JP3287488B2 - 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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Description
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表わす数値としては、通常磁場の強さ8
00A/mにおける磁束密度B8 が使用される。また、
鉄損特性を表わす数値としては、周波数50Hzで1.7
テスラー(T)まで磁化した時の1kg当りの鉄損W
17/50 を使用している。磁束密度は、鉄損特性の最大支
配因子であり、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損
特性が良好になる。なお、一般的に磁束密度を高くする
と二次再結晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場
合がある。これに対しては、磁区制御により、二次再結
晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性の改善をすることができ
る。
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に{110}、圧延
方向に〈001〉軸を持ったいわゆるゴス組織を発達さ
せることにより製造されている。良好な磁気特性を得る
ためには、磁化容易軸である〈001〉を圧延方向に高
度に揃えることが必要である。
製造技術として代表的なものに、特公昭40−1564
4号公報、及び特公昭51−13469号公報記載の方
法がある。前者においては主なインヒビターとしてMn
S及びAlNを、後者ではMnS,MnSe,Sb等を
用いている。従って現在の技術においてはこれらのイン
ヒビターとして機能する析出物の大きさ、形態及び分散
状態を適正に制御することが不可欠である。MnSに関
して言えば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にM
nSを一旦完全固溶させた後、熱延時に析出する方法が
とられている。二次再結晶に必要な量のMnSを完全固
溶するためには1400℃程度の温度が必要である。こ
れは普通鋼のスラブ加熱温度に比べて200℃以上も高
く、この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような不
利な点がある。 1)方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。 2)加熱炉のエネルギー原単位が高い。 3)溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
に見られるように操業上の悪影響が大きい。
ブ加熱温度を普通鋼並みに下げれば良いわけであるが、
このことは同時にインヒビターとして有効なMnSの量
を少なくするか、あるいは全く用いないことを意味し、
必然的に二次再結晶の不安定化をもたらす。このため低
温スラブ加熱化を実現するためには、何らかの形でMn
S以外の析出物等によりインヒビターを強化し、仕上焼
鈍時の正常粒成長の抑制を充分にする必要がある。
他、窒化物、酸化物及び粒界析出元素等が考えられ、公
知の技術として例えば次のようなものがあげられる。特
公昭54−24685号公報ではAs,Bi,Sn,S
b等の粒界偏析元素を鋼中に含有することにより、スラ
ブ加熱温度を1050〜1350℃の範囲にする方法が
開示され、特開昭52−24116号公報ではAlの
他、Zr,Ti,B,Nb,Ta,V,Cr,Mo等の
窒化物生成元素を含有することによりスラブ加熱温度を
1100〜1260℃の範囲にする方法を開示してい
る。また、特開昭57−158322号公報ではMn含
有量を下げ、Mn/Sの比率を2.5以下にすることに
より低温スラブ加熱化を行い、さらにCuの添加により
二次再結晶を安定化する技術を開示している。これらイ
ンヒビターの補強と組み合わせて金属組織の側から改良
を加えた技術も開示された。すなわち特開昭57−89
433号公報ではMnに加えS,Se,Sb,Bi,P
b,Sn,B等の元素を加え、これにスラブの柱状晶率
と二次冷延圧下率を組み合わせることにより1100〜
1250℃の低温スラブ加熱化を実現している。さらに
特開昭59−190324号公報ではSあるいはSeに
加え、Al及びBと窒素を主体としてインヒビターを構
成し、これに冷延後の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を
施すことにより二次再結晶を安定化する技術を公開して
いる。
温スラブ加熱化実現のためには、これまでに多大な努力
が続けられてきている。さらに、特開昭59−5652
2号公報においてはMnを0.08〜0.45%、Sを
0.007%以下にすることにより低温スラブ加熱化を
可能にする技術が開示された。この方法により高温スラ
ブ加熱時のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二
次再結晶不良発生の問題が解消された。
方法は元来、製造コストの低減を目的としているもの
の、当然のことながら良好な磁気特性を安定して得る技
術でなければ、工業化できない。本発明者らは、低温ス
ラブ加熱の工業化のため、最終仕上焼鈍前の一次再結
晶の平均粒径制御と、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再
