JPS6242968B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPS6242968B2 JPS6242968B2 JP14212382A JP14212382A JPS6242968B2 JP S6242968 B2 JPS6242968 B2 JP S6242968B2 JP 14212382 A JP14212382 A JP 14212382A JP 14212382 A JP14212382 A JP 14212382A JP S6242968 B2 JPS6242968 B2 JP S6242968B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- weight
- intermediate annealing
- silicon steel
- steel sheet
- 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
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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 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
- C21D8/1266—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 between cold rolling steps
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、磁束密度の高く鉄損の低い一方向
性珪（けい）素鋼板の製造方法に関し、とくに、
上記の両物性値の有利な改善向上を確実かつ安定
に実現する過程として、とくに中間焼鈍における
挙動を究明した結果に基づいて、該過程に革新的
配慮を講じた、一方向性珪素鋼板の製造方法を提
案するものである。
性珪（けい）素鋼板の製造方法に関し、とくに、
上記の両物性値の有利な改善向上を確実かつ安定
に実現する過程として、とくに中間焼鈍における
挙動を究明した結果に基づいて、該過程に革新的
配慮を講じた、一方向性珪素鋼板の製造方法を提
案するものである。
一方向性珪素鋼板は、主として変圧器その他の
電気機器の鉄心として利用され、ここに磁化特性
が優れていること、すなわち磁化特性として磁束
密度（B10値で代表される）が高く、また鉄損Ｗ1
７／５０が低いことが要求される。
電気機器の鉄心として利用され、ここに磁化特性
が優れていること、すなわち磁化特性として磁束
密度（B10値で代表される）が高く、また鉄損Ｗ1
７／５０が低いことが要求される。
とくに一方向性珪素鋼板の磁気特性を向上させ
るためには第一に鋼板中の２次再結晶粒の＜001
＞軸を圧延方向に高度に揃える必要があり、第二
には最終製品中に残存する不純物や析出物はでき
るだけ少なくする必要がある。
るためには第一に鋼板中の２次再結晶粒の＜001
＞軸を圧延方向に高度に揃える必要があり、第二
には最終製品中に残存する不純物や析出物はでき
るだけ少なくする必要がある。
このためN.P.Gossによつて一方向性珪素鋼板
の２段冷却による基本的な製造方法が提案されて
以来、その製造方法に数多くの改善が重ねられ、
一方向性珪素鋼板の磁束密度および鉄損値は年を
追つて改良されて来た。その中で特に代表的なも
のとしては、SbとSeまたはＳとをインヒビター
として利用する特公昭51−13469号公報に記載さ
れた提案があり、この方法によればB10が1.89Tを
越える製品が得られるようになつた。
の２段冷却による基本的な製造方法が提案されて
以来、その製造方法に数多くの改善が重ねられ、
一方向性珪素鋼板の磁束密度および鉄損値は年を
追つて改良されて来た。その中で特に代表的なも
のとしては、SbとSeまたはＳとをインヒビター
として利用する特公昭51−13469号公報に記載さ
れた提案があり、この方法によればB10が1.89Tを
越える製品が得られるようになつた。
さらに高磁束密度の製品を得るために、特開昭
55−11108号公報において素材中にMoを複合添加
させる方法やまた特開昭56−93823号公報におい
ては素材中にMoを複合添加させたあと最終冷延
直前の中間焼鈍後に急冷処理を施す方法などの改
良を加えて、B10が1.92T以上の高磁束密度で、鉄
損Ｗ17/50が1.05W／Kg以下の超低鉄損を得るこ
とを、開示提案したが、なお充分な低鉄損化につ
き改良すべき点がやはり残されている。
55−11108号公報において素材中にMoを複合添加
させる方法やまた特開昭56−93823号公報におい
ては素材中にMoを複合添加させたあと最終冷延
直前の中間焼鈍後に急冷処理を施す方法などの改
良を加えて、B10が1.92T以上の高磁束密度で、鉄
損Ｗ17/50が1.05W／Kg以下の超低鉄損を得るこ
とを、開示提案したが、なお充分な低鉄損化につ
き改良すべき点がやはり残されている。
とくに最近では、数年前のエネルギー危機を境
にして電力損失のきわめて少ないことの要請が著
しく強まり鉄心材料の用途ではより一層の改良が
のぞまれているからである。
にして電力損失のきわめて少ないことの要請が著
しく強まり鉄心材料の用途ではより一層の改良が
のぞまれているからである。
この発明は上記の要請に有利に応えるもので、
一方向性珪素鋼板の中間焼鈍方法を変えることに
よる磁気特性の向上を図り、それを有利に実現す
る方法を究明したものである。
一方向性珪素鋼板の中間焼鈍方法を変えることに
よる磁気特性の向上を図り、それを有利に実現す
る方法を究明したものである。
すなわちこの発明は、従来知られた一方向性珪
素鋼板の前記の如き諸欠点を除去・改善して、
B10が少なくとも1.9Tの高磁束密度と、Ｗ17/50が
1.00W／Kg以下の超低鉄損を有し、かつ安定した
工程によつて製造することのできる一方向性珪素
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
素鋼板の前記の如き諸欠点を除去・改善して、
B10が少なくとも1.9Tの高磁束密度と、Ｗ17/50が
1.00W／Kg以下の超低鉄損を有し、かつ安定した
