JP3369443B2 - 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
用される高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
の鉄心材料に使用されるが、省エネルギー化が要求され
ている昨今、さらに磁束密度が高く、鉄損の少ない鋼板
が市場から要求されている。低鉄損を達成するために
は、鋼板のSi含有量を極力高め素材の固有抵抗を上げ
て渦電流損を下げる方法、製品板厚を極力薄くし渦電流
損を下げる方法、磁束密度を高めてヒステリシス損を下
げる方法が知られている。
<001>方位いわゆるゴス方位に高度に集積した2次
再結晶組織を得ることが必要である。2次再結晶には、
インヒビターと1次再結晶集合組織が大きく影響するこ
とが知られている。インヒビターについては、仕上焼鈍
を行うまでに鋼中に100〜1000Å程度の析出分散
相を均一微細に存在させることが必要で、AlN,Mn
S,MnSeなどが一般的に知られている。これらは、
連続鋳造において粗大に析出してしまうので、スラブを
1250℃以上の高温に加熱し、十分溶体化させた後、
熱延でMnS,MnSeを均一微細に析出させ、熱延板
焼鈍、析出焼鈍でAlNを均一微細に析出させ、さらに
は、熱延から脱炭焼鈍までに結晶粒界に粒界偏析元素の
Sb,Sn,Cu,Mo,Ge,B,Te,As,Bi
などを偏析させることが重要である。
表面にレーザ照射したり(特公昭57−2252号公
報)、鋼板に機械的な歪みを付与する(特公昭58−2
569号公報)というような磁区細分化による低鉄損を
得る方法も提案されている。
では、常温圧延された鋼板に140℃/sec.以上の加熱
速度で675℃以上の温度へ超急速焼きなまし処理を施
すことを特徴とし、二次再結晶粒径を小径化し、低鉄損
化する方法が提案されている。しかし、この方法により
単に二次再結晶粒径を微細化するだけでは、上記特公昭
57−2252号公報、特公昭58−2569号公報に
提案された磁区細分化技術なみの低鉄損を得ることはで
きなかった。
得られる鉄損は、低鉄損という点では満足できるもので
はなかった。本発明は、スラブ加熱の1200℃以上の
加熱速度、スラブ加熱温度及びスラブ加熱の装置を狭い
範囲に限定し、高温加熱に供するスラブに熱間変形を加
えること、脱炭焼鈍工程直前或いは脱炭焼鈍工程の加熱
段階での急速加熱処理を狭い範囲に制御することによ
り、極めて鉄損の低い製品が得られる方法を提案するも
のである。
の構成を要旨とする。 (1)重量%で、C :0.015〜0.100%、
Si:2.0〜7.0%、Mn:0.03〜0.12
%、 Sol.Al:0.010〜0.065%、N:
0.0040〜0.0100%、SおよびSeのうちか
ら選んだ1種または2種合計:0.005〜0.050
%、残部は実質的にFeの組成になる連続鋳造スラブ
を、スラブ加熱したのち熱延し、熱延板焼鈍し、最終強
冷延、または、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、ま
たは、熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延
という工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍そして最終コーティングを施す工程によって高磁束密
度一方向性電磁鋼板を製造する方法において、誘導加熱
炉または通電加熱炉を用いてスラブの1200℃以上の
高温域の加熱を5℃/min以上の昇温速度で行い、135
0℃〜1490℃の温度範囲で加熱するものとし、か
つ、脱炭焼鈍工程の直前に100℃/sec.以上の加熱速
