JP2525236B2 - 表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
板の製造方法に関する。
板の製造方法に関する。
電磁鋼板の磁気特性を改善する上で、熱延鋼板のミク
ロ組織を制御することの重要性は従来より広く認識され
ている。その技術的狙いは、冷間圧延前に熱延板のフェ
ライト粒を十分なサイズまで再結晶、粒成長させること
にあり、それを具現化するため下記の技術が開示されて
いる。
ロ組織を制御することの重要性は従来より広く認識され
ている。その技術的狙いは、冷間圧延前に熱延板のフェ
ライト粒を十分なサイズまで再結晶、粒成長させること
にあり、それを具現化するため下記の技術が開示されて
いる。
（１） 熱間圧延後高温で巻取りを行い、鋼帯の保有す
る熱で自己焼鈍を行う技術（例えば、特公昭57-43132
号） （２） 熱延鋼帯に再結晶焼鈍を施した後、冷間圧延に
供する技術（例えば、特公昭56-54370号、特開昭59-100
218号） （３） 上記した自己焼鈍あるいは再結晶焼鈍時にフェ
ライトの粒成長を容易にするために、スラブ加熱温度を
低下させて、AlN,MnSの再溶解の抑制ならびにサイズ制
御を行う技術（例えば、特公昭50-35885号、特開昭52-1
09465号） （４） 上記した焼鈍工程での粒成長を歪誘起によって
更に促進させるため、熱延板に軽度の圧延を付加して焼
鈍する技術（例えば、特公昭45-22211号、特開昭63-186
823号） 上記した各種技術の中で、熱延板に軽度の圧延を付加
する技術は、他の技術に比べて余計に圧延工程を経る反
面、熱延板焼鈍時のフェライト粒成長を促進させる方法
としてはより有効である。
る熱で自己焼鈍を行う技術（例えば、特公昭57-43132
号） （２） 熱延鋼帯に再結晶焼鈍を施した後、冷間圧延に
供する技術（例えば、特公昭56-54370号、特開昭59-100
218号） （３） 上記した自己焼鈍あるいは再結晶焼鈍時にフェ
ライトの粒成長を容易にするために、スラブ加熱温度を
低下させて、AlN,MnSの再溶解の抑制ならびにサイズ制
御を行う技術（例えば、特公昭50-35885号、特開昭52-1
09465号） （４） 上記した焼鈍工程での粒成長を歪誘起によって
更に促進させるため、熱延板に軽度の圧延を付加して焼
鈍する技術（例えば、特公昭45-22211号、特開昭63-186
823号） 上記した各種技術の中で、熱延板に軽度の圧延を付加
する技術は、他の技術に比べて余計に圧延工程を経る反
面、熱延板焼鈍時のフェライト粒成長を促進させる方法
としてはより有効である。
しかし、この技術では軽圧延の圧下率が適切に管理さ
れないとコイル位置によってミクロ組織が不均一化する
だけでなく異常粒成長を生じ、これによって冷圧後の鋼
板表面に起伏（リジング）が生ずる場合がある。特に、
製鋼段階で脱炭焼鈍を行った鋼では、母相の粒成長性が
向上しているため、こうした問題が起り易い。
れないとコイル位置によってミクロ組織が不均一化する
だけでなく異常粒成長を生じ、これによって冷圧後の鋼
板表面に起伏（リジング）が生ずる場合がある。特に、
製鋼段階で脱炭焼鈍を行った鋼では、母相の粒成長性が
向上しているため、こうした問題が起り易い。
一方、連続鋳造した高Si鋼では熱間圧延段階でストリ
ーク状のフェライト組織が発達し易く、そのまま冷間圧
延を行うと、十分な磁気特性が得られないばかりか、上
記したようなリジングの発生をもたらす。こうした問題
はSi量の増加に伴って深刻となる。
ーク状のフェライト組織が発達し易く、そのまま冷間圧
延を行うと、十分な磁気特性が得られないばかりか、上
記したようなリジングの発生をもたらす。こうした問題
はSi量の増加に伴って深刻となる。
本発明はこのような従来の問題に鑑み、連続鋳造した
スラブを素材とする高Si鋼においてリジングの発生を防
止するとともに、最終焼鈍後の磁気特性（磁束密度，鉄
損特性）の向上を図ることを狙いとし、熱延条件と軽圧
延およびこれに続く熱延板焼鈍の条件を集合組成制御の
観点から最適化したもので、その大きな特徴は、特定成
分の連続鋳造スラブを特定の巻取条件で熱間圧延した
後、この熱延鋼帯を鋼中のSi＋Al量によって規定される
歪量にて軽圧延し、次いでSi＋Al量で規定される温度で
熱延板焼鈍するようにしたことにある。
スラブを素材とする高Si鋼においてリジングの発生を防
止するとともに、最終焼鈍後の磁気特性（磁束密度，鉄
損特性）の向上を図ることを狙いとし、熱延条件と軽圧
