JP3160281B2 - 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3160281B2 JP3160281B2 JP23723590A JP23723590A JP3160281B2 JP 3160281 B2 JP3160281 B2 JP 3160281B2 JP 23723590 A JP23723590 A JP 23723590A JP 23723590 A JP23723590 A JP 23723590A JP 3160281 B2 JP3160281 B2 JP 3160281B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- annealing
- cold rolling
- final
- silicon steel
- 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 - Fee Related
Links
- 229910000976 Electrical steel Inorganic materials 0.000 title claims description 25
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 13
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 72
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 55
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims description 47
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 40
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 40
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 39
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 21
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 20
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 12
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 claims description 12
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 11
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 9
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 23
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 19
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 16
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 11
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 10
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 9
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 7
- 229910052711 selenium Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 3
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910017784 Sb In Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 125000004435 hydrogen atom Chemical class [H]* 0.000 description 2
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- 230000005381 magnetic domain Effects 0.000 description 1
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
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
- 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
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
- C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps
-
- 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
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1233—Cold 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 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
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
- C21D8/125—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with application of tension
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
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製
造方法に関し、とくに冷間圧延工程に工夫を加えること
によって、生産性の向上と共に磁気特性の一層の改善を
図ろうとするものである。
造方法に関し、とくに冷間圧延工程に工夫を加えること
によって、生産性の向上と共に磁気特性の一層の改善を
図ろうとするものである。
（従来の技術） 方向性けい素鋼板には、磁気特性として、磁束密度が
高いことと、鉄損が低いことが要求される。近年の製造
技術の進歩により、たとえば0.23mmの板厚の鋼板では、
磁束密度B8（磁化力800A/mにおける値）:1.92Tのものが
得られ、また鉄損特性Ｗ17/50（50Hzで1.7Tの最大磁化
のときの値）が0.90W/kgのような優れた製品の工業的規
模での生産も可能となっている。
高いことと、鉄損が低いことが要求される。近年の製造
技術の進歩により、たとえば0.23mmの板厚の鋼板では、
磁束密度B8（磁化力800A/mにおける値）:1.92Tのものが
得られ、また鉄損特性Ｗ17/50（50Hzで1.7Tの最大磁化
のときの値）が0.90W/kgのような優れた製品の工業的規
模での生産も可能となっている。
かような優れた磁気特性を有する材料は、鉄の磁化容
易軸である〈001〉包囲が鋼板の圧延方向に高度に揃っ
た結晶組織で構成されるものであり、かかる集合組織
は、方向性けい素鋼板の製造工程中、最終仕上げ焼鈍の
際にいわゆるゴス方位と称される（110）［001］方位を
有する結晶粒を優先的に巨大成長させる２次再結晶と呼
ばれる現象を通じて形成される。この（110）［001］方
位の２次再結晶粒を十分に成長させるための基本的な要
件としては、２次再結晶過程において（110）［001］方
位以外の好ましくない方位を有する結晶粒の成長を抑制
するインヒビターの存在と、（110）［001］方位の２次
再結晶粒が十分に発達するのに好適な１次再結晶組織の
形成とが不可欠であることは周知の事実である。
易軸である〈001〉包囲が鋼板の圧延方向に高度に揃っ
た結晶組織で構成されるものであり、かかる集合組織
は、方向性けい素鋼板の製造工程中、最終仕上げ焼鈍の
際にいわゆるゴス方位と称される（110）［001］方位を
有する結晶粒を優先的に巨大成長させる２次再結晶と呼
ばれる現象を通じて形成される。この（110）［001］方
位の２次再結晶粒を十分に成長させるための基本的な要
件としては、２次再結晶過程において（110）［001］方
位以外の好ましくない方位を有する結晶粒の成長を抑制
するインヒビターの存在と、（110）［001］方位の２次
