JP2819994B2 - 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、大型回転機用の鉄心材
料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法に
関するものである。
料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法に
関するものである。
【0002】
【従来の技術】発電機や大型モーターのような大型の回
転機用鉄心には、鋼板の圧延方向(L方向)と圧延直角
方向 (C方向)の磁気特性のバランスが重要である。一
般には、ハイグレードの無方向性電磁鋼板と方向性電磁
鋼板が使用されている。
転機用鉄心には、鋼板の圧延方向(L方向)と圧延直角
方向 (C方向)の磁気特性のバランスが重要である。一
般には、ハイグレードの無方向性電磁鋼板と方向性電磁
鋼板が使用されている。
【0003】しかし、無方向性電磁鋼板を用いるとL方
向の磁気特性が十分とは言えず、この特性改善が課題と
なっている。一方、方向性電磁鋼板を用いると磁気特性
の異方性が強く、L方向の磁気特性は優れているがC方
向の磁気特性が極端に悪いため、やはり現状では十分に
満足できる磁気特性とはなっていない。加えて、方向性
電磁鋼板の製造には脱炭焼鈍や1200℃前後の高温での仕
上焼鈍が必要であるため、極めてコストが高いものとな
る。
向の磁気特性が十分とは言えず、この特性改善が課題と
なっている。一方、方向性電磁鋼板を用いると磁気特性
の異方性が強く、L方向の磁気特性は優れているがC方
向の磁気特性が極端に悪いため、やはり現状では十分に
満足できる磁気特性とはなっていない。加えて、方向性
電磁鋼板の製造には脱炭焼鈍や1200℃前後の高温での仕
上焼鈍が必要であるため、極めてコストが高いものとな
る。
【0004】以上のような問題を解決するために、いく
つかの提案がなされている。例えば特開平5−9666号公
報には、C:0.01 %以下、Si:1.5〜3.0 %、Mn:1.0〜3.
0 %、酸可溶性Al:0.003〜0.015 %を含有する鋼スラブ
から製造された鋼板を用い、二次再結晶のための焼鈍を
窒素含有雰囲気で行うことにより、脱炭焼鈍や1050℃を
超える高温焼鈍を施すことなく低コストで、良好な磁気
特性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法が示されて
いる。
つかの提案がなされている。例えば特開平5−9666号公
報には、C:0.01 %以下、Si:1.5〜3.0 %、Mn:1.0〜3.
0 %、酸可溶性Al:0.003〜0.015 %を含有する鋼スラブ
から製造された鋼板を用い、二次再結晶のための焼鈍を
窒素含有雰囲気で行うことにより、脱炭焼鈍や1050℃を
超える高温焼鈍を施すことなく低コストで、良好な磁気
特性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法が示されて
いる。
【0005】しかしこの方法は、C方向の磁気特性が極
端に悪いという方向性電磁鋼板の欠点の解消を目的とす
るものではない。
端に悪いという方向性電磁鋼板の欠点の解消を目的とす
るものではない。
【0006】特開平5−70833 号公報には、スラブ加熱
温度1150〜1250℃で熱間圧延を行い、次いで中間焼鈍を
含む1〜2回の冷間圧延を行った後、脱炭焼鈍を施し、
その後必要に応じて 0.5〜5.0 %の圧下率で冷間圧延を
施した後、連続焼鈍を行う磁気特性の異方性のバランス
に優れた電磁鋼板の製造方法が示されている。
温度1150〜1250℃で熱間圧延を行い、次いで中間焼鈍を
含む1〜2回の冷間圧延を行った後、脱炭焼鈍を施し、
その後必要に応じて 0.5〜5.0 %の圧下率で冷間圧延を
施した後、連続焼鈍を行う磁気特性の異方性のバランス
に優れた電磁鋼板の製造方法が示されている。
【0007】しかしこの場合も、一般の方向性電磁鋼板
に比べると異方性は減少しているが、鉄損のC/L(C
方向の鉄損W15/50 をL方向のそれで割った値)が2倍
を超えるレベルにあり、異方性の改善が十分に行われて
いるとは言えない。しかも、この方法では脱炭焼鈍や場
合により2〜3回の冷間圧延が必要であり、十分なコス
ト低減効果がない。
に比べると異方性は減少しているが、鉄損のC/L(C
方向の鉄損W15/50 をL方向のそれで割った値)が2倍
を超えるレベルにあり、異方性の改善が十分に行われて
いるとは言えない。しかも、この方法では脱炭焼鈍や場
合により2〜3回の冷間圧延が必要であり、十分なコス
