JPH10158740A - 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH10158740A JPH10158740A JP8316238A JP31623896A JPH10158740A JP H10158740 A JPH10158740 A JP H10158740A JP 8316238 A JP8316238 A JP 8316238A JP 31623896 A JP31623896 A JP 31623896A JP H10158740 A JPH10158740 A JP H10158740A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】ヒステリシス損および渦電流損が共に低く磁束
密度の高い方向性電磁鋼板を、高温のスラブ加熱や脱炭
焼鈍を用いないで、低コストで安定して製造する方法を
提供することにある。 【解決手段】C:0.01%以下、Si :2.5 %を超えて4
%以下、Mn :1.5〜4%、sol.Al :0.003 〜0.03
%、N:0.001 〜0.01%を含み、かつ、Si とMn が、
Si (%)−0.5 ×Mn (%)≦2の関係を満たし、残
部はFe 及び不可避的不純物からなる組成のスラブを、
熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍した後、均熱
温度:860 〜940 ℃、均熱時間:5〜180 秒の範囲の中
間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延を行ない、加熱速度:1
℃/秒以上、均熱温度:900 〜980 ℃である一次再結晶
焼鈍と、800 〜1050℃で均熱する仕上焼鈍を施す方法。
密度の高い方向性電磁鋼板を、高温のスラブ加熱や脱炭
焼鈍を用いないで、低コストで安定して製造する方法を
提供することにある。 【解決手段】C:0.01%以下、Si :2.5 %を超えて4
%以下、Mn :1.5〜4%、sol.Al :0.003 〜0.03
%、N:0.001 〜0.01%を含み、かつ、Si とMn が、
Si (%)−0.5 ×Mn (%)≦2の関係を満たし、残
部はFe 及び不可避的不純物からなる組成のスラブを、
熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍した後、均熱
温度:860 〜940 ℃、均熱時間:5〜180 秒の範囲の中
間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延を行ない、加熱速度:1
℃/秒以上、均熱温度:900 〜980 ℃である一次再結晶
焼鈍と、800 〜1050℃で均熱する仕上焼鈍を施す方法。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は変圧器および発電
機、電動機の鉄心材料ならびに磁気シールド材等として
広く用いられる方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
機、電動機の鉄心材料ならびに磁気シールド材等として
広く用いられる方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、ゴス方位と呼ばれる
{110}<001>方位を主方位とする結晶配向を持ち、圧延方
向に優れた励磁特性と鉄損特性を有する軟磁性材料であ
る。一般には、Si を3重量%(以下、化学組成の%表
示は重量%を意味する)程度含有する鋼のスラブを1300
℃以上に加熱して熱間圧延し、そのままあるいは焼鈍
(熱延板焼鈍)を施した後、1回または中間焼鈍を挟ん
だ2回以上の冷間圧延を施して最終板厚とする。その後
脱炭処理を伴う連続焼鈍を施して一次再結晶させた後、
焼付き防止のための焼鈍分離剤を塗布してコイル状に巻
き取り、高温で仕上焼鈍を行なう。
{110}<001>方位を主方位とする結晶配向を持ち、圧延方
向に優れた励磁特性と鉄損特性を有する軟磁性材料であ
る。一般には、Si を3重量%(以下、化学組成の%表
示は重量%を意味する)程度含有する鋼のスラブを1300
℃以上に加熱して熱間圧延し、そのままあるいは焼鈍
(熱延板焼鈍)を施した後、1回または中間焼鈍を挟ん
だ2回以上の冷間圧延を施して最終板厚とする。その後
脱炭処理を伴う連続焼鈍を施して一次再結晶させた後、
焼付き防止のための焼鈍分離剤を塗布してコイル状に巻
き取り、高温で仕上焼鈍を行なう。
【0003】ここで、一次再結晶焼鈍は、仕上焼鈍時に
ゴス方位への集積度が高い集合組織を形成し易い一次再
結晶集合組織を形成することを目的として、800 〜850
℃前後で焼鈍する。仕上焼鈍の目的は、一次再結晶した
鋼板をさらに二次再結晶させてゴス方位に集積した集合
組織を形成することと、二次再結晶を生じさせるのに用
いたインヒビターと呼ばれる析出物を除去することにあ
る。このために1100〜1200℃前後で長時間均熱する。イ
ンヒビターは、一般的には微細に分散させた硫化物や窒
化物であり、二次再結晶時にゴス方位の結晶粒を選択的
に成長させる目的で用いる。Sb などの固溶元素をイン
ヒビターとして使用する場合もある。
ゴス方位への集積度が高い集合組織を形成し易い一次再
結晶集合組織を形成することを目的として、800 〜850
℃前後で焼鈍する。仕上焼鈍の目的は、一次再結晶した
鋼板をさらに二次再結晶させてゴス方位に集積した集合
組織を形成することと、二次再結晶を生じさせるのに用
いたインヒビターと呼ばれる析出物を除去することにあ
る。このために1100〜1200℃前後で長時間均熱する。イ
ンヒビターは、一般的には微細に分散させた硫化物や窒
化物であり、二次再結晶時にゴス方位の結晶粒を選択的
に成長させる目的で用いる。Sb などの固溶元素をイン
ヒビターとして使用する場合もある。
【0004】こうして製造される方向性電磁鋼板は、そ
の製造過程で1300℃以上の高温でのスラブ加熱や、最終
の冷間圧延後の連続脱炭焼鈍、さらには1100℃以上の高
温での仕上焼鈍などの特殊な製造工程が必要であるので
極めてコストの高いものになる。これらの特殊な製造工
程に起因したコスト問題を解決すべく、従来から種々の
研究開発が進められている。
の製造過程で1300℃以上の高温でのスラブ加熱や、最終
の冷間圧延後の連続脱炭焼鈍、さらには1100℃以上の高
温での仕上焼鈍などの特殊な製造工程が必要であるので
極めてコストの高いものになる。これらの特殊な製造工
程に起因したコスト問題を解決すべく、従来から種々の
研究開発が進められている。
【0005】例えば、Si :1.5〜3%、Mn :1.0〜3
%、sol.Al :0.003〜0.015%で、かつ、Si(%)−
