• 专利附录
  • 专利说明
  • 权利要求
  • 类似技术
  • 同族专利
  • 引用文献
  • 法律状态
  • 优先权
    • 专利摘要:

    公开号:WO1991016462A1
    申请号:PCT/JP1991/000493
    申请日:1991-04-15
    公开日:1991-10-31
    发明作者:Yasunari Yoshitomi；Takehide Senuma
    申请人:Nippon Steel Corporation；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    [0001] 明 細 書 磁気特性の優れた一方向性電磁鑭板の製造方法 〔技術分野〕
    [0002] 本発明は、 ト ラ ンス等の鉄心として使用される磁気特性の 優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
    [0003] 〔背景技術〕
    [0004] 一方向性電磁鐧板は、 主に ト ラ ンスその他の電気機器の鉄 心材料と して使用されており、 励磁特性、 鉄損特性等の磁気 特性に優れていることが要求される。 励磁特性を表す数値と しては、 磁場の強さ 800 A / mにおける磁束密度 B 8 が通常 使用される。 また、 鉄損特性を表す数値としては、 周波数 50 Hzで 1. 7テスラ一 （T ) まで磁化したときの 1 kg当りの鉄損 W , 7 / 5。 を使用している。 磁束密度は、 鉄損特性の最大支配 因子であり、 一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が 良好になる。 なお、 一般的に磁束密度を高くすると二次再結 晶粒が大きくなり、 鉄損特性が不良となる場合がある。 これ に対しては、 磁区制御により、 二次再結晶粒の粒径に拘らず、 鉄損特性を改善することができる。
    [0005] この一方向性電磁鑭板は、 最終仕上焼鈍工程で二次再結晶 を起こさせ、 鑭板面に { 110} 、 圧延方向に < 001 >軸をも つたいわゆるゴス組織を発達させることにより、 製造されて いる。 良好な磁気特性を得るためには、 磁化容易軸である く 001 >を圧延方向に高度に揃えることが必要である。
    [0006] このような高磁束密度一方向性電磁鑭板の製造技術として 代表的なものに田口悟等による特公昭 40- 15644号公報及び今 中拓一等による特公昭 51- 13469号公報記載の方法がある。 前 者においては MnS及び A £ N を後者では MnS , MnSe , S b 等 を主なィ ンヒ ビターとして用いている。 従って現在の技術に おいてはこれらィ ンヒ ビターとして機能する析出物の大きさ、 形態及び分散状態を適正制御することが不可欠である。 MnS に関して言えば、 現在の工程では熱延前のスラブ加熱時に
    [0007] MnSをいつたん完全固溶させた後、 熱延時に析出する方法が とられている。 二次再結晶に必要な量の MnSを完全固溶する ためには 1400で程度の温度が必要である。 これは普通鑭のス ラブ加熱温度に比べて 200 以上も高く、 この高温スラブ加 熱処理には以下に述べるような不利な点がある。
    [0008] 1 ) 方向性電磁鑭専用の高温スラブ加熱炉が必要。
    [0009] 2 ) 加熱炉のエネルギー原単位が高い。
    [0010] 3 ) 溶融スケール量が増大し、 いわゆるノ ロかき出し等にみ られるように操業上の悪影響が大きい。
    [0011] このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を普 通鑭並みに下げればよいわけであるが、 このことは同時にィ ンヒ ビターとして有効な MnSの量を少なくするかあるいはま つたく用いないことを意味し、 必然的に二次再結晶の不安定 化をもたらす。 このため低温スラブ加熱化を実現するために は何らかの形で MnS以外の析出物などによりィ ンヒ ビターを 強化し、 仕上焼鈍時の正常粒成長の抑制を充分にする必要が ある。 このようなイ ンヒ ビターとしては硫化物の他、 窒化物、 酸化物及び粒界析出元素等が考えられ、 公知の技術と して例 えば次のようなものがあげられる。