ト低減効果がない。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、鉄損
のC/Lが2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもL方
向とC方向の鉄損がともに低いレベルにある、回転機用
の鉄心材料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板を低
コストで製造する方法を提供することにある。
のC/Lが2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもL方
向とC方向の鉄損がともに低いレベルにある、回転機用
の鉄心材料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板を低
コストで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】本発明の要旨は次の製造
方法にある。
方法にある。
【0010】重量%で、C:0.010%以下、Si:2.5〜4.0
%、Mn:2.0〜4.0 %、S: 0.01%以下、酸可溶性Al:0.0
03%未満、N:0.001〜0.010 %を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼スラブを、下記〜の工
程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方向と
圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼板の
製造方法。
%、Mn:2.0〜4.0 %、S: 0.01%以下、酸可溶性Al:0.0
03%未満、N:0.001〜0.010 %を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼スラブを、下記〜の工
程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方向と
圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼板の
製造方法。
【0011】 熱間圧延を行う工程 熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に4〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に4〜100 時間保
持し、純化する工程 本発明が狙いとする適度の磁気特性の異方性は、焼鈍時
の二次再結晶により形成された集合組織の影響によるも
のである。この二次再結晶は、一般にインヒビターと呼
ばれる析出物により、結晶粒の成長が抑制された状況下
で、ミラー指数の{110}<001>で表示されるゴ
ス方位の結晶粒が選択的に成長する現象である。
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に4〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に4〜100 時間保
持し、純化する工程 本発明が狙いとする適度の磁気特性の異方性は、焼鈍時
の二次再結晶により形成された集合組織の影響によるも
のである。この二次再結晶は、一般にインヒビターと呼
ばれる析出物により、結晶粒の成長が抑制された状況下
で、ミラー指数の{110}<001>で表示されるゴ
ス方位の結晶粒が選択的に成長する現象である。
【0012】通常の方向性電磁鋼板においては、析出物
のインヒビター効果が極めて強く、ゴス方位集積度の高
い二次再結晶が発生する。このため、この場合はL方向
の磁気特性は著しく良好になるが、C方向のそれは極端
に劣化する。
のインヒビター効果が極めて強く、ゴス方位集積度の高
い二次再結晶が発生する。このため、この場合はL方向
の磁気特性は著しく良好になるが、C方向のそれは極端
に劣化する。
【0013】本発明は次の知見に基づくものである。す
なわち、Si、Mnの各含有量の制御と二次再結晶焼鈍の雰
囲気の制御により、適量のインヒビター析出物(MnSi
N2)を分散させて比較的弱いインヒビター効果を生じさ
せ、二次再結晶のゴス方位への集積度を適正化すると、
L方向とC方向の磁気特性の比が小さく、かつL方向と
C方向の平均の磁気特性は高水準のものが得られる。
なわち、Si、Mnの各含有量の制御と二次再結晶焼鈍の雰
囲気の制御により、適量のインヒビター析出物(MnSi
N2)を分散させて比較的弱いインヒビター効果を生じさ
せ、二次再結晶のゴス方位への集積度を適正化すると、
