JPH02156024A - 電磁鋼板の製造法 - Google Patents
電磁鋼板の製造法Info
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- JPH02156024A JPH02156024A JP63311138A JP31113888A JPH02156024A JP H02156024 A JPH02156024 A JP H02156024A JP 63311138 A JP63311138 A JP 63311138A JP 31113888 A JP31113888 A JP 31113888A JP H02156024 A JPH02156024 A JP H02156024A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
- C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、モーターやトランスの鉄心材料として用いら
れる電磁鋼板の製造法に関する。さらに詳しくは本発明
は、板面に対して垂直方向に〈1゜O>軸が高度に集積
し、低鉄損で高磁束密度を有する電Miw板の製造法に
関するや (従来の技術) tm鋼板に対しては、機器の電力損失を低減し小型化を
図るため、低鉄損・高磁束中変化という磁気特性の改善
が従来から強く求められている。
れる電磁鋼板の製造法に関する。さらに詳しくは本発明
は、板面に対して垂直方向に〈1゜O>軸が高度に集積
し、低鉄損で高磁束密度を有する電Miw板の製造法に
関するや (従来の技術) tm鋼板に対しては、機器の電力損失を低減し小型化を
図るため、低鉄損・高磁束中変化という磁気特性の改善
が従来から強く求められている。
電磁特性を改善するため、電気抵抗を高めたりあるいは
粒径をある程度大きく実るなどの方法が採用されている
が、磁気特性の飛躍的な向上を図るには、磁化容易軸で
ある<100>軸を磁化の方向にそろえることが最も有
効な方法である。
粒径をある程度大きく実るなどの方法が採用されている
が、磁気特性の飛躍的な向上を図るには、磁化容易軸で
ある<100>軸を磁化の方向にそろえることが最も有
効な方法である。
この方法を利用したものが一方向性電磁鋼板であり、こ
れは圧延方向に<100>軸が集積し、圧延方向に磁界
をかけて使用した場合には優れた磁気特性を示す、この
一方向性7!1磁鋼板はトランスのような一方向にのみ
磁化をかけて使用する機器に対しては極めて有効な方法
であるが、モーターのように板面内の全方向にわたって
磁化される機器、あるいはEIココアような2方向に磁
化される機器に対しては、必ずしも有効な方法とはいえ
ない。
れは圧延方向に<100>軸が集積し、圧延方向に磁界
をかけて使用した場合には優れた磁気特性を示す、この
一方向性7!1磁鋼板はトランスのような一方向にのみ
磁化をかけて使用する機器に対しては極めて有効な方法
であるが、モーターのように板面内の全方向にわたって
磁化される機器、あるいはEIココアような2方向に磁
化される機器に対しては、必ずしも有効な方法とはいえ
ない。
ところでモーターのような機器に対しては、〈100>
方位が板面内に無方向に分布した集合組織であることが
最も適している。このような集合組織を形成するために
は、板面垂直方向に<100>軸が高密度に集積してい
ることが必要である。
方位が板面内に無方向に分布した集合組織であることが
最も適している。このような集合組織を形成するために
は、板面垂直方向に<100>軸が高密度に集積してい
ることが必要である。
一方、EIココアような機器に対しては、(100)<
001>方位あるいは(100) <011>方位のよ
うな面内の2方向に<100>軸が存在するような集合
&11織が最も適している。このような集合組織を形成
するためには、モーターの場合と同じように板面垂直方
向に<100>軸が高密度に集積していることが必要で
ある。
001>方位あるいは(100) <011>方位のよ
うな面内の2方向に<100>軸が存在するような集合
&11織が最も適している。このような集合組織を形成
するためには、モーターの場合と同じように板面垂直方
向に<100>軸が高密度に集積していることが必要で
ある。
以上のような板面垂直方向に<100>軸を有する電V
Am板の製造方法として、以下の方法が知られている。
Am板の製造方法として、以下の方法が知られている。
(1)凝固組織を用いる方法
■溶湯急冷を利用する方法
高速回転する冷却ロールの表面に溶湯を吹き出し、0.
