JPH04218647A - 無方向性電磁鋼帯および該電磁鋼帯の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼帯および該電磁鋼帯の製造方法Info
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- JPH04218647A JPH04218647A JP2413601A JP41360190A JPH04218647A JP H04218647 A JPH04218647 A JP H04218647A JP 2413601 A JP2413601 A JP 2413601A JP 41360190 A JP41360190 A JP 41360190A JP H04218647 A JPH04218647 A JP H04218647A
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- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【産業上の利用分野】本発明は、1方向性組織(cub
e texture)(100)[001]、および
、2方向性組織(cube on face t
exture)(100)[0vw]を有し、最終的に
約0.35〜0.65mmの厚さを有する無方向性電磁
鋼帯に関し、また、該電磁鋼帯の製造方法に関する。結
晶学的な組織とは独立に、本明細書においては、「無方
向性電磁鋼帯(non‐oriented elec
trical strip)」と言う表現は、DIN
46400 Part 1 or 4によ
る電磁鋼帯を意味する。 ここで、等方性の減損(loss)は、DIN 46
400 Part 1に規定される最大値を超えな
い。ここでは、「電磁鋼帯(electrical
strip)」と言う表現と、「電磁薄鋼板(elec
trical sheet)」と言う表現とは、同じ
意味で使用される。特に言及しない限り、全ての%は、
重量パーセントを示す。「J2500」は、2500A
/mの磁場の強さにおける磁化を示し、「P1.5」は
、1/5T(テスラ)の磁化で周波数50Hzにおける
鉄損を示す。前記1方向性組織(cube text
ure)の場合、本発明による電磁鋼帯は、縦方向およ
び横方向において、優れた磁気的性質を有する。例えば
、Si(%)+Al(%)=1.8%と言う平均的成分
を有する鋼の場合は、J2500>1.7T、および、
P1.5<3.3W/kgである。その結果、互いに垂
直な2つの方向に磁化される電磁気回路、例えば、小さ
い変圧器、電源ユニット、大きい発電機のステータ・ラ
ミネーション(stator lamination
)等に特に適している。前記2方向性組織(cube
onface texture)の場合、本発明に
よる電磁鋼帯および電磁薄鋼板は、その平面において実
質的に等方的であって、あらゆる方向において良い性質
を有する。例えば、J2500>1.7T、および、P
1.5<3.3W/kgである。したがって、あらゆる
方向に磁化される電磁気回路、例えば、電気モータ、お
よび、発電機に特に適している。
e texture)(100)[001]、および
、2方向性組織(cube on face t
exture)(100)[0vw]を有し、最終的に
約0.35〜0.65mmの厚さを有する無方向性電磁
鋼帯に関し、また、該電磁鋼帯の製造方法に関する。結
晶学的な組織とは独立に、本明細書においては、「無方
向性電磁鋼帯(non‐oriented elec
trical strip)」と言う表現は、DIN
46400 Part 1 or 4によ
る電磁鋼帯を意味する。 ここで、等方性の減損(loss)は、DIN 46
400 Part 1に規定される最大値を超えな
い。ここでは、「電磁鋼帯(electrical
strip)」と言う表現と、「電磁薄鋼板(elec
trical sheet)」と言う表現とは、同じ
意味で使用される。特に言及しない限り、全ての%は、
重量パーセントを示す。「J2500」は、2500A
/mの磁場の強さにおける磁化を示し、「P1.5」は
、1/5T(テスラ)の磁化で周波数50Hzにおける
鉄損を示す。前記1方向性組織(cube text
ure)の場合、本発明による電磁鋼帯は、縦方向およ
び横方向において、優れた磁気的性質を有する。例えば
、Si(%)+Al(%)=1.8%と言う平均的成分
を有する鋼の場合は、J2500>1.7T、および、
P1.5<3.3W/kgである。その結果、互いに垂
直な2つの方向に磁化される電磁気回路、例えば、小さ
い変圧器、電源ユニット、大きい発電機のステータ・ラ
ミネーション(stator lamination
)等に特に適している。前記2方向性組織(cube
onface texture)の場合、本発明に
よる電磁鋼帯および電磁薄鋼板は、その平面において実
質的に等方的であって、あらゆる方向において良い性質
を有する。例えば、J2500>1.7T、および、P
1.5<3.3W/kgである。したがって、あらゆる
方向に磁化される電磁気回路、例えば、電気モータ、お
よび、発電機に特に適している。
【従来の技術】(100)面が電磁薄鋼板の平面内にあ
る1方向性組織(cube texture)を有し
、高い磁化を有する電磁鋼帯を製造するプロセスは知ら
れている。しかしながら、これまでは、その製造の困難
さと高いコストのために、商業的には、広く採用される
には到っていない。ソフトな磁性体として、1方向性組
織(cube texture)を有する電磁鋼帯の
製造については、1950〜1970年の間に、主に、
電気モータおよび変圧器のコア材料として研究された。 ドイツ特許第1923581号によるプロセスにおいて
は、シリコンおよびアルミニウムに関しては通常の成分
を含むが低炭素(<0.005%、好ましくは、<0.
