JPS6112824A - 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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- JPS6112824A JPS6112824A JP13302384A JP13302384A JPS6112824A JP S6112824 A JPS6112824 A JP S6112824A JP 13302384 A JP13302384 A JP 13302384A JP 13302384 A JP13302384 A JP 13302384A JP S6112824 A JPS6112824 A JP S6112824A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- 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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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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】
皇呈上■剋朋公国
本発明は鋼板の構成する結晶が(110) <001
>方位を有し、圧延方向に磁化され易い一方向性電磁鋼
板の製造方法に関するものである。
>方位を有し、圧延方向に磁化され易い一方向性電磁鋼
板の製造方法に関するものである。
変圧器などの電磁機器の鉄心材料には圧延方向に磁化さ
れ易い(110) <001>方位から成る二次再結
晶組織を有する一方向性電磁鋼板が用いられており、最
近の電力不足、エネルギー資源の節約から、より鉄損の
良好な鉄心材料が要求されている。
れ易い(110) <001>方位から成る二次再結
晶組織を有する一方向性電磁鋼板が用いられており、最
近の電力不足、エネルギー資源の節約から、より鉄損の
良好な鉄心材料が要求されている。
従来の技術
従来、工業的に製造される一方向性電磁鋼板は、次の工
程により製造されている。即ち、電気炉、平炉法あるい
は転炉法により適正な組成を有する鋼塊を均熱炉で加熱
し分塊圧延によりスラブにするか、あるいは上記のいわ
ゆる普通造塊法に代る、溶鋼をいわゆる連続鋳造法によ
り直接または予備圧下加工してスラブにし、次いでスラ
ブを熱間圧延する。続いて、熱延板をある場合は熱処理
し、もしくは熱延板そのものを1回の冷間圧延もしくは
焼鈍を挾む2回以上の冷間圧延により最終板厚に仕上げ
、引続き脱炭焼鈍後二次結晶の完了と珠屯化を行なう最
終仕上焼鈍を施す。
程により製造されている。即ち、電気炉、平炉法あるい
は転炉法により適正な組成を有する鋼塊を均熱炉で加熱
し分塊圧延によりスラブにするか、あるいは上記のいわ
ゆる普通造塊法に代る、溶鋼をいわゆる連続鋳造法によ
り直接または予備圧下加工してスラブにし、次いでスラ
ブを熱間圧延する。続いて、熱延板をある場合は熱処理
し、もしくは熱延板そのものを1回の冷間圧延もしくは
焼鈍を挾む2回以上の冷間圧延により最終板厚に仕上げ
、引続き脱炭焼鈍後二次結晶の完了と珠屯化を行なう最
終仕上焼鈍を施す。
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を得るには、より方
位の揃ったfllo) <001>方位の二次再結晶
粒を安定して得ることか必要である。そのためには二次
再結晶前の鋼板中において+1101 <001>方
位粒以外の一次再結晶粒の正常粒成長を抑制するインヒ
ビクーの強化と、二次再結晶の核となる方位の揃った+
110) <001>方位粒の富化が重要なポイント
であることは従来より知られている。
位の揃ったfllo) <001>方位の二次再結晶
粒を安定して得ることか必要である。そのためには二次
再結晶前の鋼板中において+1101 <001>方
位粒以外の一次再結晶粒の正常粒成長を抑制するインヒ
ビクーの強化と、二次再結晶の核となる方位の揃った+
110) <001>方位粒の富化が重要なポイント
であることは従来より知られている。
また、田圃らの論文[鉄と鋼J 54,2号(1968
) 22によると、3%珪素−鉄の冷延組織について総
合的な研究を行なった結果、(1101<001>方位
粒は、適当な圧下率の冷間圧延によって+1.11+
<1.12>方位の圧延組織となり、冷延鋼板にさら
に焼鈍を施すと再び(1101<001>方位の再結晶
組織になることが報告されている。この結果を前提にす
ると、二次再結晶の核となる(1101 <001>
方位粒は熱延板中に存在する(110) <001>
方位粒に起因していると考えられる。事実、本発明者ら
の実験によれば熱延板中の鋼板表面層(板厚115層)
付近において強い集積度を示す(110) <001
>方位粒が確認されており、これらの(1101<00
