JPH01198426A - 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
に関する。

〔従来の技術〕

Ｓｌを１一以上含む素材を熱間圧延した場合、その熱延
板は表層のみが再結晶し，中心層は圧延加工組織を有す
る未再結晶組織により構成されるのが普通である。この
熱延板をそのまま冷延して焼鈍゛した場合，磁気特性に
好ましい集合組織の発達が不十分であるため，磁気特性
の確保が困難となる。冷延・焼鈍後の磁気特性を確保す
るためには，熱延板組織を完全に再結晶させることが必
要であり，このような目的で熱延巻取後にパッチ焼鈍や
連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施する技術が例えば特開
昭５４−６８７１７号公報，特開昭５５−９７４２６号
会報等において開示されている。

このような熱延板焼鈍において、熱延板を表面にスケー
ルが付着したままの状態で再結晶処理すると、不十分な
非酸化雰囲気にて焼鈍した場合には，熱延板に付着して
いたスケ−ルが発達して表層スケールが厚く生成すると
ともに、鋼板表層部に内部酸化層が生成し。

処理後の酸洗性が著しく劣化してしまう。−方、非酸化
雰囲気であっても窒素を含んだ雰囲気で焼鈍を行うと、
鋼板表層部での窒化反応が促進され、鋼中のＡＬと結合
して鋼板表面下においてＡｆｆｌの析出をもたらす。こ
のため、このＡｔＮ粒子が最終焼鈍時にフェライト組織
の粒成長性を著しく低下させ、この結果、鋼板表層部に
厚さ１００μｍ程度に亘って粒径２゜μｍ程度の微細フ
ェライト粒の領域が形成し、鉄損および低磁場特性を著
しく劣化させてしまう。

〔発明が解決しようとする課題〕

このようなことから１例えば特開昭５７−３５６２７号
公報において高温巻取径酸洗し。

しかる後バッチ焼鈍する技術が開示されているが、７０
０℃を超える巻取温度では１表層スケールが厚く生成す
るだけでなく、ｔ＊Ｓｉ以上ではフェライト粒内の酸化
が起こる。このフェライト粒内における酸化層は、熱延
板焼鈍前の酸洗にて完全に除去することが不可能であり
、上述したような磁気特性の劣化を招く・ また、熱延板焼鈍では、最終焼鈍時のフェライト粒成長
性を良好にするためＡｔＮを完全に析出させ、且つ凝集
粗大化させる必要があり、このため熱延板焼鈍時の均熱
時間を十分とる必要がある。すなわち、均熱時間が短か
（ｋｔＮの凝集粗大化が十分でないと、　ＡｔＮ粒子に
よる粒界移動抑制効果により最終焼鈍時の粒成長が阻害
されてしまう。

本発明はこのような問題に鑑み、最終焼鈍時の良好な粒
成長性が得られ、これにより優れた磁気特性が得られる
無方向性電磁鋼板の製造方法を提供せんとするものであ
る。

〔課題を解決するための手段〕

このため本発明は、特定の鋼成分の下で。

（１）熱間圧延時に低温加熱することにより。

スラブ冷却時のＡｔＮ粒子の再固溶を極力少なくして、
熱延仮焼、鈍時にあける人、６粒子の凝集粗大化を容易
にする。

（２）低温巻取を実施することによってスケール生成量
を抑えるとともに、熱延抜脱スケールを実施することに
より、スケールを完全に除去し、この熱延板を非酸化性
雰囲気中で焼鈍することにより、熱延板焼鈍時の酸化や
窒化を最小限に抑える。

（３）磁気特性及び経済性を考慮してＡｔＮ粒子の凝集
粗大化が適切に得られる熱延板焼鈍の条件を規制する。

ことにより、最終焼鈍時のフェライト粒の粒成長性を良
好にし、優れた磁気特性が得られ：　１．０〜４．０ｗ
ｔ％、　Ａｔ：　０．１〜２．０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び
不可避不純物からなるスラブを、　１０５０℃以上％１
１５０℃未満に加熱し、熱間圧延した後、該熱延板を７
００℃以下で巻取り、脱スケール後、非酸化雰囲気中に
て熱延板焼鈍温度Ｔ　（’ｃ）が７５０〜１０５０℃で
、且つ均熱時間ｔＣ分）との関係で・ −１３１，３ｌｏｇ　ｔ　＋１０１２．６≦Ｔ＜−１２
８，５Ａｏｇ　ｔ＋１０７８．５を満足する条件で熱延
板焼鈍し、１回の冷間圧延または中間焼鈍をはさむ２回
以上の冷間圧延を施した後、８００〜１０５０℃で仕上
げ焼鈍するようにしたことをその基本的特徴とする。

以下、本発明の製造条件をその限定理由とともに説明す
る。

本発明において、熱延されるスラブは、Ｃ：０．００５
０ｗｔチ以下、８１　：　１．０〜４．０ｗｔチ、　Ａ
ｔ：０．１〜２．０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物の組成からなる。

