JPH02259019A - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH02259019A JPH02259019A JP1082237A JP8223789A JPH02259019A JP H02259019 A JPH02259019 A JP H02259019A JP 1082237 A JP1082237 A JP 1082237A JP 8223789 A JP8223789 A JP 8223789A JP H02259019 A JPH02259019 A JP H02259019A
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Landscapes
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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)
本発明は電気機器の鉄芯として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特に、スラブ加熱温度を
1200℃以下とする製造プロセス即ちインヒビターを
冷間圧延完了後に作り込む製造プロセスにおける熱延板
焼鈍条件の適正化により極めて高い磁束密度を有する製
品の製造方法に関するものである。
鋼板の製造方法に関するもので特に、スラブ加熱温度を
1200℃以下とする製造プロセス即ちインヒビターを
冷間圧延完了後に作り込む製造プロセスにおける熱延板
焼鈍条件の適正化により極めて高い磁束密度を有する製
品の製造方法に関するものである。
(従来の技術)
一方向性電磁鋼板は、主として変圧器、発電機その他の
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。
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。
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。
前記二次再結晶現象は、よく知られているように、仕上
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/i!N 、
MnS 、 MnSe笠の微細な析出物、所謂インヒビ
ターを鋼中に存在させる必要がある。従って、電磁鋼ス
ラブは、インヒビター形成元素、例えばI’J、 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、熱延板或は最終冷間圧延前の中間板厚
の段階で焼鈍によって、AIN、 MnS 、 MnS
eとして微細に析出せしめられる。
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/i!N 、
MnS 、 MnSe笠の微細な析出物、所謂インヒビ
ターを鋼中に存在させる必要がある。従って、電磁鋼ス
ラブは、インヒビター形成元素、例えばI’J、 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、熱延板或は最終冷間圧延前の中間板厚
の段階で焼鈍によって、AIN、 MnS 、 MnS
eとして微細に析出せしめられる。
特公昭46−23820号公報にはC,AIを含むこと
を必須条件とする普imai’+もしくは珪素鋼素材を
用いて(1101<001>方位の二次再結晶粒を発生
させる処理工程において、最終冷延のすぐ前の焼鈍を7
50〜1200℃で行った後、Si量に応じて750〜
950 ℃以下を急冷することによって好ましいサイズ
のNNを鋼板に析出させる方法が、また特開昭50−1
5727号公報ではC,kl、 Mn、 N。
を必須条件とする普imai’+もしくは珪素鋼素材を
用いて(1101<001>方位の二次再結晶粒を発生
させる処理工程において、最終冷延のすぐ前の焼鈍を7
50〜1200℃で行った後、Si量に応じて750〜
950 ℃以下を急冷することによって好ましいサイズ
のNNを鋼板に析出させる方法が、また特開昭50−1
5727号公報ではC,kl、 Mn、 N。
Cu等を含む珪素鋼を熱延し、少なくとも1回の冷間圧
延のプロセスをとる一方向性電磁鋼板の製造において、
最終冷延前に15秒〜2時間に亘り760〜1177℃
で焼鈍し、927℃以下で且つ400℃以上の温度から
少なくとも260℃程度までは自然冷却よりは早い速度
で、最高温度から927℃以下にして400℃以上の温
度までは自然冷却よりは遅い速度で冷却する方法が提案
されている。
延のプロセスをとる一方向性電磁鋼板の製造において、
最終冷延前に15秒〜2時間に亘り760〜1177℃
で焼鈍し、927℃以下で且つ400℃以上の温度から
少なくとも260℃程度までは自然冷却よりは早い速度
で、最高温度から927℃以下にして400℃以上の温
度までは自然冷却よりは遅い速度で冷却する方法が提案
されている。
これらの方法はいずれもスラブ加熱温度を高温にして析
出物を完全に固溶した後に熱延される素材にのみ適用可
能なものである。
出物を完全に固溶した後に熱延される素材にのみ適用可
能なものである。
このようなプロセスを採るとき、電磁鋼スラブは前述の
ように高温に加熱されるから、溶融スケール(ノロ)の
発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻度を高めてメ
インテナンスコストを高くするのみならず設備稼動率を
低下せしめさらに、燃料原単位を高くする等の問題があ
る。かかる問題を解決すべく、電磁鋼スラブの加熱温度
を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製造方法の研究
が進められている。例えば、特公昭61−60896号
公報には、Mn含有量を0.08〜0.45%、S含有
量を0.007%以下として(Mn)(S )積を低く
し更にAI、 P、 Nを含有せしめた電磁鋼スラブ
を素材とすることにより、スラブ加熱温度を1280℃
未満とし得る製造プロセスが、また特願昭62−291
975号にはAZ、 N、 13. H等を含んだ電
磁鋼スラブを1200℃以下の温度で加熱する同様なプ
ロセスが提案されている。これら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してお
り、従って熱延及び熱延板焼鈍においては組織(再結晶
率、変態相等)の調整にのみに注意を払えばよいことに
なる。
ように高温に加熱されるから、溶融スケール(ノロ)の