L方向とC方向の磁気特性の比が小さく、かつL方向と
C方向の平均の磁気特性は高水準のものが得られる。
【0014】
【作用】本発明の方法の対象となる鋼スラブの化学組
成、製造工程および製造条件を前記のように限定した理
由を説明する。以下、%は重量%を意味する。
成、製造工程および製造条件を前記のように限定した理
由を説明する。以下、%は重量%を意味する。
【0015】(1)スラブの組成 C:0.010 %以下 製品中のCは鉄損に悪影響を及ぼすため、C含有量はス
ラブの段階で 0.010%以下、望ましくは0.005 %以下と
する必要がある。製品段階で残存したCは炭化物を生成
し、これが磁壁移動の障害物となり、鉄損が増加するか
らである。
ラブの段階で 0.010%以下、望ましくは0.005 %以下と
する必要がある。製品段階で残存したCは炭化物を生成
し、これが磁壁移動の障害物となり、鉄損が増加するか
らである。
【0016】Si: 2.5〜4.0 % Siは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、その含
有量が増加するほど鋼板の電気抵抗が上昇して渦電流損
が低下し、結果として鉄損が減少する。しかし、Si含有
量が4.0 %を超えると加工性が劣化して冷間圧延が困難
となる。一方、2.5 %未満では鋼板の電気抵抗が低く、
鉄損の低減ができない。よって、Si含有量の範囲は 2.5
〜4.0 %とした。
有量が増加するほど鋼板の電気抵抗が上昇して渦電流損
が低下し、結果として鉄損が減少する。しかし、Si含有
量が4.0 %を超えると加工性が劣化して冷間圧延が困難
となる。一方、2.5 %未満では鋼板の電気抵抗が低く、
鉄損の低減ができない。よって、Si含有量の範囲は 2.5
〜4.0 %とした。
【0017】Mn: 2.0〜4.0 % MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上昇させるのに有効な
元素であるが、Mn含有量が2.0 %未満ではその効果が小
さい。またMnは、インヒビター析出物であるMnSiN2を形
成し、二次再結晶焼鈍で、本発明の狙いとする適度の異
方性を有する磁気特性が得られる集合組織の形成に不可
欠な元素である。この作用もMn含有量が2.0 %以上で顕
著となるので、この面からも2.0 %以上とした。一方、
Mn含有量が4.0 %を超えると鋼中に生成するMnSiN2の分
散状態が不適切になり、良好な磁気特性が得られない。
よって、Mn含有量の範囲は、 2.0〜4.0 %とした。
元素であるが、Mn含有量が2.0 %未満ではその効果が小
さい。またMnは、インヒビター析出物であるMnSiN2を形
成し、二次再結晶焼鈍で、本発明の狙いとする適度の異
方性を有する磁気特性が得られる集合組織の形成に不可
欠な元素である。この作用もMn含有量が2.0 %以上で顕
著となるので、この面からも2.0 %以上とした。一方、
Mn含有量が4.0 %を超えると鋼中に生成するMnSiN2の分
散状態が不適切になり、良好な磁気特性が得られない。
よって、Mn含有量の範囲は、 2.0〜4.0 %とした。
【0018】S:0.01%以下 SはMnと結合してMnS を形成する。本発明では焼鈍時の
集合組織を制御する主要なインヒビター析出物として、
MnSiN2を用いる。したがって、一般の方向性電磁鋼板の
ようにMnS をインヒビターとして使用しないので、Sを
多量に含有させる必要はない。製品段階で多量のMnS 粒
子が鋼中に残存すると鉄損の劣化をもたらす。このた
め、S含有量は0.01%以下とした。なお、鉄損低減の観
点から望ましいのは0.005 %以下である。
集合組織を制御する主要なインヒビター析出物として、
MnSiN2を用いる。したがって、一般の方向性電磁鋼板の
ようにMnS をインヒビターとして使用しないので、Sを
多量に含有させる必要はない。製品段階で多量のMnS 粒
子が鋼中に残存すると鉄損の劣化をもたらす。このた
め、S含有量は0.01%以下とした。なお、鉄損低減の観
点から望ましいのは0.005 %以下である。
【0019】酸可溶性Al(sol.Al): 0.003%未満 Alを含有させるとMnSiN2の形成が妨げられ、析出物はAl
N や(Al、Si、Mn)窒化物に変化し、インヒビター効果
が強くなりすぎて二次再結晶時に所望の集合組織が得ら
れない。このようなAlの悪影響はsol.Al含有量として0.
003 %を超えると顕著となるので、0.003 %未満とし
た。
N や(Al、Si、Mn)窒化物に変化し、インヒビター効果
が強くなりすぎて二次再結晶時に所望の集合組織が得ら
れない。このようなAlの悪影響はsol.Al含有量として0.
