JP3337958B2 - 磁気特性が優れた鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が優れた鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
他の電気機器等の鉄心として利用される一方向性電磁鋼
板製造に関するものである。特に、鋼板表面の鏡面化と
磁区細分化手段を効果的に導入することにより良好な鉄
損特性を低コストで達成する鏡面一方向性電磁鋼板製造
に関し、脱炭性が良好な冷間圧延鋼板およびその製造方
法について開示するものである。
主にトランスその他の電気機器の鉄心材料に使用されて
いるもので、磁気特性としては励磁特性と鉄損特性が良
好でなくてはならない。この励磁特性を表す指標とし
て、通常は磁束密度B8(磁場の強さ800A/mにお
ける磁束密度)が用いられ、鉄損特性を表す指標とし
て、W17/50(50Hzで1.7Tまで磁化させた
ときの単位重量あたりの鉄損)が用いられる。
8%含有し、製造工程の最終段階の900℃以上の温度
での仕上焼鈍工程で2次再結晶を起こさせ、鋼板面に
{110}面、圧延方向に〈001〉軸をもったいわゆ
るゴス組織を発達させることによって得られる。そのな
かでも、磁束密度B8が1.88T以上の優れた励磁特
性をもつものは高磁束密度一方向性電磁鋼板とよばれて
いる。高磁束密度電磁鋼板の代表的製造方法としては、
特公昭40−15644号公報、特公昭51−1346
9号公報等に記載された技術があげられる。現在世界的
規模で生産されている高磁束密度一方向性電磁鋼板は、
上記2特許を基本として生産されているといえる。そし
て、近年省エネルギー、省資源への社会的要求は益々厳
しくなり、一方向性電磁鋼板の鉄損低減、磁化特性改善
への要求も熾烈になってきている。
とともにゴス組織の結晶粒が大きくなる傾向があり、高
磁束密度化によりB8を高くしても180゜磁区巾が大
きくなるために渦電流損が増大し、冶金学的にはこれ以
上の鉄損改善の期待が望まれない。この観点から技術的
な鉄損低減化の手法としてレーザー照射等の磁区制御技
術が特公昭57−2252号公報、特公昭58−596
8号公報、特開昭58−26405号公報等に開示され
た技術により確立された。また、前述の方法による鉄損
の低減はレーザー照射によって導入された歪に起因する
ので、トランスに成形したのちに歪取り焼鈍を必要とす
る巻鉄心トランス用としては使用することができない。
そこで、例えば特公昭62−53579号公報、特公昭
63−44804号公報、特公平04−48847号公
報等において、仕上焼鈍後に例えば歯車型ロールにより
溝を導入すると共に、加工歪を加え微細粒を形成させて
磁区細分化する方法が開示されている。しかし、歯車型
ロール等の機械加工によって鋼板表面に溝を形成する方
法は、方向性電磁鋼板の一次皮膜(グラス皮膜)と呼ば
れる表面セラミックス層を破砕する必要があるために歯
車ロール等の摩耗が大きく、製造コストに問題を生じ
る。
の磁壁の動きを詳細に観察すると、静的には細分化した
磁区のなかには動かない磁壁も存在していることが分か
った。方向性電磁鋼板の鉄損値を更に低減させるために
は、上記方法による磁区細分化技術と合わせて磁壁の動
きを阻害する要因を排除する技術(磁壁の活性化技術)
を導入する必要がある。すなわち、磁壁の動きを阻害す
る大きな要因である鋼板表面のグラス被膜等を除去し、
表面を鏡面化する方法が有効である。その手段として、
仕上げ焼鈍後にグラス被膜を酸洗等により除去した後に
化学研磨或いは電解研磨を行い表面を鏡面化させる方法
が、例えば特開昭64−83620号公報に開示されて
いる。しかしながら、化学研磨・電解研磨等の方法は、
研究室レベルでの小試料の材料を加工することは可能で
あるが、工業的規模で行うには薬液の濃度管理,温度管
理,公害設備の付与等の点で大きな問題があり、更にこ
のような工程を付加することにより製造コストが高くな
