JP3368310B2 - 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
方法に関するものである。
電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、それが
有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好である
ことの他、良好な皮膜を有するものでなければならな
い。一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して圧
延面に{110}面、圧延方向に〈001〉軸をもつ所
謂ゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって得
られる。
ように、仕上げ焼鈍過程で生じるが二次再結晶の発現を
十分なものとするためには、仕上げ焼鈍過程における二
次再結晶発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制する
AlN,MnS,MnSe等の微細な析出物、所謂イン
ヒビターを鋼中に存在させる必要がある。
元素、例えばAl,Mn,S,Se,N等を完全に固溶
させるために、1350〜1400℃といった高温に加
熱される。而して、電磁鋼スラブ中に完全に固溶せしめ
られたインヒビター形成元素は、熱延板或いは最終冷間
圧延前の中間板厚の段階で、焼鈍によってAlN,Mn
S,MnSeとして微細に析出せしめられる。このよう
な製造方法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号公報等がある。
ものとし得る製造方法の研究が進められている。例えば
特公昭61−60896号公報には、スラブ加熱温度を
1280℃未満とし得るプロセスが提案されている。こ
の方法はインヒビターを高温スラブ加熱材のように前工
程で調整するものではなく、冷延以降の後工程で造り込
むことを特徴とするものである。
が、一方向性電磁鋼板に要求される磁気特性の中でとり
わけ鉄損特性は重要であり、鉄損の低減に対しては多大
な努力が払われ、多くの提案がなされてきた。例えば、
鉄損を低減させるためには高磁束密度化は勿論である
が、鋼中のSi含有量を多くすることや、二次再結晶粒
のゴス方位集積度を高くすること或いは、これらの製品
にレーザー等を照射し磁区の細分化によって鉄損を低減
せしめる方法等が提案された。
ることにより、磁区細分化を図り鉄損の低減が可能であ
る。この方法には例えば特開昭58−23414号公報
に示されるような鋼中にSnを添加する方法があり、又
プロセス面からは特開平1−290716号公報及び特
開平6−128646号公報に示される如く、冷延鋼板
を急速加熱処理し脱炭焼鈍を施す方法が提案されてい
る。
加熱を前提とするもので特開昭61−60896号公報
に基づくものである。このプロセスにおいて重要なこと
は、脱炭焼鈍板の結晶組織(平均粒径、粒径分布)、集
合組織の調整と冷延以降のインヒビターの造り込みであ
る。特に脱炭焼鈍板の結晶組織及び集合組織は製品の磁
気特性に大きな影響を及ぼすことが知られている。低温
スラブ加熱法の特色として、熱延板焼鈍を省略すること
が可能であることが知られている(特開平2−2639
23号公報)。しかしながらこの方法は、熱延での操業
に多大な負荷をかけることとなるので、別の方法が望ま
れている。
ろは、以下の通りである。 1)重量比でC:0.075%以下、Si:2.2〜
4.5%、酸可溶性Al:0.025〜0.060%、
N:0.010%以下、S或いはSeを単独又は複合で
0.025%以下、Mn:0.05〜0.8%、残部F
e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、仕上げ熱延の入り側温度を1100〜
950℃の範囲として熱延を行い、熱延板焼鈍を行わず
冷間圧延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上げ焼鈍を施
して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、冷延1
パス目の圧下率を25%以上、合計の圧下率を80%以
上とし、脱炭焼鈍昇温時の室温から650〜850℃に
到る昇温速度を50℃/sec以上とし、脱炭焼鈍完了後の
一次再結晶粒の平均粒径を18〜30μmとし、冷延以
降最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に
0.0010%以上の窒素吸収を行わせる窒化処理を施
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。 2)スラブの成分として更にCr:0.03〜0.30
%、Sn:0.02〜0.15%を含有せしめることを
特徴とする1)記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の製造方法。
の限定理由は以下の通りである。Cはその含有量が0.
010%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製品の磁束密度(B8 値)が
1.80Tに満たない低いものとなる。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
時間が長大なものとなり、生産性を著しく損なう。
が、Siの含有量が4.5%を超えて多くなり過ぎると
材料の冷間圧延時に、割れ、破断が多発し、安定した冷
間圧延作業を不可能にする。2.2%未満では満足な鉄
損が得られない。
1つは、S又はSeを0.025%以下、好ましくは
0.007%以下とする点にある。従来、例えば特公昭
40−15644号公報或いは特公昭47−25250
号公報に開示されている技術においては、Sは二次再結
晶を生起させるに必要な析出物の1つであるMnSの形
成元素として必須であった。
揮する含有量範囲があり、それは熱間圧延に先立って行
われるスラブの加熱段階でMnSを固溶できる量として
規定されていた。
l,Si)Nを用いる本発明においては、MnSは特に
必要としない。むしろ、MnSが増加することは一次再
結晶粒径のコントロールが困難となり磁気特性上好まし
くない。従って、本発明においては、Sの含有量は0.
