JP2000129352A - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 電気機器の鉄心に用いられる高磁束密度一方
向性電磁鋼板の製造方法を提案する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ:0.020〜0.075％、Ｓｉ:2.
5〜4.5％、Ｍｎ：0.05〜0.45％、Ｓ或いはＳｅを単独又
は複合で≦0.015、酸可溶性Ａ1:0.010〜0.050％、Ｂ:0.
0005〜0.0030％、かつ、0.0050＋7/10・Ｂ ≦ Ｎ ≦
0.0090＋7/10・Ｂ ≦0.0110％、その他Ｃｒ、Ｓｎ、Ｃ
ｕ等を含む電磁鋼スラブを、1280℃以下の温度に加熱し
た後熱延し、熱延板焼鈍をし、80％以上の冷間圧延を
し、次いで行う脱炭焼鈍において一次再結晶平均粒径を
20〜27μｍに調整した後、ストリップを走行せしめる状
態下で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化後
の鋼板の窒素量が120ｐｐｍ以上となるように行い、そ
の後仕上げ焼鈍を行う。
向性電磁鋼板の製造方法を提案する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ:0.020〜0.075％、Ｓｉ:2.
5〜4.5％、Ｍｎ：0.05〜0.45％、Ｓ或いはＳｅを単独又
は複合で≦0.015、酸可溶性Ａ1:0.010〜0.050％、Ｂ:0.
0005〜0.0030％、かつ、0.0050＋7/10・Ｂ ≦ Ｎ ≦
0.0090＋7/10・Ｂ ≦0.0110％、その他Ｃｒ、Ｓｎ、Ｃ
ｕ等を含む電磁鋼スラブを、1280℃以下の温度に加熱し
た後熱延し、熱延板焼鈍をし、80％以上の冷間圧延を
し、次いで行う脱炭焼鈍において一次再結晶平均粒径を
20〜27μｍに調整した後、ストリップを走行せしめる状
態下で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化後
の鋼板の窒素量が120ｐｐｍ以上となるように行い、そ
の後仕上げ焼鈍を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は電気機器の鉄心に用
いられる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
いられる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、鋼板面が｛１１
０｝面で、圧延方向が＜１００＞軸を有するいわゆるゴ
ス方位をもつ結晶粒から構成されており、軟磁性材料と
して変圧器及び発電機用の鉄心に利用される。この鋼板
は磁気特性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければ
ならない。磁化特性の良否は、付与された一定の磁場中
で鉄心内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密
度の高い製品では鉄心を小型化できる。磁束密度の高さ
は鋼板結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞に高度に揃
えることによって達成できる。
０｝面で、圧延方向が＜１００＞軸を有するいわゆるゴ
ス方位をもつ結晶粒から構成されており、軟磁性材料と
して変圧器及び発電機用の鉄心に利用される。この鋼板
は磁気特性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければ
ならない。磁化特性の良否は、付与された一定の磁場中
で鉄心内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密
度の高い製品では鉄心を小型化できる。磁束密度の高さ
は鋼板結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞に高度に揃
えることによって達成できる。
【０００３】鉄損は、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であり、そ
の良否に対して磁束密度、板厚、不純物量、比抵抗、結
晶粒の大きさ等が影響する。磁束密度の高い鋼板は電気
機器の鉄心を小さくでき、又鉄損も小さくなるので望ま
しく、当該技術分野ではできる限り磁束密度の高い製品
を安いコストで製造する方法の開発が課題である。
合に熱エネルギ−として消費される電力損失であり、そ
の良否に対して磁束密度、板厚、不純物量、比抵抗、結
晶粒の大きさ等が影響する。磁束密度の高い鋼板は電気
機器の鉄心を小さくでき、又鉄損も小さくなるので望ま
しく、当該技術分野ではできる限り磁束密度の高い製品
を安いコストで製造する方法の開発が課題である。
【０００４】現在、工業的に生産されている代表的な一
方向性電磁鋼板の製造方法としては、特公昭３０−３６
５１号広報に示されたＭｎＳを用いた二回冷延プロセス