これらの成分のうち、Ｃは、０．００５０ｗｔ％を超え
ると磁気特性が劣化し、また磁気時効上も問題を生じ、
このため、　０．００５０　ｗｔ％を上限とする。

Ｓｔは、　１．０ｗｔ１未満では固有抵抗の低下により
十分な低鉄損値が得られない。一方、４．０ｗｔ　％を
超えると冷間加工性が著しく悪くなり、このため、１．
０〜４．０ｗｔ％とする。

Ａｔは、　０．１ｗｔ（を未満ではＡｔＮが微細に析出
してしまい、最終焼鈍時に曳好な粒成長性が得られず、
磁気特性が劣化してしまう。一方、ｚ、ｏｗｔｓを超え
ると、冷間加工性が劣化する。

このためＡｔは０．１〜２．０Ｗｔｔｓとする。

以上の成分のスラブは熱間圧延されるが、その際、鋳造
後スラブ冷却時に析出したＡｔＮ粒子の再固溶を極力抑
えることを狙いとして１０５０℃以上、１１５０℃未満
の低温加熱を行う。

熱延板焼鈍における熱延板の再結晶は■粒子の凝集粗大
化よりも早く完了するため。

ＡｔＮ粒子の凝集粗大化が熱延板焼鈍における最大の狙
いとなる。ここで、熱延板焼鈍時のＡｔＮ粒子の凝集粗
大化完了時間はスラブ加熱温度により異ってくる。すな
わち、鋳造されたスラブの凝固時に析出した粗大なＡｔ
Ｎ粒子のスラブ加熱時での再溶解量が多いほど、熱延板
焼鈍時でのＡｆｆ１粒子の粗大化完了時間が長くなる。

そこで本発明ではスラブを低温加熱することで粗大Ａｔ
Ｎ粒子の再溶解量を最小限に抑え、短時間で熱延板焼鈍
することを可能にしたものである。

ここで、スラブ加熱温度が１１５０℃以上であると％Ａ
ｔＮ粒子の再固溶量が増大し、熱延板焼鈍時のＡｔＮ粒
子の凝集粗大化が遅れ、この結果、焼鈍均熱時間を長時
間とる必要が生じる。また、スラブ加熱温度が１０５０
”Ｃ未満であると、仕上げ温度が低くなり過ぎ、ミル負
荷が増大するとともに、熱延板形状の確保が難しくなる
。

本発明における最重要の技術の１つとして、熱間圧延後
、熱延板は７００℃以下で巻取られる。巻取温度が７０
０℃を超えると、熱延板に表層スケールが厚く生成し、
熱延板焼鈍前に酸洗等の脱スケールを実施しても１表層
のスケールは除去できたとしてもも高Ｓｉ鋼にて形成さ
れる内部酸化層を除去することが難しくなる。後述する
ように熱延板焼鈍時にスケールが残存していると、スケ
ールを触媒として焼鈍時に窒化反応が促進され、このた
め、鋼板表層下にＡｔＮの析出層が形成される。

この結果、最終焼鈍時に鋼板表層部における粒成長性が
抑制され、鉄損の上昇を引き起こす。第１図は巻取温度
と熱延板焼鈍後の窒化層の深さとの関係を示すもので、
巻取温度が７００℃を超えると、残存したスケールによ
り窒化反応が大きく促進されていることが判る。

本発明におけるもう１つの最重要技術として、熱延板は
続く熱延板焼鈍の前に脱スケール処理がなされる。熱延
板表面にスケールが存在した状態で、窒素を含んだ非酸
化性雰囲気で熱延板焼鈍を行うと、鋼板表層部での窒化
反応が促進され、鋼板の窒素含有量が増大する。そのた
め微細なＡｔＮ粒子が最終焼鈍時のフェライト組織の粒
成長性を著しく低下させてしまい、鋼板表層部に厚い微
細フェライト粒の層を形成し、鉄損及び低磁場特性を著
しく劣化させてしまう、このため、熱延板焼鈍前にスケ
ール除去することにより、熱延板焼鈍時の窒化反応を抑
えるのが本発明の狙いとする所である。

脱スケール処理は１通常酸洗により行われるが、メカニ
カルな処理を実施することもでき、その具体的方法につ
いては特に制限はない１本発明では、上述した低温巻取
によりスケールの生成が少なく抑えられるため、上記脱
スケール処理によりスケールをほぼ完全に除去すること
ができる。

熱延板は脱スケール後、非酸化雰囲気中にて熱延板焼鈍
温度Ｔ　（℃）が７５０〜１ｏ５０℃で、且つ均熱時間
ｔＣ分）との関係で。

−１３１：３！ｏｇ　ｔ＋　１０１２．６　＜Ｔ≦−１
２８，５ｆｆｌｏｇｔ＋１０７８．５を満足する条件で
熱延板焼鈍される。

上述したように、１　ｗｔ　Ｓ以上のＳｔを含む素材は
、熱間圧延後の熱延板において、一部表層のみが再結晶
し、中心層は圧延組織を有する未再結晶組熾から構成さ
れている。このため、熱延板をそのまま冷延して焼鈍し
ても磁気特性の確保は難しく、最終焼鈍後の磁気特性を
向上させ、且つ均一性を確保するためには、熱延板を焼
鈍することにより板厚方向及びコイル中方向と長手方向
に均一な再結晶をさせる必要がある。また、鉄損値と最
終焼鈍後のフェライト粒径の間には密接な関係があり、
１００〜１５０μｍ程度で鉄損値が最小になる。そこで
、岐路焼鈍時のフェライト粒成長性を良好にするために
は、ＡｔＮ粒子による粒界移動抑制効果を減じるために
、熱延板焼鈍時にＡｊＮを完全に析出させ、且つ凝集粗
大化させる必要がある。

