JPH0757889B2 - 冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法 - Google Patents
冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法Info
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- JPH0757889B2 JPH0757889B2 JP1197429A JP19742989A JPH0757889B2 JP H0757889 B2 JPH0757889 B2 JP H0757889B2 JP 1197429 A JP1197429 A JP 1197429A JP 19742989 A JP19742989 A JP 19742989A JP H0757889 B2 JPH0757889 B2 JP H0757889B2
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- annealing
- cooling rate
- secondary recrystallization
- electrical steel
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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、電気機器の鉄心材料として用いられる軟磁性
材料である一方向性電磁鋼板の製造法に関するものであ
る。
材料である一方向性電磁鋼板の製造法に関するものであ
る。
（従来の技術） 一方向性電磁鋼板は、鋼板面が｛110｝面で圧延方向に
＜001＞軸を有する所謂ゴス方位（ミラー指数で｛110｝
＜001＞と表す）をもつ結晶粒から構成されており、軟
磁性材料として変圧器或は発電機用の鉄心に使用され
る。一方向性電磁鋼板は、磁気特性として磁化特性と鉄
損特性が良好であることが要求される。
＜001＞軸を有する所謂ゴス方位（ミラー指数で｛110｝
＜001＞と表す）をもつ結晶粒から構成されており、軟
磁性材料として変圧器或は発電機用の鉄心に使用され
る。一方向性電磁鋼板は、磁気特性として磁化特性と鉄
損特性が良好であることが要求される。
磁化特性は、かけられた一定の磁場力の下で鉄心内に誘
起される磁束密度の高低によってその良否が評価され
る。高い磁束密度をもつ一方向性電磁鋼板は、結晶粒の
方位を｛110）＜001＞に高度に揃えることによって得ら
れる。
起される磁束密度の高低によってその良否が評価され
る。高い磁束密度をもつ一方向性電磁鋼板は、結晶粒の
方位を｛110）＜001＞に高度に揃えることによって得ら
れる。
鉄損特性は、鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱エ
ネルギとして消費される電力損失の多寡によってその良
否が評価される。鉄損特性の良否には、磁束密度、板
厚、比抵抗、結晶粒径等の因子が影響する。高い磁束密
度をもつ一方向性電磁鋼板は、電気機器を小型化するこ
とを可能ならしめるとともに、鉄損特性を良好ならしめ
るので非常に好ましい。
ネルギとして消費される電力損失の多寡によってその良
否が評価される。鉄損特性の良否には、磁束密度、板
厚、比抵抗、結晶粒径等の因子が影響する。高い磁束密
度をもつ一方向性電磁鋼板は、電気機器を小型化するこ
とを可能ならしめるとともに、鉄損特性を良好ならしめ
るので非常に好ましい。
ところで、一方向性電磁鋼板は、熱間圧延、冷間圧延お
よび焼鈍の適切な組み合わせによって最終板厚とした鋼
板に、高温の仕上焼鈍を施すことによって｛110｝＜001
＞方位を有する一次再結晶粒が選択的に成長する。所
謂、二次再結晶によって得られる。
よび焼鈍の適切な組み合わせによって最終板厚とした鋼
板に、高温の仕上焼鈍を施すことによって｛110｝＜001
＞方位を有する一次再結晶粒が選択的に成長する。所
謂、二次再結晶によって得られる。
二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細な析出物、
たとえばMnS、AlN、MnSe等が存在すること或いはSn、S
b、Ｐ等の粒界存在型の元素が存在することによって達
成される。これら鋼板中の微細な析出物或は粒界存在型
の元素は、仕上焼鈍中の｛110｝＜001＞方位以外の一次
再結晶粒の成長を抑え、｛110｝＜001＞方位粒を選択的
に成長させる機能を持つ。このような粒成長の抑制作用
を、一般に、インヒビター効果と呼んでいる。従って、
当該技術分野における研究開発の重点課題は、如何なる
種類の析出物或は粒界存在型の元素を用いて二次再結晶
を安定させるか、そして正確な｛110｝＜001＞方位粒の
存在割合を高めるために、それらの適切な存在状態を如
何にして達成するかにある。
たとえばMnS、AlN、MnSe等が存在すること或いはSn、S
b、Ｐ等の粒界存在型の元素が存在することによって達
成される。これら鋼板中の微細な析出物或は粒界存在型
の元素は、仕上焼鈍中の｛110｝＜001＞方位以外の一次
再結晶粒の成長を抑え、｛110｝＜001＞方位粒を選択的
に成長させる機能を持つ。このような粒成長の抑制作用
を、一般に、インヒビター効果と呼んでいる。従って、
当該技術分野における研究開発の重点課題は、如何なる
種類の析出物或は粒界存在型の元素を用いて二次再結晶
を安定させるか、そして正確な｛110｝＜001＞方位粒の
存在割合を高めるために、それらの適切な存在状態を如
何にして達成するかにある。
現在、工業生産されている代表的な一方向性電磁鋼板の
製造方法は、３種類ある。
