JPH03197621A - 磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH03197621A JPH03197621A JP1335158A JP33515889A JPH03197621A JP H03197621 A JPH03197621 A JP H03197621A JP 1335158 A JP1335158 A JP 1335158A JP 33515889 A JP33515889 A JP 33515889A JP H03197621 A JPH03197621 A JP H03197621A
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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〕
本発明は、磁気特性および表面性状の優れた無方向性電
磁鋼板の製造方法に関する。
磁鋼板の製造方法に関する。
電磁鋼板の製造プロセスにおいて不可避的に考慮されな
くてはならない冶金因子の中で、最も重要なものの一つ
が鋼中炭素量の管理である。
くてはならない冶金因子の中で、最も重要なものの一つ
が鋼中炭素量の管理である。
すなわち、使用環境下での特性の経時劣化（磁気時効）
を抑制するため、その主因となる残留固溶炭素を、一般
には最終段階でｓｏ ｐｐ園以下（好ましくは３０ ｐ
ｐ一以下）程度まで低減することが必須となる。
を抑制するため、その主因となる残留固溶炭素を、一般
には最終段階でｓｏ ｐｐ園以下（好ましくは３０ ｐ
ｐ一以下）程度まで低減することが必須となる。
従来、電磁鋼板の脱炭処理に関しては、最終焼鈍時に非
酸化・脱炭雰囲気（一般には０．１≦（ＰＨ，０／ＰＨ
１）≦０．２、但しＰＨ，Ｏ ： Ｈ，０分圧、Ｐ）ｌ
、 ： Ｈ，分圧、以下同様）中で短時間の脱炭焼鈍を
行う方法がとられてきた。これは製鋼段階で鋼中炭素を
安定的に３０ ｐｐｍ程度まで低減することが困難であ
ったことにもよる。
酸化・脱炭雰囲気（一般には０．１≦（ＰＨ，０／ＰＨ
１）≦０．２、但しＰＨ，Ｏ ： Ｈ，０分圧、Ｐ）ｌ
、 ： Ｈ，分圧、以下同様）中で短時間の脱炭焼鈍を
行う方法がとられてきた。これは製鋼段階で鋼中炭素を
安定的に３０ ｐｐｍ程度まで低減することが困難であ
ったことにもよる。
これに対し、近年の製網脱ガス技術の進歩により、製鋼
時に鋼中炭素を３０ ｐｐｍ以下まで低減することが可
能になり、最終的な連続焼鈍において、脱炭処理を不要
とする技術も数多く開示されている。
時に鋼中炭素を３０ ｐｐｍ以下まで低減することが可
能になり、最終的な連続焼鈍において、脱炭処理を不要
とする技術も数多く開示されている。
ここで、以上の最終脱炭法とＷｉ錆説炭法の技術的な得
失を以下に示す。
失を以下に示す。
（最終脱炭法）
（１）鋼中炭素の存在により、特にＳｉ含有量が１．５
％を超える鋼においては、熱間圧延時にフェライトの動
的回復、再結晶が促進され、冷間圧延時のりジング発生
の原因となるストリーク状フェライトの発達が抑制され
る。
％を超える鋼においては、熱間圧延時にフェライトの動
的回復、再結晶が促進され、冷間圧延時のりジング発生
の原因となるストリーク状フェライトの発達が抑制され
る。
（２）製鋼時に脱ガス処理を必要としない反面、最終の
脱炭焼鈍時におけるサブスケールの形成が鉄損値の増大
をもたらす。
脱炭焼鈍時におけるサブスケールの形成が鉄損値の増大
をもたらす。
（製鋼脱炭法）
（１）製鋼脱炭法は、素材段階で所定の炭素量にコント
ロールされているため、以降の製造工程で脱炭処理を必
要とせず、生産性が優れている。
ロールされているため、以降の製造工程で脱炭処理を必
要とせず、生産性が優れている。
（２）鋼帯にした後に行われる雰囲気脱炭処理において
不可避（特に高Ｓｉ ＃ｉにおいて）のサブスケール層
の形成が問題とならなくなる。
不可避（特に高Ｓｉ ＃ｉにおいて）のサブスケール層
の形成が問題とならなくなる。
（３）シかし、素材段階で極低炭素化した場合、凝固組
