優れた無方向性珪素鉄板の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63219524A true JPS63219524A (ja) | 1988-09-13 |
JPH0713262B2 JPH0713262B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=14981934
Family Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61137978A Granted JPS62103321A (ja) | 1985-06-14 | 1986-06-13 | 軟磁気特性の優れた無方向性珪素鉄板の製造方法 |
JP21599786A Expired - Fee Related JPH0713262B2 (ja) | 1985-06-14 | 1986-09-16 | 軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法 |
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61137978A Granted JPS62103321A (ja) | 1985-06-14 | 1986-06-13 | 軟磁気特性の優れた無方向性珪素鉄板の製造方法 |
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JPH07115041B2 (ja) * | 1987-03-11 | 1995-12-13 | 日本鋼管株式会社 | 無方向性高Si鋼板の製造方法 |
JP2814437B2 (ja) * | 1987-07-21 | 1998-10-22 | 川崎製鉄 株式会社 | 表面性状に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
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JPH032358A (ja) * | 1989-05-27 | 1991-01-08 | Nkk Corp | 鉄損特性に優れた高珪素鋼板 |
JPH03204911A (ja) * | 1989-10-23 | 1991-09-06 | Toshiba Corp | 変圧器鉄心 |
JPH0747775B2 (ja) * | 1990-06-12 | 1995-05-24 | 新日本製鐵株式会社 | 歪取焼鈍後の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
KR930011625B1 (ko) * | 1990-07-16 | 1993-12-16 | 신닛뽄 세이데쓰 가부시끼가이샤 | 냉간압연에 의한 판두께가 얇은 초고규소 전자강판의 제조방법 |
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JP2002122614A (ja) | 2000-10-12 | 2002-04-26 | Murata Mfg Co Ltd | 加速度センサ |
DE10220282C1 (de) * | 2002-05-07 | 2003-11-27 | Thyssenkrupp Electrical Steel Ebg Gmbh | Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem Stahlband mit Si-Gehalten von mindestens 3,2 Gew.-% für elektromagnetische Anwendungen |
WO2004044251A1 (en) * | 2002-11-11 | 2004-05-27 | Posco | Coating composition, and method for manufacturing high silicon electrical steel sheet using thereof |
US7282102B2 (en) | 2002-11-11 | 2007-10-16 | Posco | Method for manufacturing high silicon grain-oriented electrical steel sheet with superior core loss property |
JP4327214B2 (ja) * | 2007-05-21 | 2009-09-09 | 三菱製鋼株式会社 | 焼結軟磁性粉末成形体 |
CN109402358B (zh) * | 2018-10-30 | 2020-06-12 | 武汉钢铁有限公司 | 高硅钢薄带的轧制方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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US3144363A (en) * | 1961-12-14 | 1964-08-11 | Westinghouse Electric Corp | Process for producing oriented silicon steel and the product thereof |
GB1086215A (en) * | 1963-11-13 | 1967-10-04 | English Electric Co Ltd | Grain-oriented silicon-iron alloy sheet |
DE2024525B1 (de) * | 1970-05-11 | 1971-12-30 | Mannesmann Ag | Verfahren zur Herstellung von für eine Kaltbearbeitung ausreichend duktilen Zwischenprodukten aus Eisen-Silizium-Legierungen mit 4,5 bis 7,5 Gew.-% Silizium |
JPS58100627A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS59208020A (ja) * | 1983-05-12 | 1984-11-26 | Nippon Steel Corp | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS60255925A (ja) * | 1984-05-31 | 1985-12-17 | Nippon Steel Corp | 鉄損の著しく低い無方向性電磁鋼板の製造法 |
JPS613839A (ja) * | 1984-06-16 | 1986-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 冷延無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS6115919A (ja) * | 1984-06-29 | 1986-01-24 | Kawasaki Steel Corp | けい素鋼板の冷間圧延方法 |
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- 1986-06-13 US US07/022,642 patent/US4773948A/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-06-13 WO PCT/JP1986/000300 patent/WO1986007390A1/ja active IP Right Grant
- 1986-06-13 EP EP86903601A patent/EP0229846B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-06-13 JP JP61137978A patent/JPS62103321A/ja active Granted
- 1986-06-13 KR KR1019860700832A patent/KR910000010B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1986-06-13 DE DE8686903601T patent/DE3684443D1/de not_active Expired - Fee Related
- 1986-09-16 JP JP21599786A patent/JPH0713262B2/ja not_active Expired - Fee Related
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---|---|
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US4773948A (en) | 1988-09-27 |
DE3684443D1 (de) | 1992-04-23 |
EP0229846A1 (en) | 1987-07-29 |
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WO1986007390A1 (en) | 1986-12-18 |
JPS62103321A (ja) | 1987-05-13 |
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---|---|---|---|
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