JP3311021B2 - 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JP3311021B2 JP3311021B2 JP15403392A JP15403392A JP3311021B2 JP 3311021 B2 JP3311021 B2 JP 3311021B2 JP 15403392 A JP15403392 A JP 15403392A JP 15403392 A JP15403392 A JP 15403392A JP 3311021 B2 JP3311021 B2 JP 3311021B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は電気機器の鉄心に用いら
れる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので、これ
により鉄損の低い一方向性電磁鋼板の製造を可能にする
ものである。
れる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので、これ
により鉄損の低い一方向性電磁鋼板の製造を可能にする
ものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性珪素鋼板は鋼板面が｛１１０｝
面で、圧延方向が〈１００〉軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表わす）
を持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使用される。
面で、圧延方向が〈１００〉軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表わす）
を持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使用される。
【０００３】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。磁化特性の良否はかけ
ら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。
特性が良好でなければならない。磁化特性の良否はかけ
ら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。
【０００４】鉄損は鉄心に所定の交流磁場を与えた場合
に熱エネルギー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。
に熱エネルギー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。
【０００５】磁束密度の高い鋼板は電気機器の鉄心を小
さくでき、また鉄損も少な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。
さくでき、また鉄損も少な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。
【０００６】ところで、現在、工業生産されている代表
的な一方向性珪素鋼板の製造方法として３種類あるが、
各々については長所・短所がある。第一の技術はＭ．Ｆ
Ｌｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公報
に示されたＭｎＳを用いた二回冷延工程であり、得られ
る二次再結晶粒は安定して発達するが、高い磁束密度が
得られない。第二の技術は田口等による特公昭４０−１
５６４４号公報に示されたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終
冷延を８０％以上の強圧下率とするプロセスであり、高
い磁束密度は得られるが、工業生産に際しては製造条件
の厳密なコントロールが要求される。第三の技術は今中
等による特公昭５１−１３４６９号公報に示されたＭｎ
Ｓ（及び／又はＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪素鋼を二
回冷延工程によって製造するプロセスであり、比較的に
高い磁束密度は得られている。
的な一方向性珪素鋼板の製造方法として３種類あるが、
各々については長所・短所がある。第一の技術はＭ．Ｆ
Ｌｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公報
に示されたＭｎＳを用いた二回冷延工程であり、得られ
る二次再結晶粒は安定して発達するが、高い磁束密度が
得られない。第二の技術は田口等による特公昭４０−１
５６４４号公報に示されたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終
冷延を８０％以上の強圧下率とするプロセスであり、高
い磁束密度は得られるが、工業生産に際しては製造条件
の厳密なコントロールが要求される。第三の技術は今中
等による特公昭５１−１３４６９号公報に示されたＭｎ
Ｓ（及び／又はＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪素鋼を二
回冷延工程によって製造するプロセスであり、比較的に
高い磁束密度は得られている。
【０００７】上記３種類の技術においては共通して次の
ような問題がある。すなわち、上記技術はいずれもが析
