JPH03294427A - 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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- JPH03294427A JPH03294427A JP2098267A JP9826790A JPH03294427A JP H03294427 A JPH03294427 A JP H03294427A JP 2098267 A JP2098267 A JP 2098267A JP 9826790 A JP9826790 A JP 9826790A JP H03294427 A JPH03294427 A JP H03294427A
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- 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
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- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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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
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
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銅板の製造方法に関する。
の優れた一方向性電磁銅板の製造方法に関する。
一方向性電磁鋼板は、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800A/mにおける磁
束密度B8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50Hzで1.7テスラー(T)ま
で磁化したときのlkg当りの鉄損W,,,,。を使用
している。
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800A/mにおける磁
束密度B8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50Hzで1.7テスラー(T)ま
で磁化したときのlkg当りの鉄損W,,,,。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は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、一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。
いって磁束密度が高いは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、一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。
この一方向性電磁銅板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に(1101、圧延方向に<00
1>軸をもっ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<001>を圧延方向に高度に揃える
ことが必要である。
晶を起こさせ、鋼板面に(1101、圧延方向に<00
1>軸をもっ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<001>を圧延方向に高度に揃える
ことが必要である。
このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造技術とし
て代表的なものに田口悟等による特公昭40−1564
4号公報及び今中拓−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
fNを後者ではMnS 、 MnSe、 Sb等を主な
インヒビターとして用いている。従って現在の技術にお
いてはこれらイ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MnSをいっ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℃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。
て代表的なものに田口悟等による特公昭40−1564
4号公報及び今中拓−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
fNを後者ではMnS 、 MnSe、 Sb等を主な
インヒビターとして用いている。従って現在の技術にお
いてはこれらイ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MnSをいっ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℃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。
1)方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。
2) 加熱炉のエネルギー原単位が高い。
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。
等にみられるように操業上の悪影響が大きい。
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
普通銅皿みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なMn5O量を少なくする
かあるいはまっ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
物などによりイ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。
普通銅皿みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なMn5O量を少なくする
かあるいはまっ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
物などによりイ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。
特公昭54−24685号公報ではAs、 Bi、 S
n、 Sb等の粒界偏析元素を鋼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
AIの他、Zr、 Ti、 B、 Nb、 Ta、
V、 Cr、 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1100〜1260℃の範囲
にする方法が開示された。また、特開昭57−1583
22号公報ではMn含有量を下げ、Mn/S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、これらインヒビターの補強と組み合
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、 Se、 Sb、Bi、 Pb、 Sn、 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59−1
90324号公報ではSあるいはSeに加え、AI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
方向性電磁鋼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。
n、 Sb等の粒界偏析元素を鋼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
AIの他、Zr、 Ti、 B、 Nb、 Ta、
V、 Cr、 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1100〜1260℃の範囲
にする方法が開示された。また、特開昭57−1583
22号公報ではMn含有量を下げ、Mn/S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、これらインヒビターの補強と組み合
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、 Se、 Sb、Bi、 Pb、 Sn、 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59−1
90324号公報ではSあるいはSeに加え、AI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
方向性電磁鋼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。
さて本発明者らは先に特開昭59−56522号公報に
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。
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。
〔発明が解決しようとする課題〕
ところで、一方向性電磁網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AINを主インヒビターとする
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AINの析出処理を行っ
てインヒビターを制御する方法がとられている。
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AINを主インヒビターとする
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AINの析出処理を行っ
てインヒビターを制御する方法がとられている。
通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延一焼鈍一冷延−説炭
焼鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
焼鈍一仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
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、
AINを主インヒビターとする製造方法において、熱延
板焼鈍でのAIN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、5〜2
0トンのコイル状で巻取られる通常の方法においては、
冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必
然的にAINの析出が不均一となり最終的な磁気特性は
コイル内の場所によって変動し、歩留が低下する結果と
なる。
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、
AINを主インヒビターとする製造方法において、熱延
板焼鈍でのAIN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、5〜2
0トンのコイル状で巻取られる通常の方法においては、
冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必
然的にAINの析出が不均一となり最終的な磁気特性は
コイル内の場所によって変動し、歩留が低下する結果と
なる。
また、MnS 、 t’1nse、 Sbを主インヒビ
ターとする一方向性電磁鋼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調帯の冷却
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。
ターとする一方向性電磁鋼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調帯の冷却
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。
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。
そこで、本発明者らは、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
つ一方向性電磁鋼板を安定して得ることを目的として、
特に、熱延後の巻取温度に着目して研究を行い、本発明
を創案した。
延板焼鈍を省略した一回冷延法で、優れた磁気特性をも
つ一方向性電磁鋼板を安定して得ることを目的として、
特に、熱延後の巻取温度に着目して研究を行い、本発明
を創案した。
本発明の要旨とするところは、重量で、C:0.021
〜0.075%、St : 2.5〜4.5%、酸可溶
性Al : 0.010〜0.060%、N : 0.