003 %を超えると顕著となるので、0.003 %未満とし
た。
【0020】N: 0.001〜0.010 % Nはインヒビター窒化物を形成するために必要な元素で
ある。N含有量がスラブ段階で0.001 %未満では窒化物
の析出量が不足し、所望のインヒビター効果が得られな
い。一方、0.010 %を超えるとその効果は飽和する。よ
って、スラブ段階でのN含有量の範囲は 0.001〜0.010
%とした。
ある。N含有量がスラブ段階で0.001 %未満では窒化物
の析出量が不足し、所望のインヒビター効果が得られな
い。一方、0.010 %を超えるとその効果は飽和する。よ
って、スラブ段階でのN含有量の範囲は 0.001〜0.010
%とした。
【0021】(2)製造工程および製造条件 素材の鋼スラブは上記の組成を持つものである。これは
転炉、電気炉などで溶製し、必要があれば真空脱ガスな
どの処理を施した溶鋼を、連続鋳造でスラブとしたも
の、またはインゴットにして分塊圧延しスラブとしたも
ののいずれでもよい。
転炉、電気炉などで溶製し、必要があれば真空脱ガスな
どの処理を施した溶鋼を、連続鋳造でスラブとしたも
の、またはインゴットにして分塊圧延しスラブとしたも
ののいずれでもよい。
【0022】(a)第の工程(熱間圧延) 熱間圧延の条件については特に制約はないが、望ましい
のは、加熱温度1100〜1270℃、仕上温度 700〜950 ℃で
ある。
のは、加熱温度1100〜1270℃、仕上温度 700〜950 ℃で
ある。
【0023】(b)第の工程(熱延板焼鈍、冷間圧延) 熱延板は、所定の製品板厚まで冷間圧延する。このと
き、冷間圧延開始前に焼鈍(いわゆる熱延板焼鈍)を行
ってもよい。この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。
き、冷間圧延開始前に焼鈍(いわゆる熱延板焼鈍)を行
ってもよい。この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。
【0024】熱延板焼鈍を連続焼鈍で行う場合は 750〜
1100℃で10秒から5分の均熱、箱焼鈍で行う場合は 600
〜850 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望ましい。
1100℃で10秒から5分の均熱、箱焼鈍で行う場合は 600
〜850 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望ましい。
【0025】 (c)第の工程(仕上焼鈍前の連続焼鈍、一次再結晶焼
鈍) 後述する仕上焼鈍で安定した二次再結晶を発生させるた
めには、急速加熱による一次再結晶が必要である。この
ために連続焼鈍が有効であり、焼鈍温度は 700〜1000℃
とするのが望ましい。
鈍) 後述する仕上焼鈍で安定した二次再結晶を発生させるた
めには、急速加熱による一次再結晶が必要である。この
ために連続焼鈍が有効であり、焼鈍温度は 700〜1000℃
とするのが望ましい。
【0026】 (d)第の工程(仕上焼鈍の中の第一の焼鈍、すなわち
二次再結晶焼鈍) 仕上焼鈍は、二次再結晶を目的とする前半の焼鈍(第一
の焼鈍)とその後の析出物の除去(純化)を目的とする
焼鈍(第二の焼鈍)とに分けられる。
二次再結晶焼鈍) 仕上焼鈍は、二次再結晶を目的とする前半の焼鈍(第一
の焼鈍)とその後の析出物の除去(純化)を目的とする
焼鈍(第二の焼鈍)とに分けられる。
【0027】適度のゴス方位集積度を持つ二次再結晶を
発生させるためには、二次再結晶の発生する温度域でイ
ンヒビター強度を適切に制御することが重要である。
発生させるためには、二次再結晶の発生する温度域でイ
ンヒビター強度を適切に制御することが重要である。
【0028】二次再結晶焼鈍において、 800〜950 ℃の
温度域で4〜100 時間保持するのは、この温度域で最も
適切なインヒビター強度が得られ、適度にゴス方位へ集
積した二次再結晶が発生するからである。800 ℃未満で
はインヒビターの効果、すなわち粒成長抑制力が強すぎ
て二次再結晶が発生しない。一方、950 ℃を超える温度
域ではインヒビター強度が弱すぎて二次再結晶が発生せ
ず、一次再結晶粒の正常粒の成長が進行するだけであ
る。
温度域で4〜100 時間保持するのは、この温度域で最も
適切なインヒビター強度が得られ、適度にゴス方位へ集
積した二次再結晶が発生するからである。800 ℃未満で
はインヒビターの効果、すなわち粒成長抑制力が強すぎ
て二次再結晶が発生しない。一方、950 ℃を超える温度
域ではインヒビター強度が弱すぎて二次再結晶が発生せ
ず、一次再結晶粒の正常粒の成長が進行するだけであ
る。
【0029】800〜950 ℃の温度域での保持時間が4時
間未満では、二次再結晶の発生に十分ではない。一方、
100 時間を超える保持は意味がなく、経済的にも不利で
ある。これらの理由で、二次再結晶焼鈍の条件を 800〜
950 ℃の温度域で4〜100 時間保持とした。
間未満では、二次再結晶の発生に十分ではない。一方、
100 時間を超える保持は意味がなく、経済的にも不利で
ある。これらの理由で、二次再結晶焼鈍の条件を 800〜
950 ℃の温度域で4〜100 時間保持とした。