再結晶粒が十分に発達するのに好適な１次再結晶組織の
形成とが不可欠であることは周知の事実である。
ここにインヒビターとしては、一般にMnS,MnSe,AlN等
の微細析出物が利用され、さらにこれらに加えて特公昭
51−13469号公報や特公昭54−32412号公報に開示された
ようなSb,Snなどの粒界偏析型の元素を複合添加してイ
ンヒビターの効果を補強することも行われている。
の微細析出物が利用され、さらにこれらに加えて特公昭
51−13469号公報や特公昭54−32412号公報に開示された
ようなSb,Snなどの粒界偏析型の元素を複合添加してイ
ンヒビターの効果を補強することも行われている。
一方、適切な１次再結晶組織の形成に関しては、従来
から熱延・冷延の各工程で種々の対策が講じられてい
た、たとえばAlNをインヒビターとして用いる強冷延法
に関しては、特公昭50−26493号公報、特公昭54−13846
号公報および特公昭54−29182号公報等に開示されてい
るような温間圧延あるいはパス間時効などの冷間圧延時
における熱効果付与が特に有効とされている。この技術
は、鋼中の固溶元素であるN,Cと転位の相互作用を利用
して、圧延時における材料の変形機構を変えることによ
って、好適な集合組織を形成させようとするものであ
る。
から熱延・冷延の各工程で種々の対策が講じられてい
た、たとえばAlNをインヒビターとして用いる強冷延法
に関しては、特公昭50−26493号公報、特公昭54−13846
号公報および特公昭54−29182号公報等に開示されてい
るような温間圧延あるいはパス間時効などの冷間圧延時
における熱効果付与が特に有効とされている。この技術
は、鋼中の固溶元素であるN,Cと転位の相互作用を利用
して、圧延時における材料の変形機構を変えることによ
って、好適な集合組織を形成させようとするものであ
る。
しかしながら上記した従来技術は、生産性を考慮した
場合に有利な方法とは言い難く、しかもこの方法によっ
ては必ずしも良好な磁気特性が安定して得られるわけで
はなかった。たとえば温間圧延については、工業的規模
での実施はいまだ技術的に困難である。一方パス間時効
の場合は、いずれも１スタンドのリバース圧延機を用い
て、コイルの状態で複数回の熱処理を施すことが普通で
ある。これはコイル全長にわたる均一な熱処理は極めて
難しいからである。
場合に有利な方法とは言い難く、しかもこの方法によっ
ては必ずしも良好な磁気特性が安定して得られるわけで
はなかった。たとえば温間圧延については、工業的規模
での実施はいまだ技術的に困難である。一方パス間時効
の場合は、いずれも１スタンドのリバース圧延機を用い
て、コイルの状態で複数回の熱処理を施すことが普通で
ある。これはコイル全長にわたる均一な熱処理は極めて
難しいからである。
ところで最近では生産性を向上させるために、複数ス
タンドからなるタンデム圧延機を利用する技術が主流と
なりつつある。このタンデム圧延機による圧延は、リバ
ース圧延機と異なり、パス間の圧下配分の圧延速度が整
合していなければならず、必然的に引張変形よりも圧縮
変形が主体となる。従って、これまでとは圧延の変形機
構が大幅に異なるため、従来の時効処理法では満足いく
程の効果を得ることができず、特にAlを含有する高磁束
密度けい素鋼板でタンデム圧延化の障害となっていた。
加えてタンデム圧延の性格上、時効処理を度々施すこと
は生産能率の甚だしい妨げとなることから、従来のよう
に効果を高めるために複数回の時効処理を施すわけには
いかないところにも問題を残していた。
タンドからなるタンデム圧延機を利用する技術が主流と
なりつつある。このタンデム圧延機による圧延は、リバ
ース圧延機と異なり、パス間の圧下配分の圧延速度が整
合していなければならず、必然的に引張変形よりも圧縮
変形が主体となる。従って、これまでとは圧延の変形機
構が大幅に異なるため、従来の時効処理法では満足いく
程の効果を得ることができず、特にAlを含有する高磁束
密度けい素鋼板でタンデム圧延化の障害となっていた。
加えてタンデム圧延の性格上、時効処理を度々施すこと
は生産能率の甚だしい妨げとなることから、従来のよう
に効果を高めるために複数回の時効処理を施すわけには
いかないところにも問題を残していた。
（発明が解決しようとする課題） この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、タ
ンデム圧延機を利用して生産性の向上を図る場合であっ
ても、磁気特性を安定して向上させることができる新規
な方向性けい素鋼板の製造方法を提案することを目的と
する。
ンデム圧延機を利用して生産性の向上を図る場合であっ
ても、磁気特性を安定して向上させることができる新規
な方向性けい素鋼板の製造方法を提案することを目的と
する。
（課題を解決するための手段） さて発明者は、磁気特性をさらに安定して向上させ、
しかも生産性を飛躍的に向上させるという双方の観点か
ら、かかる問題の解決にあたり種々検討を加えた結果、
タンデム圧延によって冷間加工された圧延剤材にただ一
度の時効処理を施すことによっても、磁気特性の優れた
方向性けい素鋼板を安定して製造できることを見出し、
この発明を完成させるに至ったのである。
しかも生産性を飛躍的に向上させるという双方の観点か
ら、かかる問題の解決にあたり種々検討を加えた結果、
タンデム圧延によって冷間加工された圧延剤材にただ一
度の時効処理を施すことによっても、磁気特性の優れた
方向性けい素鋼板を安定して製造できることを見出し、
この発明を完成させるに至ったのである。
すなわちこの発明は、インヒビター成分として、sol.
Al:0.01〜0.15wt％（以下単に％で示す）、N:0.0030〜
0.020％,Sb:0.01〜0.04％を含有する方向性けい素鋼素
材を、熱間圧延したのち、焼鈍処理と圧延処理とを組み
合わせた１回または２回以上の冷間圧延を施して最終板
厚とし、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから
最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって方向性けい素
鋼板を製造するに際し、 最終冷延をタンデム圧延で行うものとし、この最終冷
延前の焼鈍処理において、950〜1150℃の温度に加熱
後、900〜1100℃の温度から50℃以下まで20〜100℃/sの
速度で急冷し、ついで0.5kg/mm2以上の張力付与下に50
〜150℃,30s〜30minの熱処理を施したのち、圧下率:35
〜70％の冷間圧延工程と、200〜400℃,10s〜10minの時
効処理工程とを経て、引き続き冷間圧延を施して最終板
厚とすること、を特徴とする磁気的特性の優れた方向性
けい素鋼板の製造方法である。
Al:0.01〜0.15wt％（以下単に％で示す）、N:0.0030〜
0.020％,Sb:0.01〜0.04％を含有する方向性けい素鋼素
材を、熱間圧延したのち、焼鈍処理と圧延処理とを組み
合わせた１回または２回以上の冷間圧延を施して最終板
厚とし、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから
最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって方向性けい素
鋼板を製造するに際し、 最終冷延をタンデム圧延で行うものとし、この最終冷
延前の焼鈍処理において、950〜1150℃の温度に加熱
後、900〜1100℃の温度から50℃以下まで20〜100℃/sの
速度で急冷し、ついで0.5kg/mm2以上の張力付与下に50
〜150℃,30s〜30minの熱処理を施したのち、圧下率:35
〜70％の冷間圧延工程と、200〜400℃,10s〜10minの時
効処理工程とを経て、引き続き冷間圧延を施して最終板
厚とすること、を特徴とする磁気的特性の優れた方向性
けい素鋼板の製造方法である。
またこの発明は、インヒビター成分として、sol.Al:
0.01〜0.15％,N:0.0030〜0.020％,S及び／又はSe:0.01
〜0.04％,Mn:0.05〜0.15％,Sb:0.01〜0.04％を含有する
方向性けい素鋼素材を、熱間圧延したのち、焼鈍処理と
圧延処理とを組み合わせた１回または２回以上の冷間圧
延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離
剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によ
って方向性けい素鋼板を製造するに際し、 最終冷延をタンデム圧延で行うものとし、この最終冷
延前の焼鈍処理において、950〜1150℃の温度に加熱
後、900〜1100℃の温度から50℃以下まで20〜100℃/sの
速度で急冷し、ついで0.5kg/mm2以上の張力付与下に50
〜150℃,30s〜30minの熱処理を施したのち、圧下率:35
〜70％の冷間圧延工程と、200〜400℃,10s〜10minの時
