JPH03294425A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Abstract
め要約のデータは記録されません。
Description
向性1i磁鋼板の製造方法に関するものである。
他の電気機器の鉄芯材料に使用されているもので、磁気
特性として励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならな
い。
800A/mにおける磁束密度)を用い、鉄損特性を表
す数値としてWl7/50 (50七で1. 7 Tま
で磁化させた時のlkg当りの鉄損)を用いている。
結晶現象を起こさせ、鋼板面に{110}面、圧延方向
に(001>軸をもったいわゆるゴス組織を発達させる
ことによって得られている。良好な磁気特性を得るため
には、磁化容易軸である<001>軸を圧延方向に高度
に揃える事が重要である。また、板厚、結晶粒度、固有
抵抗、表面皮膜、鋼板の純度等も磁気特性に大きな影響
を及ぼす。
ーとして利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方法
によって大幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく
向上してきた。
メーカーは低鉄損トランス用素材への指向を一段と強め
ている。低鉄損素材としてアモルファス合金や6.5%
5ijlI等の開発も進められているが、トランス用材
料として工業的に使用するには解決すべき問題を残して
いる。他方、レーザー等を用いた磁区制御技術が近年開
発され、それによって鉄損特性が大幅に向上した。
密度が高いほど鉄損特性が良好である。
損特性が不良となる場合があるが、磁区制御を行うと、
二次再結晶粒径にかかわらず、磁束密度が高いはど鉄損
特性が良好となるため、近年磁束密度を高める必要性が
増々高まってきた。
々の要因が磁気特性に影響を与えるため通常各工程条件
に、極めて厳しい管理基準を設けて製造を行っている。
のに加え、原因不明の磁気特性不良が発生することも少
なくない。製品の磁気特性を途中工程で予測できれば上
記製造上の問題点が解決できるわけであるが、これまで
種々の試みにもかかわらず、磁気特性を予測することは
困難であった。
nSをインヒビターとして利用しており、熱延前のスラ
ブ加熱時にMnSを一旦完全固溶させた後、熱延時に析
出させる方法がとられている。
は、1400℃程度の温度が必要である。これは普通鋼
のスラブ加熱温度に比べて200℃以上高く、(1)方
向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要である。
等にみられるように、操業上の悪影響が大きい。
行われてきたが、工業的に低温スラブ加熱を実現するに
は種々な問題点が残されている。
おいてMn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を
開示した。これは本質的にはSを下げることにより(M
n)(S)積を1200℃で与えられる溶解度積以下に
し、二次再結晶の安定をPの添加、仕上焼鈍中の昇温速
度を15℃/hr以下にする等の技術で補ったものであ
る。この方法はその後特開昭59−190325号公報
においてCrを添加することにより二次再結晶の安定化
と磁性の向上をはかる方向に進歩してきた。
気特性をもつ製品を途中工程で磁気特性を予測すること
によって、工業的に安定して得ることが難しいという問
題点を解決する方法を提供するものである。
Si:2.5〜4.5%、酸可溶性Affi : 0
.010〜0.060%、N : 0.0030〜0.
0130%、S + 0.405 Se : 0.0
14%以下、Mn : 0.05〜0.8%を含有し
、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを12
80℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き通常
の工程で得られた珪素鋼冷延板に脱炭焼鈍、焼鈍分離剤
塗布、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造す
る方法において、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階で一次
再結晶粒径を測定し、その粒径の値を基にしてその後行
われる最終冷延前の熱処理条件を決定するフィードバッ
ク制御を行うことによって優れた磁気特性を有する一方
向性電磁鋼板を安定して製造する方法を提供するもので
ある。
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブを得、引き続き熱間圧延し、必要に応じて熱延板
焼鈍を行った後、1回又は中間焼鈍を挟む2回以上の冷
間圧延により最終ゲージの冷延板を得、引き続き脱炭焼
鈍を行う0本発明者等はこの脱炭焼純工程に着目し、脱
炭焼鈍後の鋼板(脱炭焼鈍板)の性状と磁気特性との関
係について種々の観点で広範にわたって研究を行い、極
めて驚くべき新知見を発見した。以下実験結果を基に詳
細に説明する。
によって求めた脱炭板子均粒径(円相当直径)Tと製品
の磁束密度(B、)との関係を示す。
酸可溶性Aj! : 0.025%、N : 0.00
79%、S : 0.006%、Mn:0.15%を含
有するスラブを1150℃に加熱、公知の方法で熱延を
行い、2.3閣厚の熱延板を得、900〜1200℃の
温度で熱延板焼鈍を行い、約88%の強圧下最終冷延を
行って最終板厚0.285■の冷延板を得、次いで83
0〜1000℃の温度で脱炭焼鈍を行い、引き続き公知
の方法でMgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布、最終仕
