JPH0583612B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0583612B2 JPH0583612B2 JP63022073A JP2207388A JPH0583612B2 JP H0583612 B2 JPH0583612 B2 JP H0583612B2 JP 63022073 A JP63022073 A JP 63022073A JP 2207388 A JP2207388 A JP 2207388A JP H0583612 B2 JPH0583612 B2 JP H0583612B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- annealing
- rolled sheet
- temperature
- rolled
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
- C21D8/1222—Hot rolling
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
- C21D8/1261—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1277—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法に関する。 〔従来の技術〕 Siを１％以上含む素材を熱間圧延した場合、そ
の熱延板は表層のみが再結晶し、中心層は圧延加
工組織を有する未再結晶組織により構成されるの
が普通である。この熱延板をそのまま冷延して焼
鈍した場合、磁気特性に好ましい集合組織の発達
が不十分であるため、磁気特性の確保が困難とな
る。冷延・焼鈍後の磁気特性を確保するために
は、熱延板組織を完全に再結晶させることが必要
であり、このような目的で熱延巻取後にバツチ焼
鈍や連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施する技術が
例えば特開昭54−68717号公報、特開昭55−97426
号公報等において開示されている。 このような熱延板焼鈍において、熱延板を表面
にスケールが付着したままの状態で再結晶処理す
ると、不十分な非酸化雰囲気にて焼鈍した場合に
は、熱延板に付着していたスケールが発達して表
層スケールが厚く生成するとともに、鋼板表層部
に内部酸化層が生成し、処理後の酸洗性が著しく
劣化してしまう。一方、非酸化雰囲気であつても
窒素を含んだ雰囲気で焼鈍を行うと、鋼板表層部
での窒化反応が促進され、鋼中のAlと結合して
鋼板表面下においてAlNの析出をもたらす。こ
のため、このAlN粒子が最終焼鈍時にフエライ
ト組織の粒成長性を著しく低下させ、この結果、
鋼板表層部に厚さ100μｍ程度に亘つて粒径20μｍ
程度の微細フエライト粒の領域が形成し、鉄損お
よび低磁場特性を著しく劣化させてしまう。 〔発明が解決しようとする課題〕 このようなことから、例えば特開昭57−35627
号公報において高温巻取後酸洗し、しかる後バツ
チ焼鈍する技術が開示されているが、700℃を超
える巻取温度では、表層スケールが厚く生成する
だけでなく、１％Si以上ではフエライト粒内の酸
化が起こる。このフエライト粒内における酸化層
は、熱延板焼鈍前の酸洗にて完全に除去すること
が不可能であり、上述したような磁気特性の劣化
を招く。 また、熱延板焼鈍では、最終焼鈍時のフエライ
ト粒成長性を良好にするためAlNを完全に析出
させ、且つ凝集粗大化させる必要があり、このた
め熱延板焼鈍時の均熱時間を十分とる必要があ
る。すなわち、均熱時間が短かくAlNの凝集粗
大化が十分でないと、AlN粒子による粒界移動
抑制効果により最終焼鈍時の粒成長が阻害されて
しまう。 本発明はこのような問題に鑑み、最終焼鈍時の
良好な粒成長性が得られ、これにより優れた磁気
特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法を提
供せんとするものである。 〔課題を解決するための手段〕 このため本発明は、特定の鋼成分の下で、 (1) 熱間圧延時に低温加熱することにより、スラ
ブ冷却時のAlN粒子の再固溶を極力少なくし
て、熱延板焼鈍時におけるAlN粒子の凝集粗
大化を容易にする。 (2) 低温巻取を実施することによつてスケール生
成量を抑えるとともに、熱延後脱スケールを実
施することにより、スケールを完全に除去し、
この熱延板を非酸化性雰囲気中で焼鈍すること
により、熱延板焼鈍時の酸化や窒化を最小限に
抑える。 (3) 磁気特性及び経済性を考慮してAlN粒子の
凝集粗大化が適切に得られる熱延板焼鈍の条件
を規制する。 ことにより、最終焼鈍時のフエライト粒の粒成長
性を良好にし、優れた磁気特性が得られるように
したものである。 すなわち本発明は、Ｃ：0.0050wt％以下、Si：
1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜2.0wt％、残部Fe及び不
可避不純物からなるスラブを、1050℃以上、1150
℃未満に加熱し、熱間圧延した後、該熱圧延を
700〜450℃で巻取り、脱スケール後、非酸化雰囲
気中にて熱延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜1050℃