    [0012] 特公昭 54- 24685号公報では As , B i , S n , S b 等の粒 界偏析元素を綱中に含有することによりス ラブ加熱温度を 1050~1350 の範囲にする方法が開示された。 特開昭 52- 24116 号公報では A £の他、 Z r , T i , B , Nb , Ta , V , C r， Mo 等の窒化物生成元素を含有することによりスラブ加熱温 度を 1100〜 1260t:の範囲にする方法が開示された。 また、 特 開昭 57— 158322号公報では Μπ 含有量を下げ、 Mn ZSの比 率を 2.5以下にすることにより低温ス ラブ加熱化を行ない、 さらに Cu の添加により二次再結晶を安定化する技術が開示 された。 一方、 これらィ ンヒビタ一の補強と組み合わせて金 属組織の側から改良を加えた技術も開示された。 すなわち特 開昭 57- 89433号公報では Mn に加え S , S e , S b , B i , Pb , S n , B等の元素を加え、 これにス ラ ブの柱状晶率と 二次冷延圧下率を組み合わせることにより 1100〜1250 :の低 温スラブ加熱化を実現している。 さらに特開昭 59— 190324号 公報では Sあるいは S e に加え、 A ^及び Bと窒素を主体と してイ ン ヒ ビターを構成し、 これに冷延後の一次再結晶焼鈍 時にパルス焼鈍を施すことにより二次再結晶を安定化する技 術が公開された。 このように方向性電磁鑭板製造における低 温スラブ加熱化実現のためには、 これまでに多大な努力が続 けられてきている。
    [0013] さて先に特開昭 59-56522号公報において Μπ を 0.08-0.45 %、 Sを 0. 007%以下にすることにより低温スラブ加熱化を 可能にする技術が開示された。 この方法により高温スラブ加 熱時のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶 不良発生の問題が解消された。
    [0014] ところで、 一方向性電磁鋼板の製造においては通常熱延後 組織の不均一化、 析出処理等を目的として熱延板焼鈍が行わ れている。 例えば A £ N を主ィ ンヒビタ一とする製造方法に おいては、 特公昭 46- 23820号公報に示すように熱延板焼鈍に おいて Α £ N の析出処理を行ってィ ンヒビタ一を制御する方 法がとられている。
    [0015] 通常一方向性電磁鑭板は籙造ー熱延一焼鈍一冷延ー脱炭焼 鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、 多量のェネル ギ一を必要としており、 加えて普通網製造プロセス等と比較 して製造コス ト も高くなつている。
    [0016] 近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に対 する見直しが進められ、 工程、 エネルギーの簡省略化の要請 が強まってきた。 このような要請に応えるべく、 Α ^ Ν を主 ィ ンヒビターとする製造方法において、 熱延板焼鈍での Α £ Ν の析出処理を、 熱延後の高温巻取で代替する方法 （特公昭 59 - 45730号公報） が提案された。 確かにこの方法によって熱 延板焼鈍を省略しても、 磁気特性をある程度確保することは できるが、 5〜20ト ンのコィ ル状で巻取られる通常の方法に おいては、 冷却過程でコィル内での場所的な熱履歴の差が生 じ、 必然的に Α £ Ν の析出が不均一となり最终的な磁気特性 はコィル内の場所によって変動し、 歩留が低下する結果とな る o
    [0017] また、 Mn S , MnSe , S b を主イ ンヒ ビターとする一方向性 電磁鐦板の製造方法において、 仕上最終スタ ン ドを離れてか ら巻取るまでの熱延綱帯の冷却速度に応じて決る温度以下で 綱帯を巻取ることによって、 製品における帯状の二次再結晶 不良の発生を抑制する方法 （特開昭 59- 50118号公報） が提案 された。 この方法は、 高温スラブ加熱に起因する製品におけ る帯状の二次再結晶不良発生を抑制する技術であり、 熱延板 焼鈍を省略した一回冷延法での製造は検討すらされていない。
    [0018] 〔発明の開示〕
    [0019] 本発明は上述の実情に鑑み、 低温ス ラ ブ加熱を前提とし、 熱延板焼鈍を省略した一回冷延法で、 優れた磁気特性をもつ 一方向性電磁鐧板を安定して得る方法を提供することを目的 とする。
    [0020] 本発明者は上記目的を達成するために特に熱延後の巻取ェ 程に着目して研究を行った結果、 特定範囲の巻取温度が磁束 密度に大きな影響を与えていること、 更に上記製造方法で二 次再結晶を安定化するためには熱延後から最^仕上焼鈍時の 二次再結晶完了までの段階で窒化を行うことが必要であるこ とを見出し、 本発明を完成したものである。
