JPH06172862A - 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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- JPH06172862A JPH06172862A JP32431792A JP32431792A JPH06172862A JP H06172862 A JPH06172862 A JP H06172862A JP 32431792 A JP32431792 A JP 32431792A JP 32431792 A JP32431792 A JP 32431792A JP H06172862 A JPH06172862 A JP H06172862A
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- annealing
- magnetic flux
- flux density
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、安定した高磁束密度特性を有する
一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：２．５〜４．５％及び公知のインヒビ
ター成分を含有するスラブを、１２８０℃以下で加熱・
熱延し、最終冷延圧下率５０％以上の一回ないし中間焼
鈍を含む二回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と
仕上げ焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、前記スラブがＰｂ：０．００５〜０．５０％を含有
し、且つ脱炭焼鈍の前部領域の温度を８００〜８８０℃
とし、続く後部領域の温度を８５０〜９３０℃で１０〜
３００sec 、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．１５
以下とすることを特徴とする。 【効果】 本発明によれば、脱炭焼鈍温度の広い範囲で
二次再結晶が安定し、高磁束密度で且つ良好な絶縁被膜
を有する一方向性電磁鋼板が製造できる。
一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：２．５〜４．５％及び公知のインヒビ
ター成分を含有するスラブを、１２８０℃以下で加熱・
熱延し、最終冷延圧下率５０％以上の一回ないし中間焼
鈍を含む二回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と
仕上げ焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、前記スラブがＰｂ：０．００５〜０．５０％を含有
し、且つ脱炭焼鈍の前部領域の温度を８００〜８８０℃
とし、続く後部領域の温度を８５０〜９３０℃で１０〜
３００sec 、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．１５
以下とすることを特徴とする。 【効果】 本発明によれば、脱炭焼鈍温度の広い範囲で
二次再結晶が安定し、高磁束密度で且つ良好な絶縁被膜
を有する一方向性電磁鋼板が製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、２．５〜４．５％のＳ
ｉを含む高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
ｉを含む高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、トランス等の電気
機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性として
励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。しかも
近年特にエネルギーロスの少ない低鉄損素材への市場要
求が強まっている。
機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性として
励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。しかも
近年特にエネルギーロスの少ない低鉄損素材への市場要
求が強まっている。
【０００３】磁束密度の高い鋼板は、鉄損が低く又鉄心
が小さくできるので、極めて重要な開発目標である。こ
の高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板は、適切な冷
延と焼鈍とにより、熱延板から最終板厚にした鋼板を仕
上げ焼鈍して｛１１０｝〈００１〉方位を有する一次再
結晶粒を選択成長させる、いわゆる二次再結晶によって
得られる。二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細
な析出物、例えばＭｎＳ，ＡｌＮ，ＭｎＳｅ，Ｃｕ
2 Ｓ，ＢＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等が存在すること、ある
いはＳｎ，Ｓｂ等の粒界偏析型の元素が存在することに
よって達成される。これら析出物、粒界偏析型の元素は
Ｊ．Ｂ．Ｍａｙ ａｎｄ Ｔｕｒｎｂｕｌｌ（Ｔｒａｎ
ｓ．Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．ＡＩＭＥ ２１２（１９５８）Ｐ
７６９／７８１）によって説明されているように、仕上
げ焼鈍工程で｛１１０｝〈００１〉方位以外の一次再結