05〜0.5mm厚さ程度の薄板を直接装造する方法で
ある。この方法により6重量%程度の54を含有する珪
素鋼薄帯を製造すると板面に垂直かもしくはそれから2
0〜30°傾いた方向に長軸を有する柱状粒組織となる
。
05〜0.5mm厚さ程度の薄板を直接装造する方法で
ある。この方法により6重量%程度の54を含有する珪
素鋼薄帯を製造すると板面に垂直かもしくはそれから2
0〜30°傾いた方向に長軸を有する柱状粒組織となる
。
■インゴット柱状晶の(100)繊維組織を利用する方
法 特殊な鋳造方法によって製造した柱状晶インゴットを0
001面が圧延面となるように圧延し、1000’C以
上の温度で焼鈍する方法である。
法 特殊な鋳造方法によって製造した柱状晶インゴットを0
001面が圧延面となるように圧延し、1000’C以
上の温度で焼鈍する方法である。
(2)表面エネルギーを利用する方法
厚さ0.15mm以下の1珪素鋼板の場合、弱酸化性で
あって1000℃以上の温度の雰囲気中で焼鈍する方法
であり、結晶粒は一度板厚程度の大きさに成長した後、
板面垂直方向に<100>軸を有する結晶粒が表面エネ
ルギーを駆動力として優先成長す(3)交叉圧延を利用
する方法 微量のAQ等を添加した珪素鋼を交叉圧延し、1150
°Cで最終焼鈍を行うことにより、(1001<ool
〉方位の結晶粒を2次再結晶させる方法である。
あって1000℃以上の温度の雰囲気中で焼鈍する方法
であり、結晶粒は一度板厚程度の大きさに成長した後、
板面垂直方向に<100>軸を有する結晶粒が表面エネ
ルギーを駆動力として優先成長す(3)交叉圧延を利用
する方法 微量のAQ等を添加した珪素鋼を交叉圧延し、1150
°Cで最終焼鈍を行うことにより、(1001<ool
〉方位の結晶粒を2次再結晶させる方法である。
(4)γ単相温度域からの冷却による方法(特開昭53
−31515号)であって、本質的にCを含有しない鋼
板をT単相域へ昇温した後徐冷して、その時のT−α変
態によって板面垂直方向に<100>軸を集積させる方
法である。
−31515号)であって、本質的にCを含有しない鋼
板をT単相域へ昇温した後徐冷して、その時のT−α変
態によって板面垂直方向に<100>軸を集積させる方
法である。
(発明が解決しようとする課題)
このように従来から板面垂直方向に<100>軸を有す
る電磁鋼板の製造方法が種々開示されているが、これら
の公知方法はかかる電磁鋼板の製造法として万全ではな
く、それぞれ何らかの問題を存している。
る電磁鋼板の製造方法が種々開示されているが、これら
の公知方法はかかる電磁鋼板の製造法として万全ではな
く、それぞれ何らかの問題を存している。
すなわち前記の(1)−〇の方法では、<100>軸の
集積度が低くかつ板厚精度、占積率の点で不充分である
。
集積度が低くかつ板厚精度、占積率の点で不充分である
。
また(1)−■、(2)および(3)の方法で得られる
組織は集積度を高めようとすると非常に大きな結晶粒組
織となり、異常渦電流損が増大してしまうとともに、(
+)−■の方法では特殊な鋳造方法によるインゴットを
用い、(2)の方法では0.15mm以下という薄い板
にしか適用することができず、さらに(3)の方法では
交叉圧延という長尺の薄板には適用できない圧延方法に
よっており、工業的には実用化が非常に困難である。
組織は集積度を高めようとすると非常に大きな結晶粒組
織となり、異常渦電流損が増大してしまうとともに、(
+)−■の方法では特殊な鋳造方法によるインゴットを
用い、(2)の方法では0.15mm以下という薄い板
にしか適用することができず、さらに(3)の方法では
交叉圧延という長尺の薄板には適用できない圧延方法に
よっており、工業的には実用化が非常に困難である。
さらに(4)の方法では、板面垂直方向の<100>軸
密度はランダムなものの、高々3〜7倍程度であり、従
って磁気特性も不十分である。
密度はランダムなものの、高々3〜7倍程度であり、従
って磁気特性も不十分である。
以上のように、従来の電磁鋼板の製造法には様々な問題
があり、これらの問題の解決が望まれていたのである。
があり、これらの問題の解決が望まれていたのである。
ここに本発明の目的はこれらの問題を全て解決すること
ができる電!ffm板の製造法を提供することにある。
ができる電!ffm板の製造法を提供することにある。