工程によつて製造することのできる一方向性珪素
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
この目的はＣ：0.01〜0.06重量％（以下％で示
す）、Si：2.0〜4.0％及びMn：0.01〜0.20％を含
みかつ、ＳとSeとの何れか１種または２種合計
で0.005〜0.1％に加えて、 Sb：0.005〜0.20％並びにMo：0.003〜0.1％
又は、 Ｂ：0.0003〜0.005％並びにCu：0.005〜0.5
％をもあわせ含有し、残部は不可避不純物を除
き実質的にFeの組成になる珪素鋼板を熱延
し、次に均一化焼鈍を施したのち冷延と中間焼
鈍とを適宜繰返して得られる最終製品厚の冷延
鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さ
らに最終仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させる一連の工程より成
る一方向性珪素鋼板の製造方法において、上記
中間焼鈍の際に、500℃から900℃までの加熱速
度５℃／sec以上、中間焼鈍後の冷却の際、900
℃から500℃までの冷却速度５℃／sec以上とす
る急熱・急冷中間焼鈍を施すことによつて達成
される。
す）、Si：2.0〜4.0％及びMn：0.01〜0.20％を含
みかつ、ＳとSeとの何れか１種または２種合計
で0.005〜0.1％に加えて、 Sb：0.005〜0.20％並びにMo：0.003〜0.1％
又は、 Ｂ：0.0003〜0.005％並びにCu：0.005〜0.5
％をもあわせ含有し、残部は不可避不純物を除
き実質的にFeの組成になる珪素鋼板を熱延
し、次に均一化焼鈍を施したのち冷延と中間焼
鈍とを適宜繰返して得られる最終製品厚の冷延
鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さ
らに最終仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させる一連の工程より成
る一方向性珪素鋼板の製造方法において、上記
中間焼鈍の際に、500℃から900℃までの加熱速
度５℃／sec以上、中間焼鈍後の冷却の際、900
℃から500℃までの冷却速度５℃／sec以上とす
る急熱・急冷中間焼鈍を施すことによつて達成
される。
次にこの発明による成功が導かれるに至つた経
過および発明内容を詳細に説明する。
過および発明内容を詳細に説明する。
発明者らは高磁束密度で超低鉄損の一方向性電
磁鋼板の製品を得るためには現行の熱処理工程で
は磁気特性が限界であり根本的に熱処理焼鈍サイ
クルを見直すことが必要であると考え、新たに高
速加熱、高速冷却ができるパルス焼鈍炉を建設し
実験を行つた。
磁鋼板の製品を得るためには現行の熱処理工程で
は磁気特性が限界であり根本的に熱処理焼鈍サイ
クルを見直すことが必要であると考え、新たに高
速加熱、高速冷却ができるパルス焼鈍炉を建設し
実験を行つた。
このパルス熱処理方法は特願昭56−208880号明
細書に記載のように複数の輻射加熱ゾーンと冷却
ゾーンとの間で被処理物自体を高速移動させ、そ
の移動制御により任意のヒートサイクルを得るよ
うにしたものである。
細書に記載のように複数の輻射加熱ゾーンと冷却
ゾーンとの間で被処理物自体を高速移動させ、そ
の移動制御により任意のヒートサイクルを得るよ
うにしたものである。
さてＣ：0.043％、Si：3.35％、Mn：0.065％、
Se：0.017％、Sb：0.023％およびMo：0.013％を
含有し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの
組成になる珪素鋼片を2.7mm厚に熱延したあと、
900℃で３分間の均一化焼鈍を施してから、約70
％の１次冷延を行つた。その後パルス焼鈍装置を
用いて中間焼鈍を行なつた。
Se：0.017％、Sb：0.023％およびMo：0.013％を
含有し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの
組成になる珪素鋼片を2.7mm厚に熱延したあと、
900℃で３分間の均一化焼鈍を施してから、約70
％の１次冷延を行つた。その後パルス焼鈍装置を
用いて中間焼鈍を行なつた。
この中間焼鈍は950℃で３分間にわたらせた
が、昇温の際の加熱速度は500℃から900℃までの
温度範囲で1.5℃／sec以上、また降温の際の冷却
速度は900℃から500℃までの温度範囲で1.5℃／
sec以上で各様な実験条件を用いた。なおこのよ
うな加熱、冷却速度は予め試料に熱電対を取りつ
けて、パルス焼鈍炉に内蔵した試料移動体の速度
を任意に変化させることにより容易に可能であ
る。
が、昇温の際の加熱速度は500℃から900℃までの
温度範囲で1.5℃／sec以上、また降温の際の冷却
速度は900℃から500℃までの温度範囲で1.5℃／
sec以上で各様な実験条件を用いた。なおこのよ
うな加熱、冷却速度は予め試料に熱電対を取りつ
けて、パルス焼鈍炉に内蔵した試料移動体の速度
を任意に変化させることにより容易に可能であ
る。
パルス焼鈍装置使用による中間焼鈍後の試料
は、約60％２次冷延を行なつて0.30mm厚の最終冷
延板とした。
は、約60％２次冷延を行なつて0.30mm厚の最終冷
延板とした。
その後820℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶粒
鈍を施したあと850℃で50時間の２次再結晶焼鈍
後、1180℃で５時間の純化焼鈍を施したときの製
品の磁気特性値を中間焼鈍の際における急熱速度
を（縦軸）にとり急冷速度を（横軸）にとつた直
角座標にプロツトして第１図に示す。
鈍を施したあと850℃で50時間の２次再結晶焼鈍
後、1180℃で５時間の純化焼鈍を施したときの製
品の磁気特性値を中間焼鈍の際における急熱速度
を（縦軸）にとり急冷速度を（横軸）にとつた直
角座標にプロツトして第１図に示す。
第１図から磁気特性は、中間焼鈍前の急熱速度
と中間焼鈍後の冷却速度に強く影響され、急熱、
冷却両速度が何れも５℃／sec以上で良好な特性
が得られる。とくに中間焼鈍前後の昇温および冷
却両速度が10℃／secにおいて磁束密度B10が