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、第一の技術では１２６０℃以上、第二
の技術では特開昭４８−５１８５２号公報に示すように
素材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第三
の技術では特開昭５１−２０７１６号公報に示されるよ
うに１２３０℃以上、高い磁束密度の得られた実施例で
は１３２０℃といった極めて高い温度にすることによっ
て粗大に存在する析出物を一旦固溶させ、その後の熱延
中、あるいは熱処理中に析出させている。
ような問題がある。すなわち、上記技術はいずれもが析
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、第一の技術では１２６０℃以上、第二
の技術では特開昭４８−５１８５２号公報に示すように
素材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第三
の技術では特開昭５１−２０７１６号公報に示されるよ
うに１２３０℃以上、高い磁束密度の得られた実施例で
は１３２０℃といった極めて高い温度にすることによっ
て粗大に存在する析出物を一旦固溶させ、その後の熱延
中、あるいは熱処理中に析出させている。
【０００８】スラブ加熱温度を上げることはスラブ加熱
時の使用エネルギーの増大、ノロの発生による歩留り低
下及び加熱炉補修費の増大ならびに加熱炉補修頻度の増
大に起因する設備稼動率の低下、更には特公昭５７−４
１５２６号公報に示されるように線状二次再結晶不良が
発生するために連続鋳造スラブが使用できないという問
題がある。
時の使用エネルギーの増大、ノロの発生による歩留り低
下及び加熱炉補修費の増大ならびに加熱炉補修頻度の増
大に起因する設備稼動率の低下、更には特公昭５７−４
１５２６号公報に示されるように線状二次再結晶不良が
発生するために連続鋳造スラブが使用できないという問
題がある。
【０００９】しかしこのようなコスト上の問題以上に重
要なことは、鉄損向上のためにＳｉを多く、成品板厚を
薄く、といった手段を採るとこの線状二次再結晶不良の
発生が増大し、高温スラブ加熱法を前提にした技術では
将来の鉄損向上に希望を持てない。
要なことは、鉄損向上のためにＳｉを多く、成品板厚を
薄く、といった手段を採るとこの線状二次再結晶不良の
発生が増大し、高温スラブ加熱法を前提にした技術では
将来の鉄損向上に希望を持てない。
【００１０】これに対し特開昭６２−４０３１５号公報
或いは特願平１−９１９５６号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ーは、脱炭焼鈍（一
次再結晶）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ものが有る。その手段として
は、鋼中にＮを侵入させることによって、インヒビター
として機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成させる。
或いは特願平１−９１９５６号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ーは、脱炭焼鈍（一
次再結晶）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ものが有る。その手段として
は、鋼中にＮを侵入させることによって、インヒビター
として機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成させる。
【００１１】鋼中にＮを侵入させる手段としては、従来
技術で提案されているように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
域ある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。
技術で提案されているように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
域ある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。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】この製造法においては
脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及びその整粒性が二次
再結晶粒の発達ならびに磁気特性を大きく左右する。特
に一次再結晶粒の整粒性はＧｏｓｓ方位を発達させる上
で重要である。整粒性を高めるには冷延前の組織、特に
熱延板の組織を均一にしておくことが重要であるが、一
般に通常の熱延ではこの組織は不均一であり特にＣ，Ｓ
ｉの含有量で変動する。
脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及びその整粒性が二次
再結晶粒の発達ならびに磁気特性を大きく左右する。特
に一次再結晶粒の整粒性はＧｏｓｓ方位を発達させる上
で重要である。整粒性を高めるには冷延前の組織、特に
熱延板の組織を均一にしておくことが重要であるが、一
般に通常の熱延ではこの組織は不均一であり特にＣ，Ｓ
ｉの含有量で変動する。
【００１３】この技術ではスラブ加熱温度を１２００℃
以下と低くすることが可能なため高Ｓｉ化を可能にし