発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻度を高めてメ
インテナンスコストを高くするのみならず設備稼動率を
低下せしめさらに、燃料原単位を高くする等の問題があ
る。かかる問題を解決すべく、電磁鋼スラブの加熱温度
を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製造方法の研究
が進められている。例えば、特公昭61−60896号
公報には、Mn含有量を0.08〜0.45%、S含有
量を0.007%以下として(Mn)(S )積を低く
し更にAI、 P、 Nを含有せしめた電磁鋼スラブ
を素材とすることにより、スラブ加熱温度を1280℃
未満とし得る製造プロセスが、また特願昭62−291
975号にはAZ、 N、 13. H等を含んだ電
磁鋼スラブを1200℃以下の温度で加熱する同様なプ
ロセスが提案されている。これら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してお
り、従って熱延及び熱延板焼鈍においては組織(再結晶
率、変態相等)の調整にのみに注意を払えばよいことに
なる。
(発明が解決しようとする課題)
電磁鋼スラブの加熱温度を1200”C以下の低いもの
とする本発明の製造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9粒径分布)、集合組織の
調整と脱炭焼鈍以降のインヒビターの造り込み(窒化)
である。特に脱炭焼鈍板の結晶組織、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おり特願
平1−001778号では一次再結晶粒の平均直径を1
5μm以上、直径の変動係数を0.6以下にすることを
提案している。
とする本発明の製造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9粒径分布)、集合組織の
調整と脱炭焼鈍以降のインヒビターの造り込み(窒化)
である。特に脱炭焼鈍板の結晶組織、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おり特願
平1−001778号では一次再結晶粒の平均直径を1
5μm以上、直径の変動係数を0.6以下にすることを
提案している。
この組織に影響を与える因子としては冷間圧延以前の金
属組織及び析出物のサイズや分散状態、冷延後の焼鈍温
度等が挙げられるが、これらを左右する工程は、熱延板
焼鈍(最終冷延前焼鈍を含む)と脱炭焼鈍である。
属組織及び析出物のサイズや分散状態、冷延後の焼鈍温
度等が挙げられるが、これらを左右する工程は、熱延板
焼鈍(最終冷延前焼鈍を含む)と脱炭焼鈍である。
本発明はこの熱延板焼鈍条件と脱炭焼鈍条件とBB (
磁化力800A/mにおける磁束密度)の関係を詳細に
検討して完成させたものである。
磁化力800A/mにおける磁束密度)の関係を詳細に
検討して完成させたものである。
以下本発明の詳細な説明する。
本発明の要旨とする処は下記のとおりである。
(])重量でC: 0.025〜0.075%、St
: 2.5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性/
/! : 0.010〜0.060%、N≦0.010
%、Mn : 0.070〜0.45%を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを12
00℃以下の温度に加熱した後、熱延し、1回または中
間焼鈍を介挿する2回以上の圧延でその最終圧延率を8
0%以上とし、次いで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向
性電磁鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板を一次均
熱温度900〜1080℃で180秒以内均熱した後、
二次均熱温度750〜900℃に30秒以上300秒以
内滞留させ、次いで室温まで10℃/sec以上の速度
で冷却する熱処理と脱炭焼鈍後から最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に、鋼板に窒化処理を行なうことを
特徴とする磁束密度の高い一方向性電磁#1板の製造方
法。
: 2.5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性/
/! : 0.010〜0.060%、N≦0.010
%、Mn : 0.070〜0.45%を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを12
00℃以下の温度に加熱した後、熱延し、1回または中
間焼鈍を介挿する2回以上の圧延でその最終圧延率を8
0%以上とし、次いで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向
性電磁鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板を一次均
熱温度900〜1080℃で180秒以内均熱した後、
二次均熱温度750〜900℃に30秒以上300秒以
内滞留させ、次いで室温まで10℃/sec以上の速度
で冷却する熱処理と脱炭焼鈍後から最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に、鋼板に窒化処理を行なうことを
特徴とする磁束密度の高い一方向性電磁#1板の製造方
法。
(2)重量テC: 0.025〜0.075%、Si:
2.5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性IR1
:0.010〜0.060%、N≦0.010%、 M
n : 0.070〜0.45%。
2.5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性IR1
:0.010〜0.060%、N≦0.010%、 M
n : 0.070〜0.45%。
B : 0.0005〜0.0080%を含有し、残部
Peおよび不可避的不純物からなる電ias+スラブを
出発素材とする前項1記載の方法。
Peおよび不可避的不純物からなる電ias+スラブを
出発素材とする前項1記載の方法。
(3)最終冷延前の鋼板の一次均熱温度をt ’cとし
た場合脱炭焼鈍温度T″Cとの関係がT4−i1030
−115 tテ示される温度の±10℃の範囲で処理さ
れることを特徴とする前項1または2記載の方法。
た場合脱炭焼鈍温度T″Cとの関係がT4−i1030