0.5 ×Mn(%)≦2.0 およびC+N≦0.0020%、S≦
0.01%であることを特徴とする方向性電磁鋼板と、C≦
0.01%、N:0.001 〜0.010 %で、CとN以外は上記と
同じ成分である鋼を窒素含有雰囲気中で825 〜925 ℃で
4〜100 時間保持し、さらに水素雰囲気中で925 ℃を超
え、1050℃以下の温度域で4〜100 時間の仕上焼鈍を施
す方向性電磁鋼板の製造方法とが特開平5-9666号公報に
提案されている。この提案では、脱炭焼鈍を必要とせ
ず、また、仕上焼鈍が低温で可能であることに加えて、
スラブ加熱も1270℃以下の低温で十分であることが示さ
れており、低鉄損化と製造コスト低減の両面で極めて有
効なものである。
%、sol.Al :0.003〜0.015%で、かつ、Si(%)−
0.5 ×Mn(%)≦2.0 およびC+N≦0.0020%、S≦
0.01%であることを特徴とする方向性電磁鋼板と、C≦
0.01%、N:0.001 〜0.010 %で、CとN以外は上記と
同じ成分である鋼を窒素含有雰囲気中で825 〜925 ℃で
4〜100 時間保持し、さらに水素雰囲気中で925 ℃を超
え、1050℃以下の温度域で4〜100 時間の仕上焼鈍を施
す方向性電磁鋼板の製造方法とが特開平5-9666号公報に
提案されている。この提案では、脱炭焼鈍を必要とせ
ず、また、仕上焼鈍が低温で可能であることに加えて、
スラブ加熱も1270℃以下の低温で十分であることが示さ
れており、低鉄損化と製造コスト低減の両面で極めて有
効なものである。
【0006】また、一層の低鉄損を狙った、Si :3.0
%を超えて4.0 %以下、Mn :2.0%を超えて4.0 %以
下、sol.Al :0.003 〜0.015 %で、かつSi (%)−
0.5×Mn (%)≦2.0 であることを主な特徴とす
る方向性電磁鋼板と、上記の組成の鋼を窒素含有雰囲気
中で825 〜925 ℃で4〜100 時間保持し、さらに水素雰
囲気中で925 ℃を超え1050℃以下の温度域で4〜100 時
間焼鈍する製造方法が特開平5-51705 号公報に提案され
ている。
%を超えて4.0 %以下、Mn :2.0%を超えて4.0 %以
下、sol.Al :0.003 〜0.015 %で、かつSi (%)−
0.5×Mn (%)≦2.0 であることを主な特徴とす
る方向性電磁鋼板と、上記の組成の鋼を窒素含有雰囲気
中で825 〜925 ℃で4〜100 時間保持し、さらに水素雰
囲気中で925 ℃を超え1050℃以下の温度域で4〜100 時
間焼鈍する製造方法が特開平5-51705 号公報に提案され
ている。
【0007】鉄損は一般にヒステリシス損と渦電流損の
2種類の損失に分けられる。ヒステリシス損はゴス方位
への集積度の改善や、不純物の低減により達成できる。
また、渦電流損は鋼板の固有抵抗の増加や製品板厚を薄
くすることで低減できる。しかし、不純物の低減は限界
に近いところまで来ており、製品の板厚を薄くするのも
コストが高くなる。したがって、ゴス方位の集積度を高
めることと固有抵抗を増すことが低鉄損化に残された有
効な手段といえる。しかし、特開平5-9666号公報や特開
平5-51705 号公報に記載の方法では、固有抵抗を高める
ためにSi やMn を増やすとゴス方位への集積度が低下
する傾向が認められ、ヒステリシス損低下と渦電流損低
下の両立が困難な問題として残っていた。
2種類の損失に分けられる。ヒステリシス損はゴス方位
への集積度の改善や、不純物の低減により達成できる。
また、渦電流損は鋼板の固有抵抗の増加や製品板厚を薄
くすることで低減できる。しかし、不純物の低減は限界
に近いところまで来ており、製品の板厚を薄くするのも
コストが高くなる。したがって、ゴス方位の集積度を高
めることと固有抵抗を増すことが低鉄損化に残された有
効な手段といえる。しかし、特開平5-9666号公報や特開
平5-51705 号公報に記載の方法では、固有抵抗を高める
ためにSi やMn を増やすとゴス方位への集積度が低下
する傾向が認められ、ヒステリシス損低下と渦電流損低
下の両立が困難な問題として残っていた。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、ヒステリシス損および渦電流損が共に低く
磁束密度の高い方向性電磁鋼板を、高温のスラブ加熱や
脱炭焼鈍を用いないで、低コストで安定して製造する方
法を提供することにある。
する課題は、ヒステリシス損および渦電流損が共に低く
磁束密度の高い方向性電磁鋼板を、高温のスラブ加熱や
脱炭焼鈍を用いないで、低コストで安定して製造する方
法を提供することにある。
【0009】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記の磁
気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法にある。
気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法にある。
【0010】重量%で、C:0.01%以下、Si :2.5 %
を超えて4%以下、Mn :1.5 〜4%、sol.Al :0.00
3 〜0.03%、N:0.001 〜0.01%を含み、かつ、Si と
Mnが、Si (%)−0.5 ×Mn (%)≦2の関係を満
たし、残部はFe 及び不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍した
後、中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延を行ない、さらに
一次再結晶焼鈍および仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の
製造方法であって、その中間焼鈍の均熱温度が860 〜94
0 ℃、均熱時間が5〜180 秒、一次再結晶焼鈍の加熱速
度が1℃/秒以上、均熱温度が900 〜980 ℃、仕上焼鈍
の均熱温度が800 〜1050℃であることを特徴とする、磁
気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
を超えて4%以下、Mn :1.5 〜4%、sol.Al :0.00
3 〜0.03%、N:0.001 〜0.01%を含み、かつ、Si と
Mnが、Si (%)−0.5 ×Mn (%)≦2の関係を満
たし、残部はFe 及び不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍した
後、中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延を行ない、さらに
一次再結晶焼鈍および仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の