織が粗粒化すると同時に、熱間圧延時の動的回復、再結
晶が緩慢となり、ストリーク状フェライト組織が発達し
易い。こわは今日の連続鋳造、連続熱間圧延プロセスに
おいて、より顕著になる傾向があり、冷間圧延時でのり
ジング発生の原因となる。
織が粗粒化すると同時に、熱間圧延時の動的回復、再結
晶が緩慢となり、ストリーク状フェライト組織が発達し
易い。こわは今日の連続鋳造、連続熱間圧延プロセスに
おいて、より顕著になる傾向があり、冷間圧延時でのり
ジング発生の原因となる。
そこで、このような問題に対し、鋼中Ｃ量をＳｉ、 Ａ
ｌｌ量の関数としてその下限値を規制した技術（特公昭
４８−４９６１７号）も開示されているが、その効果は
十分なものでない。
ｌｌ量の関数としてその下限値を規制した技術（特公昭
４８−４９６１７号）も開示されているが、その効果は
十分なものでない。
ところで、以上の代表的な電磁鋼板の製造プロセスに対
して、熱延板の状態で脱炭する技術も開示されている（
特公昭４１−２１９６７号、特公昭４８−１９７６６号
、特開昭５３−６６８１６号等）。しかし、これらの技
術は、上記した２つの方法の得失を加味した独自の技術
として開示されたものではなく、あくまで脱炭処理の一
方法として開示されたものである。
して、熱延板の状態で脱炭する技術も開示されている（
特公昭４１−２１９６７号、特公昭４８−１９７６６号
、特開昭５３−６６８１６号等）。しかし、これらの技
術は、上記した２つの方法の得失を加味した独自の技術
として開示されたものではなく、あくまで脱炭処理の一
方法として開示されたものである。
例えば、特公昭４１−２１９６７号は、リムド鋼に対し
て開示された技術であって、ＳｉＳ２．０２％の一般的
なラミネーシミン鋼板に関するものであり、脱炭処理時
のサブスケール形成はそれ程問題ではなく、またこの技
術はその後の調質圧延を不可欠としている。また、特公
昭４８−１９７６６号は、高Ｓｉ鋼について開示された
技術ではあるが、最終製品のＣ量を０．００５％以下に
規定するのみで、特に特性との関連で、初期炭素量およ
び熱間圧延条件に関する規定は開示されていない。また
、この技術では熱延板脱炭後に内部酸化層の除去工程が
必須となっている。さらに特開昭５３−６６８１６号で
は、実施例中にｏ、ｏｏａ％Ｃのケイ素鋼熱延鋼帯を大
気中で脱炭する技術が開示されているが、その程度の初
期炭素量では、高Ｓｉ鋼においては十分な熱延組織コン
トロールは困難である。
て開示された技術であって、ＳｉＳ２．０２％の一般的
なラミネーシミン鋼板に関するものであり、脱炭処理時
のサブスケール形成はそれ程問題ではなく、またこの技
術はその後の調質圧延を不可欠としている。また、特公
昭４８−１９７６６号は、高Ｓｉ鋼について開示された
技術ではあるが、最終製品のＣ量を０．００５％以下に
規定するのみで、特に特性との関連で、初期炭素量およ
び熱間圧延条件に関する規定は開示されていない。また
、この技術では熱延板脱炭後に内部酸化層の除去工程が
必須となっている。さらに特開昭５３−６６８１６号で
は、実施例中にｏ、ｏｏａ％Ｃのケイ素鋼熱延鋼帯を大
気中で脱炭する技術が開示されているが、その程度の初
期炭素量では、高Ｓｉ鋼においては十分な熱延組織コン
トロールは困難である。
本発明は、以上の従来技術に鑑み、電磁鋼板の脱炭処理
に関し、熱延板段階での脱炭を必須とする技術を開示す
るものであり、その目的とするところは、最終脱炭法に
おける高温焼鈍によって形成されるサブスケール層の問
題と、連続焼鈍炉でのｗｅｔ焼鈍に伴う操炉上または生
産効率上の問題を解決すると同時に、製鋼脱炭法におけ
る熱延時のストリーク状組織形成に起因したりジングの
問題と磁束密度上の不利を解決することにある。
に関し、熱延板段階での脱炭を必須とする技術を開示す
るものであり、その目的とするところは、最終脱炭法に
おける高温焼鈍によって形成されるサブスケール層の問
題と、連続焼鈍炉でのｗｅｔ焼鈍に伴う操炉上または生
産効率上の問題を解決すると同時に、製鋼脱炭法におけ