製造方法は、３種類ある。
第１の技術は、M.F.リットマンによる、特公昭30−3651
号公報に開示された、MnSをインヒビターとして機能さ
せる２回冷延法による製造方法である。
号公報に開示された、MnSをインヒビターとして機能さ
せる２回冷延法による製造方法である。
第２の技術は、田口、板倉による、特公昭40−15644号
公報に開示された、AlN＋MnSをインヒビターとして機能
させる最終冷間圧延を80％以上の強圧下率の適用下に行
う製造方法である。
公報に開示された、AlN＋MnSをインヒビターとして機能
させる最終冷間圧延を80％以上の強圧下率の適用下に行
う製造方法である。
第３の技術は、今中等による、特公昭51−13469号公報
に開示された、MnS（または、およびMnSe）＋Sbをイン
ヒビターとして機能させる２回冷延法による製造方法で
ある。
に開示された、MnS（または、およびMnSe）＋Sbをイン
ヒビターとして機能させる２回冷延法による製造方法で
ある。
これらの技術においては、何れも析出物を微細、均一に
分散、析出せしめる手段として熱間圧延に先立つ鋳片の
加熱段階での加熱温度を、第１の技術にあっては、1260
℃以上、第２の技術にあっては、特開昭48−51852号公
報に開示されているように、素材におけるSi含有量によ
るが、３％Siの場合で1350℃、第３の技術にあっては、
特開昭51−20716号公報に開示されているように、1230
℃以上、高い磁束密度を有する製品が得られる実施例で
は、1320℃といった極めて高い温度に鋳片を加熱するこ
とによって、粗大な状態で存在する析出物を一旦固溶さ
せ、その後の熱間圧延或は熱処理中に微細に分散、析出
させるようにしている。
分散、析出せしめる手段として熱間圧延に先立つ鋳片の
加熱段階での加熱温度を、第１の技術にあっては、1260
℃以上、第２の技術にあっては、特開昭48−51852号公
報に開示されているように、素材におけるSi含有量によ
るが、３％Siの場合で1350℃、第３の技術にあっては、
特開昭51−20716号公報に開示されているように、1230
℃以上、高い磁束密度を有する製品が得られる実施例で
は、1320℃といった極めて高い温度に鋳片を加熱するこ
とによって、粗大な状態で存在する析出物を一旦固溶さ
せ、その後の熱間圧延或は熱処理中に微細に分散、析出
させるようにしている。
鋳片の加熱温度を高くすることには、加熱時の使用エネ
ルギの増大、ノロと呼ばれる溶融スラグの発生に起因す
る歩留りの低下ならびに加熱炉の補修頻度が高くなるこ
とによるメインテナンスコストの増大および設備稼動率
の低下といった問題があるほか、特公昭57−41526号公
報に開示されているように、二次再結晶不良が発生する
ために、連続鋳造鋳片を使用するには種々の対策が必要
であり、さらに、特公昭59−7758号公報に開示されてい
るように、製品板厚を薄くすると、この二次再結晶不良
が一層増加する等の問題があった。鋳片の高温加熱に起
因する、これらの問題を解決するための技術として、特
公昭61−60896号公報に開示された技術がある。この技
術においては、鋳片は、1280℃未満、実施例ではたとえ
ば1150℃といった低温に加熱されるから、上述の従来技
術における問題は、根本的に解決される。しかしなが
ら、この技術にあっても、高い磁束密度を有する製品を
安定して製造し得ることおよびさらなる低コスト化のた
めに、解決さるべき課題がある。
ルギの増大、ノロと呼ばれる溶融スラグの発生に起因す
る歩留りの低下ならびに加熱炉の補修頻度が高くなるこ
とによるメインテナンスコストの増大および設備稼動率
の低下といった問題があるほか、特公昭57−41526号公
報に開示されているように、二次再結晶不良が発生する
ために、連続鋳造鋳片を使用するには種々の対策が必要
であり、さらに、特公昭59−7758号公報に開示されてい
るように、製品板厚を薄くすると、この二次再結晶不良
が一層増加する等の問題があった。鋳片の高温加熱に起
因する、これらの問題を解決するための技術として、特
公昭61−60896号公報に開示された技術がある。この技
術においては、鋳片は、1280℃未満、実施例ではたとえ
ば1150℃といった低温に加熱されるから、上述の従来技
術における問題は、根本的に解決される。しかしなが
ら、この技術にあっても、高い磁束密度を有する製品を
安定して製造し得ることおよびさらなる低コスト化のた
めに、解決さるべき課題がある。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、鋳片加熱時に、インヒビターの作り込みをす
ることなく、脱炭焼鈍から仕上焼鈍における二次再結晶
開始までの何れかの段階で鋼板を窒化処理することによ
り、二次再結晶に必要な析出物を形成せしめることを基
盤とする一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて
安定した二次再結晶を実現させることにより、高磁束密
度を有する製品を得ることを達成しかつ、基本的には熱
間圧延を省略した鋳造薄帯を素材とすることにより、よ
り低コストのプロセスを実現することを課題とするもの
で、就中良好な磁気特性を有する製品を低コストで製造
し得る一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目
的とするものである。
ることなく、脱炭焼鈍から仕上焼鈍における二次再結晶
開始までの何れかの段階で鋼板を窒化処理することによ
り、二次再結晶に必要な析出物を形成せしめることを基
盤とする一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて
安定した二次再結晶を実現させることにより、高磁束密
度を有する製品を得ることを達成しかつ、基本的には熱
間圧延を省略した鋳造薄帯を素材とすることにより、よ
り低コストのプロセスを実現することを課題とするもの
で、就中良好な磁気特性を有する製品を低コストで製造
し得る一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目
的とするものである。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１） 重量で、Si:1.5〜4.7％、AlR:0.006〜0.032％
（但し、AlR＝酸可溶性Al−Al as AlN＋27/14（N as Ti
N＋N as BN））、total N≦0.0095％を含み、残部が実
質的にFeからなる鋼板に、１回或は中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布を施した後、二次再結晶を目的とす
る仕上焼鈍を施すプロセスにあって、脱炭焼鈍から仕上
焼鈍における二次再結晶開始までの何れかの段階で鋼板
の窒化処理を施す一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、冷間圧延素材として鋳造時の（α＋γ）二相共存域
における冷却速度を8.5℃/s以上として凝固時のαおよ
びγ中のSiの成分分配比を小さくした鋳造薄帯を用いる
ことを特徴とする冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性
電磁鋼板の製造法。
（但し、AlR＝酸可溶性Al−Al as AlN＋27/14（N as Ti
N＋N as BN））、total N≦0.0095％を含み、残部が実
質的にFeからなる鋼板に、１回或は中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布を施した後、二次再結晶を目的とす
る仕上焼鈍を施すプロセスにあって、脱炭焼鈍から仕上
焼鈍における二次再結晶開始までの何れかの段階で鋼板
の窒化処理を施す一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、冷間圧延素材として鋳造時の（α＋γ）二相共存域
における冷却速度を8.5℃/s以上として凝固時のαおよ
びγ中のSiの成分分配比を小さくした鋳造薄帯を用いる
ことを特徴とする冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性
電磁鋼板の製造法。
（２） 冷間圧延に先立って、冷間圧延素材を800〜112
0℃の温度域で焼鈍する請求項１記載の冷却速度制御鋳
造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。
0℃の温度域で焼鈍する請求項１記載の冷却速度制御鋳
造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。
（３） αおよびγに対応する部分のSi比Si inα/Si i
n γを1.04以下とした鋳造薄帯を冷間圧延素材とする前
項１または２記載の冷却速度制御鋳造材を用いた一方向
性電磁鋼板の製造法。
n γを1.04以下とした鋳造薄帯を冷間圧延素材とする前
項１または２記載の冷却速度制御鋳造材を用いた一方向
性電磁鋼板の製造法。
以下に、本発明を詳細に説明する。
先に述べたように、高配向｛110｝＜001＞方位粒を安定
して発現させるためには、二次再結晶に必要な析出物を
鋼鋳に均一に存在させる必要がある。鋼中の析出物に疎
密がある場合、たとえば、高配向の｛110｝＜001＞方位
粒出現潜在的位置の析出物が密で、その他の方位粒位置
の析出物が疎であると、高配向｛110｝＜001＞方位粒の
成長開始前にその他の方位粒の成長が始まり、二次再結
晶不良或は低配向二次再結晶になると考えられる。特に
製品厚が薄くなり、板厚方向における一次再結晶粒の個
数が少なくなってくると、析出物の疎密の悪影響が顕著
に現れる。
して発現させるためには、二次再結晶に必要な析出物を
鋼鋳に均一に存在させる必要がある。鋼中の析出物に疎
密がある場合、たとえば、高配向の｛110｝＜001＞方位
粒出現潜在的位置の析出物が密で、その他の方位粒位置
の析出物が疎であると、高配向｛110｝＜001＞方位粒の
成長開始前にその他の方位粒の成長が始まり、二次再結
晶不良或は低配向二次再結晶になると考えられる。特に
製品厚が薄くなり、板厚方向における一次再結晶粒の個
数が少なくなってくると、析出物の疎密の悪影響が顕著
に現れる。
ところで、本発明で基盤とする析出物形成法は一次再結
晶完了後から二次再結晶開始までの何れかの段階で鋼板
を窒化処理することにより、一部Mnを含むこともある
（Al,Si）Ｎを主体とする複成分析出物を形成せしめる
ものである。従って、 （Al,Si）Ｎを鋼中に均一に形成せしめるためには、こ
の析出物の構成元素であるAl,Siが鋼板全域に亙って均
質でなければならない。本発明者等は、従来、一般に行
なわれている鋳造スラブを出発材とするプロセスにおい
ては、鋼板にSiのミクロ偏析が見られることを知見し
た。就中、鋳造後のスラブを、インヒビターとしての析
出物を1400℃前後の温度域で溶体化すべく、高温、長時
間加熱する従来プロセスとは異なり、スラブ加熱段階で
は析出物を溶体化しない本発明の基盤となるプロセスに
おいては、鋳造時のSi偏析は、解消し難い。而して、こ
のSi偏析は、Al、Ｎの存在にも影響すると考えられる。
即ち、高Si部にはフリーのAl,Nが少なく、低Si部にはフ
リーのAl,Nが多く存在すると思われる。