製造方法であって、その中間焼鈍の均熱温度が860 〜94
0 ℃、均熱時間が5〜180 秒、一次再結晶焼鈍の加熱速
度が1℃/秒以上、均熱温度が900 〜980 ℃、仕上焼鈍
の均熱温度が800 〜1050℃であることを特徴とする、磁
気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【0011】本発明者らは、高Si 、高Mn 鋼でゴス方
位への集積度が高い二次再結晶組織を生じさせるための
検討を行なった。その結果、Si 含有量が2.5 %を超
え、かつ、Mn 含有量が1.5 %以上である高合金鋼で
は、2回冷間圧延法における中間焼鈍の条件が二次再結
晶挙動を制御する上で重要な要因であることを見いだし
た。そして、適当な中間焼鈍条件で処理した二次冷間圧
延板に、連続焼鈍による比較的高温での一次再結晶焼鈍
を施せば、Si やMn の含有量が多い鋼でもゴス方位へ
の集積度の高い二次再結晶が生じるが判明した。ヒステ
リシス損と渦電流損とを共に低減することを目的とする
本発明は、これらの知見を用いて完成された。
位への集積度が高い二次再結晶組織を生じさせるための
検討を行なった。その結果、Si 含有量が2.5 %を超
え、かつ、Mn 含有量が1.5 %以上である高合金鋼で
は、2回冷間圧延法における中間焼鈍の条件が二次再結
晶挙動を制御する上で重要な要因であることを見いだし
た。そして、適当な中間焼鈍条件で処理した二次冷間圧
延板に、連続焼鈍による比較的高温での一次再結晶焼鈍
を施せば、Si やMn の含有量が多い鋼でもゴス方位へ
の集積度の高い二次再結晶が生じるが判明した。ヒステ
リシス損と渦電流損とを共に低減することを目的とする
本発明は、これらの知見を用いて完成された。
【0012】
【発明の実施の形態】以下に、本発明について具体的に
説明する。
説明する。
【0013】(1)スラブでの化学組成 C:製品中に残存すると鉄損に悪影響を及ぼすのでCは
少ないほど好ましい。素材となる鋼のC含有量がスラブ
の段階で0.01%以下であれば、連続焼鈍による一次再結
晶焼鈍を脱炭焼鈍としなくても磁気特性への悪影響は小
さい。このため、C含有量は0.01%以下とする。望まし
くは0.005%以下である。
少ないほど好ましい。素材となる鋼のC含有量がスラブ
の段階で0.01%以下であれば、連続焼鈍による一次再結
晶焼鈍を脱炭焼鈍としなくても磁気特性への悪影響は小
さい。このため、C含有量は0.01%以下とする。望まし
くは0.005%以下である。
【0014】Si :鋼板の固有抵抗を高め、渦電流損を
低下させて鉄損を低減させる作用がある。本発明が狙い
とする低鉄損を得るには、2.5 %を超えるSi を含有さ
せる必要がある。他方、4%を超えて含有させると加工
性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。このため、
Si 含有量は2.5 %を超えて4%以下の範囲とする。
低下させて鉄損を低減させる作用がある。本発明が狙い
とする低鉄損を得るには、2.5 %を超えるSi を含有さ
せる必要がある。他方、4%を超えて含有させると加工
性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。このため、
Si 含有量は2.5 %を超えて4%以下の範囲とする。
【0015】Mn : Si と同様に鋼板の固有抵抗を高
め、渦電流損を低下させて鉄損を低減させるのに有効な
元素である。本発明では鉄損を低減させるためにMn を
1.5 %以上含有させる。他方、過剰に含有させると冷間
圧延性を損なうのでその上限を4%とする。
め、渦電流損を低下させて鉄損を低減させるのに有効な
元素である。本発明では鉄損を低減させるためにMn を
1.5 %以上含有させる。他方、過剰に含有させると冷間
圧延性を損なうのでその上限を4%とする。
【0016】さらに本発明では、Mn 含有量とSi 含有
量とを関連させて規制する。優れた磁気特性を実現する
には、仕上焼鈍の段階でゴス方位への集積度の高い二次
再結晶を安定して実現させることが重要である。このた
めには、熱延鋼板の結晶組織を微細化し均質化する必要
がある。その手段として、結晶構造の再配列にともなっ
て組織の微細化と均質化が促進されるα−γ変態を活用
する。
量とを関連させて規制する。優れた磁気特性を実現する
には、仕上焼鈍の段階でゴス方位への集積度の高い二次
再結晶を安定して実現させることが重要である。このた
めには、熱延鋼板の結晶組織を微細化し均質化する必要
がある。その手段として、結晶構造の再配列にともなっ
て組織の微細化と均質化が促進されるα−γ変態を活用
する。
【0017】α−γ変態の発生はフェライト形成元素で
あるSi 含有量とオーステナイト形成元素であるMn 含
有量とのバランスで決まるから、Mn の含有量はSi と
関連させて決める必要がある。本発明では、Si(%)
−0.5 ×Mn(%) ≦2となるようにMn を含有させ
る。この値が2を超えるとフェライト単相鋼となり、α
−γ変態が生じない。
あるSi 含有量とオーステナイト形成元素であるMn 含
有量とのバランスで決まるから、Mn の含有量はSi と
関連させて決める必要がある。本発明では、Si(%)
−0.5 ×Mn(%) ≦2となるようにMn を含有させ
る。この値が2を超えるとフェライト単相鋼となり、α
−γ変態が生じない。
【0018】sol.Al :sol.Al は、二次再結晶を生じ
させるのに重要なインヒビターとなるAlN 、(Al 、
Si )N、(Al 、Si 、Mn )N等の窒化物を形成さ
せるために添加する。sol.Al の含有量が0.003 %に満
たない場合には十分なインヒビター効果が得られない。
しかし、sol.Al 含有量が0.03%を超えるとインヒビタ
ー量が過剰になり、その分散状態も不適切になって二次
再結晶挙動が不安定になる。このため、sol.Al の含有
量は0.003 〜0.03%の範囲とする。
させるのに重要なインヒビターとなるAlN 、(Al 、
Si )N、(Al 、Si 、Mn )N等の窒化物を形成さ
せるために添加する。sol.Al の含有量が0.003 %に満
たない場合には十分なインヒビター効果が得られない。
しかし、sol.Al 含有量が0.03%を超えるとインヒビタ
ー量が過剰になり、その分散状態も不適切になって二次
再結晶挙動が不安定になる。このため、sol.Al の含有
量は0.003 〜0.03%の範囲とする。
【0019】N:インヒビターとなる窒化物を形成させ
るのに必要である。スラブ段階での含有量が0.001 %に
満たない場合には窒化物の析出量が少なすぎて所望のイ
ンヒビター効果が得られず、0.01%を超えて含有させて
もその効果は飽和する。このため、N含有量の範囲は0.