結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すことを柱とす
る技術を構築してきた。この窒化処理により形成される
窒化物は、二次再結晶開始時点では、主にAlNになっ
ている。高温で変化しにくいインヒビターとして、Al
Nを選択しているわけであり、その意味において、スラ
ブ中にAlが含有されることは必須条件となる。他方、
スラブ中にNが必要以上に含有されることは、本技術体
系からして、再考の余地があった。つまり、スラブ中に
必須のAlと、ある程度以上のN量があれば、スラブ加
熱から脱炭焼鈍までの工程で、AlNが形成され、脱炭
焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長に影響を与えることとな
る。
低減と、それにかわる安定なインヒビターを検討し、低
温スラブ加熱での磁性変動のない優れた特性を有する一
方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。
ろは下記の通りである。すなわち、(1)重量%でC
:0.025〜0.075%、Si:2.5〜4.5
%、酸可溶性Al:0.010〜0.060%、N :
0.0030%未満、S :0.01〜0.05%、M
n:0.02〜0.8%、Cu:0.01〜0.40%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラ
ブを1280℃未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率8
0%以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をは
さむ1回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕
上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、スラブの酸可溶性Al,Nの含有量を重量%を単位
としてAl(%),N(%)とした時、下記の式の範囲
に制御し、 Al(%)−27/14N(%)>0.0100 熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板
に窒化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り、(2)前項におい
て、さらにSn:0.01〜0.15重量%を含有する
スラブを用いる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、及び(3)前記各項におい
て、熱延後、850〜1250℃の熱延板焼鈍を施すこ
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、さらに、(4)脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍
開始までの一次再結晶粒の平均粒径を18〜35μmと
することを特徴とする前記各項記載の磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法である。
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程をはさ
んでスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、必
要に応じて熱延板を焼鈍し、次いで圧下率が80%以上
となる最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ
1回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍を順次行うことによって製造される。
た場合の磁性の変動原因とその解消策について詳細に検
討した。そしてその結果、この現象がスラブ加熱時のス
ラブ内の温度差に基づく、AlNの析出のバラツキに起
因し、その磁性変動の程度が、Al量,N量によって異
なるという新知見を得た。そして、その課題の解決策と
して、N量を低めることと、Al量,N量を両者の関
係式で規定される所定の範囲に抑えること、S量を所
定量添加すること、Cuを添加すること、脱炭焼鈍
完了後最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径
を制御すること、Snを添加すること、所定の温度
範囲での熱延板焼鈍を施すこと、が有効であることがわ
かった。
本発明者らは、スラブ加熱時のAlNの固溶、析出に着
目した。本発明の前提としている1280℃未満の温度
では、本発明のAl,N,Siの成分範囲では、α相で
のAlNの完全固溶は保障されていない。一方、スラブ
加熱の方式は種々あるが、スラブを炉に装入後、プッシ
ャーで移動させながら出口から出す方式やスキッド上に
スラブを置き、スキッドを動かしてスラブを入口から出
口方向へ移動させる方式等が一般的に行われている。そ
してスラブの中でスキッドや炉の下面に接する部分は、
温度が低めとなることが多い。従って、このスラブ内の
温度差に起因するAlNの析出量、固溶N量の差が生じ
ることが考えられた。そして、熱延から脱炭焼鈍までの
工程で、スラブ加熱時に固溶していたNは、大部分Al
Nとして微細析出し、その程度がスラブ加熱時の固溶N
量に依存することが考えられた。実際、工場で実験を行