度で、800℃以上の温度へ急速加熱処理することを特
徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
段階として行われることを特徴とする上記(1)に記載
の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 (3)連続鋳造スラブが、Sb,Sn,Cu,Mo,G
e,B,Te,AsおよびBiから選ばれる1種または
2種以上を各々の元素量で0.003〜0.3%を含有
することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
てスラブの1200℃以上の高温域の加熱を5℃/min以
上の昇温速度で行い、1350℃〜1490℃の温度範
囲で加熱するスラブは、50%以下の圧下率で熱間変形
を加えたスラブであることを特徴とする上記(1)〜
(3)のいずれか1項に記載の高磁束密度一方向性電磁
鋼板の製造方法。 (5)熱間変形を加える前のスラブの加熱をガス加熱炉
で行うことを特徴とする上記(4)に記載の高磁束密度
一方向性電磁鋼板の製造方法。
性電磁鋼板を製造する方法を鋭意検討したところ、スラ
ブ加熱の1200℃以上の加熱速度及びスラブ加熱温度
と、脱炭焼鈍工程直前或いは脱炭焼鈍工程の加熱段階で
の急速加熱処理を狭い範囲に制御することが非常に有効
であることを見出した。スラブを高温加熱するとスラブ
が異常粒成長し、熱延板の組織が不均一となり、磁気特
性がばらついたり、劣化を招きやすく、従来技術の方法
で得られる鉄損は、低鉄損という点では満足で きるもの
ではなかった。
する。まず各元素の含有量を限定した理由を説明する。
Cは、下限0.015%未満であれば2次再結晶が不安
定となり、上限の0.100%は、これよりCが多くな
ると脱炭所要時間が長くなり経済的に不利となるために
限定した。
られず、上限7%を超えると冷延性が著しく劣化する。
Mnは、下限0.03%未満であれば熱間脆化を起こ
し、上限0.12%を超えるとかえって磁気特性を劣化
させる。
ために必要な元素で、これらの一種または2種の合計が
下限0.005%未満ではMnS,MnSeの絶対量が
不足し、上限0.050%を超えると熱間割れを生じ、
また、最終仕上焼鈍での純化が困難となる。
な元素で、下限0.010%未満ではAlNの絶対量が
不足し、上限0.065%を超えるとAlNの適当な分
散状態が得られない。Nは、AlNを形成するために必
要な元素で、下限0.0040%未満ではAlNの絶対
量が不足し、上限0.0100%を超えるとAlNの適
当な分散状態が得られない。
e,AsおよびBiは粒界に偏析させ、2次再結晶を安
定化させるが、各々の元素量が下限0.03%未満では
偏析量が不足し、上限0.3%は経済的理由と脱炭性の
悪化によるものである。添加する元素は1種でもよい
し、2種以上添加しても良い。
加熱温度は、1350℃〜1490℃とする。1350
℃未満であると低鉄損を得られない。1490℃を超え
るとスラブが溶融する。
である。本発明に従った成分範囲にあるC:0.073
%、Si:3.28%、Mn:0.077%、S:0.
024%、Sol.Al:0.030%、N:0.0075
%、Cu:0.11%を含有する鋳片を連続鋳造し、誘
導加熱炉で種々の温度でスラブ加熱した後、板厚2.3
0mmの熱延板を作成した。そして、1100℃×2分均
熱後急冷するという熱延板焼鈍を施し、0.22mmに冷
間圧延し、冷延板を種々の加熱速度で850℃まで超急
速加熱し、その後常温まで冷却した。そして、脱炭焼鈍
を行ない、最終仕上焼鈍そして最終コーティングを施す
工程によって製品となした。このときのスラブ加熱温
度、加熱速度と鉄損W17/50 との関係を図1に示す。ス