1.91T以上、鉄損Ｗ17/50が1.00W／Kg以下の超低
鉄損の製品が得られることが注目される。
と中間焼鈍後の冷却速度に強く影響され、急熱、
冷却両速度が何れも５℃／sec以上で良好な特性
が得られる。とくに中間焼鈍前後の昇温および冷
却両速度が10℃／secにおいて磁束密度B10が
1.91T以上、鉄損Ｗ17/50が1.00W／Kg以下の超低
鉄損の製品が得られることが注目される。
またこの実験で供試鋼としてSe、SbおよびMo
を含むものを用いたが、Seの代りにＳ、またSb
及びMoを、Ｂ及びCuと代替しても、上にのべた
ところとほぼ同等の効果が得られた。
を含むものを用いたが、Seの代りにＳ、またSb
及びMoを、Ｂ及びCuと代替しても、上にのべた
ところとほぼ同等の効果が得られた。
ところで発明者らは、さきに特開昭56−93823
号公報において一方向性珪素鋼板の中間焼鈍に引
続く冷却の際、900℃から500℃までの間の冷却速
度を５℃／sec以上に急冷させることにより磁気
特性の良好な製品を得る製造方法を提案したがこ
れに対してこの発明では第１図から明らかなよう
に中間焼鈍後の急冷処理を含む、中間焼鈍前の昇
温急熱処理により磁気特性の極めて良好な製品を
得ることができることを新たに発見したのであ
る。すなわち第２図の従来の中間焼鈍サイクル
（破線）に対するこの発明の中間焼鈍サイクル
（実線）の比較で明らかなように、中間焼鈍熱サ
イクルは従来の徐熱・徐冷よりも、急熱・急冷の
方が磁気特性の良好な２次再結晶粒を発達させる
ことができることを新たに発見したものである。
号公報において一方向性珪素鋼板の中間焼鈍に引
続く冷却の際、900℃から500℃までの間の冷却速
度を５℃／sec以上に急冷させることにより磁気
特性の良好な製品を得る製造方法を提案したがこ
れに対してこの発明では第１図から明らかなよう
に中間焼鈍後の急冷処理を含む、中間焼鈍前の昇
温急熱処理により磁気特性の極めて良好な製品を
得ることができることを新たに発見したのであ
る。すなわち第２図の従来の中間焼鈍サイクル
（破線）に対するこの発明の中間焼鈍サイクル
（実線）の比較で明らかなように、中間焼鈍熱サ
イクルは従来の徐熱・徐冷よりも、急熱・急冷の
方が磁気特性の良好な２次再結晶粒を発達させる
ことができることを新たに発見したものである。
とくにこの発明における中間焼鈍における昇温
急熱処理は、中間焼鈍において尖鋭な｛110｝＜
001＞方位の１次再結晶集合組織の発達を促進さ
せることを意図したものであり、一般に鉄、鉄合
金の冷延後の１次再結晶核発生の方位順は1974年
のW.B.Huchinson｛Metal Science J.、８
（1974）、P.185｝で明らかなように、｛110｝、
｛111｝、｛211｝および｛100｝の順であることか
ら、一方向性珪素鋼板の１次冷却板においても中
間焼鈍における急熱・１次再結晶処理の方が
｛110｝＜001＞方位の集合組織を発達させるのに有
利であると考えられる。
急熱処理は、中間焼鈍において尖鋭な｛110｝＜
001＞方位の１次再結晶集合組織の発達を促進さ
せることを意図したものであり、一般に鉄、鉄合
金の冷延後の１次再結晶核発生の方位順は1974年
のW.B.Huchinson｛Metal Science J.、８
（1974）、P.185｝で明らかなように、｛110｝、
｛111｝、｛211｝および｛100｝の順であることか
ら、一方向性珪素鋼板の１次冷却板においても中
間焼鈍における急熱・１次再結晶処理の方が
｛110｝＜001＞方位の集合組織を発達させるのに有
利であると考えられる。
加え、一方向性珪素鋼板における｛110｝＜001
＞方位の２次再結晶粒の核発生は、最近の発明者
らの透過kossel法による、熱延板から２次再結晶
初期過程までの一種の研究｛井口、前田、伊藤、
嶋中：鉄と鋼、68（1982）、P.S545、Y.Inokuti
et al.The Sixth International Conference on
Textures of Materials、（1981）、P.192
（Japan）、およびY.Inokti et al.Ist Ris φ
International Symposium on Metallurgy and
Materials Science、（1980）、P.71（Denmak）｝
において、熱延板からのストラクチヤー・メモリ
ーによつて、｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒が
鋼板表面近傍に核発生することを示したところか
ら、一方向性珪素鋼板の１次冷延直後の中間焼鈍
時には鋼板表面近傍を急速加熱させることにより
｛110｝＜001＞方位の１次再結晶集合組織を優先形
成させることができるため、２次再結晶焼鈍時に
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒を選択的に成長
させることが可能であると考えられる。
＞方位の２次再結晶粒の核発生は、最近の発明者
らの透過kossel法による、熱延板から２次再結晶
初期過程までの一種の研究｛井口、前田、伊藤、
嶋中：鉄と鋼、68（1982）、P.S545、Y.Inokuti
et al.The Sixth International Conference on
Textures of Materials、（1981）、P.192
（Japan）、およびY.Inokti et al.Ist Ris φ
International Symposium on Metallurgy and
Materials Science、（1980）、P.71（Denmak）｝
において、熱延板からのストラクチヤー・メモリ
ーによつて、｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒が
鋼板表面近傍に核発生することを示したところか
ら、一方向性珪素鋼板の１次冷延直後の中間焼鈍
時には鋼板表面近傍を急速加熱させることにより
｛110｝＜001＞方位の１次再結晶集合組織を優先形
成させることができるため、２次再結晶焼鈍時に
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒を選択的に成長