で、且つ均熱時間ｔ（分）との関係で、 −131.3logt＋1012.6Ｔ−128.5logt＋1078.5 を満足する条件で熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延
または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施
した後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍するようにし
たことをその基本的特徴とする。 以下、本発明の製造条件をその限定理由ととも
に説明する。 本発明において、熱延されるスラブは、Ｃ：
0.0050wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜
2.0wt％、残部Fe及び不可避的不純物の組成から
なる。 これらの成分のうち、Ｃは、0.0050wt％を超え
ると磁気特性が劣化し、また磁気時効上も問題を
生じ、このため、0.0050wt％を上限とする。 Siは、1.0wt％未満では固有抵抗の低下により
十分な低鉄損値が得られない。一方、4.0wt％を
超えると冷間加工性が著しく悪くなり、このた
め、1.0〜4.0wt％とする。 Alは、0.1wt％未満ではAlNが微細に析出して
しまい、最終焼鈍時に良好な粒成長性が得られ
ず、磁気特性が劣化してしまう。一方、2.0wt％
を超えると、冷間加工性が劣化する。このため
Alは0.1〜2.0wt％とする。 以上の成分のスラブは熱間圧延されるが、その
際、鋳造後スラブ冷却時に析出したAlN粒子の
再固溶を極力抑えることを狙いとして1050℃以
上、1150℃未満の低温加熱を行う。 熱延板焼鈍における熱延板の再結晶はAlN粒
子の凝集粗大化よりも早く完了するため、AlN
粒子の凝集粗大化が熱延板焼鈍における細大の狙
いとなる。ここで、熱延板焼鈍時のAlN粒子の
凝集粗大化完了時間はスラブ加熱温度により異つ
てくる。すなわち、鋳造されたスラブの凝固時に
析出した粗大AlN粒子のスラブ加熱時での再溶
解量が多いほど、熱延板焼鈍時までのAlN粒子
の粗大化完了時間が長くなる。そこで本発明では
スラブを低温加熱することで粗大なAlN粒子の
再溶解量を最小限に抑え、短時間で熱延板焼鈍す
ることを可能にしたものである。 ここで、スラブ加熱温度が1150℃以上である
と、AlN粒子の再固溶量が増大し、熱延板焼鈍
時のAlN粒子の凝集粗大化が遅れ、この結果、
焼鈍均熱時間を長時間とる必要が生じる。また、
スラブ加熱温度が1050℃未満であると、仕上げ温
度が低くなり過ぎ、ミル負荷が増大するととも
に、熱延板形状の確保が難しくなる。 本発明における最重要の技術の１つとして、熱
間圧延後、熱延板は700℃以下で巻取られる。巻
取温度が700℃を超えると、熱延板に表層スケー
ルが厚く生成し、熱延板焼鈍前に酸洗等の脱スケ
ールを実施しても、表層のスケールは除去できた
としても、高Si鋼にて形成される内部酸化層を除
去することが難しくなる。後述するように熱延板
焼鈍時にスケールが残存していると、スケールを
触媒として焼鈍時に窒化反応が促進され、このた
め、鋼板表層下にAlNの析出層が形成される。
この結果、最終焼鈍時に鋼板表層部における粒成
長性が抑制され、鉄損の上昇を引き起こす。第１
図は巻取温度と熱延板焼鈍後の窒化層の深さとの
関係を示すもので、巻取温度が700℃を超えると、
残存したスケールにより窒化反応が大きく促進さ
れていることが判る。但し、コイル全長に亘つて
均一且つ安定した巻取温度を確保するため、巻取
温度の下限は450℃とする。 本発明におけるもう１つの最重要技術として、
熱延板は続く熱延板焼鈍の前に脱スケール処理が
なされる。熱延板表面にスケールが存在した状態
で、窒素を含んだ非酸化性雰囲気で熱延板焼鈍を
行うと、鋼板表層部での窒化反応が促進され、鋼
板の窒素含有量が増大する。そのため微細な
AlN粒子が最終焼鈍時のフエライト組織の粒成
長性を著しく低下させてしまい、鋼板表層部に厚
い微細フエライト粒の層を形成し、鉄損及び低磁
場特性を著しく劣化させてしまう。このため、熱
延板焼鈍前にスケール除去することにより、熱延
板焼鈍時の窒化反応を抑えるのが本発明の狙いと
する所である。 脱スケール処理は、通常酸洗により行われる
が、メカニカルな処理を実施することもでき、そ
の具体的方法については特に制限はない。本発明
では、上述した低温巻取によりスケールの生成が
少なく抑えられるため、上記脱スケール処理によ
りスケールをほぼ完全に除去することができる。 熱延板は脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱
延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜1050℃で、且つ均熱
時間ｔ（分）との関係で、 −131.3logt＋1012.6Ｔ−128.5logt＋1078.5 を満足する条件で熱延板焼鈍される。 上述したように、1wt％以上のSiを含む素材
は、熱間圧延後の熱延板において、一部表層のみ
が再結晶し、中心層は圧延組織を有する未再結晶
組織から構成されている。このため、熱延板をそ
のまま冷延して焼鈍しても磁気特性の確保は難し
く、最終焼鈍後の磁気特性を向上させ、且つ均一
性を確保するためには、熱延板を焼鈍することに
より板厚方向及びコイル巾方向と長手方向に均一
な再結晶をさせる必要がある。また、鉄損値と最