ラブ加熱温度が1350℃以上で加熱速度が100℃/
sec.以上の場合、低鉄損を得られることが分かる。
以上の昇温速度とする。スラブを高温加熱するとスラブ
が異常粒成長し、熱延板の組織が不均一となり、磁気特
性がばらついたり、劣化を招きやすく、5℃/min以上の
昇温速度とすると、スラブ加熱時の結晶粒の異常粒成長
を抑制し、良好な磁気特性を得られる(実施例2参
照)。5℃/min未満では効果を得られない。
するスラブは、50%以下の圧下率で熱間変形を加える
とスラブの柱状晶を破壊し、熱延板の組織の均一化に有
効でさらに磁気特性が改善する(実施例2参照)。上限
を50%としたのは、これ以上圧下率を高くしても効果
が飽和するためである。
in以上の昇温速度で行う加熱を誘導加熱炉、或いは通電
加熱炉で行う。誘導加熱炉、通電加熱炉では非酸化性雰
囲気(例えば窒素など)でスラブ加熱できるので、ノロ
(鉄シリコン酸化物の溶融物)が発生せず、鋼板の表面
欠陥が減少したり、加熱炉炉床に堆積したノロの除去作
業が不要となる(実施例2参照)。
または通電加熱炉というように組み合わせても構わな
い。すなわち、スラブ加熱をガス加熱炉(低温域)−熱
間変形(0%−50%)−誘導加熱炉あるいは通電加熱
炉(高温域)としても構わない。ここで熱間変形0%と
は、低温域をガス加熱炉で加熱し、その後熱間加工なし
に誘導加熱炉、通電加熱炉で加熱することを意味する。
熱間変形を加える前のスラブの加熱をガス加熱炉で行う
と誘導加熱炉、通電加熱炉よりも低コストで生産性が高
くスラブ加熱できる。
の加熱速度で、800℃以上の温度へ加熱処理を行う。
加熱速度が100℃/sec.より遅いと低鉄損を得られな
い(図1参照)。温度が800℃より低いと低鉄損を得
られない。図2は、本発明者が行った実験結果の一例で
ある。図1の実験のスラブを1350℃でスラブ加熱し
た後、板厚2.30mmの熱延板を作成した。そして、1
100℃×2分均熱後急冷するという熱延板焼鈍を施
し、0.22mmに冷間圧延し、冷延板を300℃/sec.
の加熱速度で種々の温度まで超急速加熱し、その後常温
まで冷却した。そして脱炭焼鈍を行い、最終仕上焼鈍そ
して最終コーティングを施す工程によって製品となし
た。このときの到達温度と鉄損W17/50 との関係を図2
に示す。到達温度が800℃以上で低鉄損を得られるこ
とが分かる。上記急速加熱処理は、脱炭焼鈍工程の加熱
段階に組み込んでもかまわず、この方が工程が少ないの
で望ましい。
0.072%、〔S〕0.014%、〔Se〕0.01
4%、〔Sol.Al〕0.026%、〔N〕0.0090
%、〔Sb〕0.15%、〔Mo〕0.03%を含有す
るスラブを連続鋳造し、ガス加熱炉で1150℃に加熱
し、その後誘導加熱炉に挿入し、1200℃以上の温度
域を10℃/minの速度で昇温し、1360℃で加熱した
後、熱間圧延し、2.7mm厚の熱延板を得た。熱延板焼
鈍は1000℃で2分間行い、1.60mmに冷延し、析
出焼鈍は1100℃で2分均熱後急冷し、0.22mmに
最終冷延した。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する
際、脱炭焼鈍工程の加熱段階を300℃/sec.の加熱速
度で種々の温度まで加熱し、その後850℃の湿潤水素
中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素
気流中で1200℃で20時間保持し、最終仕上焼鈍を
行い、コーティング液を塗布して製品とした。この時の
加熱段階の到達温度と磁気特性の関係を表1に示す。こ
れより、本発明例は比較例と比べ低い鉄損を得られるこ
とが分かる。
0.069%、〔S〕0.022%、〔Sol.Al〕0.