た。しかし〔Ｓｉ〕量を高くしていくとフェライト相の
割合が増え高いＢが得られ難くなり、〔Ｃ〕を高めて組
織を調整すると脱炭性及び脱炭に伴う一次再結晶の粒成
長に不均一が生じ整粒性を損なうため限界があり、高Ｓ
ｉ材の高磁束密度化、低鉄損化に限界を来していた。
以下と低くすることが可能なため高Ｓｉ化を可能にし
た。しかし〔Ｓｉ〕量を高くしていくとフェライト相の
割合が増え高いＢが得られ難くなり、〔Ｃ〕を高めて組
織を調整すると脱炭性及び脱炭に伴う一次再結晶の粒成
長に不均一が生じ整粒性を損なうため限界があり、高Ｓ
ｉ材の高磁束密度化、低鉄損化に限界を来していた。
【００１４】本発明は高Ｓｉ材又は低Ｃ材により、安定
して高磁束密度低鉄損材を製造する方法を提供するもの
である。
して高磁束密度低鉄損材を製造する方法を提供するもの
である。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、質量比で、 Ｃ ：０．０２０〜０．０７５％、 Ｓｉ：３．５〜５．０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ ≦０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．０１２％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 必要によりＳｎ：０．０２〜０．１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．２０％ を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを、１２００℃以下の温度に加熱、熱延し、熱延
板焼鈍し、一回又は中間焼鈍を介挿する二回以上の圧延
でその最終圧延率を８０％以上で冷延し、脱炭焼鈍後、
窒化処理において鋼中の〔Ｎ〕量を調整したあと焼鈍分
離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする鉄損
の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
ろは、質量比で、 Ｃ ：０．０２０〜０．０７５％、 Ｓｉ：３．５〜５．０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ ≦０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．０１２％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 必要によりＳｎ：０．０２〜０．１５％、Ｃｒ：０．０３〜０．２０％ を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを、１２００℃以下の温度に加熱、熱延し、熱延
板焼鈍し、一回又は中間焼鈍を介挿する二回以上の圧延
でその最終圧延率を８０％以上で冷延し、脱炭焼鈍後、
窒化処理において鋼中の〔Ｎ〕量を調整したあと焼鈍分
離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする鉄損
の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
【００１６】以下本発明を詳細に説明する。先ず、実験
結果を基に説明する。質量比で、Ｃ：０．０５５％、Ｍ
ｎ：０．１２％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：
０．０３２％、Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１２％、
Ｎ：０．００７８％の成分は一定とし、ＳｉとＮｉを表
１のように変化させたスラブを造った。
結果を基に説明する。質量比で、Ｃ：０．０５５％、Ｍ
ｎ：０．１２％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：
０．０３２％、Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１２％、
Ｎ：０．００７８％の成分は一定とし、ＳｉとＮｉを表
１のように変化させたスラブを造った。
【００１７】
【表１】
【００１８】これを１１５０℃に加熱熱延し２．３ｍｍ
厚みにし、１１００℃＋９００℃で焼鈍した後沸騰水中
で冷却した。次いで酸洗し０．２３ｍｍに冷延した。こ
れを８４０℃×９０ｓｅｃの脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰
囲気中で行った。
厚みにし、１１００℃＋９００℃で焼鈍した後沸騰水中
で冷却した。次いで酸洗し０．２３ｍｍに冷延した。こ
れを８４０℃×９０ｓｅｃの脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰
囲気中で行った。
【００１９】この後窒化焼鈍を７５０℃×３０ｓｅｃで
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２２０ｐｐｍに調整した。
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２２０ｐｐｍに調整した。
【００２０】ついでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍
を行った。結果を図１に示す。
鈍分離剤を塗布し、１２００℃×２０hrs の仕上げ焼鈍
を行った。結果を図１に示す。
【００２１】図から判るようにＮｉの添加効果はＳｉ：
３．５％の場合は０．０５％から、Ｓｉ：４．０％の場
合は０．２％から現れている。これは本実験においては
Ｃは一定にしてＳｉ量を変えているため、Ｓｉ量が多く
なるほどフェライト相が増え熱延組織は粗くなる。
３．５％の場合は０．０５％から、Ｓｉ：４．０％の場
合は０．２％から現れている。これは本実験においては
Ｃは一定にしてＳｉ量を変えているため、Ｓｉ量が多く
なるほどフェライト相が増え熱延組織は粗くなる。
【００２２】熱延組織が粗くなると一次再結晶組織の整
粒性が劣り、また集合組織の上からも好ましくなく、二
次再結晶粒の方向性が劣ってくる。Ｎｉはオーステナイ
ト形成元素であるためこの添加量を増すと熱延組織を緻
密化するが、Ｓｉ量が増える程Ｎｉの添加量は増やす必
要があるといえる。
粒性が劣り、また集合組織の上からも好ましくなく、二
次再結晶粒の方向性が劣ってくる。Ｎｉはオーステナイ
ト形成元素であるためこの添加量を増すと熱延組織を緻
密化するが、Ｓｉ量が増える程Ｎｉの添加量は増やす必
要があるといえる。
【００２３】図２は４％のＳｉを含んだ電磁鋼熱延板と
これにＮｉを０．４％添加した熱延板の断面組織を示
す。Ｎｉを添加したものは組織が緻密になっていること
がわかる。勿論Ｎｉは低Ｃ材の磁性改善にも有効であ
る。
これにＮｉを０．４％添加した熱延板の断面組織を示
す。Ｎｉを添加したものは組織が緻密になっていること
がわかる。勿論Ｎｉは低Ｃ材の磁性改善にも有効であ
る。
【００２４】本発明の限定理由は以下の通りである。Ｃ
は、その含有量が０．０２０％未満になると、二次再結
晶が不安定になり、二次再結晶した場合でも製品の磁束
密度がＢ８で１．８０Ｔと低いものとなる。一方、Ｃの
含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭
焼鈍時間が長くなり、生産性を損なう。好ましくは０．
０３〜０．０６％がよい。
は、その含有量が０．０２０％未満になると、二次再結
晶が不安定になり、二次再結晶した場合でも製品の磁束
密度がＢ８で１．８０Ｔと低いものとなる。一方、Ｃの
含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭
焼鈍時間が長くなり、生産性を損なう。好ましくは０．
０３〜０．０６％がよい。
【００２５】Ｓｉは、その含有量が３．５％未満になる
と低鉄損の製品を得難く、一方５．０％を超えて多くな
り過ぎると材料の冷延性に問題を生ずる。
と低鉄損の製品を得難く、一方５．０％を超えて多くな
り過ぎると材料の冷延性に問題を生ずる。
【００２６】本発明の出発材料の成分系における特徴の
一つは、Ｓは０．０１５％以下、好ましくは０．００７
０％以下とする点にある。Ｓは周知の如くＭｎＳを形成
し粒成長を抑制する作用をする。本発明においては二次
再結晶を発現させるに必要なインヒビターは脱炭焼鈍以
降で造り込むことを特徴としており、冷延以前で微細な
析出物が分散することは一次再結晶粒径を調整して高磁
束密度低鉄損を得る本発明においては好ましくない。従
ってＳは０．０１５％以下としている。またＳ量を少な
くすることは熱延時の耳割れの低減にも効果が大きい。
一つは、Ｓは０．０１５％以下、好ましくは０．００７
０％以下とする点にある。Ｓは周知の如くＭｎＳを形成
し粒成長を抑制する作用をする。本発明においては二次
再結晶を発現させるに必要なインヒビターは脱炭焼鈍以
降で造り込むことを特徴としており、冷延以前で微細な
析出物が分散することは一次再結晶粒径を調整して高磁
束密度低鉄損を得る本発明においては好ましくない。従
ってＳは０．０１５％以下としている。またＳ量を少な
くすることは熱延時の耳割れの低減にも効果が大きい。
【００２７】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を形成せしめる
ことを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上
必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
０〜０．０５０％添加する。
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を形成せしめる
ことを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上
必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
０〜０．０５０％添加する。
【００２８】Ｎは０．００１０〜０．０１２％にする必
要がある。０．０１２％を超えるとブリスターと呼ばれ
る鋼板表面の脹れが発生する。また一次再結晶組織の調
整が困難になる。下限は０．００１０％がよい。この値
未満になると二次再結晶粒を発達させるのが困難にな
る。
要がある。０．０１２％を超えるとブリスターと呼ばれ
る鋼板表面の脹れが発生する。また一次再結晶組織の調
整が困難になる。下限は０．００１０％がよい。この値
未満になると二次再結晶粒を発達させるのが困難にな
る。
【００２９】Ｍｎは、その含有量が少な過ぎると二次再