晶完了後から二次再結晶開始までの何れかの段階で鋼板
を窒化処理することにより、一部Mnを含むこともある
（Al,Si）Ｎを主体とする複成分析出物を形成せしめる
ものである。従って、 （Al,Si）Ｎを鋼中に均一に形成せしめるためには、こ
の析出物の構成元素であるAl,Siが鋼板全域に亙って均
質でなければならない。本発明者等は、従来、一般に行
なわれている鋳造スラブを出発材とするプロセスにおい
ては、鋼板にSiのミクロ偏析が見られることを知見し
た。就中、鋳造後のスラブを、インヒビターとしての析
出物を1400℃前後の温度域で溶体化すべく、高温、長時
間加熱する従来プロセスとは異なり、スラブ加熱段階で
は析出物を溶体化しない本発明の基盤となるプロセスに
おいては、鋳造時のSi偏析は、解消し難い。而して、こ
のSi偏析は、Al、Ｎの存在にも影響すると考えられる。
即ち、高Si部にはフリーのAl,Nが少なく、低Si部にはフ
リーのAl,Nが多く存在すると思われる。
このような知見に基づき、本発明者等はさらに研究を進
めた結果、鋳造時の鋳片の冷却速度を一定以上に速くし
て凝固速度を高めると、成分が均質になり、鋼板の窒化
処理によって（Al,Si）Ｎを均一に形成せしめるのに極
めて有効であることを発見した。而して、これによって
二次再結晶が安定し、特に、本発明者等の一部が先に特
願平１−82393号にて提案した、高配向な二次再結晶を
得るのに有効である最終冷延後の一次再結晶温度を高く
する条件下でも二次再結晶が生じるので、高磁束密度を
有する一方向性電磁鋼板を安定して製造できる。
めた結果、鋳造時の鋳片の冷却速度を一定以上に速くし
て凝固速度を高めると、成分が均質になり、鋼板の窒化
処理によって（Al,Si）Ｎを均一に形成せしめるのに極
めて有効であることを発見した。而して、これによって
二次再結晶が安定し、特に、本発明者等の一部が先に特
願平１−82393号にて提案した、高配向な二次再結晶を
得るのに有効である最終冷延後の一次再結晶温度を高く
する条件下でも二次再結晶が生じるので、高磁束密度を
有する一方向性電磁鋼板を安定して製造できる。
以下に、Si含有鋼における凝固速度とSi偏析状況を示
し、そのときの二次再結晶挙動を説明する。
し、そのときの二次再結晶挙動を説明する。
重量で、Si:3.35％、C:0.063％、Mn:0.12％、S:0.008
％、酸可溶性Al:0.030％、total N:0.0075％を含有する
溶鋼を、1150℃までの冷却速度として、5.4℃/min、54
℃/min、600℃/minで凝固させ、その後水中に浸漬して
急冷させて2.8mm厚さの鋳造薄帯を作成した。
％、酸可溶性Al:0.030％、total N:0.0075％を含有する
溶鋼を、1150℃までの冷却速度として、5.4℃/min、54
℃/min、600℃/minで凝固させ、その後水中に浸漬して
急冷させて2.8mm厚さの鋳造薄帯を作成した。
この鋳造薄帯について、EPMAで組織に沿って線分析を行
い、Siの成分分布状況を調査した。第１図に、5.4℃/mi
n、54℃/minの冷却速度のものについて、Siの成分分布
状況を実測した結果を示す。この組織の隣接した部位に
ついて、Siの測定値の高い領域と低い領域とを対応させ
て第２図に示す。なお、このようなSiの不均一状態は、
Fe−Si−Ｃ状態図で、溶鋼が冷却される過程で、αから
γが晶出する際にSi分配が生じ、γ中のSiは排出され、
α中に濃く固溶したために生じたと考えられる。第２図
におけるＸ軸は、Siの低い領域即ちγ域、Ｙ軸はSiの高
い領域即ちα域を示す。第２図から、凝固時の冷却速度
が高くなるとSiの不均一さが少なくなることが分る。次
に、この鋳造薄帯に1120℃×１分間の焼鈍を施した後、
0.23mm厚さまで冷間圧延し、次いで、800〜920℃の温度
域でそれぞれ３分間、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、Mg
O中に５％の窒化フェロマンガンを添加した焼鈍分離剤
を塗布、乾燥した後1200℃×20hrsの仕上焼鈍を施し
た。
い、Siの成分分布状況を調査した。第１図に、5.4℃/mi
n、54℃/minの冷却速度のものについて、Siの成分分布
状況を実測した結果を示す。この組織の隣接した部位に
ついて、Siの測定値の高い領域と低い領域とを対応させ
て第２図に示す。なお、このようなSiの不均一状態は、
Fe−Si−Ｃ状態図で、溶鋼が冷却される過程で、αから
γが晶出する際にSi分配が生じ、γ中のSiは排出され、
α中に濃く固溶したために生じたと考えられる。第２図
におけるＸ軸は、Siの低い領域即ちγ域、Ｙ軸はSiの高
い領域即ちα域を示す。第２図から、凝固時の冷却速度
が高くなるとSiの不均一さが少なくなることが分る。次
に、この鋳造薄帯に1120℃×１分間の焼鈍を施した後、
0.23mm厚さまで冷間圧延し、次いで、800〜920℃の温度
域でそれぞれ３分間、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、Mg
O中に５％の窒化フェロマンガンを添加した焼鈍分離剤
を塗布、乾燥した後1200℃×20hrsの仕上焼鈍を施し
た。
こうして得られた製品の磁束密度（B8値）と二次再結晶
不良に起因する細粒発生の程度を、第３図に示す。第３
図から明らかなように、本発明で基盤としている二次再
結晶前、一次再結晶後に鋼板を窒化することによってイ
ンヒビターを形成する製造プロセスにおいては、特願平
１−82235号に示すように、特に、一次再結晶と脱炭を
行う焼鈍工程において、一次再結晶温度を高くすると、
製品の磁束密度が高くなるけれども、一定温度以上では