った際、磁気特性の変動が生じたコイルの、脱炭焼鈍後
の一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を
用いて測定したところ、その平均粒径が変動しているこ
とが判明した。そして、そのバラツキの程度は、Al
量,N量によって異なっていた。
減らすことを考えた。そのためには、AlまたはN量を
減らすことが有効であるが、二次再結晶時のインヒビ
ターとしてのAlN量を確保する必要がある点、Nは
鋼板に窒化で導入することが可能であるが、Alは、鋼
板に導入することが困難である点を考慮し、N量を減ら
すことを検討した。そして、N量を製鋼段階で減らすこ
とは技術的に制約があるかもしくはコストアップにつな
がることも考慮し、固溶するN量と強い相関があると予
想されるAlR (%)=Al(%)−27/14N
(%)〔Al(%):酸可溶性Alの重量%,N
(%):Nの重量%〕という量を定義し、N(%),A
lR (%)と磁気特性の変動との関係を次の実験に基づ
いて調査した。
i=3.21%、酸可溶性Al=0.012〜0.05
6%、N=0.0005〜0.0118%、S=0.0
18%、Mn=0.18%、Cu=0.12%を含有
し、残部Fe及び不可避的不純物からなる250mm厚の
スラブを作成した。そして1100℃、1200℃
の2水準の温度で各スラブを60分均熱後11パスの熱
延で2.3mm厚とし、約2秒後に水冷し、550℃まで
冷却した後、550℃の温度に1時間保持した。かかる
熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約85%の強圧下圧
延を行って最終板厚0.335mmの冷延板とした。この
冷延板を835℃に150秒保持する脱炭焼鈍を施し、
次いで、750℃に30秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気
中にNH3 ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめ
た。この窒化処理後のN量は、0.0193〜0.02
12重量%であった。かかる窒化処理後の鋼板にMgO
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行
った。しかる後、製品の磁束密度B8 を測定し、同一成
分のスラブに対してとった2つのスラブ均熱条件でのB
8 の差△B8 〔スラブ加熱温度1100℃におけるB8
(T)−同温度1200℃におけるB8 (T)〕を求
め、図1に示した。図1から明らかなように、N(%)
<0.0030,AlR (%)>0.0100の範囲
で、スラブ加熱温度差に起因する製品の磁束密度の差△
B8 (T)が0.02T未満におさまっている。
て、本発明者らは、次のように考えている。本実験で
は、加熱炉内でのスラブ内の温度差により生じている現
象を、スラブ加熱温度を変えてシュミレートした。それ
によると、本発明のAl,Nの成分範囲では1280℃
未満のスラブ加熱温度条件の場合、スラブの高温部と低
温部でAlNの固溶、析出量に差が生じる。すなわち、
スラブ加熱時のスラブ高温部では固溶Nが多く、引き続
く熱延及び脱炭焼鈍時に、この固溶Nは、AlNの形で
微細析出する。他方スラブ加熱時のスラブ低温部では固
溶Nが少なく、引き続く熱延及び脱炭焼鈍時に微細に析
出するAlN量は少ない。このようなAlNの析出の場
所的不均一は、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長の場
所的不均一を生じさせる。つまり、スラブ加熱時のスラ
ブ内高温部に相当する部分では、脱炭焼鈍時微細なAl
Nが多いため、一次再結晶粒の粒成長は抑制される。一
方、スラブ加熱時のスラブ内低温部に相当する部分で
は、脱炭焼鈍時微細なAlNが少ないため、一次再結晶
粒は粒成長しやすい。このため、脱炭焼鈍完了時、コイ
ル内に、スラブ加熱時のスラブ内の温度差に起因する一
次再結晶粒径の場所的不均一が生じる。本発明者らが、
特開平2−182866号公報で開示したように、この
脱炭焼鈍完了時の一次再結晶粒径は、製品の磁束密度と
極めて強い相関がある。従って、この一次再結晶粒径の
場所的不均一は、製品での磁束密度の場所的不均一を生
ぜしめることとなる。それゆえ、その磁束密度のバラツ
キの原因となっているスラブ加熱時におけるスラブ内の
固溶N量のバラツキを所定の範囲に入れれば、製品の磁
束密度のバラツキが低減されるものと考えられる。
いて述べる。先ず、スラブ成分とスラブ加熱温度に関し
て限定理由を詳細に説明する。Cは0.025重量%
(以下単に%と略述)未満になると二次再結晶が不安定
になり、かつ二次再結晶した場合でもB8 >1.80
(T)が得がたいので0.025%以上とした。一方、
Cが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的で
ないので0.075%以下とした。
著しくなるので4.5%以下とした。また、2.5%未
満では素材の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄心材料とし
て必要な低鉄損が得られないので2.5%以上とした。
望ましくは3.2%以上である。
もしくは(Al,Si)Nを確保するため、酸可溶性A
lとして0.010%以上が必要である。酸可溶性Al
が0.060%を超えると熱延板のAlNが不適切とな
り二次再結晶が不安定となるので0.060%以下とし
た。