025%以下、好ましくは0.007%以下である。
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。本発明においては熱延板焼鈍を省略するた
め、熱延時におけるAlNの析出粗大化を促進する必要
があり、0.025〜0.060%がよい。
これ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。又一次再結晶組織の調整が困難になる。下限
は0.0020%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。好ましくは0.00
40〜0.0075%がよい。
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。
(110)面強度を増し、ひいては二次再結晶粒を小粒
化し鉄損低減に効果がある。その添加量は0.02〜
0.15%がよい。0.02%より少ないと効果がな
く、一方0.15%を超すと窒化が困難となり二次再結
晶が不安定となる。
する元素でSnのような酸化を抑制する元素と複合添加
することで仕上げ焼鈍時の被膜形成を安定化させる。添
加する場合はその適量は0.03〜0.30%である。
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
主旨を損なうものではない。
温度を1280℃未満とした理由はこの温度を超えると
スラブ中の析出物が固溶し脱炭焼鈍時に微細析出するた
め一次再結晶粒の粒径調整が困難となり高磁束密度鋼板
が得られない。仕上げ熱延の入り側温度を950〜11
00℃の範囲とした理由はこの温度域から仕上げ熱延す
ることにより熱延板の再結晶の促進並びにAlNの析出
促進を図り、集合組織の適正化並びに一次再結晶粒径調
整がより容易となるからである。
%、S:0.007%、Al:0.030%、N:0.
0065%、Sn:0.05%、Cr:0.12%、を
含んだ電磁鋼スラブを1170℃で加熱熱延して2.3
mmの熱延板とした。この熱延にあたって仕上げ熱延開始
温度を次の5水準とした。 a)1140℃、b)1100℃、c)1050℃、
d)950℃、e)920℃。
延板とした。次いで脱炭焼鈍前段に設置した直接通電加
熱装置により750℃までの昇温速度をa)80℃/
秒、b)350℃/秒の2水準で昇温し830℃×15
0sec の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中で行った。
2 :25%、H2 :75%中にNH3 を添加した雰囲気
中で行い鋼板の〔N〕量を220ppm に調整した。次い
で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。結果を図
1に示す。何れの昇温速度においても仕上げ熱延開始温
度1100〜950℃の範囲で高磁束密度が得られてい
る。
いて実験結果に基づいて説明する。C:0.040%、
Si:3.0%、Mn:0.10%、S:0.007
%、Al:0.032%、N:0.0060%、Sn:
0.05%、Cr:0.12%、を含んだ電磁鋼スラブ
を1100℃でスラブ加熱し、仕上げ熱延入り側の温度
を1030℃として熱延し板厚2.3mmの熱延板とし
た。これを酸洗し0.30mmに冷延した。これを脱炭焼
鈍炉前段に設置した直接通電加熱装置により、昇温速度
とその到達温度を種々変えて脱炭焼鈍を行った。脱炭焼
鈍均熱部の雰囲気ガスはN2 :25%、H2 :75%、
wet65℃とした。
鈍分離剤を塗布して1200℃×20hrs の仕上げ焼鈍
を行った。昇温条件と鉄損の関係を図2に示す。図から
急速加熱の到達温度(T℃)と昇温速度R℃/secとの間
に650℃≦T≦850℃、50℃≦R≦500℃かつ
770−2/5R≦T≦885−1/3Rの関係が成り
立つ範囲において磁気特性の優れた材料が得られる。
となる。これは一次再結晶粒径の粗大化に起因するもの
と考えられる。一方到達温度650℃未満では急速加熱
の効果がなく、特性向上が認められない。
て、かつ高磁束密度の方向性電磁鋼板が製造可能な理由
については次のように考えている。冷延率が一定の場
合、昇温時の昇温速度は一次再結晶の集合組織に影響を
及ぼすことはよく知られている。方向性電磁鋼板におい
てGoss組織を発達させるには、核となる{110}
〈001〉方位等と二次再結晶粒を成長させ易い方位粒
{111}〈112〉方位等を適量得ることが必要であ
る。
到達温度は一次再結晶の(110)、(111)面等の
集合組織に影響を及ぼしその速度が早い程又その到達温
度が高い程(110)面増、(111)面減の現象を示
す。熱延板焼鈍を省略した場合脱炭焼鈍後の一次再結晶
の(110)面強度は、極端に減少し、(111)面は
逆に増加する。急速加熱を行うとこの(110)面強度
を増しGoss核が増えることになり、一方(111)
面強度は減少する。即ち熱延板焼鈍を省略したことによ
る(111)面の減少を急速加熱で補ってやるのであ
る。
と特に本発明の範囲の昇温速度の小さい領域における鉄
損改善効果が大きい。これも一次再結晶集合組織の改善
によるものと考えている。
た場合は、固溶Cが少なくなるので、冷間圧延の1パス
目の圧下率を大きくとって、転位密度を高めてやること
でこれを補い、一次再結晶集合組織が改善されると考え
られる。なお、急速加熱温度域の雰囲気ガスは特に限定
しない。直接通電方式或いは誘導加熱方式が考えられ
る。
温度で湿水素窒素ガスの混合ガス中で行う。ここで一次
再結晶粒の平均粒径を18〜30μmの範囲に調整する
が18μmより小さいと良好な磁気特性が得られず、一
方30μmを超すと二次再結晶不良となる。
nN,CrN等を添加したMgO,TiO2 を含む焼鈍
分離剤を塗布した後、1100℃以上の温度で仕上げ焼
鈍を行う。
ガスを含んだ雰囲気中で、700〜800℃の温度で短
時間行って窒化した後、公知の焼鈍分離剤を塗布し仕上
げ焼鈍を行うこともできる。
%、S:0.007%、酸可溶性Al:0.032%、
Cr:0.12%、N:0.0065%、Sn:0.0
5%、残部Fe及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラ
ブを1150℃で加熱熱延して2.3mmの熱延板とし
た。この熱延にあたって仕上げ熱延開始温度をa)11
20℃、b)1080℃、c)1030℃として行っ
た。
延板とした。この場合1パス目の圧延率は25%とし