    [0021] すなわち、 本発明は重量で、 C ： 0. 021〜 0. 075%、 S i : 2. 5 〜4. 5 %、 酸可溶性 A i ： 0. 010〜0. 060%、 N ： 0. 0030 〜0. 0130%、 S + 0. 405 S e ≤ 0. 014%、 M n ： 0. 05~ 0. 8 %、 残部が F e および不可避的不純物からなるス ラ ブを、 1280 未満の温度域に加熱して熱間圧延し、 熱間圧延後 600 以下の温度域でホッ トス ト リ ップを巻取り、 熱延板焼鈍を 施すことなく 80%以上の圧下率を適用する冷間圧延を施し、 次いで脱炭焼鈍した後仕上焼鈍し、 かつ前記熱間圧延後から 仕上焼鈍における二次再結晶完了までの何れかの段階で鑭板 に窒化処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向 性電磁鑭板の製造方法を提供する。
    [0022] 〔図面の簡単な説明〕
    [0023] 第 1図は、 熱延後の巻取温度と磁束密度との関係を示すグ ラフである。
    [0024] 〔発明を実施するための最良の形態〕
    [0025] 本発明が対象としている一方向性電磁鑭板は、 従来用いら れている製鑭法で得られた溶網を連続鍀造法或いは造塊法で 铸造し、 必要に応じて分塊工程を挟んでスラブとし、 引き続 き熱間圧延して熱延板とし、 次いで熱延板焼鈍を施すことな く圧下率 80%以上の冷延、 脱炭焼鈍、 最終仕上焼鈍を順次行 うことによって製造される。
    [0026] 本発明は低温スラブ加熱、 熱延板焼鈍省略、 1回冷延法を 前提としている。
    [0027] 本発明者らがか、る製造工程において、 前述のような新し い知見すなわち巻取温度と磁気特性が密接に関係している事 実を得たのは以下の実験結果に基づいている。
    [0028] 以下、 その実験結果を基に本発明を詳細に説明する。 第 1図に熱延後の巻取温度と磁束密度との関係を示す。 こ の場合出発素材と して、 C : 0.052重量％、 S i : 3.25重量 %、 酸可溶性 A £ ： 0.027重量％、 N ： 0.0078重量％、 S ： 0.007重量％、 Mn ： 0.14重量％を含有し、 残部 Fe 及び不 可避的不純物からなる 40mm厚のスラブを 1150でに加熱し、 6 パスで 2.3 mm厚とし、 次いで、 水冷と空冷を種々組み合わせ て 200〜 900 まで冷却し、 各温度 （巻取温度） で 1時間保 定して炉冷 （冷却速度約 0. OltZsec)する巻取シミ ュ レ一シ ヨ ンを施した。 次いで、 この熱延板に熱延板焼鈍を施すこと なく圧下率約 85%の強圧下圧延を施し、 次いで、 この冷延板 に、 840 に 150秒保持する脱炭焼鈍を行い、 引き続き、 750t:に 30秒保持する焼鈍時に焼鈍雰囲気中に NH3 ガスを混 入させ、 窒化を行った。 窒化後の綱板の N量は、 0.0188〜 0.0212重量％であった。 この鑭板に、 引き続き MgOを主成分 とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼鈍を行った。
    [0029] 第 1図から明らかなように熱延後の巻取温度が 600 :以下 の場合に B 8 ≥1.88Tの高い磁束密度が得られている。
    [0030] 熱延後の巻取温度を 600で以下にすることによって磁束密 度が向上する理由については必ずしも明らかではないが、 本 発明者らは次のように推察している。
    [0031] 通常の熱延の巻取後の冷却においては、 5〜20T0N のコィ ルの状態で空冷されるため、 冷却速度は例えば 0.005 : sec 程度と極めて遅い。 巻取後の冷却中には Fe3C , Fe16 等が、 粒界、 粒界近傍、 又は粒内析出物 （例えば、 MnS , A N 等） を核としてその周囲に析出する。 この Fe3C等が比較的小さい (例えば 1 以下） 場合には、 冷延時に一部解離固溶して、 固溶 C , Nが冷延時に新たに形成されることは可能である。 本発明における効果が 600で超の高温巻取の場合に得られな いのは、 高温巻取後の冷却時に Fe3Cが粗大化しやすいか、 あ るいは A^ N , S13N4 等の析出が増し、 Fe16N4の析出が不足 する、 又は Fe16N4が析出したとしても、 冷却時に粗大化しや すい、 等の理由で、 引き続く冷延での解離固溶が不十分とな ることによると考えられる。 従って、 本発明の効果は、 熱延 の巻取後の冷却中に形成される比較的小さい Fe3C , Fe16N4等 が冷延時に一部解離固溶して、 固溶 C , Nが新たに形成され、 冷延によって形成される転位等欠陥部に固着し、 変形機構に 影響を与えたことによると考えられる。 この影響は冷延時変 形帯の形成を容易とし、 冷延再結晶時に { 110} く 001>方 位粒を増加せしめ磁気特性を向上させるものと考えられる。
    [0032] 次に、 本発明の他の特徴である熱延後から最終仕上焼鈍時 の二次再結晶完了までの段階で窒化を行うと規定したのは、 低温スラブ加熱、 熱延板焼鈍省略を前提とした本発明におい ては、 二次再結晶を安定化するために上記段階での窒化が必 要なためである。