−115 tテ示される温度の±10℃の範囲で処理さ
れることを特徴とする前項1または2記載の方法。
本発明において、出発材料とする電磁鋼スラブの成分組
成の限定理由は以下の通りである。
成の限定理由は以下の通りである。
Cは、その含有量が0.025%未満になると二次再結
晶が不安定となりかつ、二次再結晶した場合でも製品の
磁束密度(Be値)力月、80Tに満たない低いものと
なる。
晶が不安定となりかつ、二次再結晶した場合でも製品の
磁束密度(Be値)力月、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、住産性を著し
く損なう。
ると、脱炭焼鈍時間が長大なものとなり、住産性を著し
く損なう。
Siは、その含有量が2.5%未満になると低鉄損の製
品を得難く、一方、St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。
品を得難く、一方、St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。
本発明の出発材料の成分系における特徴の1つは、Sを
0.012%以下、好ましくは0.007%以下とする
点にある。従来、公知の技術、たとえば特公昭40−1
5644号公報或は特公昭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一つであるMnSの形成元素と
して必須であった。前記公知技術において、Sが最も効
果を発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。しかしながら、インヒビターと
して(A7,5t)Nを用いる本発明においては、Mn
Sは特に必要としない。むしろ、MnSが増加すること
ば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0.012%以下、好ましくは0.00
7%以下である。
0.012%以下、好ましくは0.007%以下とする
点にある。従来、公知の技術、たとえば特公昭40−1
5644号公報或は特公昭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一つであるMnSの形成元素と
して必須であった。前記公知技術において、Sが最も効
果を発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。しかしながら、インヒビターと
して(A7,5t)Nを用いる本発明においては、Mn
Sは特に必要としない。むしろ、MnSが増加すること
ば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0.012%以下、好ましくは0.00
7%以下である。
MはNと結合してA7N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綱を窒化することに
より、(AI、5t)Nを形成せしめることを必須とし
ているから、フリーのMが一定量以上必要である。その
ため、酸可溶性Nとして、0.010〜0.060%添
加する。
は、後工程即ち一次再結晶完了後に綱を窒化することに
より、(AI、5t)Nを形成せしめることを必須とし
ているから、フリーのMが一定量以上必要である。その
ため、酸可溶性Nとして、0.010〜0.060%添
加する。
Nは0.010%以下にする必要がある。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。ま
た−成典結晶組織の調整が困難になる。
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−成典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。
再結晶粒を発達させるのが困難になる。
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、0.070〜0.45%で
ある。
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、0.070〜0.45%で
ある。
Bは0.0005〜0.0080%の範囲とする。Bは
特に0.23mm以下の薄物製品を製造する場合にイン
ヒビター強化元素として有効な元素であり、0.000
5%未満ではその効果がうすく一方o、ooso%を超
えても効果の増大は望めない。好ましい範囲は0.00
15〜0.0050%である。
特に0.23mm以下の薄物製品を製造する場合にイン
ヒビター強化元素として有効な元素であり、0.000
5%未満ではその効果がうすく一方o、ooso%を超
えても効果の増大は望めない。好ましい範囲は0.00
15〜0.0050%である。
なお、微量のCu+ Cr、 P + T+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。
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。
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
よって或は造塊後分塊圧延することによって得られる。
し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続鋳造に
よって或は造塊後分塊圧延することによって得られる。
然る後、熱間圧延に先立つスラブ加熱がなされる。本発
明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は1200
℃以下の低いものとして加熱エネルギの消費量を少なく
するとともに、鋼中のAZNを完全には固溶させずに不
完全固溶状態とする。
明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は1200
℃以下の低いものとして加熱エネルギの消費量を少なく
するとともに、鋼中のAZNを完全には固溶させずに不
完全固溶状態とする。
また、さらに固溶温度の高いMnSは、上記スラブ加熱
温度では当然のことながら不完全固溶状態となる。
温度では当然のことながら不完全固溶状態となる。
このスラブを熱延して所定の厚みの熱延板を造次に本発
明の特徴である熱延板焼鈍について実験結果に基づいて
説明する。
明の特徴である熱延板焼鈍について実験結果に基づいて
説明する。
C: 0.055%、St:3.3%、 Mn : 0
.15%、S:0.007%、酸可溶性Ai : 0.