結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度を
もつ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。
結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度を
もつ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。
【００３０】次に本発明の特徴であるＮｉについては、
０．０５％未満では磁気特性改善効果が弱く、一方１．
０％超添加しても更なる効果は見られない。好ましい添
加量はＳｉ／Ｃの値によって異なるが０．１〜０．５％
の範囲である。
０．０５％未満では磁気特性改善効果が弱く、一方１．
０％超添加しても更なる効果は見られない。好ましい添
加量はＳｉ／Ｃの値によって異なるが０．１〜０．５％
の範囲である。
【００３１】ＳｎとＣｒは複合添加で仕上げ焼鈍後の被
膜形成を安定化すると同時に、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粒を小粒化し被膜の
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％であり、これより少ないと効果
が弱く、一方多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発
達しなくなる。好ましくは０．０３〜０．０８％がよ
い。
膜形成を安定化すると同時に、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粒を小粒化し被膜の
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％であり、これより少ないと効果
が弱く、一方多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発
達しなくなる。好ましくは０．０３〜０．０８％がよ
い。
【００３２】Ｃｒの適量は０．０３〜０．２０％がよ
い。好ましくは０．０５〜０．１５％がよい。なお、微
量のＣｕ，Ｐ，Ｔｉを鋼中に含有せしめることは、本発
明の趣旨を損なうものではない。
い。好ましくは０．０５〜０．１５％がよい。なお、微
量のＣｕ，Ｐ，Ｔｉを鋼中に含有せしめることは、本発
明の趣旨を損なうものではない。
【００３３】次に、本発明の製造プロセスについて説明
する。電磁鋼スラブは、転炉或いは電気炉等の溶解炉で
鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連
続鋳造によって或いは造塊後分塊圧延することによって
得られる。
する。電磁鋼スラブは、転炉或いは電気炉等の溶解炉で
鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連
続鋳造によって或いは造塊後分塊圧延することによって
得られる。
【００３４】熱延板の焼鈍は公知の方法でよいが、通常
は９００〜１１７０℃の温度で行った後急冷却をする。
なお熱延板の焼鈍を省略しても充分商品価値あるものが
製造可能である。冷延率は高いＢ８値を得るために８０
％以上とする。脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶組
織の調整及び被膜形成に必要な酸化層を生成させる役割
がある。これは通常８００〜９００℃の温度域で湿水
素、窒素ガス中で行う。
は９００〜１１７０℃の温度で行った後急冷却をする。
なお熱延板の焼鈍を省略しても充分商品価値あるものが
製造可能である。冷延率は高いＢ８値を得るために８０
％以上とする。脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶組
織の調整及び被膜形成に必要な酸化層を生成させる役割
がある。これは通常８００〜９００℃の温度域で湿水
素、窒素ガス中で行う。
【００３５】次に窒化処理条件の限定理由について述べ
る。図３は窒素がもっとも鋼中に入りやすいＨ２ガスと
ＮＨ３ガスの混合ガスを雰囲気として、３０秒間窒化処
理を行った後、仕上げ焼鈍して得られた製品が良好な二
次再結晶を示す領域を、窒化処理温度とＮＨ３ガス濃度
に対してプロットしたものを示す。
る。図３は窒素がもっとも鋼中に入りやすいＨ２ガスと
ＮＨ３ガスの混合ガスを雰囲気として、３０秒間窒化処
理を行った後、仕上げ焼鈍して得られた製品が良好な二
次再結晶を示す領域を、窒化処理温度とＮＨ３ガス濃度
に対してプロットしたものを示す。
【００３６】この図から明らかなごとく、６５０〜８５
０℃の温度域で窒化が良好であることがわかる。なお８
５０℃を超えると一次再結晶粒が成長し二次再結晶不良
となる。また６５０℃未満では窒化が困難になり二次再
結晶不良となる。良好な二次再結晶粒を安定して発達さ
せるには窒素量は１２０ppm 以上必要である。
０℃の温度域で窒化が良好であることがわかる。なお８
５０℃を超えると一次再結晶粒が成長し二次再結晶不良
となる。また６５０℃未満では窒化が困難になり二次再
結晶不良となる。良好な二次再結晶粒を安定して発達さ
せるには窒素量は１２０ppm 以上必要である。
【００３７】以上の理由から窒化処理温度は６５０〜８
５０℃とし、鋼板中の窒素量は１２０ppm 以上とした。
この後ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分とするスラリーを塗布