001 〜0.01%とする。
るのに必要である。スラブ段階での含有量が0.001 %に
満たない場合には窒化物の析出量が少なすぎて所望のイ
ンヒビター効果が得られず、0.01%を超えて含有させて
もその効果は飽和する。このため、N含有量の範囲は0.
001 〜0.01%とする。
【0020】本発明では上記の5元素の管理が重要であ
るが、さらに不可避的不純物元素としてのPは0.020 %
以下、Sは0.010 %以下にするのが望ましい。
るが、さらに不可避的不純物元素としてのPは0.020 %
以下、Sは0.010 %以下にするのが望ましい。
【0021】(2)製造工程 本発明の方向性電磁鋼板の製造方法では、素材としての
上記の組成のスラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、必要
により熱延鋼板に焼鈍を施し、次いで中間焼鈍を含む2
回の冷間圧延で最終の板厚に圧延し、一次焼鈍および仕
上焼鈍を施す。スラブは、転炉、電気炉等で製造した溶
鋼を、必要に応じて真空脱ガス等の処理を施した後、連
続鋳造、または、鋼塊にした後分塊圧延する方法などで
製造される。
上記の組成のスラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、必要
により熱延鋼板に焼鈍を施し、次いで中間焼鈍を含む2
回の冷間圧延で最終の板厚に圧延し、一次焼鈍および仕
上焼鈍を施す。スラブは、転炉、電気炉等で製造した溶
鋼を、必要に応じて真空脱ガス等の処理を施した後、連
続鋳造、または、鋼塊にした後分塊圧延する方法などで
製造される。
【0022】熱延条件については特別な制約はない。し
かし、熱延鋼板の結晶組織を均一で微細にすることが良
好な二次再結晶組織を形成させるのに有効であるので、
スラブの加熱温度を1100〜1250℃、仕上温度を750 〜95
0 ℃の範囲にして熱延するのが好ましい。熱延鋼板は、
ショットブラスト、酸洗等の手段で表面の酸化皮膜が除
去された後冷間圧延される。
かし、熱延鋼板の結晶組織を均一で微細にすることが良
好な二次再結晶組織を形成させるのに有効であるので、
スラブの加熱温度を1100〜1250℃、仕上温度を750 〜95
0 ℃の範囲にして熱延するのが好ましい。熱延鋼板は、
ショットブラスト、酸洗等の手段で表面の酸化皮膜が除
去された後冷間圧延される。
【0023】冷間圧延前に、必要に応じて、熱延鋼板に
焼鈍を施してもよい。冷間圧延前に熱延鋼板を焼鈍すれ
ば、窒化物の分散状態が適切になり、結晶組織も再結晶
により均質になるので、最終工程で行なわれる二次再結
晶時のゴス方位形成が安定する。熱延鋼板を焼鈍する時
期は、酸化皮膜の除去前、除去後、いずれでもかまわな
い。熱延鋼板の焼鈍温度は、これを連続焼鈍法で行なう
場合には800 〜1000℃が、箱焼鈍法で行なう場合には65
0 〜750 ℃が好ましい。
焼鈍を施してもよい。冷間圧延前に熱延鋼板を焼鈍すれ
ば、窒化物の分散状態が適切になり、結晶組織も再結晶
により均質になるので、最終工程で行なわれる二次再結
晶時のゴス方位形成が安定する。熱延鋼板を焼鈍する時
期は、酸化皮膜の除去前、除去後、いずれでもかまわな
い。熱延鋼板の焼鈍温度は、これを連続焼鈍法で行なう
場合には800 〜1000℃が、箱焼鈍法で行なう場合には65
0 〜750 ℃が好ましい。
【0024】一次冷間圧延:熱延鋼板を所定の中間板厚
に圧延する。一次冷間圧延の圧下率は20〜80%が望まし
く、30〜70%であればさらに好ましい。
に圧延する。一次冷間圧延の圧下率は20〜80%が望まし
く、30〜70%であればさらに好ましい。
【0025】中間焼鈍:中間焼鈍の条件は極めて重要で
ある。以下に最終製品の鉄損値に及ぼす中間焼鈍の均熱
条件の影響を図1によって説明する。図1の横軸は、中
間焼鈍の均熱温度、縦軸は、それぞれの条件で中間焼鈍
を施した材料の最終焼鈍後の鋼板の圧延方向の鉄損、W
17/50 (周波数50Hz で磁束密度1.7 Tに励磁した場合
の鉄損値。単位:W/kg)である。
ある。以下に最終製品の鉄損値に及ぼす中間焼鈍の均熱
条件の影響を図1によって説明する。図1の横軸は、中
間焼鈍の均熱温度、縦軸は、それぞれの条件で中間焼鈍
を施した材料の最終焼鈍後の鋼板の圧延方向の鉄損、W
17/50 (周波数50Hz で磁束密度1.7 Tに励磁した場合
の鉄損値。単位:W/kg)である。
【0026】用いた鋼のスラブの化学組成は、C:0.00
3 %、Si :2.6 %、Mn :2%、sol.Al :0.01%、
N:0.004 %で、残部はFe 及び不可避的不純物であ
る。このスラブを1150℃に加熱し、仕上温度830 ℃で熱
間圧延して3mm厚とした。これを酸洗後一次冷間圧延
(圧下率:53%)を行なって1.4 mmとし、種々の均熱温
度で均熱時間を30秒と200 秒の2種類とした連続焼鈍法
による中間焼鈍を施した。その後、二次冷間圧延(圧下
率:75%)を行なって0.35mm厚とし、920 ℃均熱の連続
焼鈍で一次再結晶させた後、880 ℃で48時間均熱する仕
上焼鈍を行なった。仕上焼鈍の雰囲気は、均熱時の前半
24時間は体積%で(以下、雰囲気の組成を表す%表示は
体積%を意味する)N2 15%+H2 85%で、それ以降は
H2 100 %とした。
3 %、Si :2.6 %、Mn :2%、sol.Al :0.01%、
N:0.004 %で、残部はFe 及び不可避的不純物であ
る。このスラブを1150℃に加熱し、仕上温度830 ℃で熱