終焼鈍後のフエライト粒径の間には密接な関係が
あり、100〜150μｍ程度で鉄損値が最小になる。
そこで、最終焼鈍時のフエライト粒成長性を良好
にするためには、AlN粒子による粒界移動抑制
効果を減じるために、熱延板焼鈍時にAlNを完
全に析出させ、且つ凝集粗大化させる必要があ
る。 熱延板焼鈍の均熱温度が750℃未満であると、
熱延板を完全に再結晶させるためには５時間以上
の均熱が必要であり非効率的である。一方、1050
℃を超える均熱温度では鋼板のAlN粒子に対す
る固溶度が高くなるため、AlN粒子の析出量が
不充分となり、最終焼鈍時のフエライト粒成長性
が低下する。 第２図は、熱延板焼鈍における均熱温度及び均
熱時間が最終焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示
すもので、第３図は、その結果を基に本発明にお
ける均熱条件をまとめたものである。 上述したように鉄損値を低くするためには、熱
延板焼鈍により熱延板のAlN粒子を十分凝集粗
大化させることが必要であるが、第２図及び第３
図に示されるように、そのための均熱条件は均熱
温度Ｔ及び均熱時間ｔとの関係で決まる。すなわ
ち、本発明のように低温加熱−低温巻取した熱延
板にあつてAlN粒子の凝集粗大化を図るには、 Ｔ−131.3logt＋1012.6 の条件を満足させる必要がある。 一方、下式の条件まで均熱を行えばフエライト
粒の再結晶及びAlN粒子の凝集粗大化は完了し、
それ以上の均熱は非効率的となる。 Ｔ−128.5logt＋1078.5 熱延板焼鈍は窒化を引き起こすスケールの形成
を抑制するため非酸化性雰囲気中で行われる。例
えば、５％以上の水素を含んだ窒素、水素混合雰
囲気中で焼鈍することが望ましい。 以上のように熱延板焼鈍された鋼板は必要に応
じて酸洗された後、１回の冷間圧延または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延が施され、しかる
後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍される。 ここで、仕上焼鈍の均熱温度が800℃未満では、
焼鈍の目的である鉄損と磁束密度の向上が十分図
れず、一方、1050℃を超える温度では、コイル通
板上やエネルギーコスト上実用的でなく、また、
磁気特性上でも、フエライト粒の異常粒成長によ
り鉄損値が増大してしまう。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表の組成の鋼から、以下の条件で無方向性
電磁鋼板を製造した。第２表にその最終焼鈍後の
磁気特性を示す。
製造方法に関する。 〔従来の技術〕 Siを１％以上含む素材を熱間圧延した場合、そ
の熱延板は表層のみが再結晶し、中心層は圧延加
工組織を有する未再結晶組織により構成されるの
が普通である。この熱延板をそのまま冷延して焼
鈍した場合、磁気特性に好ましい集合組織の発達
が不十分であるため、磁気特性の確保が困難とな
る。冷延・焼鈍後の磁気特性を確保するために
は、熱延板組織を完全に再結晶させることが必要
であり、このような目的で熱延巻取後にバツチ焼
鈍や連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施する技術が
例えば特開昭54−68717号公報、特開昭55−97426
号公報等において開示されている。 このような熱延板焼鈍において、熱延板を表面
にスケールが付着したままの状態で再結晶処理す
ると、不十分な非酸化雰囲気にて焼鈍した場合に
は、熱延板に付着していたスケールが発達して表
層スケールが厚く生成するとともに、鋼板表層部
に内部酸化層が生成し、処理後の酸洗性が著しく
劣化してしまう。一方、非酸化雰囲気であつても
窒素を含んだ雰囲気で焼鈍を行うと、鋼板表層部
での窒化反応が促進され、鋼中のAlと結合して
鋼板表面下においてAlNの析出をもたらす。こ
のため、このAlN粒子が最終焼鈍時にフエライ
ト組織の粒成長性を著しく低下させ、この結果、
鋼板表層部に厚さ100μｍ程度に亘つて粒径20μｍ
程度の微細フエライト粒の領域が形成し、鉄損お
よび低磁場特性を著しく劣化させてしまう。 〔発明が解決しようとする課題〕 このようなことから、例えば特開昭57−35627
号公報において高温巻取後酸洗し、しかる後バツ
チ焼鈍する技術が開示されているが、700℃を超
える巻取温度では、表層スケールが厚く生成する
だけでなく、１％Si以上ではフエライト粒内の酸
化が起こる。このフエライト粒内における酸化層
は、熱延板焼鈍前の酸洗にて完全に除去すること
が不可能であり、上述したような磁気特性の劣化
を招く。 また、熱延板焼鈍では、最終焼鈍時のフエライ
ト粒成長性を良好にするためAlNを完全に析出
させ、且つ凝集粗大化させる必要があり、このた
め熱延板焼鈍時の均熱時間を十分とる必要があ
る。すなわち、均熱時間が短かくAlNの凝集粗
大化が十分でないと、AlN粒子による粒界移動
抑制効果により最終焼鈍時の粒成長が阻害されて
しまう。 本発明はこのような問題に鑑み、最終焼鈍時の
良好な粒成長性が得られ、これにより優れた磁気
特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法を提
供せんとするものである。 〔課題を解決するための手段〕 このため本発明は、特定の鋼成分の下で、 (1) 熱間圧延時に低温加熱することにより、スラ