効処理工程とを経て、引き続き冷間圧延を施して最終板
厚とすること、を特徴とする磁気的特性の優れた方向性
けい素鋼板の製造方法である。
0.01〜0.15％,N:0.0030〜0.020％,S及び／又はSe:0.01
〜0.04％,Mn:0.05〜0.15％,Sb:0.01〜0.04％を含有する
方向性けい素鋼素材を、熱間圧延したのち、焼鈍処理と
圧延処理とを組み合わせた１回または２回以上の冷間圧
延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離
剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によ
って方向性けい素鋼板を製造するに際し、 最終冷延をタンデム圧延で行うものとし、この最終冷
延前の焼鈍処理において、950〜1150℃の温度に加熱
後、900〜1100℃の温度から50℃以下まで20〜100℃/sの
速度で急冷し、ついで0.5kg/mm2以上の張力付与下に50
〜150℃,30s〜30minの熱処理を施したのち、圧下率:35
〜70％の冷間圧延工程と、200〜400℃,10s〜10minの時
効処理工程とを経て、引き続き冷間圧延を施して最終板
厚とすること、を特徴とする磁気的特性の優れた方向性
けい素鋼板の製造方法である。
以下、この発明を由来するに至った実験結果に基づ
き、この発明を具体的に説明する。
き、この発明を具体的に説明する。
実験に使用した方向性けい素鋼素材は、 Ａ鋼;C:0.071％、Si:3.25％、Mn:0.072％、sol.Al:0.02
6％、Se:0.022％およびN:0.0086％を含み、残部実質的
にFeの組成になるもの、 およびＡ鋼類似の成分にSbを添加した、 Ｂ鋼;C:0.070％、Si:3.24％、Mn:0.069％、sol.Al:0.02
6％、Se:0.022％、N:0.0084％およびSb:0.027％を含
み、残部実質的にFeの組成になるもの、 の２種類である。
6％、Se:0.022％およびN:0.0086％を含み、残部実質的
にFeの組成になるもの、 およびＡ鋼類似の成分にSbを添加した、 Ｂ鋼;C:0.070％、Si:3.24％、Mn:0.069％、sol.Al:0.02
6％、Se:0.022％、N:0.0084％およびSb:0.027％を含
み、残部実質的にFeの組成になるもの、 の２種類である。
さて上記したＡ鋼およびＢ鋼とも、1440℃のスラブ再
加熱後、通常の熱間圧延により2.2mmの板厚とした。つ
いで酸洗後、冷間圧延により1.5mmの中間板厚としたの
ち、中間焼鈍として、1100℃,90sの均熱保持後、AlNの
析出のための急冷処理を施した。急冷処理は、950℃か
ら室温までミスト冷却により平均50℃/sの冷却速度で実
施した。
加熱後、通常の熱間圧延により2.2mmの板厚とした。つ
いで酸洗後、冷間圧延により1.5mmの中間板厚としたの
ち、中間焼鈍として、1100℃,90sの均熱保持後、AlNの
析出のための急冷処理を施した。急冷処理は、950℃か
ら室温までミスト冷却により平均50℃/sの冷却速度で実
施した。
次にタンデム圧延法とゼンジマー圧延法との比較を行
った。すなわち最終仕上げ板厚:0.23mmを目標として下
記のような時効処理を挟む圧延を施した。
った。すなわち最終仕上げ板厚:0.23mmを目標として下
記のような時効処理を挟む圧延を施した。
（１回の時効処理） ゼンジマー圧延機による３パスリバース圧延と、３ス
タンドのタンデム圧延機による圧延で、それぞれ0.60mm
に圧延を施した後、時効処理を施し、さらにそれぞれの
圧延機で圧延を続行した。
タンドのタンデム圧延機による圧延で、それぞれ0.60mm
に圧延を施した後、時効処理を施し、さらにそれぞれの
圧延機で圧延を続行した。
（２回の時効処理） ゼンジマー圧延機とタンデム圧延機でそれぞれ同様の
圧延を施す場合、1.0mmと0.60mmの途中板厚で時効処理
を施し、引き続き圧延を続行して最終板厚:0.23mmとし
た。
圧延を施す場合、1.0mmと0.60mmの途中板厚で時効処理
を施し、引き続き圧延を続行して最終板厚:0.23mmとし
た。
（３回の時効処理） ゼンジマー圧延機とタンデム圧延機でそれぞれ、同様
の圧延を施す場合、1.0mmと0.60mmと0.40mmの途中板厚
で時効処理を施し、その後引き続き圧延を続行して最終
板厚:0.23mmとした。
の圧延を施す場合、1.0mmと0.60mmと0.40mmの途中板厚
で時効処理を施し、その後引き続き圧延を続行して最終
板厚:0.23mmとした。
なお時効処理はいずれも300℃,2分間とした。
その後これらの鋼帯は、湿水素中で840℃,2分間の脱
炭焼鈍後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍を施した。
炭焼鈍後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた各鋼板の磁気特性について調べた結
果を第１表に示す。
果を第１表に示す。
第１表の結果は予想されたとおり、タンデム圧延によ
っては、時効処理による磁気特性の向上効果が少なく、
ゼンジマー圧延の場合に比較するとかなり劣っていた。
っては、時効処理による磁気特性の向上効果が少なく、
ゼンジマー圧延の場合に比較するとかなり劣っていた。
しかしながらここで注目すべき点は、タンデム圧延に
おいては、時効処理回数が増加しても、さほど磁気特性
は変化しないことである。このことは、加工変形挙動
が、リバース方式のゼンジマー圧延と異なることを示し
ている。
おいては、時効処理回数が増加しても、さほど磁気特性
は変化しないことである。このことは、加工変形挙動
が、リバース方式のゼンジマー圧延と異なることを示し
ている。
従って見方を変えるならば、タンデム圧延において
は、ただ１回の時効処理でも、その磁気特性の向上を図
り得る可能性を示唆していることになる。
は、ただ１回の時効処理でも、その磁気特性の向上を図
り得る可能性を示唆していることになる。
またインヒビターの補強元素としてSbを添加したＢ鋼
では、ゼンジマーで圧延した場合、むしろSb無添加のＡ
鋼よりも優れた磁気特性を呈したのに対し、タンデム圧
延した場合は、逆に磁気特性の劣化が大きかった。この
原因について種々調査検討したところ、Sbを添加したＢ
鋼では、中間焼鈍後に微細カーバイドが析出していない
ことが判明した。この理由は、Sbがカーバイドの析出を
抑制する効果があるためと推定される。
では、ゼンジマーで圧延した場合、むしろSb無添加のＡ
鋼よりも優れた磁気特性を呈したのに対し、タンデム圧
延した場合は、逆に磁気特性の劣化が大きかった。この
原因について種々調査検討したところ、Sbを添加したＢ
鋼では、中間焼鈍後に微細カーバイドが析出していない
ことが判明した。この理由は、Sbがカーバイドの析出を
抑制する効果があるためと推定される。
通常AlNを主インヒビターとして用いる方向性けい素
鋼素材では、AlNの析出焼鈍における冷却は急冷が必須
とされている。この理由の１つとして、急冷により結晶
粒内に固溶Ｃ、あるいは微細なカーバイドを多量に存在
させておくことが、次の強冷延途中で施される時効処理
の効果を高める上で有利なことが挙げられる。ここでSb
を添加したＢ鋼では、微細カーバイドが析出していない
ため、Ｃはほとんど固溶Ｃの状態で残存していると推定
される。
鋼素材では、AlNの析出焼鈍における冷却は急冷が必須
とされている。この理由の１つとして、急冷により結晶
粒内に固溶Ｃ、あるいは微細なカーバイドを多量に存在
させておくことが、次の強冷延途中で施される時効処理
の効果を高める上で有利なことが挙げられる。ここでSb
を添加したＢ鋼では、微細カーバイドが析出していない
ため、Ｃはほとんど固溶Ｃの状態で残存していると推定
される。
ゼンジマー圧延の場合、Sb添加の有無で時効処理の効
果に差は現れなかったのに対し、タンデム圧延では、微
細カーバイドの存在しないＢ鋼の磁気特性はさらに低下
した。このことはタンデム圧延の場合、固溶Ｃはその後
の時効処理において加工変形モードを変える効果が少な
く、時効効果を高める上では微細な析出カーバイドの方
が有利なことを表している。
果に差は現れなかったのに対し、タンデム圧延では、微
細カーバイドの存在しないＢ鋼の磁気特性はさらに低下
した。このことはタンデム圧延の場合、固溶Ｃはその後
の時効処理において加工変形モードを変える効果が少な
く、時効効果を高める上では微細な析出カーバイドの方
が有利なことを表している。
そこで次に、微細カーバイドを析出させる方法につい
て種々検討した。先ずA,B鋼を用いて第２表に示す〜
のような冷却条件で冷却したのち、３スタンドのタン
デム圧延機で0.6mm厚まで圧延し、300℃,2分間の時効処
理を連続炉で行ったのち、引き続き冷延を施して0.23mm
の最終板厚とした。その後温水素中で840℃,2分間の脱