熱延板焼鈍の均熱温度が７５０℃未漕であると、熱延板
を完全に再結晶させるためには５時間以上の均熱が必要
であり非効率的である。一方、１０５０℃を超える均熱
温度では鋼板のＡＡＮ粒子に・対する固溶度が高くなる
ため。

ＪＵＮ粒子の析出量が不充分となり、最終焼鈍時のフェ
ライト粒成長性が低下する。

第２図は、熱延板焼鈍における均熱温度及び均熱時間が
最終焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示すもので、第３
図は、その結果を基に本発明における均熱条件をまとめ
たものである。

上述したように鉄損値を低くするためには。

熱延板焼鈍により゛熱延板のＡｔＮ粒子を十分凝集粗大
化させることが必要であるが、第２図及び第３図に示さ
れるように、そのための均熱条件は均熱源１［Ｔ及び均
熱時間ｔとの関係で決まる。すなわち１本発明のように
低温加熱−低温巻取した熱延板にあってＡｔＮ粒子の凝
集粗大化を図るには。

Ｔ≧−１３１，３ぶｏｇ　ｔ　＋　１０１２．６の条件
を満足させる必要がある。。

一方、下式の条件まで均熱を行えばフェライト粒の再結
晶及びＡｔＮ粒子の凝集粗大化は完了し、それ以上の均
熱は非効率的となる。

Ｔ≦−１２８，５Ａｏｇ　ｔ＋　１０７８．５熱延板填
鈍は窒化を引き起こすスケールの形成を抑制するため非
酸化性雰囲気中で行われる６例えば、５％以上の水素を
含んだ窒素。

水素混合雰囲気中で焼鈍することが望ましい。

以上のように熱延板焼鈍された鋼板は必要に応じて酸洗
された後％１回の冷間圧延または中間焼鈍をはさむ２回
以上の冷間圧延が施され、しかる後、ＳＯＯ〜１０５０
℃で仕上げ焼鈍される。

ここで、仕上焼鈍の均熱温度が８００℃未満では、焼鈍
の目的である鉄損と磁束密度の向上が十分図れず、一方
、１０５０℃を超える温度では、コイル通板上やエネル
ギーコスト上実用的でなく、また、磁気特性上でも、フ
ェライト粒の異常粒成長により鉄損値が増大してし才う
。

〔実施例〕

実施例　１゜ 第１表の組成の鋼から、以下の条件で無方向性電磁鋼板
を製造した。第２表にその最終焼鈍後の磁気特性を示す
。

第　　　　１　　　　表 第　　　　２　　　　表 実施例　２、 第１表中のＢ鋼から、以下の条件及び第３表に示す条件
で無方向性電磁鋼板を製造した。得られた鋼板の加熱温
度を第３表に合

【図面の簡単な説明】

ｆ４１図は熱延巻取温度が熱延板焼鈍後の窒化層深さに
及ぼす影響を示したものである。第２図は熱延板焼鈍に
右ける均熱温度及び均熱時間が最終焼鈍後の磁気特性に
及ぼす影響を示すものである。第３図は本発明における
熱延板焼鈍条件を示すものである。 磁気特性の出願人　　日本鋼管株式会社発　　明　者　
　　西　　　本　　　昭　　　彦同　　　　　　　　　
細　　　谷　　　佳　　　仏間　　　　　　　　　冨　
　　１）　　邦　　　相同　　　　　　　　　占　　　
部　　　俊　　　間開　　　　　　　　実　　　用　　
　正　　　治代理人弁理士　　　吉　　　原　　　省　
　　三岡　同　　苫米地　正　敏 第　　１　　図 を取ソ近Ｌｇ　　（℃）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０ｗ
   ｔ％、Ａｌ：０．１〜２．０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可
   避不純物からなるスラブを、１０５０℃以上、１１５０
   ℃未満に加熱し、熱間圧延した後、該熱延板を７００℃
   以下で巻取り、脱スケ ール後、非酸化雰囲気中にて熱延板焼鈍温 度Ｔ（℃）が７５０〜１０５０℃で、且つ均熱時間ｔ（
   分）との関係で、 −１３１３ｌｏｇｔ＋１０１２．６≦Ｔ≦−１２８．５
   ｌｏｇｔ＋１０７８．５を満足する条件で熱延板焼鈍し
   、１回の冷 間圧延または中間焼鈍をはさむ２回以上の 冷間圧延を施した後、８００〜１０５０℃で仕上げ焼鈍
   することを特徴とする磁気特性の 優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。