延およびこれに続く熱延板焼鈍の条件を集合組成制御の
観点から最適化したもので、その大きな特徴は、特定成
分の連続鋳造スラブを特定の巻取条件で熱間圧延した
後、この熱延鋼帯を鋼中のSi＋Al量によって規定される
歪量にて軽圧延し、次いでSi＋Al量で規定される温度で
熱延板焼鈍するようにしたことにある。
すなわち本発明は、C:0.005wt％以下、Si:1.0超〜3.5
wt％、Al:0.1〜2.0wt％、Mn:0.1〜1.0wt％、P:0.05wt％
以下、S:0.005wt％以下で、且つ（Si＋Al）≦4.0wt％を
満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造スラ
ブを、熱間圧延後650℃以下で巻取る工程と、該熱延鋼
帯に、圧下率ε（％）が、 exp｛3.13−1.05（Si＋Al）｝≦ε≦exp｛2.1−0.1（Si
＋Al）｝ 但し、Si……Si含有量（wt％） Al……Al含有量（wt％） の範囲の軽圧延を行い、次いで、 50（Si＋Al）＋620≦Ｔ≦50（Si＋Al）＋740 但し、Si……Si含有量（wt％） Al……Al含有量（wt％） を満足する温度Ｔ（℃）で30分〜12時間の熱延板焼鈍を
行う工程と、該鋼帯を冷延後800〜1050℃の温度で連続
焼鈍する工程とからなる表面性状と磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板の製造方法である。
wt％、Al:0.1〜2.0wt％、Mn:0.1〜1.0wt％、P:0.05wt％
以下、S:0.005wt％以下で、且つ（Si＋Al）≦4.0wt％を
満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造スラ
ブを、熱間圧延後650℃以下で巻取る工程と、該熱延鋼
帯に、圧下率ε（％）が、 exp｛3.13−1.05（Si＋Al）｝≦ε≦exp｛2.1−0.1（Si
＋Al）｝ 但し、Si……Si含有量（wt％） Al……Al含有量（wt％） の範囲の軽圧延を行い、次いで、 50（Si＋Al）＋620≦Ｔ≦50（Si＋Al）＋740 但し、Si……Si含有量（wt％） Al……Al含有量（wt％） を満足する温度Ｔ（℃）で30分〜12時間の熱延板焼鈍を
行う工程と、該鋼帯を冷延後800〜1050℃の温度で連続
焼鈍する工程とからなる表面性状と磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板の製造方法である。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明す
る。
る。
まず、鋼成分の限定理由について説明する。
Ｃは、0.005wt％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るため、0.005wt％以下とす
る。
磁気時効上も問題を生じるため、0.005wt％以下とす
る。
Siは、低鉄損化の観点から1.0wt％超をその下限とす
る。すなわちSiが1.0％以下であると固有抵抗の減少に
より鉄損低下が十分でない。一方、Siが3.5wt％を超え
ると冷間圧延性が悪くなり、このような製造技術上の制
約からSiは3.5wt％をその上限とする。
る。すなわちSiが1.0％以下であると固有抵抗の減少に
より鉄損低下が十分でない。一方、Siが3.5wt％を超え
ると冷間圧延性が悪くなり、このような製造技術上の制
約からSiは3.5wt％をその上限とする。
Alは、0.1wt％未満では製鋼段階で残存したＮがAlと
ともに微細に析出するため、最終焼鈍時に良好な粒成長
性が得られず、磁気特性が劣化する。Alが0.1wt％以上
であれば、たとえ残存Ｎが存在したとしても、AlN粒子
が粗大となるため特性の劣化を防ぐことができる。しか
し、Alが2.0wt％を超えると冷延性が悪くなる。このた
めAlは0.1wt％〜2.0wt％の範囲とする。
ともに微細に析出するため、最終焼鈍時に良好な粒成長
性が得られず、磁気特性が劣化する。Alが0.1wt％以上
であれば、たとえ残存Ｎが存在したとしても、AlN粒子
が粗大となるため特性の劣化を防ぐことができる。しか
し、Alが2.0wt％を超えると冷延性が悪くなる。このた
めAlは0.1wt％〜2.0wt％の範囲とする。
また冷延性の観点から（Si＋Al）量は4.0wt％以下に
抑えられる。
抑えられる。
Mn,Sは、MnSの析出状態制御の観点から規定される。