ってしまうために、未だ実用化されるに至っていない。
−033052号公報、特開平6−093335号公報
に示されるような、工業的規模で安価に鋼板表面を鏡面
化する方法を開発した。これらは、脱炭焼鈍の雰囲気制
御により酸素量を規制したのち、焼鈍分離剤としてアル
ミナを鋼板表面に塗布し仕上焼鈍を行うことにより、鋼
板表面の鏡面化と高磁束密度の2次再結晶形成を両立さ
せるものである。これらの技術は、磁区細分化処理のた
めに鋼板表面に機械加工を加える際に歯車ロール等の磨
耗が少ないため、主に巻鉄心トランス用の磁区制御材製
造の低コスト化に適している。例えば、特願平6−07
2718号公報には、仕上焼鈍後の鋼板表面に従来のよ
うにグラス被膜が存在しない場合、歯車ロールの寿命が
5倍以上のびることが開示されている。
面化に関し、本発明者らは特開平7−118750号公
報により脱炭焼鈍の焼鈍雰囲気をFe系酸化物の形成し
ない酸化度に制御し、焼鈍分離剤としてアルミナを用い
ることにより鋼板表面の鏡面化を低コストで達成する方
法を開示した。しかし、酸化度を下げると脱炭が困難と
なるため、脱炭焼鈍における酸化層と脱炭を同時に制御
する方策として、脱炭焼鈍の昇温速度、焼鈍温度、雰囲
気ガス成分を限定する方法を特開平7ー278668号
公報で開示した。しかし、冷延板厚が例えば0.23m
mを超える場合など、条件によっては脱炭が困難である
という問題に直面した。
してFe系酸化物が形成しない低酸化度領域において、
脱炭性に及ぼす冷延工程以前の冶金的変動の影響を確認
するため以下の実験を実施した。出鋼成分および冷延工
程までの製造条件が変動した板厚0.23mmの工場で
製造された冷延板を採取し、実験室で脱炭焼鈍を行っ
た。冷延板の成分はC量が0.048〜0.054%、
Si量が3.15〜3.24%で変動していた。冷延板
を所定のサイズに剪断後、代替フロンにて油の洗浄を行
い脱炭焼鈍をおこなった。脱炭焼鈍の条件は、加熱速度
を28℃/秒、均熱温度を840℃、均熱時間を90秒
とし、焼鈍雰囲気はN2 :25%+H2 :75%の混合
加湿ガスとし、加湿露点を30〜75℃の範囲で5℃間
隔で変更した。焼鈍ガスの酸化度(PH2 O/PH2 )
と脱炭焼鈍後のC量およびO量の分析結果を図1および
図2に示す。図1より、酸化度が0.15以上では全サ
ンプルともC量が10ppm程度で脱炭良好であるが、
図2より、酸化度が0.15以上ではO量が200pp
mを大きく超えてしまうことがわかる。このような材料
では特開平6−93335号公報に記載されるように製
品板の鏡面平滑性が損なわれ、磁気特性が劣化するた
め、脱炭焼鈍の酸化度は0.15以下が必須となる。そ
こで、本発明者らは焼鈍ガスの酸化度を0.15以下と
したときの脱炭焼鈍後C量のバラツキに着目した。第1
図において、例えば酸化度0.105の場合、C量が1
0〜200ppm程度まで変動している。実験は油洗浄
以降は同一条件で処理したことを考慮すると、このC量
のバラツキは冷延板の冶金的変動を反映したものと考え
られる。そこで、この冶金的変動の要因を調査した。
影響を考え、C、Si、Mn、P、S、Al、N、S
n、Cr、Ti、Oの成分を選び、鋼中含有量と脱炭後
のC量(酸化度0.105のC量)との相関を調査し
た。各成分含有量とC量を最小自乗法で直線近似し相関
係数(R2 )を求めた。結果を表1に示す。
その他の元素の含有量との相関は小さかった。即ち、鋼
中の元素含有量の変動と脱炭量の間に高い相関は認めら
れなかった。次に、脱炭性に及ぼす最終冷延板最表面の
成分含有量の影響を調査するため、冷延板表面の螢光X
線分析を行った。X線管球はロジウムターゲットを用
い。印加電圧は50kV(50mA)とした。20mm
φのZrマスクを用い、測定時間は20秒×2回とし
た。第1表と同様に、各成分の螢光X線強度と脱炭焼鈍
後のC量(酸化度0.105のC量)との相関係数を求
めた。分析は冷延板の表裏両面で行い、低い値を採用し