晶粒の成長を抑え、｛１１０｝〈００１〉方位粒を選択
的に成長させる機能を持つ。このような粒成長の抑制効
果は一般にはインヒビター効果と呼ばれている。従って
当該分野の研究開発の重点課題はいかなる種類の析出
物、あるいは粒界偏析型の元素を用いて二次再結晶を安
定させるか、そして正確な｛１１０｝〈００１〉方位粒
の存在割合を高めるために、それらの適切な存在状態を
いかに達成するかにある。
が小さくできるので、極めて重要な開発目標である。こ
の高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板は、適切な冷
延と焼鈍とにより、熱延板から最終板厚にした鋼板を仕
上げ焼鈍して｛１１０｝〈００１〉方位を有する一次再
結晶粒を選択成長させる、いわゆる二次再結晶によって
得られる。二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細
な析出物、例えばＭｎＳ，ＡｌＮ，ＭｎＳｅ，Ｃｕ
2 Ｓ，ＢＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等が存在すること、ある
いはＳｎ，Ｓｂ等の粒界偏析型の元素が存在することに
よって達成される。これら析出物、粒界偏析型の元素は
Ｊ．Ｂ．Ｍａｙ ａｎｄ Ｔｕｒｎｂｕｌｌ（Ｔｒａｎ
ｓ．Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．ＡＩＭＥ ２１２（１９５８）Ｐ
７６９／７８１）によって説明されているように、仕上
げ焼鈍工程で｛１１０｝〈００１〉方位以外の一次再結
晶粒の成長を抑え、｛１１０｝〈００１〉方位粒を選択
的に成長させる機能を持つ。このような粒成長の抑制効
果は一般にはインヒビター効果と呼ばれている。従って
当該分野の研究開発の重点課題はいかなる種類の析出
物、あるいは粒界偏析型の元素を用いて二次再結晶を安
定させるか、そして正確な｛１１０｝〈００１〉方位粒
の存在割合を高めるために、それらの適切な存在状態を
いかに達成するかにある。
【０００４】特に最近では一種類の析出物による方法で
は｛１１０｝〈００１〉方位の高度の制御に限界がある
ため、各析出物について長所、短所を深く解明すること
により、いくつかの析出物を有機的に組み合わせて、よ
り磁束密度の高い製品を安定に、且つコストを安く製造
できる技術の開発が進められている。現在、工業生産さ
れている代表的な一方向性電磁鋼板の製造方法として三
種類あるが、各々については長所、短所がある。
は｛１１０｝〈００１〉方位の高度の制御に限界がある
ため、各析出物について長所、短所を深く解明すること
により、いくつかの析出物を有機的に組み合わせて、よ
り磁束密度の高い製品を安定に、且つコストを安く製造
できる技術の開発が進められている。現在、工業生産さ
れている代表的な一方向性電磁鋼板の製造方法として三
種類あるが、各々については長所、短所がある。
【０００５】第一の技術はＭ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａｎｎに
よる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭｎＳを用
いた二回冷延工程であり、得られる二次再結晶粒は安定
して発達するが、高い磁束密度が得られない。第二の技
術は田口等による特公昭４０−１５６４４号公報に示さ
れたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終冷延を８０％以上の高
圧下率とするプロセスであり、高い磁束密度は得られる
が、工業生産に際しては製造条件の厳密なコントロール
が要求される。第三の技術は今中等による特公昭５１−
１３４６９号公報に示されたＭｎＳ（及び／又はＭｎＳ
ｅ）＋Ｓｂを含有する珪素鋼を二回冷延工程によって製
造するプロセスであり、比較的高い磁束密度は得られる
が、Ｓｂ，Ｓｅのような有害で且つ高価な元素を使用
し、しかも二回冷延法であることから製造コストが高く
なる。
よる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭｎＳを用
いた二回冷延工程であり、得られる二次再結晶粒は安定
して発達するが、高い磁束密度が得られない。第二の技
術は田口等による特公昭４０−１５６４４号公報に示さ
れたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終冷延を８０％以上の高
圧下率とするプロセスであり、高い磁束密度は得られる
が、工業生産に際しては製造条件の厳密なコントロール
が要求される。第三の技術は今中等による特公昭５１−
１３４６９号公報に示されたＭｎＳ（及び／又はＭｎＳ
ｅ）＋Ｓｂを含有する珪素鋼を二回冷延工程によって製
造するプロセスであり、比較的高い磁束密度は得られる
が、Ｓｂ，Ｓｅのような有害で且つ高価な元素を使用
し、しかも二回冷延法であることから製造コストが高く
なる。
【０００６】又上記三種類の技術においては、共通して
次のような問題がある。即ち上記技術はいずれも析出物
を微細、均一に制御する技術として熱延に先立つスラブ
加熱温度を、第一の技術では１２６０℃以上、第二の技
術では特開昭４８−５１８５２号公報に示すように、素
材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第三の
技術では特開昭５１−２０７１６号公報に示すように１
２３０℃以上、高い磁束密度の得られた実施例では１３
２０℃といった極めて高い温度にすることによって粗大
に存在する析出物を一旦固溶させ、その後の熱延中、あ
