JPH0753885B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0753885B2 JPH0753885B2 JP1096831A JP9683189A JPH0753885B2 JP H0753885 B2 JPH0753885 B2 JP H0753885B2 JP 1096831 A JP1096831 A JP 1096831A JP 9683189 A JP9683189 A JP 9683189A JP H0753885 B2 JPH0753885 B2 JP H0753885B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、トランス等の鉄心として使用される磁気特性
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の
鉄心材料として使用されており、励磁特性、鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
B8が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値として
は、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したとき
の1kg当りの鉄損Ｗ17/50を使用している。磁束密度は、
鉄損特性の最大支配因子であり、一般的にいって磁束密
度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお、一般的に磁
束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損特
性が不良となる場合がある。これに対しては、磁区制御
により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を改善
することができる。
鉄心材料として使用されており、励磁特性、鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
B8が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値として
は、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したとき
の1kg当りの鉄損Ｗ17/50を使用している。磁束密度は、
鉄損特性の最大支配因子であり、一般的にいって磁束密
度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお、一般的に磁
束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損特
性が不良となる場合がある。これに対しては、磁区制御
により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を改善
することができる。
この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝、圧延方向に＜001＞軸
をもったいわゆるゴス組織を発達させることにより、製
造されている。良好な磁気特性を得るためには、磁化容
易軸である＜001＞を圧延方向に高度に揃えることが必
要である。二次再結晶粒の方向性は、MnS,AlN等をイン
ヒビターとして利用し、最終強圧下圧延を施す方法によ
って大幅に改善され、それに伴って鉄損特性も著しく向
上する。
晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝、圧延方向に＜001＞軸
をもったいわゆるゴス組織を発達させることにより、製
造されている。良好な磁気特性を得るためには、磁化容
易軸である＜001＞を圧延方向に高度に揃えることが必
要である。二次再結晶粒の方向性は、MnS,AlN等をイン
ヒビターとして利用し、最終強圧下圧延を施す方法によ
って大幅に改善され、それに伴って鉄損特性も著しく向
上する。
ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては通常熱延
後、組織の均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばAlNを主インヒビターとする製
造方法においては、特公昭46−23820号公報に示すよう
に熱延板焼鈍においてAlNの析出処理を行ってインヒビ
ターを制御する方法がとられている。
後、組織の均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばAlNを主インヒビターとする製
造方法においては、特公昭46−23820号公報に示すよう
に熱延板焼鈍においてAlNの析出処理を行ってインヒビ
ターを制御する方法がとられている。
通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍−冷延−脱炭
焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に
対する見直しが進められ、工程の簡省略化の要請が強ま
ってきた。このような要請に答えるべくAlNを主インヒ
ビターとする製造方法において、熱延板焼鈍でのAlNの
析出処理を、熱延後の高温巻取で代替する方法（特公昭
59−45730号公報）が提案された。確かにこの方法によ
って熱延板焼鈍を省略しても、磁気特性をある程度確保
することはできるが、５〜20トンのコイル状で巻取られ