003%)であるスラブから開始して、10mmの厚さ
まで熱間ロール(圧延)され、2回の中間焼鈍を挟む3
回の冷間ロール段階によって0.35mmまで圧延され
る。 これらの中間焼鈍のために、上記のプロセスはコスト高
となる。ドイツ公開公報第1966686号によれば、
さらに、制限された量の硫黄(0.005%、好ましく
は、0.003%)が、5mmの厚さまで熱間ロールさ
れ、1mmの厚さまで冷間ロールされ、ドライなH2中
において900〜1050°Cの間で中間焼鈍され、0
.35mmまで冷間ロールされ、最後に、非酸化雰囲気
中において1000〜1100°Cの間で最終焼鈍され
る。このプロセスによれば、同じ合金組成と同じ厚さと
を有するDIN 46400 Part1 or
4による電磁鋼帯の典型的な性質を超える電磁鋼帯
を商業的に製造することは不可能である。ドイツ特許第
3028147号による珪素鋼帯の冷間圧延のためのプ
ロセスにおいては、冷間圧延によって、かなりの厚さの
減少を達成するために、最終鋼帯における磁気的性質を
変化させることなく、残留応力を減ずるために回復焼鈍
が差し挟まれる。上記のプロセスにおいては、厚さ1.
52〜4.06mmを有する熱間圧延された電磁鋼帯が
、0.51〜1.01mmの中間厚さまで冷間圧延され
、それから、0.152〜0.457mmまで仕上げ冷
間圧延される。明らかに、冷間加工ステップ間の回復焼
鈍なしでは、冷間加工によって90%に及ぶ高い全加工
率を達成することができない。しかしながら、このプロ
セスは、特別の合金に関係するものではなく、以下に幾
つかの例によって明らかにするように、方向性電磁薄鋼
板(ゴス(Goss)組織)についても同様である。良
い磁気的性質が横方向においても達成され得ることにつ
いては何も示されていない。
る1方向性組織(cube texture)を有し
、高い磁化を有する電磁鋼帯を製造するプロセスは知ら
れている。しかしながら、これまでは、その製造の困難
さと高いコストのために、商業的には、広く採用される
には到っていない。ソフトな磁性体として、1方向性組
織(cube texture)を有する電磁鋼帯の
製造については、1950〜1970年の間に、主に、
電気モータおよび変圧器のコア材料として研究された。 ドイツ特許第1923581号によるプロセスにおいて
は、シリコンおよびアルミニウムに関しては通常の成分
を含むが低炭素(<0.005%、好ましくは、<0.
003%)であるスラブから開始して、10mmの厚さ
まで熱間ロール(圧延)され、2回の中間焼鈍を挟む3
回の冷間ロール段階によって0.35mmまで圧延され
る。 これらの中間焼鈍のために、上記のプロセスはコスト高
となる。ドイツ公開公報第1966686号によれば、
さらに、制限された量の硫黄(0.005%、好ましく
は、0.003%)が、5mmの厚さまで熱間ロールさ
れ、1mmの厚さまで冷間ロールされ、ドライなH2中
において900〜1050°Cの間で中間焼鈍され、0
.35mmまで冷間ロールされ、最後に、非酸化雰囲気
中において1000〜1100°Cの間で最終焼鈍され
る。このプロセスによれば、同じ合金組成と同じ厚さと
を有するDIN 46400 Part1 or
4による電磁鋼帯の典型的な性質を超える電磁鋼帯
を商業的に製造することは不可能である。ドイツ特許第
3028147号による珪素鋼帯の冷間圧延のためのプ
ロセスにおいては、冷間圧延によって、かなりの厚さの
減少を達成するために、最終鋼帯における磁気的性質を
変化させることなく、残留応力を減ずるために回復焼鈍
が差し挟まれる。上記のプロセスにおいては、厚さ1.