るいは熱処理中に析出させている。
次のような問題がある。即ち上記技術はいずれも析出物
を微細、均一に制御する技術として熱延に先立つスラブ
加熱温度を、第一の技術では１２６０℃以上、第二の技
術では特開昭４８−５１８５２号公報に示すように、素
材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第三の
技術では特開昭５１−２０７１６号公報に示すように１
２３０℃以上、高い磁束密度の得られた実施例では１３
２０℃といった極めて高い温度にすることによって粗大
に存在する析出物を一旦固溶させ、その後の熱延中、あ
るいは熱処理中に析出させている。
【０００７】スラブ加熱温度を上げることは、加熱時の
使用エネルギーの増大やノロの発生による歩留り低下及
び加熱炉の補修頻度の増大に起因する設備稼働率の低
下、さらには特公昭５７−４１５２６号公報に示される
ように、線状二次再結晶不良が発生するため連続鋳造ス
ラブが使用できないという問題がある。しかしこのよう
なコスト上の問題以上に重要なことは、鉄損向上のため
にＳｉを多く、製品板厚を薄くといった手段をとると、
この線状二次再結晶不良の発生が増大し、高温スラブ加
熱法を前提にした技術では将来の鉄損向上に希望を持て
ない。これに対し特公昭６１−６０８９６号公報に開示
されている技術では、鋼中のＳを少なくすることによっ
て二次再結晶が極めて安定し、高Ｓｉ薄手製品を可能に
した。しかしこの技術は量産規模で工場生産する上で、
磁束密度の安定性に問題があり、例えば特開昭６２−４
０３１５号公報に開示されているような改良技術が提案
されているが、今まで完全に解決するに至っていない。
使用エネルギーの増大やノロの発生による歩留り低下及
び加熱炉の補修頻度の増大に起因する設備稼働率の低
下、さらには特公昭５７−４１５２６号公報に示される
ように、線状二次再結晶不良が発生するため連続鋳造ス
ラブが使用できないという問題がある。しかしこのよう
なコスト上の問題以上に重要なことは、鉄損向上のため
にＳｉを多く、製品板厚を薄くといった手段をとると、
この線状二次再結晶不良の発生が増大し、高温スラブ加
熱法を前提にした技術では将来の鉄損向上に希望を持て
ない。これに対し特公昭６１−６０８９６号公報に開示
されている技術では、鋼中のＳを少なくすることによっ
て二次再結晶が極めて安定し、高Ｓｉ薄手製品を可能に
した。しかしこの技術は量産規模で工場生産する上で、
磁束密度の安定性に問題があり、例えば特開昭６２−４
０３１５号公報に開示されているような改良技術が提案
されているが、今まで完全に解決するに至っていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】現在工業化されている
製造方法は二次再結晶に必要なインヒビターを冷間圧延
以前の工程で造り込むものである。これに対し本発明は
特開昭６２−４０３１５号公報と同一技術思想に基づく
製造方法である。即ち二次再結晶に必要なインヒビター
は、脱炭焼鈍（一次再結晶）完了以降から仕上げ焼鈍に
おける二次再結晶発現以前までに造り込むものでその手
段として、鋼中にＮを侵入させることによって、インヒ
ビターとして機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成させる。
鋼中にＮを侵入させる手段としては、従来技術で提案さ
れているように仕上げ焼鈍昇温過程での雰囲気ガスから
のＮの侵入を利用するか、脱炭焼鈍後段領域あるいは脱
炭焼鈍完了後のストリップを連続ラインでＮＨ3 等の窒
化源となる雰囲気ガスを用いて行う。
製造方法は二次再結晶に必要なインヒビターを冷間圧延
以前の工程で造り込むものである。これに対し本発明は
特開昭６２−４０３１５号公報と同一技術思想に基づく
製造方法である。即ち二次再結晶に必要なインヒビター
は、脱炭焼鈍（一次再結晶）完了以降から仕上げ焼鈍に
おける二次再結晶発現以前までに造り込むものでその手
段として、鋼中にＮを侵入させることによって、インヒ
ビターとして機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成させる。
鋼中にＮを侵入させる手段としては、従来技術で提案さ
れているように仕上げ焼鈍昇温過程での雰囲気ガスから
のＮの侵入を利用するか、脱炭焼鈍後段領域あるいは脱
炭焼鈍完了後のストリップを連続ラインでＮＨ3 等の窒
化源となる雰囲気ガスを用いて行う。
【０００９】ところで以上のような方法で適正なインヒ
ビターを造り込んでも、窒化時の一次再結晶組織の状態
が適当でなければ、高磁束密度を有する良好な二次再結
晶は得られない。しかしながら従来方式の溶鋼成分で
は、この方式の特徴である１２８０℃以下の温度に加熱
した後熱延したのでは析出物が粗大化し過ぎて、インヒ
ビターとしての機能はほとんどなく、結晶組織制御のた
め脱炭焼鈍条件を厳密にコントロールする必要がある。
そこで本発明者らは、二次再結晶がより安定化し高磁束
密度が得られ、且つ絶縁被膜特性のより優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法を検討した。
ビターを造り込んでも、窒化時の一次再結晶組織の状態
が適当でなければ、高磁束密度を有する良好な二次再結
晶は得られない。しかしながら従来方式の溶鋼成分で
は、この方式の特徴である１２８０℃以下の温度に加熱
した後熱延したのでは析出物が粗大化し過ぎて、インヒ
ビターとしての機能はほとんどなく、結晶組織制御のた
め脱炭焼鈍条件を厳密にコントロールする必要がある。
そこで本発明者らは、二次再結晶がより安定化し高磁束