た。結果を表2に示す。
い方が脱炭しやすい傾向を示した。なかでも最も相関が
強い元素がSiで、R2 は0.95であった。Si強度
とC量の関係を図3に示す。従って、低酸化度雰囲気領
域の脱炭焼鈍における脱炭性に影響する因子は、冷延板
最表面のSi含有量であり、脱炭性を改善するために
は、冷延鋼板最表面のSi含有量を下げる必要があるこ
とが判明した。
査するため、脱炭良好材(螢光X線Si強度が低い)と
脱炭不良材(螢光X線強度が高い)のGDS分析を行っ
た。深さ方向のSiプロフィルをみると鋼板表面から
1.5〜2μmの深さでSi欠乏層が観察され、脱炭良
好材は脱炭不良材に比較して鋼板最表面のSiが低かっ
た。更に、Si欠乏層が冷延工程前に存在していたかど
うかを確認するため、冷延工程直前の鋼板について表層
断面をCMAにて分析した。これらの鋼板はいずれも熱
延板焼鈍に引き続き酸洗による脱スケール処理を行った
板厚2.3mmの鋼板である。CMAのSi濃度マッピ
ングを図4、および表面から深さ方向へのSi線分析プ
ロフィルを図5に示す。いずれも鋼板最表面から深さ1
5〜20μmのSi欠乏層が観察されたが、脱炭不良材
はSi欠乏層が浅く、最表面のSi濃度が3.1%と高
いのに比較し、脱炭良好材はSi欠乏層が深く、最表面
のSi濃度が2.8%と低かった。従って、冷延鋼板最
表面のSi濃度変動は冷延工程前における鋼板最表面の
Si欠乏層(脱Si層)の変動によるものと考えられ
る。本発明は、冷延板の鋼板最表面のSi含有量に着目
し、脱炭焼鈍の雰囲気ガス酸化度が低い場合でも脱炭が
極めて良好な冷延板を用いる鏡面一方向性電磁鋼板の製
造方法を開示するものである。
ろは、以下のとおりである。 (1)重量%で、C:0.03〜0.10%、Si:
3.0〜4.0%を含有する一方向性電磁鋼板の最終冷
延板に、脱炭焼鈍を酸化度(PH2 O/PH2 )が0.
01以上0.15以下の雰囲気ガス中で行ない、焼鈍分
離剤としてアルミナを塗布し、仕上げ焼鈍を施すことか
らなる鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法において、上記
冷延板の鋼板表面から2μmまでの深さにおけるSi含
有量を3.0%より低くすることを特徴とする磁気特性
が優れた鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法。
%、Si:3.0〜4.0%を含有する一方向性電磁鋼
板の熱延板を、熱延板焼鈍後に1回以上の冷延を行う
か、または熱延板焼鈍を行わずに中間焼鈍を挟む2回以
上の冷延を施して最終板厚とし、引き続き脱炭焼鈍を酸
化度(PH2 O/PH2 )が0.01以上0.15以下
の雰囲気ガス中で行ない、焼鈍分離剤としてアルミナを
塗布し、仕上げ焼鈍を施す工程からなる磁気特性が優れ
た鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延から
最終冷延までに行う焼鈍の条件として、焼鈍の均熱温度
をT℃、均熱時間をt秒、焼鈍する板厚から最終冷延板
厚までの圧下率をR%とした場合、(0.0023T−
1.9)t(100−R)≧200の範囲とし、かつ焼
鈍雰囲気ガス中の酸化度(PH2 O/PH2 )を0.1
5以上とすることを特徴とする磁気特性が優れた鏡面一
方向性電磁鋼板の製造方法。
ラズマ炎照射、歯車ロール法、金型プレス法、フォトエ
ッチング法、レジストインキエッチング法、電解エッチ
ング法のいずれか1つの方法による磁区細分化処理を施
す事を特徴とする(1)または(2)記載の磁気特性が
優れた鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法。
脱炭性を良好にする冷延鋼板表面のSi欠乏層は、冷延
前の熱処理および酸洗工程で形成されるものと考えられ
る。そこで、Si欠乏層に及ぼす熱延板焼鈍の雰囲気ガ
ス酸化度、及び酸洗条件の影響を調査した。Si:2.