させることが可能であると考えられる。
次に中間焼鈍に引続く急冷処理による磁気特性
向上に関してはすでに上掲の特開昭56−93823号
公報でのべたと同様、次に２次冷延前に素材中の
析出物が微細・均一に分散していると冷延時に転
位の移動に対する障壁としての働きが増大し、転
位の局部堆積を促進するので、セル構造が微細均
一化する。その結果次の脱炭を兼ねる１次再結晶
組織形成の際、再結晶の早い結晶方位すなわち
｛110｝＜001＞や｛111｝＜112＞方位のセルが優先
的に再結晶するようになり、他方｛100｝〜
｛112｝〜｛111｝〜＜011＞方位等Goss方位の２
次再結晶粒の発達を阻害する＜011＞繊維組織成
分はセル形成し難いと同時に、再結晶も遅れるの
で、これらの不都合な組織成分を減少させること
ができると考えられる。
向上に関してはすでに上掲の特開昭56−93823号
公報でのべたと同様、次に２次冷延前に素材中の
析出物が微細・均一に分散していると冷延時に転
位の移動に対する障壁としての働きが増大し、転
位の局部堆積を促進するので、セル構造が微細均
一化する。その結果次の脱炭を兼ねる１次再結晶
組織形成の際、再結晶の早い結晶方位すなわち
｛110｝＜001＞や｛111｝＜112＞方位のセルが優先
的に再結晶するようになり、他方｛100｝〜
｛112｝〜｛111｝〜＜011＞方位等Goss方位の２
次再結晶粒の発達を阻害する＜011＞繊維組織成
分はセル形成し難いと同時に、再結晶も遅れるの
で、これらの不都合な組織成分を減少させること
ができると考えられる。
N.P.Gossにより発見された２段冷延の際の中
間焼鈍処理は｛100｝＜001＞や｛100｝＜011＞方位
等の集合組織改善のために行なわれていたが、第
２図のａに示したような急熱・急冷中間焼鈍熱サ
イクルでは上記の集合組織改善よりはむしろ、熱
延板表面層に生成した強い｛110｝＜001＞方位の
集合組織の有効利用を図るための焼鈍サイクルで
ある。この処理により鋼板表面層では多数の
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶核発生が可能とな
るため、次の２次再結晶焼鈍において、直接
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒として有効利用
できるため細粒の２次再結晶粒が得られ、特にこ
の工程の採用により超低鉄損化を図ることが可能
である。
間焼鈍処理は｛100｝＜001＞や｛100｝＜011＞方位
等の集合組織改善のために行なわれていたが、第
２図のａに示したような急熱・急冷中間焼鈍熱サ
イクルでは上記の集合組織改善よりはむしろ、熱
延板表面層に生成した強い｛110｝＜001＞方位の
集合組織の有効利用を図るための焼鈍サイクルで
ある。この処理により鋼板表面層では多数の
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶核発生が可能とな
るため、次の２次再結晶焼鈍において、直接
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒として有効利用
できるため細粒の２次再結晶粒が得られ、特にこ
の工程の採用により超低鉄損化を図ることが可能
である。
以上この発明を従来の先行技術と対比して説明
したところから明らかなように、この発明の急
熱・急冷中間焼鈍法は、先行諸公知技術と発想の
基本を異にするものであつて、それによつて発揮
される効果もはるかにすぐれている。
したところから明らかなように、この発明の急
熱・急冷中間焼鈍法は、先行諸公知技術と発想の
基本を異にするものであつて、それによつて発揮
される効果もはるかにすぐれている。
次にこの発明における素材含有成分および工程
条件を限定する理由を以下述べる。
条件を限定する理由を以下述べる。
Ｃは0.01％より少ないと熱延集合組織制御が困
難で大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣
化し、またＣが0.06％より多く脱炭工程で脱炭に
時間がかかり経済的でないので0.06％以下にする
必要がある。
難で大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣
化し、またＣが0.06％より多く脱炭工程で脱炭に
時間がかかり経済的でないので0.06％以下にする
必要がある。
Siは2.0％より少ないと電気抵抗が低く渦流損
失増大に基づく鉄損失が大きくなり、一方4.0％
より多いと冷延の際に脆性割れを生じ易いため、
２〜４％の範囲内にすることが必要である。
失増大に基づく鉄損失が大きくなり、一方4.0％
より多いと冷延の際に脆性割れを生じ易いため、
２〜４％の範囲内にすることが必要である。
Mn量は一方向性珪素鋼板の二次再結晶を左右
する分散析出相のMnSあるいはMnSeを決定する
重要な成分である。Mn量が0.01％を下廻ると２
次再結晶を起こさせるのに必要なMnS等の絶対
量が不足し、不完全２次再結晶を起こすと同時
に、ブリスターと呼ばれる表面欠陥が増大する。
一方Mn量が0.2％を越えると、スラブ加熱時にお
いてMnSなどの解離固溶が困難になる。またか
りに解離固溶が行なわれたとしても、熱延時に析
出する分散析出相は粗大化しやすく、抑制剤とし
て望まれる最適サイズ分布は損なわれ、磁気特性
は劣化するので、Mnは0.01〜0.2％以内にす必要
がある。
する分散析出相のMnSあるいはMnSeを決定する
重要な成分である。Mn量が0.01％を下廻ると２
次再結晶を起こさせるのに必要なMnS等の絶対
量が不足し、不完全２次再結晶を起こすと同時
に、ブリスターと呼ばれる表面欠陥が増大する。
一方Mn量が0.2％を越えると、スラブ加熱時にお
いてMnSなどの解離固溶が困難になる。またか
りに解離固溶が行なわれたとしても、熱延時に析
出する分散析出相は粗大化しやすく、抑制剤とし
て望まれる最適サイズ分布は損なわれ、磁気特性
は劣化するので、Mnは0.01〜0.2％以内にす必要
がある。
Ｓ、Seは何れも0.1％以下、なかでもＳは0.008
〜0.1％、またはSeは0.003〜0.1％の範囲とする
ことが好ましい。それというのはこれらが0.1％
をこえると熱間および冷間加工性が劣化し、また