の他に、ＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた高冷延プロセスの特公
昭４０−１５６４４号公報、ＭｎＳｅ＋Ｓｂを用いた二
回冷延プロセスである特公昭５１−１３４６９号公報等
がある。
方向性電磁鋼板の製造方法としては、特公昭３０−３６
５１号広報に示されたＭｎＳを用いた二回冷延プロセス
の他に、ＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた高冷延プロセスの特公
昭４０−１５６４４号公報、ＭｎＳｅ＋Ｓｂを用いた二
回冷延プロセスである特公昭５１−１３４６９号公報等
がある。
【０００５】これらの技術はいずれも析出物を微細、均
一に制御する技術として熱延に先立つスラブ加熱温度
を、１２５０℃超、実際には１３００℃以上と極めて高
い温度にすることによって、粗大に析出している析出物
を一旦固溶させ、その後の熱延中、或いは熱処理によっ
て、析出させる。スラブ加熱温度を上げることはスラブ
加熱時の使用エネルギの増大、設備損傷率の増大等のほ
か材質的にはスラブの結晶組織に起因する線状の二次再
結晶不良が発生する。
一に制御する技術として熱延に先立つスラブ加熱温度
を、１２５０℃超、実際には１３００℃以上と極めて高
い温度にすることによって、粗大に析出している析出物
を一旦固溶させ、その後の熱延中、或いは熱処理によっ
て、析出させる。スラブ加熱温度を上げることはスラブ
加熱時の使用エネルギの増大、設備損傷率の増大等のほ
か材質的にはスラブの結晶組織に起因する線状の二次再
結晶不良が発生する。
【０００６】このような高温スラブ加熱に対して比較的
低い加熱温度で製造可能な例えば、特開昭６２−４０３
１５号公報に開示されている技術、即ち二次再結晶に必
要なインヒビタ−は、脱炭焼鈍完了以降から仕上げ焼鈍
における二次再結晶発現以前までに造り込む方法があ
る。
低い加熱温度で製造可能な例えば、特開昭６２−４０３
１５号公報に開示されている技術、即ち二次再結晶に必
要なインヒビタ−は、脱炭焼鈍完了以降から仕上げ焼鈍
における二次再結晶発現以前までに造り込む方法があ
る。
【０００７】その手段としては、鋼中にＮを侵入させる
ことによって、インヒビタ−として機能する（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎを形成させるものである。鋼中にＮを侵入させる
手段としては、仕上げ焼鈍昇温過程での雰囲気ガスから
のＮの侵入を利用するか、脱炭焼鈍後段領域或いは脱炭
焼鈍完了後のストリップを連続ラインでＮＨ3 等の窒化
源となる雰囲気ガスを用いて行う方法が知られている。
ことによって、インヒビタ−として機能する（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎを形成させるものである。鋼中にＮを侵入させる
手段としては、仕上げ焼鈍昇温過程での雰囲気ガスから
のＮの侵入を利用するか、脱炭焼鈍後段領域或いは脱炭
焼鈍完了後のストリップを連続ラインでＮＨ3 等の窒化
源となる雰囲気ガスを用いて行う方法が知られている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】この製造方法において
は脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及びその集合組織が
二次再結晶粒の発達並びに磁気特性を大きく左右する
（例えば特開平２−２５０２０号公報）ことは勿論であ
るが、加えて仕上げ焼鈍昇温過程（二次再結晶開始温度
域）におけるインヒビタ−の熱的安定性が重要である。
因みに、本プロセスの二次再結晶温度は従来の高温スラ
ブ加熱法に比べて、ほぼ１００℃高くなっている。
は脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及びその集合組織が
二次再結晶粒の発達並びに磁気特性を大きく左右する
（例えば特開平２−２５０２０号公報）ことは勿論であ
るが、加えて仕上げ焼鈍昇温過程（二次再結晶開始温度
域）におけるインヒビタ−の熱的安定性が重要である。
因みに、本プロセスの二次再結晶温度は従来の高温スラ
ブ加熱法に比べて、ほぼ１００℃高くなっている。
【０００９】特開平１−２８３３２４号公報には上記技
術思想に基づいたプロセスにおいて、微量のＢを添加す
ることによって高磁束密度一方向性電磁鋼板が得られる
ことを開示している。しかしこの場合、脱炭焼鈍温度の
適正領域では高磁束密度鋼板が得られるが、Ｂを添加す
ることによって、一次再結晶粒径変化が脱炭焼鈍温度に
対して敏感になる現象が起こり，その適性範囲が狭くな
り、工業生産には不利になってくる。加えて、窒化を窒
化能のある焼鈍分離剤を用いて仕上げ焼鈍中に行うた
め、窒化量が不均一になり易い上に、皮膜の形成も不安
定になり工業生産が難しくなっている。
術思想に基づいたプロセスにおいて、微量のＢを添加す
ることによって高磁束密度一方向性電磁鋼板が得られる
ことを開示している。しかしこの場合、脱炭焼鈍温度の
適正領域では高磁束密度鋼板が得られるが、Ｂを添加す