上焼鈍を行った。第1図より明らかなように、脱炭板子
均粒径と製品の磁束密度とは極めて強い相関があり、従
って脱炭板子均粒径から製品の磁束密度を予測できるこ
とがわかる。
焼純温度との関係を示す、この場合、第1図を説明した
ものと同一素材の熱延板を用い、(1) 1200℃×
2分(均熱)、(2)1150℃X2分(均熱)、(3
) 1000℃×2分(均熱)の処理後100℃湯冷し
た。ひき続き、約88%の強圧下最終冷延を行って最終
板厚0.285mの冷延板を得、次いで(a)830℃
×120秒、(b)850℃×120秒、(C)870
℃X120秒、(d)890℃X120秒なる4水準の
脱炭焼鈍を施した。また、本発明者らは、上記熱延板焼
鈍条件(1)、 (2)。
プルを引き出し、−次回結晶粒の平均直径を測定したと
ころ、4.5〜4.6−で、はとんど同じ値であった。
0℃以上の温度域での粒成長挙動に対して、熱延板焼鈍
条件は、大きな影響を与えることがわかる。第1図、第
2図から熱延板焼鈍条件が製品の磁束密度に影響を与え
る重要な因子であることが推定できる。
挙動に影響するという現象を重視し、粒成長に対する析
出物の影響という観点から、AINに着目し、その溶体
化、析出挙動を詳細に検討した。第3図に、熱延板を各
温度で熱処理した場合の、熱処理温度と、AfNの溶体
化、析出の関係を示す。この場合、C: 0.058
%、Si:3.24%、酸可溶性An : 0.026
%、N : 0.0070%、S:o、oos%、Mn
:0.14%を含有するスラブを1150℃に加熱、公
知の方法で熱延を行い、2.3m厚の熱延板を得、50
0〜1300℃の各温度で、0〜10分熱処理して焼入
れた。得られたサンプルのAINの化学分析を行った。
は、熱処理の温度、時間に大きく影響されることがわか
る。また、析出量が同じ場合でも、熱処理時間が長くな
ると、INのオストワルド成長が生じることが予測され
る。以上の結果から、熱延板焼鈍条件が、AfNの析出
状態に影響を与えるため、脱炭焼鈍時の粒成長挙動に対
して、大きな影響を与えるものと推定される。
度を予測制御できるメカニズムについては必ずしも明ら
かではないが、本発明者等は以下のように考えている。
属組織、集合組織、インヒビター等が考えられ、種々の
研究が行われてきた。金属組織と集合組織の関係をさら
に深く考察すると、粒成長によって集合組織変化が生じ
ると考えるならば、平均粒径は間接的に集合組織を記述
しているとみることもできる。また、粒成長によって粒
径分布に変化が生じると考えるならば、平均粒径は間接
的に粒径分布を記述しているとみることもできる。平均
粒径そのものは粒界面積の総和(単位面積当り)にほぼ
逆比例する量であり、二次再結晶粒の粒成長の駆動力に
大きく影響を与えるものである。したがって、平均粒径
は、二次再結晶現象に影響すると考えられる集合組織、
粒径分布、粒界面積の総和の3つを同時に記述するパラ
メータと考えることができる。脱炭板平均粒径を基に製
品の磁束密度を予測制御できるメカニズムは、上記考察
かられかるように、脱炭板平均粒径が二次再結晶現象に
影響すると考えられる集合組織、粒径分布、粒界面積の
総和の3つを同時に記述するパラメータであるために、
二次再結晶粒の配向性を表す磁束密度と極めて強い相関
をもつことによると推定・される。
えるため、脱炭焼鈍時の粒成長挙動に対して大きな影響
を与える。従って、熱延板焼鈍条件は、脱炭板平均粒径
に影響を与えるがために、製品の磁束密度に影響を与え
る重要な制御因子となるものと考えられる。
を詳細に説明する。
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、 >1.so (T)が得がたいので0.02
5%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。Si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。また2、5%未満では素材
の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄芯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。
は(S i + A j! ) n1tridesを
確保するため酸可溶性A!として0.010%以上が必
要である。
が不適切となり、二次再結晶が不安定になるので0.0
60%以下とした。Nについては通常の製鋼作業では0
.0030%棟者にすることが困難であり、これ来喝に
することは経済的に好ましくないので0.0030%以
上、また、0.0130%を超えるとブリスターと呼ば
れる“鋼板表面のふくれ”が発生するので0.0130
%以下とした。
を適性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十〇、
405 Se)50.014%であることが望ましい、
S或いはSe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。
りすぎて好ましくなく、このような観点からSあるいは
Seを不必要に増すことは意味がない。
n量が増えると成品の磁束密度が劣化するので好ましく
ない。
という目的から1280℃未満と限定した。
延板焼鈍を行った後、1回又は中間焼鈍を挟む2回以上
の冷間圧延により最終ゲージの冷延板を得る。次いで脱
炭焼鈍、MgOを主成分とした焼鈍分離剤塗布、最終仕
上焼鈍を行う。本発明の最大の特徴は、この脱炭焼鈍時
の一次再結晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完
了前までの途中段階で一次再結晶粒径を測定し、その粒