0030%未満にすることが必要である。そして、これ
がスラブ加熱時の温度偏差に起因する磁性の変動を低減
するのに有効である。N量の下限については特に限定す
るものではないが、製鋼段階でNを0.0001%以下
にすることは工業的には難しい。
AlR =Al−27/14N>0.0100とすること
が必要である。これも、スラブ加熱時の温度偏差に起因
する磁性の変動を低減するのに有効である。AlR =A
l−27/14Nの上限は、酸可溶性AlとN量の規定
から定まるものであるが、0.060%まで許容され
る。
造工程の条件を適正に選ぶことによって磁気特性を良好
にすることは可能である。しかしながら、本発明の如
く、スラブのN量を少なくしている場合は、一次再結晶
粒の粒成長を、所定の範囲に平均粒径がなるように制御
するためには、AlN以外のインヒビターを利用する必
要がある。このためには、MnSまたはCu2 Sを所定
量形成させる必要がある。この意味において、Sの範囲
は、0.01〜0.05%でなければならない。Mnの
下限値は0.02%である。0.02%未満では、一次
再結晶粒の粒成長をコントロールするに必要なMnSの
量、サイズを制御できず、製品の磁性が不安定化し好ま
しくない。一方、Mn量が0.8%を超えると製品の磁
束密度を低下させ、好ましくないので、Mn量の上限を
0.8%とした。
一次再結晶粒の粒成長をコントロールに利用できる。C
u2 Sを適正量形成させるためには、Cu:0.01〜
0.40%としなければならない。
り、粒成長を抑制する元素である。一方、スラブ加熱時
Snは完全固溶しており、通常考えられる数10℃の温
度差を有する加熱時のスラブ内でも、一様に固溶してい
ると考えられる。従って、温度差があるにも拘らず加熱
時のスラブ内で均一に分布しているSnは、脱炭焼鈍時
の粒成長抑制効果についても、場所的に均一に作用する
と考えられる。このため、AlNの場所的不均一に起因
する脱炭焼鈍時の粒成長の場所的不均一を、Snは希釈
する効果があるものと考えられる。従って、本発明のN
量,AlR 量を制限する技術及び、後述する一次再結晶
粒径の制御に加え、Snを添加することはさらに製品の
磁気特性の場所的バラツキを低減させるのに有効であ
る。このSnの適正範囲を0.01〜0.15%とし
た。この下限値未満では、粒成長抑制効果が少な過ぎて
好ましくない。一方、この上限値を超えると鋼板の窒化
が難しくなり、二次再結晶不良の原因となるため好まし
くない。
ているSb,Cr,Ni,B,Ti,Nb等を微量に含
有することは差し支えない。特に、B,Ti,Nb等の
窒化物構成元素は、スラブ内の温度差に起因するAlN
の場所的差を低減するために積極的に添加しても構わな
い。
ダウンを行うという目的から1280℃未満と限定し
た。好ましくは1200℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。この熱延方法
については、特に限定されるものではないが、熱延の終
了温度を850〜1050℃とし、熱延の最終了パスの
累積圧下率を40%以上とすることは、製品の磁性の場
所的バラツキを低減し、かつ磁性を向上させる上でさら
に好ましい。
をはさむ2回以上の冷延を施す。この際の最終冷延の圧
下率を80%以上とする。最終冷延の圧下率を80%以
上としたのは、圧下率を上記範囲とすることによって、
脱炭板において尖鋭な{110}〈001〉方位粒と、
これに蚕食されやすい対応方位粒({111}〈11
2〉方位粒等)を適正量得ることができ、磁束密度を高
める上で好ましいためである。
0℃の熱延板焼鈍を施すことは、磁気特性を高位安定化
する上でさらに好ましい。この温度域で熱処理すること
は、AlN,MnS,Cu2 Sの熱延板の場所的不均一
性を低減する効果がある。
鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製品
となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の間の一次再結晶粒の平均粒径を18〜35μmに制御
することは、N,AlR 量の制御に加え、さらに好まし
い。その理由はこの平均粒径の範囲で良好な磁束密度が
得られやすく、かつ粒径変動に対する磁束密度の変化が
少ないからである。
開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定したのは、
本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセスで
は、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足がちに
なるからである。窒化の方法としては特に限定するもの
ではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にNH3 ガス
を混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼鈍
分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒化
物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、最終
仕上焼鈍の雰囲気のN2 分圧を高めとし、鋼板を窒化す
る方法等何れの方法でも良い。窒化量については特に限
定するものではないが、1ppm 以上は必要である。以下
に本発明の実施例を説明する。
じ)、Si:3.24%、Mn:0.21%、S:0.