027%、 N : 0.00?5%Cr : 0.1
2%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる電
磁鋼スラブを1150℃に加熱後2.3 mmの熱延板
にした。この後熱延板焼鈍を次の条件で行なった。
.15%、S:0.007%、酸可溶性Ai : 0.
027%、 N : 0.00?5%Cr : 0.1
2%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる電
磁鋼スラブを1150℃に加熱後2.3 mmの熱延板
にした。この後熱延板焼鈍を次の条件で行なった。
一次均熱温度=875〜1200℃
均熱時間 :60秒
二次均熱温度ニア00〜950℃
滞留時間 :120秒
第1図にこの焼鈍サイクルを示す。
二次均熱温度域からは100℃の温水で冷却した。
この後酸洗し0.30mmまで冷延し、次いで830℃
の温度で150秒の脱炭焼鈍を湿水素・窒素ガス中で行
った。この後MgOとTi0zとMnNを混合した焼鈍
分離剤を塗布し、1200℃X20hrの仕上焼鈍を行
った。
の温度で150秒の脱炭焼鈍を湿水素・窒素ガス中で行
った。この後MgOとTi0zとMnNを混合した焼鈍
分離剤を塗布し、1200℃X20hrの仕上焼鈍を行
った。
第2図にこの結果を示す。
これからBa:1.93T以上得られる範囲は一次均熱
温度900〜1080℃に次均熱温度750〜900℃
の範囲である。なお、−次均熱温度900℃の場合は均
熱時間を長目にとり、その温度から急冷してもよい事が
判る。次に同一材料を用いて一次均熱温度を1000℃
、二次均熱温度を900℃とした場合のそれぞれの均熱
時間、滞留時間の関係を第3図に示す。これから88:
1..93以上得られる条件は一次均熱時間15秒
以上であり、二次均熱温度域の滞留時間は30秒以上で
ある。上限については一次均熱時間が180秒を超えて
も、また二次均熱温度の滞留時間が300秒を超えても
更にB8が向上するという現象は見い出せないため上記
範囲に限定した。
温度900〜1080℃に次均熱温度750〜900℃
の範囲である。なお、−次均熱温度900℃の場合は均
熱時間を長目にとり、その温度から急冷してもよい事が
判る。次に同一材料を用いて一次均熱温度を1000℃
、二次均熱温度を900℃とした場合のそれぞれの均熱
時間、滞留時間の関係を第3図に示す。これから88:
1..93以上得られる条件は一次均熱時間15秒
以上であり、二次均熱温度域の滞留時間は30秒以上で
ある。上限については一次均熱時間が180秒を超えて
も、また二次均熱温度の滞留時間が300秒を超えても
更にB8が向上するという現象は見い出せないため上記
範囲に限定した。
二次均熱温度域からの冷却速度は10°(:/sec以
上が高Bllが安定して得られる。なお、これは熱延板
を酸洗し冷延した後に行う焼鈍にも適用可能である。こ
の焼鈍で高88が得られる理由についてはまだ明らかに
なっていないが現在のところ次の様に考えている。
上が高Bllが安定して得られる。なお、これは熱延板
を酸洗し冷延した後に行う焼鈍にも適用可能である。こ
の焼鈍で高88が得られる理由についてはまだ明らかに
なっていないが現在のところ次の様に考えている。
二次再結晶の方位を含めて二次再結晶現象に影響する因
子としては一次再結晶組織(平均粒径、粒径分布)、集
合組織、インヒビクー強度等がある。
子としては一次再結晶組織(平均粒径、粒径分布)、集
合組織、インヒビクー強度等がある。
一次再結晶完了後粒成長に伴なって集合組織、粒径分布
に変化が生じる。二次再結晶の核化、粒成長を容易にす
るためには一次再結晶組織として粒径は均一であり一定
の大きさ以上であることが望ましい。
に変化が生じる。二次再結晶の核化、粒成長を容易にす
るためには一次再結晶組織として粒径は均一であり一定
の大きさ以上であることが望ましい。
一方、集合組織は二次再結晶する方位粒((110)
<001>方位等)と二次再結晶粒を粒成長させ易い方
位粒N11l)<112>方位等)を適当量骨る事が必
要である。
<001>方位等)と二次再結晶粒を粒成長させ易い方
位粒N11l)<112>方位等)を適当量骨る事が必
要である。
これには圧延率を除くと冷間圧延する前の鋼板の結晶粒
径(再結晶率)及び変態相の量、固溶C等が影響する。
径(再結晶率)及び変態相の量、固溶C等が影響する。
本発明のプロセスにおいて、冷間圧延以前にインヒビタ
ーが存在する事は一次再結晶組織の調整を困難にするた