二次再結晶しなくなる。また、凝固時の冷却速度を高く
することによって、二次再結晶不良が発生する温度レベ
ルが高くなることが分る。従って、凝固時の冷却速度を
高くすることにより、高温の脱炭および一次再結晶焼鈍
を採用できるから、磁束密度の高い製品を得ることを可
能にする。
不良に起因する細粒発生の程度を、第３図に示す。第３
図から明らかなように、本発明で基盤としている二次再
結晶前、一次再結晶後に鋼板を窒化することによってイ
ンヒビターを形成する製造プロセスにおいては、特願平
１−82235号に示すように、特に、一次再結晶と脱炭を
行う焼鈍工程において、一次再結晶温度を高くすると、
製品の磁束密度が高くなるけれども、一定温度以上では
二次再結晶しなくなる。また、凝固時の冷却速度を高く
することによって、二次再結晶不良が発生する温度レベ
ルが高くなることが分る。従って、凝固時の冷却速度を
高くすることにより、高温の脱炭および一次再結晶焼鈍
を採用できるから、磁束密度の高い製品を得ることを可
能にする。
本発明者等による、鋳造時の冷却速度を変えた実験によ
れば、510℃/min（8.5℃/s）以上の冷却速度であれば、
Siの偏析が少なく二次再結晶が安定する。このときのSi
in α/Si in γは1.04である。
れば、510℃/min（8.5℃/s）以上の冷却速度であれば、
Siの偏析が少なく二次再結晶が安定する。このときのSi
in α/Si in γは1.04である。
このような二次再結晶安定化の効果は、凝固時の冷却速
度を高めると、成分が均一になるため窒化後の析出物が
均一に形成され、脱炭焼鈍温度を高くしても結晶粒が均
一に成長し、所謂混粒にならなかったために得られたと
考えられる。
度を高めると、成分が均一になるため窒化後の析出物が
均一に形成され、脱炭焼鈍温度を高くしても結晶粒が均
一に成長し、所謂混粒にならなかったために得られたと
考えられる。
以下、本発明の実施態様について述べる。
先ず、素材成分であるが、SiとAlが本発明では二次再結
晶に必要な析出物として（Al,Si）Ｎを用いるところか
ら、必須である。
晶に必要な析出物として（Al,Si）Ｎを用いるところか
ら、必須である。
Siが1.5％未満では、仕上焼鈍時に鋼がα＋γ二相にな
り、二次再結晶方位が破壊されるので1.5％以上とす
る。一方、Siが4.7％を超えると、鋼板を冷間圧延する
ときに割れが大きくなるので、4.7％以下とする。
り、二次再結晶方位が破壊されるので1.5％以上とす
る。一方、Siが4.7％を超えると、鋼板を冷間圧延する
ときに割れが大きくなるので、4.7％以下とする。
Alについては、鋼板を窒化処理するときに析出物を形成
可能な状態、即ち、固溶Al量として、AlR＝Al−Al as A
lN＋27/14（N as TiN＋N as BN）を規定し、二次再結晶
が安定して生じるに必要な量として、0.006〜0.032％を
限定範囲とする。
可能な状態、即ち、固溶Al量として、AlR＝Al−Al as A
lN＋27/14（N as TiN＋N as BN）を規定し、二次再結晶
が安定して生じるに必要な量として、0.006〜0.032％を
限定範囲とする。
ここで、AlRを説明する。通常の分析で測定される酸可
溶性Alは、固溶AlとAlNであるので先ず酸可溶性AlからA
lNとしてのAlを減じる。また、溶鋼にTi,Bが含まれる場
合、TiNとBNが凝固中に安定的に析出し鋼中のＮを固定
するからその分だけAlNとして析出する量が減少し、固
溶Alが増加することになるので、27/14（N as TiN＋N a
s BN）だけAlが増加したことになる。前記両者を加えた
ものが、窒化物形成可能な量であり、これをAlRとす
る。
溶性Alは、固溶AlとAlNであるので先ず酸可溶性AlからA
lNとしてのAlを減じる。また、溶鋼にTi,Bが含まれる場
合、TiNとBNが凝固中に安定的に析出し鋼中のＮを固定
するからその分だけAlNとして析出する量が減少し、固
溶Alが増加することになるので、27/14（N as TiN＋N a
s BN）だけAlが増加したことになる。前記両者を加えた
ものが、窒化物形成可能な量であり、これをAlRとす
る。
次にtotal Nについて述べるとtotal Nが0.0095％を超え
ると、ブリスターと呼ばれる鋼板の脹れが著しいので、
0.0095％以下とする。
ると、ブリスターと呼ばれる鋼板の脹れが著しいので、
0.0095％以下とする。
その他の成分については、本発明の基本思想を逸脱しな
い範囲で含有せしめることは差し支えない。
い範囲で含有せしめることは差し支えない。
一般に、元素は、その傾向の大小はあるが、α／γに分
配されるものであるから、基本的には含有しない方が窒
化物形成には望ましい。特に本発明の効果が著しいの
は、α−γ変態が多い場合であり、Si:1.5〜4.7％の範
囲で、この変態が生じる成分系での本発明の意義が大き
い。例えば、Si:2.0％では、Ｃとして約0.02％以上、S
i:4.7％では、Ｃとして約0.042％以上の場合に、α−γ
変態が生じ、その中間のSi含有量領域ではＣがこの0.02
〜0.042％の範囲にある場合に、本発明の手段が明確な
効果を現わすことになる。
配されるものであるから、基本的には含有しない方が窒
化物形成には望ましい。特に本発明の効果が著しいの
は、α−γ変態が多い場合であり、Si:1.5〜4.7％の範
囲で、この変態が生じる成分系での本発明の意義が大き
い。例えば、Si:2.0％では、Ｃとして約0.02％以上、S
i:4.7％では、Ｃとして約0.042％以上の場合に、α−γ
変態が生じ、その中間のSi含有量領域ではＣがこの0.02
〜0.042％の範囲にある場合に、本発明の手段が明確な
効果を現わすことになる。