014%、Cu:0.10%、酸可溶性Al:0.03
0%を基本成分とし、N量を0.0085%、0.
0065%、0.0020%、0.0009%なる
4水準で添加した4種類の250mm厚スラブを作成し
た。この場合AlR (%)は、0.0136%、
0.0175%、0.0261%、0.0283%
であった。
10℃の2水準の温度で60分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、5パスで40mm厚とした後、6パスで2.3
mm厚の熱延板とした。次いで、熱延終了後は2秒間空冷
後550℃まで水冷し、550℃に1時間保持した後炉
冷する巻取りシュミレーションを行った。
0.285mmの冷延板とし、840℃で150秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。しかる後、750℃で30秒保持
する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にNH3 ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後のこの鋼板のN量は
0.0188〜0.0207%であった。次いで、この
鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N2
25%、H2 75%の雰囲気ガス中で20℃/時の速度
で1200℃まで昇温し、引き続きH2 100%雰囲気
ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を
行った。実験条件と磁気特性の結果を表1に示す。
3.27%、Mn:0.21%、S:0.018%、C
u:0.07%、N:0.0020%を基本成分とし、
酸可溶性Alを、0.012%、0.017%、
0.031%、0.039%なる4水準のレベルで添
加し、残部Fe及び不可避的不純物からなる4種類の2
50mm厚スラブを作成した。この場合AlR (%)は、
0.0081%、0.0131%、0.0271
%、0.0351%であった。
00℃の2水準の温度で60分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、5パスで40mm厚とした後、6パスで2.3
mm厚の熱延板とした。次いで、この熱延板を最終仕上焼
鈍まで実施例1の条件で処理した。窒化後のN量は0.
0197〜0.0208%であった。実験条件と製品の
磁気特性を表2に示す。
3.15%、Mn:0.19%、S:0.019%、酸
可溶性Al:0.032%、N:0.0015%を添加
し、さらに、Cu添加なし(Cu<0.01%)、
Cu=0.08%を添加し、残部Fe及び不可避的不純
物からなる2種類の250mm厚のスラブを作成した。こ
の場合、AlR (%)は、0.0291%であった。か
かるスラブを実施例1の条件で、スラブ加熱から最終仕
上焼鈍まで処理した。窒化後の鋼板のN量は、0.01
81〜0.0201%であった。実験条件と磁気特性の
結果を表3に示す。
3.28%、Mn:0.20%、S:0.021%、C
u:0.07%、酸可溶性Al:0.037%、N:
0.0012%を添加し、残部Fe及び不可避的不純物
からなる250mm厚スラブを作成した。この場合AlR
(%)は、0.0347%であった。かかるスラブを
a:1150℃、b:1080℃の2水準の温度で60
分均熱した後、直ちに熱延を開始し、5パスで40mm厚
とした後、6パスで2.3mm厚の熱延板とした。
85%で0.335mmの冷延板とし、820℃、8
40℃、860℃、870℃の各温度で150秒保
持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、750℃で30秒
保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にNH3 ガスを混入
させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板の
N量は0.0191〜0.0208%であった。そして
この鋼板の平均結晶粒径を、光学顕微鏡と画像解析機を
用いて測定した。次いで、この鋼板にMgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、N2 50%、H2 50%の雰
囲気ガス中で20℃/時の速度で1200℃まで昇温
し、引き続きH2 100%雰囲気ガス中で1200℃で
20時間保持する最終仕上焼鈍を行った。実験条件と製
品の磁気特性を表4に示す。
3.41%、Mn:0.20%、S:0.019%、C
u:0.12%、酸可溶性Al:0.034%、N:
0.0011%を基本成分とし、Sn量を添加なし
(<0.01%)、0.04%、0.10%なる3
水準で添加し、残部Fe及び不可避的不純物からなる3
種類の250mm厚のスラブを作成した。この場合AlR
(%)は、0.0319%であった。かかるスラブを
a:1170℃、b:1080℃の2水準の温度で60
分均熱した後、直ちに熱延を開始し、5パスで40mm厚
とした後、6パスで2.3mm厚の熱延板とした。次いで
この熱延板を最終仕上焼鈍まで実施例3の条件で処理し
た。ただし、脱炭焼鈍条件については、840℃×1
50秒(均熱)、860℃×150秒(均熱)のみ行
った。窒化後のN量は、0.0191〜0.0207%
であった。実験条件と製品の磁気特性を表5に示す。
3.40%、Mn:0.14%、S:0.020%、C
u:0.09%、N:0.0014%を基本成分とし、
酸可溶性Alを0.011%、0.032%なる2
水準のレベルで添加し、さらには、Snを(a)添加な
し(<0.01%)、(b)0.04%なる2水準と
し、残部Fe及び不可避的不純物からなる4種類の25
0mm厚のスラブを作成した。この場合AlR (%)は、
では、0.0083%であり、では、0.0293
%であった。かかるスラブをa:1180℃、b:10
90℃の2水準の温度で60分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、5パスで40mm厚とした後、6パスで2.3
mm厚の熱延板とした。
保持し引き続き900℃に30秒保持した後急冷する熱
