JPS635454B2 - - Google Patents
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- JPS635454B2 JPS635454B2 JP59133023A JP13302384A JPS635454B2 JP S635454 B2 JPS635454 B2 JP S635454B2 JP 59133023 A JP59133023 A JP 59133023A JP 13302384 A JP13302384 A JP 13302384A JP S635454 B2 JPS635454 B2 JP S635454B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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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Description
産業上の利用分野
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。 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。 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
了と純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、より方位の揃つた｛110｝〈001〉方位の二次
再結晶粒を安定して得ることが必要である。その
ためには二次再結晶前の鋼板中において｛110｝
〈001〉方位粒以外の一次再結晶粒の正常粒成長を
抑制するインヒビターの強化と、二次再結晶の核
となる方位の揃つた｛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、田岡らの論文「鉄と鋼」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つた結果、｛110｝
〈001〉方位粒は、適当な圧下率の冷間圧延によつ
て｛111｝〈112〉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｛110｝〈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
｛110｝〈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1/5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｛110｝〈001〉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
｛110｝〈001〉方位二次再結晶核となるものであ
る。これらの事から、二次再結晶前の鋼板の表面
層付近に二次再結晶の核となる方位の揃つた
｛110｝〈001〉方位粒を富化すると共に、中心層付
近における、｛110｝〈001〉方位粒に蚕食され難い
有害な｛100｝〈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つた。例えば特開昭53
―71617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
せ、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ようとす
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鋼板の板厚表
面層鋼組織の粒界に生成するオーステナイト相に
より｛110｝〈001〉方位を有する結晶粒成長が阻
害され、｛110｝〈001〉方位粒の板厚表面層におけ
る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58―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
0.006〜0.020％脱炭することにより結晶組織を均
一化し、集合組織中｛110｝〈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
0.006〜0.020％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。 問題点を解決するための手段及び作用 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℃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
300ppm以下に、また板厚中心層付近の炭素濃度
を300ppm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磁気特性の優れた一
方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。 既に述べた如く、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1/5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｛100｝〈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つて変り、
大略板厚1/4〜1/10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図に示す如く｛110｝〈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つているので、880℃以上の
温度で焼鈍処理を施してやることは｛110｝〈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
フエライト単相とし、｛110｝〈001〉方位粒の選択
的成長をし易くし、一方中心層付近をオーステナ
イト―フエライトの２相域にし、フエライト粒界
に生成されたオーステナイト相によつて有害な
｛100｝〈011〉方位粒の成長を阻止せしめることは
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つて増大
す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1/5層付近の｛110｝〈001〉方位粒
の富化を目的として最終冷延前に板厚1/5層付近
の｛110｝〈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1/5層付近
の炭素濃度を300ppm以下に、中心層付近の炭素
濃度を300ppm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1/5層付近をフエライト
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｝〈001〉方位粒の成長を阻害せしめるもので
ある。なお、W.C.Leslie等の論文：Trans.ASM，
53（1961）715によると880〜1050℃の温度範囲で
鋼板は、Si2.0〜4.0％の場合炭素量約300ppm以下
でフエライト単相となり、炭素量300ppm以上で
はフエライト―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℃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、750℃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750℃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PH2O／PH2＝0.08〜0.75
が適当である。これはPH2O／PH2＜0.08である
と板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くなり工業的
に不利であり、PH2O／PH2＞0.75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からである。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、炭素の拡散速度による下記の拡散律速式によ
つて決めることができる。 ｘ：板表面からの距離（cm） Ｄ：炭素の拡散速度（cm2／sec） ｔ：経過時間（sec） Co：熱処理前の鋼中炭素濃度（Wt％） Ｃ：板表面からの距離ｘにおける炭素濃度