間圧延して3mm厚とした。これを酸洗後一次冷間圧延
(圧下率:53%)を行なって1.4 mmとし、種々の均熱温
度で均熱時間を30秒と200 秒の2種類とした連続焼鈍法
による中間焼鈍を施した。その後、二次冷間圧延(圧下
率:75%)を行なって0.35mm厚とし、920 ℃均熱の連続
焼鈍で一次再結晶させた後、880 ℃で48時間均熱する仕
上焼鈍を行なった。仕上焼鈍の雰囲気は、均熱時の前半
24時間は体積%で(以下、雰囲気の組成を表す%表示は
体積%を意味する)N2 15%+H2 85%で、それ以降は
H2 100 %とした。
【0027】図1に示されているとおり、鉄損は、中間
焼鈍の均熱温度が860 〜940 ℃の範囲で、かつ、保持時
間が30秒の場合に良好である。中間焼鈍後の結晶組織を
観察すると、860 〜940 ℃の範囲で30秒間保持した焼鈍
を施した鋼板では比較的均一で結晶粒径が大きい再結晶
組織になっている。これに対し、均熱温度が860 ℃に満
たない場合には保持時間にかかわらず極めて細粒の再結
晶組織か未再結晶組織であった。均熱温度が940 ℃を超
える場合には保持時間にかかわらず鋼板の表層部に巨大
な結晶粒が大量に生じていた。また、保持時間が200 秒
の場合には、保持温度範囲が860 〜940 ℃の範囲であっ
ても鋼板の表層部には巨大な結晶粒が大量に生じてい
た。鋼板の表層部に巨大な結晶粒(例えば最大粒径が15
0 〜400 μm )が存在すると二次再結晶粒のゴス方位の
集積度が低下する傾向がある。このように中間焼鈍後の
結晶組織の差が二次冷間圧延、一次再結晶焼鈍、仕上焼
鈍を経て二次再結晶集合組織の形成過程に影響を及ぼ
し、最終製品の鉄損値に差が生じたものと考えられる。
焼鈍の均熱温度が860 〜940 ℃の範囲で、かつ、保持時
間が30秒の場合に良好である。中間焼鈍後の結晶組織を
観察すると、860 〜940 ℃の範囲で30秒間保持した焼鈍
を施した鋼板では比較的均一で結晶粒径が大きい再結晶
組織になっている。これに対し、均熱温度が860 ℃に満
たない場合には保持時間にかかわらず極めて細粒の再結
晶組織か未再結晶組織であった。均熱温度が940 ℃を超
える場合には保持時間にかかわらず鋼板の表層部に巨大
な結晶粒が大量に生じていた。また、保持時間が200 秒
の場合には、保持温度範囲が860 〜940 ℃の範囲であっ
ても鋼板の表層部には巨大な結晶粒が大量に生じてい
た。鋼板の表層部に巨大な結晶粒(例えば最大粒径が15
0 〜400 μm )が存在すると二次再結晶粒のゴス方位の
集積度が低下する傾向がある。このように中間焼鈍後の
結晶組織の差が二次冷間圧延、一次再結晶焼鈍、仕上焼
鈍を経て二次再結晶集合組織の形成過程に影響を及ぼ
し、最終製品の鉄損値に差が生じたものと考えられる。
【0028】中間焼鈍の均熱時間が5秒に満たない場合
には結晶組織の成長が不十分であり、また、180 秒を超
えると860 〜940 ℃の温度範囲で均熱しても鋼板表層部
に巨大な結晶粒が成長するおそれがある。このため、中
間焼鈍の均熱条件は860 〜940 ℃の温度範囲で5〜180
秒の保持とする。このような条件の焼鈍は連続焼鈍方式
で容易に実現できる。
には結晶組織の成長が不十分であり、また、180 秒を超
えると860 〜940 ℃の温度範囲で均熱しても鋼板表層部
に巨大な結晶粒が成長するおそれがある。このため、中
間焼鈍の均熱条件は860 〜940 ℃の温度範囲で5〜180
秒の保持とする。このような条件の焼鈍は連続焼鈍方式
で容易に実現できる。
【0029】二次冷間圧延:中間焼鈍された鋼板は、2
回目の冷間圧延(二次冷間圧延)によって所定の製品板
厚まで圧延する。二次冷間圧延の圧下率は40〜90%が望
ましく、50〜80%がより望ましい。一次冷間圧延の望ま
しい圧下率とここで述べた二次冷間圧延の望ましい圧下
率の組み合わせにより、次工程の一次再結晶焼鈍時に、
二次再結晶集合組織の発達に有利な一次再結晶集合組織
が形成できると考えられる。
回目の冷間圧延(二次冷間圧延)によって所定の製品板
厚まで圧延する。二次冷間圧延の圧下率は40〜90%が望
ましく、50〜80%がより望ましい。一次冷間圧延の望ま
しい圧下率とここで述べた二次冷間圧延の望ましい圧下
率の組み合わせにより、次工程の一次再結晶焼鈍時に、
二次再結晶集合組織の発達に有利な一次再結晶集合組織
が形成できると考えられる。
【0030】一次再結晶焼鈍:後述の仕上焼鈍でゴス方
位への集積度が高く、しかも二次再結晶不良部が生じな
い安定した二次再結晶を生じさせるためには、一次再結
晶焼鈍では均熱温度までの加熱速度を1℃/秒の急速加
熱で行なう必要がある。加熱速度が遅すぎると一次再結
晶集合組織の中のゴス方位の量が少なくなるので良好な
二次再結晶集合組織が得られない。この意味で、仕上焼
鈍前の一次再結晶焼鈍は連続焼鈍方式で行なうのが好適
である。一次再結晶焼鈍の均熱温度は極めて重要な磁気
特性制御因子であり、900 〜980 ℃にする必要がある。
均熱温度をこの範囲にすることが必要な理由は十分に解
明された訳ではないが、以下のように推測される。
位への集積度が高く、しかも二次再結晶不良部が生じな
い安定した二次再結晶を生じさせるためには、一次再結
晶焼鈍では均熱温度までの加熱速度を1℃/秒の急速加
熱で行なう必要がある。加熱速度が遅すぎると一次再結
晶集合組織の中のゴス方位の量が少なくなるので良好な
二次再結晶集合組織が得られない。この意味で、仕上焼