め好ましくない。本発明の熱延板焼鈍において一次均熱
温度を1080℃を上と高くするとINの溶解再析出が
起りインヒビターは強まってくる。またα相とγ相でそ
の溶解度も異なるため不均一分散も増してくる。従って
一次再結晶組織の調整が悪くなり高BIl材が得られに
くくなる。一方この温度が900℃未満になると熱延板
の再結晶化が進まず、好ましい一次再結晶集合組織を得
るのに不利になってくる。二次均熱温度及びこの温度域
からの冷却速度は一定サイズ、定量の変態相と固溶Cを
確保するために必要でありこれもまた一次再結晶集合組
織の適正化を図る上での役割を果しているものと考えて
いる。
ーが存在する事は一次再結晶組織の調整を困難にするた
め好ましくない。本発明の熱延板焼鈍において一次均熱
温度を1080℃を上と高くするとINの溶解再析出が
起りインヒビターは強まってくる。またα相とγ相でそ
の溶解度も異なるため不均一分散も増してくる。従って
一次再結晶組織の調整が悪くなり高BIl材が得られに
くくなる。一方この温度が900℃未満になると熱延板
の再結晶化が進まず、好ましい一次再結晶集合組織を得
るのに不利になってくる。二次均熱温度及びこの温度域
からの冷却速度は一定サイズ、定量の変態相と固溶Cを
確保するために必要でありこれもまた一次再結晶集合組
織の適正化を図る上での役割を果しているものと考えて
いる。
この結晶組織及び集合組織の適正化は冷間圧延後に行う
脱炭焼鈍温度との組合せで達成される。
脱炭焼鈍温度との組合せで達成される。
冷間圧延は高いB8値を得るために80%以上とする。
脱炭焼鈍は脱炭を行なう他に前述した如く一次再結晶組
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。
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・窒素の
混合ガス中で行なうが、本発明においては、熱延板の一
次均熱温度をt″C2脱炭焼鈍温度をT″Cとした時T
ζ1030−115tなる関係で処理した場合に特に高
いBllが得られる事を見い出した。
混合ガス中で行なうが、本発明においては、熱延板の一
次均熱温度をt″C2脱炭焼鈍温度をT″Cとした時T
ζ1030−115tなる関係で処理した場合に特に高
いBllが得られる事を見い出した。
第4回は熱延板焼鈍温度と脱炭焼鈍温度とBllの関係
を示したものである。
を示したものである。
C: 0.050%、、 Si : 3.35%、 M
n : 0.12%、S二0.008%、酸可溶性A7
: 0.028%、 N : 0.0078%B 7
0.0020%を含み、残部Fe及び不可避的不純物か
らなるスラブを1150℃で1.8mmに熱延した後、
熱延板焼鈍をした。−次均熱温度を950〜1050℃
の範囲とし二次均熱温度は850℃とした。
n : 0.12%、S二0.008%、酸可溶性A7
: 0.028%、 N : 0.0078%B 7
0.0020%を含み、残部Fe及び不可避的不純物か
らなるスラブを1150℃で1.8mmに熱延した後、
熱延板焼鈍をした。−次均熱温度を950〜1050℃
の範囲とし二次均熱温度は850℃とした。
この後0.20 mmに冷延し脱炭焼鈍を810〜86
0℃の温度で露点55℃の湿水素・窒素混合ガス中で行
った。この後MgOとTiO□とMnNを混合した焼鈍
分離剤を塗布し、1200″CX20hrの仕上焼鈍を
行った。図から熱延板焼鈍温度が低い場合は脱炭焼鈍温
度を高目に、熱延板焼鈍温度が高い場合は脱炭焼鈍温度
は低目がよい。
0℃の温度で露点55℃の湿水素・窒素混合ガス中で行
った。この後MgOとTiO□とMnNを混合した焼鈍
分離剤を塗布し、1200″CX20hrの仕上焼鈍を
行った。図から熱延板焼鈍温度が低い場合は脱炭焼鈍温
度を高目に、熱延板焼鈍温度が高い場合は脱炭焼鈍温度
は低目がよい。
本発明においては脱炭焼鈍温度(T)の目安として最終
冷延前の一次均熱温度(1)との関係でTL=、103
0−115tの±10℃として求めることが出来る。
冷延前の一次均熱温度(1)との関係でTL=、103
0−115tの±10℃として求めることが出来る。
なお、雰囲気ガスは水素と窒素の混合ガスとして露点は
30℃以上がよい。
30℃以上がよい。
脱炭焼鈍後は窒化能のある薬剤、例えばMnN +Cr
N等を添加したMgO、TiO7を含む焼鈍分離剤を塗
布した後1100℃以上の温度で仕上焼鈍を行う。
N等を添加したMgO、TiO7を含む焼鈍分離剤を塗