52〜4.06mmを有する熱間圧延された電磁鋼帯が
、0.51〜1.01mmの中間厚さまで冷間圧延され
、それから、0.152〜0.457mmまで仕上げ冷
間圧延される。明らかに、冷間加工ステップ間の回復焼
鈍なしでは、冷間加工によって90%に及ぶ高い全加工
率を達成することができない。しかしながら、このプロ
セスは、特別の合金に関係するものではなく、以下に幾
つかの例によって明らかにするように、方向性電磁薄鋼
板(ゴス(Goss)組織)についても同様である。良
い磁気的性質が横方向においても達成され得ることにつ
いては何も示されていない。
【発明が解決しようとする課題】本発明は、以下の性質
を有する無方向性電磁鋼帯を提供することを目的とする
ものである。適当な組織組成の形成によって、高い磁化
の値J2500>1.7Tを達成すること、および、同
時に、低い鉄損、例えば、Si(%)+Al(%)=1
.8%と言う平均的成分を有する鋼の場合は、P1.5
<3.3W/kgを得ること。
を有する無方向性電磁鋼帯を提供することを目的とする
ものである。適当な組織組成の形成によって、高い磁化
の値J2500>1.7Tを達成すること、および、同
時に、低い鉄損、例えば、Si(%)+Al(%)=1
.8%と言う平均的成分を有する鋼の場合は、P1.5
<3.3W/kgを得ること。
【課題を解決するための手段】本発明によれば、以下の
組成を有する鋼から作られる、1方向性組織(cube
texture)または2方向性組織(cube
on face texture)を高度の比率
で含み、J2500>1.7Tの磁化を示し、そして、
低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯が提供される。 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 本発明による、以下の組成を有する鋼から作られる、1
方向性組織(cubetexture)または2方向性
組織(cube on face textur
e)を高度の比率で含み、J2500>1.7Tの磁化
、および、低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯の製造方
法においては、 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 鋼スラブが厚さ3.5mmまで熱間圧延され、その後、
熱間圧延された鋼帯は、86%の加工率まで、再結晶化
中間焼鈍なしに冷間圧延され、該冷間圧延された鋼帯は
、焼鈍されることを特徴とするものである。
組成を有する鋼から作られる、1方向性組織(cube
texture)または2方向性組織(cube
on face texture)を高度の比率
で含み、J2500>1.7Tの磁化を示し、そして、
低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯が提供される。 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 本発明による、以下の組成を有する鋼から作られる、1
方向性組織(cubetexture)または2方向性
組織(cube on face textur
e)を高度の比率で含み、J2500>1.7Tの磁化
、および、低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯の製造方
法においては、 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 鋼スラブが厚さ3.5mmまで熱間圧延され、その後、
熱間圧延された鋼帯は、86%の加工率まで、再結晶化
中間焼鈍なしに冷間圧延され、該冷間圧延された鋼帯は
、焼鈍されることを特徴とするものである。
【作用】本発明によれば、以下の組成を有する鋼から作
られる、1方向性組織(cube texture)
または2方向性組織(cube on face
texture)を高度の比率で含み、J2500>
1.7Tの磁化を示し、そして、低い鉄損を有する無方
向性電磁鋼帯が提供される。 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 好適には、0.5≦Si≦4.0%、さらに、より好適
には、0.5≦Si≦2.0%である。ここで、実際の
鋼のα−γ転移の自由度は、本発明によるSi(%)+
2×Al(%)>1.6%、を満足する組成の選択によ
って決定される。さらに、Si(%)+2×Al(%)
>2%を満足することが、より有利である。アルミニウ
ムは、好適には、0.3≦Al≦2.0%である。さら
に、驚くされるべきことに、Mn<0.10%の低いマ
ンガン含有すること、さらに好適には、Mn<0.08
%が、(100)組織の調整のために要求される。もし
、本発明による上記の組成が維持されると、熱間圧延鋼
帯内には、表面近傍部分の領域においては、主に、(1
10)[001]の再結晶化された構造を有し、鋼帯の
内部には、主に、安定した方位(100)[011]お
よび(111)[112]を有し、引き伸ばされた大き
い結晶粒を有するポリゴン化された構造を有する層状の