鈍前の一次再結晶焼鈍は連続焼鈍方式で行なうのが好適
である。一次再結晶焼鈍の均熱温度は極めて重要な磁気
特性制御因子であり、900 〜980 ℃にする必要がある。
均熱温度をこの範囲にすることが必要な理由は十分に解
明された訳ではないが、以下のように推測される。
【0031】二次再結晶時の結晶粒成長に対するインヒ
ビター効果の強さには最適範囲があり、インヒビター効
果は弱すぎても強すぎても好ましくない。インヒビター
効果の強さは、インヒビターである窒化物の粒界拘束力
と一次再結晶粒径との積に比例することが知られてい
る。他の工程条件を本発明が規定する条件の範囲とした
場合に、一次再結晶焼鈍時の均熱温度が900 ℃未満では
一次再結晶粒径が小さすぎてインヒビター効果が不足す
る。一方、一次再結晶焼鈍時の均熱温度が980 ℃を超え
ると、一次再結晶粒径が大きくなりすぎてインヒビター
効果が過大になり、二次再結晶が十分に進行しないので
好ましくない。さらに、一次再結晶粒径の分布が不均一
となり安定した二次再結晶が生じ難くなるので鉄損不良
が生じやすい。このため、一次再結晶焼鈍の均熱温度は
900 〜980 ℃とする。
ビター効果の強さには最適範囲があり、インヒビター効
果は弱すぎても強すぎても好ましくない。インヒビター
効果の強さは、インヒビターである窒化物の粒界拘束力
と一次再結晶粒径との積に比例することが知られてい
る。他の工程条件を本発明が規定する条件の範囲とした
場合に、一次再結晶焼鈍時の均熱温度が900 ℃未満では
一次再結晶粒径が小さすぎてインヒビター効果が不足す
る。一方、一次再結晶焼鈍時の均熱温度が980 ℃を超え
ると、一次再結晶粒径が大きくなりすぎてインヒビター
効果が過大になり、二次再結晶が十分に進行しないので
好ましくない。さらに、一次再結晶粒径の分布が不均一
となり安定した二次再結晶が生じ難くなるので鉄損不良
が生じやすい。このため、一次再結晶焼鈍の均熱温度は
900 〜980 ℃とする。
【0032】均熱時間は特に規定しないが、一次再結晶
粒の均一性を確保する上で5秒以上が好ましい。10分を
超えて均熱するのは連続焼鈍の設備や操業条件から経済
的に見合わない。また、連続焼鈍時の雰囲気は、従来の
方向性電磁鋼板を焼鈍する場合のように0℃以上の高露
点雰囲気にしても構わない。しかし、本発明では脱炭焼
鈍の必要がないので、0℃未満の低い露点で十分であ
る。磁気特性を損なわないためには表面に酸化皮膜が生
じないのが好ましく、この意味ではむしろ低露点の方が
望ましい。適正な条件で処理された鋼板の一次再結晶後
の平均結晶粒径は10〜30μm の範囲にある。
粒の均一性を確保する上で5秒以上が好ましい。10分を
超えて均熱するのは連続焼鈍の設備や操業条件から経済
的に見合わない。また、連続焼鈍時の雰囲気は、従来の
方向性電磁鋼板を焼鈍する場合のように0℃以上の高露
点雰囲気にしても構わない。しかし、本発明では脱炭焼
鈍の必要がないので、0℃未満の低い露点で十分であ
る。磁気特性を損なわないためには表面に酸化皮膜が生
じないのが好ましく、この意味ではむしろ低露点の方が
望ましい。適正な条件で処理された鋼板の一次再結晶後
の平均結晶粒径は10〜30μm の範囲にある。
【0033】仕上焼鈍:仕上焼鈍の均熱温度は800 〜10
50℃とする。本発明の製造方法は成分と製造条件の適正
化により低温の仕上焼鈍で安定した二次再結晶を生じさ
せるものであり、一般的な方向性電磁鋼板の場合のよう
な1100℃以上の高温での仕上焼鈍は行なわない。
50℃とする。本発明の製造方法は成分と製造条件の適正
化により低温の仕上焼鈍で安定した二次再結晶を生じさ
せるものであり、一般的な方向性電磁鋼板の場合のよう
な1100℃以上の高温での仕上焼鈍は行なわない。
【0034】仕上焼鈍の温度が800 ℃に満たない場合に
は二次再結晶が不十分になり、良好な磁気特性は期待で
きない。また、1050℃を超える焼鈍は必要ないばかりか
経済性に欠ける。また、本発明鋼ではα−γ変態点が存
在するために1050℃以上の焼鈍は意味がない。均熱時間
は、二次再結晶が十分に発達出来るようにするために
は、この温度範囲で少なくとも4時間以上の保持が好ま
しい。しかし、200 時間を超える保持は意味がなく経済
的にも見合わない。このような焼鈍条件は箱焼鈍法で実
現することが出来る。
は二次再結晶が不十分になり、良好な磁気特性は期待で
きない。また、1050℃を超える焼鈍は必要ないばかりか
経済性に欠ける。また、本発明鋼ではα−γ変態点が存
在するために1050℃以上の焼鈍は意味がない。均熱時間
は、二次再結晶が十分に発達出来るようにするために
は、この温度範囲で少なくとも4時間以上の保持が好ま
しい。しかし、200 時間を超える保持は意味がなく経済
的にも見合わない。このような焼鈍条件は箱焼鈍法で実
現することが出来る。
【0035】なお、焼鈍雰囲気はH2 :100 %やAr :
100 %でもよいが、インヒビターとなる窒化物の分解を
抑制するために、二次再結晶が完了するまでは窒素含有
雰囲気とするのが好適である。窒素含有雰囲気で焼鈍す
れば、鋼板中のN含有量が増してインヒビターが強くな
る効果も期待できる。このような効果を狙うには、N
2 :5〜100 %の雰囲気を用いるのが好適である。ま
た、二次再結晶完了後は、H2 100 %の雰囲気で焼鈍
し、窒化物を分解する純化工程を入れるのが磁気特性改
善に有効である。純化工程の好ましい焼鈍条件は870 〜
1050℃で4時間以上の均熱である。