ブ冷却時のAlN粒子の再固溶を極力少なくし
て、熱延板焼鈍時におけるAlN粒子の凝集粗
大化を容易にする。 (2) 低温巻取を実施することによつてスケール生
成量を抑えるとともに、熱延後脱スケールを実
施することにより、スケールを完全に除去し、
この熱延板を非酸化性雰囲気中で焼鈍すること
により、熱延板焼鈍時の酸化や窒化を最小限に
抑える。 (3) 磁気特性及び経済性を考慮してAlN粒子の
凝集粗大化が適切に得られる熱延板焼鈍の条件
を規制する。 ことにより、最終焼鈍時のフエライト粒の粒成長
性を良好にし、優れた磁気特性が得られるように
したものである。 すなわち本発明は、Ｃ：0.0050wt％以下、Si：
1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜2.0wt％、残部Fe及び不
可避不純物からなるスラブを、1050℃以上、1150
℃未満に加熱し、熱間圧延した後、該熱圧延を
700〜450℃で巻取り、脱スケール後、非酸化雰囲
気中にて熱延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜1050℃
で、且つ均熱時間ｔ（分）との関係で、 −131.3logt＋1012.6Ｔ−128.5logt＋1078.5 を満足する条件で熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延
または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施
した後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍するようにし
たことをその基本的特徴とする。 以下、本発明の製造条件をその限定理由ととも
に説明する。 本発明において、熱延されるスラブは、Ｃ：
0.0050wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、Al：0.1〜
2.0wt％、残部Fe及び不可避的不純物の組成から
なる。 これらの成分のうち、Ｃは、0.0050wt％を超え
ると磁気特性が劣化し、また磁気時効上も問題を
生じ、このため、0.0050wt％を上限とする。 Siは、1.0wt％未満では固有抵抗の低下により
十分な低鉄損値が得られない。一方、4.0wt％を
超えると冷間加工性が著しく悪くなり、このた
め、1.0〜4.0wt％とする。 Alは、0.1wt％未満ではAlNが微細に析出して
しまい、最終焼鈍時に良好な粒成長性が得られ
ず、磁気特性が劣化してしまう。一方、2.0wt％
を超えると、冷間加工性が劣化する。このため
Alは0.1〜2.0wt％とする。 以上の成分のスラブは熱間圧延されるが、その
際、鋳造後スラブ冷却時に析出したAlN粒子の
再固溶を極力抑えることを狙いとして1050℃以
上、1150℃未満の低温加熱を行う。 熱延板焼鈍における熱延板の再結晶はAlN粒
子の凝集粗大化よりも早く完了するため、AlN
粒子の凝集粗大化が熱延板焼鈍における細大の狙
いとなる。ここで、熱延板焼鈍時のAlN粒子の
凝集粗大化完了時間はスラブ加熱温度により異つ
てくる。すなわち、鋳造されたスラブの凝固時に
析出した粗大AlN粒子のスラブ加熱時での再溶
解量が多いほど、熱延板焼鈍時までのAlN粒子
の粗大化完了時間が長くなる。そこで本発明では
スラブを低温加熱することで粗大なAlN粒子の
再溶解量を最小限に抑え、短時間で熱延板焼鈍す
ることを可能にしたものである。 ここで、スラブ加熱温度が1150℃以上である
と、AlN粒子の再固溶量が増大し、熱延板焼鈍
時のAlN粒子の凝集粗大化が遅れ、この結果、
焼鈍均熱時間を長時間とる必要が生じる。また、
スラブ加熱温度が1050℃未満であると、仕上げ温
度が低くなり過ぎ、ミル負荷が増大するととも
に、熱延板形状の確保が難しくなる。 本発明における最重要の技術の１つとして、熱
間圧延後、熱延板は700℃以下で巻取られる。巻
取温度が700℃を超えると、熱延板に表層スケー
ルが厚く生成し、熱延板焼鈍前に酸洗等の脱スケ
ールを実施しても、表層のスケールは除去できた
としても、高Si鋼にて形成される内部酸化層を除
去することが難しくなる。後述するように熱延板
焼鈍時にスケールが残存していると、スケールを
触媒として焼鈍時に窒化反応が促進され、このた
め、鋼板表層下にAlNの析出層が形成される。
この結果、最終焼鈍時に鋼板表層部における粒成
長性が抑制され、鉄損の上昇を引き起こす。第１
図は巻取温度と熱延板焼鈍後の窒化層の深さとの
関係を示すもので、巻取温度が700℃を超えると、
残存したスケールにより窒化反応が大きく促進さ
れていることが判る。但し、コイル全長に亘つて
均一且つ安定した巻取温度を確保するため、巻取
温度の下限は450℃とする。 本発明におけるもう１つの最重要技術として、
熱延板は続く熱延板焼鈍の前に脱スケール処理が
なされる。熱延板表面にスケールが存在した状態
で、窒素を含んだ非酸化性雰囲気で熱延板焼鈍を
行うと、鋼板表層部での窒化反応が促進され、鋼
板の窒素含有量が増大する。そのため微細な
AlN粒子が最終焼鈍時のフエライト組織の粒成
長性を著しく低下させてしまい、鋼板表層部に厚
い微細フエライト粒の層を形成し、鉄損及び低磁
場特性を著しく劣化させてしまう。このため、熱
延板焼鈍前にスケール除去することにより、熱延
板焼鈍時の窒化反応を抑えるのが本発明の狙いと