た。次いで脱炭焼鈍前段に設置した直接通電加熱装置に
より脱炭焼鈍昇温時750℃までの昇温速度をa)30
℃/sec、b)100℃/sec、c)300℃/secとして昇
温し840℃×150sec 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℃×30sec
、N2 :25%、H2 :75%中にNH3 を添加した
雰囲気中で行い鋼板の〔N〕量を220ppm に調整し
た。次いで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1に示す。本発明の範囲内で、良好な磁気
特性が得られた。
%、S:0.007%、酸可溶性Al:0.034%、
Cr:0.10%、N:0.0065%、Sn:0.0
5%、残部Fe及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラ
ブを1100℃で加熱熱延して2.3mmの熱延板とし
た。この熱延にあたって熱延の開始温度は1050℃と
した。この熱延板を酸洗冷延して0.30mmの冷延板と
した。この冷延に際し1パス目の圧延率をa)10%、
b)20%、c)25%、d)35%、の4水準で圧延
した。
ec、b)300℃/sec、の2水準として昇温し830℃
×150sec 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℃×30sec 、N2 :25
%、H2 :75%中にNH3を添加した雰囲気中で行い
鋼板の〔N〕量を220ppm に調整した。次いで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。この後無水クロム
酸、燐酸アルミニウムを主成分とするコーティングを施
し短時間の焼鈍をした。磁気特性を表2に示す。1パス
目の圧延率25%以上で良好な特性が得られている。
製造方法において、熱延板焼鈍を省略し、かつ良好な磁
気特性を得ることができる。
表である。
表である。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量比で C :0.075%以下、 Si:2.2〜4.5%、 酸可溶性Al:0.025〜0.060%、 N :0.010%以下、 S或いはSeを単独又は複合で0.025%以下、 Mn:0.05〜0.8%、 残部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、仕上げ熱延の入り側温度を11
00〜950℃の範囲として熱延を行い、熱延板焼鈍を
行わず冷間圧延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上げ焼
鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、
冷延1パス目の圧下率を25%以上、合計の圧下率を8
0%以上とし、脱炭焼鈍昇温時の室温から650〜85
0℃に到る昇温速度を50℃/sec以上とし、脱炭焼鈍完
了後の一次再結晶粒の平均粒径を18〜30μmとし、
冷延以降最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼
板に0.0010%以上の窒素吸収を行わせる窒化処理
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。 - 【請求項2】 スラブの成分として更にCr:0.03
〜0.30%、Sn:0.02〜0.15%を含有せし
めることを特徴とする請求項1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 |
---|---|---|---|
JP07579695A JP3368310B2 (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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JP07579695A JP3368310B2 (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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JPH08269561A JPH08269561A (ja) | 1996-10-15 |
JP3368310B2 true JP3368310B2 (ja) | 2003-01-20 |
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JP07579695A Expired - Lifetime JP3368310B2 (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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KR100841771B1 (ko) * | 2006-12-28 | 2008-06-27 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
JP6011063B2 (ja) * | 2011-06-27 | 2016-10-19 | Jfeスチール株式会社 | 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP6607010B2 (ja) * | 2015-12-08 | 2019-11-20 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
KR102325004B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2021-11-10 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
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- 1995-03-31 JP JP07579695A patent/JP3368310B2/ja not_active Expired - Lifetime
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