し１１００℃以上の温度で仕上げ焼鈍を公知の方法で行
う。
５０℃とし、鋼板中の窒素量は１２０ppm 以上とした。
この後ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分とするスラリーを塗布
し１１００℃以上の温度で仕上げ焼鈍を公知の方法で行
う。
【００３８】
実施例１ Ｃ：０．０５７％、Ｓｉ：３．７５％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００６％、ｓｏｌＡｌ：０．０３０％、
Ｎ：０．００７７％、Ｓｎ：０．０６％、Ｃｒ：０．１
０％を含んだスラブと、これにＮｉを０．３％添加した
スラブを１１５０℃×６０ｍｉｎの加熱をした後熱延
し、１．６ｍｍ厚の熱延板を得た。これを１１００℃×
２ｍｉｎで焼鈍し次いで０．１７５ｍｍに冷延した。こ
の後８３０℃×７０ｓｅｃの脱炭焼鈍をＨ２：７５％、
Ｎ２：２５％、露点６０℃の雰囲気ガス中で行った。
％、Ｓ：０．００６％、ｓｏｌＡｌ：０．０３０％、
Ｎ：０．００７７％、Ｓｎ：０．０６％、Ｃｒ：０．１
０％を含んだスラブと、これにＮｉを０．３％添加した
スラブを１１５０℃×６０ｍｉｎの加熱をした後熱延
し、１．６ｍｍ厚の熱延板を得た。これを１１００℃×
２ｍｉｎで焼鈍し次いで０．１７５ｍｍに冷延した。こ
の後８３０℃×７０ｓｅｃの脱炭焼鈍をＨ２：７５％、
Ｎ２：２５％、露点６０℃の雰囲気ガス中で行った。
【００３９】次いで窒化処理を７５０℃×３０ｓｅｃ、
Ｈ２：７５％、Ｎ２：２５％にＮＨ３を添加した混合ガ
ス中で行い、窒化後の鋼板の窒素量を１８０ｐｐｍに調
整した。この後ＭｇＯとＴｉＯ２を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し１２００℃×２０ｈｒｓの仕上げ焼鈍を行
った。
Ｈ２：７５％、Ｎ２：２５％にＮＨ３を添加した混合ガ
ス中で行い、窒化後の鋼板の窒素量を１８０ｐｐｍに調
整した。この後ＭｇＯとＴｉＯ２を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し１２００℃×２０ｈｒｓの仕上げ焼鈍を行
った。
【００４０】次いで水洗し、無水クロム酸、リン酸アル
ミニウムを主成分とするコーティング液を塗布し、８４
０℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行った。磁気特性を表２に示
す。
ミニウムを主成分とするコーティング液を塗布し、８４
０℃×３０ｓｅｃの焼鈍を行った。磁気特性を表２に示
す。
【００４１】
【表２】
【００４２】高Ｓｉ材にＮｉを添加することでＢ８が向
上し、低鉄損材が得られた。
上し、低鉄損材が得られた。
【００４３】実施例２ Ｃ：０．０４５％、Ｓｉ：３．５％、Ｍｎ：０．１４
％、Ｓ：０．００８％、ｓｏｌＡｌ：０．０２８％、
Ｎ：０．００７５％を含んだスラブとこの成分に更にＮ
ｉを０．２５％添加したスラブを１１５０℃に加熱、熱
延し２．５ｍ／ｍ厚とした。これを１１００℃に加熱し
た後７５０℃まで空冷し、この温度から１００℃の湯中
で冷却した。この後酸洗し、０．３４ｍｍに冷延した。
％、Ｓ：０．００８％、ｓｏｌＡｌ：０．０２８％、
Ｎ：０．００７５％を含んだスラブとこの成分に更にＮ
ｉを０．２５％添加したスラブを１１５０℃に加熱、熱
延し２．５ｍ／ｍ厚とした。これを１１００℃に加熱し
た後７５０℃まで空冷し、この温度から１００℃の湯中
で冷却した。この後酸洗し、０．３４ｍｍに冷延した。
【００４４】次いで８４０℃×１２０ｓｅｃの脱炭焼鈍
を湿Ｈ２，Ｎ２混合ガス中で行った後７８０℃×３０ｓ
ｅｃの窒化処理をＨ２，Ｎ２，ＮＨ３の混合ガス中で行
い、窒化量を２３０ｐｐｍに調整した。この後ＭｇＯと
ＴｉＯ２を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃
×２０ｈｒｓの仕上げ焼鈍を行った。磁気特性を表３に
示す。
を湿Ｈ２，Ｎ２混合ガス中で行った後７８０℃×３０ｓ
ｅｃの窒化処理をＨ２，Ｎ２，ＮＨ３の混合ガス中で行
い、窒化量を２３０ｐｐｍに調整した。この後ＭｇＯと
ＴｉＯ２を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃
×２０ｈｒｓの仕上げ焼鈍を行った。磁気特性を表３に
示す。
【００４５】
【表３】
【００４６】高Ｓｉ，低Ｃ材においてもＮｉ添加により
良好な磁気特性が得られた。
良好な磁気特性が得られた。
【００４７】
【発明の効果】本発明はＮｉ添加により、熱延組織を改
善し、高Ｓｉ材あるいは低Ｃ材でも安定して高磁束密度
低鉄損材が得られる。
善し、高Ｓｉ材あるいは低Ｃ材でも安定して高磁束密度
低鉄損材が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｎｉ量、Ｓｉ量と磁束密度（Ｂ８）の関係の図
表である。
表である。
【図２】（ａ）はＮｉ添加、（ｂ）無添加の熱延板組織
の顕微鏡写真である。
の顕微鏡写真である。
【図３】窒化温度、ＮＨ３濃度と二次再結晶の状況の関
係の図表である。