炭焼鈍後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍を施した。
て種々検討した。先ずA,B鋼を用いて第２表に示す〜
のような冷却条件で冷却したのち、３スタンドのタン
デム圧延機で0.6mm厚まで圧延し、300℃,2分間の時効処
理を連続炉で行ったのち、引き続き冷延を施して0.23mm
の最終板厚とした。その後温水素中で840℃,2分間の脱
炭焼鈍後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた各鋼板の磁気特性について調べた結
果を第２表に併記する。
果を第２表に併記する。
第２表の結果によれば、冷却停止温度が400℃以上で
はＣは結晶粒界に析出し、結晶粒内に微細カーバイドは
析出しなくなる。冷却停止温度が低下するに従い微細カ
ーバイドが析出しやすい傾向にあるが、Sbを添加したＢ
鋼では、100℃以下まで急冷すると再び微細カーバイド
は析出しなくなった。なおＢ鋼において、冷却停止温度
200〜300℃で低密度ながら微細カーバイドが析出したの
は、急冷停止後の材料の余熱で時効析出したためと考え
られる。
はＣは結晶粒界に析出し、結晶粒内に微細カーバイドは
析出しなくなる。冷却停止温度が低下するに従い微細カ
ーバイドが析出しやすい傾向にあるが、Sbを添加したＢ
鋼では、100℃以下まで急冷すると再び微細カーバイド
は析出しなくなった。なおＢ鋼において、冷却停止温度
200〜300℃で低密度ながら微細カーバイドが析出したの
は、急冷停止後の材料の余熱で時効析出したためと考え
られる。
ところで急冷後、50〜400℃の範囲でカーバイドの析
出処理を行ったが、500Åよりも小さなカーバイドを得
ることはできなかった。そこでさらに検討した結果、析
出処理時に張力を付与すると非常に微細なカーバイドが
析出することが判った。
出処理を行ったが、500Åよりも小さなカーバイドを得
ることはできなかった。そこでさらに検討した結果、析
出処理時に張力を付与すると非常に微細なカーバイドが
析出することが判った。
そこで次に磁気特性への影響を調査するため第３表に
示すような条件で急冷後、〜の条件下に張力を付与
しながら析出処理を施した。
示すような条件で急冷後、〜の条件下に張力を付与
しながら析出処理を施した。
このときの磁気特性および冷延前のカーバイド析出状
態について調べた結果を第３表に併記する。
態について調べた結果を第３表に併記する。
同表より明らかなように、Ｂ鋼については室温までに
冷却したのち、0.5kg/mm2以上の張力付与下に析出処理
を施すことによって、微細なカーバイドを得ることがで
き、ひいては良好な磁気特性が得られることが判明し
た。この点Ａ鋼では、析出処理前にすでに500Å程度の
カーバイドが析出しているためそれ以上に微細な析出物
とならず、逆にカーバイドが粗大化して磁気特性は劣化
した。
冷却したのち、0.5kg/mm2以上の張力付与下に析出処理
を施すことによって、微細なカーバイドを得ることがで
き、ひいては良好な磁気特性が得られることが判明し
た。この点Ａ鋼では、析出処理前にすでに500Å程度の
カーバイドが析出しているためそれ以上に微細な析出物
とならず、逆にカーバイドが粗大化して磁気特性は劣化
した。
またＢ鋼においても張力付与下での析出処理温度が15
0℃を超えるとこのような微細なカーバイドも粗大化し
て効果が無くなることも判明した。
0℃を超えるとこのような微細なカーバイドも粗大化し
て効果が無くなることも判明した。
この理由は定かではないけれども、Sbとの共存により
カーバイドが形成されにくいため、このような張力付与
下で、しかも150℃以下の低温処理によって初めて微細
なカーバイドが析出するものと推定される。
カーバイドが形成されにくいため、このような張力付与
下で、しかも150℃以下の低温処理によって初めて微細
なカーバイドが析出するものと推定される。
なおかかる現象は、従来全く予想のできなかったこと
であり、この発明で始めて解明された事柄である。
であり、この発明で始めて解明された事柄である。
上述したようにタンデムで圧延する場合、Ｃの形態は
高密度かつ300Å以下の微細なカーバイドであるほど冷
延途中の時効処理効果が高まって良好な磁気特性が得ら
れること、とくにSbを添加して室温まで急冷し、その後
0.5kg/mm2以上の張力付与下に50〜150℃の範囲で析出処
理することにより、従来不可能と考えられていたタンデ
ム圧延で、しかもただ１回の時効処理によって従来以上
の良好な磁気特性が得られることが判明した。
高密度かつ300Å以下の微細なカーバイドであるほど冷
延途中の時効処理効果が高まって良好な磁気特性が得ら
れること、とくにSbを添加して室温まで急冷し、その後
0.5kg/mm2以上の張力付与下に50〜150℃の範囲で析出処
理することにより、従来不可能と考えられていたタンデ
ム圧延で、しかもただ１回の時効処理によって従来以上
の良好な磁気特性が得られることが判明した。
この理由についてはまだ明確に解明されたわけではな
いが、次のとおりと考えられる。
いが、次のとおりと考えられる。
すなわちゼンジマー圧延材とタンデム圧延材の脱炭焼
鈍後の集合組織を較べると、ゼンジマー材では｛111｝
〈112〉を主成分としているのに対し、タンデム材では
｛111｝〈uvw〉成分の増加が見られた。ゼンジマー圧延
の場合、加工変形挙動に及ぼす固溶Ｃと微細カーバイド
の影響は両者ともに冷延途中の時効処理に対し同等の効
果を与えると考えられるが、タンデム圧延の場合、加工
変形中にとくに微細カーバイドの存在が加工変形挙動を
変え、｛111｝〈uvw〉から｛111｝〈112〉への集積に有
利な影響を及ぼすことによるものと考えられる。
鈍後の集合組織を較べると、ゼンジマー材では｛111｝
〈112〉を主成分としているのに対し、タンデム材では
｛111｝〈uvw〉成分の増加が見られた。ゼンジマー圧延
の場合、加工変形挙動に及ぼす固溶Ｃと微細カーバイド
の影響は両者ともに冷延途中の時効処理に対し同等の効
果を与えると考えられるが、タンデム圧延の場合、加工
変形中にとくに微細カーバイドの存在が加工変形挙動を
変え、｛111｝〈uvw〉から｛111｝〈112〉への集積に有
利な影響を及ぼすことによるものと考えられる。
なおAlNをインヒビターとする材料の中間焼鈍は、通
常1100℃程度で行われるが、AlNの析出処理を兼ねる急
冷の開始温度が余りに高すぎると、焼鈍中に部分的にγ
変態していた部分がそのままパーライト組織として残存
し易く、実質的に固溶Ｃあるいは微細カーバイドを減少
させるので、急冷開始温度をあまり高くすることは好ま
しくない。
常1100℃程度で行われるが、AlNの析出処理を兼ねる急
冷の開始温度が余りに高すぎると、焼鈍中に部分的にγ
変態していた部分がそのままパーライト組織として残存
し易く、実質的に固溶Ｃあるいは微細カーバイドを減少
させるので、急冷開始温度をあまり高くすることは好ま
しくない。
（作 用） この発明における方向性けい素鋼素材の好適成分組成
に次のとおりである。
に次のとおりである。
C:0.03〜0.10％ Ｃは、熱間圧延中に変態を利用して結晶組織の均質化
を図る上で必須の元素であるが、少ないと均質化効果が
得られず、一方多すぎると後工程の脱炭に時間がかかり
すぎるので、含有量は0.03〜0.10％程度が好適である。
を図る上で必須の元素であるが、少ないと均質化効果が
得られず、一方多すぎると後工程の脱炭に時間がかかり
すぎるので、含有量は0.03〜0.10％程度が好適である。
Si:2.5〜4.0％ Siは、あまりに少ないと電気抵抗が小さくなって良好
な鉄損特性が得られず、一方多過ぎると冷間圧延が困難
になるので、2.5〜4.0％程度の範囲が好適である。
な鉄損特性が得られず、一方多過ぎると冷間圧延が困難
になるので、2.5〜4.0％程度の範囲が好適である。
sol.Al:0.01〜0.15％、N:0.0030〜0.020％ sol.AlとＮは、インヒビター形成元素として重要な役
割をもち、一定以上の添加を必要とするが、多過ぎると
微細析出が困難となるので、それぞれsol.Al:0.01〜0.1
5％、N:0.0030〜0.020％の範囲に限定した。
割をもち、一定以上の添加を必要とするが、多過ぎると
微細析出が困難となるので、それぞれsol.Al:0.01〜0.1
5％、N:0.0030〜0.020％の範囲に限定した。
なおこの場合に、S,Seをインヒビター形成元素として
含有させることができる。
含有させることができる。
Ｓ及び／又はSe:0.01〜0.04,Mn:0.05〜0.15％ この時のインヒビターとしては、主としてMnS及び／
又はMnSeが挙げられ、かようなMnS,MnSeを微細析出させ
るのに好適なＳやSeの範囲は単独および併用いずれの場
合も0.01〜0.04％である。またMnは、多過ぎると容体化
が困難となるので0:05〜0.15の範囲に限定した。
又はMnSeが挙げられ、かようなMnS,MnSeを微細析出させ
るのに好適なＳやSeの範囲は単独および併用いずれの場