(課題を解決するための手段)
本発明者らは、前記課題を解決するため種々検討を重ね
た結果、冷間圧延電磁鋼板を弱酸化雰囲気中で焼鈍する
と、まず弱脱炭反応が起こり、T相またはくα+γ)相
からα相へ変態するが、この際に板面に垂直方向に<
100 >軸が強く配向すること、およびこの結晶組織
番強脱炭すれば板厚中心に向ってこの方位が成長するこ
とを見い出した。
た結果、冷間圧延電磁鋼板を弱酸化雰囲気中で焼鈍する
と、まず弱脱炭反応が起こり、T相またはくα+γ)相
からα相へ変態するが、この際に板面に垂直方向に<
100 >軸が強く配向すること、およびこの結晶組織
番強脱炭すれば板厚中心に向ってこの方位が成長するこ
とを見い出した。
しかし工業的にこの高温での焼鈍を行う場合にはタイト
コイルで焼鈍を行う必要があるが、この焼鈍時にタイト
コイルの幅方向の中央部で脱炭が生じにくくなるため、
<100>軸が均一に配向しないという問題が生じてし
まう。
コイルで焼鈍を行う必要があるが、この焼鈍時にタイト
コイルの幅方向の中央部で脱炭が生じにくくなるため、
<100>軸が均一に配向しないという問題が生じてし
まう。
そこで本発明者らはこれを防ぐ方法を検討した結果、焼
鈍前にタイトコイルに散布する焼鈍分離剤中に脱炭を促
進させる物質を混ぜておき、その後に焼鈍を行うことに
より、焼鈍時に脱炭が均一に進行し、板面に垂直方向に
<100>軸が強く配向することを見い出し、本発明を
完成した。
鈍前にタイトコイルに散布する焼鈍分離剤中に脱炭を促
進させる物質を混ぜておき、その後に焼鈍を行うことに
より、焼鈍時に脱炭が均一に進行し、板面に垂直方向に
<100>軸が強く配向することを見い出し、本発明を
完成した。
ここに本発明の要旨とするところは、重量%でC: 0
.02〜1%、Si+AQ: 0.2〜7%、残部Pe
および不可避的不純物 からなる鋼組成を存する冷間圧延鋼板の表面に、焼鈍分
離剤中に含有せしめたFe、、Ti、■、Nb、 Ta
、Zr、 Cr、 W、 Mo、 Mn、CuSNi、
およびPbから成る群から選ばれた1種もしくは2種以
上の元素を有する合金または化合物の粉末を散布した後
に、(α+γン二相領域またはγ単相領域の温度域で焼
鈍し、さらにα単相となる温度域で C: 0.01%以下 となるまで焼鈍することを特徴とする、を位鋼板の製造
法である。
.02〜1%、Si+AQ: 0.2〜7%、残部Pe
および不可避的不純物 からなる鋼組成を存する冷間圧延鋼板の表面に、焼鈍分
離剤中に含有せしめたFe、、Ti、■、Nb、 Ta
、Zr、 Cr、 W、 Mo、 Mn、CuSNi、
およびPbから成る群から選ばれた1種もしくは2種以
上の元素を有する合金または化合物の粉末を散布した後
に、(α+γン二相領域またはγ単相領域の温度域で焼
鈍し、さらにα単相となる温度域で C: 0.01%以下 となるまで焼鈍することを特徴とする、を位鋼板の製造
法である。
本発明の好適a様によれば、上記tm鋼板はさらにMn
:5%以下含有していてもよい。
:5%以下含有していてもよい。
(作用)
以下、本発明を作用効果とともに詳述する。なお、本明
細書において、特にことわりがない限り「%」は「重量
%」を意味するものとする。
細書において、特にことわりがない限り「%」は「重量
%」を意味するものとする。
まず本発明にかかる電磁鋼板の製造法を略述すると次の
ようになる。
ようになる。
すなわち前述のように、コイルの幅方向の中央部におい
て脱炭が生じにくくなることを防止するために、脱炭を
進行させる目的で用いるアルミナおよび/またはマグネ
シアなどに例示される焼鈍分離剤中に、後述する脱炭を
促進させる物質を混入して粉末とし、この粉末を冷間圧
延鋼板の表面に焼鈍前に散布しておく。
て脱炭が生じにくくなることを防止するために、脱炭を
進行させる目的で用いるアルミナおよび/またはマグネ
シアなどに例示される焼鈍分離剤中に、後述する脱炭を
促進させる物質を混入して粉末とし、この粉末を冷間圧
延鋼板の表面に焼鈍前に散布しておく。
そして、この冷間圧延鋼板をコイルに巻き取る。
次に、後述するように炭llfを選定することによりT
相領域を拡大した冷間圧延*Fiを、まず(α+γ)二
相領域またはγ単相領域の温度域で焼鈍する。一般には
800〜1200℃の温度域で真空中、もしくは露点−