0030〜0.0130%、S +0.405Se≦0
.014%、Mn : 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、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、
仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法において、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、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鋼板
に窒化処理を施すことを特徴とする特許 た一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
〜0.075%、St : 2.5〜4.5%、酸可溶
性Al : 0.010〜0.060%、N : 0.
0030〜0.0130%、S +0.405Se≦0
.014%、Mn : 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、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、
仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法において、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、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鋼板
に窒化処理を施すことを特徴とする特許 た一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、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
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。
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
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。
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.本発明者らは、この製造プロセス
において、二次再結晶を安定化させる方策を種々検討し
た結果、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、窒化を行うことが極めて有効であるという
新知見を得た.次に本発明者らは、上記製造プロセスに
おいて、優れた磁気特性を得る目的で、熱延後の巻取工
程に着目して、種々の検討を行ったところ、巻取温度と
磁気特性が密接に関係していることを見出した。以下実
験結果を基に詳細に説明する。
法を前提としている.本発明者らは、この製造プロセス
において、二次再結晶を安定化させる方策を種々検討し
た結果、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、窒化を行うことが極めて有効であるという
新知見を得た.次に本発明者らは、上記製造プロセスに
おいて、優れた磁気特性を得る目的で、熱延後の巻取工
程に着目して、種々の検討を行ったところ、巻取温度と
磁気特性が密接に関係していることを見出した。以下実
験結果を基に詳細に説明する。
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%、
Si : 3.25重量%、酸可溶性Al : 0.0
27重量%、N : 0.0078重量%、S : 0
.007重置%、Mn: 0.14重置%を含有し、残
部Fe及び不可避的不純物からなる40閣厚のスラブを
1150゜Cに加熱し、6パスで2.3g厚とし、次い
で、水冷と空冷を種々組み合わせて200〜900゜C
まで冷却し、各温度(巻取温度)で1時間保定して炉冷
(冷却速度的0.01℃/sec)する巻取シミュレー
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、750℃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。
Si : 3.25重量%、酸可溶性Al : 0.0
27重量%、N : 0.0078重量%、S : 0
.007重置%、Mn: 0.14重置%を含有し、残
部Fe及び不可避的不純物からなる40閣厚のスラブを
1150゜Cに加熱し、6パスで2.3g厚とし、次い
で、水冷と空冷を種々組み合わせて200〜900゜C
まで冷却し、各温度(巻取温度)で1時間保定して炉冷
(冷却速度的0.01℃/sec)する巻取シミュレー
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、750℃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。
窒化後の鋼板のN量は、0.0188〜0.0212重
量%であった。この鋼板に、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。
量%であった。この鋼板に、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。
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、≧1.8 B Tの高い磁束密度が得
られている。
以下の場合にB、≧1.8 B Tの高い磁束密度が得
られている。
熱延後の巻取温度を600℃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。
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。
通常の熱延の巻取後の冷却においては、5〜20TOH
のコイル状で空冷されるため、冷却速度は例えばo、o
os℃/sec程度と極めて遅い。巻取後の冷却中には
Fe5C,FerJa等が、粒界、粒界近傍、又は粒内
析出物(例えば、MnS 、 AZN等)を核としてそ
の周囲に析出する。このFe5C等が比較的小さい(例
えば1n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℃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Fe、Cが粗
大化しやすいか、あるいはAjN、SiJm等の析出が
増し、FerJaの析出が不足する、又はFe、、N、
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Fe、C1Fe
1.N、等が冷延時に一部解離固溶して、固溶C1N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)<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。
のコイル状で空冷されるため、冷却速度は例えばo、o
os℃/sec程度と極めて遅い。巻取後の冷却中には
Fe5C,FerJa等が、粒界、粒界近傍、又は粒内
析出物(例えば、MnS 、 AZN等)を核としてそ
の周囲に析出する。このFe5C等が比較的小さい(例
えば1n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℃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Fe、Cが粗
大化しやすいか、あるいはAjN、SiJm等の析出が
増し、FerJaの析出が不足する、又はFe、、N、
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Fe、C1Fe
1.N、等が冷延時に一部解離固溶して、固溶C1N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)<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。
次に本発明の構成要件の限定理由について述べる。