1>方位粒は引続く適切な圧下率の冷間圧延と焼鈍によ
り再び+110) <001>方位粒として再結晶し
上記鋼板表面層付近において(1101<001>方位
二次再結晶核となるものである。これらの事から、三次
再結晶前の鋼板の表面層((]近に二次再結晶の核とな
る方位の揃ったfllO) <001>方位粒を富化
すると共に、中心層付近における、 (1101<001>方位粒に蚕食され難い有害な(1
001<011>方位粒等の粗大化を防止することが重
要である。
) 22によると、3%珪素−鉄の冷延組織について総
合的な研究を行なった結果、(1101<001>方位
粒は、適当な圧下率の冷間圧延によって+1.11+
<1.12>方位の圧延組織となり、冷延鋼板にさら
に焼鈍を施すと再び(1101<001>方位の再結晶
組織になることが報告されている。この結果を前提にす
ると、二次再結晶の核となる(1101 <001>
方位粒は熱延板中に存在する(110) <001>
方位粒に起因していると考えられる。事実、本発明者ら
の実験によれば熱延板中の鋼板表面層(板厚115層)
付近において強い集積度を示す(110) <001
>方位粒が確認されており、これらの(1101<00
1>方位粒は引続く適切な圧下率の冷間圧延と焼鈍によ
り再び+110) <001>方位粒として再結晶し
上記鋼板表面層付近において(1101<001>方位
二次再結晶核となるものである。これらの事から、三次
再結晶前の鋼板の表面層((]近に二次再結晶の核とな
る方位の揃ったfllO) <001>方位粒を富化
すると共に、中心層付近における、 (1101<001>方位粒に蚕食され難い有害な(1
001<011>方位粒等の粗大化を防止することが重
要である。
一方、近年最終冷延前の再結晶組織を制御する方法が試
みられるようになった。例えば特開昭53−71.61
7公報に記載されたように、2回冷延法を前提にして第
一次冷間圧延後の中間焼鈍として550〜800℃の温
度範囲内に30秒〜30分間保持する第1段中間焼鈍を
施し、続いて850〜1050℃の温度範囲内で30秒
〜30分間の第2段中間焼鈍を施すことにより一次再結
晶集合組織のうち二次再結晶粒として成長する(110
) <001>方位粒を増加さセ、併せてこの二次再
結晶粒に蚕食され易い+111.) <112>方位
粒を適切な量に制御しょ・)とするものである。しかし
、この方法では850〜1050℃の温度の第2段中間
焼鈍において粒界に生成するオーステナイト相により
(11,0+ <001>方位を有する結晶粒成長が
阻害され、(1101<001>方位粒の富化及び結晶
組織の均一化を得ることは困難である。また、特開昭5
8−55530公報によれば熱延工程終了後最終冷延工
程終了前の工程中にCを0.006〜0.020χ脱炭
することにより結晶組織を均一化し、集合組織中+11
0) <001>方位の強い集積度を得ようとするも
ので ある。しかし、Cを0.006〜0.0202脱
炭するだけでは十分に結晶組織を均一化し、集合組織中
に(110) <001>方位の強い集積度を得るこ
とはできない。
みられるようになった。例えば特開昭53−71.61
7公報に記載されたように、2回冷延法を前提にして第
一次冷間圧延後の中間焼鈍として550〜800℃の温
度範囲内に30秒〜30分間保持する第1段中間焼鈍を
施し、続いて850〜1050℃の温度範囲内で30秒
〜30分間の第2段中間焼鈍を施すことにより一次再結
晶集合組織のうち二次再結晶粒として成長する(110
) <001>方位粒を増加さセ、併せてこの二次再
結晶粒に蚕食され易い+111.) <112>方位
粒を適切な量に制御しょ・)とするものである。しかし
、この方法では850〜1050℃の温度の第2段中間
焼鈍において粒界に生成するオーステナイト相により
(11,0+ <001>方位を有する結晶粒成長が
阻害され、(1101<001>方位粒の富化及び結晶
組織の均一化を得ることは困難である。また、特開昭5
8−55530公報によれば熱延工程終了後最終冷延工
程終了前の工程中にCを0.006〜0.020χ脱炭
することにより結晶組織を均一化し、集合組織中+11
0) <001>方位の強い集積度を得ようとするも
ので ある。しかし、Cを0.006〜0.0202脱
炭するだけでは十分に結晶組織を均一化し、集合組織中
に(110) <001>方位の強い集積度を得るこ
とはできない。
発明が解決しようとする問題点
本発明は上記の一方向性電磁鋼板の製造方法のうち、焼
鈍を挾む2回以上の冷間圧延により最終板厚に仕上げる
製造工程において、最終冷延前に板厚表面層付近の再結
晶粒を最適に制御する特殊な焼鈍処理を施すことにより
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を得んとするもので
ある。
鈍を挾む2回以上の冷間圧延により最終板厚に仕上げる
製造工程において、最終冷延前に板厚表面層付近の再結
晶粒を最適に制御する特殊な焼鈍処理を施すことにより