それぞれ下限値に満たないとMnS、MnSeとして
の１次粒成長抑制機能に格別の効果を生じないか
らであるが、すでに実験例についてのべたように
Sb、MoあるいはＢ、Cuの如き既知１次粒成長抑
制剤を、有利に併用するので、ＳおよびSeの下
限値は合計で0.005％で足りる。
〜0.1％、またはSeは0.003〜0.1％の範囲とする
ことが好ましい。それというのはこれらが0.1％
をこえると熱間および冷間加工性が劣化し、また
それぞれ下限値に満たないとMnS、MnSeとして
の１次粒成長抑制機能に格別の効果を生じないか
らであるが、すでに実験例についてのべたように
Sb、MoあるいはＢ、Cuの如き既知１次粒成長抑
制剤を、有利に併用するので、ＳおよびSeの下
限値は合計で0.005％で足りる。
Sbは発明者らがかつて開示した特公昭38−
8214号公報によれば、0.005〜0.1％含有され、ま
た同様に発明者らがさきに開示した特公昭51−
13469号公報によれば0.005〜0.2％において、微
量のSeまたはＳとともに含有されることによ
り、１次粒の成長が抑制されることが知られてい
るとおりであり、Sbは0.005％より少ないと１次
結晶粒抑制効果が少なく、一方0.2％より多い磁
束密度が低下し始めて磁気特性を劣化させるの
で、Sbは0.005〜0.2％の範囲内にする必要があ
る。
8214号公報によれば、0.005〜0.1％含有され、ま
た同様に発明者らがさきに開示した特公昭51−
13469号公報によれば0.005〜0.2％において、微
量のSeまたはＳとともに含有されることによ
り、１次粒の成長が抑制されることが知られてい
るとおりであり、Sbは0.005％より少ないと１次
結晶粒抑制効果が少なく、一方0.2％より多い磁
束密度が低下し始めて磁気特性を劣化させるの
で、Sbは0.005〜0.2％の範囲内にする必要があ
る。
Moについては発明者らが開示した特公昭56−
4613号および特開昭55−11108号各公報により知
られているように0.1％までの少量のMo添加で１
次粒成長抑制効果があり、この発明においても同
様の効果が期待できる。Moが0.1％より多いと熱
間および冷間加工性が低下し、また鉄損が劣化す
るのでMoは0.1％以下の範囲内にする必要があ
り、他方0.003％より低いと、１次結晶粒の成長
抑制効果が小さいためMoは0.003〜0.1％の範囲
内にする必要がある。
4613号および特開昭55−11108号各公報により知
られているように0.1％までの少量のMo添加で１
次粒成長抑制効果があり、この発明においても同
様の効果が期待できる。Moが0.1％より多いと熱
間および冷間加工性が低下し、また鉄損が劣化す
るのでMoは0.1％以下の範囲内にする必要があ
り、他方0.003％より低いと、１次結晶粒の成長
抑制効果が小さいためMoは0.003〜0.1％の範囲
内にする必要がある。
上述の如く珪素鋼素材中にＣ：0.01〜0.06％、
Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01〜0.20％を含みかつＳ
とSeのうち何れか１種または２種を合計で0.005
〜0.10％を、Sb：0.005〜0.20％並びにMo：0.003
〜0.1％又はＢ：0.0003〜0.005％並びにCu：
0.005〜0.5％とともに含有することを基本とす
る。
Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01〜0.20％を含みかつＳ
とSeのうち何れか１種または２種を合計で0.005
〜0.10％を、Sb：0.005〜0.20％並びにMo：0.003
〜0.1％又はＢ：0.0003〜0.005％並びにCu：
0.005〜0.5％とともに含有することを基本とす
る。
次にこの発明による一連の製造工程について説
明する。
明する。
まず素材を溶製するにはLD転炉、電気炉、平
炉その他の公知の製鋼方法を用いて行い得ること
は勿論、真空処理、真空溶解を併用することがで
きる。
炉その他の公知の製鋼方法を用いて行い得ること
は勿論、真空処理、真空溶解を併用することがで
きる。
次にスラブ製造は現在歩止り向上と工程省略に
よる大幅な製造コスト低減、スラブ長手方向にお
ける成分あるいは品質の均一性等の経済的技術的
利点のため連続鋳造法が適用されているが、その
ほか従来の造塊法も好適に行なうことができる。
よる大幅な製造コスト低減、スラブ長手方向にお
ける成分あるいは品質の均一性等の経済的技術的
利点のため連続鋳造法が適用されているが、その
ほか従来の造塊法も好適に行なうことができる。
この発明に従い素材中に含有されるＳ、Seの
何れか少くとも１種と、SbとMo、ないしはＢと
Cuとを溶鋼中に添加するには従来公知の何れの
方法を用いることもでき、例えばLD転炉、RH脱
ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加するこ
とができる。
何れか少くとも１種と、SbとMo、ないしはＢと
Cuとを溶鋼中に添加するには従来公知の何れの
方法を用いることもでき、例えばLD転炉、RH脱
ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加するこ
とができる。
連続鋳造スラブまたは造塊した鋼塊はそれぞれ
公知の方法で熱延に付される。通常スラブを熱延
鋼板に圧延するのは当然であり、得られる熱延板
の厚みは後続の冷延工程より支配されるが通常２
〜５mm厚程度とすることは有利である。
公知の方法で熱延に付される。通常スラブを熱延
鋼板に圧延するのは当然であり、得られる熱延板
の厚みは後続の冷延工程より支配されるが通常２
〜５mm厚程度とすることは有利である。
次に熱延板は均一化焼鈍後に冷延される。冷延
後中間焼鈍前後に昇温あるいは冷却されるが、高
磁束密度で超低鉄損の製品を得るには第１図およ
び第２図に示すように急熱および冷却速度に注意
を払う必要があり、少なくとも最終冷延直前の中
間焼鈍前の昇温速度を500℃から900℃までの範囲
で５℃／sec以上、または中間焼鈍後の冷却速度
を900℃から500℃までの範囲は５℃／sec以上に
管理しなければならない。
後中間焼鈍前後に昇温あるいは冷却されるが、高
磁束密度で超低鉄損の製品を得るには第１図およ