密度が得られ、且つ絶縁被膜特性のより優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法を検討した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記問題
を解決すべく検討を重ねた結果、スラブ素材にＰｂ：
０．００５〜０．５０％を含有せしめ、且つ脱炭焼鈍条
件を適正にすることにより、脱炭焼鈍後から最終仕上げ
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す
方式で、脱炭焼鈍温度の広い領域で二次再結晶が安定
し、高磁束密度且つ絶縁被膜特性のより優れた一方向性
電磁鋼板が得られることを見出した。
を解決すべく検討を重ねた結果、スラブ素材にＰｂ：
０．００５〜０．５０％を含有せしめ、且つ脱炭焼鈍条
件を適正にすることにより、脱炭焼鈍後から最終仕上げ
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す
方式で、脱炭焼鈍温度の広い領域で二次再結晶が安定
し、高磁束密度且つ絶縁被膜特性のより優れた一方向性
電磁鋼板が得られることを見出した。
【００１１】本発明の要旨は、重量でＣ：０．０２５〜
０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５
〜０．４５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≦０．０１４％、酸
可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０００５
〜０．０１３％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなるスラブを素材とし、１２８０℃以下の温度に加熱
した後熱延し、最終冷延圧下率５０％以上の一回ないし
中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭
焼鈍と仕上げ焼鈍を行い、又脱炭焼鈍後から最終仕上げ
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す
一方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スラブ素材
がＰｂ：０．００５〜０．５０％を含有し、且つ脱炭焼
鈍の前部領域の温度を８００〜８８０℃とし、続く後部
領域の温度を８５０〜９３０℃で１０〜３００sec 、そ
の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．１５以下とすること
を特徴とする安定した高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法にある。
０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５
〜０．４５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≦０．０１４％、酸
可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０００５
〜０．０１３％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなるスラブを素材とし、１２８０℃以下の温度に加熱
した後熱延し、最終冷延圧下率５０％以上の一回ないし
中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭
焼鈍と仕上げ焼鈍を行い、又脱炭焼鈍後から最終仕上げ
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す
一方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スラブ素材
がＰｂ：０．００５〜０．５０％を含有し、且つ脱炭焼
鈍の前部領域の温度を８００〜８８０℃とし、続く後部
領域の温度を８５０〜９３０℃で１０〜３００sec 、そ
の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．１５以下とすること
を特徴とする安定した高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法にある。
【００１２】以下に本発明を詳細に説明する。まず本発
明の特徴であるＰｂ添加の効果について述べる。本発明
者らは一方向性電磁鋼板の製造における前記課題を解決
すべく、種々検討を行った。その結果上記成分のスラブ
素材にＰｂ：０．００５〜０．５０％を含有させると、
脱炭焼鈍前の微細析出物が増加することがわかった。従
ってＰｂ添加によってこの時点でインヒビターが強ま
り、Ｐｂ無添加鋼に比べ一次再結晶粒径の変動が小さく
且つ均一化し、従ってＰｂ無添加鋼に比べ、脱炭焼鈍を
高温で行った場合の二次再結晶が安定化すると推定され
る。又Ｐｂ添加材は脱炭焼鈍後窒化処理しても、相対的
にインヒビター即ち｛１１０｝〈００１〉方位粒が成長
するまで他方位粒の成長を抑制する力は強く、このこと
が高磁束密度が得られる原因と考えられる。以上のこと
からこのＰｂ添加は、二次再結晶が不安定なため、より
強力なインヒビターを必要とする薄手・極低鉄損材ほど
有効と考えられる。Ｐｂ量の限定理由は、０．００５％
未満ではインヒビター強化即ち脱炭焼鈍温度の広い領域
で二次再結晶が安定化する効果がない。一方０．５０％
を超えると熱延板の耳割れがひどくなり、コスト高につ