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を得んとするもので
ある。
問題点を解決するための手段及びイ’lE用一本発明の
要旨は次のとうりである。即ち珪素2゜5〜4.0%及
びその他所要の成分を含有する電磁鋼素材を、焼鈍を挾
む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上、引続い
て脱炭焼鈍後2次再結晶の完了と純化を行なう最終仕上
焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、最終
冷延前の焼鈍処理として750〜870°Cの温度範囲
内で焼鈍することにより、鋼板表面層付近の炭素濃度を
300pμm以下に、また板厚中心層付近の炭素濃度を
300pμm以上に・制御する第1段熱処理と、非酸化
雰囲気中にて880〜1050℃の温度範囲内で10分
以下の時間保持して上記鋼板表面層における再結晶粒の
平均粒径を17μm以上に制御する第2段熱処理を施す
ことを特徴とする特許 向性電磁鋼板の製造方法である。
要旨は次のとうりである。即ち珪素2゜5〜4.0%及
びその他所要の成分を含有する電磁鋼素材を、焼鈍を挾
む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上、引続い
て脱炭焼鈍後2次再結晶の完了と純化を行なう最終仕上
焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、最終
冷延前の焼鈍処理として750〜870°Cの温度範囲
内で焼鈍することにより、鋼板表面層付近の炭素濃度を
300pμm以下に、また板厚中心層付近の炭素濃度を
300pμm以上に・制御する第1段熱処理と、非酸化
雰囲気中にて880〜1050℃の温度範囲内で10分
以下の時間保持して上記鋼板表面層における再結晶粒の
平均粒径を17μm以上に制御する第2段熱処理を施す
ことを特徴とする特許 向性電磁鋼板の製造方法である。
以下、本発明の内容を詳しく説明する。
既に述べた如《、本発明者らの実験により第1図に示す
ように熱延板中の板厚175層付近において二次再結晶
の核となる強い集積度を示す+110+ <001>
方位粒が存在し、中心層は中心付近に二次再結晶核に蚕
食される+1001 <011>方位粒等が存在する
。上記{110) <011>方位粒の存在位置は、
例えば熱延条件等によって変り、大略板厚1/4〜17
10層に存在する。本発明者らはかかる第1図に示した
如き熱延板の組織に着目した。
ように熱延板中の板厚175層付近において二次再結晶
の核となる強い集積度を示す+110+ <001>
方位粒が存在し、中心層は中心付近に二次再結晶核に蚕
食される+1001 <011>方位粒等が存在する
。上記{110) <011>方位粒の存在位置は、
例えば熱延条件等によって変り、大略板厚1/4〜17
10層に存在する。本発明者らはかかる第1図に示した
如き熱延板の組織に着目した。
そして第2図に示す如< (1101 <001>
方位粒は880℃以上の温度で他方位粒に比べ選択的に
成長し易い特徴をもっているので、880℃以上の温度
で焼鈍処理を施してやることは(1101 <001
>方位粒の富化という点で有効な手段である。更に、板
厚表面層付近を上記の880℃以上の温度でフェライト
単相とし、(’110) <001>方位粒の選択的
成長をし易くし、一方中心相付近をオーステナイト−フ
ェライトの2相域にし、粒界に生成されたオーステナイ
ト相によって有害な(100) <011>方位粒の
成長を阻止してやることば極めて重要である。これは上
記温度範囲での焼鈍に先立ち板厚方向に表面から中心に
向かって増大ずるように炭素濃度分布を調節する脱炭処
理を施すことにより達成できるものである。
方位粒は880℃以上の温度で他方位粒に比べ選択的に
成長し易い特徴をもっているので、880℃以上の温度
で焼鈍処理を施してやることは(1101 <001
>方位粒の富化という点で有効な手段である。更に、板
厚表面層付近を上記の880℃以上の温度でフェライト
単相とし、(’110) <001>方位粒の選択的
成長をし易くし、一方中心相付近をオーステナイト−フ
ェライトの2相域にし、粒界に生成されたオーステナイ
ト相によって有害な(100) <011>方位粒の
成長を阻止してやることば極めて重要である。これは上
記温度範囲での焼鈍に先立ち板厚方向に表面から中心に
向かって増大ずるように炭素濃度分布を調節する脱炭処
理を施すことにより達成できるものである。
上記のことから理解される様に本発明では最終仕上焼鈍
において二次再結晶粒に成長する表面層部、例えば板厚
175層付近の(1101 <001>方位粒の富化
を目的として最終冷延前に板厚175層付近の{110
1 <、001>方位粒を富化し、中心層付近の二次
再結晶に有害な(100) <011>方位粒の粗大
化を抑制するものである。そしてこれを達成するために
第1段の脱炭熱処理により板厚175層付近の炭素濃度