る通常の方法においては、冷却過程でコイル内での場所
的な熱履歴の差が生じ、必然的にAlNの析出が不均一と
なり最終的な磁気特性はコイル内の場所によって変動し
歩留が低下する結果となる。
対する見直しが進められ、工程の簡省略化の要請が強ま
ってきた。このような要請に答えるべくAlNを主インヒ
ビターとする製造方法において、熱延板焼鈍でのAlNの
析出処理を、熱延後の高温巻取で代替する方法（特公昭
59−45730号公報）が提案された。確かにこの方法によ
って熱延板焼鈍を省略しても、磁気特性をある程度確保
することはできるが、５〜20トンのコイル状で巻取られ
る通常の方法においては、冷却過程でコイル内での場所
的な熱履歴の差が生じ、必然的にAlNの析出が不均一と
なり最終的な磁気特性はコイル内の場所によって変動し
歩留が低下する結果となる。
他方、AlNをインヒビターとして利用した圧下率81〜95
％の１回強圧下冷間圧延法による高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造において、熱延板焼鈍後急冷し、上記強圧
下冷間圧延時に時効処理を施すことにより磁気特性が向
上することが報告されている（特公昭54−13846号公
報）。また、２回以上の冷間圧延を行ない一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、最終冷間圧延前の工程で
ある中間焼鈍後急冷し、かつ、最終冷間圧延時に時効処
理を施すことによって磁気特性が向上することが報告さ
れている（特公昭56−3892号公報）。また、圧下率40〜
80％の最終冷間圧延を行なう２回冷延法で一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、１回目の冷間圧延時、２
回目の冷間圧延時に時効処理を施すことにより磁気特性
が向上することが報告されている（特開昭58−25425号
公報）。
％の１回強圧下冷間圧延法による高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造において、熱延板焼鈍後急冷し、上記強圧
下冷間圧延時に時効処理を施すことにより磁気特性が向
上することが報告されている（特公昭54−13846号公
報）。また、２回以上の冷間圧延を行ない一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、最終冷間圧延前の工程で
ある中間焼鈍後急冷し、かつ、最終冷間圧延時に時効処
理を施すことによって磁気特性が向上することが報告さ
れている（特公昭56−3892号公報）。また、圧下率40〜
80％の最終冷間圧延を行なう２回冷延法で一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、１回目の冷間圧延時、２
回目の冷間圧延時に時効処理を施すことにより磁気特性
が向上することが報告されている（特開昭58−25425号
公報）。
しかし、上記の技術では、熱延板焼鈍を施すことなく、
１回冷延法で優れた磁気特性を安定して得ることは困難
である。
１回冷延法で優れた磁気特性を安定して得ることは困難
である。
〔課題を解決するための手段〕 本発明においては、その目的を達成するために通常の成
分からなる珪素鋼スラブを熱延板700℃未満で巻取り、
次いで、熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率80％以上の
冷延を行うに際し、該冷延における複数パスのパス間の
少くとも１回鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の
時間保持し、引き続きこの冷延板に脱炭焼鈍、最終仕上
焼鈍を施すことを特徴とする。
分からなる珪素鋼スラブを熱延板700℃未満で巻取り、
次いで、熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率80％以上の
冷延を行うに際し、該冷延における複数パスのパス間の
少くとも１回鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の
時間保持し、引き続きこの冷延板に脱炭焼鈍、最終仕上
焼鈍を施すことを特徴とする。
本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率80％以上の冷延、脱炭焼鈍、最
終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率80％以上の冷延、脱炭焼鈍、最
終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
本発明者は、熱延板の巻取及び冷延工程に着目し、種々
の観点から広範囲にわたって研究したところ、巻取温度
と冷延方法との組み合わせが磁気特性に密接に関係して
いることを見出した。以下実験結果を基に詳細に説明す
る。
の観点から広範囲にわたって研究したところ、巻取温度
と冷延方法との組み合わせが磁気特性に密接に関係して
いることを見出した。以下実験結果を基に詳細に説明す
る。
第１図に熱延後の巻取温度と磁束密度との関係を示す。
この場合出発素材として、C:0.054重量％,Si:3.28重量
％，酸可溶性Al:0.028重量％,N:0.0081重量％,S:0.007
重量％,Mn:0.14重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不
純物からなる40mm厚のスラブを1150℃に加熱し、６パス
で2.3mm厚とし、次いで水冷と空冷を種々組み合わせて2