ながる。
明の特徴であるＰｂ添加の効果について述べる。本発明
者らは一方向性電磁鋼板の製造における前記課題を解決
すべく、種々検討を行った。その結果上記成分のスラブ
素材にＰｂ：０．００５〜０．５０％を含有させると、
脱炭焼鈍前の微細析出物が増加することがわかった。従
ってＰｂ添加によってこの時点でインヒビターが強ま
り、Ｐｂ無添加鋼に比べ一次再結晶粒径の変動が小さく
且つ均一化し、従ってＰｂ無添加鋼に比べ、脱炭焼鈍を
高温で行った場合の二次再結晶が安定化すると推定され
る。又Ｐｂ添加材は脱炭焼鈍後窒化処理しても、相対的
にインヒビター即ち｛１１０｝〈００１〉方位粒が成長
するまで他方位粒の成長を抑制する力は強く、このこと
が高磁束密度が得られる原因と考えられる。以上のこと
からこのＰｂ添加は、二次再結晶が不安定なため、より
強力なインヒビターを必要とする薄手・極低鉄損材ほど
有効と考えられる。Ｐｂ量の限定理由は、０．００５％
未満ではインヒビター強化即ち脱炭焼鈍温度の広い領域
で二次再結晶が安定化する効果がない。一方０．５０％
を超えると熱延板の耳割れがひどくなり、コスト高につ
ながる。
【００１３】次に脱炭焼鈍条件については、従来より特
開昭５４−２４６８６号公報及び特開昭６０−１２１２
２２号公報に開示されているように、一方向性電磁鋼板
の製造において前部領域で温度を低く、又その雰囲気の
Ｐ H2 O ／Ｐ H2 を高くしておいて、引き続く後部領域
で温度を上げ、又その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を下げ
ると絶縁被膜及び磁気特性が改善されることがわかって
いた。この効果の理由は、前部領域では良好な脱炭性及
び酸化膜量の確保のため、又続く後部領域では酸化膜の
質及び一次再結晶組織が改善され、良好な被膜と｛１１
０｝〈００１〉方位集積度の高い二次再結晶が得られた
ためと推定される。
開昭５４−２４６８６号公報及び特開昭６０−１２１２
２２号公報に開示されているように、一方向性電磁鋼板
の製造において前部領域で温度を低く、又その雰囲気の
Ｐ H2 O ／Ｐ H2 を高くしておいて、引き続く後部領域
で温度を上げ、又その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を下げ
ると絶縁被膜及び磁気特性が改善されることがわかって
いた。この効果の理由は、前部領域では良好な脱炭性及
び酸化膜量の確保のため、又続く後部領域では酸化膜の
質及び一次再結晶組織が改善され、良好な被膜と｛１１
０｝〈００１〉方位集積度の高い二次再結晶が得られた
ためと推定される。
【００１４】しかし低温スラブ加熱且つ後工程即ち一次
再結晶完了後に鋼を窒化してインヒビターを造り込む方
式においては、温度を上げ過ぎると一次再結晶粒径が粗
大化、不安定になりやすく、上記のような後部領域を上
げる脱炭焼鈍条件とすることができなかった。しかるに
Ｐｂ添加材では、脱炭焼鈍前のインヒビターが強化され
るので、本発明のように後部領域で温度を上げても一次
再結晶粒径が変動が小さく安定なため、図２に示すよう
に脱炭焼鈍温度の後部領域の温度を上げない場合に比
べ、さらに良好な高磁束密度特性が得られたと考えられ
る。
再結晶完了後に鋼を窒化してインヒビターを造り込む方
式においては、温度を上げ過ぎると一次再結晶粒径が粗
大化、不安定になりやすく、上記のような後部領域を上
げる脱炭焼鈍条件とすることができなかった。しかるに
Ｐｂ添加材では、脱炭焼鈍前のインヒビターが強化され
るので、本発明のように後部領域で温度を上げても一次
再結晶粒径が変動が小さく安定なため、図２に示すよう
に脱炭焼鈍温度の後部領域の温度を上げない場合に比
べ、さらに良好な高磁束密度特性が得られたと考えられ
る。
【００１５】
【作用】本発明において鋼組成及び製造条件を上述のよ
うに限定した理由を詳細に説明する。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、且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０．１０％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。
うに限定した理由を詳細に説明する。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、且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０．１０％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。
【００１６】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Ｓｉの含有量が４．５％
を超えて多くなり過ぎると、冷間圧延等の製造時に割
れ、破断が発生して安定した工業生産が不可能となる。
と低鉄損の製品を得難く、一方Ｓｉの含有量が４．５％
を超えて多くなり過ぎると、冷間圧延等の製造時に割
れ、破断が発生して安定した工業生産が不可能となる。
【００１７】本発明の出発材料の成分系における特徴の
一つは、Ｓを０．０１４％以下、好ましくは０．０１０
％以下とする点にある。従来公知の技術、例えば特公昭
４０−１５６４４号公報、あるいは特公昭４７−２５２
５０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、Ｍｎ
Ｓ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（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明に