び第２図に示すように急熱および冷却速度に注意
を払う必要があり、少なくとも最終冷延直前の中
間焼鈍前の昇温速度を500℃から900℃までの範囲
で５℃／sec以上、または中間焼鈍後の冷却速度
を900℃から500℃までの範囲は５℃／sec以上に
管理しなければならない。
この中間焼鈍に至る昇温あるいは中間焼鈍に引
続く冷却方法は従来公知の何のような方法でも用
いることができ、例えば公知の連続炉を用いて急
熱昇温する場合、連続炉の加熱帯の能力アツプを
図るとかあるいは加熱帯部に誘導炉を新たに設置
して急熱できるようにすることもできる。
続く冷却方法は従来公知の何のような方法でも用
いることができ、例えば公知の連続炉を用いて急
熱昇温する場合、連続炉の加熱帯の能力アツプを
図るとかあるいは加熱帯部に誘導炉を新たに設置
して急熱できるようにすることもできる。
また急冷する場合冷却ガスの噴射あるいは水冷
噴射による急冷設備の使用により好適に行なうこ
とができる。また公知の連続炉以外に急熱・急冷
熱処理サイクルのできるものであれば充分で、焼
鈍炉、方法での制限は加えない。
噴射による急冷設備の使用により好適に行なうこ
とができる。また公知の連続炉以外に急熱・急冷
熱処理サイクルのできるものであれば充分で、焼
鈍炉、方法での制限は加えない。
急熱・急冷中間焼鈍された鋼板は冷延に付され
る。冷延は少なくとも１回以上施すが、この発明
の目的とする高磁束密度で低鉄損の特性を有する
製品を得るには最終冷延率に次のような注意を払
う必要がある。
る。冷延は少なくとも１回以上施すが、この発明
の目的とする高磁束密度で低鉄損の特性を有する
製品を得るには最終冷延率に次のような注意を払
う必要がある。
冷延は通常850℃から1050℃の中間焼鈍をはさ
んで２回施し最初の圧下率は50％から80％程度、
最終の圧下率は55％〜75％程度で0.30mmから0.35
mm厚の最終板厚にする。
んで２回施し最初の圧下率は50％から80％程度、
最終の圧下率は55％〜75％程度で0.30mmから0.35
mm厚の最終板厚にする。
最終冷延を終り、製品板厚となつた鋼板は次に
脱炭に付される。この焼鈍は冷延組織を１次再結
晶組織にすると同時に最終焼鈍で｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させる場合に有害なＣ
を除去するのが目的で、例えば750℃から850℃で
３〜15分程度の湿水素中での焼鈍のように既に公
知になつているどのような方法をも用いることが
できる。
脱炭に付される。この焼鈍は冷延組織を１次再結
晶組織にすると同時に最終焼鈍で｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させる場合に有害なＣ
を除去するのが目的で、例えば750℃から850℃で
３〜15分程度の湿水素中での焼鈍のように既に公
知になつているどのような方法をも用いることが
できる。
最終焼鈍は｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒
を充分発達させるため施されるもので、通常箱焼
鈍によつて直ちに1000℃以上に昇温し、その温度
に保持することによつて行なわれる。この最終焼
鈍は通常マグネシア等の焼鈍分離剤を塗布し、箱
焼鈍によつて施されるが、この発明において
｛110｝＜001＞方位に極度に揃つた２次再結晶組織
を発達させるためには820℃から900℃の低温で保
定焼鈍する方が有利であるが、あるいは例えば
0.5〜15℃／hrの昇温速度の徐熱焼鈍でも良い。
を充分発達させるため施されるもので、通常箱焼
鈍によつて直ちに1000℃以上に昇温し、その温度
に保持することによつて行なわれる。この最終焼
鈍は通常マグネシア等の焼鈍分離剤を塗布し、箱
焼鈍によつて施されるが、この発明において
｛110｝＜001＞方位に極度に揃つた２次再結晶組織
を発達させるためには820℃から900℃の低温で保
定焼鈍する方が有利であるが、あるいは例えば
0.5〜15℃／hrの昇温速度の徐熱焼鈍でも良い。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例 １
Ｃ：0.043％、Si：3.33％、Mn：0.068％、Se：
0.017％、Sb：0.023％およびMo：0.013％を含有
し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組成
になる鋼塊を熱間圧延により3.0mm厚に仕上げ950
℃で３分間の均一化焼鈍したあと、70％の冷間圧
延を施し、次いで950℃で３分間の中間焼鈍を施
した。
0.017％、Sb：0.023％およびMo：0.013％を含有
し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組成
になる鋼塊を熱間圧延により3.0mm厚に仕上げ950
℃で３分間の均一化焼鈍したあと、70％の冷間圧
延を施し、次いで950℃で３分間の中間焼鈍を施
した。
中間焼鈍の際の500℃から900℃までの温度範囲
を15℃／secで急熱し、また中間焼鈍後900℃から
500℃までの温度範囲を22℃／secで冷却したあ
と、再び65％の最終冷延を施して0.3mm厚の最終
ゲージにした。次いで820℃の湿水素中で脱炭
後、850℃で50時間の２次再結晶焼鈍後1180℃で
純化焼鈍を施した。そのときの製品の磁気特性は
下記のようであつた。
を15℃／secで急熱し、また中間焼鈍後900℃から
500℃までの温度範囲を22℃／secで冷却したあ
と、再び65％の最終冷延を施して0.3mm厚の最終
ゲージにした。次いで820℃の湿水素中で脱炭
後、850℃で50時間の２次再結晶焼鈍後1180℃で
純化焼鈍を施した。そのときの製品の磁気特性は
下記のようであつた。
B10：1.92T
Ｗ17/50：0.97W／Kg
実施例 ２
Ｃ：0.045％、Si：3.35％、Mn：0.066％、Se：
0.016％、Sb：0.025％およびMo：0.015％を含有
し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組成
になる連鋳スラブを熱延して2.7mm厚の熱延板に
仕上げ、900℃で３分間の均一化焼鈍したあと約
70％で冷延圧延し、950℃で３分間の中間焼鈍を