00〜900℃まで冷却し、各温度（巻取温度）で１時間保
定して炉冷（冷却速度約0.01℃/sec）する巻取シミュレ
ーションを施した。次いで、この熱延板に熱延板焼鈍を
施すことなく圧下率約85％の強圧下圧延を施すに際し、
板厚1.6mm,0.8mmの時点で200℃に５分間保持するパス間
時効を行い0.335mm厚の冷延板とした。次いで、この冷
延板に、840℃に150秒保持する脱炭焼鈍を行い、引き続
きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼
鈍を行った。
この場合出発素材として、C:0.054重量％,Si:3.28重量
％，酸可溶性Al:0.028重量％,N:0.0081重量％,S:0.007
重量％,Mn:0.14重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不
純物からなる40mm厚のスラブを1150℃に加熱し、６パス
で2.3mm厚とし、次いで水冷と空冷を種々組み合わせて2
00〜900℃まで冷却し、各温度（巻取温度）で１時間保
定して炉冷（冷却速度約0.01℃/sec）する巻取シミュレ
ーションを施した。次いで、この熱延板に熱延板焼鈍を
施すことなく圧下率約85％の強圧下圧延を施すに際し、
板厚1.6mm,0.8mmの時点で200℃に５分間保持するパス間
時効を行い0.335mm厚の冷延板とした。次いで、この冷
延板に、840℃に150秒保持する脱炭焼鈍を行い、引き続
きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼
鈍を行った。
第１図から明らかなように熱延後の巻取温度が700℃未
満の場合にB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
満の場合にB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
次に第２図に、冷延でのパス間時効温度と磁束密度との
関係を示す。この場合、第１図で説明した熱延板のう
ち、巻取温度が550℃の鋼板に熱延板焼鈍を施すことな
く、圧下率約85％の強圧下圧延を施して0.335mm厚とす
るに際し、そのパス間に２回各温度に５分間保持する時
効処理を行った。しかる後この冷延板に公知の方法で脱
炭焼鈍,MgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布，最終仕上焼
鈍を施した。
関係を示す。この場合、第１図で説明した熱延板のう
ち、巻取温度が550℃の鋼板に熱延板焼鈍を施すことな
く、圧下率約85％の強圧下圧延を施して0.335mm厚とす
るに際し、そのパス間に２回各温度に５分間保持する時
効処理を行った。しかる後この冷延板に公知の方法で脱
炭焼鈍,MgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布，最終仕上焼
鈍を施した。
第２図から明らかなようにパス間時効温度が50〜500℃
の範囲でB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
の範囲でB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
次に第３図に冷延でのパス間時効の保持時間と磁束密度
との関係を示す。この場合、第１図で説明した熱延板の
うち、巻取温度が550℃の鋼板に熱延板焼鈍を施すこと
なく、圧下率約85％の強圧下圧延を施して0.335mm厚と
する際に、板厚1.4mmと0.7mmの時点で200℃に種々の時
間保持した。
との関係を示す。この場合、第１図で説明した熱延板の
うち、巻取温度が550℃の鋼板に熱延板焼鈍を施すこと
なく、圧下率約85％の強圧下圧延を施して0.335mm厚と
する際に、板厚1.4mmと0.7mmの時点で200℃に種々の時
間保持した。
第３図から明らかなように、パス間時効時間１分以上の
範囲でB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
範囲でB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
熱延後の巻取温度と冷延でのパス間時効を組み合わせる
ことによって磁束密度が向上する理由については必ずし
も明らかでないが、本発明者らは次のように推察してい
る。
ことによって磁束密度が向上する理由については必ずし
も明らかでないが、本発明者らは次のように推察してい
る。
従来の冷延におけるパス間時効による製品の磁気特性向
上効果は、固溶C,Nが冷延によって形成される転位等欠
陥等に固着する作用、又は微細炭化物、微細窒化物によ
る転位運動の妨害作用によって変形機構に影響を与えた
ことによると考えられている。従って、冷延前に固溶C,
N,微細炭化物，微細窒化物を形成させるための熱処理と
急冷（例えば冷却速度５℃/sec以上）が前提とされてい
る。
上効果は、固溶C,Nが冷延によって形成される転位等欠
陥等に固着する作用、又は微細炭化物、微細窒化物によ
る転位運動の妨害作用によって変形機構に影響を与えた
ことによると考えられている。従って、冷延前に固溶C,
N,微細炭化物，微細窒化物を形成させるための熱処理と
急冷（例えば冷却速度５℃/sec以上）が前提とされてい
る。
一方、通常の熱延の巻取後の冷却は、５〜20TONのコイ
ル状で空冷されるため、冷却速度は例えば0.005℃/sec
程度と極めて遅い。従って、熱延板焼鈍を施さないこと
を前提とする本発明の場合、従来の冷延におけるパス間