ることによって、一次再結晶粒径変化が脱炭焼鈍温度に
対して敏感になる現象が起こり，その適性範囲が狭くな
り、工業生産には不利になってくる。加えて、窒化を窒
化能のある焼鈍分離剤を用いて仕上げ焼鈍中に行うた
め、窒化量が不均一になり易い上に、皮膜の形成も不安
定になり工業生産が難しくなっている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上述した問
題点を解決するため種々検討して次のような手段を見出
した。
題点を解決するため種々検討して次のような手段を見出
した。
【００１１】重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
５％、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で≦０．０１５、酸
可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．００
０５〜０．００３０％、０．００５０＋７／１０・Ｂ
≦ Ｎ ≦０．００９０＋７／１０・Ｂ ≦０．０１１
０％Ｃｒ：０．０３〜０．２０％、Ｓｎ：０．０２〜
０．１５％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁
鋼スラブを、１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延
し、熱延板焼鈍をし、８０％以上の冷間圧延をし、次い
で行う脱炭焼鈍において一次再結晶平均粒径を２０〜２
７μｍに調整した後、ストリップを走行せしめる状態下
で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化後の鋼
板の窒素量が１２０ｐｐｍ以上となるように行い、その
後仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするものである。
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
５％、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で≦０．０１５、酸
可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．００
０５〜０．００３０％、０．００５０＋７／１０・Ｂ
≦ Ｎ ≦０．００９０＋７／１０・Ｂ ≦０．０１１
０％Ｃｒ：０．０３〜０．２０％、Ｓｎ：０．０２〜
０．１５％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁
鋼スラブを、１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延
し、熱延板焼鈍をし、８０％以上の冷間圧延をし、次い
で行う脱炭焼鈍において一次再結晶平均粒径を２０〜２
７μｍに調整した後、ストリップを走行せしめる状態下
で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化後の鋼
板の窒素量が１２０ｐｐｍ以上となるように行い、その
後仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするものである。
【００１２】またこれに加えて、重量％で、Ｃｕを０．
０３〜０．３０％を更に含有させることを特徴とするも
のである。
０３〜０．３０％を更に含有させることを特徴とするも
のである。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下本発明を詳細に説明する。
【００１４】まず、本発明において出発材とする電磁鋼
スラブの成分組成の限定理由は、以下の通りである。
スラブの成分組成の限定理由は、以下の通りである。
【００１５】Ｃ：Ｃは０．０２０〜０．０７５％とし
た。０．０２０未満では高磁束密度鋼板が得られ難く、
一方、０．０７５％を超えても良好な特性は得られず、
加えて脱炭焼鈍時間も長くなる。
た。０．０２０未満では高磁束密度鋼板が得られ難く、
一方、０．０７５％を超えても良好な特性は得られず、
加えて脱炭焼鈍時間も長くなる。
【００１６】Ｓｉ：Ｓｉはその含有量が２．５％未満に
なると、良好な鉄損が得られない。また、４．５％を超
えると、脆性のために冷延が困難になる。
なると、良好な鉄損が得られない。また、４．５％を超
えると、脆性のために冷延が困難になる。
【００１７】Ｓ及びＳｅ：Ｓ及びＳｅは、０．０１５％
以下がよい。Ｓ及びＳｅはＭｎＳ或いはＭｎＳｅを生成
する。本プロセスにおいては脱炭焼鈍において、一次再
結晶粒径を一定の大きさにコントロ−ルすることが重要
である。このためＭｎＳ，ＭｎＳｅ等が多量に存在する
ことは一次再結晶粒の成長を妨げるので好ましくない。
以下がよい。Ｓ及びＳｅはＭｎＳ或いはＭｎＳｅを生成
する。本プロセスにおいては脱炭焼鈍において、一次再
結晶粒径を一定の大きさにコントロ−ルすることが重要
である。このためＭｎＳ，ＭｎＳｅ等が多量に存在する