【0030】二次再結晶焼鈍の雰囲気は窒素含有雰囲気
とすることが必要である。窒素含有ガスの場合には、雰
囲気ガスによる鋼板の窒化が生じてMnSiN2の析出量が増
加し、適正なインヒビター効果が生じ、適度にゴス方位
へ集積した二次再結晶が発生するからである。ところ
が、100 %H2雰囲気の場合には、二次再結晶が発生する
800〜950 ℃の温度域で脱窒反応が進行してMnSiN2が徐
々に減少し、インヒビター効果が弱すぎて二次再結晶が
発生しない。
とすることが必要である。窒素含有ガスの場合には、雰
囲気ガスによる鋼板の窒化が生じてMnSiN2の析出量が増
加し、適正なインヒビター効果が生じ、適度にゴス方位
へ集積した二次再結晶が発生するからである。ところ
が、100 %H2雰囲気の場合には、二次再結晶が発生する
800〜950 ℃の温度域で脱窒反応が進行してMnSiN2が徐
々に減少し、インヒビター効果が弱すぎて二次再結晶が
発生しない。
【0031】望ましい窒素含有率の範囲はvol.%で5〜
100 %であり、残部は水素である。窒素含有率がvol.%
で5%未満では窒化反応が十分進行せず、インヒビター
強度が弱くなる場合があるからである。
100 %であり、残部は水素である。窒素含有率がvol.%
で5%未満では窒化反応が十分進行せず、インヒビター
強度が弱くなる場合があるからである。
【0032】 (e)第の工程(仕上焼鈍の中の第二の焼鈍、すなわち
純化焼鈍) インヒビターである析出物(MnSiN2)の存在は、二次再
結晶の発生には必須の条件であるが、析出物は磁壁の移
動を阻害するため、磁気特性には有害である。したがっ
て、二次再結晶が完了した後は、純化により析出物を除
去する必要がある。この目的で行う脱窒焼鈍が純化焼鈍
工程である。
純化焼鈍) インヒビターである析出物(MnSiN2)の存在は、二次再
結晶の発生には必須の条件であるが、析出物は磁壁の移
動を阻害するため、磁気特性には有害である。したがっ
て、二次再結晶が完了した後は、純化により析出物を除
去する必要がある。この目的で行う脱窒焼鈍が純化焼鈍
工程である。
【0033】脱窒反応を進行させるためには、H2雰囲気
( 工業的な意味での純水素雰囲気 )中で 800〜1000℃の
温度域で4〜100 時間保持する焼鈍が必要である。800
℃未満では脱窒反応が進行せず、一方、1000℃を超える
温度では脱窒効果が飽和し、経済的に不利である。
( 工業的な意味での純水素雰囲気 )中で 800〜1000℃の
温度域で4〜100 時間保持する焼鈍が必要である。800
℃未満では脱窒反応が進行せず、一方、1000℃を超える
温度では脱窒効果が飽和し、経済的に不利である。
【0034】純化焼鈍時間が4時間未満では、十分な脱
窒は行われない。一方、100 時間を超える保持を行って
も、脱窒効果はほとんど飽和するので意味がない。
窒は行われない。一方、100 時間を超える保持を行って
も、脱窒効果はほとんど飽和するので意味がない。
【0035】なお、仕上焼鈍の前に焼鈍時の焼付防止の
ために焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性電磁
鋼板の製造の場合と同じである。仕上焼鈍後の工程とし
てはやはり同様に、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、平坦化焼鈍を行うこ
とになる。
ために焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性電磁
鋼板の製造の場合と同じである。仕上焼鈍後の工程とし
てはやはり同様に、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、平坦化焼鈍を行うこ
とになる。
【0036】
【実施例】(試験1) 転炉で溶製し、真空処理で成分調整した後、連続鋳造し
て得たC:0.0032 %、Si:2.63 %、Mn:2.12 %、S:0.0
05%、sol.Al:0.0008 %、N:0.0045 %を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1220℃
に加熱して仕上温度835 ℃で熱間圧延し、板厚2.3mm に
仕上げた。
て得たC:0.0032 %、Si:2.63 %、Mn:2.12 %、S:0.0
05%、sol.Al:0.0008 %、N:0.0045 %を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1220℃
に加熱して仕上温度835 ℃で熱間圧延し、板厚2.3mm に
仕上げた。
【0037】次に、酸洗により脱スケールしてから、67
0 ℃で10時間均熱の箱焼鈍方式の熱延板焼鈍を行った
後、0.35mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍
で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、表1に示す条件で仕上焼鈍を行った。
0 ℃で10時間均熱の箱焼鈍方式の熱延板焼鈍を行った
後、0.35mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍
で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、表1に示す条件で仕上焼鈍を行った。
【0038】
【表1】
【0039】仕上焼鈍は40℃/hの加熱速度で二次再結晶
焼鈍の均熱温度まで昇温し、二次再結晶焼鈍の均熱完了
後に雰囲気を純化焼鈍条件に切り換えて、40℃/hの加熱
速度で純化焼鈍の均熱温度まで昇温し、純化焼鈍の均熱
完了後、40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
焼鈍の均熱温度まで昇温し、二次再結晶焼鈍の均熱完了
後に雰囲気を純化焼鈍条件に切り換えて、40℃/hの加熱
速度で純化焼鈍の均熱温度まで昇温し、純化焼鈍の均熱
完了後、40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
【0040】次に、焼鈍分離剤を除去後、850 ℃で30秒
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品のL方向とC方向から
エプスタイン試験片を採取した。エプスタイン試験片は
一般のフルプロセス無方向性電磁鋼板と同様に、応力除
去焼きなましを実施せずに磁気測定(鉄損W15/50 と磁
束密度B50の測定)に供した。
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品のL方向とC方向から
エプスタイン試験片を採取した。エプスタイン試験片は
一般のフルプロセス無方向性電磁鋼板と同様に、応力除
去焼きなましを実施せずに磁気測定(鉄損W15/50 と磁
束密度B50の測定)に供した。
【0041】本発明で定める磁気特性の目標値として、
鉄損のC/L比が 2.0以下、L方向、C方向の鉄損W
15/50 の平均値が2.3 (W/kg)以下、同じく磁束密度B50
の平均値が1.70 (T)以上であるものを良好とした。
鉄損のC/L比が 2.0以下、L方向、C方向の鉄損W
15/50 の平均値が2.3 (W/kg)以下、同じく磁束密度B50
の平均値が1.70 (T)以上であるものを良好とした。
【0042】
【表2】
【0043】本発明で定める条件を満たす試験番号2、
3では、鉄損のC/L比は1.87および1.85と2.0 以下で
あり、またL、C両方向の鉄損の平均値が2.08および2.
02 (W/kg) と小さく、磁束密度の平均値は1.745 および
1.74(T) と大きく、いずれも良好である。
3では、鉄損のC/L比は1.87および1.85と2.0 以下で
あり、またL、C両方向の鉄損の平均値が2.08および2.
02 (W/kg) と小さく、磁束密度の平均値は1.745 および
1.74(T) と大きく、いずれも良好である。
【0044】これに対し、二次再結晶焼鈍の均熱温度が
本発明で定める範囲外である比較例の試験番号1および
試験番号4、ならびに二次再結晶焼鈍の雰囲気を本発明
で定める範囲外の100 %H2とした試験番号5では、L、
C両方向の鉄損の平均値は 2.695〜3.03 (W/kg) と大き
く、またL、C両方向の磁束密度の平均値も1.64〜1.66
(T)と小さく、磁気特性に劣る。
本発明で定める範囲外である比較例の試験番号1および
試験番号4、ならびに二次再結晶焼鈍の雰囲気を本発明
で定める範囲外の100 %H2とした試験番号5では、L、
C両方向の鉄損の平均値は 2.695〜3.03 (W/kg) と大き
く、またL、C両方向の磁束密度の平均値も1.64〜1.66
(T)と小さく、磁気特性に劣る。
【0045】仕上焼鈍の全工程の雰囲気を窒素含有雰囲
気とした比較例の試験番号6では、純化ができていない
ため鉄損の平均値が2.455 (W/kg)と大きく、磁気特性に
劣る。
気とした比較例の試験番号6では、純化ができていない
ため鉄損の平均値が2.455 (W/kg)と大きく、磁気特性に
劣る。
【0046】(試験2) 表3に示す化学組成の4種類の鋼を対象として試験1と
同様の方法で板厚2.3mm の熱延板に仕上げた。これらの
板を860 ℃で1分間均熱する連続焼鈍方式の熱延板焼鈍
を行い、酸洗して脱スケールの後、冷間圧延により板厚
0.35mmとした。
同様の方法で板厚2.3mm の熱延板に仕上げた。これらの
板を860 ℃で1分間均熱する連続焼鈍方式の熱延板焼鈍
を行い、酸洗して脱スケールの後、冷間圧延により板厚
0.35mmとした。
【0047】
【表3】
【0048】これらの冷延板を875 ℃で30秒間均熱する
連続焼鈍で一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して
仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍は、50%H2+50%N2雰囲気
中で加熱速度40℃/hで二次再結晶焼鈍の均熱温度である
880 ℃まで昇温し、8時間の均熱完了後に雰囲気を100
%H2に切り換えて、さらに24時間均熱する純化焼鈍を実
施し、その後40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