する所である。 脱スケール処理は、通常酸洗により行われる
が、メカニカルな処理を実施することもでき、そ
の具体的方法については特に制限はない。本発明
では、上述した低温巻取によりスケールの生成が
少なく抑えられるため、上記脱スケール処理によ
りスケールをほぼ完全に除去することができる。 熱延板は脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱
延板焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜1050℃で、且つ均熱
時間ｔ（分）との関係で、 −131.3logt＋1012.6Ｔ−128.5logt＋1078.5 を満足する条件で熱延板焼鈍される。 上述したように、1wt％以上のSiを含む素材
は、熱間圧延後の熱延板において、一部表層のみ
が再結晶し、中心層は圧延組織を有する未再結晶
組織から構成されている。このため、熱延板をそ
のまま冷延して焼鈍しても磁気特性の確保は難し
く、最終焼鈍後の磁気特性を向上させ、且つ均一
性を確保するためには、熱延板を焼鈍することに
より板厚方向及びコイル巾方向と長手方向に均一
な再結晶をさせる必要がある。また、鉄損値と最
終焼鈍後のフエライト粒径の間には密接な関係が
あり、100〜150μｍ程度で鉄損値が最小になる。
そこで、最終焼鈍時のフエライト粒成長性を良好
にするためには、AlN粒子による粒界移動抑制
効果を減じるために、熱延板焼鈍時にAlNを完
全に析出させ、且つ凝集粗大化させる必要があ
る。 熱延板焼鈍の均熱温度が750℃未満であると、
熱延板を完全に再結晶させるためには５時間以上
の均熱が必要であり非効率的である。一方、1050
℃を超える均熱温度では鋼板のAlN粒子に対す
る固溶度が高くなるため、AlN粒子の析出量が
不充分となり、最終焼鈍時のフエライト粒成長性
が低下する。 第２図は、熱延板焼鈍における均熱温度及び均
熱時間が最終焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示
すもので、第３図は、その結果を基に本発明にお
ける均熱条件をまとめたものである。 上述したように鉄損値を低くするためには、熱
延板焼鈍により熱延板のAlN粒子を十分凝集粗
大化させることが必要であるが、第２図及び第３
図に示されるように、そのための均熱条件は均熱
温度Ｔ及び均熱時間ｔとの関係で決まる。すなわ
ち、本発明のように低温加熱−低温巻取した熱延
板にあつてAlN粒子の凝集粗大化を図るには、 Ｔ−131.3logt＋1012.6 の条件を満足させる必要がある。 一方、下式の条件まで均熱を行えばフエライト
粒の再結晶及びAlN粒子の凝集粗大化は完了し、
それ以上の均熱は非効率的となる。 Ｔ−128.5logt＋1078.5 熱延板焼鈍は窒化を引き起こすスケールの形成
を抑制するため非酸化性雰囲気中で行われる。例
えば、５％以上の水素を含んだ窒素、水素混合雰
囲気中で焼鈍することが望ましい。 以上のように熱延板焼鈍された鋼板は必要に応
じて酸洗された後、１回の冷間圧延または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延が施され、しかる
後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍される。 ここで、仕上焼鈍の均熱温度が800℃未満では、
焼鈍の目的である鉄損と磁束密度の向上が十分図
れず、一方、1050℃を超える温度では、コイル通
板上やエネルギーコスト上実用的でなく、また、
磁気特性上でも、フエライト粒の異常粒成長によ
り鉄損値が増大してしまう。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表の組成の鋼から、以下の条件で無方向性
電磁鋼板を製造した。第２表にその最終焼鈍後の
磁気特性を示す。
【表】
↓
酸 洗
↓
冷 圧(0.5mmｔ)
↓
焼 鈍(950℃×2〓、25％H２＋75％N２、露点−10℃)
酸 洗
↓
冷 圧(0.5mmｔ)
↓
焼 鈍(950℃×2〓、25％H２＋75％N２、露点−10℃)
【表】
【表】
験機にて測定
実施例 ２ 第１表中のＢ鋼から、以下の条件及び第３表に
示す条件で無方向性電磁鋼板を製造した。得られ
た鋼板の加熱温度を第３表に合せて示す。
実施例 ２ 第１表中のＢ鋼から、以下の条件及び第３表に
示す条件で無方向性電磁鋼板を製造した。得られ
た鋼板の加熱温度を第３表に合せて示す。
【表】
↓
酸 洗
↓
冷 圧(0.5mmｔ)
↓
焼 鈍(950℃×2〓、25〓H２＋75〓N２、露点−
10℃)
酸 洗
↓
冷 圧(0.5mmｔ)
↓
焼 鈍(950℃×2〓、25〓H２＋75〓N２、露点−
10℃)
第１図は熱延巻取温度が熱延板焼鈍後の窒化層
深さに及ぼす影響を示したものである。第２図は
熱延板焼鈍における均熱温度及び均熱時間が最終
焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示すものであ
る。第３図は本発明における熱延板焼鈍条件を示
すものである。
深さに及ぼす影響を示したものである。第２図は
熱延板焼鈍における均熱温度及び均熱時間が最終
焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示すものであ
る。第３図は本発明における熱延板焼鈍条件を示
すものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0050wt％以下、Si：1.0〜4.0wt％、
Al：0.1〜2.0wt％、残部Fe及び不可避不純物か
らなるスラブを、1050℃以上、1150℃未満に加熱
し、熱間圧延した後、該熱圧延を700〜450℃で巻
取り、脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱延板
焼鈍温度Ｔ（℃）が750〜1050℃で、且つ均熱時間
ｔ（分）との関係で、 −131.3logt＋1012.6≦Ｔ≦−128.5logt＋1078.5 を満足する条件で熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延
または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施
した後、800〜1050℃で仕上げ焼鈍することを特
徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製
造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63022073A JPH01198426A (ja) | 1988-02-03 | 1988-02-03 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR1019900702008A KR940000819B1 (ko) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | 자기특성이 우수한 무방향성 전자강판의 제조방법 |
| EP89905180A EP0423331B1 (en) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Method of manufacturing non-oriented electromagnetic steel plates with excellent magnetic characteristics |
| US07/476,507 US5164024A (en) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Method of making non-oriented electrical steel sheets having excellent magnetic properties |
| PCT/JP1989/000439 WO1990012896A1 (fr) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Procede pour fabriquer des toles d'acier electromagnetiques non orientees presentant d'excellentes caracteristiques magnetiques |
| DE68921479T DE68921479T2 (de) | 1988-02-03 | 1989-04-26 | Verfahren zur herstellung nichtorientierter elektrobleche mit ausgezeichneten magnetischen eigenschaften. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63022073A JPH01198426A (ja) | 1988-02-03 | 1988-02-03 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01198426A JPH01198426A (ja) | 1989-08-10 |
| JPH0583612B2 true JPH0583612B2 (ja) | 1993-11-26 |
Family
ID=12072711
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63022073A Granted JPH01198426A (ja) | 1988-02-03 | 1988-02-03 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5164024A (ja) |
| EP (1) | EP0423331B1 (ja) |
| JP (1) | JPH01198426A (ja) |
| KR (1) | KR940000819B1 (ja) |
| DE (1) | DE68921479T2 (ja) |
| WO (1) | WO1990012896A1 (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01198427A (ja) * | 1988-02-03 | 1989-08-10 | Nkk Corp | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH086135B2 (ja) * | 1991-04-25 | 1996-01-24 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| BE1006599A6 (fr) * | 1993-01-29 | 1994-10-25 | Centre Rech Metallurgique | Procede de fabrication d'une tole d'acier laminee a chaud presentant des proprietes magnetiques elevees. |