8〜3.4%、C:0.05〜0.07%、その他A
l、N等のインヒビター成分を含む板厚2.3mmの熱
延鋼板を表面スケールの付いた状態で1120℃で30
秒続いて900℃で2分焼鈍した。焼鈍雰囲気はN2 :
90%+H2 :10%の雰囲気とし、ドライガス(露点
−20℃、酸化度=0.01)、及び露点55℃(酸化
度=1.84)に加湿した2水準とした。焼鈍後、硫酸
20%の液温80℃の酸洗液で0〜300秒の範囲で酸
洗し、板厚をマイクロメータで測定した結果と酸洗前板
厚との差を酸洗板厚減量とした。その後、90%の圧下
率で板厚0.23mmまで冷延し、鋼板最表面のSi濃
度を螢光X線分析にて測定した。また、冷延板は840
℃で90秒の脱炭焼鈍を施し、焼鈍前後のC、O量を分
析した。脱炭焼鈍の酸化度(PH2 O/PH2 )は0.
105とした。図6に鋼中Si含有量が3.2%の場合
の酸洗板厚減量と冷延板最表面のSi濃度(螢光X線S
i強度)との関係を示す。熱延板焼鈍の雰囲気酸化度が
1.84の材料はSi濃度が低く、酸洗板厚の減少に伴
い高くなった。一方、酸化度が0.01の材料はSi濃
度の変化が小さかった。また図7に示すように、脱炭焼
鈍後のC量は、雰囲気酸化度が1.84の材料が最もC
量が低く、酸洗後板厚の減少に伴い高くなった。一方、
酸化度が0.01の材料はC量が高く、酸洗板厚が減少
しても変化が小さかった。即ち、熱延板焼鈍中にSiが
選択酸化されるため、鋼板表面のSiが欠乏し、Siの
表面への拡散により濃度勾配(脱Si層)が形成される
ものと考えられる。さらに、熱延板焼鈍後の酸洗により
地鉄も溶解されるので、脱Si層が消失するものと考え
られる。従って、熱延板焼鈍および酸洗条件により脱S
i層が変動し、鋼板表面のSi濃度が変動するものと考
えられる。また、鋼板表面のSi濃度が低いと、脱炭焼
鈍初期のSiO2 皮膜の形成が抑制され、鋼板へのO2
の供給または脱炭生成物のCOガスの放出がスムーズに
行われ、脱炭性が改善されたものと考えられる。このよ
うな方法により、例えば特開平8−269560号公報
に示されるような特殊な鋳造設備を用いて複層化しなく
とも、通常の電磁鋼板製造設備により、僅かな脱Si層
を活用することで鏡面化が可能である。
理由について述べる。本発明において、素材が含有する
成分は、重量で、C:0.03〜0.10%、Si:
3.0〜4.0%を必須成分としてそれ以外は限定しな
い。Cはγ域開放型元素であり、熱間圧延から脱炭焼鈍
の工程でα→γ変態、または固溶Cの存在により二次再
結晶に有利な再結晶組織および集合組織を形成する重要
な元素である。Cが0.03%以下ではα→γ変態が生
じないので好ましくない。また、0.10を越えても集
合組織の改善効果は得られなくなり、また本願の技術を
用いても脱炭焼鈍時間が長くなり、コストアップとなる
ため好ましくない。
重要な元素である。含有量が4.0%を超えると、冷間
圧延時に材料が割れ易くなり、圧延不可能となる。一
方、3.0%未満では鉄損の低減が困難となるととも
に、本発明の脱Si層により冷延板最表面のSi含有量
を低下させなくても、脱炭性は良好となる(図8)。基
本的な製造法としては、小松等による(Al,Si)N
を主インヒビタ−として用いる製造法(例えば特公昭6
2−45285)、または田口・坂倉等によるAlNと
MnSを主インヒビタ−として用いる製造法(例えば特
公昭40−15644)を適用すれば良い。 酸可溶性
AlはNと結合してAlNを形成し、高磁束密度一方向
性電磁鋼板製造のための主インヒビター構成元素であ
る。AlとNの量を制御することによりインヒビター強
度を調整し先鋭な2次再結晶を得ることが可能である。
n,S,Se,V,N,B,Nb,Sn,Cu,Ti,
Zr,Ta,Mo,Sn、Bi等を複合して添加するこ
とができる。次に、製造プロセス条件について説明す
る。上記のごとく成分を調整した超高磁束密度一方向性
電磁鋼板用素材は通常の如何なる溶解法、造塊法を用い
た場合でも本願発明の素材とすることが出来る。