る熱延時のストリーク状組織形成に起因したりジングの
問題と磁束密度上の不利を解決することにある。
このため発明では、熱延板の脱炭処理を行うにあたり、
製鋼段階での炭素量を厳密に管理するとともに、熱間圧
延時に形成したスケールによる窒化反応を抑制する狙い
から脱スケール処理を必須とし、さらに、オープンコイ
ルによる脱炭条件を厳密に管理することにより、以降の
内部酸化の除去工程を省略することを骨子とするもので
ある。
製鋼段階での炭素量を厳密に管理するとともに、熱間圧
延時に形成したスケールによる窒化反応を抑制する狙い
から脱スケール処理を必須とし、さらに、オープンコイ
ルによる脱炭条件を厳密に管理することにより、以降の
内部酸化の除去工程を省略することを骨子とするもので
ある。
すなわち本発明は、重量％で、Ｃ： ０．００９〜０．
０２６％、ＳＬ ： １．３〜３．０％、Ａｌｌ１：ｉ
ｉ；０．８％、（Ｓｉ＋ＡＭ）≦３．２％、Ｍｎ ：
０．２〜１．２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％
、Ｎ≦０．００５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる連続鋳造スラブを、直接または１２００℃以下に
加熱後、熱間圧延して６５０ ”Ｃ以下で巻取り、該鋼
帯を脱スケール処理後、オープンコイル焼鈍により、ま
ず、 ０．０５≦（ＰＨ２０／ＰＨ，）≦−０，０１４Ｃ５ｉ
＋ＡＡ）”＋０．０１（ＳＬ＋ＡＲ） ＋０．１６の範
囲の雰囲気中において６４０〜７２０”Ｃの温度で脱炭
処理を行った後、引き続き（ｐｕ、ｏ／ ｐＨｚ）≦０
．０３． Ｈ，濃度≧７５％の雰囲気中で７００〜８５
０℃の温度範囲に３０分以上保持する条件で均質化焼鈍
を行うことにより、鋼中Ｃ量を０．００３％以下とし、
該熱延鋼帯を冷間圧延と連続焼鈍に供゛することを特徴
とする。
０２６％、ＳＬ ： １．３〜３．０％、Ａｌｌ１：ｉ
ｉ；０．８％、（Ｓｉ＋ＡＭ）≦３．２％、Ｍｎ ：
０．２〜１．２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％
、Ｎ≦０．００５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる連続鋳造スラブを、直接または１２００℃以下に
加熱後、熱間圧延して６５０ ”Ｃ以下で巻取り、該鋼
帯を脱スケール処理後、オープンコイル焼鈍により、ま
ず、 ０．０５≦（ＰＨ２０／ＰＨ，）≦−０，０１４Ｃ５ｉ
＋ＡＡ）”＋０．０１（ＳＬ＋ＡＲ） ＋０．１６の範
囲の雰囲気中において６４０〜７２０”Ｃの温度で脱炭
処理を行った後、引き続き（ｐｕ、ｏ／ ｐＨｚ）≦０
．０３． Ｈ，濃度≧７５％の雰囲気中で７００〜８５
０℃の温度範囲に３０分以上保持する条件で均質化焼鈍
を行うことにより、鋼中Ｃ量を０．００３％以下とし、
該熱延鋼帯を冷間圧延と連続焼鈍に供゛することを特徴
とする。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
本発明では、熱延板脱炭処理を行うことにより、熱延時
の組織形成に対して鋼中炭素の効果を最大限に利用する
ことが可能になるが、オープンコイルでの脱炭処理にお
いてサブスケールの形成を阻止しながら速やかに脱炭を
完了させる目的と、必要最小限の炭素量で熱延時のスト
リーク状フェライト組織の発達を抑制して耐リジング性
を向上させる狙いから、鋼中炭素量、熱延条件、脱炭焼
鈍条件を以下のように限定する。
の組織形成に対して鋼中炭素の効果を最大限に利用する
ことが可能になるが、オープンコイルでの脱炭処理にお
いてサブスケールの形成を阻止しながら速やかに脱炭を
完了させる目的と、必要最小限の炭素量で熱延時のスト
リーク状フェライト組織の発達を抑制して耐リジング性
を向上させる狙いから、鋼中炭素量、熱延条件、脱炭焼
鈍条件を以下のように限定する。
（ｍ中成分）
Ｃ：０．００９〜０．０２６％に規定する。第１図は初
期炭素量と冷圧時のりジング高さとの関係を示したもの