一方、Mn、Ni等のγ生成元素が含まれると、この変態出
現Ｃ量限界値が下がる。
現Ｃ量限界値が下がる。
これら成分を含有する溶鋼を、鋳造してスラブとする。
従来の、厚さ150〜300mmのスラブをアウトプットする連
続鋳造プロセスでは、8.5℃/s以上の冷却速度は実現で
きず、従来のプロセスでは、ほぼ15℃/min（0.25℃/s）
前後にある。8.5℃/s以上の冷却速度を実現するために
は、薄帯を直接的に鋳造によって得るプロセスが必要と
なる。たとえば、5mm以下の厚さの薄帯を連続鋳造によ
って得る場合、特に困難な作業もなく連続的に冷却する
ことが可能である。冷却速度が高い程、成分偏析が少な
く望ましいから、冷却速度を高く採れるようにすべく鋳
造薄帯の厚さをより薄くすることが望ましいけれども、
後述するように、高い磁束密度を有する製品を得るため
には高い冷延率での圧延を必要とし、従って、自ずから
鋳造薄帯の厚さが限定される。たとえば、0.06mmの製品
厚さのものを、90％の冷延率で得ようとすると、冷延素
材厚さ即ち鋳造薄帯の厚さは、0.6mmとなる。鋳造過程
での冷却速度が高い程、成分偏析が少なく、均一な析出
物の形成のために有利であるが、8.5℃/s以上の冷却速
度であれば、ほぼ満足できる。
従来の、厚さ150〜300mmのスラブをアウトプットする連
続鋳造プロセスでは、8.5℃/s以上の冷却速度は実現で
きず、従来のプロセスでは、ほぼ15℃/min（0.25℃/s）
前後にある。8.5℃/s以上の冷却速度を実現するために
は、薄帯を直接的に鋳造によって得るプロセスが必要と
なる。たとえば、5mm以下の厚さの薄帯を連続鋳造によ
って得る場合、特に困難な作業もなく連続的に冷却する
ことが可能である。冷却速度が高い程、成分偏析が少な
く望ましいから、冷却速度を高く採れるようにすべく鋳
造薄帯の厚さをより薄くすることが望ましいけれども、
後述するように、高い磁束密度を有する製品を得るため
には高い冷延率での圧延を必要とし、従って、自ずから
鋳造薄帯の厚さが限定される。たとえば、0.06mmの製品
厚さのものを、90％の冷延率で得ようとすると、冷延素
材厚さ即ち鋳造薄帯の厚さは、0.6mmとなる。鋳造過程
での冷却速度が高い程、成分偏析が少なく、均一な析出
物の形成のために有利であるが、8.5℃/s以上の冷却速
度であれば、ほぼ満足できる。
この冷却速度を規定する領域は、α→γ変態範囲であ
る。たとえば、C:0.040％、Si:3.35％の鋼の場合、ほぼ
1320〜820℃であるが、低温域ではSiの拡散速度が極め
て低く、Siの拡散による分配が生じるのは、実質的には
1150〜1320℃の温度域における冷却速度による。
る。たとえば、C:0.040％、Si:3.35％の鋼の場合、ほぼ
1320〜820℃であるが、低温域ではSiの拡散速度が極め
て低く、Siの拡散による分配が生じるのは、実質的には
1150〜1320℃の温度域における冷却速度による。
上記鋳造薄帯は、既に薄くなっており、また、本発明に
おいて基盤としているプロセスの場合、従来プロセスに
おけるように、スラブ加熱段階で析出物を溶体化して熱
間圧延、焼鈍等の工程で析出させて二次再結晶発現に必
須なインヒビターを形成させることが必要ではなく、特
公昭62−45285号公報において述べているように、むし
ろ有害であるから、熱間圧延することなく直接冷間圧延
工程に移る。但し、鋳造プロセスにおいて、鋳造薄帯の
形状を矯正すべく、軽度の加工を加えることは問題な
い。この鋳造薄帯に、結晶粒の状態を均質にするため
に、800〜1120℃の温度域で短時間の焼鈍を施すと、製
品の磁束密度が安定的に向上する。この鋳造薄帯を直接
に或は焼鈍後に冷間圧延し、最終板厚とする。高い磁束
密度を有する製品を得るためには、80％以上、望ましく
は88％以上の強圧下を適用する冷間圧延をすることが適
切である。
おいて基盤としているプロセスの場合、従来プロセスに
おけるように、スラブ加熱段階で析出物を溶体化して熱
間圧延、焼鈍等の工程で析出させて二次再結晶発現に必
須なインヒビターを形成させることが必要ではなく、特
公昭62−45285号公報において述べているように、むし
ろ有害であるから、熱間圧延することなく直接冷間圧延
工程に移る。但し、鋳造プロセスにおいて、鋳造薄帯の
形状を矯正すべく、軽度の加工を加えることは問題な
い。この鋳造薄帯に、結晶粒の状態を均質にするため
に、800〜1120℃の温度域で短時間の焼鈍を施すと、製
品の磁束密度が安定的に向上する。この鋳造薄帯を直接
に或は焼鈍後に冷間圧延し、最終板厚とする。高い磁束
密度を有する製品を得るためには、80％以上、望ましく
は88％以上の強圧下を適用する冷間圧延をすることが適
切である。
なお、冷間圧延回数として、中間焼鈍を含む複数回の冷
間圧延工程を採ることもできるが、コストの上昇を招く
から複数回の冷間圧延工程を採る意義は小さい、１回の
冷間圧延工程で十分本発明の目的は達せられる。最終板
厚とされた材料は、次いで湿水素雰囲気中で短時間の脱
炭焼鈍を行う。
間圧延工程を採ることもできるが、コストの上昇を招く
から複数回の冷間圧延工程を採る意義は小さい、１回の
冷間圧延工程で十分本発明の目的は達せられる。最終板
厚とされた材料は、次いで湿水素雰囲気中で短時間の脱
炭焼鈍を行う。
本発明のように、従来プロセスにおけるような熱間圧延
工程或は熱延板焼温工程で微細な析出物を作り込むこと
なく、冷間圧延した素材を脱炭焼鈍する場合、焼鈍温度
を高くして行くと結晶粒は円滑に成長し、その鋼板を二
次再結晶させると、高配向｛110｝＜001＞が得られる。
しかし、限度以上に焼鈍温度を高くすると、二次再結晶
不良が発生する。この二次再結晶不良が出始める温度