    [0033] 本発明における最も好ましい窒化工程としてはスラブの成 分の N含有量を少く し、 前述の熱間圧延後の適宜な段階で所 定量の窒素、 たとえば、 0.0001重量％以上の窒素量を増量せ しめることでめる。
    [0034] このような工程によって本発明の鑭板は二次再結晶を極め て安定化せしめることができ、 これにより高い磁束密度を得 ることができる。
    [0035] 以下、 本発明の構成要件の限定理由について述べる。
    [0036] 先ず、 スラブの成分に闋して限定理由を説明する。
    [0037] Cは 0.021重量％ (以下単に％と略述） 未満になると二次 再結晶が不安定になり、 かつ二次再結晶した場合でも B 8 > 1.80 (T) が得がたいので 0.021%以上とした。 一方、 Cが 多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないので 0.075%以下とした。
    [0038] S i は 4.5 %を超えると冷延時の割れが著しくなるので 4.5 %以下と した。 又、 2. 5 %未満では素材の固有抵抗が低 すぎ、 ト ラ ンス鉄心材料として必要な低鉄損が得られないの で 2. 5 %以上とした。 望ま しく は 3.2 %以上である。
    [0039] A ^及び Nは二次再結晶の安定化に必要な A£ N もしく は ( A i , S i ) nitridesを確保するため、 酸可溶性 とし て 0.010%以上が必要である。 酸可溶 ft A ^が 0.060%を超 えると熱延板の A£ N が不適切となり二次再結晶が不安定に なるので 0.060%以下とした。
    [0040] Nについては通常の製鑭作業では 0.0030%未満にすること が困難であり、 この値未満にすることは経済的に好ま しく な いので 0.0030%以上とし、 また、 0.0130%を超えるとブリス ターと呼ばれる "鐧板表面のふくれ" が発生するので 0.0130 %以下とした。
    [0041] MnS , MnSe が綱中に存在しても、 製造工程の条件を適切 に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能である。 しかしながら Sや Se が高いと線状細粒と呼ばれる二次再結 晶不良部が発生する傾向があり、 この二次再結晶不良部の発 生を予防するためには （S + 0. 405 S e)≤ 0. 014%であるこ とが望ましい。 Sあるいは S e が上記値を超える場合には製 造条件をいかに変更しても二次再結晶不良部が発生する確率 が高くなり好ましくない。 また最^仕上焼鈍で純化するのに 要する時間が長くなりすぎて好ましくなく、 この様な観点か ら Sあるいは S e を不必要に増すことは意味がない。
    [0042] M n の下限値は 0. 05%である。 0. 05%未満では、 熱間圧延 によって得られる熱延板の形状 （平坦さ） 、 就中、 ス ト リ ツ プの側緣部が波形状となり製品歩留りを低下させる問題を生 じる。 一方、 Μ π 量が 0. 8 %を超えると製品の磁束密度を低 下せしめるので、 0. 8 %以下とした。
    [0043] 次に、 製造工程に関して限定理由を説明する。
    [0044] スラブ加熱温度は、 普通網並にしてコス トダウンを行うと いう目的から 1280で未満と限定した。 好ましくは 1200で以下 ί>る。
    [0045] 加熱されたスラブは、 引き続き熱延されて熱延板となる。 熱延工程は通常 100〜 400πππ厚のスラブを加熱した後いづ れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。 粗圧延 の方法については特に限定するものではなく通常の方法で行 われる。 仕上圧延は通常 4〜10パスの高速連続圧延で行われ る。 圧延速度は通常 100〜3000m Zm i n となっており、 パス 間の時間は 0. 01〜 100秒となっている。 熱延終了後、 通常空 冷に引き続く水冷によって鑭板温度を低下せしめ、 5〜20T0N のコィルに巻取られる。 本発明の特徴はこの巻取工程にある。 前述のように熱延後の巻取温度は Β β ≥1. 88 ( Τ ) の良好 な磁束密度をもつ製品を得るために 600で以下に調整される
    [0046] (第 1図参照)。巻取温度の下限については特に限定するもの ではないが、 室温 （例えば 20 ） 以下で巻取るためには水冷- ミス ト冷却等通常の冷却方式以外の特殊な冷却方式を採用す る必要があり、 工業的には好ましく ない。 また通常巻取後の 冷却は 5〜20Τ0Ν のコイルの状態で空冷されるので、 冷却速 度は 0. 005 : Z sec 程度と遅い。 この冷却については特に限 定するものではないが、 Fe 3 [：等析出物サイズを過度に大き く しないためには、 450〜 600で程度の巻取温度の場合には、 水冷等冷却速度を高める方法をとることは好ま しい。