時効において、必要とされる固溶C,N,数100Å以下のε
−炭化物等微細炭化物,Fe16N4等微細窒化物が冷延前に
十分形成されているとは考えられない。他方、巻取後の
冷却中にはFe3C等が粒界，粒界近傍，又は粒内析出物
（例えば、MnS,AlN等）を核としてその周囲に析出す
る。このFe3C等が比較的小さい（例えば１μｍ以下）場
合には、冷延時に一部解離固溶して、固溶C,Nが冷延時
に新たに形成されることは可能である。本発明における
効果が700℃以上の高温巻取の場合に得られないのは、
高温巻取後の冷却時にFe3C等が粗大化しやすく、引き続
く冷延での解離固溶が不十分となるためと考えられる。
従って、本発明の効果は、熱延の巻取後の冷却中に形成
される比較的小さいFe3C等が冷延時に一部解離固溶し
て、固溶C,Nが新たに形成され、パス間時効時に冷延に
よって形成される転位等欠陥部に固着し、変形機構に影
響を与えたことによると考えられる。この影響は冷延時
変形帯の形成を容易とし、冷延再結晶時に｛110｝＜001
＞方位粒を増加せしめ磁気特性を向上させるものと考え
られる。
ル状で空冷されるため、冷却速度は例えば0.005℃/sec
程度と極めて遅い。従って、熱延板焼鈍を施さないこと
を前提とする本発明の場合、従来の冷延におけるパス間
時効において、必要とされる固溶C,N,数100Å以下のε
−炭化物等微細炭化物,Fe16N4等微細窒化物が冷延前に
十分形成されているとは考えられない。他方、巻取後の
冷却中にはFe3C等が粒界，粒界近傍，又は粒内析出物
（例えば、MnS,AlN等）を核としてその周囲に析出す
る。このFe3C等が比較的小さい（例えば１μｍ以下）場
合には、冷延時に一部解離固溶して、固溶C,Nが冷延時
に新たに形成されることは可能である。本発明における
効果が700℃以上の高温巻取の場合に得られないのは、
高温巻取後の冷却時にFe3C等が粗大化しやすく、引き続
く冷延での解離固溶が不十分となるためと考えられる。
従って、本発明の効果は、熱延の巻取後の冷却中に形成
される比較的小さいFe3C等が冷延時に一部解離固溶し
て、固溶C,Nが新たに形成され、パス間時効時に冷延に
よって形成される転位等欠陥部に固着し、変形機構に影
響を与えたことによると考えられる。この影響は冷延時
変形帯の形成を容易とし、冷延再結晶時に｛110｝＜001
＞方位粒を増加せしめ磁気特性を向上させるものと考え
られる。
次いで、本発明の各要件について説明する。
本発明で使用されるスラブは重量でC:0.021〜0.100％,S
i:2.5〜4.5％ならびに通常のインヒビター成分を含み残
余はFeおよび不可避的不純物よりなる。
i:2.5〜4.5％ならびに通常のインヒビター成分を含み残
余はFeおよび不可避的不純物よりなる。
次に上記成分の限定理由について述べる。Ｃは0.021％
未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結晶し
た場合でもB8＞1.88（Ｔ）が得がたいので、0.021％以
上とした。また、0.100％を超えると脱炭不良が発生し
て好ましくない。又Siについては4.5％を超えると冷延
が困難となり好ましくなく、2.5％未満では良好な磁気
特性を得ることが困難となり好ましくない。また、イン
ヒビター構成元素として、必要に応じてAl,N,Mn,S,Se,S
b,B,Cu,Bi,Nb,Cr,Sn,Ti等を添加することもできる。
未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結晶し
た場合でもB8＞1.88（Ｔ）が得がたいので、0.021％以
上とした。また、0.100％を超えると脱炭不良が発生し
て好ましくない。又Siについては4.5％を超えると冷延
が困難となり好ましくなく、2.5％未満では良好な磁気
特性を得ることが困難となり好ましくない。また、イン
ヒビター構成元素として、必要に応じてAl,N,Mn,S,Se,S
b,B,Cu,Bi,Nb,Cr,Sn,Ti等を添加することもできる。
このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から1300℃以下とすることが好ましい。
が、コストの面から1300℃以下とすることが好ましい。
加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板とな
る。
る。
熱延工程は通常100〜400mm厚のスラブを加熱した後いづ
れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。粗
圧延の方法については特に限定するものではなく通常の
方法で行われる。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続
圧延で行われる。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下
率が高く後段にいくほど圧下率を低げて形状を良好なも
のとしている。圧延速度は通常100〜3000m/minとなって
おり、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。熱延
終了後通常空冷に引き続く水冷によって鋼板温度を低下
せしめ、５〜10TONのコイル状に巻取られる。本発明の
特徴はこの巻取工程にある。
れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。粗
圧延の方法については特に限定するものではなく通常の
方法で行われる。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続