は、鋳造時の冷却速度が高い程高くなる。この脱炭焼鈍
板に、焼鈍分離剤を塗布する。次いで、二次再結晶を目
的とする仕上焼鈍を行う。
工程或は熱延板焼温工程で微細な析出物を作り込むこと
なく、冷間圧延した素材を脱炭焼鈍する場合、焼鈍温度
を高くして行くと結晶粒は円滑に成長し、その鋼板を二
次再結晶させると、高配向｛110｝＜001＞が得られる。
しかし、限度以上に焼鈍温度を高くすると、二次再結晶
不良が発生する。この二次再結晶不良が出始める温度
は、鋳造時の冷却速度が高い程高くなる。この脱炭焼鈍
板に、焼鈍分離剤を塗布する。次いで、二次再結晶を目
的とする仕上焼鈍を行う。
本発明では、脱炭焼鈍後の鋼板を窒化能のある雰囲気中
で短時間焼鈍する方法、或は仕上焼鈍における昇温中、
二次再結晶開始までの間に窒化する方法の何れか一方ま
たは双方を組合せることにより、二次再結晶に有効な窒
化物を形成させることを、必須とする。
で短時間焼鈍する方法、或は仕上焼鈍における昇温中、
二次再結晶開始までの間に窒化する方法の何れか一方ま
たは双方を組合せることにより、二次再結晶に有効な窒
化物を形成させることを、必須とする。
なお、後者は、鋼板を積層した状態或はストリップコイ
ルの状態で焼鈍がなされるところから、雰囲気による窒
化はでき難いので、焼鈍分離剤中に窒化能のある化合物
を添加することが、均一な窒化のために有効である。
ルの状態で焼鈍がなされるところから、雰囲気による窒
化はでき難いので、焼鈍分離剤中に窒化能のある化合物
を添加することが、均一な窒化のために有効である。
（実施例） 実施例１ 重量で、C:0.068％、Si:3.35％、Mn:0.12％、S:0.008
％、酸可溶性Al:0.033％、total N:0.0067％、残部実質
的にFeからなる溶鋼をほゞ1400℃からほゞ1000℃までを
平均冷却速度54℃/minおよび600℃/minで厚さ2.0mmに鋳
造した。この板を1050℃×1.5min焼鈍後、0.1mm、0.2m
m、0.3mm厚さに冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍し、焼鈍
分離剤としてMgO中に５％の窒化フェロマンガンを添加
したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行なっ
た。この時の磁性と二次再結晶状況を第１表に示す。
％、酸可溶性Al:0.033％、total N:0.0067％、残部実質
的にFeからなる溶鋼をほゞ1400℃からほゞ1000℃までを
平均冷却速度54℃/minおよび600℃/minで厚さ2.0mmに鋳
造した。この板を1050℃×1.5min焼鈍後、0.1mm、0.2m
m、0.3mm厚さに冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍し、焼鈍
分離剤としてMgO中に５％の窒化フェロマンガンを添加
したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行なっ
た。この時の磁性と二次再結晶状況を第１表に示す。
鋳造時の冷却速度が早い600℃/minのものは成品厚に拘
らず、二次再結晶が安定し、その時の配向度が良好で磁
束密度が高い。第１表における二次再結晶欄の不良発生
とは、いわゆる細粒が発生したことを示しており、良好
とは細粒の発生が認められなかったことを示すものであ
る。
らず、二次再結晶が安定し、その時の配向度が良好で磁
束密度が高い。第１表における二次再結晶欄の不良発生
とは、いわゆる細粒が発生したことを示しており、良好
とは細粒の発生が認められなかったことを示すものであ
る。
実施例２ Si:3.4％、Mn:0.12％、S:0.008％、酸可溶性Al:0.034
％、total N:0.0069％、残部実質的にFeからなり、Ｃと
して0.008％と0.067％だけ含有する２種類の溶鋼をほゞ
1400℃からほゞ1000℃までを平均冷却速度54℃/minと60
0℃/minとで板厚2.0mmに鋳造した。この板を1050℃×1.
5min焼鈍後、0.15mm厚に冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍
し、焼鈍分離剤としてMeO中に５％の窒化フェロマンガ
ンを添加したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を
行なった。この時の磁性と二次再結晶状況を第２表に示
す。
％、total N:0.0069％、残部実質的にFeからなり、Ｃと
して0.008％と0.067％だけ含有する２種類の溶鋼をほゞ
1400℃からほゞ1000℃までを平均冷却速度54℃/minと60
0℃/minとで板厚2.0mmに鋳造した。この板を1050℃×1.
5min焼鈍後、0.15mm厚に冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍
し、焼鈍分離剤としてMeO中に５％の窒化フェロマンガ
ンを添加したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を
行なった。この時の磁性と二次再結晶状況を第２表に示
す。
鋳造時の冷却速度が早い600℃/minのものは、いずれの
Ｃ量についても二次再結晶が安定し、かつ磁束密度が高
い。Ｃが低くα単相のものよりも、Ｃが高くα＋γ二相
のものの方が磁束密度が高い。
Ｃ量についても二次再結晶が安定し、かつ磁束密度が高
い。Ｃが低くα単相のものよりも、Ｃが高くα＋γ二相
のものの方が磁束密度が高い。
実施例３ Si:ほゞ3.4％、Mn:0.12％、S:0.007％、total N:ほゞ0.