で、上記下限未満のＣ量ではＳｉ≧１．３％を含有する
ケイ素鋼においては、熱間圧延時のストリーク組織の形
成を十分に抑制することが困難であり、また、磁束密度
（Ｂ Ｓ。）のレベルに関しても不利となる。一方、Ｃ
量が上限を超えと、サブスケールの形成を抑制し、もっ
てサブスケールの除去工程を経ることなく冷間圧延以降
の工程に供することのできる低温、非酸化脱炭雰囲気で
は、残留Ｃ量が３０ ｐｐｍを超えるケースがあり好ま
しくない、また、第１図に示されるように、リジングと
磁束密度改善の観点からも、上限を超えるＣを含有した
としてもリジングの抑制と磁束密度の改善に顕著な効果
はなく、却って長時間の脱炭処理が必要となることから
、サブスケールの形成による鉄損の増大が問題となる。
期炭素量と冷圧時のりジング高さとの関係を示したもの
で、上記下限未満のＣ量ではＳｉ≧１．３％を含有する
ケイ素鋼においては、熱間圧延時のストリーク組織の形
成を十分に抑制することが困難であり、また、磁束密度
（Ｂ Ｓ。）のレベルに関しても不利となる。一方、Ｃ
量が上限を超えと、サブスケールの形成を抑制し、もっ
てサブスケールの除去工程を経ることなく冷間圧延以降
の工程に供することのできる低温、非酸化脱炭雰囲気で
は、残留Ｃ量が３０ ｐｐｍを超えるケースがあり好ま
しくない、また、第１図に示されるように、リジングと
磁束密度改善の観点からも、上限を超えるＣを含有した
としてもリジングの抑制と磁束密度の改善に顕著な効果
はなく、却って長時間の脱炭処理が必要となることから
、サブスケールの形成による鉄損の増大が問題となる。
Ｓｉ：１．３〜３．０％に規定する。下限未満では、凝
固温度の上昇により鋳造時に柱状晶の発達が抑制される
だけでなく、その後のスラブ冷却と再加熱過程での γ
二α変態によりスラブ組織が細粒化し、熱延時にストリ
ーク状組織が発達しにくくなり、リジングの発生はあま
り問題とならなくなる。したがって本発明の効果を最大
限に発揮し得るＳｉ レベルとして下限を１．３％とす
る。−方、上限を超えるＳｉ量では、たとえ上限のＣ量
を添加したとしても、十分にリジングの発生を抑制でき
ず、また脱炭焼鈍時のＳｉの優先酸化に起因したサブス
ケール層が形成され、以降の工程でサブスケールの除去
が不可避となる。
固温度の上昇により鋳造時に柱状晶の発達が抑制される
だけでなく、その後のスラブ冷却と再加熱過程での γ
二α変態によりスラブ組織が細粒化し、熱延時にストリ
ーク状組織が発達しにくくなり、リジングの発生はあま
り問題とならなくなる。したがって本発明の効果を最大
限に発揮し得るＳｉ レベルとして下限を１．３％とす
る。−方、上限を超えるＳｉ量では、たとえ上限のＣ量
を添加したとしても、十分にリジングの発生を抑制でき
ず、また脱炭焼鈍時のＳｉの優先酸化に起因したサブス
ケール層が形成され、以降の工程でサブスケールの除去
が不可避となる。
Ｍｎ ： ０．２〜１．２％に規定する。下限未満では
、Ｓを０．００５％以下に規定しても、ＭｎＳの十分な
析出を促進することができない。また。
、Ｓを０．００５％以下に規定しても、ＭｎＳの十分な
析出を促進することができない。また。
ＭｎはＣと同様オーステナイト安定化元素であり、熱間
圧延時のストリーク組織の形成を抑制するが、１．２％
を超えて添加してもその添加量に見合う顕著な効果は認
められない。
圧延時のストリーク組織の形成を抑制するが、１．２％
を超えて添加してもその添加量に見合う顕著な効果は認
められない。
Ｐ：Ｐは、硬度上昇と鉄損低下の観点から意識的に添加
されるケースがあるが、本発明では、熱延板焼鈍時のＰ
のフェライト粒界への偏析抑制と、Ｓｉ２０．３％の鋼
では、Ｐの助けを借りることなく低鉄損化が可能であご
とから、その上限を０．０３％とする。
されるケースがあるが、本発明では、熱延板焼鈍時のＰ
のフェライト粒界への偏析抑制と、Ｓｉ２０．３％の鋼
では、Ｐの助けを借りることなく低鉄損化が可能であご
とから、その上限を０．０３％とする。
Ｓ：Ｓは、ＭｎＳの微細分散阻止の観点から、その上限
を０．００５％とする。