すなわちMnは鋼中ＳをMnSとして析出、粗大化させて磁
気特性に対して無害化するもので、このため0.1wt％を
その下限とする。また、Mnの上限は磁気特性に悪影響を
及ぼさない限界として1.0wt％とする。ＳはMnSの析出総
量を規制するため0.005wt％以下とする。
すなわちMnは鋼中ＳをMnSとして析出、粗大化させて磁
気特性に対して無害化するもので、このため0.1wt％を
その下限とする。また、Mnの上限は磁気特性に悪影響を
及ぼさない限界として1.0wt％とする。ＳはMnSの析出総
量を規制するため0.005wt％以下とする。
Ｐは、鉄損低減に対して有効であるが、高Si鋼におけ
る脆化の問題から、その上限を0.05wt％とする。
る脆化の問題から、その上限を0.05wt％とする。
以上のような組成の連続鋳造スラブは熱間圧延された
後、巻取後の徐冷却で不均一な再結晶が起こらないよ
う、650℃以下の温度で巻取られる。巻取温度が650℃超
では巻取後の徐冷却でコイルの内外周における不均一な
再結晶や冷却歪が生じ、これが熱延板焼鈍において異常
粒成長を生じる一因となる。なお、熱間圧延の仕上温度
は通常の温度である750〜900℃程度でよい。
後、巻取後の徐冷却で不均一な再結晶が起こらないよ
う、650℃以下の温度で巻取られる。巻取温度が650℃超
では巻取後の徐冷却でコイルの内外周における不均一な
再結晶や冷却歪が生じ、これが熱延板焼鈍において異常
粒成長を生じる一因となる。なお、熱間圧延の仕上温度
は通常の温度である750〜900℃程度でよい。
熱延鋼帯は軽圧延された後、熱延板焼鈍される。熱延
鋼帯に軽圧延を施して焼鈍した場合、熱延板組織は歪粒
成長により粗大化すると同時に、磁気特性が向上する。
しかし、歪粒成長によって著しく粗大化した粒は、冷間
圧延時に粗大粒模様とともにオレンジピール状のうねり
粗さを誘発する。第１図は第１表中の鋼−３を用いて、
610℃で巻取った熱延鋼板に、酸洗後０〜９％の範囲で
軽圧延を施して800℃×3hの焼鈍に供した後、冷間圧延
（2.0mmt→0.5mmt）および連続焼鈍（900℃×90sec）を
行った鋼板の鉄損値（Ｗ15／50）と冷圧表面における平
均うねり高さの変化を示したものである。図から明らか
ように、熱延板軽圧下率が１％のとき最もうねり高さが
高くなり、同時に鉄損の著しい低下が認められる。占積
率に悪影響を及ぼすこうしたうねりは、３％以上の軽圧
下でほぼ未軽圧下材に近いレベルとなるが、７％を超え
る軽圧下を施した場合、鉄損が上昇する傾向にある。こ
れは熱延板焼鈍後のフェライト粒が過度の歪導入によっ
て小さくなることによる。本発明ではこうした傾向を踏
まえて、うねり高さが未軽圧下材のレベルに比べて５μ
ｍ未満の増大に抑えられる軽圧下率と、鉄損の増加が認
められる軽圧下率の間を最適軽圧下率の範囲として規定
した。その具体的条件は後述する。
鋼帯に軽圧延を施して焼鈍した場合、熱延板組織は歪粒
成長により粗大化すると同時に、磁気特性が向上する。
しかし、歪粒成長によって著しく粗大化した粒は、冷間
圧延時に粗大粒模様とともにオレンジピール状のうねり
粗さを誘発する。第１図は第１表中の鋼−３を用いて、
610℃で巻取った熱延鋼板に、酸洗後０〜９％の範囲で
軽圧延を施して800℃×3hの焼鈍に供した後、冷間圧延
（2.0mmt→0.5mmt）および連続焼鈍（900℃×90sec）を
行った鋼板の鉄損値（Ｗ15／50）と冷圧表面における平
均うねり高さの変化を示したものである。図から明らか
ように、熱延板軽圧下率が１％のとき最もうねり高さが
高くなり、同時に鉄損の著しい低下が認められる。占積
率に悪影響を及ぼすこうしたうねりは、３％以上の軽圧
下でほぼ未軽圧下材に近いレベルとなるが、７％を超え
る軽圧下を施した場合、鉄損が上昇する傾向にある。こ
れは熱延板焼鈍後のフェライト粒が過度の歪導入によっ
て小さくなることによる。本発明ではこうした傾向を踏
まえて、うねり高さが未軽圧下材のレベルに比べて５μ
ｍ未満の増大に抑えられる軽圧下率と、鉄損の増加が認
められる軽圧下率の間を最適軽圧下率の範囲として規定
した。その具体的条件は後述する。
次に熱延板焼鈍温度の最適条件について、第１表に示
す５種類の鋼について検討した結果を第２図に示す。い
ずれの素材も、３％軽圧延後、各温度において75％Ｈ2
＋Ｎ2（AX）雰囲気中で3h焼鈍し、そのときの熱延板組
織の再結晶の状態および雰囲気ガスからの窒化の程度を
評価したものである。まず、板厚方向で1/3以上の未再
結晶領域が認められる臨界は、Ｔ（℃）＝50（Si＋Al）