先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して限定理由
を詳細に説明する。
を詳細に説明する。
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Bs >1.80 (T)が得がたいので0.0
21%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。
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Bs >1.80 (T)が得がたいので0.0
21%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。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。
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。
八l及びNは二次再結晶の安定化に必要なAINもしく
はCAR,Si) n1tridesを確保するため、
酸可溶性AIとして0.010%以上が必要である。酸
可溶性AIが0.060%を超えると熱延板のAIN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。
はCAR,Si) n1tridesを確保するため、
酸可溶性AIとして0.010%以上が必要である。酸
可溶性AIが0.060%を超えると熱延板のAIN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。
Nについては通常の製鋼作業では0.0030%未満に
することが困難であり、これ未満にすることば経済的に
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“鋼板表面
のふくれ”が発生するので0.0130%以下とした。
することが困難であり、これ未満にすることば経済的に
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“鋼板表面
のふくれ”が発生するので0.0130%以下とした。
MnS 、 MnSeが鋼中に存在しても、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 Se)50.014%であることが望ま
しい。Sあるいは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。
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 Se)50.014%であることが望ま
しい。Sあるいは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。
また最終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Se
を不必要に増すことは意味がない。
すぎて好ましくなく、この様な観点からSあるいはSe
を不必要に増すことは意味がない。
Mn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、ストリップの側縁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、Mn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。
、熱間圧延によって得られる熱延板の形状(平坦さ)、
就中、ストリップの側縁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、Mn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。
スラブ加熱温度は、普通鋼差にしてコストダウンを行う
という目的から1280℃未満と限定した。
という目的から1280℃未満と限定した。
好ましくは1200″C以下である。
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100〜400閣厚のスラブを加熱した
後いづれも複数回のバ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100〜30
00m/+ainとなっており、パス間の時間は0.0
1〜100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鋼板温度を低下せしめ、5〜20T
ONのコイル状に巻取られる。本発明の特徴はこの巻取
工程にある。
後いづれも複数回のバ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100〜30
00m/+ainとなっており、パス間の時間は0.0
1〜100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鋼板温度を低下せしめ、5〜20T
ONのコイル状に巻取られる。本発明の特徴はこの巻取
工程にある。
次に、熱延後の巻取条件の限定理由について述べる。熱
延後の巻取温度を600℃以下としたのは第1図から明
らかなように、この範囲で、B・≧1.88(T)の良
好な磁束密度をもつ製品が得られるためである。なお巻
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5〜20↑ONのコイル状で空冷され、冷却
速度は0.005℃/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、Fe5C等析出物
サイズを過度に大きくしないためには、450〜600
℃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。
延後の巻取温度を600℃以下としたのは第1図から明
らかなように、この範囲で、B・≧1.88(T)の良
好な磁束密度をもつ製品が得られるためである。なお巻
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5〜20↑ONのコイル状で空冷され、冷却
速度は0.005℃/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、Fe5C等析出物
サイズを過度に大きくしないためには、450〜600
℃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。
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、圧下率を上託範囲とすることによって、脱
炭仮において尖鋭な(110)<001>方位粒と、こ
れに蚕食され易い対応方位粒H1ll)<112>方位
粒等)を適正量得ることができ、磁束密度を高める王で
好ましいためである。
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、圧下率を上託範囲とすることによって、脱
炭仮において尖鋭な(110)<001>方位粒と、こ
れに蚕食され易い対応方位粒H1ll)<112>方位
粒等)を適正量得ることができ、磁束密度を高める王で
好ましいためである。
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。
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。
また、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。窒化を行う工程、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,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MnN、 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、鋼板を窒化する方法、最終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、窒化量についても特に限定するも
のではないが、二次再結晶を安定化するために、N量の
増量として0.0001重量%以上は必要である。