連続焼鈍で一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して
仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍は、50%H2+50%N2雰囲気
中で加熱速度40℃/hで二次再結晶焼鈍の均熱温度である
880 ℃まで昇温し、8時間の均熱完了後に雰囲気を100
%H2に切り換えて、さらに24時間均熱する純化焼鈍を実
施し、その後40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
【0049】このようにして得られた鋼板に、焼鈍分離
剤を除去後、800 ℃で30秒間均熱する平坦化のための連
続焼鈍を行い、コーティングを施して製品とした。これ
らの製品のL方向とC方向からエプスタイン試験片を採
取した。これらの試験片を用いて試験1と同じ方法で磁
気特性を調査した。結果を表4に示す。
剤を除去後、800 ℃で30秒間均熱する平坦化のための連
続焼鈍を行い、コーティングを施して製品とした。これ
らの製品のL方向とC方向からエプスタイン試験片を採
取した。これらの試験片を用いて試験1と同じ方法で磁
気特性を調査した。結果を表4に示す。
【0050】
【表4】
【0051】本発明で定める範囲の成分組成を有する試
験番号9は、鉄損のC/L比は1.94と 2.0以下の範囲内
にあり、異方性が良好である。また、L、C両方向の鉄
損および磁束密度の平均値は1.97 (W/kg) および1.725
(T)と磁気特性も良好である。これに対し、比較例の試
験番号7は、Mn含有量が0.85%と低いため、L、C両方
向の鉄損および磁束密度の平均値は、3.085(W/kg) およ
び1.64 (T)と磁気特性に劣る。また、試験番号8は、Si
含有量が1.42%と低いため、L、C両方向の鉄損および
磁束密度の平均値は、3.315(W/kg) および1.655(T)と磁
気特性に劣る。さらに、試験番号10は、sol.Alが0.006
%と高いため、インヒビター効果によるゴス方位の集積
度の高い二次再結晶が発生し、鉄損のC/L比は3.47と
非常に異方性が大きい。
験番号9は、鉄損のC/L比は1.94と 2.0以下の範囲内
にあり、異方性が良好である。また、L、C両方向の鉄
損および磁束密度の平均値は1.97 (W/kg) および1.725
(T)と磁気特性も良好である。これに対し、比較例の試
験番号7は、Mn含有量が0.85%と低いため、L、C両方
向の鉄損および磁束密度の平均値は、3.085(W/kg) およ
び1.64 (T)と磁気特性に劣る。また、試験番号8は、Si
含有量が1.42%と低いため、L、C両方向の鉄損および
磁束密度の平均値は、3.315(W/kg) および1.655(T)と磁
気特性に劣る。さらに、試験番号10は、sol.Alが0.006
%と高いため、インヒビター効果によるゴス方位の集積
度の高い二次再結晶が発生し、鉄損のC/L比は3.47と
非常に異方性が大きい。
【0052】(試験3) 転炉で溶製し、真空処理で成分調整した後、連続鋳造し
て得たC:0.0045 %、Si:3.08 %、Mn:2.56 %、S:0.0
03%、sol.Al:0.001%、N:0.0045 %を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1210℃に
加熱して仕上温度845 ℃で熱間圧延し、板厚2.1mm に仕
上げた。
て得たC:0.0045 %、Si:3.08 %、Mn:2.56 %、S:0.0
03%、sol.Al:0.001%、N:0.0045 %を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1210℃に
加熱して仕上温度845 ℃で熱間圧延し、板厚2.1mm に仕
上げた。
【0053】次に、酸洗により脱スケールしてから、厚
さ0.50mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒間均熱する連続焼
鈍で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布して
から表5に示す条件で仕上焼鈍を行った。
さ0.50mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒間均熱する連続焼
鈍で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布して
から表5に示す条件で仕上焼鈍を行った。
【0054】
【表5】
【0055】仕上焼鈍は、雰囲気を15%H2 +85%N2
(試験番号11)および100 %H2 (試験番号12)として
40℃/hの加熱速度で880 ℃まで昇温して16時間の二次再
結晶焼鈍を行い、続いて雰囲気を100 %H2に切り換え
て、さらに24時間均熱する純化焼鈍を施し、その後40℃
/hの冷却速度で室温まで冷却した。次に、焼鈍分離剤を
除去後、800 ℃で30秒均熱の平坦化のための連続焼鈍を
行い、コーティングを施して製品とした。これらの製品
を用いて試験1と同じ方法で磁気特性を調査した。これ
らの測定結果を表5に併せて示す。