を０．００５％とする。
Ａｌｌ ： Ａｎは、Ｓｉと同様の役割を果たし、一般
には（Ｓｉ＋＾ａ）で扱われる場合もある。本発明のよ
うにＳｉ２０．３％の鋼においては、その作用効果を発
揮する上でＡｎは必須元素ではなく、下限を規制する必
要はない。ＡＱは、−船釣に磁気特性のレベル自体を改
善する狙いから添加されるケースがほとんどであり、特
にその上限に関しては、Ａｌｌの優先酸化防止の観点か
ら、０゜８％に規制する。
には（Ｓｉ＋＾ａ）で扱われる場合もある。本発明のよ
うにＳｉ２０．３％の鋼においては、その作用効果を発
揮する上でＡｎは必須元素ではなく、下限を規制する必
要はない。ＡＱは、−船釣に磁気特性のレベル自体を改
善する狙いから添加されるケースがほとんどであり、特
にその上限に関しては、Ａｌｌの優先酸化防止の観点か
ら、０゜８％に規制する。
Ｓｉ＋Ａ１本発明の重要な技術的特徴は、熱延板脱炭焼
鈍後に内部酸化層の除去工程が不要な点である。これは
本発明に規定したプロセス条件と、（Ｓｉ＋Ａ１１）を
３．２％以下に限定することにより達成される。
鈍後に内部酸化層の除去工程が不要な点である。これは
本発明に規定したプロセス条件と、（Ｓｉ＋Ａ１１）を
３．２％以下に限定することにより達成される。
Ｎ ：Ｎは、ＡｎＮの析出量を抑える狙いから、０．０
０５％をその上限とする。
０５％をその上限とする。
さて、従来技術の問題点を解決するための手段として、
本発明では上述した成分系の規定に加えて、熱延条件と
熱延板の脱炭処理条件を、以下のように規定する。
本発明では上述した成分系の規定に加えて、熱延条件と
熱延板の脱炭処理条件を、以下のように規定する。
（熱延条件）
スラブ加熱温度：
連鋳スラブは鋳造後、直接熱間圧延
（直送圧延）することもできるが、スラブを再加熱して
熱間圧延する場合には、スラブ加熱温度の上限は１２０
０℃とする。
熱間圧延する場合には、スラブ加熱温度の上限は１２０
０℃とする。
これは加熱中でのスケール溶融の問題を回避するととも
に、スラブ加熱時の組織の粗大化に伴う熱間圧延時のス
トリーク状組織の発達の抑制と、ＭｎＳ、 Ａｌ１Ｎの
再溶解と以後の焼鈍工程での微細析出による鉄損値上昇
を抑えるためである。
に、スラブ加熱時の組織の粗大化に伴う熱間圧延時のス
トリーク状組織の発達の抑制と、ＭｎＳ、 Ａｌ１Ｎの
再溶解と以後の焼鈍工程での微細析出による鉄損値上昇
を抑えるためである。
巻取り温度：
巻取り温度は６５０℃以下とする。これは、脱炭焼鈍前
の脱スケール性の改善を狙いとしたものであるが、同時
に、熱延板の脱炭焼鈍過程で均一微細な再結晶組織が形
成されることにより、高温巻取り材に比べてＣの粒界拡
散が促進され、脱炭時間が短縮される。さらに、スケー
ルの残存を抑制し、脱炭焼鈍時の窒化防止にも効果的で
ある。
の脱スケール性の改善を狙いとしたものであるが、同時
に、熱延板の脱炭焼鈍過程で均一微細な再結晶組織が形
成されることにより、高温巻取り材に比べてＣの粒界拡
散が促進され、脱炭時間が短縮される。さらに、スケー
ルの残存を抑制し、脱炭焼鈍時の窒化防止にも効果的で
ある。
（脱炭処理条件）
本願の最も重要な構成要件として、脱スケール処理を経
た熱延鋼帯を、以下の条件にて脱炭焼鈍と均質化焼鈍を
一連の工程の中で実施する。
た熱延鋼帯を、以下の条件にて脱炭焼鈍と均質化焼鈍を
一連の工程の中で実施する。
すなわち、オープンコイル状で、まず、０．０５≦（Ｐ
Ｈ，Ｏ／ ＰＨ２）≦−０，０１４（Ｓｉ＋Ａλ）２＋
０．０１（Ｓｉ＋Ａ慮）＋０．１６ の条件を満たす雰囲気中において６４０〜７００℃の温
度で保持した脱炭を行う。第２図はＰ）ｌ、 ０ ／
ＰＨ，と脱炭性との関係、およびＳｉ＋ＡＡとの関係に
おけるサブスケール層生成に対する影響をそれぞれ示し
たもので、ＰＨ，Ｏ／Ｐ）１ｍが０．０５未満の場合、
サブスケール形成を配慮して脱炭温度を６４０℃まで下
げると十分な脱炭が起こらない。
Ｈ，Ｏ／ ＰＨ２）≦−０，０１４（Ｓｉ＋Ａλ）２＋
０．０１（Ｓｉ＋Ａ慮）＋０．１６ の条件を満たす雰囲気中において６４０〜７００℃の温