20°C以下の不活性ガスにCOガス、C08ガスおよ
びH8ガスなどを混合した雰囲気中で焼鈍する。この焼
鈍によって表面から5〜80Il11の部分が脱炭され
、α単相となる。内部は依然として(α+γ)二相また
はγ単相のままである。
相領域を拡大した冷間圧延*Fiを、まず(α+γ)二
相領域またはγ単相領域の温度域で焼鈍する。一般には
800〜1200℃の温度域で真空中、もしくは露点−
20°C以下の不活性ガスにCOガス、C08ガスおよ
びH8ガスなどを混合した雰囲気中で焼鈍する。この焼
鈍によって表面から5〜80Il11の部分が脱炭され
、α単相となる。内部は依然として(α+γ)二相また
はγ単相のままである。
このような弱脱炭性の雰囲気中では、表面部分は容易に
脱炭されるが、表面から100μ曽以上まで脱炭するに
は、非常に多くの時間を要するので、表面のα結晶粒は
内部へはゆっくりとしか成長せず、板面内方向へと2次
元的に成長する。
脱炭されるが、表面から100μ曽以上まで脱炭するに
は、非常に多くの時間を要するので、表面のα結晶粒は
内部へはゆっくりとしか成長せず、板面内方向へと2次
元的に成長する。
このとき、板面に対し垂直方向に<ioo>軸を有する
結晶粒が優先的に成長し、表面のα単相領域は板面垂直
方向に<100>軸が強く配向した組繊となる。この表
面のα結晶粒の直径は、30〜500μ−程度であるが
、集積度は非常に高い。
結晶粒が優先的に成長し、表面のα単相領域は板面垂直
方向に<100>軸が強く配向した組繊となる。この表
面のα結晶粒の直径は、30〜500μ−程度であるが
、集積度は非常に高い。
続いて、このようにして弱脱炭性の雰囲気での焼鈍を終
えた冷間圧延鋼板を、強く脱炭の生じる温度、たとえば
露点が+30℃の水素中で600°C以上かつ脱炭後に
α単相となる温度でC:0.01%以下になるまで焼鈍
すると、表面のα結晶粒が内部の(α+セメンタイト)
二相領域、 (α+γ)二相領域またはγ単相領域に向
って成長しα相の柱状粒組織となるが、この際表面で生
成した[1001集合msaが内部にまで成長し、板面
に垂直方向に<100>軸が強(配向するのである。
えた冷間圧延鋼板を、強く脱炭の生じる温度、たとえば
露点が+30℃の水素中で600°C以上かつ脱炭後に
α単相となる温度でC:0.01%以下になるまで焼鈍
すると、表面のα結晶粒が内部の(α+セメンタイト)
二相領域、 (α+γ)二相領域またはγ単相領域に向
って成長しα相の柱状粒組織となるが、この際表面で生
成した[1001集合msaが内部にまで成長し、板面
に垂直方向に<100>軸が強(配向するのである。
次に本発明において用いる冷間圧延調板の組成を限定す
る理由について説明する。
る理由について説明する。
C:
T相域を拡大し、(α+γ)→α変態またはT→α変態
による集合組織の制御を行うために、後述する最終焼鈍
前の段階で0.02%以上、好ましくは、0.05%以
上含有することが有効である。上限は、脱炭時間を抑え
るために1%以下、絆ましくは0.3%以下とする。ま
た最終焼鈍後の段階では、磁気特性を劣化させないため
に0.01%以下とし、好ましくは0.003%以下と
する。
による集合組織の制御を行うために、後述する最終焼鈍
前の段階で0.02%以上、好ましくは、0.05%以
上含有することが有効である。上限は、脱炭時間を抑え
るために1%以下、絆ましくは0.3%以下とする。ま
た最終焼鈍後の段階では、磁気特性を劣化させないため
に0.01%以下とし、好ましくは0.003%以下と
する。
Si+AQ:
鉄損低下のため電気抵抗値を増加し、かつ機械的強度を
窩める目的でSi、AQは1種もしくは2種を総量で0
.2%以上添加する。一方、過剰に加えると磁束密度が
低下し、かつ脆化するため7%以下とする。
窩める目的でSi、AQは1種もしくは2種を総量で0
.2%以上添加する。一方、過剰に加えると磁束密度が
低下し、かつ脆化するため7%以下とする。
また所望により添加を行っても本発明の効果を減じない
元素およびその量は、次の通りである。
元素およびその量は、次の通りである。
N≦0.05%、Co51%、Ni52%、Mo51%
、Cr51%、Cu51%、S≦0.5%、P≦0.5
%、八S≦0.05%、 Se≦0.05%、 sb≦
0.1 %、 B≦0.01%、TaS2.1%、V