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。窒化を行う工程、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,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MnN、 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、鋼板を窒化する方法、最終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、窒化量についても特に限定するも
のではないが、二次再結晶を安定化するために、N量の
増量として0.0001重量%以上は必要である。
以下、実施例を説明する。
一実施例1−
C: 0.053重量%、St : 3.24重量%、
Mn : 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40aa厚のスラブを115゜℃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
2.3sa厚の熱延板とした。この時熱延終了温度は9
05℃であった。次いで、熱延後、1秒間空冷後100
℃/secの冷却速度で0700℃、0500℃1■3
00″Cまで冷却し、各温度(@取温度)で1時間保持
し炉冷(冷速約0.01℃/5ee)する巻取シミュレ
ーシヨンを施した0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0.33511I
厚の冷延板とした。
Mn : 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40aa厚のスラブを115゜℃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
2.3sa厚の熱延板とした。この時熱延終了温度は9
05℃であった。次いで、熱延後、1秒間空冷後100
℃/secの冷却速度で0700℃、0500℃1■3
00″Cまで冷却し、各温度(@取温度)で1時間保持
し炉冷(冷速約0.01℃/5ee)する巻取シミュレ
ーシヨンを施した0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0.33511I
厚の冷延板とした。
しかる後、この冷延板を830″CX150秒(均熱)
の脱炭焼鈍を施し、次いで、750 ”CX30秒(均
熱)の焼鈍時雰囲気中にNH,ガスを混合させ、鋼板を
窒化させた。この焼鈍の後鋼板のN量は、0.0195
〜0.0211重量%であった。次いでこの窒化後の鋼
板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布を行い、次い
でN225%、H875%の雰囲気ガス中で15℃/時
の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH!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。
の脱炭焼鈍を施し、次いで、750 ”CX30秒(均
熱)の焼鈍時雰囲気中にNH,ガスを混合させ、鋼板を
窒化させた。この焼鈍の後鋼板のN量は、0.0195
〜0.0211重量%であった。次いでこの窒化後の鋼
板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤塗布を行い、次い
でN225%、H875%の雰囲気ガス中で15℃/時
の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH!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。
工程条件と製品の磁気特性を第1表に示す。
第 1 表
一実施例2−
C: 0.043重量%、Si : 3.25重量%、
Mn : 0.16重量%、S : 0.006重量%
、酸可溶性AI : 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閣厚のスラブを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閣厚の熱延板とした。この時の熱延終了温度は92
5℃であった0次いで、1秒間空冷後66℃/secの
冷却速度で0750℃、■450℃まで冷却し、各温度
(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0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 trm
厚の冷延板とした。
Mn : 0.16重量%、S : 0.006重量%
、酸可溶性AI : 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閣厚のスラブを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閣厚の熱延板とした。この時の熱延終了温度は92
5℃であった0次いで、1秒間空冷後66℃/secの
冷却速度で0750℃、■450℃まで冷却し、各温度
(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0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 trm
厚の冷延板とした。
しかる後、この冷延板を830℃に120秒保持後85
0℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、(a)
700℃×30秒(均熱)の焼鈍時雰囲気ガス中にN
H3ガスを混合させ鋼板を窒化させる(窒化後のN量:
0.0215〜0.0240重量%)、(ロ)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、8゜15%、8285
%の雰囲気ガス中で、15℃/時の速度で1200℃ま
で昇温し、引き続きH,100%雰囲気ガス中で120
0℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
0℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、(a)
700℃×30秒(均熱)の焼鈍時雰囲気ガス中にN
H3ガスを混合させ鋼板を窒化させる(窒化後のN量:
0.0215〜0.0240重量%)、(ロ)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、8゜15%、8285
%の雰囲気ガス中で、15℃/時の速度で1200℃ま
で昇温し、引き続きH,100%雰囲気ガス中で120
0℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
工程条件と製品の磁気特性を第2表に示す。
第 2 表
一実施例3−
C: 0.036重量%、Si : 3.26重量%、
Mn : 0.15重量%、S : 0.007重量%
、酸可溶性i : 0.029重量%、N : 0.0
078重量%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物か
らなる60mm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
.4m厚の熱延板とした。この時の熱延終了温度は10
35℃であった。次いで、1秒間空冷後58℃/sec
の冷却速度で、0650℃、■300 ′l: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: 0.01℃/5ec)、(ロ)水冷(冷却
速度:30℃/see )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論厚の冷延板とした。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℃×30秒(均熱)なる焼鈍時
雰囲気ガス中にNH,ガスを混合させ鋼板を窒化させた
。窒化後のN量は0.0185〜0.0215重量%で
あった。この窒化後の鋼板にMgOを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、次いで、N、25%、H,75%の雰