係の図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 原谷 勤 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本 製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (72)発明者 石橋 希瑞 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本 製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 平３−211232（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 C21D 9/46 501 C22C 38/00 - 38/60 H01F 1/16
Claims (3)
- 【請求項１】 質量比で、 Ｃ ：０．０２０〜０．０７５％、 Ｓｉ：３．５〜５．０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ ≦０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．０１２％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、
１２００℃以下の温度に加熱した後熱延し熱延板焼鈍を
し、一回又は中間焼鈍を介挿する二回以上の圧延でその
最終圧延率を８０％以上とし、次いで脱炭焼鈍、仕上げ
焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼鈍
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処理を行うことを特徴とする
鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 質量比でさらに、 Ｓｎ：０．０２〜０．１５％、 Ｃｒ：０．０３〜０．２０％ を含有することを特徴とする請求項１記載の鉄損の低い
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 ストリップを走行せしめる状態下で行う
窒化処理を６５０〜８５０℃の温度範囲とし、窒化後の
鋼板の窒素量が１２０ppm 以上であることを特徴とする
請求項１又は２記載の鉄損の低い高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15403392A JP3311021B2 (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15403392A JP3311021B2 (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05306410A JPH05306410A (ja) | 1993-11-19 |
| JP3311021B2 true JP3311021B2 (ja) | 2002-08-05 |
Family
ID=15575444
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15403392A Expired - Lifetime JP3311021B2 (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3311021B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3196320A4 (en) * | 2014-09-04 | 2017-08-09 | JFE Steel Corporation | Method for manufacturing directional magnetic steel sheet, and nitriding treatment equipment |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5668893B2 (ja) * | 2012-03-29 | 2015-02-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-04-28 JP JP15403392A patent/JP3311021B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3196320A4 (en) * | 2014-09-04 | 2017-08-09 | JFE Steel Corporation | Method for manufacturing directional magnetic steel sheet, and nitriding treatment equipment |
| US10900113B2 (en) | 2014-09-04 | 2021-01-26 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet, and nitriding apparatus |
| US11761074B2 (en) | 2014-09-04 | 2023-09-19 | Jfe Steel Corporation | Nitriding apparatus for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05306410A (ja) | 1993-11-19 |
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