施した。
0.016％、Sb：0.025％およびMo：0.015％を含有
し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組成
になる連鋳スラブを熱延して2.7mm厚の熱延板に
仕上げ、900℃で３分間の均一化焼鈍したあと約
70％で冷延圧延し、950℃で３分間の中間焼鈍を
施した。
このときの中間焼鈍の際の500℃から900℃まで
の温度範囲を25℃／secで急熱し、また中間焼鈍
後900℃から500℃までの温度範囲を30℃／secで
冷却したあと65％の２次冷延（0.3mm仕上厚）を
行つた。次に脱炭焼鈍と850℃で50時間の２次再
結晶焼鈍を施した後1200℃で５時間水素中で仕上
焼鈍を行つた。得られた製品の磁気特性は次の通
りであつた。
の温度範囲を25℃／secで急熱し、また中間焼鈍
後900℃から500℃までの温度範囲を30℃／secで
冷却したあと65％の２次冷延（0.3mm仕上厚）を
行つた。次に脱炭焼鈍と850℃で50時間の２次再
結晶焼鈍を施した後1200℃で５時間水素中で仕上
焼鈍を行つた。得られた製品の磁気特性は次の通
りであつた。
B10：1.93T
Ｗ17/50：0.96W／Kg
実施例 ３
Ｃ：0.043％、Si：3.30％、Mn：0.068％、Ｓ：
0.018％、Sb：0.025％およびMo：0.015％を含有
し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組成
になる熱延板（2.4mm厚）を900℃で５分間の均一
化焼鈍を施した。その後950℃で３分間の中間焼
鈍をはさんで２回の冷延を行なつて0.30mmの最終
板厚に仕上げた。
0.018％、Sb：0.025％およびMo：0.015％を含有
し残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組成
になる熱延板（2.4mm厚）を900℃で５分間の均一
化焼鈍を施した。その後950℃で３分間の中間焼
鈍をはさんで２回の冷延を行なつて0.30mmの最終
板厚に仕上げた。
この中間焼鈍の際には500℃から900℃までの温
度範囲を35℃／secで急熱し、また中間焼鈍後900
℃から500℃までの温度範囲を35℃／secで急冷却
処理した。次に脱炭焼鈍と850℃で50時間の２次
再結晶焼鈍を施した後1200℃で５時間の純化焼鈍
を行つた。得られた製品の磁気特性は次の通りで
あつた。
度範囲を35℃／secで急熱し、また中間焼鈍後900
℃から500℃までの温度範囲を35℃／secで急冷却
処理した。次に脱炭焼鈍と850℃で50時間の２次
再結晶焼鈍を施した後1200℃で５時間の純化焼鈍
を行つた。得られた製品の磁気特性は次の通りで
あつた。
B10：1.92T
Ｗ17/50：1.00W／Kg
実施例 ４
Ｃ：0.044％、Si：3.21％、Mn：0.058％、Ｓ：
0.025％、Ｂ：0.0018％およびCu：0.35％を含有
し、残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組
成になる連鋳スラブを熱延して2.8mm厚さの熱延
板とした。その後950℃で３分間の均一化焼鈍を
施したあと、950℃の中間焼鈍をはさんで２回の
冷延を行なつて最終冷延板（0.30mm厚）とした。
この中間焼鈍の際の500℃から900℃までの温度範
囲を25℃／secで急熱し、また中間焼鈍後900℃か
ら500℃までの温度範囲を35℃／secで急冷却処理
した。次に830℃の湿水素中で脱炭焼鈍したあと
1200℃で最終焼鈍を施して製品とした。そのとき
の製品の磁気特性は次の通りであつた。
0.025％、Ｂ：0.0018％およびCu：0.35％を含有
し、残部は不可避不純物を除き実質的にFeの組
成になる連鋳スラブを熱延して2.8mm厚さの熱延
板とした。その後950℃で３分間の均一化焼鈍を
施したあと、950℃の中間焼鈍をはさんで２回の
冷延を行なつて最終冷延板（0.30mm厚）とした。
この中間焼鈍の際の500℃から900℃までの温度範
囲を25℃／secで急熱し、また中間焼鈍後900℃か
ら500℃までの温度範囲を35℃／secで急冷却処理
した。次に830℃の湿水素中で脱炭焼鈍したあと
1200℃で最終焼鈍を施して製品とした。そのとき
の製品の磁気特性は次の通りであつた。
B10：1.94T
Ｗ17/50：0.98W／Kg
（発明の効果）
第１、第２両発明とも高磁束密度の下に低鉄損
の一方向性珪素鋼板が安定に製造される。
の一方向性珪素鋼板が安定に製造される。
第１図は中間焼鈍前後の昇温および冷却速度と
磁気特性との関係を示す図、第２図は本発明の急
熱・急冷中間焼鈍サイクル（実線）と従来の中間
焼鈍サイクル（点線）の比較を示す図である。
磁気特性との関係を示す図、第２図は本発明の急
熱・急冷中間焼鈍サイクル（実線）と従来の中間
焼鈍サイクル（点線）の比較を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.01〜0.06重量％ Si：2.0〜4.0重量％及び Mn：0.01〜0.20重量％ を含みかつ、 ＳとSeのうち少なくとも一方を合計で0.005〜
0.1重量％を、 Sb：0.005〜0.20重量％並びに Mo：0.003〜0.1重量％ とともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質
的にFeの組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均
一化焼鈍を施したのち、冷延と、中間焼鈍を適宜
繰返して得られる最終製品厚の冷延鋼板に、脱炭
を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さらに最終仕上
げ焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位の２次再結晶
粒を発達させる一連の工程よりなる一方向性珪素
鋼板の製造方法において、 上記中間焼鈍の際に、500℃から900℃までの加
熱強度を毎秒５℃以上、中間焼鈍に引続く降温の
際に、900℃から500℃までの冷却速度を毎秒５℃
以上とする、急熱急冷中間焼鈍を施す ことを特徴とする、磁束密度の高く鉄損の低い一