構造を有する。炭素含有量は、最大0.015%に制限
されることが便利であり、好適には、0.001≦C≦
0.015%である。例えば、アンチモンや錫のような
、脱炭反応を遅らせる粒界活性要素を付加することが、
特に有利であるので、上記の低い炭素含有量を初期炭素
含有量とすることにより、0.002%未満の炭素を含
有する時効劣化しない電磁鋼帯または電磁薄鋼板を得る
ための脱炭焼鈍の間には特に有利である。さらに、最大
0.015%に制限される炭素含有量は、特に、シリコ
ンおよびアルミニウムのSi(%)+2×Al(%)>
2%への調整に関係し、鋼の完全な転移の自由度を保証
する。これは、電磁鋼帯および電磁薄鋼板の要求される
性質を得るために特に有利である。α−γ相転移の限界
を超えると、調整された組織が失われるので、α−γ転
移の自由度は、最終焼鈍のために重要である。また、フ
ェライトの単一相の領域は、熱間圧延中に目的の1方向
性組織(cubetexture)を形成するために必
要であるので、α−γ転移の自由度は、熱間圧延のため
にも重要である。アンチモンや錫のような粒界活性要素
を、全体として、0.005%から0.15%まで(好
適には0.02%から0.04%まで)の範囲で付加す
ることは、最終焼鈍において、望ましくない(111)
組織の成分の結晶粒の成長を抑える。これは、バッチ処
理による焼鈍の炉、または、セミプロセス材の電磁鋼帯
の処理における打抜き加工後の焼鈍のための炉の中で時
間を延長した焼鈍を行う際に、特に有利である。本発明
による、以下の組成を有する鋼から作られる、1方向性
組織(cubetexture)または2方向性組織(
cube on face texture)を
高度の比率で含み、J2500>1.7Tの磁化、およ
び、低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯の製造方法にお
いては、 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 鋼スラブが厚さ3.5mmまで熱間圧延され、その後、
熱間圧延された鋼帯は、86%の加工率まで、再結晶化
中間焼鈍なしに冷間圧延され、該冷間圧延された鋼帯は
、焼鈍されることを特徴とするものである。前述のよう
に、本発明による鋼組成の場合は、α−γ相転移は起こ
らない。もし、α−γ相転移が発生すれば、生成された
組織は失われるので、このことは、非常に重要である。 また、フェライトの単一相の領域は、熱間圧延中に目的
の1方向性組織(cube texture)を形成
するために必要であるので、熱間圧延中においても非常
に重要である。本発明による、最小86%の加工率の、
再結晶化中間焼鈍なしの冷間加工は、初期の再結晶化お
よび通常の結晶粒の成長のかていの間における、1方向
性組織(cube texture)の形成に対して
大いに寄与する。上記のプロセスの好適な形態によれば
、熱間圧延の仕上げ列(final train)に
おける加工率は、もし、スラブ温度が1000〜106
0°Cの範囲にあるならば、最大30%/パスであるこ
とが好都合である。最終圧延温度は、好適には900〜
960°Cである。何故ならば、これにより、前述の相
乗の構造の形成が促進されるからである。上記のプロセ
スの他の好適な形態によれば、冷間圧延の第1の段階は
、180〜300°Cの温度で1.3〜1.9mmの厚
さの鋼帯を形成するまで行われる。炭素含有量が0.0
25%の組合せにおいては、本発明によって、炭素転位
相互作用による動的リダクション・エイジング(dyn
amic reduction ageing)、
封鎖(blockade)または、つなぎ止め(anq
uoring)のすべり可能な転位(slidable
dislocation)、および、それによる他のす
べり機構の活性化または非等質的な変形(すべり帯(s
hearing bands))が達成される。これ
らは、横方向における磁化の増加に寄与する。本発明に
よるプロセスの更に他の形態によれば、2方向性組織(
cube on face texture)を
有する電磁鋼帯の平面における磁気的性質の等方性が改
善され得る。この改善は、依然として最終厚さの1.1
2から1.2倍の鋼帯厚さを以て冷間圧延された鋼帯が
、(特に、400〜500°Cで1〜10時間)非再結
晶化回復焼鈍され、さらに、冷間圧延され、焼鈍される
ことによるものである。結果として得られる鋼帯は、特
に、回転機に適している。フルプロセス材の鋼帯を製造
するためには、最終厚さまで冷間圧延された鋼帯が、必
要ならば、連続炉中で予備脱炭焼鈍され、それから、同
じ炉の中で900〜1100°Cの温度の中で最終焼鈍
される。最終焼鈍温度は、900°C以下であってはな
らない。何故ならば、そうでなければ、結晶粒のサイズ
が、低い鉄損を実現する程大きくならないからである。 セミプロセス材の鋼帯を製造するためには、冷間圧延さ
れた鋼帯に対しては、バッチ焼鈍炉において、水素雰囲
気中で600〜900°Cにて、または、連続炉におい
て750〜900°Cにて5分未満の間、再結晶を伴う
焼鈍がなされる。バッチ焼鈍の場合、鋼帯は、lave
lされるか、または、7%未満の加工率を以てスキンパ