100 %でもよいが、インヒビターとなる窒化物の分解を
抑制するために、二次再結晶が完了するまでは窒素含有
雰囲気とするのが好適である。窒素含有雰囲気で焼鈍す
れば、鋼板中のN含有量が増してインヒビターが強くな
る効果も期待できる。このような効果を狙うには、N
2 :5〜100 %の雰囲気を用いるのが好適である。ま
た、二次再結晶完了後は、H2 100 %の雰囲気で焼鈍
し、窒化物を分解する純化工程を入れるのが磁気特性改
善に有効である。純化工程の好ましい焼鈍条件は870 〜
1050℃で4時間以上の均熱である。
【0036】仕上焼鈍の前に焼鈍時の鋼板間での焼付き
を防ぐために鋼板間にMgO やAl2O3 などの焼鈍分離
剤を塗布することは、通常の方向性電磁鋼板と同じであ
る。塗布方法は、スラリー状で塗布して乾燥する方法
や、粉体を静電塗布する方法などがあるがいずれでもか
まわない。仕上焼鈍後の工程としては通常の方向性電磁
鋼板と同様に、焼鈍分離剤を除去した後、必要に応じて
絶縁コーティングを施したり鋼板の平坦を改善するため
の焼鈍などを行なう。
を防ぐために鋼板間にMgO やAl2O3 などの焼鈍分離
剤を塗布することは、通常の方向性電磁鋼板と同じであ
る。塗布方法は、スラリー状で塗布して乾燥する方法
や、粉体を静電塗布する方法などがあるがいずれでもか
まわない。仕上焼鈍後の工程としては通常の方向性電磁
鋼板と同様に、焼鈍分離剤を除去した後、必要に応じて
絶縁コーティングを施したり鋼板の平坦を改善するため
の焼鈍などを行なう。
【0037】
(実施例1)C:0.002 %、Si :2.8 %、Mn :2.3
%、sol.Al :0.012 %、N:0.005 %で、残部はFe
及び不可避的不純物からなる組成のスラブを、1180℃に
加熱し、840 ℃の仕上温度で熱間圧延して3mm厚とし、
酸洗後に1.2 mm厚まで一次冷間圧延(圧下率:60%)を
行なった。次に表1に示す種々の均熱条件の中間焼鈍を
連続焼鈍炉で実施し、その後0.35mm厚まで二次冷間圧延
(圧下率:71%)を行ない、さらに加熱速度が20℃/秒
の連続焼鈍で表1に示す均熱温度に加熱して一次再結晶
させた後、箱焼鈍炉による仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍
は、N2 25%+H2 75%の雰囲気で870 ℃で24時間均熱
した後、H2 100 %の雰囲気で920 ℃で24時間均熱する
二段均熱を施した。それぞれの露点は―30℃で実施し
た。仕上焼鈍後の圧延方向の磁気特性を表1に示した。
%、sol.Al :0.012 %、N:0.005 %で、残部はFe
及び不可避的不純物からなる組成のスラブを、1180℃に
加熱し、840 ℃の仕上温度で熱間圧延して3mm厚とし、
酸洗後に1.2 mm厚まで一次冷間圧延(圧下率:60%)を
行なった。次に表1に示す種々の均熱条件の中間焼鈍を
連続焼鈍炉で実施し、その後0.35mm厚まで二次冷間圧延
(圧下率:71%)を行ない、さらに加熱速度が20℃/秒
の連続焼鈍で表1に示す均熱温度に加熱して一次再結晶
させた後、箱焼鈍炉による仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍
は、N2 25%+H2 75%の雰囲気で870 ℃で24時間均熱
した後、H2 100 %の雰囲気で920 ℃で24時間均熱する
二段均熱を施した。それぞれの露点は―30℃で実施し
た。仕上焼鈍後の圧延方向の磁気特性を表1に示した。
【0038】
【表1】
【0039】本発明で規定する条件を満たす試番1〜4
は良好な鉄損を示している。磁束密度B8 (磁化力800
A/m で磁化した場合の磁束密度の値、単位:テスラ、
T)も良好である。中間焼鈍の均熱条件が本発明で規定
する範囲から外れた試番5、8、9は鉄損、磁束密度共
に好ましくない。一次再結晶焼鈍条件が本発明で規定す
る範囲から外れた試番6、7も磁気特性は良くなかっ
た。
は良好な鉄損を示している。磁束密度B8 (磁化力800
A/m で磁化した場合の磁束密度の値、単位:テスラ、
T)も良好である。中間焼鈍の均熱条件が本発明で規定
する範囲から外れた試番5、8、9は鉄損、磁束密度共
に好ましくない。一次再結晶焼鈍条件が本発明で規定す
る範囲から外れた試番6、7も磁気特性は良くなかっ
た。
【0040】(実施例2)表2に示した化学組成のスラ
ブを、1200℃に加熱し、800 ℃の仕上温度で熱間圧延し
て2.9 mm厚とした。この熱延鋼板に酸洗後、900 ℃で30
秒均熱の連続焼鈍を施し、1mm厚まで一次冷間圧延(圧
下率:66%)を行ない、次に880 ℃で30秒間均熱する中
間焼鈍を連続焼鈍炉で実施した。その後、0.27mm厚まで
二次冷間圧延(圧下率:73%)を行ない、さらに加熱速
度が25℃/秒である連続焼鈍で940℃に加熱して一次再
結晶させた後、箱焼鈍により仕上焼鈍を施した。仕上焼
鈍は、890 ℃でN2 50%+H2 50%の雰囲気で24時間均
熱後、H2 100 %の雰囲気で930 ℃で24時間均熱する二
段均熱を施した。仕上焼鈍後の圧延方向の磁気特性も表
2に示した。
ブを、1200℃に加熱し、800 ℃の仕上温度で熱間圧延し
て2.9 mm厚とした。この熱延鋼板に酸洗後、900 ℃で30
秒均熱の連続焼鈍を施し、1mm厚まで一次冷間圧延(圧
下率:66%)を行ない、次に880 ℃で30秒間均熱する中
間焼鈍を連続焼鈍炉で実施した。その後、0.27mm厚まで