延により熱延コイルに圧延される。小松等による(A
l,Si)Nを主インヒビタ−として用いる製造法(例
えば特公昭62−45285)では、熱間圧延時の温度
確保の観点より1100℃以上、またAlNの完全溶体
化しない1280℃以下の温度で加熱を行った後に熱間
圧延を行う。また、田口・坂倉等によるAlNとMnS
を主インヒビタ−として用いる製造法(例えば特公昭4
0−15644)では完全溶体化する1300℃以上の
温度で加熱した後に熱延を行えば良い。
む複数回の冷延によって最終板厚とするが、磁束密度が
高い一方向性電磁鋼板を得ることから最終冷延の圧下率
(1回冷延の場合はその圧下率)は65〜95%の強圧
下が好ましい。最終圧延以外のステージの圧下率は特に
規定しなくてもよい。熱延板または圧下率調整のため冷
延した鋼板はAlN等のインヒビターを制御するため、
最終冷延前に焼鈍を行う。焼鈍は900〜1200℃の
温度域で30秒〜30分間行われ、焼鈍後に20℃/s
ec以上の冷却速度で冷却される。この焼鈍は製品の磁
気特性を高めるために有効である。この焼鈍中に本願の
要件である鋼板表面の脱Si層が形成される。脱Si層
は低酸化度の脱炭焼鈍における脱炭性の良し悪しを左右
するため、脱Si層の制御は最終冷延工程に先だって行
う必要がある。熱延の加熱工程でも数十μm程度の脱S
i層は形成されるが、通常スラブの厚みは200mm以
上であるため、0.2〜0.3mm程度に冷延板した場
合、明瞭な脱Si層は残存し難い。従って通常2〜3m
m程度の熱延板焼鈍または通常1〜2mmの中間焼鈍工
程において脱Si層を制御することが望ましい。上述の
ように脱Si層は焼鈍中のSi選択酸化とSiの表面へ
の拡散により形成されるため、インヒビター制御のため
の冷延前熱処理工程で脱Si層制御を兼ねて行うとコス
ト負担も少ない。このとき、熱処理サイクルと焼鈍雰囲
気の酸化度が重要である。Si選択酸化の観点から、焼
鈍雰囲気の酸化度(PH2 O/PH2 )が0.15未満
ではSiの選択酸化が起こり難いため、酸化度は0.1
5以上、好ましくは0.50以上が望ましい。また冷延
板で最表面から深さ2μmまでの脱Si層を得るために
は、焼鈍する板厚で必要量の距離をSi拡散させる必要
がある。この観点から、Fe中のSi自己拡散係数のデ
ータを用いて計算すると、熱間圧延から最終冷間圧延ま
での工程で電磁鋼板を焼鈍する際に、焼鈍の均熱温度を
T℃、均熱時間をt秒、焼鈍する板厚から最終冷延板厚
までの圧下率をR%とした場合、(0.0023T−
1.9)t(100−R)≧200の範囲で焼鈍する必
要があると結論される。
鈍した場合、冷延中にスケールによる表面疵が発生する
ため、酸洗等の化学的方法やショットブラスト等の機械
的方法により脱スケールが必要となる。このとき鋼板表
面に形成された脱Si層も消失するため、脱Si層が無
くならないように板厚の減少や後述の冷延板の螢光X線
分析のSi強度などを管理する必要がある。管理のため
の条件は形成された脱Si層の深さや脱スケールの処理
方法を勘案し決定すればよい。この方法によれば、地鉄
の溶解が最小になるように脱スケール工程を管理するこ
ととなり、歩留まり向上のメリットもある。
晶焼鈍と鋼中に含まれる炭素を除去する目的で湿潤な水
素または水素と窒素の混合雰囲気中で、脱炭焼鈍を行
う。この脱炭焼鈍において、Fe系の酸化物(Fe2 S
iO4 ,FeO等)を形成させない雰囲気ガス酸化度で
焼鈍を行い、焼鈍分離剤としてアルミナを塗布すること
がポイントである。たとえば、通常脱炭焼鈍が行われる
800℃〜850℃の温度域においては、雰囲気ガスの
酸化度(PH2 O/PH2 )を0.15以下に調整する
ことにより、Fe系酸化物の生成を抑制することができ
る。但し、あまりに酸化度を下げると脱炭速度が遅くな
ってしまい、工業的観点から望ましくない。この両者を
勘案すると、750〜900℃の温度域において、雰囲
気ガスの酸化度(PH2 O/PH2 ):0.01〜0.