合も0.01〜0.04％である。またMnは、多過ぎると容体化
が困難となるので0:05〜0.15の範囲に限定した。
Sb:0.01〜0.04％ Sbは、この発明でとくに重要な元素であり、少なすぎ
ると微細カーバイドの析出を制御できず、一方多過ぎる
と製品の表面欠陥が増加するため、0.01〜0.04％の範囲
で添加するものとした。
ると微細カーバイドの析出を制御できず、一方多過ぎる
と製品の表面欠陥が増加するため、0.01〜0.04％の範囲
で添加するものとした。
以上の元素の他さらに、磁性の向上のために、Cu,Sn,
B,Ge等のインヒビター補強元素も適宜添加することがで
き、その範囲は公知の範囲でよい。また熱間脆化に起因
した表面欠陥防止のためには、0.005〜0.020％程度のMo
添加は好ましい。
B,Ge等のインヒビター補強元素も適宜添加することがで
き、その範囲は公知の範囲でよい。また熱間脆化に起因
した表面欠陥防止のためには、0.005〜0.020％程度のMo
添加は好ましい。
かかる鋼素材の製造工程に関しては公知の製法を適用
し、製造されたインゴット又はスラブを、必要に応じて
再生し、サイズを合わせた後、加熱し、熱延する。熱延
後の鋼帯は、焼鈍処理と圧延処理とを組み合わせた１回
または２回以上の冷間圧延によって最終板厚とする。
し、製造されたインゴット又はスラブを、必要に応じて
再生し、サイズを合わせた後、加熱し、熱延する。熱延
後の鋼帯は、焼鈍処理と圧延処理とを組み合わせた１回
または２回以上の冷間圧延によって最終板厚とする。
このとき最終冷延前の焼鈍処理における冷却は、AlN
を均一微細に析出させるために、低くても900℃からの
急冷が必要である。とはいえ急冷開始温度が高すぎる
と、γ相がパーライト組織として残存し易くなるため、
急冷開始温度は900〜1100℃の範囲とした。
を均一微細に析出させるために、低くても900℃からの
急冷が必要である。とはいえ急冷開始温度が高すぎる
と、γ相がパーライト組織として残存し易くなるため、
急冷開始温度は900〜1100℃の範囲とした。
なお、上記の焼鈍処理の際、冷却開始までに通常50℃
程度の温度降下が見込まれるので、この焼鈍処理におけ
る加熱温度は950〜1150℃の範囲とする必要がある。
程度の温度降下が見込まれるので、この焼鈍処理におけ
る加熱温度は950〜1150℃の範囲とする必要がある。
また冷却速度が遅過ぎるとAlNの析出が不均一になる
だけでなく、Ｃの結晶粒界への析出が起こり、一方速過
ぎるとパーライト組織の残存量が増加したり、また板形
状不良が発生し易くなるため、冷却速度は20〜100℃/s
の範囲に限定した。
だけでなく、Ｃの結晶粒界への析出が起こり、一方速過
ぎるとパーライト組織の残存量が増加したり、また板形
状不良が発生し易くなるため、冷却速度は20〜100℃/s
の範囲に限定した。
さらに冷却停止温度は、冷却中に微細カーバイドが析
出しない範囲とすることが肝要で、この発明のようにSb
を含む場合、50℃以下とする必要がある。
出しない範囲とすることが肝要で、この発明のようにSb
を含む場合、50℃以下とする必要がある。
その後の微細カーバイド析出処理温度は、低過ぎると
微細カーバイドは析出せず、一方高過ぎるとカーバイド
が微細化せず密度が低下する。それ故この発明では、50
〜150℃の範囲に限定した。析出処理時間については、
短過ぎると十分析出せず、一方長過ぎると生産性を阻害
するので、30s〜30minとした。また酸化性雰囲気中で冷
却した場合には、酸洗を兼ねて、かかる析出処理を行う
こともできる。
微細カーバイドは析出せず、一方高過ぎるとカーバイド
が微細化せず密度が低下する。それ故この発明では、50
〜150℃の範囲に限定した。析出処理時間については、
短過ぎると十分析出せず、一方長過ぎると生産性を阻害
するので、30s〜30minとした。また酸化性雰囲気中で冷
却した場合には、酸洗を兼ねて、かかる析出処理を行う
こともできる。
この析出処理において、付加張力が0.5kg/mm2よりも
小さいとカーバイドを微細化する効果に乏しいため、付
加張力は0.5kg/mm2以上とする必要がある。なお付加張
力があまりに大きいと、設備が大規模になりすぎる不利
があるので、20kg/mm2以下程度とするのが好ましい。
小さいとカーバイドを微細化する効果に乏しいため、付
加張力は0.5kg/mm2以上とする必要がある。なお付加張
力があまりに大きいと、設備が大規模になりすぎる不利
があるので、20kg/mm2以下程度とするのが好ましい。
次に最終冷延のタンデム圧延は、時効処理前に35〜70
％の圧下率で圧延し、時効処理は200〜400℃の範囲で10
s〜10minの短時間熱処理を行い、引き続き最終板厚まで
冷間する。ここに最終冷延工程の処理条件を、上記の範
囲に限定したのは、まず時効処理前のタンデム圧延の圧
下率については、上記範囲をはずれると十分な時効処理
効果を得ることができないからであり、また時効時間、
温度が上記範囲をはずれると時効効果が少なく良好な結
果が得られないからである。なお時効処理は鋼帯長手方
向の均一性が優れる連続熱処理とするのが好ましい。
％の圧下率で圧延し、時効処理は200〜400℃の範囲で10
s〜10minの短時間熱処理を行い、引き続き最終板厚まで
冷間する。ここに最終冷延工程の処理条件を、上記の範
囲に限定したのは、まず時効処理前のタンデム圧延の圧
下率については、上記範囲をはずれると十分な時効処理
効果を得ることができないからであり、また時効時間、
温度が上記範囲をはずれると時効効果が少なく良好な結
果が得られないからである。なお時効処理は鋼帯長手方
向の均一性が優れる連続熱処理とするのが好ましい。
Sb添加した鋼をタンデム圧延する場合、かかる時効処
理は１回行うだけで十分であるところが、従来の方法と
大きく異なる点である。
理は１回行うだけで十分であるところが、従来の方法と
大きく異なる点である。
なお圧延後の鋼帯は、公知の方法で脱炭焼鈍し、つい
でMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、コイ
ル状に巻かれて最終仕上げ焼鈍に供され、その後必要に
応じて絶縁コーティングを施されるが、特にレーザー
や、プラズマ、エレクトロンビーム、その他の手法によ
って磁区細分化処理を施すことも可能であることは言う
までもない。
でMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、コイ
ル状に巻かれて最終仕上げ焼鈍に供され、その後必要に
応じて絶縁コーティングを施されるが、特にレーザー
や、プラズマ、エレクトロンビーム、その他の手法によ
って磁区細分化処理を施すことも可能であることは言う
までもない。
実施例１ C:0.070％、Si:3.28％、Mn:0.074％、P:0.002％、S:
0.025％、Sb:0.025％、sol.Al:0.024％、N:0.0087％お
よびMo:0.012％を含有し、残部実質的にFeの組成になる
方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製後、連続鋳造でスラブと
した。ついで1420℃,20分間の高温短時間のスラブ加熱
後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延コイルとした。つ
いて焼鈍処理として1150℃で90sの均熱保持後、950℃ま
で徐冷してから、室温まで70℃/sの速度で急冷し、引き
続き、3.5kg/mm2の張力付与下に85℃の熱湯中で５分間
のカーバイド析出処理を行った。その後第４表に示す冷
延圧下率でタンデム圧延したのち、熱風型エージング炉
で300℃で３分間の時効熱処理を施し、引き続き冷延を
続行して0.30mmの最終板厚に仕上げた。
0.025％、Sb:0.025％、sol.Al:0.024％、N:0.0087％お
よびMo:0.012％を含有し、残部実質的にFeの組成になる
方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製後、連続鋳造でスラブと
した。ついで1420℃,20分間の高温短時間のスラブ加熱
後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延コイルとした。つ
いて焼鈍処理として1150℃で90sの均熱保持後、950℃ま
で徐冷してから、室温まで70℃/sの速度で急冷し、引き
続き、3.5kg/mm2の張力付与下に85℃の熱湯中で５分間
のカーバイド析出処理を行った。その後第４表に示す冷
延圧下率でタンデム圧延したのち、熱風型エージング炉
で300℃で３分間の時効熱処理を施し、引き続き冷延を
続行して0.30mmの最終板厚に仕上げた。
ついで840℃,5分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施した
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板の磁気特性について調べた結果
