JPH07116507B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH07116507B2 JPH07116507B2 JP1041661A JP4166189A JPH07116507B2 JP H07116507 B2 JPH07116507 B2 JP H07116507B2 JP 1041661 A JP1041661 A JP 1041661A JP 4166189 A JP4166189 A JP 4166189A JP H07116507 B2 JPH07116507 B2 JP H07116507B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は直送圧延または特定の温度以上での熱片挿入−
圧延による無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
圧延による無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
電磁鋼板の磁気特性を支配する重要な因子として、鋼中
に析出するAlN,MnSなどの量、サイズ、分布形態などが
ある。これらは、最終製品の磁気特性に影響をおよぼす
ことはもちろんであるが、製造過程において鋼板のミク
ロ組織形成に対して重要な役割を果たす。
に析出するAlN,MnSなどの量、サイズ、分布形態などが
ある。これらは、最終製品の磁気特性に影響をおよぼす
ことはもちろんであるが、製造過程において鋼板のミク
ロ組織形成に対して重要な役割を果たす。
方向性珪素鋼板の場合は、こうした析出物は二次再結晶
時のインヒビターとして有効に利用されるが、無方向性
珪素鋼板の場合は、それらを無害化するため、以下の様
な技術が開示されている。
時のインヒビターとして有効に利用されるが、無方向性
珪素鋼板の場合は、それらを無害化するため、以下の様
な技術が開示されている。
1.スラブを低温加熱することによつて、AlNあるいはNnS
の再溶解を抑制する（例えば、特公昭50−35885号）。
の再溶解を抑制する（例えば、特公昭50−35885号）。
2.微細な非金属介在物の析出を伴うS,O量を低減する
（例えば、特公昭56−22931号）。
（例えば、特公昭56−22931号）。
3.Ca,REM添加による硫化物の形態制御方法（例えば、特
公昭58−17248号、特公昭58−17249号）。
公昭58−17248号、特公昭58−17249号）。
4.熱延後の超高温巻取りによる自己焼鈍を利用したAlN
の粗大化（例えば、特公昭57−43132号）。
の粗大化（例えば、特公昭57−43132号）。
しかし、こうした技術の多くは従来のスラブ加熱−熱延
プロセスを前提としたもので、省エネルギー、省プロセ
スの観点から有望と目される直送圧延を考えた場合、Al
NあるいはMnSが熱延過程で鋼中に微細に析出するため、
上記技術のみでは優れた磁気特性を得ることができな
い。
プロセスを前提としたもので、省エネルギー、省プロセ
スの観点から有望と目される直送圧延を考えた場合、Al
NあるいはMnSが熱延過程で鋼中に微細に析出するため、
上記技術のみでは優れた磁気特性を得ることができな
い。
そこで、こうした観点に立ち、直送圧延においてAlN等
の粗大化を図る方法として、特公昭56−18045号、特公
昭56−33451号、特開昭58−123825号のように直送圧延
の途中で軽加熱を行い、AlNの粗大化を図るようにした
技術が提案されている。しかし、こうした技術は、スラ
ブの厚さ方向でAlNの粗大化を不均一にする要因とな
り、特性の均一性が重要である電磁鋼板の製造法として
は、必ずしも十分なものとは言い難い。
の粗大化を図る方法として、特公昭56−18045号、特公
昭56−33451号、特開昭58−123825号のように直送圧延
の途中で軽加熱を行い、AlNの粗大化を図るようにした
技術が提案されている。しかし、こうした技術は、スラ
ブの厚さ方向でAlNの粗大化を不均一にする要因とな
り、特性の均一性が重要である電磁鋼板の製造法として
は、必ずしも十分なものとは言い難い。
本発明はこのような従来の問題に鑑みなされたもので、
直送圧延技術を電磁鋼板の製造プロセスにおいて実現す
るため、従来問題となつていた直送圧延におけるAlN,Mn
Sの析出形態制御を独自の成分設計と処理条件の規定と
により可能ならしめたものであり、直送圧延途中で析出
するAlNおよびMnSを、AlとＳの量を規制することによつ
て磁気特性に問題とならないレベルまで低減させ、さら
に、不可避的に析出する窒化物をBNとして粗大析出させ
ることを骨子とするものである。
直送圧延技術を電磁鋼板の製造プロセスにおいて実現す
るため、従来問題となつていた直送圧延におけるAlN,Mn
Sの析出形態制御を独自の成分設計と処理条件の規定と
により可能ならしめたものであり、直送圧延途中で析出
するAlNおよびMnSを、AlとＳの量を規制することによつ
て磁気特性に問題とならないレベルまで低減させ、さら
に、不可避的に析出する窒化物をBNとして粗大析出させ
ることを骨子とするものである。
すなわち、本願第１の発明は、C:0.01wt％以下、Si:1.0
〜4.0wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、S:0.005wt％未満、Al:0.
002wt％以下、P:0.05wt％以下、N:0.0030wt％以下、残
部Feおよび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、
鋳片表面温度が1000℃を下回らない状態、または鋳片表
面温度が600℃を下回らない温度域から1000℃以上の再
加熱して10分以上均熱した状態のいずれかから熱間圧延
を開始し、仕上温度750〜850℃で圧延を終了した後、65
0℃未満で巻取り、この熱延鋼帯を下記条件（１）また
は（２）を満足する均熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ
（分）で熱延板焼鈍し、 次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延を施した後、800〜1050℃の範囲で連続焼鈍するよ
うにしたものである。
〜4.0wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、S:0.005wt％未満、Al:0.
002wt％以下、P:0.05wt％以下、N:0.0030wt％以下、残
部Feおよび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、
鋳片表面温度が1000℃を下回らない状態、または鋳片表
面温度が600℃を下回らない温度域から1000℃以上の再
加熱して10分以上均熱した状態のいずれかから熱間圧延
を開始し、仕上温度750〜850℃で圧延を終了した後、65
0℃未満で巻取り、この熱延鋼帯を下記条件（１）また
は（２）を満足する均熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ
（分）で熱延板焼鈍し、 次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延を施した後、800〜1050℃の範囲で連続焼鈍するよ
うにしたものである。
また、本願第２の発明は、C:0.01wt％以下、Si:1.0〜4.
0wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、S:0.005wt％未満、Al:0.01wt
％以下、P:0.05wt％以下、N:0.0030wt％以下で、且つＢ
〔wt％〕/N〔wt％〕が0.5〜2.0のＢを含み、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、上記と同
様の条件で処理するようにしたものである。
0wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、S:0.005wt％未満、Al:0.01wt
％以下、P:0.05wt％以下、N:0.0030wt％以下で、且つＢ
〔wt％〕/N〔wt％〕が0.5〜2.0のＢを含み、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、上記と同
様の条件で処理するようにしたものである。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
まず、鋼成分の限定理由について説明する。
C:本発明は熱延板焼鈍時の粗成長性を向上させる狙いか
らＣを0.01wt％以下とする。特に、磁気時効の観点から
は最終的には0.005wt％未満が好ましく、製鋼時の脱ガ
スプロセスで脱炭するか、最終焼鈍時に脱炭を行うもの
とする。
らＣを0.01wt％以下とする。特に、磁気時効の観点から
は最終的には0.005wt％未満が好ましく、製鋼時の脱ガ
スプロセスで脱炭するか、最終焼鈍時に脱炭を行うもの
とする。
Si:本発明では高級電磁鋼板に要求される鉄損値を満足
させるため、1.0wt％以上のSiを添加した鋼を対象とす
る。しかし、Siを多量に添加した場合は製造が困難にな
るばかりでなく、経済的な観点からも汎用性に乏しくな
るため、その上限を4.0wt％とする。
させるため、1.0wt％以上のSiを添加した鋼を対象とす
る。しかし、Siを多量に添加した場合は製造が困難にな
るばかりでなく、経済的な観点からも汎用性に乏しくな
るため、その上限を4.0wt％とする。
Mn:Mnは直送圧延にて電磁鋼板を製造する場合、鋼中Ｓ
をMnSとして析出させることから、そのサイズコントロ
ールという点で非常に重要な元素である。本発明では鋼
中Ｓを十分に析出させるためその下限を0.1wt％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0.5wt％とする。
をMnSとして析出させることから、そのサイズコントロ
ールという点で非常に重要な元素である。本発明では鋼
中Ｓを十分に析出させるためその下限を0.1wt％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0.5wt％とする。
S:Sは直送圧延下でMnSの析出総量を規制する狙いから0.
005wt％未満とする。
005wt％未満とする。
Al:Alは本発明において重要な元素であり、従来の技術
がAlNの析出形態の制御を狙いとしたのに対し、本発明
ではAlを極力低下させ、AlNを磁気特性上問題とならな
いレベルまで低下させることを狙いとしている。このた
めAlは0.002wt％以下の規制される。しかし、後述する
ようなＢを添加する場合には、第１図に示されるように
0.01wt％以下とすることで優れた特性が得られる。
がAlNの析出形態の制御を狙いとしたのに対し、本発明
ではAlを極力低下させ、AlNを磁気特性上問題とならな
いレベルまで低下させることを狙いとしている。このた
めAlは0.002wt％以下の規制される。しかし、後述する
ようなＢを添加する場合には、第１図に示されるように
0.01wt％以下とすることで優れた特性が得られる。
P:Pは低Si電磁鋼板の鉄損を下げる安価で且つ有効な元
素であるが、多量に添加すると硬質となるばかりでな
く、スラブ割れ等の原因となり、このため0.05wt％をそ
の上限とする。
素であるが、多量に添加すると硬質となるばかりでな
く、スラブ割れ等の原因となり、このため0.05wt％をそ
の上限とする。
N:Nは熱延過程で微細なAlNとして析出し、熱延板の粗成
長のみならず、冷圧後の最終焼鈍においても粗成長を阻
害する。本発明はAlNの析出をなるべく抑え、好ましく
は後述するＢの添加によりBNとして析出させるようにす
るものであり、AlN、BNとしての析出量を規制するため
Ｎの上限を0.0030wt％とする。
長のみならず、冷圧後の最終焼鈍においても粗成長を阻
害する。本発明はAlNの析出をなるべく抑え、好ましく
は後述するＢの添加によりBNとして析出させるようにす
るものであり、AlN、BNとしての析出量を規制するため
Ｎの上限を0.0030wt％とする。
B:Bは本発明において最も重要な元素の１つであり、特
に直送圧延時に析出するAlNをAl量を規制することで極
力低減させ、不可避的に含まれるＮをBNとして析出させ
る。第１図は低鉄損値（ΔＷ15/50は通常のHCR材との鉄
損値の差）が得られるB/Nの領域をAl量との関係で調べ
たもので、Al:0.01wt％以下において、B/N:0.5〜2.0の
範囲で通常のHCR材とほぼ同等の低鉄損値が得られてい
る。このため本発明では、ＢをB/N:0.5〜2.0の範囲で添
加する。
に直送圧延時に析出するAlNをAl量を規制することで極
力低減させ、不可避的に含まれるＮをBNとして析出させ
る。第１図は低鉄損値（ΔＷ15/50は通常のHCR材との鉄
損値の差）が得られるB/Nの領域をAl量との関係で調べ
たもので、Al:0.01wt％以下において、B/N:0.5〜2.0の
範囲で通常のHCR材とほぼ同等の低鉄損値が得られてい
る。このため本発明では、ＢをB/N:0.5〜2.0の範囲で添
加する。
本発明では以上のような組成の連続鋳造スラブを直送圧
延するが、この直送圧延の圧延を開始するスラブ温度
（鋳片表面温度、以下同様）を1000℃以上とした。これ
は、圧延開始温度が1000℃未満であると、本発明が規定
する仕上温度および巻取温度を確保することが困難とな
り、熱延時の歪誘起析出および巻取後のBNの成長が不十
分となるためである。また、本発明ではスラブ温度が10
00℃未満となつた場合でもその下限を600℃とし、この6
00℃以上の温度域から1000℃以上に再加熱して圧延を行
うことができ、これによつても所望の特性を得ることが
できる。スラブ温度が600℃未満となると、もはや短時
間の再加熱処理でスラブ中心部まで均一加熱することが
困難となり、従来のようなスラブ加熱が不可避となる。
つまり経済的観点から本発明のメリツトが損われること
になる。なお、スラブを再加熱する際の均熱時間は、10
分以上確保すれば十分な特性が得られるが、均熱時間が
長くなり過ぎることは経済上得策ではなく、このため均
熱時間は40分以下が好ましい。
延するが、この直送圧延の圧延を開始するスラブ温度
（鋳片表面温度、以下同様）を1000℃以上とした。これ
は、圧延開始温度が1000℃未満であると、本発明が規定
する仕上温度および巻取温度を確保することが困難とな
り、熱延時の歪誘起析出および巻取後のBNの成長が不十
分となるためである。また、本発明ではスラブ温度が10
00℃未満となつた場合でもその下限を600℃とし、この6
00℃以上の温度域から1000℃以上に再加熱して圧延を行
うことができ、これによつても所望の特性を得ることが
できる。スラブ温度が600℃未満となると、もはや短時
間の再加熱処理でスラブ中心部まで均一加熱することが
困難となり、従来のようなスラブ加熱が不可避となる。
つまり経済的観点から本発明のメリツトが損われること
になる。なお、スラブを再加熱する際の均熱時間は、10
分以上確保すれば十分な特性が得られるが、均熱時間が
長くなり過ぎることは経済上得策ではなく、このため均
熱時間は40分以下が好ましい。
熱間圧延では、フエライトの細粒化が十分に進行するよ
う、熱延仕上温度を850℃以下とする。また、熱延時の
圧延負荷の観点から仕上温度の下限を750℃とする。ま
た、巻取後の徐冷却で不均一な再結晶が起らないように
するため、熱延巻取温度を650℃未満とする。
う、熱延仕上温度を850℃以下とする。また、熱延時の
圧延負荷の観点から仕上温度の下限を750℃とする。ま
た、巻取後の徐冷却で不均一な再結晶が起らないように
するため、熱延巻取温度を650℃未満とする。
本発明では、熱間圧延後、熱延板焼鈍を行うことを必須
とする。これは1.0以上のSiを含む熱延板組織を冷間圧
延前に十分再結晶させておくことが、磁気特性上好まし
い集合組織の発達をもたらすためである。このような熱
延板焼鈍は、下記条件（１）または（２）を満足する均
熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ（分）で行われる。
とする。これは1.0以上のSiを含む熱延板組織を冷間圧
延前に十分再結晶させておくことが、磁気特性上好まし
い集合組織の発達をもたらすためである。このような熱
延板焼鈍は、下記条件（１）または（２）を満足する均
熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ（分）で行われる。
第２図は熱延板焼鈍において、低鉄損値（ΔＷ15/50は
通常のHCR材との鉄損値の差）が得られる均熱時間およ
び均熱温度の領域を調べたもので、上記の範囲外、すな
わち下限を下回る均熱温度および均熱時間では十分な再
結晶粗成長が進まず、また上限を超える均熱温度および
均熱時間では、再結晶粒の粗大化および加熱雰囲気から
の吸窒により、いずれも磁気特性が劣化する問題があ
り、通常のHCR材並みの鉄損値は得られない。
通常のHCR材との鉄損値の差）が得られる均熱時間およ
び均熱温度の領域を調べたもので、上記の範囲外、すな
わち下限を下回る均熱温度および均熱時間では十分な再
結晶粗成長が進まず、また上限を超える均熱温度および
均熱時間では、再結晶粒の粗大化および加熱雰囲気から
の吸窒により、いずれも磁気特性が劣化する問題があ
り、通常のHCR材並みの鉄損値は得られない。
また、Ｔ＞890℃となると、フエライト粒の異常粒成長
が生じ、冷圧後の表面に粗大粒に起因した凹凸が発生
し、占積率の低下をもたらす。
が生じ、冷圧後の表面に粗大粒に起因した凹凸が発生
し、占積率の低下をもたらす。
なお、均熱時間が長過ぎると、フエライト粒の粗大化の
みならず通常の焼鈍雰囲気では鋼板表面からの窒化が問
題となり、最終焼鈍後の鉄損増大の原因となる。
みならず通常の焼鈍雰囲気では鋼板表面からの窒化が問
題となり、最終焼鈍後の鉄損増大の原因となる。
熱延板焼鈍された熱延鋼帯は常法にしたがい１回若しく
は中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を経て、800〜1
050℃の温度で連続焼鈍される。
は中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を経て、800〜1
050℃の温度で連続焼鈍される。
上記中間焼鈍は通常750〜900℃程度の均熱温度で行わ
れ、この焼鈍方式はコイル状焼鈍、連続焼鈍のいずれで
もよい。
れ、この焼鈍方式はコイル状焼鈍、連続焼鈍のいずれで
もよい。
最終焼鈍は連続焼鈍により行う。その加熱温度は800℃
未満では十分粒成長ができず、一方加熱温度が1050℃を
超えるとフエライト粒が大きくなり過ぎ、逆に鉄損が増
大してしまう。
未満では十分粒成長ができず、一方加熱温度が1050℃を
超えるとフエライト粒が大きくなり過ぎ、逆に鉄損が増
大してしまう。
実施例 1. 第１表に示すNo.1、No.3、No.14の各鋼成分の連続鋳造
スラブを第２表に示す条件で直送熱間圧延（板厚2mm）
した後、熱延板焼鈍した。次いで酸洗、冷間圧延（板厚
0.5mm）した後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を施し
た。得られた鋼板の磁気特性を第２表に併せて示す。
スラブを第２表に示す条件で直送熱間圧延（板厚2mm）
した後、熱延板焼鈍した。次いで酸洗、冷間圧延（板厚
0.5mm）した後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を施し
た。得られた鋼板の磁気特性を第２表に併せて示す。
実施例 2. 第１表に示すNo.14の鋼成分の連続鋳造スラブを、第３
表に示す条件で再加熱・熱間圧延（板厚2.0mm）した
後、熱延板焼鈍した。次いで、酸洗・冷間圧延（板厚0.
5mm）した後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を施し
た。得られた鋼板の磁気特性を第３表に併せて示す。
表に示す条件で再加熱・熱間圧延（板厚2.0mm）した
後、熱延板焼鈍した。次いで、酸洗・冷間圧延（板厚0.
5mm）した後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を施し
た。得られた鋼板の磁気特性を第３表に併せて示す。
実施例 3. 第１表に示す各鋼成分の連続鋳造スラブを加熱炉に装入
することなく、鋳片表面温度が1000℃以上の状態から直
送圧延し、仕上温度780〜820℃の板厚2.0mmに熱延した
後、560〜610℃で巻取り、次いで第４表に示す条件で熱
延板焼鈍を施した。この熱延板を酸洗後、板厚0.5mmま
で冷間圧延した後、第４表に示す温度で連続焼鈍した。
このようにして得られた鋼板の磁気特性を、第４表に併
せて示す。
することなく、鋳片表面温度が1000℃以上の状態から直
送圧延し、仕上温度780〜820℃の板厚2.0mmに熱延した
後、560〜610℃で巻取り、次いで第４表に示す条件で熱
延板焼鈍を施した。この熱延板を酸洗後、板厚0.5mmま
で冷間圧延した後、第４表に示す温度で連続焼鈍した。
このようにして得られた鋼板の磁気特性を、第４表に併
せて示す。
第１図は低鉄損値が得られるB/Nの領域をAl量との関係
で示したものである。第２図は熱延板焼鈍において低鉄
損値が得られる均熱時間および均熱温度の領域を示した
ものである。
で示したものである。第２図は熱延板焼鈍において低鉄
損値が得られる均熱時間および均熱温度の領域を示した
ものである。
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.01wt％以下、Si:1.0〜4.0wt％、Mn:0.
1〜0.5wt％、S:0.005wt％未満、Al:0.002wt％以下、P:
0.05wt％以下、N:0.0030wt％以下、残部Feおよび不可避
的不純物からなる連続鋳造スラブを、鋳片表面温度が10
00℃を下回らない状態、または鋳片表面温度が600℃を
下回らない温度域から100℃以上に再加熱して10分以上
均熱した状態のいずれかから熱間圧延を開始し、仕上温
度750〜850℃で圧延を終了した後、650℃未満で巻取
り、この熱延鋼帯を下記条件（１）または（２）を満足
する均熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ（分）で熱延板
焼鈍し、 次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延を施した後、800〜1050℃の範囲で連続焼鈍するこ
とを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】C:0.01wt％以下、Si:1.0〜4.0wt％、Mn:0.
1〜0.5wt％、S:0.005wt％未満、Al:0.01wt％以下、P:0.
005wt％以下、N:0.0030wt％以下で、且つＢ〔wt％〕/N
〔wt％〕が0.5〜2.0のＢを含み、残部Feおよび不可避的
不純物からなる連続鋳造スラブを、鋳片表面温度が1000
℃を下回らない状態、または鋳片表面温度が600℃を下
回らない温度域から1000℃以上に再加熱して10分以上均
熱した状態のいずれかから熱間圧延を開始し、仕上温度
750〜850℃で圧延を終了した後、650℃未満で巻取り、
この熱延鋼帯を下記条件（１）または（２）を満足する
均熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ（分）で熱延板焼鈍
し、 次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延を施した後、800〜1050℃の範囲で連続焼鈍するこ
とを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
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