    [0047] 次いで、 この熱延板は、 熱延板焼鈍を施すことなく、 冷延 される。 この冷延工程において、 圧下率を 80%以上としたの は、 圧下率を上記範囲とすることによって、 脱炭板において 尖鋭な { 110} < 001 >方位粒と、 これに蚕食され易い対応 方位粒 （ { 111} く 112 >方位粒等） を適正量得ることがで き、 磁束密度を高める上で好ましいためである。
    [0048] 冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、 焼鈍分離剤塗布、 仕 上焼鈍を施されて最終製品となる。
    [0049] また、 本発明では上述の如く、 熱延後から最終仕上焼鈍時 の二次再結晶完了までの段階で窒化を行うが、 窒化を行うェ 程、 方法等については特に限定するものではない。 脱炭焼鈍 時又は脱炭焼鈍後ス ト リ ップ状で NH 3 ガスを用いて窒化する 方法、 プラズマを用いて窒化する方法、 焼鈍分離剤に ΜηΝ , MoN , CrN等窒化物を入れて、 最終仕上焼鈍時窒化物を分解 させて、 鑭板を窒化する方法、 最^仕上焼鈍雰囲気ガスの窒 素分圧を高めとすることによって窒化する方法等いずれの方 法でもよい。
    [0050] 〔実施例〕
    [0051] 以下、 実施例を説明する。
    [0052] 一実施例 1 一
    [0053] C ： 0.053重量％、 S i : 3.24重量％、 Μπ ： 0.14重量％、 S ： 0.006重量％、 酸可溶性 A £ ： 0.028重量％、 N ： 0.0079 重量％を含有し、 残部 Fe 及び不可避的不純物からなる 40麵 厚のスラブを 1150での温度で加熱した後 1040 :で熱延を開始 し、 6パスで熱延して 2.3mm厚の熱延板とした。 この時熱延 終了温度は 905 であった。 次いで、 熱延後、 1秒間空冷後 100 :Xsec の冷却速度で① 700 ：、 ② 500 ：、 ③ 300^ま で冷却し、 各温度 （巻取温度） で 1時間保持し炉冷 （冷速約 0.01 sec)する巻取シミ ユレーショ ンを施した。 次いでこ の熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約 85%の圧延率で圧延 し 0.335mm厚の冷延板とした。
    [0054] しかる後、 この冷延板を 830*C x 150秒 （均熱） の脱炭焼 鈍を施し、 次いで、 750 : x30秒 （均熱） の焼鈍時雰囲気中 に NH3 ガスを混合させ、 鑭板を窒化させた。 この焼鈍の後鑭 板の N量は、 0.0195〜0.0211重量 であった。 次いでこの窒 化後の鑭板に MgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布を行い、 次 いで] S 25%、 H 2 75%の雰囲気ガス中で 15で Z時の速度で 1200でまで昇温し、 引き続き H2 100%雰囲気ガス中で 1200 :で 20時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
    [0055] 工程条件と製品の磁気特性を第 1表に示す。
    [0056] 第 1 表
    [0057] 一実施例 2—
    [0058] C ： 0.043重量％、 S i : 3.25重量％、 Mn ： 0.16重量％、 S ： 0.006重量％、 酸可溶性 A £ ： 0.029重量％、 N ： 0.0081 重量％を含有し、 残部 Fe 及び不可避的不純物からなる 26麵 厚のスラブを 1150 の温度で加熱した後 1056 で熱延を開始 し、 6パスで熱延して、 2.0 mm厚の熱延板とした。 この時の 熱延終了温度は 925 であった。 次いで、 1秒間空冷後 66°C sec の冷却速度で① 750 ： 、 ② 450でまで冷却し、 各温度
    [0059] (巻取温度） で 1時間保持し炉冷する巻取シミ ュレーショ ン を施した。 次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約 86%の圧延率で圧延し 0.285誦厚の冷延板とした。
    [0060] しかる後、 この冷延板を 830 :に 120秒保持後 850でに 20 秒保持する脱炭焼鈍を施し、 次いで、 （ a ) 700で X30秒