（Wt％） erf（Ｚ）：Gaussの誤差関数 引続く第２段熱処理は第１段熱処理の後すみや
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℃以上の温度でフエライト
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エラ
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の硫化
マンガン、硫化銅、窒化アルミ等の粗大化を招き
二次再結晶を不安定にしてしまう。よつて、第２
段熱処理の温度範囲を880〜1050℃とした。また、
880〜1050℃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1/5）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。 尚、第３図の実験に用いた珪素鋼素材の成分組
成は後述実施例２と同様なものである。 特許請求の範囲の第２項により更にCuを0.02〜
0.2％含有させると、磁気特性が更に向上する。
Cuを0.02〜0.2％に限定したのは、0.02％未満に
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たミル
スケールが酸洗により除去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項に示したように更にSnを
0.1％以下をインヒビタ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％を超え
るとインヒビター効果が強くなりすぎて、特性の
劣化をまねくからインヒビター元素の量を１％以
下とした。 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。 先づ成分組成においてＣ量を0.030〜0.085％に
したのは、Ｃ量が0.030％未満であると、中間焼
鈍の第１段熱処理で中心層付近の炭素濃度を
300ppm以上にすることができないので、特許請
求の範囲第１項による板厚方向の炭素濃度分布か
らはずれる。0.085％を越えると特許請求の範囲
第１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
的に不利となるだけでなく、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2.0〜4.0％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
に必要な元素であり、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、
Mn0.030％未満、S0.010％未満では、析出分散相
としての硫化マンガンの絶対量が不足し２次再結
晶の発達が不十分となる。一方Mn0.090超、Ｓが
0.060％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。 実施例 以下、本発明を実施例により説明する。 実施例 １ C0.044％、Si3.20％、Mn0.057％、S0.026％残
部鉄および不可避的不純物を含有する連続鋳造片
を熱間圧延して2.0mm厚みの熱延板を得た。これ
を1000℃×80秒間焼鈍した後、酸洗して第１回冷
間圧延により0.64mm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PH2O／PH2＝０
〜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℃×１分間焼鈍した
後、最終冷延を施し板厚0.23mm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℃／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1/5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。
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。 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
了と純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、より方位の揃つた｛110｝〈001〉方位の二次
再結晶粒を安定して得ることが必要である。その
ためには二次再結晶前の鋼板中において｛110｝
〈001〉方位粒以外の一次再結晶粒の正常粒成長を
抑制するインヒビターの強化と、二次再結晶の核
となる方位の揃つた｛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、田岡らの論文「鉄と鋼」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つた結果、｛110｝
〈001〉方位粒は、適当な圧下率の冷間圧延によつ
て｛111｝〈112〉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｛110｝〈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
｛110｝〈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1/5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｛110｝〈001〉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
｛110｝〈001〉方位二次再結晶核となるものであ
る。これらの事から、二次再結晶前の鋼板の表面
層付近に二次再結晶の核となる方位の揃つた
｛110｝〈001〉方位粒を富化すると共に、中心層付
近における、｛110｝〈001〉方位粒に蚕食され難い
有害な｛100｝〈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つた。例えば特開昭53
―71617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
せ、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ようとす
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鋼板の板厚表
面層鋼組織の粒界に生成するオーステナイト相に
より｛110｝〈001〉方位を有する結晶粒成長が阻
害され、｛110｝〈001〉方位粒の板厚表面層におけ
る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58―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
0.006〜0.020％脱炭することにより結晶組織を均
一化し、集合組織中｛110｝〈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
0.006〜0.020％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。 問題点を解決するための手段及び作用 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℃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
300ppm以下に、また板厚中心層付近の炭素濃度
を300ppm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磁気特性の優れた一
方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。 既に述べた如く、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1/5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｛100｝〈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つて変り、
大略板厚1/4〜1/10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図に示す如く｛110｝〈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つているので、880℃以上の