| JP3333794B2 (ja) * | 1994-09-29 | 2002-10-15 | 川崎製鉄株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| GB2336795B (en) * | 1997-01-29 | 2000-04-12 | Sony Corp | Manufacturing method for a heat shrink band steel sheet |
| SG93282A1 (en) * | 1997-01-29 | 2002-12-17 | Sony Corp | Heat shrink band steel sheet and manufacturing method thereof |
| KR100479992B1 (ko) * | 1999-09-22 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
| KR100544612B1 (ko) * | 2001-12-22 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 |
| DE102008039326A1 (de) | 2008-08-22 | 2010-02-25 | IWT Stiftung Institut für Werkstofftechnik | Verfahren zum elektrischen Isolieren von Elektroblech, elektrisch isoliertes Elektroblech, lamellierter magnetischer Kern mit dem Elektroblech und Verfahren zum Herstellen eines lamellierten magnetischen Kerns |
| JP5605518B2 (ja) * | 2011-11-11 | 2014-10-15 | 新日鐵住金株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| KR101449093B1 (ko) * | 2011-12-20 | 2014-10-13 | 주식회사 포스코 | 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법. |
| AT524149B1 (de) * | 2020-08-20 | 2022-11-15 | Nntech Gmbh | Verfahren zur Bearbeitung eines Stahlblechs |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4819766B1 (ja) * | 1970-03-30 | 1973-06-15 | ||
| JPS4926415B1 (ja) * | 1970-09-26 | 1974-07-09 | ||
| US3770517A (en) * | 1972-03-06 | 1973-11-06 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Method of producing substantially non-oriented silicon steel strip by three-stage cold rolling |
| US3971678A (en) * | 1972-05-31 | 1976-07-27 | Stahlwerke Peine-Salzgitter Aktiengesellschaft | Method of making cold-rolled sheet for electrical purposes |
| JPS5834531B2 (ja) * | 1979-01-17 | 1983-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPS58151453A (ja) * | 1982-01-27 | 1983-09-08 | Nippon Steel Corp | 鉄損が低くかつ磁束密度のすぐれた無方向性電磁鋼板およびその製造法 |
| JPS58171527A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Nippon Steel Corp | 低級電磁鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-02-03 JP JP63022073A patent/JPH01198426A/ja active Granted
-
1989