スロールされる。結果として得られる鋼帯(それは未だ
最終焼鈍されていないが)からは、通常のやり方で、例
えば、DIN 46400 Part 4による
方法でラミネーションが生成され、焼鈍される。しかし
ながら、特に良い磁気的性質を得るためには、ラミネー
ション焼鈍(lamination anneali
ng)の温度および継続時間が増加されねばならない。 例えば、粒界活性要素を有する組成の鋼の場合、950
°Cで15時間となる。
られる、1方向性組織(cube texture)
または2方向性組織(cube on face
texture)を高度の比率で含み、J2500>
1.7Tの磁化を示し、そして、低い鉄損を有する無方
向性電磁鋼帯が提供される。 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 好適には、0.5≦Si≦4.0%、さらに、より好適
には、0.5≦Si≦2.0%である。ここで、実際の
鋼のα−γ転移の自由度は、本発明によるSi(%)+
2×Al(%)>1.6%、を満足する組成の選択によ
って決定される。さらに、Si(%)+2×Al(%)
>2%を満足することが、より有利である。アルミニウ
ムは、好適には、0.3≦Al≦2.0%である。さら
に、驚くされるべきことに、Mn<0.10%の低いマ
ンガン含有すること、さらに好適には、Mn<0.08
%が、(100)組織の調整のために要求される。もし
、本発明による上記の組成が維持されると、熱間圧延鋼
帯内には、表面近傍部分の領域においては、主に、(1
10)[001]の再結晶化された構造を有し、鋼帯の
内部には、主に、安定した方位(100)[011]お
よび(111)[112]を有し、引き伸ばされた大き
い結晶粒を有するポリゴン化された構造を有する層状の
構造を有する。炭素含有量は、最大0.015%に制限
されることが便利であり、好適には、0.001≦C≦
0.015%である。例えば、アンチモンや錫のような
、脱炭反応を遅らせる粒界活性要素を付加することが、
特に有利であるので、上記の低い炭素含有量を初期炭素
含有量とすることにより、0.002%未満の炭素を含
有する時効劣化しない電磁鋼帯または電磁薄鋼板を得る
ための脱炭焼鈍の間には特に有利である。さらに、最大
0.015%に制限される炭素含有量は、特に、シリコ
ンおよびアルミニウムのSi(%)+2×Al(%)>
2%への調整に関係し、鋼の完全な転移の自由度を保証
する。これは、電磁鋼帯および電磁薄鋼板の要求される
性質を得るために特に有利である。α−γ相転移の限界
を超えると、調整された組織が失われるので、α−γ転
移の自由度は、最終焼鈍のために重要である。また、フ
ェライトの単一相の領域は、熱間圧延中に目的の1方向
性組織(cubetexture)を形成するために必
要であるので、α−γ転移の自由度は、熱間圧延のため
にも重要である。アンチモンや錫のような粒界活性要素
を、全体として、0.005%から0.15%まで(好
適には0.02%から0.04%まで)の範囲で付加す
ることは、最終焼鈍において、望ましくない(111)
組織の成分の結晶粒の成長を抑える。これは、バッチ処
理による焼鈍の炉、または、セミプロセス材の電磁鋼帯
の処理における打抜き加工後の焼鈍のための炉の中で時
間を延長した焼鈍を行う際に、特に有利である。本発明
による、以下の組成を有する鋼から作られる、1方向性
組織(cubetexture)または2方向性組織(
cube on face texture)を
高度の比率で含み、J2500>1.7Tの磁化、およ
び、低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯の製造方法にお
いては、 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、不可避の不純物。 鋼スラブが厚さ3.5mmまで熱間圧延され、その後、
熱間圧延された鋼帯は、86%の加工率まで、再結晶化
中間焼鈍なしに冷間圧延され、該冷間圧延された鋼帯は
、焼鈍されることを特徴とするものである。前述のよう
に、本発明による鋼組成の場合は、α−γ相転移は起こ
らない。もし、α−γ相転移が発生すれば、生成された
組織は失われるので、このことは、非常に重要である。 また、フェライトの単一相の領域は、熱間圧延中に目的
の1方向性組織(cube texture)を形成
するために必要であるので、熱間圧延中においても非常
に重要である。本発明による、最小86%の加工率の、
再結晶化中間焼鈍なしの冷間加工は、初期の再結晶化お
よび通常の結晶粒の成長のかていの間における、1方向
性組織(cube texture)の形成に対して
大いに寄与する。上記のプロセスの好適な形態によれば
、熱間圧延の仕上げ列(final train)に
おける加工率は、もし、スラブ温度が1000〜106
0°Cの範囲にあるならば、最大30%/パスであるこ
とが好都合である。最終圧延温度は、好適には900〜
960°Cである。何故ならば、これにより、前述の相
乗の構造の形成が促進されるからである。上記のプロセ
スの他の好適な形態によれば、冷間圧延の第1の段階は
、180〜300°Cの温度で1.3〜1.9mmの厚