布した後1100℃以上の温度で仕上焼鈍を行う。
また仕上焼鈍の雰囲気ガスに窒化能のあるガスを使用し
てもよい。
てもよい。
その他の実施態様として脱炭焼鈍後にN)13等の窒化
能のあるガスを含んだ雰囲気中で700〜800℃の温
度で短時間焼鈍を行って窒化した後、公知の焼鈍分離剤
を塗布し仕上焼鈍を行なうことも出来る。以下実施例に
て説明する。
能のあるガスを含んだ雰囲気中で700〜800℃の温
度で短時間焼鈍を行って窒化した後、公知の焼鈍分離剤
を塗布し仕上焼鈍を行なうことも出来る。以下実施例に
て説明する。
実施例I
C: 0.054%、 St : 3.25%、 Mn
: 0.14%、S:0.007%、酸可溶性7V:
0.028%、 N : 0.0075%。
: 0.14%、S:0.007%、酸可溶性7V:
0.028%、 N : 0.0075%。
Cr : 0.10%、残部Feおよび不可避的不純物
からなる電磁鋼スラブを1150℃に加熱した後熱間圧
延して2.3mmの熱延板を得た。
からなる電磁鋼スラブを1150℃に加熱した後熱間圧
延して2.3mmの熱延板を得た。
これを次の条件で焼鈍を行った。
a)1120℃X2分 −+ 100”C湯
中冷却b)1120℃X2分+900℃X2分→ 〃
c)1000℃X 2分+900℃X2分→ 〃d)
900℃X4分 →100℃湯中次いでこれ
を酸洗し、1回の冷間圧延で板厚0.29mmの最終板
厚とした。次いで830℃X150秒間の脱炭焼鈍を露
点+60℃の湿水素・窒素混合ガス中で施した後、Mg
O中にTiO□:5重量%とフェロ窒化マンガン:5重
量%を添加した焼鈍分離剤を塗布した。次いで15℃/
hrの昇温速度で1200℃まで昇温し20時間の焼鈍
を施した。この昇温過程の雰囲気はN250%とH,5
0%の混合ガスを使用し、1200℃の均熱時はHz1
00%とした。成品の磁束密度は次の如くであった。
中冷却b)1120℃X2分+900℃X2分→ 〃
c)1000℃X 2分+900℃X2分→ 〃d)
900℃X4分 →100℃湯中次いでこれ
を酸洗し、1回の冷間圧延で板厚0.29mmの最終板
厚とした。次いで830℃X150秒間の脱炭焼鈍を露
点+60℃の湿水素・窒素混合ガス中で施した後、Mg
O中にTiO□:5重量%とフェロ窒化マンガン:5重
量%を添加した焼鈍分離剤を塗布した。次いで15℃/
hrの昇温速度で1200℃まで昇温し20時間の焼鈍
を施した。この昇温過程の雰囲気はN250%とH,5
0%の混合ガスを使用し、1200℃の均熱時はHz1
00%とした。成品の磁束密度は次の如くであった。
本発明の方法c) d)においてBa :1.947
以上の高磁束密度が得られた。
以上の高磁束密度が得られた。
実施例2
C: 0.056%、 Si : 3.45%、 Mn
: 0.15%I S:0.006%、酸可溶性Al
70.030%、 N : 0.0080%。
: 0.15%I S:0.006%、酸可溶性Al
70.030%、 N : 0.0080%。
B : 0.0008%を含み、残部Fe及び不可避的
不純物からなるスラブを1200℃で1.6mmに熱延
した後熱延板焼鈍を次の条件で行なった。
不純物からなるスラブを1200℃で1.6mmに熱延
した後熱延板焼鈍を次の条件で行なった。
a)1120℃X2分+850℃X2分→100′C湯
中冷却b)1000”CX 2分+850℃X2分→
〃c) 950℃X2分+850℃X2分→ 〃こ
の後酸洗し0.17mmに冷延し、次いで840”CX
70秒の脱炭焼鈍を露点50℃の湿水素窒素雰囲気中
で行った。この後MgO中にTiO□:5重量%とフェ
ロ窒化マンガン:3重量%を添加した焼鈍分離剤を塗布
した。次いで8℃/hrの昇温速度で1200℃まで昇
温し20時間の焼鈍を施した。この昇温過程の雰囲気は
800℃まではN2:25%とHzニア5%の混合ガス
を使用し、800℃を越えて1200℃まではN、ニア
5%とHz:25%の混合ガスとし、1200℃の均熱
時はN2 :100%とした。成品の磁束密度は次の如
くであった。
中冷却b)1000”CX 2分+850℃X2分→
〃c) 950℃X2分+850℃X2分→ 〃こ
の後酸洗し0.17mmに冷延し、次いで840”CX
70秒の脱炭焼鈍を露点50℃の湿水素窒素雰囲気中
で行った。この後MgO中にTiO□:5重量%とフェ
ロ窒化マンガン:3重量%を添加した焼鈍分離剤を塗布
した。次いで8℃/hrの昇温速度で1200℃まで昇
温し20時間の焼鈍を施した。この昇温過程の雰囲気は