＋620である（但し、Si,Alは各成分含有量〔wt％〕、以
下同様）。また、表層下に窒化に伴うAlNの析出層が20
μｍ以上認められる臨界はＴ（℃）＝50（Si＋Al）＋74
0である。箱焼鈍時の窒化抑制に関しては、予め脱スケ
ールを行うのが有効であるが、上記臨界温度以上では窒
化層の存在が最終的な磁気特性に対して無視できなくな
る。したがって本発明における熱延板焼鈍温度は、50
（Si＋Al）＋620≦Ｔ（℃）≦50（Si＋Al）＋740の範囲
に規制する。
す５種類の鋼について検討した結果を第２図に示す。い
ずれの素材も、３％軽圧延後、各温度において75％Ｈ2
＋Ｎ2（AX）雰囲気中で3h焼鈍し、そのときの熱延板組
織の再結晶の状態および雰囲気ガスからの窒化の程度を
評価したものである。まず、板厚方向で1/3以上の未再
結晶領域が認められる臨界は、Ｔ（℃）＝50（Si＋Al）
＋620である（但し、Si,Alは各成分含有量〔wt％〕、以
下同様）。また、表層下に窒化に伴うAlNの析出層が20
μｍ以上認められる臨界はＴ（℃）＝50（Si＋Al）＋74
0である。箱焼鈍時の窒化抑制に関しては、予め脱スケ
ールを行うのが有効であるが、上記臨界温度以上では窒
化層の存在が最終的な磁気特性に対して無視できなくな
る。したがって本発明における熱延板焼鈍温度は、50
（Si＋Al）＋620≦Ｔ（℃）≦50（Si＋Al）＋740の範囲
に規制する。
さて、以上の結果を踏まえて、熱延板軽圧下率の最適
範囲をSi＋Al量で整理した結果を第３図に示す。焼鈍温
度は、（Si＋Al）≦1.5wt％では750℃、2wt％≦（Si＋A
l）≦3wt％では800℃、（Si＋Al）＞3wt％では850℃
で、いずれも３時間均熱したものである。未軽圧下材に
対する冷圧板のうねり高さ増加量（Δｈ）が５μｍ未満
となるのは、圧下率ε（％）≧exp｛3.13−1.05（Si＋A
l）｝であり、鉄損上昇が抑えられる領域は、ε（％）
≦exp｛2.1−0.1（Si＋Al）｝である。したがって本発
明では、熱延板の軽圧下率をexp｛3.13−1.05（Si＋A
l）｝≦ε（％）≦exp｛2.1−0.1（Si＋Al）｝とする。
範囲をSi＋Al量で整理した結果を第３図に示す。焼鈍温
度は、（Si＋Al）≦1.5wt％では750℃、2wt％≦（Si＋A
l）≦3wt％では800℃、（Si＋Al）＞3wt％では850℃
で、いずれも３時間均熱したものである。未軽圧下材に
対する冷圧板のうねり高さ増加量（Δｈ）が５μｍ未満
となるのは、圧下率ε（％）≧exp｛3.13−1.05（Si＋A
l）｝であり、鉄損上昇が抑えられる領域は、ε（％）
≦exp｛2.1−0.1（Si＋Al）｝である。したがって本発
明では、熱延板の軽圧下率をexp｛3.13−1.05（Si＋A
l）｝≦ε（％）≦exp｛2.1−0.1（Si＋Al）｝とする。
第１表に示す鋼について、真空脱ガス処理後、連続鋳
造により220mmtのスラブとした。該スラブを1150℃に加
熱・均熱後、粗圧延、仕上圧延（仕上げ温度820℃）を
行って2.0mmtの熱延板とし、610℃で巻取った。該鋼帯
を酸洗後、圧下率15％以下の範囲で軽圧延し、650〜900
℃の種々の温度で焼鈍した。さらにこの鋼帯を0.5mmtま
で冷圧後、750〜1100℃の範囲で焼鈍した。このように
して得られた鋼帯の表面性状、磁気特性等を具体的な製
造条件とともに第２表に示す。
造により220mmtのスラブとした。該スラブを1150℃に加
熱・均熱後、粗圧延、仕上圧延（仕上げ温度820℃）を
行って2.0mmtの熱延板とし、610℃で巻取った。該鋼帯
を酸洗後、圧下率15％以下の範囲で軽圧延し、650〜900
℃の種々の温度で焼鈍した。さらにこの鋼帯を0.5mmtま
で冷圧後、750〜1100℃の範囲で焼鈍した。このように
して得られた鋼帯の表面性状、磁気特性等を具体的な製
造条件とともに第２表に示す。
第１表に示す鋼No.2と鋼No.4について、真空脱ガス処
理後、連続鋳造により220mmtのスラブとし、このスラブ
を1150℃に加熱・均熱後、粗圧延、仕上圧延（仕上げ温
度820℃）を行って2.0mmtの熱延板とし、第３表に示す
条件で熱延巻取、軽圧延及び熱延板焼鈍を実施した。さ
らに、この鋼帯を0.5mmtまで冷圧後、第３表に示す温度
で焼鈍した。このようにして得られた鋼帯の表面性状、
磁気特性を第３表に併せて示す。
理後、連続鋳造により220mmtのスラブとし、このスラブ