方向性珪素鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.01〜0.06重量％ Si：2.0〜4.0重量％及び Mn：0.01〜0.20重量％ を含みかつ、 ＳとSeのうち少なくとも一方を合計で0.005〜
0.1重量％を、 Ｂ：0.0003〜0.005重量％並びに Cu：0.005〜0.5重量％ とともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質
的にFeの組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均
一化焼鈍を施したのち、冷延と、中間焼鈍を適宜
繰返して得られる最終製品厚の冷延鋼板に、脱炭
を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さらに最終仕上
げ焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位の２次再結晶
粒を発達させる一連の工程よりなる一方向性珪素
鋼板の製造方法において、 上記中間焼鈍の際に、500℃から900℃までの加
熱強度を毎秒５℃以上、中間焼鈍に引続く降温の
際に、900℃から500℃までの冷却速度を毎秒５℃
以上とする、急熱急冷中間焼鈍を施す ことを特徴とする、磁束密度の高く鉄損の低い一
方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14212382A JPS5935625A (ja) | 1982-08-18 | 1982-08-18 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| EP83304740A EP0101321B1 (en) | 1982-08-18 | 1983-08-16 | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
| DE8383304740T DE3382043D1 (de) | 1982-08-18 | 1983-08-16 | Verfahren zum herstellen kornorientierter bleche oder baender aus siliziumstahl mit hoher magnetischer induktion und geringen eisenverlusten. |
| CA000434820A CA1198654A (en) | 1982-08-18 | 1983-08-17 | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
| US06/524,390 US4469533A (en) | 1982-08-18 | 1983-08-18 | Method of producing grain oriented silicon steel sheets or strips having high magnetic induction and low iron loss |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14212382A JPS5935625A (ja) | 1982-08-18 | 1982-08-18 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9874787A Division JPH066747B2 (ja) | 1987-04-23 | 1987-04-23 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5935625A JPS5935625A (ja) | 1984-02-27 |
| JPS6242968B2 true JPS6242968B2 (ja) | 1987-09-10 |
Family
ID=15307919
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14212382A Granted JPS5935625A (ja) | 1982-08-18 | 1982-08-18 | 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5935625A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6283421A (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0657856B2 (ja) * | 1986-03-25 | 1994-08-03 | 川崎製鉄株式会社 | 表面性状の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| US5203928A (en) * | 1986-03-25 | 1993-04-20 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing low iron loss grain oriented silicon steel thin sheets having excellent surface properties |
| JP2670108B2 (ja) * | 1988-10-21 | 1997-10-29 | 川崎製鉄株式会社 | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP6436316B2 (ja) * | 2016-01-05 | 2018-12-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-08-18 JP JP14212382A patent/JPS5935625A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5935625A (ja) | 1984-02-27 |
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