≦0.05%、Ti≦0.05%。
、Cr51%、Cu51%、S≦0.5%、P≦0.5
%、八S≦0.05%、 Se≦0.05%、 sb≦
0.1 %、 B≦0.01%、TaS2.1%、V
≦0.05%、Ti≦0.05%。
なお必要に応じて阿nを添加することが有効であhn:
電気抵抗を増大させ渦電流損を低下させるためと、γ相
域を拡大しくα+γ)またはγ→α変態による集合m織
制御を容易にするため添加することが好ましい、しかし
、あまり多量に加えると変B温度が過度に低下してしま
う。最終焼鈍の後期は、脱炭後α単相となる温度で焼鈍
する必要上この焼鈍温度をあまり低下させないために、
脱炭後のα相から(α+γ)相への変態温度が800℃
以上となるよう添加する。しかしあまり過剰に加えると
磁束密度が低下するため、5%以下とすることが好まし
い、具体的に添加できるMn量は、α相域拡大元素であ
るStおよびAQの含有量に関係するが、(Si+AQ
)を2%含有する場合はおよそ3.5%以下、(Si+
AQ)を3%含有する場合はおよそ5%以下である。
域を拡大しくα+γ)またはγ→α変態による集合m織
制御を容易にするため添加することが好ましい、しかし
、あまり多量に加えると変B温度が過度に低下してしま
う。最終焼鈍の後期は、脱炭後α単相となる温度で焼鈍
する必要上この焼鈍温度をあまり低下させないために、
脱炭後のα相から(α+γ)相への変態温度が800℃
以上となるよう添加する。しかしあまり過剰に加えると
磁束密度が低下するため、5%以下とすることが好まし
い、具体的に添加できるMn量は、α相域拡大元素であ
るStおよびAQの含有量に関係するが、(Si+AQ
)を2%含有する場合はおよそ3.5%以下、(Si+
AQ)を3%含有する場合はおよそ5%以下である。
冷間圧延鋼板の、上記以外の成分はFeおよび不可避的
不純物である。
不純物である。
ま六本発明において用いる冷間圧延鋼板は、冷間圧延を
施したものであればよく特に制限を必要としない。ここ
で冷間圧延とは再結晶の生じない500℃以下の温度で
の圧延をいう、冷間圧延に際しては、好ましくは20%
以上、より好ましくは50%以上の圧下率の圧延を行う
ことが良い、また中間焼鈍をはさんで複数回圧延しても
良い、板厚は本質的に制限はないが、実用上の見地から
は脱炭に長時間を要するので21Wol以下であること
が好ましい。
施したものであればよく特に制限を必要としない。ここ
で冷間圧延とは再結晶の生じない500℃以下の温度で
の圧延をいう、冷間圧延に際しては、好ましくは20%
以上、より好ましくは50%以上の圧下率の圧延を行う
ことが良い、また中間焼鈍をはさんで複数回圧延しても
良い、板厚は本質的に制限はないが、実用上の見地から
は脱炭に長時間を要するので21Wol以下であること
が好ましい。
次に本発明における焼鈍の条件について詳述する。
(1)第1段目の焼鈍
脱炭前に(α+γ)の二相混合状態もしくはγ相単相の
状態で、脱炭された場合にα単相となる温度で行う。こ
のときの雰囲気は、板表面から5〜80μm程度の深さ
の領域が脱炭され、α単相となりそれ以上内部まで脱炭
が進行し難い、弱脱炭性の雰囲気であることが好ましい
、均熱時間は、組成、温度、雰囲気により決まる。
状態で、脱炭された場合にα単相となる温度で行う。こ
のときの雰囲気は、板表面から5〜80μm程度の深さ
の領域が脱炭され、α単相となりそれ以上内部まで脱炭
が進行し難い、弱脱炭性の雰囲気であることが好ましい
、均熱時間は、組成、温度、雰囲気により決まる。
このような遅い脱炭によって(α+γ)相あるいはγ相
から7相へとゆっくりと変態させ、かつ板面と平行な方
向へとα結晶粒を成長させると、板面に対し垂直な方向
に<100>軸を有するα結晶粒が選択的に生成、成長
する。
から7相へとゆっくりと変態させ、かつ板面と平行な方
向へとα結晶粒を成長させると、板面に対し垂直な方向
に<100>軸を有するα結晶粒が選択的に生成、成長
する。
(2)第2段目の焼鈍
600°C以上の温度でかつ、脱炭後α単相となる温度
で行う、このときの雰囲気は、内部まで脱炭が進行する
強脱炭性の雰囲気である。
で行う、このときの雰囲気は、内部まで脱炭が進行する
強脱炭性の雰囲気である。
上述の第1段目、第2段目の焼鈍は連続して行っても良
く、特に板厚の薄い場合は、第2段目の焼鈍を省略する