延板焼鈍を施した。しかる後、圧下率約90%で0.2
20mmまで冷間圧延し、次いで、835℃×90秒(均
熱)なる脱炭焼鈍を施した。しかる後、750℃で30
秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にNH3 ガスを混
入させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後の鋼板のN
量は、0.0206〜0.0218%であった。次い
で、この鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、N2 25%、H2 75%の雰囲気ガス中で15℃/
時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2 100
%雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕
上焼鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性を表6に示
す。
熱延板を1.8mmまで冷間圧延し、次いで、1080℃
に30秒保持し、引き続き900℃に30秒保持した後
急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約91%で
0.170mmまで冷間圧延し、引き続き脱炭焼鈍から最
終仕上焼鈍までの工程を実施例5記載の条件で処理し
た。窒化後の鋼板のN量は、0.0191〜0.020
8%であった。実験条件と製品の磁気特性を表7に示
す。
は、N量,AlR 量(AlR =Al−27/14N),
S量,Cu量を制御し、さらには脱炭焼鈍完了後、最終
仕上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径を制
御し、さらにはSnを添加し、さらには所定の温度で熱
延板焼鈍を施すことにより、良好な磁気特性をスラブ加
熱時のスラブの温度偏差に起因する場所的バラツキなく
安定して得ることができるので、その工業的効果は極め
て大である。
N)とスラブ加熱温度差起因の磁気特性差との関係を表
わすグラフである。
Claims (5)
- 【請求項1】 重量%で C :0.025〜0.075%、 Si:2.5〜4.5%、 酸可溶性Al:0.010〜0.060%、 N :0.0030%未満、 S :0.01〜0.05%、 Mn:0.02〜0.8%、 Cu:0.01〜0.40% を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラ
ブを1280℃未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率8
0%以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をは
さむ1回以上の冷延を施し、次いで脱炭焼鈍、最終仕上
焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、スラブの酸可溶性Al,Nの含有量(重量%)を下
記(1)式の範囲に制御し、熱延後最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に鋼板に窒化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。 Al(%)−27/14N(%)>0.0100…………(1) 但し、Al:酸可溶性Al - 【請求項2】 請求項1において、熱延後、850〜1
250℃の範囲で熱延板焼鈍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。 - 【請求項3】 請求項1において、さらにSn:0.0
1〜0.15重量%を含有するスラブを用いることを特
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。 - 【請求項4】 請求項3において、熱延後850〜12
50℃の範囲で熱延板焼鈍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。 - 【請求項5】 脱炭焼鈍完了後最終仕上焼鈍開始までの
一次再結晶粒の平均粒径を18〜35μmとすることを
特徴とする請求項1,2,3あるいは4のそれぞれに記
載の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 |
---|---|---|---|
JP29621592A JP3287488B2 (ja) | 1992-11-05 | 1992-11-05 | 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 |
---|---|---|---|
JP29621592A JP3287488B2 (ja) | 1992-11-05 | 1992-11-05 | 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 |
---|---|
JPH06145801A JPH06145801A (ja) | 1994-05-27 |
JP3287488B2 true JP3287488B2 (ja) | 2002-06-04 |
Family
ID=17830672
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP29621592A Expired - Lifetime JP3287488B2 (ja) | 1992-11-05 | 1992-11-05 | 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) | JP3287488B2 (ja) |
-
1992
- 1992-11-05 JP JP29621592A patent/JP3287488B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH06145801A (ja) | 1994-05-27 |
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