を300pμm以下に、中心層付近の炭素濃度を300
pμm以上にするように炭素濃度勾配をもたせることに
より、引続く第2段熱処理の温度範囲(880℃以上)
で板厚175層付近をフェライト単相として(110)
<001>方位粒の成長がし易い様にする。また中
心層付近においては、粒界にオーステナイト相を生成さ
せて二次再結晶に有害な{100} <oit>方位
粒の成長を阻害してやるものである。なお、W.C.L
eslie等の論文: Trans. ASM+53(
1961)715によると880〜1050℃の温度範
囲で鋼板は、Si 2.0〜4.OX(7)場合炭素
量約300pμm以下でフェライト単相となり、炭素量
3 0 0 p p’m以上ではフェライト−オーステ
ナイトの2相域となる。
において二次再結晶粒に成長する表面層部、例えば板厚
175層付近の(1101 <001>方位粒の富化
を目的として最終冷延前に板厚175層付近の{110
1 <、001>方位粒を富化し、中心層付近の二次
再結晶に有害な(100) <011>方位粒の粗大
化を抑制するものである。そしてこれを達成するために
第1段の脱炭熱処理により板厚175層付近の炭素濃度
を300pμm以下に、中心層付近の炭素濃度を300
pμm以上にするように炭素濃度勾配をもたせることに
より、引続く第2段熱処理の温度範囲(880℃以上)
で板厚175層付近をフェライト単相として(110)
<001>方位粒の成長がし易い様にする。また中
心層付近においては、粒界にオーステナイト相を生成さ
せて二次再結晶に有害な{100} <oit>方位
粒の成長を阻害してやるものである。なお、W.C.L
eslie等の論文: Trans. ASM+53(
1961)715によると880〜1050℃の温度範
囲で鋼板は、Si 2.0〜4.OX(7)場合炭素
量約300pμm以下でフェライト単相となり、炭素量
3 0 0 p p’m以上ではフェライト−オーステ
ナイトの2相域となる。
第1段熱処理において750〜870℃の温度範囲を決
めた理由は、870”Cより高温では脱炭が進行する前
に板表面に酸化被膜が形成され鋼板と雰囲気の界面での
炭素と酸素の反応を阻害し、脱炭速度を著しく低下させ
るために870℃以下で行なうものである。また、75
0℃未満の温度では、鋼板中の炭素の鋼板表面までの拡
散速度が小さくなり、脱炭速度が著しく低下するので7
50℃以上の温度で行なうものである。第1段熱処理で
脱炭を行なうためには雰囲気酸化度P H zo/ P
H□一〇.08〜0.75が適当である。これはPH
.O/PH2<0.08であると平反表面における雰囲
気中の酸素と鋼板中の炭素の酸化反応速度が遅く脱炭時
間が長《なり工業的に不利である。P HzO/ P
l{Z > 0.70であると脱炭反応が進行する前に
板表面に緻密な酸化層が形成され脱炭を阻害してしまう
。第1段熱処理時間は鋼板の板厚、熱処理前の鋼中炭素
濃度5炭素の拡散速度による下記の拡散律速式によって
決めることかできる。
めた理由は、870”Cより高温では脱炭が進行する前
に板表面に酸化被膜が形成され鋼板と雰囲気の界面での
炭素と酸素の反応を阻害し、脱炭速度を著しく低下させ
るために870℃以下で行なうものである。また、75
0℃未満の温度では、鋼板中の炭素の鋼板表面までの拡
散速度が小さくなり、脱炭速度が著しく低下するので7
50℃以上の温度で行なうものである。第1段熱処理で
脱炭を行なうためには雰囲気酸化度P H zo/ P
H□一〇.08〜0.75が適当である。これはPH
.O/PH2<0.08であると平反表面における雰囲
気中の酸素と鋼板中の炭素の酸化反応速度が遅く脱炭時
間が長《なり工業的に不利である。P HzO/ P
l{Z > 0.70であると脱炭反応が進行する前に
板表面に緻密な酸化層が形成され脱炭を阻害してしまう
。第1段熱処理時間は鋼板の板厚、熱処理前の鋼中炭素
濃度5炭素の拡散速度による下記の拡散律速式によって
決めることかできる。
記
C=Coerf □
Jot
erf(ZJ: Gauss O)m走閃数引続く第2
段熱処理は第1段熱処理の後ずみやかにかつ連続的に施
されても、第1段熱処理の後、一旦冷却されその後施さ
れてもよい。第2段熱処理の温度範囲880℃以上の温
度でフェライト単相の板厚表面相付近において(110
) <001>方位粒を選択的に成長させることがで
き、かつ組織の均一化を達成できる。中心層においては
フェライト−オーステナイトの2相域になり結晶粒界に
生成するオーステナイト相は中心層に多く存在する二次
再結晶に有害な+100) <011>方位粒の成長
を阻止することができる。しかし、1050℃を越える
と正常粒成長を抑制するインヒビター硫化マンガン、硫
化銅、窒化アルミ等の粗大化をまねき二次再結晶を不安
定にしてしまう。よって、第2段熱処理の温度範囲を8
80〜1050℃とした。また、880〜1050°C
における保定時間としては実質1秒以上10分間以下に
限定した。理由は、それより長時間の場合には磁気特性