おいては、ＭｎＳを特に必要とはしない。むしろＭｎＳ
が増加することは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０．０１４％以下、好まし
くは０．０１０％以下である。
一つは、Ｓを０．０１４％以下、好ましくは０．０１０
％以下とする点にある。従来公知の技術、例えば特公昭
４０−１５６４４号公報、あるいは特公昭４７−２５２
５０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、Ｍｎ
Ｓ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（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明に
おいては、ＭｎＳを特に必要とはしない。むしろＭｎＳ
が増加することは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０．０１４％以下、好まし
くは０．０１０％以下である。
【００１８】Ｓｅは、Ｓと同様にＭｎと化合物を形成し
二次再結晶に影響するため、その含有量はＳ＋０．４０
５Ｓｅ≦０．０１４％とする。Ａｌは、Ｎと結合してＡ
ｌＮ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。そのためｓｏｌ．Ａｌと
して０．０１〜０．０６％添加する。
二次再結晶に影響するため、その含有量はＳ＋０．４０
５Ｓｅ≦０．０１４％とする。Ａｌは、Ｎと結合してＡ
ｌＮ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。そのためｓｏｌ．Ａｌと
して０．０１〜０．０６％添加する。
【００１９】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有
する製品を得難くなる。適正な含有量は０．０５〜０．
４５％である。Ｎは、０．０００５％未満では二次再結
晶粒の発達が悪くなる。一方０．０１３％を超えるとブ
リスターと呼ばれる鋼板のふくれが発生する。Ｓｎは、
０．０１％未満では磁気特性改善の上で効果がなく、一
方０．１０％超では窒化を抑制し二次再結晶粒の発達を
悪くする。Ｓｂは、インヒビター効果として、０．０１
〜０．１５％が適当である。同様にＣｕは、インヒビタ
ー効果として、０．０５〜１．０％が適当である。スラ
ブ加熱温度については、インヒビターを固溶する高温ス
ラブ加熱でも、又普通鋼並の低温スラブ加熱でも、二次
再結晶は行われる。しかし熱延板の耳割れを抑制できる
こと、又当然のこととして熱エネルギーが少ない低温ス
ラブ加熱が有利であることから、ノロの発生しない１２
８０℃以下が望ましい。
結晶が不安定となり、一方多過ぎると高い磁束密度を有
する製品を得難くなる。適正な含有量は０．０５〜０．
４５％である。Ｎは、０．０００５％未満では二次再結
晶粒の発達が悪くなる。一方０．０１３％を超えるとブ
リスターと呼ばれる鋼板のふくれが発生する。Ｓｎは、
０．０１％未満では磁気特性改善の上で効果がなく、一
方０．１０％超では窒化を抑制し二次再結晶粒の発達を
悪くする。Ｓｂは、インヒビター効果として、０．０１
〜０．１５％が適当である。同様にＣｕは、インヒビタ
ー効果として、０．０５〜１．０％が適当である。スラ
ブ加熱温度については、インヒビターを固溶する高温ス
ラブ加熱でも、又普通鋼並の低温スラブ加熱でも、二次
再結晶は行われる。しかし熱延板の耳割れを抑制できる
こと、又当然のこととして熱エネルギーが少ない低温ス
ラブ加熱が有利であることから、ノロの発生しない１２
８０℃以下が望ましい。
【００２０】熱延以降の工程においては、最も高い磁束
密度を得るために、短時間の焼鈍後８０％以上の高圧下
率の冷間圧延によって最終板厚にする方法が望ましい。
しかし磁気特性はやや劣るが低コストとするために熱延
板焼鈍を省略しても良い。又最終製品の結晶粒を小さく
するため、中間焼鈍を含む工程でも可能である。
密度を得るために、短時間の焼鈍後８０％以上の高圧下
率の冷間圧延によって最終板厚にする方法が望ましい。
しかし磁気特性はやや劣るが低コストとするために熱延
板焼鈍を省略しても良い。又最終製品の結晶粒を小さく
するため、中間焼鈍を含む工程でも可能である。
【００２１】次に湿水素あるいは湿水素、窒素混合雰囲
気ガス中で脱炭焼鈍をする。ここで図２に示すように脱
炭焼鈍の前部領域の温度を８００〜８８０℃とし、続く
後部領域の温度を８５０〜９３０℃で１０〜３００sec
、好ましくは１０〜１００sec 、その雰囲気のＰ H2 O
／Ｐ H2 を０．１５以下と限定した。この理由は前部
領域では良好な脱炭性及び酸化膜量の確保、又続く後部
領域では酸化膜の質及び一次再結晶組織を改善するため
である。Ｐ H2 O ／Ｐ H2 が０．１５を超えると、良好
な被膜を得ることが難しくなる。
気ガス中で脱炭焼鈍をする。ここで図２に示すように脱
炭焼鈍の前部領域の温度を８００〜８８０℃とし、続く
後部領域の温度を８５０〜９３０℃で１０〜３００sec
、好ましくは１０〜１００sec 、その雰囲気のＰ H2 O
／Ｐ H2 を０．１５以下と限定した。この理由は前部
領域では良好な脱炭性及び酸化膜量の確保、又続く後部
領域では酸化膜の質及び一次再結晶組織を改善するため
である。Ｐ H2 O ／Ｐ H2 が０．１５を超えると、良好
な被膜を得ることが難しくなる。
【００２２】次に焼鈍分離剤を塗布し高温（通常１１０
０〜１２００℃）長時間の仕上げ焼鈍を行う。本発明の