さの鋼帯を形成するまで行われる。炭素含有量が0.0
25%の組合せにおいては、本発明によって、炭素転位
相互作用による動的リダクション・エイジング(dyn
amic reduction ageing)、
封鎖(blockade)または、つなぎ止め(anq
uoring)のすべり可能な転位(slidable
dislocation)、および、それによる他のす
べり機構の活性化または非等質的な変形(すべり帯(s
hearing bands))が達成される。これ
らは、横方向における磁化の増加に寄与する。本発明に
よるプロセスの更に他の形態によれば、2方向性組織(
cube on face texture)を
有する電磁鋼帯の平面における磁気的性質の等方性が改
善され得る。この改善は、依然として最終厚さの1.1
2から1.2倍の鋼帯厚さを以て冷間圧延された鋼帯が
、(特に、400〜500°Cで1〜10時間)非再結
晶化回復焼鈍され、さらに、冷間圧延され、焼鈍される
ことによるものである。結果として得られる鋼帯は、特
に、回転機に適している。フルプロセス材の鋼帯を製造
するためには、最終厚さまで冷間圧延された鋼帯が、必
要ならば、連続炉中で予備脱炭焼鈍され、それから、同
じ炉の中で900〜1100°Cの温度の中で最終焼鈍
される。最終焼鈍温度は、900°C以下であってはな
らない。何故ならば、そうでなければ、結晶粒のサイズ
が、低い鉄損を実現する程大きくならないからである。 セミプロセス材の鋼帯を製造するためには、冷間圧延さ
れた鋼帯に対しては、バッチ焼鈍炉において、水素雰囲
気中で600〜900°Cにて、または、連続炉におい
て750〜900°Cにて5分未満の間、再結晶を伴う
焼鈍がなされる。バッチ焼鈍の場合、鋼帯は、lave
lされるか、または、7%未満の加工率を以てスキンパ
スロールされる。結果として得られる鋼帯(それは未だ
最終焼鈍されていないが)からは、通常のやり方で、例
えば、DIN 46400 Part 4による
方法でラミネーションが生成され、焼鈍される。しかし
ながら、特に良い磁気的性質を得るためには、ラミネー
ション焼鈍(lamination anneali
ng)の温度および継続時間が増加されねばならない。 例えば、粒界活性要素を有する組成の鋼の場合、950
°Cで15時間となる。
【実施例】第1の実施例
表1に示されるように、それぞれ異なる組成と厚さを有
する8つの熱間圧延された鋼帯から処理が開始される。 これらは、0.5mmまで冷間圧延され、それから、8
40°Cにて脱炭され、950°Cで1時間焼鈍される
。
する8つの熱間圧延された鋼帯から処理が開始される。 これらは、0.5mmまで冷間圧延され、それから、8
40°Cにて脱炭され、950°Cで1時間焼鈍される
。
【表1】
磁気的な結果は、表2に示される通りである。表2にお
いて、P1.5mixedとあるのは、鋼帯が、圧延方
向に対して縦方向に50%、横方向に50%せん断加工
されたものであることを示すものである。また、lon
g.およびtrans.とあるのは、それぞれ、縦方向
、および、横方向を示すものである。
いて、P1.5mixedとあるのは、鋼帯が、圧延方
向に対して縦方向に50%、横方向に50%せん断加工
されたものであることを示すものである。また、lon
g.およびtrans.とあるのは、それぞれ、縦方向
、および、横方向を示すものである。
【表2】
表2において、鋼帯B,C,および、Dは、表2にco
mparisonとあるように、比較のために示したも
ので、本発明によるものではない。鋼帯BおよびCのシ
リコンおよびアルミニウムの成分は、前記の関係 S
i(%)+2×Al(%)>1.6%は満たさない。鋼
帯CおよびDは、余りに多いマンガンを含有している。 第2の実施例 表1に示される熱間圧延された鋼帯AおよびEは、次の
3つの変形に従って圧延される。 a)厚さ0.5mmまでの冷間圧延。 b)熱間圧延された鋼帯の230°Cでの予熱、および
、同じ温度で1.5mmまでの冷間圧延。尚、この後で
0.5mmの最終厚さまで仕上げ圧延される。 c)上記のb)に加えて、480°Cで4時間の回復焼
鈍を、中間厚さ0.58mmにて行う。 それから、上記の鋼帯は、1050°Cで1分間脱炭さ
れ(表3の熱間圧延された鋼帯E)、950°Cで1時
間焼鈍される(表4の熱間圧延された鋼帯A)。尚、表
3においても、鋼帯は、圧延方向に対して縦方向に50
%、横方向に50%せん断加工されたものである。
mparisonとあるように、比較のために示したも
ので、本発明によるものではない。鋼帯BおよびCのシ
リコンおよびアルミニウムの成分は、前記の関係 S
i(%)+2×Al(%)>1.6%は満たさない。鋼
帯CおよびDは、余りに多いマンガンを含有している。 第2の実施例 表1に示される熱間圧延された鋼帯AおよびEは、次の
3つの変形に従って圧延される。 a)厚さ0.5mmまでの冷間圧延。 b)熱間圧延された鋼帯の230°Cでの予熱、および
、同じ温度で1.5mmまでの冷間圧延。尚、この後で
0.5mmの最終厚さまで仕上げ圧延される。 c)上記のb)に加えて、480°Cで4時間の回復焼
鈍を、中間厚さ0.58mmにて行う。 それから、上記の鋼帯は、1050°Cで1分間脱炭さ