が劣化することがあるほか生産性が低下するため実用的
でない。なお、第2段熱処理の雰囲気を酸化雰囲気にす
ると加熱温度が高いため表面に過剰の酸化皮膜が形成し
、引続く最終冷延においても酸化皮膜をこわすことがで
きず引続く脱炭焼鈍時のスムーズな脱炭を阻害するばか
りでなく、ひいては製品の皮膜密着性、絶縁性等の皮膜
特性を劣化させるので非酸化雰囲気にしなければならな
い。上記の技術により、最終冷延前に板厚表面層(板厚
115)付近の平均結晶粒径を17μm以上にすること
ができ、これにより第3図に示す如く磁気特性の著しい
改善が得られるものである。
段熱処理は第1段熱処理の後ずみやかにかつ連続的に施
されても、第1段熱処理の後、一旦冷却されその後施さ
れてもよい。第2段熱処理の温度範囲880℃以上の温
度でフェライト単相の板厚表面相付近において(110
) <001>方位粒を選択的に成長させることがで
き、かつ組織の均一化を達成できる。中心層においては
フェライト−オーステナイトの2相域になり結晶粒界に
生成するオーステナイト相は中心層に多く存在する二次
再結晶に有害な+100) <011>方位粒の成長
を阻止することができる。しかし、1050℃を越える
と正常粒成長を抑制するインヒビター硫化マンガン、硫
化銅、窒化アルミ等の粗大化をまねき二次再結晶を不安
定にしてしまう。よって、第2段熱処理の温度範囲を8
80〜1050℃とした。また、880〜1050°C
における保定時間としては実質1秒以上10分間以下に
限定した。理由は、それより長時間の場合には磁気特性
が劣化することがあるほか生産性が低下するため実用的
でない。なお、第2段熱処理の雰囲気を酸化雰囲気にす
ると加熱温度が高いため表面に過剰の酸化皮膜が形成し
、引続く最終冷延においても酸化皮膜をこわすことがで
きず引続く脱炭焼鈍時のスムーズな脱炭を阻害するばか
りでなく、ひいては製品の皮膜密着性、絶縁性等の皮膜
特性を劣化させるので非酸化雰囲気にしなければならな
い。上記の技術により、最終冷延前に板厚表面層(板厚
115)付近の平均結晶粒径を17μm以上にすること
ができ、これにより第3図に示す如く磁気特性の著しい
改善が得られるものである。
特許請求の範囲の第(2)項によるCuを0.02〜0
.2%含有させると、磁気特性が更に向」ニする。Cu
を0.02〜0.2%に限定したのは、0602%以下
になると硫化銅の必要な析出量が確保できなくなり、0
.2%を越えると熱延工程中に発生し7たミルスゲール
が酸洗しにくくなり経済的でないからである。
.2%含有させると、磁気特性が更に向」ニする。Cu
を0.02〜0.2%に限定したのは、0602%以下
になると硫化銅の必要な析出量が確保できなくなり、0
.2%を越えると熱延工程中に発生し7たミルスゲール
が酸洗しにくくなり経済的でないからである。
また、本発明インヒビターとして硫化マンガン。
硫化銅を使用した一方向性電磁鋼板に限らず特許請求の
範囲第(3)項に示したようにSn 、 Mo 、 S
b 、 As 。
範囲第(3)項に示したようにSn 、 Mo 、 S
b 、 As 。
Bi 、 Ti 、 B 、 AI 、 Se 、
Te 、 Zn 、 Pb 、 Ni元素の一種又は二
種以上を0.1%以下をインヒビクーとして併用した場
合も、二次再結晶前の組織を改善するという意味におい
て効果がある。この場合、含有量が0.1%以上になる
とインヒビター効果が強くなりすぎて、特性の劣化をま
ね(からである。
Te 、 Zn 、 Pb 、 Ni元素の一種又は二
種以上を0.1%以下をインヒビクーとして併用した場
合も、二次再結晶前の組織を改善するという意味におい
て効果がある。この場合、含有量が0.1%以上になる
とインヒビター効果が強くなりすぎて、特性の劣化をま
ね(からである。
以下にその他の限定理由、並びに適正条件について説明
する。
する。
先づ成分組成においてC量を0.030−0.085%
にし7たのは、C量が0.030χ未満であると、中間
焼りILの第1段熱処理で中心層付近の炭素濃度を30
0pμm以上にすることができないので、特許請求の範
囲第(」)項による板厚方向の炭素濃度分布からはずれ
る。0.085χを越えると特許請求の範囲第(11項
による板厚方向の炭素濃度分布を得るには、中間焼鈍の
第1段熱処理時間が長くなり経済的に不利となるたけで
なく、脱炭焼鈍での脱炭が十分行なえず、成品において
磁気特性が劣化する。
にし7たのは、C量が0.030χ未満であると、中間
焼りILの第1段熱処理で中心層付近の炭素濃度を30
0pμm以上にすることができないので、特許請求の範
囲第(」)項による板厚方向の炭素濃度分布からはずれ
る。0.085χを越えると特許請求の範囲第(11項
による板厚方向の炭素濃度分布を得るには、中間焼鈍の
第1段熱処理時間が長くなり経済的に不利となるたけで
なく、脱炭焼鈍での脱炭が十分行なえず、成品において
磁気特性が劣化する。
Siを20〜4.0%にしたのは、SI は素材の固有
抵抗を高め方向性電磁鋼板の鉄損を向上させるためQこ