を第４表に併記する。
を第４表に併記する。
実施例２ C:0.072％、Si:3.32％、Mn:0.069％、P:0.002％、S:
0.002％、Se:0.021％、Sb:0.025％、sol.Al:0.024％、C
u:0.07％、N:0.0085％およびMo:0.013％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製
後、連続鋳造でスラブとした。ついで1420℃,20分間の
高温短時間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚2.2mm
の熱延コイルとした。ついで1.5mmまで冷却し、1100℃,
60sの中間焼鈍後、950℃まで徐冷してから、室温まで50
℃/sの速度で急冷し、引き続き、2.0kg/mm2の張力付与
下に100℃の熱湯中で３分間のカーバイド析出処理を行
った。その後、冷延圧下率50％でタンデム圧延したの
ち、熱風型エージング炉で第５表に示す条件下に時効熱
処理を施し、引き続き冷延を続行して0.23mmの最終板厚
に仕上げた。
0.002％、Se:0.021％、Sb:0.025％、sol.Al:0.024％、C
u:0.07％、N:0.0085％およびMo:0.013％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製
後、連続鋳造でスラブとした。ついで1420℃,20分間の
高温短時間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚2.2mm
の熱延コイルとした。ついで1.5mmまで冷却し、1100℃,
60sの中間焼鈍後、950℃まで徐冷してから、室温まで50
℃/sの速度で急冷し、引き続き、2.0kg/mm2の張力付与
下に100℃の熱湯中で３分間のカーバイド析出処理を行
った。その後、冷延圧下率50％でタンデム圧延したの
ち、熱風型エージング炉で第５表に示す条件下に時効熱
処理を施し、引き続き冷延を続行して0.23mmの最終板厚
に仕上げた。
ついで840℃,5分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施した
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板の磁気特性について調べた結果
を第５表に併記する。
を第５表に併記する。
実施例３ C:0.075％、Si:3.30％、Mn:0.071％、P:0.002％、S:
0.001％、Se:0.019％、Sb:0.025％、sol.Al:0.027％、C
u:0.07％、N:0.0090％およびMo:0.012％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製
後、連続鋳造でスラブとした。ついで1420℃,20分間の
高温短時間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚2.2mm
の熱延コイルとした。ついで1.5mmまで冷却し、中間焼
鈍として1100℃,60sの均熱保持後、950℃まで徐冷して
から、室温まで40℃/sの速度で急冷し、引き続き、1.5k
g/mm2の張力付与下に第６表に示す条件に従い、80℃の
塩酸浴中で酸洗を兼ねたカーバイド析出処理を行った。
その後、冷延圧下率55％でタンデム圧延したのち、熱風
型エージング炉で300℃で２分間の時効熱処理を施し、
引き続き冷延を続行して0.23mmの最終板厚に仕上げた。
0.001％、Se:0.019％、Sb:0.025％、sol.Al:0.027％、C
u:0.07％、N:0.0090％およびMo:0.012％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製
後、連続鋳造でスラブとした。ついで1420℃,20分間の
高温短時間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚2.2mm
の熱延コイルとした。ついで1.5mmまで冷却し、中間焼
鈍として1100℃,60sの均熱保持後、950℃まで徐冷して
から、室温まで40℃/sの速度で急冷し、引き続き、1.5k
g/mm2の張力付与下に第６表に示す条件に従い、80℃の
塩酸浴中で酸洗を兼ねたカーバイド析出処理を行った。
その後、冷延圧下率55％でタンデム圧延したのち、熱風
型エージング炉で300℃で２分間の時効熱処理を施し、
引き続き冷延を続行して0.23mmの最終板厚に仕上げた。
ついで840℃,5分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施した
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板の磁気特性について調べた結果
を第６表に併記する。
を第６表に併記する。
実施例４ C:0.072％、Si:3.33％、Mn:0.065％、P:0.002％、S:
0.001％、Se:0.022％、Sb:0.027％、sol.Al:0.026％、C
u:0.07％、N:0.0092％およびMo:0.011％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製
後、連続鋳造でスラブとした。ついで1430℃,15分間の
高温短時間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚2.0mm
の熱延コイルとした。ついで1.2mmまで冷却し、1150℃,
60sの中間焼鈍後、第７表に示す条件に急冷開始温度か
ら室温まで60℃/sの速度で急冷し、引き続き、4.5kg/mm
2の張力付与下に80℃の熱湯中で５分間のカーバイド析
出処理を行った。その後、冷延圧下率50％でタンデム圧
延したのち、熱風型エージング炉で300℃,2分間の時効
熱処理を施し、引き続き冷延を続行して0.18mmの最終板
厚に仕上げた。
0.001％、Se:0.022％、Sb:0.027％、sol.Al:0.026％、C
u:0.07％、N:0.0092％およびMo:0.011％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる方向性けい素鋼用溶鋼を、溶製
後、連続鋳造でスラブとした。ついで1430℃,15分間の
高温短時間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚2.0mm
の熱延コイルとした。ついで1.2mmまで冷却し、1150℃,
60sの中間焼鈍後、第７表に示す条件に急冷開始温度か
ら室温まで60℃/sの速度で急冷し、引き続き、4.5kg/mm
2の張力付与下に80℃の熱湯中で５分間のカーバイド析
出処理を行った。その後、冷延圧下率50％でタンデム圧
延したのち、熱風型エージング炉で300℃,2分間の時効
熱処理を施し、引き続き冷延を続行して0.18mmの最終板
厚に仕上げた。
ついで840℃,3分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施した
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
のち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1
200℃で最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板の磁気特性について調べた結果
を第７表に併記する。
を第７表に併記する。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、生産性向上のためタンデ
ム圧延を活用した場合であっても磁気特性に優れた方向
性けい素鋼板を安定して製造することができる。
ム圧延を活用した場合であっても磁気特性に優れた方向
性けい素鋼板を安定して製造することができる。
フロントページの続き (72)発明者 菅 孝宏 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (72)発明者 貞頼 捷雄 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平２−80105（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−215925（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−173210（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−115319（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12
Claims (2)