こともできる。
く、特に板厚の薄い場合は、第2段目の焼鈍を省略する
こともできる。
また第1段目の焼鈍後冷間圧延調板の表面に絶縁コーテ
ィングを施し、その後第2段目の焼鈍を行っても良い。
ィングを施し、その後第2段目の焼鈍を行っても良い。
次に本発明における焼鈍雰囲気について説明する。
前記第1段口の焼鈍の雰囲気としては次のいずれかを用
いることが望ましい。
いることが望ましい。
(1) 1 torr以下ノ真空:
1 torr以下の真空であれば、弱脱炭性で弱酸化性
の雰囲気が得られる。さらに工業的に達成可能な限り低
真空でもよい。
の雰囲気が得られる。さらに工業的に達成可能な限り低
真空でもよい。
(2)n点−70°C以上、−20°C以下ノ不活性カ
ス、COガス、C(hガスおよびHzガスの1種もしく
は2種以上からなる雰囲気: さらに前記第2段目の焼鈍雰囲気としては、脱炭速度を
大きくするため露点−20℃以上の不活性ガスおよびH
2ガスの1種もしくは2種以上からなる雰囲気を用いる
。但し、浸炭しない範囲でCOガスまたはCO2ガスを
含存していても良い。
ス、COガス、C(hガスおよびHzガスの1種もしく
は2種以上からなる雰囲気: さらに前記第2段目の焼鈍雰囲気としては、脱炭速度を
大きくするため露点−20℃以上の不活性ガスおよびH
2ガスの1種もしくは2種以上からなる雰囲気を用いる
。但し、浸炭しない範囲でCOガスまたはCO2ガスを
含存していても良い。
また脱炭を促進させる物質として、Fe、 Ti、■、
Nb、 Ta、 Zr、 Cr、 WSMo、、Mn、
Cu、 Ni、およびPbから成る群から選んだ1種
もしくは2種以上の元素を含んだ合金または化合物の粉
末を用いてもよい。
Nb、 Ta、 Zr、 Cr、 WSMo、、Mn、
Cu、 Ni、およびPbから成る群から選んだ1種
もしくは2種以上の元素を含んだ合金または化合物の粉
末を用いてもよい。
これらの物質による脱炭の進行過程は次のように表わさ
れる。
れる。
即ち、Cとの親和力の比較的高いFe、 Ti、■、N
b、 Ta5Zr、 Cr、 W、 MoSMJIおよ
びそれらから成る合金においては、Tiの場合を例にと
れば、次のような反応により、脱炭が進行する。
b、 Ta5Zr、 Cr、 W、 MoSMJIおよ
びそれらから成る合金においては、Tiの場合を例にと
れば、次のような反応により、脱炭が進行する。
C(母材中)+−0□−co (g) ・・・(1)
Ti (分離剤中)+C0−TiC÷−〇!・・・(2
)式(+1、(2)より、総括的には、式(3)のよう
な形態で反応が進行する。
Ti (分離剤中)+C0−TiC÷−〇!・・・(2
)式(+1、(2)より、総括的には、式(3)のよう
な形態で反応が進行する。
C(母材中) +Tt (分離剤中)=TiC・・・(
3)また、Cとの親和力が比較的低いCu、、Ni、
Pb。
3)また、Cとの親和力が比較的低いCu、、Ni、
Pb。
Fe、 Mnなどは酸化物の形で脱炭に寄与する。Fe
J:+を例にとれば、 C(母材中) + Oz=CO(g) ・・・(
4)式(4)、(5)より、総括的には、式(6)のよ
うな形態で反応が進行する。
J:+を例にとれば、 C(母材中) + Oz=CO(g) ・・・(
4)式(4)、(5)より、総括的には、式(6)のよ
うな形態で反応が進行する。
以上詳述してきた本発明にがかる電磁鋼板の製造法によ
り、板面に対して垂直方向に<100>軸が高度に集積
した低鉄損で高磁束密度を有する電磁鋼板を製造するこ
とが可能となる。
り、板面に対して垂直方向に<100>軸が高度に集積
した低鉄損で高磁束密度を有する電磁鋼板を製造するこ
とが可能となる。
さらに本発明を実施例を用いて詳述するが、これは本発
明の例示でありこれにより本発明が不当に制限されるも
のではない。
明の例示でありこれにより本発明が不当に制限されるも
のではない。
実施例1
第1表に示ずBの組成を有する鋼を真空溶製し、インゴ
ットを作製した後、31M11の厚さまで熱間圧延し、
その後0.51の厚さまで冷間圧延した。
ットを作製した後、31M11の厚さまで熱間圧延し、
その後0.51の厚さまで冷間圧延した。
第1表 (重量%)
そして冷間圧延鋼板を10cm角に切断しこれらを3枚
積み重ね、一方の層間にはAQzosの粉末を、もう一