度で保持した脱炭を行う。第２図はＰ）ｌ、 ０ ／
ＰＨ，と脱炭性との関係、およびＳｉ＋ＡＡとの関係に
おけるサブスケール層生成に対する影響をそれぞれ示し
たもので、ＰＨ，Ｏ／Ｐ）１ｍが０．０５未満の場合、
サブスケール形成を配慮して脱炭温度を６４０℃まで下
げると十分な脱炭が起こらない。
一方、鋼中Ｓｉ、Ａｌｌ量に関シテ、−０，０１４（Ｓ
ｉ＋＾１１）” ＋０．０１（Ｓｉ十口）＋０．１６
を超えると、７００℃での脱炭ではサブスケール層が形
成され、焼鈍後の脱スケール処理が不可避となる。
ｉ＋＾１１）” ＋０．０１（Ｓｉ十口）＋０．１６
を超えると、７００℃での脱炭ではサブスケール層が形
成され、焼鈍後の脱スケール処理が不可避となる。
さらに、本発明では上記脱炭焼鈍に引き続いて、磁気特
性の向上を狙いとして７００〜８５０℃温度で３０分以
上保持する焼鈍を行うことを必須とする。そして、特に
本発明では、この焼鈍時の雰囲気を〔ＰＨ，Ｏ／Ｐ）Ｉ
、 ）≦０．０３． ）ｌ、濃度≧７５％と規定する。
性の向上を狙いとして７００〜８５０℃温度で３０分以
上保持する焼鈍を行うことを必須とする。そして、特に
本発明では、この焼鈍時の雰囲気を〔ＰＨ，Ｏ／Ｐ）Ｉ
、 ）≦０．０３． ）ｌ、濃度≧７５％と規定する。
この焼鈍は磁気特性上好ましいサイズまで熱延板のフェ
ライト粒を成長させることを狙いとしたものであるが、
脱炭焼鈍がたとえ本発明に規定する最適条件に制御され
たとしても、不可避的に形成される極表層の酸化層によ
る雰囲気中の窒素の吸収（−船釣に使用されるＨ２＋Ｎ
、混合ガス中の場合）を抑制する狙いから、特に十分な
低露点と７５％以上の１１．濃度での均質化を行うよう
にしたものである。第３図は、均質化焼鈍におけるＨ２
濃度が窒化層生成に及ぼす影響を示すもので、サブスケ
ールの形成に関して厳しい条件にある第１表中の鋼−３
゜４について、〔ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２〕＝ ０．１０．
Ｉ＋□濃度＝１０％、７００℃Ｘ２ｈ の条件で脱炭
を行った後、■２濃度を変えて８４０℃Ｘ３ｈ の均質
化焼鈍を行った場合の窒化層の厚さを調べたものである
。同図から明らかなように、Ｈ２濃度≧７５％で窒化層
の形成が抑えられていることが判る。
ライト粒を成長させることを狙いとしたものであるが、
脱炭焼鈍がたとえ本発明に規定する最適条件に制御され
たとしても、不可避的に形成される極表層の酸化層によ
る雰囲気中の窒素の吸収（−船釣に使用されるＨ２＋Ｎ
、混合ガス中の場合）を抑制する狙いから、特に十分な
低露点と７５％以上の１１．濃度での均質化を行うよう
にしたものである。第３図は、均質化焼鈍におけるＨ２
濃度が窒化層生成に及ぼす影響を示すもので、サブスケ
ールの形成に関して厳しい条件にある第１表中の鋼−３
゜４について、〔ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２〕＝ ０．１０．
Ｉ＋□濃度＝１０％、７００℃Ｘ２ｈ の条件で脱炭
を行った後、■２濃度を変えて８４０℃Ｘ３ｈ の均質
化焼鈍を行った場合の窒化層の厚さを調べたものである
。同図から明らかなように、Ｈ２濃度≧７５％で窒化層
の形成が抑えられていることが判る。
本発明では、以上のような構成を採ることにより、スラ
ブ段階での鋼中炭素の存在によって、熱間圧延時のスト
リーク状フェライト組織の形成が抑制され、その集合組
織形成における有意な差のため、冷間圧延時のりジング
の発生が阻止されるとともに、最終製品の磁束密度の向
上がもたらされる。さらに、本発明では管理された条件
にて熱延板段階で脱炭処理を行うことにより、磁気時効
が問題とならないレベルまで鋼中炭素を低減できるとと
もに、十分な温度と時間の下で均質化焼鈍を付加するこ
とにより、優れた低鉄損、高磁束密度が得られ、しかも
最終の連続焼鈍段階でのｗｅｔ焼鈍を必要としないため
、露点制御等の操炉上の煩わしさが解消され、製鋼脱炭
鋼種を含めたプロダクトミックスの構成が容易になる。