温度で焼鈍処理を施してやることは｛110｝〈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
フエライト単相とし、｛110｝〈001〉方位粒の選択
的成長をし易くし、一方中心層付近をオーステナ
イト―フエライトの２相域にし、フエライト粒界
に生成されたオーステナイト相によつて有害な
｛100｝〈011〉方位粒の成長を阻止せしめることは
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つて増大
す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1/5層付近の｛110｝〈001〉方位粒
の富化を目的として最終冷延前に板厚1/5層付近
の｛110｝〈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1/5層付近
の炭素濃度を300ppm以下に、中心層付近の炭素
濃度を300ppm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1/5層付近をフエライト
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｝〈001〉方位粒の成長を阻害せしめるもので
ある。なお、W.C.Leslie等の論文：Trans.ASM，
53（1961）715によると880〜1050℃の温度範囲で
鋼板は、Si2.0〜4.0％の場合炭素量約300ppm以下
でフエライト単相となり、炭素量300ppm以上で
はフエライト―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℃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、750℃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750℃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PH2O／PH2＝0.08〜0.75
が適当である。これはPH2O／PH2＜0.08である
と板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くなり工業的
に不利であり、PH2O／PH2＞0.75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からである。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、炭素の拡散速度による下記の拡散律速式によ
つて決めることができる。 ｘ：板表面からの距離（cm） Ｄ：炭素の拡散速度（cm2／sec） ｔ：経過時間（sec） Co：熱処理前の鋼中炭素濃度（Wt％） Ｃ：板表面からの距離ｘにおける炭素濃度
（Wt％） erf（Ｚ）：Gaussの誤差関数 引続く第２段熱処理は第１段熱処理の後すみや
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℃以上の温度でフエライト
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エラ
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の硫化
マンガン、硫化銅、窒化アルミ等の粗大化を招き
二次再結晶を不安定にしてしまう。よつて、第２
段熱処理の温度範囲を880〜1050℃とした。また、
880〜1050℃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1/5）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。 尚、第３図の実験に用いた珪素鋼素材の成分組
成は後述実施例２と同様なものである。 特許請求の範囲の第２項により更にCuを0.02〜
0.2％含有させると、磁気特性が更に向上する。
Cuを0.02〜0.2％に限定したのは、0.02％未満に
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たミル
スケールが酸洗により除去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項に示したように更にSnを
0.1％以下をインヒビタ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％を超え
るとインヒビター効果が強くなりすぎて、特性の
劣化をまねくからインヒビター元素の量を１％以
下とした。 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。 先づ成分組成においてＣ量を0.030〜0.085％に
したのは、Ｃ量が0.030％未満であると、中間焼
鈍の第１段熱処理で中心層付近の炭素濃度を
300ppm以上にすることができないので、特許請
求の範囲第１項による板厚方向の炭素濃度分布か
らはずれる。0.085％を越えると特許請求の範囲
第１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
的に不利となるだけでなく、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2.0〜4.0％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
に必要な元素であり、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、
Mn0.030％未満、S0.010％未満では、析出分散相
としての硫化マンガンの絶対量が不足し２次再結
晶の発達が不十分となる。一方Mn0.090超、Ｓが
0.060％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。 実施例 以下、本発明を実施例により説明する。 実施例 １ C0.044％、Si3.20％、Mn0.057％、S0.026％残
部鉄および不可避的不純物を含有する連続鋳造片
を熱間圧延して2.0mm厚みの熱延板を得た。これ
を1000℃×80秒間焼鈍した後、酸洗して第１回冷
間圧延により0.64mm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PH2O／PH2＝０
〜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℃×１分間焼鈍した
後、最終冷延を施し板厚0.23mm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℃／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1/5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。
【表】
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。 実施例 ２ C0.057％、Si3.50％、Mn0.059％、S0.027％、
Cu0.17％残部鉄および不可避的不純物を含有する
連続鋳造鋳片を熱間圧延して2.0mm厚みの熱延板
を得た。これを1000℃×80秒間焼鈍した後、酸洗
して第１回冷間圧延により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●）。 (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℃×１分間焼鈍し
た（第４図の△）。 (C) 酸化性雰囲気（PH2O／PH2＝0.15）中で850
℃×３分間焼鈍し、直ちに非酸化性雰囲気中で
950〜1100℃×１分間焼鈍した（第４図の〇）。 上記(A)(B)(C)の焼鈍処理後、最終冷延を施し板厚
0.23mmに仕上げた。次いで脱炭焼鈍を行なつたの
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２により得られた製品の磁気特性、
中間焼鈍後の板厚1/5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。
一方向性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％、Mn0.059％、S0.027％、
Cu0.17％残部鉄および不可避的不純物を含有する
連続鋳造鋳片を熱間圧延して2.0mm厚みの熱延板
を得た。これを1000℃×80秒間焼鈍した後、酸洗
して第１回冷間圧延により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●）。 (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℃×１分間焼鈍し