方の層間にはAQzosの粉末とFeの粉末の混合物を
、それぞれ焼鈍分離材として充填した後、−段目焼鈍と
して10−’torrの真空中で950°Cにて3時間
焼鈍を行い、その後積み重ねられた3枚の板のうちの真
中の1枚を取り出し、板の両面について<100>軸密
度を調査した。
積み重ね、一方の層間にはAQzosの粉末を、もう一
方の層間にはAQzosの粉末とFeの粉末の混合物を
、それぞれ焼鈍分離材として充填した後、−段目焼鈍と
して10−’torrの真空中で950°Cにて3時間
焼鈍を行い、その後積み重ねられた3枚の板のうちの真
中の1枚を取り出し、板の両面について<100>軸密
度を調査した。
<100>軸密度は、ECP(Electron Ch
annel Pattern)法により、試験片の各部
に200個の結晶粒を測定し、板面垂直方向から±5°
以内に<100>軸を有する結晶粒の数の全体に対する
比率を、配向性のない場合との比率で割った値とした。
annel Pattern)法により、試験片の各部
に200個の結晶粒を測定し、板面垂直方向から±5°
以内に<100>軸を有する結晶粒の数の全体に対する
比率を、配向性のない場合との比率で割った値とした。
結果を第1図および第2図に示す。
第1図に焼鈍分離剤の違いによる<100>軸密度の変
化を板のエツジからの距離を様々に変えて示している。
化を板のエツジからの距離を様々に変えて示している。
第1図より焼鈍分離剤中にFeが含まれている場合は、
仮のエツジに近い部分も工・;・ジから最も離れた中心
の5cmの付近でも<100>軸密度はそれほど変わら
ずオーブンに近い軸密度であるのに対し、焼鈍分離剤中
にFeが含まれていない場合には、板の中心に近づくに
つれて< 100 >軸密度は低下していき、中心の5
cmの部分では、わずか2倍程度になっていることがわ
かる。
仮のエツジに近い部分も工・;・ジから最も離れた中心
の5cmの付近でも<100>軸密度はそれほど変わら
ずオーブンに近い軸密度であるのに対し、焼鈍分離剤中
にFeが含まれていない場合には、板の中心に近づくに
つれて< 100 >軸密度は低下していき、中心の5
cmの部分では、わずか2倍程度になっていることがわ
かる。
第2図に仮の中心部分の断面の金属組織の写真を示すが
、焼鈍分離材中にFeが含まれている場合は、表層部か
ら50umの脱炭による柱状粒の生成が認められるが、
Feが含まれていない場合には柱状粒の生成は認められ
ない、すなわちFeが含まれていない場合に<100>
軸密度が低かったのは脱炭が起こらなかったためであり
、この場合のFeの役割は鋼中のCの脱炭を促進するこ
とである。
、焼鈍分離材中にFeが含まれている場合は、表層部か
ら50umの脱炭による柱状粒の生成が認められるが、
Feが含まれていない場合には柱状粒の生成は認められ
ない、すなわちFeが含まれていない場合に<100>
軸密度が低かったのは脱炭が起こらなかったためであり
、この場合のFeの役割は鋼中のCの脱炭を促進するこ
とである。
実施例2
第1表に示す綱を真空溶製しインゴットを作製した後、
31の厚さまで熱間圧延しさらに0.5suwの厚さま
で冷間圧延した。その後第2表に示す条件で1段目およ
び2段目の焼鈍を行9た。
31の厚さまで熱間圧延しさらに0.5suwの厚さま
で冷間圧延した。その後第2表に示す条件で1段目およ
び2段目の焼鈍を行9た。
この試料について中央部の断面光学顕微鏡観察による結
晶粒組織の状態および<100>軸密度につき調査した
。なおく100>軸密度は、ECP法によった。結果を
第2表に示す。
晶粒組織の状態および<100>軸密度につき調査した
。なおく100>軸密度は、ECP法によった。結果を
第2表に示す。
本発明にかかる方法によりfi積度の高い[1001面
集合組織が形成されていることが明らかである。
集合組織が形成されていることが明らかである。
(発明の効果)
以上の説明から明らかなように、本発明により優れた磁
気特性を有する無方向性i磁鋼板を工業的規模で生産す
ることが可能となった。
気特性を有する無方向性i磁鋼板を工業的規模で生産す
ることが可能となった。
かかる効果を有する本発明の意義は著しい。
【図面の簡単な説明】
第1図は、焼鈍分離剤の違いによる<100>軸密度の
変化を表わすグラフ7および 第2図は、本発明に係る電磁鋼板の断面の金属組織の写