ブ段階での鋼中炭素の存在によって、熱間圧延時のスト
リーク状フェライト組織の形成が抑制され、その集合組
織形成における有意な差のため、冷間圧延時のりジング
の発生が阻止されるとともに、最終製品の磁束密度の向
上がもたらされる。さらに、本発明では管理された条件
にて熱延板段階で脱炭処理を行うことにより、磁気時効
が問題とならないレベルまで鋼中炭素を低減できるとと
もに、十分な温度と時間の下で均質化焼鈍を付加するこ
とにより、優れた低鉄損、高磁束密度が得られ、しかも
最終の連続焼鈍段階でのｗｅｔ焼鈍を必要としないため
、露点制御等の操炉上の煩わしさが解消され、製鋼脱炭
鋼種を含めたプロダクトミックスの構成が容易になる。
第１表に供試鋼の化学組成を示す。
これらの鋼はいずれも転炉溶製後、ＲＨ脱ガス処理およ
び加炭による炭素量調整を行った後、連続鋳造を行った
。２００ｍｔの連鋳鋳片を１１４０℃に加熱後、粗圧延
、仕上げ圧延を経て２ 、 Ｏｒｍ ｔの熱延板とし、
６１０℃で巻取った。一部鋼帯については、６８０℃で
の巻取りも併せて実施した。
び加炭による炭素量調整を行った後、連続鋳造を行った
。２００ｍｔの連鋳鋳片を１１４０℃に加熱後、粗圧延
、仕上げ圧延を経て２ 、 Ｏｒｍ ｔの熱延板とし、
６１０℃で巻取った。一部鋼帯については、６８０℃で
の巻取りも併せて実施した。
巻取り後の鋼帯を酸洗後ルーズコイルとして、種々のＰ
ＨｚＯ／ＰＨ，比（調香１〜６は２０％Ｈ，＋Ｎ２雰囲
気で露点：１５℃、調香７〜１０は２５％Ｈ２＋Ｎ、雰
囲気で露点：１０℃）を有する雰囲気中にて脱炭処理を
行った後１種々のＰＨ，０／ＰＨ，比および水素濃度を
有する雰囲気中にて均質化焼鈍を実施した。焼鈍後の熱
延鋼帯について０．５ｍａｔまで冷圧後、各成分系に最
適の温度で連続焼鈍を行った。このようにして得られた
鋼帯のリジング高さ、最終Ｃ量、磁気特性等を熱延板焼
鈍条件等とともに第２表〜第４表に示す。
ＨｚＯ／ＰＨ，比（調香１〜６は２０％Ｈ，＋Ｎ２雰囲
気で露点：１５℃、調香７〜１０は２５％Ｈ２＋Ｎ、雰
囲気で露点：１０℃）を有する雰囲気中にて脱炭処理を
行った後１種々のＰＨ，０／ＰＨ，比および水素濃度を
有する雰囲気中にて均質化焼鈍を実施した。焼鈍後の熱
延鋼帯について０．５ｍａｔまで冷圧後、各成分系に最
適の温度で連続焼鈍を行った。このようにして得られた
鋼帯のリジング高さ、最終Ｃ量、磁気特性等を熱延板焼
鈍条件等とともに第２表〜第４表に示す。
第１図は鋼中の初期炭素量と冷圧時のりジング高さとの
関係を示すグラフである。第２図は熱延板脱炭焼鈍雰囲
気のＰＩ（、Ｏ／ＰＨ，と脱炭性との関係、およびＳｉ
十口との関係におけるＰ）１．０／ＰＨ２のサブスケー
ル層生成に対する影響をそれぞれ示すグラフである。第
３図は熱延板均質化焼鈍におけるＨ２濃度が窒化層生成
に及ぼす影響を示すグラフである。 初１Ｉ４Ｐｊ！幸量 （％）
関係を示すグラフである。第２図は熱延板脱炭焼鈍雰囲
気のＰＩ（、Ｏ／ＰＨ，と脱炭性との関係、およびＳｉ
十口との関係におけるＰ）１．０／ＰＨ２のサブスケー
ル層生成に対する影響をそれぞれ示すグラフである。第
３図は熱延板均質化焼鈍におけるＨ２濃度が窒化層生成
に及ぼす影響を示すグラフである。 初１Ｉ４Ｐｊ！幸量 （％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、Ｃ：０．００９〜０．０２６％、Ｓｉ：１．
３〜３．０％、Ａｌ≦０．８％、（Ｓｉ＋Ａｌ）≦３．
２％、Ｍｎ：０．２〜１．２％、Ｐ≦０．０３％、ｓ≦
０．００５％、Ｎ≦０．００５％、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる連続鋳造スラブを、直接または１２
００℃以下に加熱後、熱間圧延して６５０℃以下で巻取
り、該鋼帯を脱スケール処理後、オープンコイル焼鈍に
より、まず、 ０．０５≦〔ＰＨ＿２Ｏ／ＰＨ＿２〕≦−０．０１４（
Ｓｉ＋Ａｌ）＾２＋０．０１（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．１６ の範囲の雰囲気中において６４０〜７２０℃の温度で脱