15の範囲で焼鈍することが好ましい。焼鈍時間は十分
な脱炭を行うには通常60〜300秒程度必要である。
また焼鈍焼鈍温度は主に最適な1次再結晶粒径を得る観
点から適宜決定される。
件で脱炭が有利な冷延鋼板を供給するものである。冷延
鋼板の要件を明らかにするため、図7の実験で求めた各
鋼中Si含有量(2.8〜3.4%)における最表面S
i含有量と脱炭焼鈍後のC量の関係を図8に示す。図8
の横軸は冷延板表面の螢光X線分析で得たSi強度を検
量線(標準試料比較法)によりSi含有量に変換したも
のである。図8から判るように、最表面Si含有量が
3.0%より低いと、好ましくは2.8%より低いと、
C量が30ppm以下となる。即ち、最表面Si含有量
が3.0%より低い、好ましくは2.8%より低いこと
が本願の脱炭焼鈍直前の冷延鋼板の要件である。
深さ方向プロフィルと脱炭性の関係を詳細に調査した結
果、表面から深さ2μmの範囲のSi含有量が重要であ
ることがわかった。これは、脱炭焼鈍温度の750〜9
50℃におけるSi拡散距離が0.1μm/秒程度であ
ることから、脱炭性を阻害するSiO2 が形成される加
熱〜焼鈍初期の約20秒(Si拡散距離=0.1×20
=2μm)において地鉄界面のSi濃度が上昇すること
を防止することに意味があるものと推定している。な
お、一般に螢光X線による分析値は、鋼板表面から約2
〜3μmの深さの情報である。本発明で提案した冷延板
最表面から深さ2μmのSi含有量は、ほぼ螢光X線分
析の測定範囲で有効である。
産するにあたり、冷延板表面の螢光X線分析を行うこと
により、表層Si含有量を管理することは迅速性や測定
精度の観点から非常に有効である。冷延板のSi強度
(または検量線による換算値)の基準を設定し、熱延板
焼鈍条件または冷延前酸洗条件を管理する必要がある。
さらに、Si強度に応じて脱炭焼鈍の雰囲気ガス酸化度
を調整し、C量およびO量を制御することも可能であ
る。但し、冷延前の酸洗板を螢光X線で分析しても、表
面凹凸の外乱が大きく、精度良く管理することは困難で
ある。また、螢光X線分析以外の方法では、GDS分
析、オージェ分光分析、二次イオン質量分析、発光分析
法等でも有効である。
ビターを強化する必要がある場合、またはN(Al,S
i)Nを主インヒビタ−として用いる製造法(例えば特
公昭62−45285)においては、窒化処理を施す。
この窒化処理の方法は特に限定するものではなく、アン
モニア等の窒化能のある雰囲気ガス中で行う方法等があ
る。
く際に、焼鈍分離剤を水スラリ−もしくは静電塗布法等
によりドライ・コ−トする。水スラリーで塗布する場合
には例えば、特願平5−211602号公報に開示する
方法を採用することが好ましい。焼鈍分離剤としては、
特開平7−118749号に記載されるようにアルミナ
がコストと表面の磁気的平滑性の観点から工業的に好ま
しい。
と窒化物の純化を行う。二次再結晶を特開平2−258
929号公報に開示される様に一定の温度で保持する等
の手段により所定の温度域で行うことは磁束密度を向上
させる上で有効である。二次再結晶完了後、窒化物等の
不純物の純化と表面の平滑化をおこなうために100%
水素で1100以上の温度で焼鈍する。
除去後、コイル巻きぐせ等を矯正するための連続張力焼
鈍を行い、同時に絶縁皮膜コーティングを塗布、焼き付
けする。このとき必要に応じて、該鋼板にレーザー照
射、機械的溝形成、張力被膜コーティング等の磁区細分
化処理を施す。鉄損特性を改善する意味から磁区細分化
処理は有効である。磁区細分化の方法は特に限定する必
要はない。
を行う場合、例えば特公昭57−2252公報等に記載
されるレーザー光照射を行う方法や、特開昭62−15
1511公報、特公平6−45824公報等に記載され
るプラズマ炎照射を行う方法等を用いれば良い。局部的
な溝を形成することで磁区細分化を行う場合、歯車ロー
ル法(例えば特公平4−48847公報)や金型プレス
法(例えば特公平6−63037公報)等の機械的な塑
性加工による方法、フォトエッチング法(例えば特公平
5−69284公報)やレジストインキエッチング法
(特公平2ー46673公報、特公平3−69968公