径の値を基に磁気特性を予測し、その後行われる最終冷
延前の熱処理条件を決定するフィードバック制御を行う
ことにある。
仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階で一次再
結晶粒径を測定し、その粒径の値を基にして、その後行
われる最終冷延前の熱処理条件を決定するフィードバッ
ク制御を行うと規定したのは、第1図から明らかなよう
に、−次再結晶粒の粒径と成品の磁束密度が極めて強い
相関があり、−次再結晶粒の粒径が測定時速性値よりも
小さい場合には、その後に行う最終冷延前の熱処理にお
いては、インヒビター強度(Zener因子)を低め、
脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長を容易とする条件で
処理すれば製品の磁束密度が向上し、又、−次再結晶粒
の粒径が測定時に適性値を超えている場合には、その後
に行う最終冷延前の熱処理においては、インヒビター強
度(Zener因子)を高め、脱炭焼鈍時の一次再結晶
粒の粒成長が難しい条件で処理すれば製品の磁束密度が
向上する(二次再結晶不良現象が起こりにくい)ためで
ある、最終冷延前の熱処理と規定したのは、その熱処理
が脱炭焼鈍時の粒成長挙動に影響するへlN等の析出状
態の支配因子であるからである。脱炭焼鈍時の一次再結
晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までと
規定したのは、−次再結晶粒の粒成長の進行状況を測定
し、その粒径の値を基にして、その後に行われる最終冷
延前の熱処理条件を決定するフィードバック制御を行う
ことが本発明であり、−成典結晶の完了前、二次再結晶
完了後に一次再結晶粒の粒成長の進行状況を計測するこ
とは不可能又は意味がないからである。
測定しなくても、1個でも粒径を測定すれば統計的手法
を用いて平均粒径、粒径分布を推定することが可能であ
るため、測定パラメータとして粒径と関連をもつすべて
の量は一次再結晶粒の粒成長の状況を計測し、その粒径
の値を基にその後に行われる最終冷延前の熱処理条件を
決定するフィードバック制御を行うことによって製品の
磁束密度を高位安定化するという本発明の技術思想に含
まれるからである。従って、本発明でいう粒径を測定す
るという意味は、粒径に関連するものを測定するという
広義の意味を有する。粒径を測定する手法については特
に限定しない、脱炭焼純ラインに取り付けた超音波、磁
気的手法等を用いた粒径と関連するものを測定する検出
器を用いる方法、脱炭焼鈍後サンプルを採取し光学顕微
鏡、電子顕微鏡等で粒界を現出し、切断法、画像解析機
等を用いて粒径と関連するものを測定する方法、最終仕
上焼鈍時に超音波、磁気的手法等を用い粒径と関連する
ものを測定する方法等いづれの方法でもよい。
るに、インヒビターが不足している場合は、−成典結晶
完了後、二次再結晶完了までの途中段階で、鋼板に窒化
処理等を行ってもよい。窒化処理の方法としては、NH
,ガスを用いて窒化する方法、焼鈍分離剤中に、MnN
、 CrN+ NoN等を添加し、仕上焼鈍中に分解さ
せて、鋼板に窒素吸収を生じさせる方法、仕上焼鈍雰囲
気中の窒素分圧を高めとし、雰囲気ガス中から鋼板に窒
素吸収を生じさせる方法等がある。
加熱した後、熱延して2.31〇熱延板を得た。この熱
延板を1150℃で熱延板焼鈍した後0.285m5+
の最終板厚まで冷延し、850℃の温度で脱炭焼鈍した
後、脱炭板の平均粒径を画像解析機で測定したところ、
15pmであった。 MgOを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布後最終仕上焼鈍を行った場合、1.90 T以
下の磁束密度(B、)となることが予測されたので、同
一素材の熱延板に対して、1000℃で熱延板焼鈍を施
すフィードバック処理を施した後上記と同一の後工程条
件で冷延、脱炭焼鈍を行った0次いで上記2種類の脱炭
板((1)フィードバック有、(2)フィードバック無
)にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N*:
25%、Htニア5%の雰囲気ガス中で1200℃まで
10℃/hrで昇温し、引き続き1200℃で20時間
H,: 100%の雰囲気ガス中で処理する最終仕上
焼鈍を行った。第1表に処理条件と磁気特性を示す。
上記と同一の後工程条件で冷延、脱炭焼鈍を行った。次
いで上記2種類の脱炭板((1)フィードバック有、(
2)フィードバック無)にMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、実施例1と同一条件で最終仕上焼鈍を施
した。第2表に、処理条件、二次再結晶率、磁気特性を
示す。
00℃まで徐冷した後急冷し、引き続き0.285閣の
最終板厚まで冷延し、875℃の温度で脱炭焼鈍後脱炭
板の平均粒径を画像解析機で測定したところ22.aで
あった。MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布後、最
終仕上焼鈍を行った場合、二次再結晶不良部が発生する
ことが予測されたため、同一素材の熱延板に対して、1
150℃で加熱した後急冷−実施例3− C: 0.054%、Si:3.22%、Mn :
0.13%、S : 0.007%、酸可溶性Af :
0.029%、N:0.0078%を含有するスラブ
を1150℃の温度に加熱した後、熱延して2.31〇
熱延板を得た。この熱延板を1150℃に30秒保持後
900℃まで徐冷した後急冷し、引き続き0.285閣
の最終板厚まで冷延し、830℃の温度で150秒保持
後、900℃で20秒保持して脱炭焼鈍した後、脱炭板
の平均粒径を画像解析機で測定したところ、26−であ
った。
鈍を行った場合、二次再結晶不良部が発生することが予