- 【請求項１】インヒビター成分として、sol.Al:0.01〜
0.15wt％,N:0.0030〜0.020wt％,Sb:0.01〜0.04wt％を含
有する方向性けい素鋼素材を、熱間圧延したのち、焼鈍
処理と圧延処理とを組み合わせた１回または２回以上の
冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼鈍後、焼
鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工
程によって方向性けい素鋼板を製造するに際し、 最終冷延をタンデム圧延で行うものとし、この最終冷延
前の焼鈍処理において、950〜1150℃の温度に加熱後、9
00〜1100℃の温度から50℃以下まで20〜100℃/sの速度
で急冷し、ついで0.5kg/mm2以上の張力付与下に50〜150
℃,30s〜30minの熱処理を施したのち、圧下率:35〜70％
の冷間圧延工程と、200〜400℃,10s〜10minの時効処理
工程とを経て、引き続き冷間圧延を施して最終板厚とす
ること、を特徴とする磁気的特性の優れた方向性けい素
鋼板の製造方法。 - 【請求項２】インヒビター成分として、sol.Al:0.01〜
0.15wt％,N:0.0030〜0.020wt％,S及び／又はSe:0.01〜
0.04wt％,Mn:0.05〜0.15wt％,Sb:0.01〜0.04wt％を含有
する方向性けい素鋼素材を、熱間圧延したのち、焼鈍処
理と圧延処理とを組み合わせた１回または２回以上の冷
間圧延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍
分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程
によって方向性けい素鋼板を製造するに際し、 最終冷延をタンデム圧延で行うものとし、この最終冷延
前の焼鈍処理において、950〜1150℃の温度に加熱後、9
00〜1100℃の温度から50℃以下まで20〜100℃/sの速度
で急冷し、ついで0.5kg/mm2以上の張力付与下に50〜150
℃,30s〜30minの熱処理を施したのち、圧下率:35〜70％
の冷間圧延工程と、200〜400℃,10s〜10minの時効処理
工程とを経て、引き続き冷間圧延を施して最終板厚とす
ること、を特徴とする磁気的特性の優れた方向性けい素
鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23723590A JP3160281B2 (ja) | 1990-09-10 | 1990-09-10 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
| DE69123410T DE69123410T2 (de) | 1990-09-10 | 1991-09-09 | Verfahren zum Herstellen von kornorientierten Siliciumstahlblechen mit verbesserten magnetischen Eigenschaften |
| CA002050976A CA2050976C (en) | 1990-09-10 | 1991-09-09 | Method of manufacturing an oriented silicon steel sheet having improved magnetic characteristics |
| EP91308224A EP0475710B1 (en) | 1990-09-10 | 1991-09-09 | Method of manufacturing an oriented silicon steel sheet having improved magnetic characteristics |
| KR1019910015808A KR930009976B1 (ko) | 1990-09-10 | 1991-09-10 | 자기특성이 우수한 방향성 규소 강판의 제조방법 |
| US07/757,179 US5139582A (en) | 1990-09-10 | 1991-09-10 | Method of manufacturing an oriented silicon steel sheet having improved magnetic characeristics |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23723590A JP3160281B2 (ja) | 1990-09-10 | 1990-09-10 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04120216A JPH04120216A (ja) | 1992-04-21 |
| JP3160281B2 true JP3160281B2 (ja) | 2001-04-25 |
Family
ID=17012392
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23723590A Expired - Fee Related JP3160281B2 (ja) | 1990-09-10 | 1990-09-10 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5139582A (ja) |
| EP (1) | EP0475710B1 (ja) |
| JP (1) | JP3160281B2 (ja) |
| KR (1) | KR930009976B1 (ja) |
| CA (1) | CA2050976C (ja) |
| DE (1) | DE69123410T2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022163723A1 (ja) | 2021-01-28 | 2022-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および電磁鋼板製造用圧延設備 |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3275712B2 (ja) * | 1995-10-06 | 2002-04-22 | 日本鋼管株式会社 | 加工性に優れた高珪素鋼板およびその製造方法 |
| US6200395B1 (en) | 1997-11-17 | 2001-03-13 | University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education | Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic |
| US6206983B1 (en) | 1999-05-26 | 2001-03-27 | University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education | Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability |
| KR101039971B1 (ko) * | 2008-10-30 | 2011-06-09 | 현대하이스코 주식회사 | 일반소재 열연강판을 이용한 방향성 전기강판 제조방법 |
| CN102477483B (zh) * | 2010-11-26 | 2013-10-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种磁性能优良的取向硅钢生产方法 |
| CN115916425A (zh) | 2020-06-30 | 2023-04-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
| US20240287659A1 (en) * | 2021-06-30 | 2024-08-29 | Jfe Steel Corporation | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet and rolling mill for producing grain-oriented electrical steel sheet |
| WO2023277170A1 (ja) * | 2021-06-30 | 2023-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法及び方向性電磁鋼板製造用圧延設備 |