ことは一次再結晶粒の成長を妨げるので好ましくない。
【００１８】Ａｌ：ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成す
るが、本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後
に鋼を窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せ
しめことを必須としているから、フリ−のＡｌが一定量
以上必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．
０１０〜０．０５０％添加する。
るが、本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後
に鋼を窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せ
しめことを必須としているから、フリ−のＡｌが一定量
以上必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．
０１０〜０．０５０％添加する。
【００１９】Ｎ：（０．００５０＋７／１０・Ｂ）％≦
Ｎ≦（０．００９０＋７／１０・Ｂ）％（Max ０．０１
１０％）にする必要がある。ＮはＢＮ形成に必要なＮ相
当分多く添加するが、この増量分については実験結果に
基づいて後述する。
Ｎ≦（０．００９０＋７／１０・Ｂ）％（Max ０．０１
１０％）にする必要がある。ＮはＢＮ形成に必要なＮ相
当分多く添加するが、この増量分については実験結果に
基づいて後述する。
【００２０】Ｎは下限より少ないと二次再結晶が不安定
になり、一方、上限より多いとブリスタ−と称する鋼板
に膨れが発生する。
になり、一方、上限より多いとブリスタ−と称する鋼板
に膨れが発生する。
【００２１】Ｍｎ：Ｍｎは、その含有量が少なすぎると
二次再結晶が不安定になり、一方、多すぎると高い磁束
密度をもつ製品を得難くなる。
二次再結晶が不安定になり、一方、多すぎると高い磁束
密度をもつ製品を得難くなる。
【００２２】Ｃｒ：Ｃｒは脱炭焼鈍時の酸化を促進する
元素であるが、さらにＳｎとの複合添加で仕上げ焼鈍後
の皮膜形成が安定化する。このＣｒの適量は０．０３〜
０．４５％、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
元素であるが、さらにＳｎとの複合添加で仕上げ焼鈍後
の皮膜形成が安定化する。このＣｒの適量は０．０３〜
０．４５％、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
【００２３】Ｓｎ：Ｓｎは脱炭焼鈍後の集合組織を改善
し、ひいては二次再結晶を改善し皮膜の安定化と相俟っ
て鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの適量は０．０２〜
０．１５％である。０．０２％より少ないと効果が弱
く、一方、０．１５％より多いと窒化が困難になり二次
再結晶粒が発達し難くなる。
し、ひいては二次再結晶を改善し皮膜の安定化と相俟っ
て鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの適量は０．０２〜
０．１５％である。０．０２％より少ないと効果が弱
く、一方、０．１５％より多いと窒化が困難になり二次
再結晶粒が発達し難くなる。
【００２４】Ｃｕを添加すると良好な皮膜を形成し、磁
束密度の向上に有効である。０．０３％未満では効果が
なく０．３０％を超えると酸洗性が悪くなる。
束密度の向上に有効である。０．０３％未満では効果が
なく０．３０％を超えると酸洗性が悪くなる。
【００２５】次にＢとＮの添加量との関係について実験
結果に基づいて述べる。
結果に基づいて述べる。
【００２６】Ｃ：０．０５４％，Ｓｉ：３．２％，Ｍ
ｎ：０．１０％，Ｓ：０．００７％，酸可溶性Ａｌ：
０．０２８％，Ｃｒ：０．１２％，Ｐ：０．０２５％，
Ｓｎ：０．０５％を基本成分とし、これにＢとＮを表１
に示した如く添加した鋼塊を造った。
ｎ：０．１０％，Ｓ：０．００７％，酸可溶性Ａｌ：
０．０２８％，Ｃｒ：０．１２％，Ｐ：０．０２５％，
Ｓｎ：０．０５％を基本成分とし、これにＢとＮを表１
に示した如く添加した鋼塊を造った。
【００２７】
【表１】 このような鋼塊を１１５０℃で加熱熱延し、２．３ｍｍ
の熱延板を造った。これを１１２０℃に加熱、均熱後９
００℃に保持する焼鈍をした後急冷却した。次いで酸洗
し０．２３ｍｍに冷延し、これを８３０℃の温度で９０
秒間の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中で行った。この
後窒化処理を７５０℃の温度で３０秒間水素、窒素、ア
ンモニア混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほぼ２００
〜２２０ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温度で２