028%、〔N〕0.0080%、〔Sn〕0.15
%、〔Cu〕0.05%を含有するスラブを連続鋳造
し、ガス加熱炉で1180℃に加熱した。その後、一部
のスラブは、種々の圧下率で熱間変形し、その後ガス加
熱炉と誘導加熱炉(雰囲気:窒素)で種々のスラブ加熱
速度で昇温し、1380℃で加熱した後、熱間圧延し、
2.1mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は1150℃で
30秒均熱後925℃で1分均熱し、急冷した。次い
で、0.22mmに最終冷延した。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、脱炭焼鈍工程の加熱段階を450
℃/sec.の加熱速度で850℃まで加熱し、その後85
0℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗
布した後、水素気流中で1200℃で20時間保持し最
終仕上焼鈍を行い、コーティング液を塗布し製品とし
た。この時の熱間変形圧下率、スラブ加熱炉、スラブ加
熱速度と磁気特性、鋼板の表面欠陥の関係を表2に示
す。 No.1,5はガス加熱炉の例で、 No.2〜4,6〜
8は誘導加熱炉の例である。 No.1,2に対し No.3,
4はスラブ加熱速度を5℃/min以上とした例である。 N
o.5,6は No.1,2に対し熱間変形を20%加えた例
で、 No.7,8は、 No.1,2に対しスラブ加熱速度を
5℃/min以上とし、かつ、熱間変形を20%加えた例で
ある。これより、本発明例は低い鉄損を得られることが
分かる。また、スラブ加熱を誘導加熱炉とすると表面欠
陥がなくなることが分かる。
い高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造でき、その工業的
効果は非常に大きい。
処理の加熱速度と鉄損の関係を示す図である。
鉄損の関係を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.015〜0.100%、 Si:2.0〜7.0%、 Mn:0.03〜0.12%、 Sol.Al:0.010〜0.065%、 N :0.0040〜0.0100%、 SおよびSeのうちから選んだ1種または2種合計:
0.005〜0.050%、 残部は実質的にFeの組成になる連続鋳造スラブを、ス
ラブ加熱したのち熱延し、熱延板焼鈍し、最終強冷延、
または、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、または、
熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延という
工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そし
て最終コーティングを施す工程によって高磁束密度一方
向性電磁鋼板を製造する方法において、誘導加熱炉また
は通電加熱炉を用いてスラブの1200℃以上の高温域
の加熱を5℃/min以上の昇温速度で行い、1350℃〜
1490℃の温度範囲で加熱するものとし、かつ、脱炭
焼鈍工程の直前に100℃/sec.以上の加熱速度で、8
00℃以上の温度へ急速加熱処理することを特徴とする
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 急速加熱処理が脱炭焼鈍工程の加熱段階
として行われることを特徴とする請求項1に記載の高磁
束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 連続鋳造スラブが、Sb,Sn,Cu,
Mo,Ge,B,Te,AsおよびBiから選ばれる1
種または2種以上を各々の元素量で0.003〜0.3
%を含有することを特徴とする請求項1または2に記載
の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 誘導加熱炉または通電加熱炉を用いてス
ラブの1200℃以上の高温域の加熱を5℃/min以上の
昇温速度で行い、1350℃〜1490℃の温度範囲で
加熱するスラブは、50%以下の圧下率で熱間変形を加
えたスラブで あることを特徴とする請求項1〜3のいず
れか1項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項5】 熱間変形を加える前のスラブの加熱をガ
ス加熱炉で行うことを特徴とする請求項4に記載の高磁
束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP22047297A JP3369443B2 (ja) | 1997-01-30 | 1997-08-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP1712897 | 1997-01-30 | ||
JP9-17128 | 1997-01-30 | ||
JP22047297A JP3369443B2 (ja) | 1997-01-30 | 1997-08-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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JPH10273727A JPH10273727A (ja) | 1998-10-13 |
JP3369443B2 true JP3369443B2 (ja) | 2003-01-20 |
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ID=26353613
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22047297A Expired - Lifetime JP3369443B2 (ja) | 1997-01-30 | 1997-08-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
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JP2008261022A (ja) * | 2007-04-13 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板脱炭焼鈍板及びその製造方法 |
WO2010110217A1 (ja) | 2009-03-23 | 2010-09-30 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法、巻き鉄心用方向性電磁鋼板、及び巻き鉄心 |
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CN108441760B (zh) * | 2018-02-13 | 2019-09-20 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高硅钢及生产方法 |
-
1997
- 1997-08-15 JP JP22047297A patent/JP3369443B2/ja not_active Expired - Lifetime
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Publication number | Publication date |
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JPH10273727A (ja) | 1998-10-13 |
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