必要な元素であり、2.0%未満では良好な鉄損が得ら
れず、4.0%を越えると脆性が問題となり冷間圧延が
不可能になるためである。Mn。
抵抗を高め方向性電磁鋼板の鉄損を向上させるためQこ
必要な元素であり、2.0%未満では良好な鉄損が得ら
れず、4.0%を越えると脆性が問題となり冷間圧延が
不可能になるためである。Mn。
Sは2次再結晶粒の成長に対して重要なインヒビター効
果をもつ析出分散相を形成するもので、M n 0.0
30χ未満、S 0.010%未満では、析出分散相と
しての硫化マンガンの絶体量が不足し2次再結晶の発達
が不十分となる。一方Mn 0.090超、Sが0.
060χ超になると、通常のスラブ加熱温度(1200
〜1400℃)ではMn、Sが十分に固溶せず、適切な
析出分散相が得られず、十分な2次再結晶の発達が得ら
れ難い。
果をもつ析出分散相を形成するもので、M n 0.0
30χ未満、S 0.010%未満では、析出分散相と
しての硫化マンガンの絶体量が不足し2次再結晶の発達
が不十分となる。一方Mn 0.090超、Sが0.
060χ超になると、通常のスラブ加熱温度(1200
〜1400℃)ではMn、Sが十分に固溶せず、適切な
析出分散相が得られず、十分な2次再結晶の発達が得ら
れ難い。
爽鞭桝
以下、本発明を実施例により説明する。
実施例I
C0.044%、Si3.20%、Mn 0.057
%、So、026%を含有する連続鋳造片を熱間圧延し
て2、Ol厚みの熱延板を得た。これを1000°c×
80秒間焼鈍した後、酸洗して第1回路間圧延により0
.64m1の中間板厚となした。次いで中間焼鈍の第1
段焼鈍処理として850℃×3分間焼鈍した。雰囲気の
酸化度をPI4□0/PH2=O〜0.3まで変化させ
て脱炭量を制御した。その後、直ちに非酸化雰囲気中で
1000’CX 1分間焼鈍した後、最終冷延を施し板
厚0.23+nに仕上げた。次いで、脱炭焼鈍を施した
後焼鈍分離離剤を塗布し、最終焼鈍として800℃以上
を10°c/hで昇温し二次再結晶を完了させ1200
℃×15時間で十分純化させた。
%、So、026%を含有する連続鋳造片を熱間圧延し
て2、Ol厚みの熱延板を得た。これを1000°c×
80秒間焼鈍した後、酸洗して第1回路間圧延により0
.64m1の中間板厚となした。次いで中間焼鈍の第1
段焼鈍処理として850℃×3分間焼鈍した。雰囲気の
酸化度をPI4□0/PH2=O〜0.3まで変化させ
て脱炭量を制御した。その後、直ちに非酸化雰囲気中で
1000’CX 1分間焼鈍した後、最終冷延を施し板
厚0.23+nに仕上げた。次いで、脱炭焼鈍を施した
後焼鈍分離離剤を塗布し、最終焼鈍として800℃以上
を10°c/hで昇温し二次再結晶を完了させ1200
℃×15時間で十分純化させた。
以上実施例1により得られた製品の磁気特性、中間焼鈍
後の板厚175層付近の炭素濃度及び平均結晶粒径と中
心層付近の炭素濃度を調べた結果を第1表に示す。
後の板厚175層付近の炭素濃度及び平均結晶粒径と中
心層付近の炭素濃度を調べた結果を第1表に示す。
以下余白
第1表からこの発明によれば磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板が得られることが明らかである。
電磁鋼板が得られることが明らかである。
実施例2
C0.057%、Si3.50%、Mn 0.059%
、So、027%、Cu 0.17%を含有する連続鋳
造鋳片を熱間圧延して2.0m11y、みの熱延板を得
た。これを1000℃X80秒間焼鈍した後、酸洗して
第1回路間圧延により0.64mmの中間板厚となした
。次いで中間焼鈍を次の(A)(B)(C)の3方法に
分けて処理した。
、So、027%、Cu 0.17%を含有する連続鋳
造鋳片を熱間圧延して2.0m11y、みの熱延板を得
た。これを1000℃X80秒間焼鈍した後、酸洗して
第1回路間圧延により0.64mmの中間板厚となした
。次いで中間焼鈍を次の(A)(B)(C)の3方法に
分けて処理した。
(A) 酸化性雰囲気中で、850℃×3分間焼鈍した
(第4図の・)。
(第4図の・)。
(B)非酸化性雰囲気中で850℃×3分間焼鈍し、直
ちに非酸化雰囲気中で1000°C×1分間焼鈍したく
第4図の△)。
ちに非酸化雰囲気中で1000°C×1分間焼鈍したく
第4図の△)。
(C)酸化性雰囲気(P HzO/ P )lz =
0.15>中で850°C×3分間焼鈍し、直ちに非酸
化性雰囲気中で950〜b (第4図のO)。
0.15>中で850°C×3分間焼鈍し、直ちに非酸
化性雰囲気中で950〜b (第4図のO)。
上記(A)(B)(C)の焼鈍処理後、最終冷延を施し
板厚0.23u+に仕上げた。次いで脱炭焼鈍を行なっ
たのち焼鈍分離剤を塗布した後、最終焼鈍として800
℃以上を10℃/hで昇温しで二次再結晶を完了させ、
1200℃×15時間で十分純化させた。
板厚0.23u+に仕上げた。次いで脱炭焼鈍を行なっ
たのち焼鈍分離剤を塗布した後、最終焼鈍として800