報)等の化学エッチングや電解エッチングを用いる方法
などを採用すればよい。
48−39338号公報によるコロイド状シリカとリン
酸アルミニウムを主体とするコ−テイング液、特開昭5
0−79442号公報によるコロイド状シリカとリン酸
マグネシウムを主体とするコ−テイング液、または特願
平4−222849号公報によるアルミナ・ゾルとホウ
酸を主成分とするコ−テイング液を焼き付ける方法等を
採用すればよい。
0.1%、S:0.01%、酸可溶性Al:0.03
%、N:0.008%、の電磁鋼を溶製し鋳造後、11
50℃に加熱し、抽出後直ちに2.3mm板厚まで熱間
圧延し空冷した。その後、窒素ガス中において酸化度
0.03、0.87、3.68とし1050℃の温度で
120秒焼鈍した(T=1050,t=120)。そし
て硫酸液酸洗により酸洗板厚減量を10、30、60μ
mとした。0.23mmまで途中250℃での時効処理
を5回挟んで冷延し(圧下率 R=90%)、冷延板の
けい光X線分析により最表面Si含有量を求めた。ここ
で(0.0023T−1.9)t(100−R)≦20
0は満足する。
酸化度を0.12および0.28とし830℃の温度で
90秒焼鈍し、脱炭・一次再結晶させた焼鈍板のC、O
分析を行った。次いでアンモニア雰囲気中で焼鈍するこ
とにより、窒素量を0.02%に増加して、インヒビタ
ーの強化を行った。これらの鋼板にアルミナ水スラリ−
を塗布・乾燥しながら鋼板を積層し、仕上焼鈍を施し
た。仕上焼鈍板の鏡面状態をチェックしたのち、試料に
歯車ロールで圧延方向と直角方向から10度の方向で、
幅50μm、深さ15μmの溝を形成した後、コロイド
状シリカとリン酸塩を主成分とするコーテイング液を塗
布して850℃で2分間焼き付けた。これらの試料の磁
気特性を測定した後、更に800℃で4時間の歪取り焼
鈍を行った。得られた製品の磁気特性を表3に示す。
n:0.07%,C:0.07%,Se:0.025
%,酸可溶性Al:0.02%,N:0.008%,S
b:0.03%の電磁鋼を溶製し、それぞれ鋳片に分注
鋳造後、1350℃で加熱し、抽出後直ちに2.2mm
の板厚まで熱間圧延し、直ちに550℃まで水冷した。
この熱延板を酸洗し中間厚0.9mmまで冷延した。そ
の後、窒素+水素ガス中において酸化度0.02、0.
18とし950℃で30秒および60秒焼鈍した後、酸
洗せずに最終板厚0.18mmまで冷延し、冷延板の螢
光X線分析により最表面Si含有量を求めた(T=95
0, t=30 or 60, R=80)。(0.0
023T−1.9)t(100−R)を計算した結果、
t=30は200以下で、t=60は200以上であっ
た。
酸化度を0.11、0.14および0.18とし850
℃の温度で70秒焼鈍し脱炭・一次再結晶させた焼鈍板
のC、O分析を行った。これらの鋼板にアルミナ粉末を
静電装置で塗布しながら鋼板を積層し仕上げ焼鈍を施し
た。仕上焼鈍板の鏡面状態をチェックしたのち、試料に
圧延方向と直角方向に、幅30μm、深さ10μmの溝
をフォトエッチング法で形成した後、アルミナ・ゾルと
ホウ酸を主成分とするコ−テイング液を塗布して870
℃で2分間焼き付けた。これらの試料の磁気特性を測定
した後、更に800℃で4時間の歪取り焼鈍を行った。
得られた製品の磁気特性を表4に示す。
2%、Mn:0.1%、S:0.01%、P:0.03
%,酸可溶性Al:0.03%、N:0.007%、S
n:0.005%,Cr:0.1%を含有する珪素鋼を
溶製し、スラブに鋳造後、1150℃に加熱し、抽出後
直ちに2.0mm板厚まで熱延し、熱延後水冷し550
℃で巻き取った。その後熱延板を1120℃の温度で3
0秒900℃で90秒焼鈍し、750℃まで空冷後80
℃の水中に急冷した。焼鈍ガスは窒素とし、酸化度を
(A)0.12および(B)1.39に調整した。次い
で80℃の塩酸濃度を3%とし10秒間酸洗し、0.2
3mmまで5パスの圧延を行い、途中200℃以上で5
分以上の時効処理を行った(圧下率88.5%)。
(0.0023T−1.9)t(100−R)の計算値
は446であり200以上を満足した。
量を測定し、引き続き脱炭・1次再結晶焼鈍を窒素+水
素の混合ガス中において酸化度0.13の雰囲気とし、