囲気ガス中で、20℃/時の速度で1200℃まで昇温
し、引き続きHz 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。
Mn : 0.15重量%、S : 0.007重量%
、酸可溶性i : 0.029重量%、N : 0.0
078重量%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物か
らなる60mm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
.4m厚の熱延板とした。この時の熱延終了温度は10
35℃であった。次いで、1秒間空冷後58℃/sec
の冷却速度で、0650℃、■300 ′l: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: 0.01℃/5ec)、(ロ)水冷(冷却
速度:30℃/see )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論厚の冷延板とした。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℃×30秒(均熱)なる焼鈍時
雰囲気ガス中にNH,ガスを混合させ鋼板を窒化させた
。窒化後のN量は0.0185〜0.0215重量%で
あった。この窒化後の鋼板にMgOを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、次いで、N、25%、H,75%の雰
囲気ガス中で、20℃/時の速度で1200℃まで昇温
し、引き続きHz 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。
工程条件と製品の磁気特性を第3表に示す。
第 3 表
−実施例4−
C: 0.049重量%、St : 3.25重量%、
Mn : 0.16重量%、S : 0.007重量%
、酸可溶性Af! : 0.029重量%、N : 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閣厚のスラブを1200℃の温度で加熱
した後1160℃で熱延を開始し、6パスで熱延して2
.31厚の熱延板とした。この時熱延終了温度は983
℃であった0次いで熱延後1秒間空冷後100℃/se
cの冷却速度で0700℃、0450℃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謹
厚の冷延板とした0次いでこの冷延板を830℃で12
0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、N225%、N175%の雰囲気ガ
ス中で10℃/時の速度で880℃まで昇温し、次いで
、Ng75%、H。
Mn : 0.16重量%、S : 0.007重量%
、酸可溶性Af! : 0.029重量%、N : 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閣厚のスラブを1200℃の温度で加熱
した後1160℃で熱延を開始し、6パスで熱延して2
.31厚の熱延板とした。この時熱延終了温度は983
℃であった0次いで熱延後1秒間空冷後100℃/se
cの冷却速度で0700℃、0450℃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謹
厚の冷延板とした0次いでこの冷延板を830℃で12
0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、N225%、N175%の雰囲気ガ
ス中で10℃/時の速度で880℃まで昇温し、次いで
、Ng75%、H。
25%の雰囲気ガス中でlθ℃/時の速度で1200℃
まで昇温し、引き続きH,100%雰囲気ガス中で12
00℃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℃から1200℃までは25℃毎に1
部のサンプルを焼鈍炉より引き出し水冷し、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10
50℃であり、N量が最大となるのは975℃であり、
その時の鋼板の窒素量は0.0258〜0.0270重
量%となっていることを確認した。
まで昇温し、引き続きH,100%雰囲気ガス中で12
00℃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℃から1200℃までは25℃毎に1
部のサンプルを焼鈍炉より引き出し水冷し、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10
50℃であり、N量が最大となるのは975℃であり、
その時の鋼板の窒素量は0.0258〜0.0270重
量%となっていることを確認した。
工程条件と製品の磁気特性を第4表に示す。
第 4 表
〔発明の効果〕
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ので、その工業的効果は極め
て大である。
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ので、その工業的効果は極め
て大である。
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。 第1図 熱延績nJL取温屋 (・C)
グラフである。 第1図 熱延績nJL取温屋 (・C)
Claims (1)
- 重量で、C:0.021〜0.075%、Si:2.5
〜4.5%、酸可溶性Al:0.010〜0.060%
、N:0.0030〜0.0130%、S+0.405
Se≦0.014%、Mn:0.05〜0.8%、残部
がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、128
0℃未満の温度域に加熱して熱間圧延し、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
後仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法において、
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、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鋼
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
一方向性電磁鋼板の製造方法。
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1990
- 1990-04-13 JP JP2098267A patent/JPH0730397B2/ja not_active Expired - Fee Related
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1991
- 1991-04-15 KR KR1019910701850A patent/KR940008934B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1991-04-15 WO PCT/JP1991/000493 patent/WO1991016462A1/ja not_active Application Discontinuation
- 1991-04-15 EP EP91906970A patent/EP0477384A1/en not_active Ceased
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1995
- 1995-07-13 US US08/502,238 patent/US5597424A/en not_active Expired - Fee Related
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WO1991016462A1 (en) | 1991-10-31 |
EP0477384A1 (en) | 1992-04-01 |
US5597424A (en) | 1997-01-28 |
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