圧延で行われる。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下
率が高く後段にいくほど圧下率を低げて形状を良好なも
のとしている。圧延速度は通常100〜3000m/minとなって
おり、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。熱延
終了後通常空冷に引き続く水冷によって鋼板温度を低下
せしめ、５〜10TONのコイル状に巻取られる。本発明の
特徴はこの巻取工程にある。
次に、熱延後の巻取条件の限定理由について述べる。熱
延後の巻取温度を700℃未満としたのは第１図から明ら
かなように、この範囲で、B8≧1.88（Ｔ）の良好な磁束
密度をもつ製品が得られるためである。なお巻取温度の
下限については特に限定するものではないが、室温（例
えば20℃）以下で巻取るためには水冷、ミスト冷却等通
常の冷却方式以外の特殊な冷却方式を採用する必要があ
り、工業的には好ましくない。また通常巻取後の冷却は
５〜20TONのコイル状で空冷され、冷却速度は0.005℃/s
ec程度と遅い。この冷却については特に限定するもので
はないが、Fe3C等析出物サイズを過度に大きくしないた
めには、500〜700℃程度の巻取温度の場合には、水冷等
冷却速度を高める方法をとることは好ましい。
延後の巻取温度を700℃未満としたのは第１図から明ら
かなように、この範囲で、B8≧1.88（Ｔ）の良好な磁束
密度をもつ製品が得られるためである。なお巻取温度の
下限については特に限定するものではないが、室温（例
えば20℃）以下で巻取るためには水冷、ミスト冷却等通
常の冷却方式以外の特殊な冷却方式を採用する必要があ
り、工業的には好ましくない。また通常巻取後の冷却は
５〜20TONのコイル状で空冷され、冷却速度は0.005℃/s
ec程度と遅い。この冷却については特に限定するもので
はないが、Fe3C等析出物サイズを過度に大きくしないた
めには、500〜700℃程度の巻取温度の場合には、水冷等
冷却速度を高める方法をとることは好ましい。
次いでこの熱延板は、熱延板焼鈍を施すことなく、冷延
される。本発明の特徴はこの冷延工程にある。
される。本発明の特徴はこの冷延工程にある。
次に、冷延条件の限定理由について述べる。冷延におけ
る複数パスの少なくとも１回鋼板を50〜500℃の温度範
囲で１分以上の時間保持すると規定したのは、第２図、
第３図より50〜500℃の温度範囲で、１分以上パス間時
効を行うとB8≧1.88（Ｔ）なる良好な磁束密度をもつ製
品が得られるためである。また、この時効処理は１回で
も効果があるが、圧延と時効処理を交互に繰返すと製品
の磁気特性が一層向上する。時効時間の上限は特に限定
しないが、生産性を考慮すると５時間以下で時効が終わ
るように温度を選ぶことが望ましい。時効温度が低い場
合には時効時間を長くする必要がある。時効温度は冷延
での加工熱を利用しても得られるが、冷延での温度上昇
が不十分な場合には加熱設備又は焼鈍設備を利用しても
よい。
る複数パスの少なくとも１回鋼板を50〜500℃の温度範
囲で１分以上の時間保持すると規定したのは、第２図、
第３図より50〜500℃の温度範囲で、１分以上パス間時
効を行うとB8≧1.88（Ｔ）なる良好な磁束密度をもつ製
品が得られるためである。また、この時効処理は１回で
も効果があるが、圧延と時効処理を交互に繰返すと製品
の磁気特性が一層向上する。時効時間の上限は特に限定
しないが、生産性を考慮すると５時間以下で時効が終わ
るように温度を選ぶことが望ましい。時効温度が低い場
合には時効時間を長くする必要がある。時効温度は冷延
での加工熱を利用しても得られるが、冷延での温度上昇
が不十分な場合には加熱設備又は焼鈍設備を利用しても
よい。
また、圧下率を80％以上としたのは、圧下率を上記範囲
とすることによって、脱炭板において尖鋭な｛110｝＜0
01＞方位粒と、これに蚕食され易い対応方位粒（｛11
1｝＜112＞方位粒等）を適正量得ることができ、磁束密
度を高める上で好ましいためである。
とすることによって、脱炭板において尖鋭な｛110｝＜0
01＞方位粒と、これに蚕食され易い対応方位粒（｛11
1｝＜112＞方位粒等）を適正量得ることができ、磁束密
度を高める上で好ましいためである。
冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足し
ている場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強
化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例と
しては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの
窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足し
ている場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強
化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例と
しては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの
窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
以下、実施例を説明する。
−実施例１− C:0.056重量％,Si:3.28重量％,Mn:0.14重量％,S:0.005