た（第４図の△）。 (C) 酸化性雰囲気（PH2O／PH2＝0.15）中で850
℃×３分間焼鈍し、直ちに非酸化性雰囲気中で
950〜1100℃×１分間焼鈍した（第４図の〇）。 上記(A)(B)(C)の焼鈍処理後、最終冷延を施し板厚
0.23mmに仕上げた。次いで脱炭焼鈍を行なつたの
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２により得られた製品の磁気特性、
中間焼鈍後の板厚1/5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。
【表】
第２表、第４図から、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分
かる。 実施例 ３ C0.054％、Si3.49％、Mn0.060％、S0.027％、
Cu0.10％、Sn0.08％残部鉄および不可避的不純物
を含有する連続鋳造鋳片を熱間圧延して2.0mm厚
みの熱延板を得た。これを1000℃×80秒間焼鈍し
た後、酸洗して第１回冷間圧延により0.64mmの中
間板厚となした。次いで最終冷延前焼鈍を次の(A)
(B)の２方法に分けて処理した。 (A) 酸化雰囲気中で850℃×３分間焼鈍した。 (B) 焼鈍雰囲気の酸化度をPH2O／PH2＝０〜
0.30まで変化させ、850℃×３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。 上記(A)(B)の焼鈍処理後、最終冷延を施し板厚
0.23mm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、最終焼鈍として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1/5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。
性の優れた一方向性電磁鋼板が得られることが分
かる。 実施例 ３ C0.054％、Si3.49％、Mn0.060％、S0.027％、
Cu0.10％、Sn0.08％残部鉄および不可避的不純物
を含有する連続鋳造鋳片を熱間圧延して2.0mm厚
みの熱延板を得た。これを1000℃×80秒間焼鈍し
た後、酸洗して第１回冷間圧延により0.64mmの中
間板厚となした。次いで最終冷延前焼鈍を次の(A)
(B)の２方法に分けて処理した。 (A) 酸化雰囲気中で850℃×３分間焼鈍した。 (B) 焼鈍雰囲気の酸化度をPH2O／PH2＝０〜
0.30まで変化させ、850℃×３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。 上記(A)(B)の焼鈍処理後、最終冷延を施し板厚
0.23mm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、最終焼鈍として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1/5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。
【表】
【表】
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。 効 果 本発明によると熱延板の板厚表面層付近の
｛110｝〈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。
た一方向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
｛110｝〈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、Ｘ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1/5層の組織を調査した
結果で、880℃以上の温度で（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0.23mmにおける最終冷延前の板厚1/5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0.23mm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。
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1/5層の組織を調査した
結果で、880℃以上の温度で（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0.23mmにおける最終冷延前の板厚1/5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0.23mm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。
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％、残部鉄および不可避
的不純物よりな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750〜870℃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
300ppm以下、中心層の炭素濃度を300ppm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 C0.030〜0.085％、Si2.0〜4.0％、Mn0.030〜
0.090％、S0.010〜0.060％、Cu0.02〜0.2％、残部
鉄および不可避的不純物よりなる珪素鋼素材を熱
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750〜870℃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300ppm以下、中心層の炭素濃度
を300ppm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。 ３ C0.030〜0.085％、Si2.0〜4.0％、Mn0.030〜
0.090％、S0.010〜0.060％、Cu0.02〜0.2％、
Sn0.1％以下、残部鉄および不可避的不純物より
なる珪素鋼素材を熱間圧延により熱延板とした
後、焼鈍を挟む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
750〜870℃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300ppm
以下、中心層の炭素濃度を300ppm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。
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 |
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|---|---|---|---|
| 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 JPS6112824A (ja) | 1986-01-21 |
| JPS635454B2 true JPS635454B2 (ja) | 1988-02-03 |
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ID=15094984
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| 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 |
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|---|---|---|---|---|
| JP5655295B2 (ja) * | 2009-11-30 | 2015-01-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低炭素鋼板およびその製造方法 |
| JP6011063B2 (ja) * | 2011-06-27 | 2016-10-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6112824A (ja) | 1986-01-21 |
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