℃以上を10℃/hで昇温しで二次再結晶を完了させ、
1200℃×15時間で十分純化させた。
以上実施例2により得られた製品の磁気特性、中間焼鈍
後の板厚175層付近の炭素濃度及び平均結晶粒径と中
心層付近の炭素濃度を調べた結果を第2表と第4図に示
す。
後の板厚175層付近の炭素濃度及び平均結晶粒径と中
心層付近の炭素濃度を調べた結果を第2表と第4図に示
す。
以下余白
第2表、第4図から、この発明によれば磁気特性の優れ
た−・方向性電磁鋼板が得られることが分かる。
た−・方向性電磁鋼板が得られることが分かる。
実施例3
c 0.054%、Si3.49%、Mn 0.060
%、So、027%、Cu 0.10%、Sn 0.0
8%を含有する連続鋳造鋳片を熱間圧延して2.0鰭厚
みの熱延板を得た。これを1000”C×80秒間焼鈍
した後、酸洗して第1回路間圧延により0.64mの中
間板厚となし7だ。次いで最終冷延前焼鈍を次の(A)
(+3)の2方法に分けて処理した。
%、So、027%、Cu 0.10%、Sn 0.0
8%を含有する連続鋳造鋳片を熱間圧延して2.0鰭厚
みの熱延板を得た。これを1000”C×80秒間焼鈍
した後、酸洗して第1回路間圧延により0.64mの中
間板厚となし7だ。次いで最終冷延前焼鈍を次の(A)
(+3)の2方法に分けて処理した。
(Δ)酸化雰囲気中で850℃×3分間焼鈍しまた。
(B)焼鈍雰囲気の酸化度を11) H70/ I−’
II、2 = 0〜0.30まて変化させ、850°
CX3分間焼鈍した後直ちに非酸化雰囲気中で1000
℃×1分間焼鈍した。
II、2 = 0〜0.30まて変化させ、850°
CX3分間焼鈍した後直ちに非酸化雰囲気中で1000
℃×1分間焼鈍した。
ト記()い(+3)の焼鈍処理後、最終冷延を施し7板
厚023鰭に仕上げた。次いで脱炭焼鈍を施した後、焼
鈍分離剤を塗布し、最終焼鈍とL7て850℃×50時
間均熱して二次再結晶を完了させ、1200℃×15時
間で十分純化させた。
厚023鰭に仕上げた。次いで脱炭焼鈍を施した後、焼
鈍分離剤を塗布し、最終焼鈍とL7て850℃×50時
間均熱して二次再結晶を完了させ、1200℃×15時
間で十分純化させた。
以上実施例3により得られた製品の磁気特性、中間焼鈍
後の板厚115層付近の炭素濃度及び平均結晶粒径と中
心層付近の炭素濃度を調べた結果を第3表に示す。
後の板厚115層付近の炭素濃度及び平均結晶粒径と中
心層付近の炭素濃度を調べた結果を第3表に示す。
以下余白
第3表から、この発明によれば磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板が得られる。
性電磁鋼板が得られる。
効果
本発明によると熱延板の板厚表面層付近のfllo)
<001>方位粒を発達させることにより、低鉄損及
び高磁束密度を達成することができる。
<001>方位粒を発達させることにより、低鉄損及
び高磁束密度を達成することができる。
第1図は熱延板の組織で、χ線により極密度を測定した
結果を示す図である。第2図は最終冷延前に酸化雰囲気
中で850℃×3分間焼鈍後と次の第2段熱処理温度と
板厚175層の組織を調査した結果で、880層以」二
の温度で(110)方位の集積度が増加することを示し
ている。第3図は、仕上板厚0.23ffi+nにおけ
る最終冷延前の板厚175層の炭素濃度、平均結晶粒径
と磁性の関係を示したものである。第4図は、仕上板厚
0.23m1における中間焼鈍条件と磁気特性の関係を
示したものである。 第1図 表面 厚 さ (mm)第2図 焼鈍温度 (°C) 第3図 δ゛ワ4ホ占δら木J住
結果を示す図である。第2図は最終冷延前に酸化雰囲気
中で850℃×3分間焼鈍後と次の第2段熱処理温度と
板厚175層の組織を調査した結果で、880層以」二
の温度で(110)方位の集積度が増加することを示し
ている。第3図は、仕上板厚0.23ffi+nにおけ
る最終冷延前の板厚175層の炭素濃度、平均結晶粒径
と磁性の関係を示したものである。第4図は、仕上板厚
0.23m1における中間焼鈍条件と磁気特性の関係を
示したものである。 第1図 表面 厚 さ (mm)第2図 焼鈍温度 (°C) 第3図 δ゛ワ4ホ占δら木J住
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C0.030〜0.085%、Si2.0〜4.0
%、Mn0.030〜0.090%、S0.010〜0
.060%を基本成分とする珪素鋼素材を熱間圧延によ
り熱延板とした後、焼鈍を挾む2回以上の冷間圧延を施
して最終板厚に仕上、引続き脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍を
施す、一方向性電磁鋼板の製造方法において、上記最終
冷延前の焼鈍処理として脱炭雰囲気中にて750〜87
0℃の温度範囲内で鋼板表面からの脱炭量を制御して板
厚表面層付近の炭素濃度を300pμm以下、中心層の
炭素濃度を300pμm以上にする第1段熱処理と、非