    [0061] (均熱） の焼鈍時雰囲気ガス中に NH3 ガスを混合させ鐧扳を 窒化させる （窒化後の N量 ： 0.0215〜0.0240重量％) 、 ( b ) 窒化処理なしの 2通りの処理を行った後、 MgOを主成分とす る焼鈍分離剤を塗布し、 次いで、 N2 15%、 H 2 85%の雰囲 気ガス中で、 15 :Z時の速度で 1200でまで昇温し、 引き続き H2 100%雰囲気ガス中で 1200でで 20時間保持する最終仕上 焼鈍を行った。
    [0062] 工程条件と製品の磁気特性を第 2表に示す。
    [0063] 第 2 表
    [0064] 一実施例 3—
    [0065] C ： 0.036重量％、 S i : 3.26重量％、 Mn ： 0.15重量％、 S ： 0; 007重量％、 酸可溶性 A ： 0.029重量％、 N ： 0.0078 重量％を含有し、 残部 Fe 及び不可避的不純物からなる 60画 厚のスラブを 1150 の温度で加熱した後 1100 で熱延を開始 し、 6パスで熱延して、 3.4 mm厚の熱延板とした。 この時の 熱延終了温度は 1035でであった。 次いで、 1秒間空冷後 58で Zsec の冷却速度で、 ① 650で、 ② 300*Cまで冷却し、 各温 度 （巻取温度） で 1時間保持後、 （ a ) 炉冷 （冷却速度： 0. Oi /sec). ( b ) 水冷 （冷却速度： 30 :Zsec)の 2通り の冷却を行った。 次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すこと なく、 約 85%の圧延率で圧延し、 0.50麵厚の冷延板とした。 しかる後この冷延板を 830 に 200秒保持する脱炭焼鈍を施 し、 次いで、 750 : x30秒 （均熱） なる焼鈍時雰囲気ガス中 に NH3 ガスを混合させ鑭板を窒化させた。 窒化後の N量は 0.0185〜0.0215重量％でぁった。 この窒化後の鑭板に MgOを 主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、 次いで、 N 2 25%、 H2 75%の雰囲気ガス中で、 20 :Z時の速度で 1200 まで昇温し. 引き続き H2 100%雰囲気ガス中で 1200 :で 20時間保持する 最終仕上焼鈍を行った。
    [0066] 工程条件と製品の磁気特性を第 3表に示す。
    [0067] 第 3 表
    [0068] 一実施例 4一
    [0069] C ： 0.049重量％、 S i : 3.25重量％、 Μπ ： 0.16重量％， S ： 0.007重量％、 酸可溶性 Α ί ： 0.029重量％、 Ν ： 0.0082 重量％を含有し、 残部 Fe 及び不可避的不純物からなる 40誦 厚のスラブを 1200T:の温度で加熱した後 1160でで熱延を開始 し、 6パスで熱延して 2.3 mm厚の熱延板とした。 この時熱延 ^了温度は 983 であった。 次いで熱延後 1秒間空冷後 100 tZsec の冷却速度で① 700 ：、 ② 450t:まで冷却し、 各温 度 （巻取温度） に 1時間保持後炉冷する巻取シミ ュ レーショ ンを施した。 次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく、 約 85%の圧下率で圧延し、 0.335咖厚の冷延板とした。 次い でこの冷延板を 830でで 120秒保持し、 引き続き 890 :に 20 秒保持する脱炭焼鈍を施した。 しかる後 MgOを主成分とする 焼鈍分離剤を塗布し、 次いで、 N 2 25%、 H 2 75%の雰囲気 ガス中で 10 "C Z時の速度で 880でまで昇温し、 次いで、 N 2 75%、 H 2 25%の雰囲気ガス中で lO t Z時の速度で 1200 ま で昇温し、 引き続き H 2 100%雰囲気ガス中で 1200 で 20時 間保持する最終仕上焼鈍を行った。 最終仕上焼鈍の 900でか ら 12001:までは 25で毎に 1部のサンプルを焼鈍炉ょり引き出 し水冷し、 組織観察と、 N量の分析を行った結果、 二次再結 晶完了温度は 1050 であり、 N量が最大となるのは 975でで あり、 その時の綱板の窒素量は 0. 0258〜0. 0270重量％となつ ていることを確認した。
    [0070] 工程条件と製品の磁気特性を第 4表に示す。
    [0071] 第 4 表
    [0072]
    [0073] 以上説明したように、 本発明においては、 熱延後の巻取温 度を制御し、 熱延後最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了までの 段階で、 窒化を行うことにより、 低温スラブ加熱で、 熱延板 焼鈍を施すことなく、 1回冷延法で良好な磁気特性を得るこ とができる。
    权利要求:
    Claims 請 求 の 範 囲