850℃の温度で100秒行い、引き続いてNH3 雰囲
気でN含有量が200ppmになるよう窒化焼鈍を行っ
た後、焼鈍板のC、O量を分析した。そして焼鈍分離剤
としてアルミナを気水スプレーで塗布し乾燥しながら巻
き取った10Tコイルを、ボックスタイプの焼鈍炉で2
次再結晶仕上焼鈍を行った。炉内に窒素を流しながらし
ながら1200℃まで15℃/hrで昇温し、引き続い
て水素を流しながら1200℃で75時間の純化焼鈍を
行った。コイルのアルミナを軽酸洗処理にて除去した結
果、コイル全幅、全長で鋼板表面が鏡面を呈していた。
これら鋼帯に、ハイドロタルサイト+ホウ酸を主成分と
するコーテイング液を塗布して850℃で2分間焼き付
けた。その後、鋼板表面に圧延方向と直角方向に5mm
間隔でレーザー照射を行った。冷延板最表面のSi含有
量、脱炭焼鈍後のC、O量および製品の磁気特性を以下
に示す。
の深さにおけるSi含有量を3.0より低くすることに
より、低酸化度雰囲気の脱炭焼鈍でもC量を効果的に低
下させることが可能となり、脱炭焼鈍表面の低酸化層と
アルミナ焼鈍分離剤の有機的効果により、極めて磁気特
性が良好な鏡面一方向性電磁鋼板を低コストで得ること
ができる。
炭焼鈍したときの、雰囲気酸化度(PH2 O/PH2 )
と焼鈍後C量の関係を示す図。
係を示す図。
0.105で脱炭焼鈍した後のC量の関係を示す図。
MA分析によるSiマッピング画像を示す図。
のSi濃度変化を示す図。
鋼板を酸洗したときの、酸洗板厚減量と冷延板最表面の
螢光X線Si強度の関係を示す図。
たときの、酸洗板厚減量とC量の関係を示す図。
用いて冷延板最表面のSi含有量を変化させたときの、
冷延板最表面のSi含有量と脱炭焼鈍後(酸化度0.1
05)のC量の関係を示す図。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.03〜0.10%、
Si:3.0〜4.0%を含有する一方向性電磁鋼板の
最終冷延板に、脱炭焼鈍を酸化度(PH2 O/PH2 )
が0.01以上0.15以下の雰囲気ガス中で行ない、
焼鈍分離剤としてアルミナを塗布し、仕上げ焼鈍を施す
ことからなる鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、前記最終冷延板の鋼板表面から2μmまでの深さに
おけるSi含有量を3.0%より低くすることを特徴と
する磁気特性が優れた鏡面一方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項2】 重量%で、C:0.03〜0.10%、
Si:3.0〜4.0%を含有する一方向性電磁鋼板の
熱延板を、熱延板焼鈍後に1回以上の冷延を行うか、ま
たは熱延板焼鈍を行わずに中間焼鈍を挟む2回以上の冷
延を施して最終板厚とし、引き続き脱炭焼鈍を酸化度
(PH2 O/PH2 )が0.01以上0.15以下の雰
囲気ガス中で行ない、焼鈍分離剤としてアルミナを塗布
し、仕上げ焼鈍を施す工程からなる磁気特性が優れた鏡
面一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延から最終
冷延までに行う焼鈍の条件として、焼鈍の均熱温度をT
℃、均熱時間をt秒、焼鈍する板厚から最終冷延板厚ま
での圧下率をR%とした場合、(0.0023T−1.
9)t(100−R)≧200の範囲とし、かつ焼鈍雰
囲気ガス中の酸化度(PH2 O/PH2 )を0.15以
上とすることを特徴とする磁気特性が優れた鏡面一方向
性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 仕上焼鈍後に、レーザー光照射、プラズ
マ炎照射、歯車ロール法、金型プレス法、フォトエッチ
ング法、レジストインキエッチング法、電解エッチング
法のいずれか1つの方法による磁区細分化処理を施す事
を特徴とする請求項1または2記載の磁気特性が優れた
鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法。
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