真である。
変化を表わすグラフ7および 第2図は、本発明に係る電磁鋼板の断面の金属組織の写
真である。
Claims (2)
- (1)重量%で C:0.02〜1%、Si+Al:0.2〜7%、残部
Feおよび不可避的不純物 からなる鋼組成を有する冷間圧延鋼板の表面に、焼鈍分
離剤中に含有せしめたFe、Ti、V、Nb、Ta、Z
r、Cr、W、Mo、Mn、Cu、Ni、およびPbか
ら成る群から選ばれた1種もしくは2種以上の元素を有
する合金または化合物の粉末を散布した後に、(α+γ
)二相領域またはγ単相領域の温度域で焼鈍し、さらに
α単相となる温度域でC:0.01%以下 となるまで焼鈍することを特徴とする、電磁鋼板の製造
法。 - (2)前記冷間圧延鋼板が、さらに、重量%でMn:5
%以下 を含有する請求項(1)記載の電磁鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63311138A JPH0826396B2 (ja) | 1988-12-09 | 1988-12-09 | 電磁鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63311138A JPH0826396B2 (ja) | 1988-12-09 | 1988-12-09 | 電磁鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02156024A true JPH02156024A (ja) | 1990-06-15 |
JPH0826396B2 JPH0826396B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=18013583
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63311138A Expired - Lifetime JPH0826396B2 (ja) | 1988-12-09 | 1988-12-09 | 電磁鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0826396B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998020179A1 (fr) * | 1996-11-01 | 1998-05-14 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Plaque d'acier electromagnetique bidirectionnelle et procede de fabrication de cette derniere |
-
1988
- 1988-12-09 JP JP63311138A patent/JPH0826396B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998020179A1 (fr) * | 1996-11-01 | 1998-05-14 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Plaque d'acier electromagnetique bidirectionnelle et procede de fabrication de cette derniere |
US5948180A (en) * | 1996-11-01 | 1999-09-07 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Doubly oriented magnetic steel sheet and method for manufacturing the same |
KR100294352B1 (ko) * | 1996-11-01 | 2001-09-17 | 고지마 마타오 | 2방향성 전자강판 및 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0826396B2 (ja) | 1996-03-13 |
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