    1. 重量で、 C ： 0. 021〜 0. 075%、 S i： 2. 5〜 4. 5 %、 酸可溶性 A ^ ： 0. 010〜 0. 060%、 N ： 0. 0030- 0. 0130% . S + 0. 405 S e ≤ 0. 014%、 M n : 0. 05〜 0. 8 %、 残部が F e および不可避的不純物からなるスラブを、 1280 t:未満の 温度域に加熱して熱間圧延し、 熱間圧延後 600 :以下の温度 域でホッ トス ト リ ップを巻取り、 熱延板焼鈍を施すことなく 80%以上の圧下率を適用する冷間圧延を施し、 次いで脱炭焼 鈍した後仕上焼鈍し、 かつ前記熱間圧延後から仕上焼鈍にお ける二次再結晶完了までの何れかの段階で鑭板に窒化処理を 施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鑭板の 製造方法。
    2. 前記熱間圧延後から仕上焼鈍における二次再結晶完了 までの何れかの段階で鑭板に 0. 0001重量％以上の窒素量を増 量せしめる請求の範囲第 1項記載の製造方法。
    类似技术:
    公开号 | 公开日 | 专利标题
    DE60306365T3|2014-03-13|Verfahren zum kontinuierlichen giessen von nichtorientiertem elektrostahlband
    CA2781916C|2014-01-28|Process to manufacture grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel produced thereby
    JP3172439B2|2001-06-04|高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼およびその製造法
    KR100655678B1|2006-12-11|방향성 전자 강판의 제조방법 및 방향성 전자 강판
    JP2782086B2|1998-07-30|磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
    JP4272557B2|2009-06-03|磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
    JPH06322443A|1994-11-22|鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
    JPH0717961B2|1995-03-01|磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
    WO2007102282A1|2007-09-13|磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法
    EP2880190B1|2018-01-03|Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
    US5049205A|1991-09-17|Process for preparing unidirectional silicon steel sheet having high magnetic flux density
    JP2002212639A|2002-07-31|磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法
    EP0393508B1|1995-07-05|Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having superior magnetic characteristic
    JP4268042B2|2009-05-27|ストリップ鋳造を用いた（１１０）［００１］粒子方向性電磁鋼の製造方法
    US20140230966A1|2014-08-21|Method for Producing a Grain-Oriented Electrical Steel Strip or Sheet Intended for Electrotechnical Applications
    JP4203238B2|2008-12-24|一方向性電磁鋼板の製造方法
    WO1996000306A1|1996-01-04|Procede de fabrication de tole d&#39;acier electromagnetiquement non orientee presentant une densite elevee de flux magnetique pour un niveau faible de perte dans le noyau