０時間の仕上げ焼鈍を行った。この後、水洗し所定の処
理をして磁気特性を測定した。結果を図１に示す。
の熱延板を造った。これを１１２０℃に加熱、均熱後９
００℃に保持する焼鈍をした後急冷却した。次いで酸洗
し０．２３ｍｍに冷延し、これを８３０℃の温度で９０
秒間の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中で行った。この
後窒化処理を７５０℃の温度で３０秒間水素、窒素、ア
ンモニア混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほぼ２００
〜２２０ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温度で２
０時間の仕上げ焼鈍を行った。この後、水洗し所定の処
理をして磁気特性を測定した。結果を図１に示す。
【００２８】図１から分かるように、Ｎ＝７／１０・Ｂ
以上において高いＢ8 値が得られている。Ｂの含有量に
伴いＮ量を増加させると高い磁束密度が得られる理由と
してはおそらく、Ｂ添加量が増す程溶鋼中の窒素添加も
増やして脱炭焼鈍時の一次再結晶粒成長挙動を揃え二次
再結晶の安定化を図るとともに、生成したＢＮは（Ａ
ｌ，Ｓｉ）Ｎとともに二次再結晶時のインヒビタ−とし
て働き高磁束密度鋼板を得るものと考えている。逆に十
分なＮがない場合、最終冷延以前までの工程でＢＮを形
成してＦｒｅｅＮが減少することで、ＡｌＮの析出状態
（サイズ、量）が変化し、一次再結晶粒の成長抑制力に
影響を及ぼしているものと考えられる。
以上において高いＢ8 値が得られている。Ｂの含有量に
伴いＮ量を増加させると高い磁束密度が得られる理由と
してはおそらく、Ｂ添加量が増す程溶鋼中の窒素添加も
増やして脱炭焼鈍時の一次再結晶粒成長挙動を揃え二次
再結晶の安定化を図るとともに、生成したＢＮは（Ａ
ｌ，Ｓｉ）Ｎとともに二次再結晶時のインヒビタ−とし
て働き高磁束密度鋼板を得るものと考えている。逆に十
分なＮがない場合、最終冷延以前までの工程でＢＮを形
成してＦｒｅｅＮが減少することで、ＡｌＮの析出状態
（サイズ、量）が変化し、一次再結晶粒の成長抑制力に
影響を及ぼしているものと考えられる。
【００２９】次に、本発明の製造プロセスについて説明
する。
する。
【００３０】転炉、電気炉、等で得られた電磁鋼スラブ
はスラブ加熱炉で１２８０℃以下の温度でで加熱した
後、熱延をして所定の板厚の熱延板とする。このスラブ
加熱温度が１２８０℃を超えると、一次再結晶粒の粒径
コントロ−ルが困難になり好ましくない。好ましくは１
１００℃〜１２００℃である。この後熱延板は公知の方
法で焼鈍した後急冷却する。冷間圧延率は８０％以上必
要である。これより低いと高磁束密度鋼板が得られな
い。この冷間圧延において１５０℃〜３００℃の温間圧
延をするとより好ましい。
はスラブ加熱炉で１２８０℃以下の温度でで加熱した
後、熱延をして所定の板厚の熱延板とする。このスラブ
加熱温度が１２８０℃を超えると、一次再結晶粒の粒径
コントロ−ルが困難になり好ましくない。好ましくは１
１００℃〜１２００℃である。この後熱延板は公知の方
法で焼鈍した後急冷却する。冷間圧延率は８０％以上必
要である。これより低いと高磁束密度鋼板が得られな
い。この冷間圧延において１５０℃〜３００℃の温間圧
延をするとより好ましい。
【００３１】脱炭焼鈍は公知の方法で行う。通常、湿水
素、窒素混合ガス中で８００℃〜８７０℃程度の温度で
行う。脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径は２０〜２
７μｍとする。２０μｍより小さいと高磁束密度が得ら
れず２７μｍより大きいと二次再結晶しなくなる。
素、窒素混合ガス中で８００℃〜８７０℃程度の温度で
行う。脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径は２０〜２
７μｍとする。２０μｍより小さいと高磁束密度が得ら
れず２７μｍより大きいと二次再結晶しなくなる。
【００３２】窒化は通常、乾水素、窒素、アンモニア混
合ガス中で７５０℃〜８５０℃の温度域でおこなう。鋼
板の窒素量は少なくとも１２０ｐｐｍ以上好ましくは１
５０ｐｐｍ以上必要である。１２０ｐｐｍより少ないと
二次再結晶の発達が悪くなる。
合ガス中で７５０℃〜８５０℃の温度域でおこなう。鋼
板の窒素量は少なくとも１２０ｐｐｍ以上好ましくは１
５０ｐｐｍ以上必要である。１２０ｐｐｍより少ないと
二次再結晶の発達が悪くなる。
【００３３】この後ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分とするス
ラリを塗布し１１００℃以上の温度で仕上げ焼鈍をおこ
なう。 ＜実施例１＞Ｃ：０．０６０％，Ｓｉ：３．５％，Ｍ
ｎ：０．１０％，Ｓ：０．０１０％，Ｐ：０．０２５
％，Ｃｒ：１２％，酸可溶性Ａｌ：０．０２８％，Ｓ
ｎ：０．０５％，ＢとＮを表２に示す如く添加したスラ
ブを１１５０℃で加熱熱延し２．６ｍｍの熱延板を造っ
た。これを１１２０℃に加熱、均熱後９００℃に保持す