(試験番号11)および100 %H2 (試験番号12)として
40℃/hの加熱速度で880 ℃まで昇温して16時間の二次再
結晶焼鈍を行い、続いて雰囲気を100 %H2に切り換え
て、さらに24時間均熱する純化焼鈍を施し、その後40℃
/hの冷却速度で室温まで冷却した。次に、焼鈍分離剤を
除去後、800 ℃で30秒均熱の平坦化のための連続焼鈍を
行い、コーティングを施して製品とした。これらの製品
を用いて試験1と同じ方法で磁気特性を調査した。これ
らの測定結果を表5に併せて示す。
【0056】表5から、二次再結晶焼鈍の雰囲気を水素
雰囲気(試験番号12、比較例)から窒素を含む雰囲気
(試験番号11、発明例)とすることにより、L、C両方
向の鉄損の平均値は3.355(W/kg) から2.23(W/kg) に小
さくなり、磁束密度の平均値は1.625 (T) から1.71 (T)
に高くなり、磁気特性が改善された。これは、二次再結
晶焼鈍の雰囲気を水素雰囲気とすると、二次再結晶が発
生しないためであると考えられる。
雰囲気(試験番号12、比較例)から窒素を含む雰囲気
(試験番号11、発明例)とすることにより、L、C両方
向の鉄損の平均値は3.355(W/kg) から2.23(W/kg) に小
さくなり、磁束密度の平均値は1.625 (T) から1.71 (T)
に高くなり、磁気特性が改善された。これは、二次再結
晶焼鈍の雰囲気を水素雰囲気とすると、二次再結晶が発
生しないためであると考えられる。
【0057】
【発明の効果】本発明の方法によれば、鉄損のC/Lが
2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもL方向とC方向
の鉄損および磁束密度の平均値がともに低いレベルにあ
る電磁鋼板を低コストで製造することができる。
2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもL方向とC方向
の鉄損および磁束密度の平均値がともに低いレベルにあ
る電磁鋼板を低コストで製造することができる。
Claims (1)
- 【請求項1】重量%で、C:0.010%以下、Si:2.5〜4.0
%、Mn:2.0〜4.0 %、S: 0.01%以下、酸可溶性Al:0.0
03%未満、N:0.001〜0.010 %を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼スラブを、下記〜の工
程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方向と
圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼板の
製造方法。 熱間圧延を行う工程 熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に4〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に4〜100 時間保
持し、純化する工程
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5167656A JP2819994B2 (ja) | 1993-07-07 | 1993-07-07 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5167656A JP2819994B2 (ja) | 1993-07-07 | 1993-07-07 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0718335A JPH0718335A (ja) | 1995-01-20 |
JP2819994B2 true JP2819994B2 (ja) | 1998-11-05 |
Family
ID=15853805
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5167656A Expired - Lifetime JP2819994B2 (ja) | 1993-07-07 | 1993-07-07 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2819994B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4507316B2 (ja) | 1999-11-26 | 2010-07-21 | Jfeスチール株式会社 | Dcブラシレスモーター |
JP5853352B2 (ja) * | 2010-08-06 | 2016-02-09 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-07-07 JP JP5167656A patent/JP2819994B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0718335A (ja) | 1995-01-20 |
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