- 1989-04-26 EP EP89905180A patent/EP0423331B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-04-26 US US07/476,507 patent/US5164024A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-04-26 WO PCT/JP1989/000439 patent/WO1990012896A1/ja not_active Ceased
- 1989-04-26 DE DE68921479T patent/DE68921479T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-04-26 KR KR1019900702008A patent/KR940000819B1/ko not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0423331A4 (en) | 1993-02-24 |
| EP0423331B1 (en) | 1995-03-01 |
| WO1990012896A1 (fr) | 1990-11-01 |
| EP0423331A1 (en) | 1991-04-24 |
| US5164024A (en) | 1992-11-17 |
| DE68921479D1 (de) | 1995-04-06 |
| KR940000819B1 (ko) | 1994-02-02 |
| KR920700299A (ko) | 1992-02-19 |
| DE68921479T2 (de) | 1995-11-09 |
| JPH01198426A (ja) | 1989-08-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2983128B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2883226B2 (ja) | 磁気特性の極めて優れた薄方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS5813606B2 (ja) | ジキトクセイノ キワメテ スグレタ イツホウコウセイケイソコウタイバンノ セイゾウホウホウ | |
| JP4653266B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH01198426A (ja) | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2951852B2 (ja) | 磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| US5139582A (en) | Method of manufacturing an oriented silicon steel sheet having improved magnetic characeristics | |
| JP2639226B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP3357603B2 (ja) | 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3483265B2 (ja) | 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0433849B2 (ja) | ||
| JP2607331B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3390109B2 (ja) | 低鉄損高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2001049351A (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2983129B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH04301035A (ja) | 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JP3310004B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06287639A (ja) | 全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3498978B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3294367B2 (ja) | 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06240358A (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3443151B2 (ja) | 方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP2562254B2 (ja) | 薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH04362138A (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0257125B2 (ja) |