0073％、残部実質的にFeから成る溶鋼で第３表に示すよ
うな酸可溶性AlとＢとTiとがそれぞれ異る５種類の溶鋼
をほゞ1400℃からほゞ1000℃までを平均冷却速度600℃/
minで板厚2.0mmに鋳造した。この板を1050℃×1.5min焼
鈍後、0.15mm厚さに冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍し、
焼鈍分離剤としてMgO中に５％の窒化フェロマンガンを
添加したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行な
った。この時の磁性と二次再結晶状況を第３表に示す。
0073％、残部実質的にFeから成る溶鋼で第３表に示すよ
うな酸可溶性AlとＢとTiとがそれぞれ異る５種類の溶鋼
をほゞ1400℃からほゞ1000℃までを平均冷却速度600℃/
minで板厚2.0mmに鋳造した。この板を1050℃×1.5min焼
鈍後、0.15mm厚さに冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍し、
焼鈍分離剤としてMgO中に５％の窒化フェロマンガンを
添加したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行な
った。この時の磁性と二次再結晶状況を第３表に示す。
AlRが低くても、高くても二次再結晶不良が発生する
が、AlRが適切であれば、二次再結晶、磁束密度ともに
良好である。
が、AlRが適切であれば、二次再結晶、磁束密度ともに
良好である。
実施例４ 実施例２の鋳造片を1120℃×1.5min焼鈍後、板厚0.15mm
に冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍した。その後の窒化処
理として下記の３種類の方法を行なった。
に冷間圧延し、860℃で脱炭焼鈍した。その後の窒化処
理として下記の３種類の方法を行なった。
焼鈍分離剤としてMgOを塗布する。
焼鈍分離剤としてMgO＋５％窒化フェロマンガンを塗
布する。
布する。
脱炭焼鈍後にアンモニア含有水素雰囲気で800℃×30s
ecの窒化焼鈍後に焼鈍分離剤としてMgOを塗布する。
ecの窒化焼鈍後に焼鈍分離剤としてMgOを塗布する。
かくして得られた３種類の板について1200℃×20hrの仕
上焼鈍を行なった。この時の磁性と二次再結晶状況を第
４表に示す。
上焼鈍を行なった。この時の磁性と二次再結晶状況を第
４表に示す。
窒化を目的とした処理をしないの条件によれば二次再
結晶不良が発生し磁性が悪いが、窒化をさせた、の
条件によれば二次再結晶、B8いずれも良好である。
結晶不良が発生し磁性が悪いが、窒化をさせた、の
条件によれば二次再結晶、B8いずれも良好である。
実施例５ 実施例２の冷却速度600℃/minの鋳造片について、焼
鈍せず、800℃×1.5min、1000℃×1.5min、1120
℃×1.5minの４種類の焼鈍を行なった後、板厚0.20mmに
冷間圧延した。湿水素中で860℃の脱炭焼鈍を行ない、
焼鈍分離剤としてMgO中に５％の窒化フェロマンガンを
添加したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行な
った。この時の磁性と二次再結晶状況を第５表に示す。
鈍せず、800℃×1.5min、1000℃×1.5min、1120
℃×1.5minの４種類の焼鈍を行なった後、板厚0.20mmに
冷間圧延した。湿水素中で860℃の脱炭焼鈍を行ない、
焼鈍分離剤としてMgO中に５％の窒化フェロマンガンを
添加したものを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行な
った。この時の磁性と二次再結晶状況を第５表に示す。
鋳造材を焼鈍することにより、磁束密度が高くなるが、
とりわけ800℃以上の温度で焼鈍した場合に高磁束密度
が得られる。
とりわけ800℃以上の温度で焼鈍した場合に高磁束密度
が得られる。
（発明の効果） 本発明によれば、仕上焼鈍における二次再結晶の発現が
極めて安定するので、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板を安定して製造することができる。
極めて安定するので、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板を安定して製造することができる。
第１図（ａ），（ｂ）は、5.4℃/min、54℃/minの平均
冷却速度で2.8mm厚さの薄帯を鋳造したものについて、E
PMAで組織に沿って線分析を行い、Siの成分分布状況を
実測した結果を示す図、第２図は、第１図における組織
の隣接した部位について、Siの高い領域と低い領域とを
対応させて示す図、第３図は、鋳造過程における冷却速
度水準別に、脱炭焼鈍温度と製品の磁束密度および二次
再結晶不良発生の関係を示す図である。
冷却速度で2.8mm厚さの薄帯を鋳造したものについて、E
PMAで組織に沿って線分析を行い、Siの成分分布状況を
実測した結果を示す図、第２図は、第１図における組織
の隣接した部位について、Siの高い領域と低い領域とを
対応させて示す図、第３図は、鋳造過程における冷却速
度水準別に、脱炭焼鈍温度と製品の磁束密度および二次
再結晶不良発生の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/02 (72)発明者 高橋 延幸 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式曾社第３技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭53−97923（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−93824（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量で、Si:1.5〜4.7％、AlR:0.006〜0.03
2％（但し、AlR＝酸可溶性Al−Al as AlN＋27/14（N as
TiN＋N as BN））、total N≦0.0095％を含み、残部が
実質的にFeからなる鋼板に、１回或は中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布を施した後、二次再結晶を目的とす
る仕上焼鈍を施すプロセスにあって、脱炭焼鈍から仕上
焼鈍における二次再結晶開始までの何れかの段階で鋼板
の窒化処理を施す一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、冷間圧延素材として鋳造時の（α＋γ）二相共存域
における冷却速度を8.5℃/s以上として凝固時のαおよ
びγ中のSiの成分分配比を小さくした鋳造薄帯を用いる
ことを特徴とする冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性
電磁鋼板の製造法。 - 【請求項２】冷間圧延に先立って、冷間圧延素材を800
〜1120℃の温度域で焼鈍する請求項１記載の冷却速度制
御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。 - 【請求項３】αおよびγに対応する部分のSi比Si inα/
Si in γを1.04以下とした鋳造薄帯を冷間圧延素材とす
る請求項１または２記載の冷却速度制御鋳造材を用いた
一方向性電磁鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1197429A JPH0757889B2 (ja) | 1989-07-29 | 1989-07-29 | 冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1197429A JPH0757889B2 (ja) | 1989-07-29 | 1989-07-29 | 冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0361326A JPH0361326A (ja) | 1991-03-18 |
| JPH0757889B2 true JPH0757889B2 (ja) | 1995-06-21 |
Family
ID=16374371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1197429A Expired - Lifetime JPH0757889B2 (ja) | 1989-07-29 | 1989-07-29 | 冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0757889B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| PL197123B1 (pl) | 2001-09-13 | 2008-03-31 | Properties Ak | Sposób wytwarzania taśmy ze stali elektrotechnicznej o zorientowanym ziarnie |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5397923A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Steel Corp | Manufacture of oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density |
| JPS6393824A (ja) * | 1986-10-07 | 1988-04-25 | Nippon Steel Corp | 磁気特性、皮膜特性ともすぐれた方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-07-29 JP JP1197429A patent/JPH0757889B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0361326A (ja) | 1991-03-18 |
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