れ(表3の熱間圧延された鋼帯E)、950°Cで1時
間焼鈍される(表4の熱間圧延された鋼帯A)。尚、表
3においても、鋼帯は、圧延方向に対して縦方向に50
%、横方向に50%せん断加工されたものである。
【表3】
【表4】
表3の簡素な焼鈍の変形(b)は、磁化の点で幾らかの
改善をもたらす。この点は、表4の時間を延長した焼鈍
の後では一層明らかになるであろう。縦方向(0°)お
よび横方向(90°)において実質的に等しい値を有す
ることは、特に、1方向性組織(cube text
ure)の方向を有する結晶粒が高い比率で存在するこ
とを示す。鋼帯の平面における磁化の著しい等方性は、
変形(c)によって得られる。 第3の実施例 表1に示される熱間圧延された鋼帯EおよびF3は、2
30°Cで予熱され、その後、同じ温度で1.5mmま
で冷間圧延される。そして、0.5mmまで冷間圧延さ
れる。840°Cにて脱炭された後、焼鈍は、次の3つ
の変形に従って行われる。 a)1050°Cで1分間。 b)950°Cで1時間。 c)950°Cで15時間。 変形a)は、最終焼鈍される電磁鋼帯の製造のために要
求される。そして、変形b)およびc)は、セミプロセ
ス材のラミネーション焼鈍を示すものである。。
改善をもたらす。この点は、表4の時間を延長した焼鈍
の後では一層明らかになるであろう。縦方向(0°)お
よび横方向(90°)において実質的に等しい値を有す
ることは、特に、1方向性組織(cube text
ure)の方向を有する結晶粒が高い比率で存在するこ
とを示す。鋼帯の平面における磁化の著しい等方性は、
変形(c)によって得られる。 第3の実施例 表1に示される熱間圧延された鋼帯EおよびF3は、2
30°Cで予熱され、その後、同じ温度で1.5mmま
で冷間圧延される。そして、0.5mmまで冷間圧延さ
れる。840°Cにて脱炭された後、焼鈍は、次の3つ
の変形に従って行われる。 a)1050°Cで1分間。 b)950°Cで1時間。 c)950°Cで15時間。 変形a)は、最終焼鈍される電磁鋼帯の製造のために要
求される。そして、変形b)およびc)は、セミプロセ
ス材のラミネーション焼鈍を示すものである。。
【表5】
表5は、磁気的な結果に関して、上記の焼鈍の変形の効
果を示すものである。。表5においても、鋼帯は、圧延
方向に対して縦方向に50%、横方向に50%せん断加
工されたものである。変形c)に示されるように、アン
チモンを付加して熱間圧延された鋼帯F3においては、
アンチモンを付加しない熱間圧延された鋼帯Eにおける
よりも明らかに高い磁化が得られている。 第4の実施例 第4の実施例の熱間圧延前の溶解の組成は表6に示され
ている。
果を示すものである。。表5においても、鋼帯は、圧延
方向に対して縦方向に50%、横方向に50%せん断加
工されたものである。変形c)に示されるように、アン
チモンを付加して熱間圧延された鋼帯F3においては、
アンチモンを付加しない熱間圧延された鋼帯Eにおける
よりも明らかに高い磁化が得られている。 第4の実施例 第4の実施例の熱間圧延前の溶解の組成は表6に示され
ている。
【表6】
熱間圧延された鋼帯の鋼帯厚さ4.8mmまでへの仕上
げ圧延は、以下の2つの異なる最終圧延温度にて行われ
る。 a)最終圧延温度:920°C。 b)最終圧延温度:850°C。 それから、上記の熱間圧延された鋼帯は、最終厚さ0.
5mmにまで等しく冷間圧延され、脱炭され、950°
Cで1時間焼鈍される。結果は、表7に示される。表7
においても、鋼帯は、圧延方向に対して縦方向に50%
、横方向に50%せん断加工されたものである。
げ圧延は、以下の2つの異なる最終圧延温度にて行われ
る。 a)最終圧延温度:920°C。 b)最終圧延温度:850°C。 それから、上記の熱間圧延された鋼帯は、最終厚さ0.
5mmにまで等しく冷間圧延され、脱炭され、950°
Cで1時間焼鈍される。結果は、表7に示される。表7
においても、鋼帯は、圧延方向に対して縦方向に50%
、横方向に50%せん断加工されたものである。
【表7】
変形a)の最終圧延温度は、好適には、900〜960
°Cの間にあることが望ましく、これにより、かなり高
い磁化が得られる。
°Cの間にあることが望ましく、これにより、かなり高
い磁化が得られる。
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
適当な組織組成の形成によって、高い磁化の値J250
0>1.7Tを達成し、同時に、低い鉄損を実現する無
方向性電磁鋼帯が得られる。
適当な組織組成の形成によって、高い磁化の値J250
0>1.7Tを達成し、同時に、低い鉄損を実現する無
方向性電磁鋼帯が得られる。
Claims (18)
- 【請求項1】 C≦0.025%、 Mn<0.10%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、および、不可避の不純物
を含む組成を有する鋼から作られ、1方向性組織(cu
be texture)または2方向性組織(cub
eon face texture)を高い比率で
含み、J2500>1.7Tの磁化を実現し、鉄損が低
いことを特徴とする無方向性電磁鋼帯。 - 【請求項2】 前記鋼の組成は、0.5≦Si≦4.
0%を満足する請求項1記載の無方向性電磁鋼帯。 - 【請求項3】 前記鋼の組成は、0.5≦Si≦2.
0%を満足する請求項1記載の無方向性電磁鋼帯。 - 【請求項4】 前記鋼の組成は、0.3≦Al≦2.
0%を満足する請求項1記載の無方向性電磁鋼帯。 - 【請求項5】 前記鋼の組成は、Si(%)+2×A
l(%)>2%を満足するを満足する請求項1記載の無
方向性電磁鋼帯。 - 【請求項6】 前記鋼の組成は、Mn<0.08%を
満足する請求項1〜5の何れかに記載の無方向性電磁鋼
帯。 - 【請求項7】 前記鋼の組成は、C≦0.015%を
満足する請求項5記載の無方向性電磁鋼帯。 - 【請求項8】 前記鋼の組成は、0.001≦C≦0
.015%を満足する請求項1記載の無方向性電磁鋼帯
。 - 【請求項9】 前記鋼の組成は、錫またはアンチモン
の両方または何れか一方を合計0.005〜0.15%
含む請求項1〜8の何れかに記載の無方向性電磁鋼帯。 - 【請求項10】 C≦0.025%、Mn<0.10
%、 0.1≦Si≦4.4%、 0.1≦Al≦4.4%、であって、且つ、Si(%)
+2×Al(%)>1.6%、および、Si(%)+A
l(%)<4.5%、残部鉄、および、不可避の不純物
を含む組成を有する鋼から作られ、1方向性組織(cu
be texture)または2方向性組織(cub
e on face texture)を高度の
比率で含み、J2500>1.7Tの磁化を実現し、お
よび、低い鉄損を有する無方向性電磁鋼帯を製造する方
法において、鋼スラブが厚さ3.5mmまで熱間圧延さ
れ、その後、熱間圧延された鋼帯は、86%の加工率ま
で、再結晶化中間焼鈍なしに冷間圧延され、該冷間圧延
された鋼帯は、焼鈍されることを特徴とするものである
方法。 - 【請求項11】 仕上げ列(final trai
n)における熱間圧延において、スラブ温度が1000
〜1060°Cの範囲にあるならば、最大30%/パス
である請求項10記載の方法。 - 【請求項12】 前記熱間圧延は、最終圧延温度90
0〜960°Cを以て行われる請求項10または11の
何れかに記載の方法。 - 【請求項13】 1.3〜1.9mmの厚さの鋼帯を
形成するまでの冷間圧延の間は、前記鋼帯の温度は、1
80〜300°Cに維持される請求項10〜12の何れ
かに記載の方法。 - 【請求項14】 前記冷間圧延された鋼帯が、依然と
して最終厚さの1.12から1.20倍の鋼帯厚さを有
するときに、さらに、冷間圧延されて最終厚さが得られ
る前に非再結晶化回復焼鈍される請求項10〜13の何
れかに記載の方法。 - 【請求項15】 前記焼鈍は、400〜500°Cで
1〜10時間行われる請求項14記載の方法。 - 【請求項16】 最終厚さまで圧延された鋼帯は、必
要ならば、連続炉中で予備脱炭焼鈍され、それから、9
00〜1100°Cの温度の中で最終焼鈍される請求項
10〜15の何れかに記載の方法。 - 【請求項17】 前記冷間圧延された鋼帯は、バッチ
焼鈍炉において、水素雰囲気中で、再結晶を伴う焼鈍が
なされ、それから、該鋼帯は、lavelされるか、ま
たは、7%未満の加工率を以てスキンパスロールされる
請求項10〜15の何れかに記載の方法。 - 【請求項18】 前記冷間圧延された鋼帯は、連続炉
において750〜900°Cにて5分未満の間、再結晶
を伴う焼鈍がなされる請求項10〜15の何れかに記載
の方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DD21D/3352907 | 1989-12-06 | ||
DD89335290A DD299102A7 (de) | 1989-12-06 | 1989-12-06 | Verfahren zur herstellung von nichtorientiertem elektroblech |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04218647A true JPH04218647A (ja) | 1992-08-10 |
Family
ID=5614418
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2413601A Pending JPH04218647A (ja) | 1989-12-06 | 1990-12-06 | 無方向性電磁鋼帯および該電磁鋼帯の製造方法 |
Country Status (11)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5258080A (ja) |
EP (1) | EP0431502B1 (ja) |
JP (1) | JPH04218647A (ja) |
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