窒化における最も好ましい実施態様は、仕上げ焼鈍の昇
温過程において窒化することであり、これにより二次再
結晶に必要なインヒビターを造り込むことができる。こ
れを達成するために焼鈍分離剤中に窒化能のある化合
物、例えばＭｎＮ，ＣｒＮ等を適当量添加するかあるい
はＮＨ3 等の窒化能のある気体を雰囲気ガス中に添加す
る。
０〜１２００℃）長時間の仕上げ焼鈍を行う。本発明の
窒化における最も好ましい実施態様は、仕上げ焼鈍の昇
温過程において窒化することであり、これにより二次再
結晶に必要なインヒビターを造り込むことができる。こ
れを達成するために焼鈍分離剤中に窒化能のある化合
物、例えばＭｎＮ，ＣｒＮ等を適当量添加するかあるい
はＮＨ3 等の窒化能のある気体を雰囲気ガス中に添加す
る。
【００２３】なお本発明における窒化の他の実施態様と
して、脱炭焼鈍時均熱以降で窒化能のある気体の雰囲気
で窒化するか、又は脱炭焼鈍後別途設けたＮＨ3 等の雰
囲気を有する熱処理炉に通過せしめて窒化しても良く、
以上の手段の組み合わせでも良い。二次再結晶完了後
は、水素雰囲気中において純化焼鈍を行う。
して、脱炭焼鈍時均熱以降で窒化能のある気体の雰囲気
で窒化するか、又は脱炭焼鈍後別途設けたＮＨ3 等の雰
囲気を有する熱処理炉に通過せしめて窒化しても良く、
以上の手段の組み合わせでも良い。二次再結晶完了後
は、水素雰囲気中において純化焼鈍を行う。
【００２４】
実施例１ 表１に示す鋼の成分組成を含む溶鋼を鋳造したスラブ
を、１１５０℃で加熱した後熱延し、２．０mm厚みの熱
延板とした。ついでこれらの熱延板を１０５０℃×２．
５分＋９００℃×２分間焼鈍を行った後１００℃の湯中
に冷却し、さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．２３mm
厚にした。
を、１１５０℃で加熱した後熱延し、２．０mm厚みの熱
延板とした。ついでこれらの熱延板を１０５０℃×２．
５分＋９００℃×２分間焼鈍を行った後１００℃の湯中
に冷却し、さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．２３mm
厚にした。
【００２５】次にこの冷延板を脱炭焼鈍の前部領域を７
９０〜８９０℃×９０秒、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H
2 を０．７５で、又後部領域を９４０℃×２０秒、その
雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２で湿潤水素、窒素
雰囲気中で処理した。ついでアンモニア１％を含む水
素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処理を行い、
鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらにＭｇＯ粉を
塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス雰囲気中で
高温焼鈍を行った。
９０〜８９０℃×９０秒、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H
2 を０．７５で、又後部領域を９４０℃×２０秒、その
雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２で湿潤水素、窒素
雰囲気中で処理した。ついでアンモニア１％を含む水
素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処理を行い、
鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらにＭｇＯ粉を
塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス雰囲気中で
高温焼鈍を行った。
【００２６】
【表１】
【００２７】得られた製品は、表２に示すように、本発
明であるＰｂ添加材の方が脱炭焼鈍温度の広い範囲で二
次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られた。
明であるＰｂ添加材の方が脱炭焼鈍温度の広い範囲で二
次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られた。
【００２８】
【表２】
【００２９】実施例２ 表１に示す鋼Ｃの成分組成を含む溶鋼を鋳造したスラブ
を、１１５０℃で加熱した後熱延し、２．０mm厚みの熱
延板とした。ついでこれらの熱延板を１０５０℃×２．
５分＋９００℃×２分間焼鈍を行った後１００℃の湯中
に冷却し、さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．２３mm
厚にした。次にこの冷延板を脱炭焼鈍の前部領域を８３
０℃×６０秒、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．７
５で、又後部領域を７９０〜９７０℃×３０秒、その雰
囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２〜０．７０で湿潤水
素、窒素雰囲気中で処理した。ついでアンモニア１％を
含む水素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処理を
行い、鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらにＭｇ
Ｏ粉を塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス雰囲