を1150℃に加熱・均熱後、粗圧延、仕上圧延（仕上げ温
度820℃）を行って2.0mmtの熱延板とし、第３表に示す
条件で熱延巻取、軽圧延及び熱延板焼鈍を実施した。さ
らに、この鋼帯を0.5mmtまで冷圧後、第３表に示す温度
で焼鈍した。このようにして得られた鋼帯の表面性状、
磁気特性を第３表に併せて示す。
第１図は熱延板軽圧延の軽圧下率が鉄損値および冷圧板
の表面うねり高さに及ぼす影響を示したものである。第
２図は熱延板焼鈍温度の最適範囲をSi＋Al量との関係で
示したものである。第３図は熱延板軽軽圧下率の最適範
囲をSi＋Al量との関係で示したものである。
の表面うねり高さに及ぼす影響を示したものである。第
２図は熱延板焼鈍温度の最適範囲をSi＋Al量との関係で
示したものである。第３図は熱延板軽軽圧下率の最適範
囲をSi＋Al量との関係で示したものである。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:1.0超〜3.5wt％、A
l:0.1〜2.0wt％、Mn:0.1〜1.0wt％、P:0.05wt％以下、
S:0.005wt％以下で、且つ（Si＋Al）≦4.0wt％を満足
し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造スラブ
を、熱間圧延後650℃以下で巻取る工程と、該熱延鋼帯
に、圧下率ε（％）が、 exp｛3.13−1.05（Si＋Al）｝≦ε≦exp｛2.1−0.1（Si
＋Al）｝ 但し、Si…Si含有量（wt％） Al…Al含有量（wt％） の範囲の軽圧延を行い、次いで、 50（Si＋Al）＋620≦Ｔ≦50（Si＋Al）＋740 但し、Si…Si含有量（wt％） Al…Al含有量（wt％） を満足する温度Ｔ（℃）で30分〜12時間の熱延板焼鈍を
行う工程と、該鋼帯を冷延後800〜1050℃の温度で連続
焼鈍する工程とからなる表面性状と磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1032585A JP2525236B2 (ja) | 1989-02-14 | 1989-02-14 | 表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1032585A JP2525236B2 (ja) | 1989-02-14 | 1989-02-14 | 表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02213418A JPH02213418A (ja) | 1990-08-24 |
| JP2525236B2 true JP2525236B2 (ja) | 1996-08-14 |
Family
ID=12362943
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1032585A Expired - Lifetime JP2525236B2 (ja) | 1989-02-14 | 1989-02-14 | 表面性状と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2525236B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1102670C (zh) * | 1999-06-16 | 2003-03-05 | 住友金属工业株式会社 | 无方向性电磁钢片及其制造方法 |
| CN114737129B (zh) * | 2022-03-02 | 2023-02-28 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种卷绕式电机铁芯用高性能无取向硅钢及其生产方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0832927B2 (ja) * | 1988-06-04 | 1996-03-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-02-14 JP JP1032585A patent/JP2525236B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02213418A (ja) | 1990-08-24 |
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