重量％，酸可溶性Al:0.029重量％,N:0.0078重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し６
パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この時熱延終
了温度は912℃であった。次いで、熱延後１秒間空冷後1
00℃/secの冷却速度で800℃，500℃，350℃まで
冷却し、各温度（巻取温度）で１時間保持し炉冷（冷速
約0.01℃/sec）する巻取シミュレーションを施した。次
いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約85％の圧
延率で圧延し0.335mm厚の冷延板とした。この冷延の途
中段階で（ａ）1.6mm厚,1.2mm厚,0.6mm厚の時150℃×５
分（均熱）の時効処理を施す、（ｂ）処理なし、の２通
りの処理を行った。しかる後この冷延板を830℃×150秒
（均熱）の脱炭焼鈍,MgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布
を行い、次いでN275％,H225％の雰囲気ガス中で10℃／
時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％雰囲気
ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を行っ
た。
重量％，酸可溶性Al:0.029重量％,N:0.0078重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し６
パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この時熱延終
了温度は912℃であった。次いで、熱延後１秒間空冷後1
00℃/secの冷却速度で800℃，500℃，350℃まで
冷却し、各温度（巻取温度）で１時間保持し炉冷（冷速
約0.01℃/sec）する巻取シミュレーションを施した。次
いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約85％の圧
延率で圧延し0.335mm厚の冷延板とした。この冷延の途
中段階で（ａ）1.6mm厚,1.2mm厚,0.6mm厚の時150℃×５
分（均熱）の時効処理を施す、（ｂ）処理なし、の２通
りの処理を行った。しかる後この冷延板を830℃×150秒
（均熱）の脱炭焼鈍,MgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布
を行い、次いでN275％,H225％の雰囲気ガス中で10℃／
時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％雰囲気
ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を行っ
た。
工程条件と製品の磁気特性を第１表に示す。
−実施例２− C:0.033重量％,Si:3.25重量％,Mn:0.14重量％,S:0.006
重量％，酸可溶性Al:0.027重量％,N:0.0078重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し、
６パスで熱延して、2.0mm厚の熱延板とした。この時の
熱延終了温度は921℃であった。次いで、１秒間空冷後5
0℃/secの冷却速度で750℃，400℃まで冷却し、各
温度（巻取温度）で１時間保持し炉冷する巻取シミュレ
ーションを施した。次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施
すことなく約86％の圧延率で圧延し、0.285mm厚の冷延
板とした。この冷延の途中段階で、（ａ）1.6mm厚,1.2m
m厚,0.6mm厚の時200℃×５分（均熱）の時効処理を施
す、（ｂ）1.0mm厚の時200℃×10分（均熱）の時効処理
を施す、（ｃ）時効処理なし、の３つの条件で処理を行
った。しかる後この冷延板を830℃に120秒保持後850℃
に20秒保持する脱炭焼鈍,MgOを主成分とする焼鈍分離剤
塗布を行い、次いでN225％,H275％の雰囲気ガス中で10
℃／時の速度で880℃まで昇温し、引き続き1200℃までN
275％,H225％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度で昇温
し、次いでH2100％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持
する最終仕上焼鈍を行った。
重量％，酸可溶性Al:0.027重量％,N:0.0078重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し、
６パスで熱延して、2.0mm厚の熱延板とした。この時の
熱延終了温度は921℃であった。次いで、１秒間空冷後5
0℃/secの冷却速度で750℃，400℃まで冷却し、各
温度（巻取温度）で１時間保持し炉冷する巻取シミュレ
ーションを施した。次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施
すことなく約86％の圧延率で圧延し、0.285mm厚の冷延
板とした。この冷延の途中段階で、（ａ）1.6mm厚,1.2m
m厚,0.6mm厚の時200℃×５分（均熱）の時効処理を施
す、（ｂ）1.0mm厚の時200℃×10分（均熱）の時効処理
を施す、（ｃ）時効処理なし、の３つの条件で処理を行