る焼鈍をした後急冷却した。この後酸洗し０．２７mmに
冷間圧延した。この冷延に際し２００℃のパス間エ−ジ
ングを行った。
ラリを塗布し１１００℃以上の温度で仕上げ焼鈍をおこ
なう。 ＜実施例１＞Ｃ：０．０６０％，Ｓｉ：３．５％，Ｍ
ｎ：０．１０％，Ｓ：０．０１０％，Ｐ：０．０２５
％，Ｃｒ：１２％，酸可溶性Ａｌ：０．０２８％，Ｓ
ｎ：０．０５％，ＢとＮを表２に示す如く添加したスラ
ブを１１５０℃で加熱熱延し２．６ｍｍの熱延板を造っ
た。これを１１２０℃に加熱、均熱後９００℃に保持す
る焼鈍をした後急冷却した。この後酸洗し０．２７mmに
冷間圧延した。この冷延に際し２００℃のパス間エ−ジ
ングを行った。
【００３４】これを８４０℃の温度で１２０秒の脱炭焼
鈍を湿水素、窒素、の混合ガス中で行った。この後７５
０℃の温度で３０秒の窒化処理を水素、窒素、アンモニ
アの混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほぼ２２０ｐｐ
ｍに調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温度で２０時間の仕上
げ焼鈍を行った。この後所定の処理をして磁気特性を測
定した。結果を表３に示す。
鈍を湿水素、窒素、の混合ガス中で行った。この後７５
０℃の温度で３０秒の窒化処理を水素、窒素、アンモニ
アの混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほぼ２２０ｐｐ
ｍに調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温度で２０時間の仕上
げ焼鈍を行った。この後所定の処理をして磁気特性を測
定した。結果を表３に示す。
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】 この結果から、単純にＢを添加試料２、５ではＡｌと結
合する有効Ｎが減少するため一次再結晶粒径が、２８μ
ｍ、２９μｍと大きくなり二次再結晶不良となる。本発
明の７／１０・ＢのＮを追加添加した試料３，４，７に
おいて良好な磁気特性が得られている。 ＜実施例２＞Ｃ：０．０５５％，Ｓｉ：３．２５％，Ｍ
ｎ：０．１０％，Ｓ：０．００７０％，Ｐ：０．０２０
％，Ｃｒ：１２％，酸可溶性Ａｌ：０．０２６％，Ｓ
ｎ：０．０５％，Ｎ：０．００９０，Ｂ：０．００２５
％、を含んだ溶鋼にＣｕを無添加、０．１０％、０．２
０％添加したスラブを１１５０℃で加熱熱延し２．３ｍ
ｍの熱延板を造った。これを１１２０℃に加熱、均熱後
９００℃に保持する焼鈍をした後急冷却した。この後酸
洗し０．２３mmに冷間圧延した。この冷延に際し２００
℃のパス間エ−ジングを行った。これを８４０℃の温度
で９０秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素の混合ガス中で行っ
た。この後７５０℃の温度で３０秒の窒化処理を水素、
窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素量を
２２０ｐｐｍに調整した。次いで、ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温度で２
０時間の仕上げ焼鈍を行った。結果を表４に示す。
合する有効Ｎが減少するため一次再結晶粒径が、２８μ
ｍ、２９μｍと大きくなり二次再結晶不良となる。本発
明の７／１０・ＢのＮを追加添加した試料３，４，７に
おいて良好な磁気特性が得られている。 ＜実施例２＞Ｃ：０．０５５％，Ｓｉ：３．２５％，Ｍ
ｎ：０．１０％，Ｓ：０．００７０％，Ｐ：０．０２０
％，Ｃｒ：１２％，酸可溶性Ａｌ：０．０２６％，Ｓ
ｎ：０．０５％，Ｎ：０．００９０，Ｂ：０．００２５
％、を含んだ溶鋼にＣｕを無添加、０．１０％、０．２
０％添加したスラブを１１５０℃で加熱熱延し２．３ｍ
ｍの熱延板を造った。これを１１２０℃に加熱、均熱後
９００℃に保持する焼鈍をした後急冷却した。この後酸
洗し０．２３mmに冷間圧延した。この冷延に際し２００
℃のパス間エ−ジングを行った。これを８４０℃の温度
で９０秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素の混合ガス中で行っ
た。この後７５０℃の温度で３０秒の窒化処理を水素、
窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素量を
２２０ｐｐｍに調整した。次いで、ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温度で２
０時間の仕上げ焼鈍を行った。結果を表４に示す。
【００３７】Ｃｕ添加により磁束密度が更に向上するこ
とが分かる。
とが分かる。
【００３８】
【表４】
【００３９】
【発明の効果】本発明のように一方向性電磁鋼板の成分
におけるＢとＮの関係を規定することにより、インヒビ
ターが強化され磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を得る