炭処理を行った後、引き続き〔ＰＨ＿２Ｏ／ＰＨ＿２〕
≦０．０３、Ｈ＿２濃度≧７５％の雰囲気中で７００〜
８５０℃の温度範囲に３０分以上保持する条件で均質化
焼鈍を行うことにより、鋼中Ｃ量 を０．００３％以下とし、該熱延鋼帯を冷間圧延と連続
焼鈍に供することを特徴とする磁気特性および表面性状
の優れた無方向性電磁鋼板の製造法法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1335158A JP2514447B2 (ja) | 1989-12-26 | 1989-12-26 | 磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1335158A JP2514447B2 (ja) | 1989-12-26 | 1989-12-26 | 磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03197621A true JPH03197621A (ja) | 1991-08-29 |
| JP2514447B2 JP2514447B2 (ja) | 1996-07-10 |
Family
ID=18285419
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1335158A Expired - Lifetime JP2514447B2 (ja) | 1989-12-26 | 1989-12-26 | 磁気特性および表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2514447B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100516458B1 (ko) * | 2000-08-08 | 2005-09-23 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
| CN103882299A (zh) * | 2012-12-21 | 2014-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高铝薄规格电工钢及其生产方法 |
| CN104294022A (zh) * | 2014-10-10 | 2015-01-21 | 北京科技大学 | 一种高磁感薄规格无取向硅钢的制备方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101906577B (zh) * | 2010-07-16 | 2012-10-17 | 武汉钢铁(集团)公司 | 采用薄板连铸连轧生产的无取向电工钢及其方法 |
| CN113227456B (zh) | 2019-03-29 | 2024-03-22 | 日本制铁株式会社 | 被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法 |
-
1989
- 1989-12-26 JP JP1335158A patent/JP2514447B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN103882299A (zh) * | 2012-12-21 | 2014-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高铝薄规格电工钢及其生产方法 |
| CN104294022A (zh) * | 2014-10-10 | 2015-01-21 | 北京科技大学 | 一种高磁感薄规格无取向硅钢的制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2514447B2 (ja) | 1996-07-10 |
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