二次冷間圧延(圧下率:73%)を行ない、さらに加熱速
度が25℃/秒である連続焼鈍で940℃に加熱して一次再
結晶させた後、箱焼鈍により仕上焼鈍を施した。仕上焼
鈍は、890 ℃でN2 50%+H2 50%の雰囲気で24時間均
熱後、H2 100 %の雰囲気で930 ℃で24時間均熱する二
段均熱を施した。仕上焼鈍後の圧延方向の磁気特性も表
2に示した。
【0041】
【表2】
【0042】表2に示されているように、本発明で規定
する範囲を満たす試番1、2は良好な磁気特性であっ
た。他方、スラブのsol.Al 含有量が本発明が規定する
範囲から低めに外れた試番3及び高めに外れた試番4で
は、ゴス方位に集積した二次再結晶が生じず磁気特性が
劣った。
する範囲を満たす試番1、2は良好な磁気特性であっ
た。他方、スラブのsol.Al 含有量が本発明が規定する
範囲から低めに外れた試番3及び高めに外れた試番4で
は、ゴス方位に集積した二次再結晶が生じず磁気特性が
劣った。
【0043】
【発明の効果】本発明によれば、磁気特性が優れた方向
性電磁鋼板が、高温のスラブ加熱や脱炭焼鈍を用いない
で安定して製造できる。本発明の製造方法は、特殊な設
備を必要とせず、製造条件も厳しくないので製造歩留も
良く、極めて経済性に富む。
性電磁鋼板が、高温のスラブ加熱や脱炭焼鈍を用いない
で安定して製造できる。本発明の製造方法は、特殊な設
備を必要とせず、製造条件も厳しくないので製造歩留も
良く、極めて経済性に富む。
【図1】本発明の製造方法に関する方向性電磁鋼板の鉄
損W17/50 と中間焼鈍の均熱条件との関係を示す図であ
る。
損W17/50 と中間焼鈍の均熱条件との関係を示す図であ
る。
Claims (1)
- 【請求項1】重量%で、C:0.01%以下、Si :2.5 %
を超えて4%以下、Mn :1.5 〜4%、sol.Al :0.00
3 〜0.03%、N:0.001 〜0.01%を含み、かつ、Si と
Mnが、Si (%)−0.5 ×Mn (%)≦2の関係を満
たし、残部はFe 及び不可避的不純物からなる組成のス
ラブを、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍した
後、中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延を行ない、さらに
一次再結晶焼鈍および仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の
製造方法であって、その中間焼鈍の均熱温度が860 〜94
0 ℃、均熱時間が5〜180 秒、一次再結晶焼鈍の加熱速
度が1℃/秒以上、均熱温度が900 〜980 ℃、仕上焼鈍
の均熱温度が800 〜1050℃であることを特徴とする、磁
気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8316238A JPH10158740A (ja) | 1996-11-27 | 1996-11-27 | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8316238A JPH10158740A (ja) | 1996-11-27 | 1996-11-27 | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10158740A true JPH10158740A (ja) | 1998-06-16 |
Family
ID=18074865
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8316238A Pending JPH10158740A (ja) | 1996-11-27 | 1996-11-27 | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10158740A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100956533B1 (ko) * | 2001-07-24 | 2010-05-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전자강판의 제조방법 |
CN113186381A (zh) * | 2021-03-19 | 2021-07-30 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 一种中频用取向硅钢极薄带及其钢基板的制备方法 |
-
1996
- 1996-11-27 JP JP8316238A patent/JPH10158740A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100956533B1 (ko) * | 2001-07-24 | 2010-05-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전자강판의 제조방법 |
CN113186381A (zh) * | 2021-03-19 | 2021-07-30 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 一种中频用取向硅钢极薄带及其钢基板的制备方法 |
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