った。しかる後この冷延板を830℃に120秒保持後850℃
に20秒保持する脱炭焼鈍,MgOを主成分とする焼鈍分離剤
塗布を行い、次いでN225％,H275％の雰囲気ガス中で10
℃／時の速度で880℃まで昇温し、引き続き1200℃までN
275％,H225％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度で昇温
し、次いでH2100％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持
する最終仕上焼鈍を行った。
工程条件と製品の磁気特性を第２表に示す。
−実施例３− C:0.079重量％,Si:3.25重量％,Mn:0.07重量％,S:0.024
重量％，酸可溶性Al:0.029重量％,N:0.0082重量％,Sn:
0.10重量％,Cu:0.06重量％を含有し、残部Fe及び不可避
的不純物からなる40mm厚のスラブを1300℃の温度で加熱
した後1050℃で熱延を開始し６パスで熱延して2.3mm厚
の熱延板とした。この時熱延終了温度は923℃であっ
た。次いで熱延後１時間空冷後100℃/secの冷却速度で4
50℃まで冷却し、450℃（巻取温度）に１時間保持後炉
冷する巻取シミュレーションを施した。次いでこの熱延
板に熱延板焼鈍を施すことなく、約85％の圧下率で圧延
して、0.335mm厚の冷延板とした。この冷延の途中段階
で1.7mm厚,1.3mm厚,0.7mm厚,0.5mm厚の時250℃×５分
（均熱）の時効処理を施す、時効処理なし、の２条件
で処理した。次いでこの冷延板を830℃で120秒保持し引
き続き950℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続
く最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例２と同じ条件で
行った。
重量％，酸可溶性Al:0.029重量％,N:0.0082重量％,Sn:
0.10重量％,Cu:0.06重量％を含有し、残部Fe及び不可避
的不純物からなる40mm厚のスラブを1300℃の温度で加熱
した後1050℃で熱延を開始し６パスで熱延して2.3mm厚
の熱延板とした。この時熱延終了温度は923℃であっ
た。次いで熱延後１時間空冷後100℃/secの冷却速度で4
50℃まで冷却し、450℃（巻取温度）に１時間保持後炉
冷する巻取シミュレーションを施した。次いでこの熱延
板に熱延板焼鈍を施すことなく、約85％の圧下率で圧延
して、0.335mm厚の冷延板とした。この冷延の途中段階
で1.7mm厚,1.3mm厚,0.7mm厚,0.5mm厚の時250℃×５分
（均熱）の時効処理を施す、時効処理なし、の２条件
で処理した。次いでこの冷延板を830℃で120秒保持し引
き続き950℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。引き続
く最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例２と同じ条件で
行った。
工程条件と製品の磁気特性を第３表に注す。
実施例４− C:0.045重量％,Si:3.25重量％,Mn:0.065重量％,S:0.024
重量％,Cu:0.08重量％,Sb:0.018重量％を含有し、残部F
e及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラブを1300℃
の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し６パスで熱延
して2.3mm厚の熱延板とした。この時の熱延終了温度は8
98℃であった。次いで熱延後１秒間空冷後70℃/secの冷
却速度で400℃まで冷却し、400℃（巻取温度）に１時間
保持後炉冷する巻取シミュレーションを施した。次いで
この熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく、約85％の圧下
率で圧延して、0.335mm厚の冷延板とした。この冷延の
途中段階で 1.6mm厚,1.3mm厚,0.7mm厚の時200℃×５
分（均熱）なる時効処理を施す、1.5mm厚,1.0mm厚,0.
7mm厚の時400℃×５分（均熱）なる時効処理を施す、
時効処理なし、なる３つの条件で処理した。次いでこの
冷延板を830℃で120秒保持し引き続き910℃に20秒保持
する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍までの工
程条件は実施例２と同じ条件で行った。
重量％,Cu:0.08重量％,Sb:0.018重量％を含有し、残部F
e及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラブを1300℃
の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し６パスで熱延
して2.3mm厚の熱延板とした。この時の熱延終了温度は8
98℃であった。次いで熱延後１秒間空冷後70℃/secの冷
却速度で400℃まで冷却し、400℃（巻取温度）に１時間
保持後炉冷する巻取シミュレーションを施した。次いで
この熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく、約85％の圧下
率で圧延して、0.335mm厚の冷延板とした。この冷延の
途中段階で 1.6mm厚,1.3mm厚,0.7mm厚の時200℃×５
分（均熱）なる時効処理を施す、1.5mm厚,1.0mm厚,0.