    JP2983128B2|1999-11-29|極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
    US4773948A|1988-09-27|Method of producing silicon iron sheet having excellent soft magnetic properties
    EP0326912B1|1994-07-27|Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density
    EP2729588A1|2014-05-14|Verfahren zum herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische anwendungen bestimmten elektrostahlflachprodukts
    EP0234443B1|1995-08-02|Process for producing a grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic properties
    JP5782527B2|2015-09-24|低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板及びその製造方法
    JP3481491B2|2003-12-22|磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
    WO2014013615A1|2014-01-23|方向性電磁鋼板の製造方法
    同族专利:
    公开号 | 公开日
    JPH03294427A|1991-12-25|
    KR920702728A|1992-10-06|
    US5597424A|1997-01-28|
    EP0477384A4|1994-02-23|
    EP0477384A1|1992-04-01|
    JPH0730397B2|1995-04-05|
    KR940008934B1|1994-09-28|
    引用文献:
    公开号 | 申请日 | 公开日 | 申请人 | 专利标题
    法律状态:
    1991-10-31| AK| Designated states|Kind code of ref document: A1 Designated state(s): KR US |
    1991-10-31| AL| Designated countries for regional patents|Kind code of ref document: A1 Designated state(s): DE FR GB IT |
    1991-12-13| WWE| Wipo information: entry into national phase|Ref document number: 1991906970 Country of ref document: EP |
    1992-04-01| WWP| Wipo information: published in national office|Ref document number: 1991906970 Country of ref document: EP |
    2000-03-10| WWR| Wipo information: refused in national office|Ref document number: 1991906970 Country of ref document: EP |
    2000-07-29| WWW| Wipo information: withdrawn in national office|Ref document number: 1991906970 Country of ref document: EP |
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    JP2/98267||1990-04-13||
    JP2098267A|JPH0730397B2|1990-04-13|1990-04-13|磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法|KR91701850A| KR940008934B1|1990-04-13|1991-04-15|자기 특성이 우수한 일방향성 전자강판의 제조방법|
    US08/502,238| US5597424A|1990-04-13|1995-07-13|Process for producing grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties|
    [返回顶部]