測されたため、同一素材の熱延板に対して、1120℃
に2分間保持し急冷する熱延板焼鈍を施すフィードバッ
ク処理を施した後、上記と同一の後工程条件で、冷延、
脱炭焼鈍を行った。
(2)フィードバック無)に対して、750℃×30秒
(均熱)の焼鈍時雰囲気ガス中にNO,ガスを混合させ
、鋼板に窒素吸収を生じせしめた。しかる後MgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N、:25%、Hzニ
ア5%の雰囲気ガス中で1200℃まで20℃/hrで
昇温し、引き続き、1200℃で20時間Hz :
100%の雰囲気ガス中で処理する最終仕上焼鈍を行
った。第3表に処理条件と二次再結晶率、磁気特性を示
す。
晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了までの途
中段階で一次再結晶の粒径を測定し、その粒径の値を基
にして、その後行われる最終冷延前の熱処理条件を決定
するフィードバック制御を行うことによって、製品の磁
気特性を予測制御することができるので、製品の磁束密
度を高位安定化することができ、その工業的効果は極め
て大きい。また、本発明によれば熱延に先立つスラブ加
熱温度を普通鋼差にでき、従って方向性電磁鋼板専用の
スラブ加熱炉が不要となり、使用エネルギーが減少し、
スケール発生の減少などにより製造コストが大幅に減少
するので、その工業的効果は大である。
であり、第2図は、脱炭焼鈍板の平均直径と脱炭焼鈍温
度との関係図であり、第3図は、熱延板の熱処理条件と
^ff1Nの溶体化、析出の関係を示す図である。
Claims (1)
- 1、重量でC:0.025〜0.075%、Si:2.
5〜4.5%、酸可溶性Al:0.010〜0.060
%、N:0.0030〜0.0130%、S+0.40
5Se:0.014%以下、Mn:0.05〜0.8%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラ
ブを1280℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き
続き通常の工程で得られた珪素鋼冷延板に脱炭焼鈍、焼
鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了
後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段
階で一次再結晶粒径を測定し、その粒径の値を基にして
、その後行われる最終冷延前の熱処理条件を決定するフ
ィードバック制御を行うことを特徴とする磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2096275A JPH0717962B2 (ja) | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2096275A JPH0717962B2 (ja) | 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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03294425A true JPH03294425A (ja) | 1991-12-25 |
JPH0717962B2 JPH0717962B2 (ja) | 1995-03-01 |
Family
ID=14160589
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2096275A Expired - Lifetime JPH0717962B2 (ja) | 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 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0717962B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09202925A (ja) * | 1996-01-26 | 1997-08-05 | Nippon Steel Corp | 製品板厚の厚い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
KR100479995B1 (ko) * | 1999-12-06 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 자속밀도가 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
-
1990
- 1990-04-13 JP JP2096275A patent/JPH0717962B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09202925A (ja) * | 1996-01-26 | 1997-08-05 | Nippon Steel Corp | 製品板厚の厚い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
KR100479995B1 (ko) * | 1999-12-06 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 자속밀도가 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0717962B2 (ja) | 1995-03-01 |
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