ことができる。
におけるＢとＮの関係を規定することにより、インヒビ
ターが強化され磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を得る
ことができる。
【図１】一方向性電磁鋼板の磁気特性に対する鋼中Ｂ量
とＮ量の関係を示す図である。
とＮ量の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 藤井 宣憲 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の59 日鐵プラント設計株式会社 Ｆターム(参考） 4K028 AA02 AB01 AC08 4K033 AA02 BA02 CA02 CA06 CA07 CA09 FA01 FA12 HA02 HA04 JA04 KA03 5E041 AA02 AA11 AA19 CA02 CA04 HB05 HB07 HB11 NN01 NN06 NN17 NN18
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５
％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で≦０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、かつ０．００５０
＋７／１０・Ｂ ≦ Ｎ ≦０．００９０＋７／１０・
Ｂ ≦０．０１１０％ Ｃｒ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１５％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、
１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延し、熱延板焼鈍
をし、８０％以上の冷間圧延をし、次いで行う脱炭焼鈍
において一次再結晶平均粒径を２０〜２７μｍに調整し
た後、ストリップを走行せしめる状態下で、水素、窒
素、アンモニアの混合ガス中で窒化後の鋼板の窒素量が
１２０ｐｐｍ以上となるように窒化処理を行い、その後
仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする磁束密度の高い一方
向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃｕを０．０３〜０．３０％
を更に含有させることを特徴とする請求項１記載の磁束
密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP30093098A JP4653266B2 (ja) | 1998-10-22 | 1998-10-22 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP30093098A JP4653266B2 (ja) | 1998-10-22 | 1998-10-22 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| JP2000129352A true JP2000129352A (ja) | 2000-05-09 |
| JP4653266B2 JP4653266B2 (ja) | 2011-03-16 |
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| JP30093098A Expired - Fee Related JP4653266B2 (ja) | 1998-10-22 | 1998-10-22 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| US8409368B2 (en) | 2009-07-17 | 2013-04-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Manufacturing method of grain-oriented magnetic steel sheet |
| US10208372B2 (en) | 2011-01-12 | 2019-02-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof |
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-
1998
- 1998-10-22 JP JP30093098A patent/JP4653266B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP7010305B2 (ja) | 2018-01-25 | 2022-02-10 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板 |
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