酸化性雰囲気中にて880〜1050℃の温度範囲内で
10分以下の時間保持し、板厚表面層付近における再結
晶粒の平均粒径を17μm以上にする第2段熱処理を施
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。 2、珪素鋼素材にCuを0.02〜0.2%含有させる
特許請求の範囲第1項記載の方法。 3、珪素鋼素材にSn、Mo、Sb、As、Bi、Ti
、B、Al、Se、Te、Zn、Pb、Ni元素の内、
1種又は2種以上を各0.1%以下含有させる特許請求
の範囲第1項又は第2項記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13302384A JPS6112824A (ja) | 1984-06-29 | 1984-06-29 | 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 |
---|---|---|---|
JP13302384A JPS6112824A (ja) | 1984-06-29 | 1984-06-29 | 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 |
---|---|
JPS6112824A true JPS6112824A (ja) | 1986-01-21 |
JPS635454B2 JPS635454B2 (ja) | 1988-02-03 |
Family
ID=15094984
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13302384A Granted JPS6112824A (ja) | 1984-06-29 | 1984-06-29 | 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) | JPS6112824A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011065023A1 (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-03 | Jfeスチール株式会社 | 低炭素鋼板およびその製造方法 |
JP2013032583A (ja) * | 2011-06-27 | 2013-02-14 | Jfe Steel Corp | 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5432412A (en) * | 1977-08-16 | 1979-03-09 | Mitsui Petrochem Ind Ltd | Purification of ketone |
JPS59143022A (ja) * | 1983-02-03 | 1984-08-16 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性珪素鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-06-29 JP JP13302384A patent/JPS6112824A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5432412A (en) * | 1977-08-16 | 1979-03-09 | Mitsui Petrochem Ind Ltd | Purification of ketone |
JPS59143022A (ja) * | 1983-02-03 | 1984-08-16 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011065023A1 (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-03 | Jfeスチール株式会社 | 低炭素鋼板およびその製造方法 |
JP2011119298A (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-16 | Jfe Steel Corp | 低炭素鋼板およびその製造方法 |
CN102639745A (zh) * | 2009-11-30 | 2012-08-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 低碳钢板及其制造方法 |
JP2013032583A (ja) * | 2011-06-27 | 2013-02-14 | Jfe Steel Corp | 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS635454B2 (ja) | 1988-02-03 |
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