| CN113732071B (zh) * | 2021-09-15 | 2023-09-15 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 硅钢冷连轧轧制过程温度获取方法、装置及电子设备 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5113469B2 (ja) * | 1972-10-13 | 1976-04-28 | ||
| JPS5413846B2 (ja) * | 1973-06-18 | 1979-06-02 | ||
| JPS5432412B2 (ja) * | 1973-10-31 | 1979-10-15 | ||
| JPS53129116A (en) * | 1977-04-18 | 1978-11-10 | Nippon Steel Corp | Oriented electromagnetic steel sheet with excellent magnetic characteristic s |
| US4269634A (en) * | 1979-12-04 | 1981-05-26 | Westinghouse Electric Corp. | Loss reduction in oriented iron-base alloys containing sulfur |
| JPS58157917A (ja) * | 1982-03-15 | 1983-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| 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 |
| CA2033059C (en) * | 1989-05-15 | 1998-07-14 | Michiro Komatsubara | Process for producing grain oriented silicon steel sheets having excellent magnetic properties |
| JPH0784615B2 (ja) * | 1990-07-27 | 1995-09-13 | 川崎製鉄株式会社 | 磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-09-10 JP JP23723590A patent/JP3160281B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-09-09 DE DE69123410T patent/DE69123410T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1991-09-09 CA CA002050976A patent/CA2050976C/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-09-09 EP EP91308224A patent/EP0475710B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-09-10 US US07/757,179 patent/US5139582A/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-09-10 KR KR1019910015808A patent/KR930009976B1/ko not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022163723A1 (ja) | 2021-01-28 | 2022-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および電磁鋼板製造用圧延設備 |
| KR20230113784A (ko) | 2021-01-28 | 2023-08-01 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 전기 강판 제조용 압연 설비 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0475710A3 (en) | 1993-04-14 |
| EP0475710A2 (en) | 1992-03-18 |
| CA2050976C (en) | 1996-11-12 |
| KR920006516A (ko) | 1992-04-27 |
| JPH04120216A (ja) | 1992-04-21 |
| CA2050976A1 (en) | 1992-03-11 |
| DE69123410T2 (de) | 1997-04-24 |
| US5139582A (en) | 1992-08-18 |
| KR930009976B1 (ko) | 1993-10-13 |
| EP0475710B1 (en) | 1996-12-04 |
| DE69123410D1 (de) | 1997-01-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5991484B2 (ja) | 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4203238B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR20240035911A (ko) | 방향성 전자 강판의 제조 방법 | |
| JP3160281B2 (ja) | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JP4029523B2 (ja) | 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 | |
| JP2003201517A (ja) | 磁気特性が安定して優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3849146B2 (ja) | 一方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPH0533056A (ja) | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS6242968B2 (ja) | ||
| JP3310004B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH01162725A (ja) | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH075984B2 (ja) | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
| JP7772288B1 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP7652102B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2647323B2 (ja) | 低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP2784661B2 (ja) | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2818290B2 (ja) | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JP2716987B2 (ja) | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2612074B2 (ja) | 磁気特性及び表面性状の優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JP2758543B2 (ja) | 磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS5980727A (ja) | 連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0353022A (ja) | 低鉄損・高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3451652B2 (ja) | 一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080216 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090216 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100216 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |