JPS5842727A - 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPS5842727A JPS5842727A JP56121862A JP12186281A JPS5842727A JP S5842727 A JPS5842727 A JP S5842727A JP 56121862 A JP56121862 A JP 56121862A JP 12186281 A JP12186281 A JP 12186281A JP S5842727 A JPS5842727 A JP S5842727A
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- Japan
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- rolling
- hot
- electrical steel
- silicon steel
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- 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
- C21D8/1222—Hot rolling
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- 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)
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
【発明の詳細な説明】
本発明は鋼板の構成する結晶が(110)(001)方
位を有し、圧延方向に磁化されやすい一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
位を有し、圧延方向に磁化されやすい一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
おシ、最近の電力不足、エネルギー資源の節約から、よ
ル鉄損の良好な一方向性電磁鋼板を供給する必要゛が一
段と強くなってきた。析出分散相として主にMnSを利
用し九一方向性電磁鋼板の製造方法として、特開昭48
−69720号公報記載の方法が。
ル鉄損の良好な一方向性電磁鋼板を供給する必要゛が一
段と強くなってきた。析出分散相として主にMnSを利
用し九一方向性電磁鋼板の製造方法として、特開昭48
−69720号公報記載の方法が。
知られている。この提案されている方法は、熱間圧延工
程に於いて1200℃以下950℃以上の温度にお込F
c30〜200秒保持するという、MnSの析出処理を
行なうことKよシMnSを微細サイズの均−分散並びに
高分布密度で析出させ、最終製品の磁気特性を向上させ
ようというものである。しかしながら、この種のMnS
を析出分散相とする一方向性電磁鋼板に於いて、更に鉄
損を向上させるべく、磁束密度の向上と、磁束密度を維
持し次上での成品マク・口粒径の微細化を図るべく最終
冷延率を50〜80チと大きくとると、MnS単独系で
は冷延率が60チを超えると、2次再結晶が不安定とな
シ磁気特性を劣化するものであり九〇 本発明の主目的は上記の難点を排し、磁気特性、特に鉄
損の向上を図ると共に、成品でのコイル全長にわたって
安定した鉄損特性を得るところにある。この目的はケイ
素鋼索材に、Cuを0.02〜0.2−含有させること
、熱間圧延における仕上出口温度を、熱延板の頭部で9
00〜1050℃、中央部及び尾部で950〜1150
℃に制御すること、最終冷延金50〜80チの圧下率で
行なう、の組合せによシ達成されるものである。
程に於いて1200℃以下950℃以上の温度にお込F
c30〜200秒保持するという、MnSの析出処理を
行なうことKよシMnSを微細サイズの均−分散並びに
高分布密度で析出させ、最終製品の磁気特性を向上させ
ようというものである。しかしながら、この種のMnS
を析出分散相とする一方向性電磁鋼板に於いて、更に鉄
損を向上させるべく、磁束密度の向上と、磁束密度を維
持し次上での成品マク・口粒径の微細化を図るべく最終
冷延率を50〜80チと大きくとると、MnS単独系で
は冷延率が60チを超えると、2次再結晶が不安定とな
シ磁気特性を劣化するものであり九〇 本発明の主目的は上記の難点を排し、磁気特性、特に鉄
損の向上を図ると共に、成品でのコイル全長にわたって
安定した鉄損特性を得るところにある。この目的はケイ
素鋼索材に、Cuを0.02〜0.2−含有させること
、熱間圧延における仕上出口温度を、熱延板の頭部で9
00〜1050℃、中央部及び尾部で950〜1150
℃に制御すること、最終冷延金50〜80チの圧下率で
行なう、の組合せによシ達成されるものである。
次゛に本発明の内容を詳しく説明する。
前述の如く鉄損を向上させる九め忙は、磁束密度の向上
と、磁束密度を維持した上での成品マク四粒径の微細化
が必要である。この為には冷延率を50〜80−と高く
採用することが必要であるが、しかし通常MnS単独系
の材料では最終冷延率を60−以上採ると最終仕上焼鈍
において2次再結晶が不安定となる。これは析出分散相
が弱いことに起因するとの知見に基づき種々検討した結
果、Cuを所定量含有させることにより、50〜801
Gの最終高冷延率、就中60〜8096の高冷延率でも
安定した2次再結晶が得られることを見出したものであ
る。この知見に基づき前掲の特開昭48−69720号
公報記載の熱延条件によシ一方向性電磁鋼板を製造した
結果、大巾な磁性の改善が可能となったものである。
と、磁束密度を維持した上での成品マク四粒径の微細化
が必要である。この為には冷延率を50〜80−と高く
採用することが必要であるが、しかし通常MnS単独系
の材料では最終冷延率を60−以上採ると最終仕上焼鈍
において2次再結晶が不安定となる。これは析出分散相
が弱いことに起因するとの知見に基づき種々検討した結
果、Cuを所定量含有させることにより、50〜801
Gの最終高冷延率、就中60〜8096の高冷延率でも
安定した2次再結晶が得られることを見出したものであ
る。この知見に基づき前掲の特開昭48−69720号
公報記載の熱延条件によシ一方向性電磁鋼板を製造した
結果、大巾な磁性の改善が可能となったものである。
しかし表から上記の熱延条件を採用した場合には、コイ
ル全長における安定性に若干の問題があることが判った
。即ち熱延コイルの長手方向中央部及び尾部は、頭部に
比較して成品マクロ粒径が大きく、且つ磁束密度の低下
傾向を示し)磁性向上代が小さくコイル長手方向で不均
一な磁性値を得た。この原因を調査するために、熱延板
のCu 2S系析出分散相の析出状態を電子顕微鏡観察
し九結果、第1図の3枚の写真に見られる如く、トータ
ルサルファイド析出量は大差ないが、コイル長手方向の
中央部及び尾部は頭部に比較してCu 2 S系析出分
散相の凝集傾向が認められた。
ル全長における安定性に若干の問題があることが判った
。即ち熱延コイルの長手方向中央部及び尾部は、頭部に
比較して成品マクロ粒径が大きく、且つ磁束密度の低下
傾向を示し)磁性向上代が小さくコイル長手方向で不均
一な磁性値を得た。この原因を調査するために、熱延板
のCu 2S系析出分散相の析出状態を電子顕微鏡観察
し九結果、第1図の3枚の写真に見られる如く、トータ
ルサルファイド析出量は大差ないが、コイル長手方向の
中央部及び尾部は頭部に比較してCu 2 S系析出分
散相の凝集傾向が認められた。
そこで1このCu28系析出分散相の析出サイズのコン
トロールについて種々検討した結果熱間圧延の仕上圧延
前の温度をパー全長に亘って1100℃以上にすること
によj) Mn8の析出サイズをコントロールすると共
に、欠配のCts 2 Sの析出コントロールのための
温度を確保し、続く仕上圧延の出口温度を板の頭部で9
00〜1050℃、中央部及び尾部で950〜1150
℃にコントロールするという特徴的な熱延温度ノターン
を採用することにより)熱延板全長に亘りてCu2 S
系析出分散相の析出サイズを均一化することが可能とな
り高位に安定した磁束密度を有する電磁鋼板を歩留良く
製造するととに成功したものである。第2図の3枚の写
真は一頭部、中央部及び尾部のCu Z S系析出分散
相の析出状態を示す電子顕微鏡写真である・ 以下、本発明で限定した諸条件の限定理由について説明
する。
トロールについて種々検討した結果熱間圧延の仕上圧延
前の温度をパー全長に亘って1100℃以上にすること
によj) Mn8の析出サイズをコントロールすると共
に、欠配のCts 2 Sの析出コントロールのための
温度を確保し、続く仕上圧延の出口温度を板の頭部で9
00〜1050℃、中央部及び尾部で950〜1150
℃にコントロールするという特徴的な熱延温度ノターン
を採用することにより)熱延板全長に亘りてCu2 S
系析出分散相の析出サイズを均一化することが可能とな
り高位に安定した磁束密度を有する電磁鋼板を歩留良く
製造するととに成功したものである。第2図の3枚の写
真は一頭部、中央部及び尾部のCu Z S系析出分散
相の析出状態を示す電子顕微鏡写真である・ 以下、本発明で限定した諸条件の限定理由について説明
する。
先づ成分組成について述べると、C量が0.085%を
超えると、磁気特性が劣化すると共に、後の脱C工程で
の脱Cに要する時間が長くなル経済的に不利となるので
、C量の上限を0.085%に限定したO 次にsiは、鉄損低下に有効な元素であるが、2.0%
未満では鉄損低下に対する効果が不十分である。
超えると、磁気特性が劣化すると共に、後の脱C工程で
の脱Cに要する時間が長くなル経済的に不利となるので
、C量の上限を0.085%に限定したO 次にsiは、鉄損低下に有効な元素であるが、2.0%
未満では鉄損低下に対する効果が不十分である。
一方Si量が過大になると冷関圧延時に割れが生じ、冷
延が困難になるので、上限を4.0−に限定した。
延が困難になるので、上限を4.0−に限定した。
Mn5S%Cuは、2次再結晶粒の成長に対して重要な
析出分散相を形成するもので、Km 0.03054未
満、80.010%未満、C110,02’Ik未満テ
ハ、析出分散相としてのMnS % Cu28の絶体量
が不足し2次再結晶の発達が不十分となる。一方Mnと
Sについて、Mnが0.090%超、Sが0.0601
超となると、通常のスラブ加熱温度(1200〜140
0℃)では十分に固溶せず〜適切な析出分散相が得られ
ず、十分な2次再結晶の発達が得られ難い。次にCuの
上限については0.2%が限度でsbこの量よシ多くな
ると、酸洗性、脱C性等の作業性が劣化する。以上の諸
理由によl) Mn 0.030〜0.090’1に−
80,010〜0.060%、Cu O,02〜0.2
%に夫々限定し六。
析出分散相を形成するもので、Km 0.03054未
満、80.010%未満、C110,02’Ik未満テ
ハ、析出分散相としてのMnS % Cu28の絶体量
が不足し2次再結晶の発達が不十分となる。一方Mnと
Sについて、Mnが0.090%超、Sが0.0601
超となると、通常のスラブ加熱温度(1200〜140
0℃)では十分に固溶せず〜適切な析出分散相が得られ
ず、十分な2次再結晶の発達が得られ難い。次にCuの
上限については0.2%が限度でsbこの量よシ多くな
ると、酸洗性、脱C性等の作業性が劣化する。以上の諸
理由によl) Mn 0.030〜0.090’1に−
80,010〜0.060%、Cu O,02〜0.2
%に夫々限定し六。
この様に成分調整された溶鋼は、常法にしたがって、普
通造塊法、連続鋳造法にょ夛スラッとされ通常、120
0℃〜1400℃の温度でスラブ加熱される。
通造塊法、連続鋳造法にょ夛スラッとされ通常、120
0℃〜1400℃の温度でスラブ加熱される。
次に本発明の特徴的な熱延条件について述べる@先づ仕
上入口の温度であるが、1250℃以上であるとサルフ
ァイドの析出不足を招き、2次再結晶を不安定にすると
共に、スラブ加熱時の異常粗大粒が成品まで残存し、安
定した2次再結晶粒が得られない。一方仕上入口温度が
1100℃以下ではプル7アイドの析出凝集によ少析出
分散相のインヒビター効果が激減し、2次再結晶が不安
定となる。
上入口の温度であるが、1250℃以上であるとサルフ
ァイドの析出不足を招き、2次再結晶を不安定にすると
共に、スラブ加熱時の異常粗大粒が成品まで残存し、安
定した2次再結晶粒が得られない。一方仕上入口温度が
1100℃以下ではプル7アイドの析出凝集によ少析出
分散相のインヒビター効果が激減し、2次再結晶が不安
定となる。
次に仕上出口温度については、頭部の温度が1050℃
以上となると、プル7アイドの析出が不足気味となシS
2次再結晶が不安定となる。一方900℃以下となると
Cu 2Sの凝集が起シ問題となる。中央部、尾部は、
950℃以下となると、Cu 2 S系析出分散相の析
出凝集が生じ、析出分散相のインヒビター効果の激減に
よシ、成品マクロ粒度の粗大化及び細粒の発生を招く。
以上となると、プル7アイドの析出が不足気味となシS
2次再結晶が不安定となる。一方900℃以下となると
Cu 2Sの凝集が起シ問題となる。中央部、尾部は、
950℃以下となると、Cu 2 S系析出分散相の析
出凝集が生じ、析出分散相のインヒビター効果の激減に
よシ、成品マクロ粒度の粗大化及び細粒の発生を招く。
一方1150℃以上となるとCu 2 Sの析出不足が
起シ、磁性レベル。
起シ、磁性レベル。
の低下が起ると共に、磁性異常が発生する。以上の理由
によシ本発明では仕上入口温度を1250’に〜110
0℃にして、仕上出口温度を、頭部で900〜1050
℃、(好ましくは950−1000’C)中央部及び尾
部で950〜1150℃(好ましくは1000〜110
0℃)に夫々限定したものである。
によシ本発明では仕上入口温度を1250’に〜110
0℃にして、仕上出口温度を、頭部で900〜1050
℃、(好ましくは950−1000’C)中央部及び尾
部で950〜1150℃(好ましくは1000〜110
0℃)に夫々限定したものである。
第3図は上記の仕上出口の温度コントロール範囲を図示
したものである。上記仕上出口の温度ノターンは、例え
ば、粗圧延、仕上圧延でのデスクコントロール、又はロ
ールDO転!コントロール等によシ得ることが出来る。
したものである。上記仕上出口の温度ノターンは、例え
ば、粗圧延、仕上圧延でのデスクコントロール、又はロ
ールDO転!コントロール等によシ得ることが出来る。
次に冷延段階について述べる。冷却工程は、通常2回法
と称される工程丸部ち1次冷延−中間焼鈍−2次冷延−
説炭焼鈍一最終仕上焼鈍を採用するO 尚不発F!AK於ける成分組成は、Mn1s1cuの規
制を基本とするが−これに更にBnを微量添加すること
によシ、結晶粒の大きさを小さくシ、よル一層銖損値を
低下させることが出来る。添加量は0.10%以下が好
ましい。
と称される工程丸部ち1次冷延−中間焼鈍−2次冷延−
説炭焼鈍一最終仕上焼鈍を採用するO 尚不発F!AK於ける成分組成は、Mn1s1cuの規
制を基本とするが−これに更にBnを微量添加すること
によシ、結晶粒の大きさを小さくシ、よル一層銖損値を
低下させることが出来る。添加量は0.10%以下が好
ましい。
尚又、鋼中P含有量を大巾に低下させることにより、p
系の介在物の減少を計って析出分散相の最適析出分散状
態を得、磁束密度を向上して鉄損値を低下させることが
出来る。そのためには0.01−以下にする仁とが必要
で、0.01%を超えると効果が得がたい。
系の介在物の減少を計って析出分散相の最適析出分散状
態を得、磁束密度を向上して鉄損値を低下させることが
出来る。そのためには0.01−以下にする仁とが必要
で、0.01%を超えると効果が得がたい。
実施例!
溶鋼成分を第1表の様に311類調整し、連続鋳造法に
よシ250■厚のスラブを作ルこれを1200〜140
0℃で加熱し、第1表に示す熱延条件によシ板厚2.5
111の熱延コイルをえた。これらの熱延板を850℃
X 3 minの中間焼鈍をはさむ2回冷延法で2次冷
延を圧下率65%で行ない、0.30111の最終板厚
とし、840℃X 3 mlnの湿水素雰囲気中で脱炭
し、1170℃X 20 hr水素中で仕上焼鈍を行な
い第2表の様な結果を得た。
よシ250■厚のスラブを作ルこれを1200〜140
0℃で加熱し、第1表に示す熱延条件によシ板厚2.5
111の熱延コイルをえた。これらの熱延板を850℃
X 3 minの中間焼鈍をはさむ2回冷延法で2次冷
延を圧下率65%で行ない、0.30111の最終板厚
とし、840℃X 3 mlnの湿水素雰囲気中で脱炭
し、1170℃X 20 hr水素中で仕上焼鈍を行な
い第2表の様な結果を得た。
第1表
(注)熱延条件
a・・・特開昭48−69720号公報記載の方法b・
・・本発明による方法 実施例2 C0,043%、813.14 ’lkSMn 0.0
60 %、80.26%、5otAto、0021%
T−NO,0025%、CuO,18チを含有する溶鋼
に〜8nt−0,08%添加し、連続鋳造法で250%
厚のスラブとした。このスラブを1200〜1400℃
の温度に加熱後、第1表のbに示す熱延条件を採用して
板厚2.5 tlの熱延コイルを得喪、この熱延板を8
50℃X 3 minの中間焼鈍をはさむ2回冷延法で
2次冷延を圧下率65%でおこない、0.3m1mの最
終成品板厚とし、840℃×3m1nの湿水素中で脱炭
し、1170℃X20hr水素中で仕上焼鈍を行ない第
3表の様な結果を得た。
・・本発明による方法 実施例2 C0,043%、813.14 ’lkSMn 0.0
60 %、80.26%、5otAto、0021%
T−NO,0025%、CuO,18チを含有する溶鋼
に〜8nt−0,08%添加し、連続鋳造法で250%
厚のスラブとした。このスラブを1200〜1400℃
の温度に加熱後、第1表のbに示す熱延条件を採用して
板厚2.5 tlの熱延コイルを得喪、この熱延板を8
50℃X 3 minの中間焼鈍をはさむ2回冷延法で
2次冷延を圧下率65%でおこない、0.3m1mの最
終成品板厚とし、840℃×3m1nの湿水素中で脱炭
し、1170℃X20hr水素中で仕上焼鈍を行ない第
3表の様な結果を得た。
実施例3
C0,043%、813.14%、Mn0.06016
、SO,26To、 5otAtO,002%、T、N
O,0025%、CuO,18%を含有する溶鋼中のP
を0.006%に、低下させ、連続鋳造法で25011
1厚のスラブとした。このスラブを1200〜1400
℃で加熱し、第1表にbで示す熱延条件を採用して板厚
2.511110熱延コイルを得た・この熱延板を85
0℃X3m1nの中間焼鈍をはさむ2回冷延法で12次
冷延を65%の圧下率でおこない、0.31111の最
終成品板厚とし、840℃X 3 minの湿水素中で
脱炭し、1170℃X 20 hr水素中で仕上焼鈍を
行ない、第4表の様な結果を得たり
、SO,26To、 5otAtO,002%、T、N
O,0025%、CuO,18%を含有する溶鋼中のP
を0.006%に、低下させ、連続鋳造法で25011
1厚のスラブとした。このスラブを1200〜1400
℃で加熱し、第1表にbで示す熱延条件を採用して板厚
2.511110熱延コイルを得た・この熱延板を85
0℃X3m1nの中間焼鈍をはさむ2回冷延法で12次
冷延を65%の圧下率でおこない、0.31111の最
終成品板厚とし、840℃X 3 minの湿水素中で
脱炭し、1170℃X 20 hr水素中で仕上焼鈍を
行ない、第4表の様な結果を得たり
第1図及び第2図は熱延板の頭部T1中央部M及び尾部
BのCu2S系析出分散相の析出状態を示す電子顕微鏡
写真であシ、第1図は従来法、第2図は本発明方法を示
す。第3図は本発明において採用する仕上出口温度のコ
ントロール範囲を示したものである。 第1図 第2図 阜3圏 τ M 8 本員額を長手匁伺のイ立! 手続補正占(自発) 昭和57年6月28日 特11′1庁長官若杉和夫殿 1、 事件の表示 昭和56年特許願第121862号 2、 イと明の名称 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 3、 ttli +1:、をする各 事件との関係 特許出願人 東京都千代ff+区大手町二丁目6番3号(665)新
「1本製鐵株式會社 代表h 武 1) 豊 4、代理人〒100 東京都千代Il1区丸の内二丁114番り号6、 補正
の対象
BのCu2S系析出分散相の析出状態を示す電子顕微鏡
写真であシ、第1図は従来法、第2図は本発明方法を示
す。第3図は本発明において採用する仕上出口温度のコ
ントロール範囲を示したものである。 第1図 第2図 阜3圏 τ M 8 本員額を長手匁伺のイ立! 手続補正占(自発) 昭和57年6月28日 特11′1庁長官若杉和夫殿 1、 事件の表示 昭和56年特許願第121862号 2、 イと明の名称 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 3、 ttli +1:、をする各 事件との関係 特許出願人 東京都千代ff+区大手町二丁目6番3号(665)新
「1本製鐵株式會社 代表h 武 1) 豊 4、代理人〒100 東京都千代Il1区丸の内二丁114番り号6、 補正
の対象
Claims (3)
- (1) CO,085%以下、Si 2.0〜4.0
116 % Mn 0.030〜0.090チ、80.
010〜0.060−を基本成分とするケイ素鋼素材を
熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を行なう一方向性電磁鋼板
の製造方法において、上記ケイ素鋼素材にCuを0,0
2〜0.21含有させること、熱間圧延工程における仕
上出口温度を、熱延板の頭部で900〜1050℃、中
央部及び尾部で950〜1150℃に制御すると七、最
終冷延を50〜80チの冷延率で行なうことを特徴とす
る低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法。 - (2) ケイ素鋼素材のP含有量を0.010%以下
とする特許請求の範囲第(1)項記載の方法。 - (3)ケイ素鋼素材にS−を0.11以下含有させる特
許請求の範囲第(1)項及び第(2)項記載の方法。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56121862A JPS5948935B2 (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
US06/405,107 US4493739A (en) | 1981-08-05 | 1982-08-04 | Process for producing a grain-oriented electromagnetic steel sheet or strip having a low watt loss and a grain-oriented electromagnetic steel strip having uniform magnetic properties |
FR8213674A FR2511046B1 (fr) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Procede pour la production de tole ou de bande en acier electromagnetique a grain oriente et tole ou bande ainsi obtenue |
DE19823229256 DE3229256A1 (de) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Kornorientiertes elektrostahlblech und verfahren zu seiner herstellung |
BE0/208757A BE894038A (fr) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Toles ou feuillards d'aciers electromagnetiques et leur fabrication |
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