7mm厚の時400℃×５分（均熱）なる時効処理を施す、
時効処理なし、なる３つの条件で処理した。次いでこの
冷延板を830℃で120秒保持し引き続き910℃に20秒保持
する脱炭焼鈍を施した。引き続く最終仕上焼鈍までの工
程条件は実施例２と同じ条件で行った。
工程条件と製品の磁気特性を第４表に示す。
〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明においては、熱延後の巻取
温度を制御し、冷延の途中段階で、パス間時効を施すこ
とにより、熱延板焼鈍を施すことなく、１回冷延法で良
好な磁気特性を得ることができるので、その工業的効果
は極めて大である。
温度を制御し、冷延の途中段階で、パス間時効を施すこ
とにより、熱延板焼鈍を施すことなく、１回冷延法で良
好な磁気特性を得ることができるので、その工業的効果
は極めて大である。
第１図は、熱延後の巻取温度と磁束密度との関係を示す
グラフであり、第２図は、冷延でのパス間時効温度と磁
束密度との関係を示すグラフであり、第３図は、冷延で
のパス間時効の保持時間と磁束密度との関係を示すグラ
フである。
グラフであり、第２図は、冷延でのパス間時効温度と磁
束密度との関係を示すグラフであり、第３図は、冷延で
のパス間時効の保持時間と磁束密度との関係を示すグラ
フである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量でC:0.021〜0.100％,Si:2.5〜4.5％な
らびに通常のインヒビター成分を含み、残余はFeおよび
不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延板
焼鈍を施すことなく、引き続き圧下率80％以上の冷延、
脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製
造する方法において、熱延後の巻取温度を700℃未満と
し、引き続く冷延における複数パスのパス間の少くとも
１回、鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時間保
持することを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1096831A JPH0753885B2 (ja) | 1989-04-17 | 1989-04-17 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| EP90107019A EP0393508B1 (en) | 1989-04-17 | 1990-04-12 | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic characteristic |
| DE69020620T DE69020620T2 (de) | 1989-04-17 | 1990-04-12 | Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften. |
| US07/508,814 US5039359A (en) | 1989-04-17 | 1990-04-16 | Procees for producing grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic characteristic |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1096831A JPH0753885B2 (ja) | 1989-04-17 | 1989-04-17 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02274815A JPH02274815A (ja) | 1990-11-09 |
| JPH0753885B2 true JPH0753885B2 (ja) | 1995-06-07 |
Family
ID=14175490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1096831A Expired - Lifetime JPH0753885B2 (ja) | 1989-04-17 | 1989-04-17 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5039359A (ja) |
| EP (1) | EP0393508B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0753885B2 (ja) |
| DE (1) | DE69020620T2 (ja) |
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| DE69025417T3 (de) * | 1989-04-04 | 2000-03-30 | Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo | Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften |
| US5261971A (en) * | 1989-04-14 | 1993-11-16 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
| DE69032553T2 (de) * | 1989-05-08 | 1999-03-11 | Kawasaki Steel Corp., Kobe, Hyogo | Verfahren zur herstellung von gleichgerichteten siliziumblechen mit ausgezeichneten magnetischen eigenschaften |
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| WO1998046801A1 (en) * | 1997-04-16 | 1998-10-22 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | New process for the production at low temperature of grain oriented electrical steel |
| FR2769251B1 (fr) * | 1997-10-03 | 1999-12-24 | Lorraine Laminage | Procede de fabrication d'une bande de tole d'acier pour la realisation d'emballages metalliques par emboutissage et tole d'acier obtenue |
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| CN100436630C (zh) * | 2006-05-18 | 2008-11-26 | 武汉科技大学 | 一种采用薄板坯工艺制造低碳高锰取向电工钢板的方法 |
| CN100436631C (zh) * | 2006-05-18 | 2008-11-26 | 武汉科技大学 | 一种低碳高锰取向电工钢板及其制造方法 |
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| KR101536465B1 (ko) * | 2013-12-24 | 2015-07-13 | 주식회사 포스코 | 연질 고규소 강판 및 그 제조방법 |
| KR102062222B1 (ko) * | 2015-09-28 | 2020-01-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 방향성 전자 강판 및 방향성 전자 강판용의 열연 강판 |
| KR102325004B1 (ko) | 2019-12-20 | 2021-11-10 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
| CN115478216A (zh) * | 2022-08-31 | 2022-12-16 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种取向硅钢及其制备方法 |
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1990
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