800℃まではN2:25%とHzニア5%の混合ガス
を使用し、800℃を越えて1200℃まではN、ニア
5%とHz:25%の混合ガスとし、1200℃の均熱
時はN2 :100%とした。成品の磁束密度は次の如
くであった。
った。
本発明の方法す、cにおいて非常に高い磁束密度が得ら
れた。
れた。
実施例3
C: 0.045%、 St : 3.45%、 Mn
: 0.14%、S:0.007%、酸可溶性jV
: 0.030%、 N : 0.0073%。
: 0.14%、S:0.007%、酸可溶性jV
: 0.030%、 N : 0.0073%。
残部Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを
1150℃に加熱した後熱間圧延して2.Olの熱延板
を得た。
1150℃に加熱した後熱間圧延して2.Olの熱延板
を得た。
これを酸洗し1.3 mm厚に冷間圧延した。
これを次の2通りの条件で焼鈍した。
a) 1000℃X4分 →80℃湯中冷
却b) 1000℃X2分+850℃X2分→ 〃こ
の後酸洗し0.145 mmに冷延した。次いで830
℃X 70秒の脱炭焼鈍を湿水素・窒素混合ガス中で行
った。
却b) 1000℃X2分+850℃X2分→ 〃こ
の後酸洗し0.145 mmに冷延した。次いで830
℃X 70秒の脱炭焼鈍を湿水素・窒素混合ガス中で行
った。
この後水素75%と窒素25%を混合した叶yガスにN
Hs : 11000ppを添加し750℃X30秒
の窒化処理をした。
Hs : 11000ppを添加し750℃X30秒
の窒化処理をした。
次いでMgOとTi0zを添加した焼鈍分離剤を塗布し
1200℃X20hrの仕上焼鈍を行った。
1200℃X20hrの仕上焼鈍を行った。
磁気特性は次の如くであった。
第1図は熱延板の焼鈍サイクルを示す図、第2図は一次
均熱温度と二次均熱温度とがB、(T)特性に及ぼす影
響を示す図、第3図は一次均熱時間と二次均熱滞留時間
とが86(T )特性に及ぼす影響を示す図、第4図は
熱延板焼鈍温度と脱炭焼鈍温度と88特性との関係を示
す図である。
均熱温度と二次均熱温度とがB、(T)特性に及ぼす影
響を示す図、第3図は一次均熱時間と二次均熱滞留時間
とが86(T )特性に及ぼす影響を示す図、第4図は
熱延板焼鈍温度と脱炭焼鈍温度と88特性との関係を示
す図である。
(発明の効果)
本発明によれば極めて磁気特性の優れた高磁束密度の一
方向性電磁鋼板を製造することができる。
方向性電磁鋼板を製造することができる。
手続補正書(自発)
平成 1年5 月24日
特許庁長官 吉 1)文 毅 殿
1、事件の表示
平成1年特許願第82237号
2、発明の名称
磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法3、補正を
する者 事1件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目6番3号 (665)新日本製鐵株式會社 代表者 齋 藤 裕 4、代理人〒100 東京都千代田区丸の内二丁目4番1号
する者 事1件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目6番3号 (665)新日本製鐵株式會社 代表者 齋 藤 裕 4、代理人〒100 東京都千代田区丸の内二丁目4番1号
Claims (3)
- (1)重量でC:0.025〜0.075%、Si:2
.5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性Al:0
.010〜0.060%、N≦0.010%、Mn:0
.070〜0.45%を含有し、残部Feおよび不可避
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、1回または中間焼鈍を介挿する
2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、仕上焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造
において、最終冷延前の鋼板を一次均熱温度900〜1
080℃で180秒以内均熱した後、二次均熱温度75
0〜900℃に30秒以上300秒以内滞留させ、次い
で室温まで10℃/sec以上の速度で冷却する熱処理
と脱炭焼鈍後から最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの
間に、鋼板に窒化処理を行なうことを特徴とする磁束密
度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。 - (2)重量でC:0.025〜0.075%、Si:2
.5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性Al:0
.010〜0.060%、N≦0.010%、Mn:0
.070〜0.45%、B:0.0005〜0.008
0%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
電磁鋼スラブを出発素材とする請求項1記載の方法。 - (3)最終冷延前の綱板の一次均熱温度をt℃とした場
合脱炭焼鈍温度T℃との関係が T≒1030−1/5tで示される温度の±10℃の範
囲で処理されることを特徴とする請求項1または2記載
の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1082237A JPH0774386B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1082237A JPH0774386B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02259019A true JPH02259019A (ja) | 1990-10-19 |
JPH0774386B2 JPH0774386B2 (ja) | 1995-08-09 |
Family
ID=13768802
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1082237A Expired - Lifetime JPH0774386B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0774386B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05125446A (ja) * | 1991-10-28 | 1993-05-21 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6270521A (ja) * | 1985-09-21 | 1987-04-01 | Nippon Steel Corp | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS6311408A (ja) * | 1986-03-08 | 1988-01-18 | Toyota Motor Corp | アクテイブサスペンシヨン制御装置 |
-
1989
- 1989-03-31 JP JP1082237A patent/JPH0774386B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6270521A (ja) * | 1985-09-21 | 1987-04-01 | Nippon Steel Corp | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS6311408A (ja) * | 1986-03-08 | 1988-01-18 | Toyota Motor Corp | アクテイブサスペンシヨン制御装置 |
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JPH05125446A (ja) * | 1991-10-28 | 1993-05-21 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
US5261972A (en) * | 1991-10-28 | 1993-11-16 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain-oriented electrical steel strip having high magnetic flux density |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0774386B2 (ja) | 1995-08-09 |
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