気中で高温焼鈍を行った。得られた製品は、表３に示す
ように、本発明である脱炭焼鈍後部領域の温度及び雰囲
気の条件で、良好な絶縁被膜と高磁束密度特性が得られ
た。
を、１１５０℃で加熱した後熱延し、２．０mm厚みの熱
延板とした。ついでこれらの熱延板を１０５０℃×２．
５分＋９００℃×２分間焼鈍を行った後１００℃の湯中
に冷却し、さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．２３mm
厚にした。次にこの冷延板を脱炭焼鈍の前部領域を８３
０℃×６０秒、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．７
５で、又後部領域を７９０〜９７０℃×３０秒、その雰
囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２〜０．７０で湿潤水
素、窒素雰囲気中で処理した。ついでアンモニア１％を
含む水素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処理を
行い、鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらにＭｇ
Ｏ粉を塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス雰囲
気中で高温焼鈍を行った。得られた製品は、表３に示す
ように、本発明である脱炭焼鈍後部領域の温度及び雰囲
気の条件で、良好な絶縁被膜と高磁束密度特性が得られ
た。
【００３０】
【表３】
【００３１】実施例３ 表４に示す鋼の成分組成を含む溶鋼を鋳造したスラブ
を、１１５０℃で加熱した後熱延し、１．６mm厚みの熱
延板とした。ついでこれらの熱延板を１０５０℃×２．
５分＋９００℃×２分間焼鈍を行った後１００℃の湯中
に冷却し、さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．１７mm
厚にした。
を、１１５０℃で加熱した後熱延し、１．６mm厚みの熱
延板とした。ついでこれらの熱延板を１０５０℃×２．
５分＋９００℃×２分間焼鈍を行った後１００℃の湯中
に冷却し、さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．１７mm
厚にした。
【００３２】次にこの冷延板を脱炭焼鈍の前部領域を７
９０〜８９０℃×９０秒、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H
2 を０．７５で、又後部領域を９４０℃×２０秒、その
雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２で湿潤水素、窒素
雰囲気中で処理した。ついでアンモニア１％を含む水
素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処理を行い、
鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらにＭｇＯ粉を
塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス雰囲気中で
高温焼鈍を行った。
９０〜８９０℃×９０秒、その雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H
2 を０．７５で、又後部領域を９４０℃×２０秒、その
雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２で湿潤水素、窒素
雰囲気中で処理した。ついでアンモニア１％を含む水
素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処理を行い、
鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらにＭｇＯ粉を
塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス雰囲気中で
高温焼鈍を行った。
【００３３】
【表４】
【００３４】得られた製品は、表５に示すように、本発
明であるＰｂ添加材の方が脱炭焼鈍温度の広い範囲で２
次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られた。
明であるＰｂ添加材の方が脱炭焼鈍温度の広い範囲で２
次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られた。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、Ｐｂ添加によって脱炭
焼鈍温度の広い範囲で二次再結晶が安定し、且つ脱炭焼
鈍の後部領域での温度とその雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2
を適正な条件にすることで、良好な絶縁被膜と高磁束密
度特性を有する一方向性電磁鋼板を製造することができ
る。
焼鈍温度の広い範囲で二次再結晶が安定し、且つ脱炭焼
鈍の後部領域での温度とその雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2
を適正な条件にすることで、良好な絶縁被膜と高磁束密
度特性を有する一方向性電磁鋼板を製造することができ
る。
【図１】磁気特性Ｂ10と脱炭焼鈍温度及び溶鋼中のＰｂ
量の関係を示したグラフである。
量の関係を示したグラフである。
【図２】磁気特性Ｂ10、絶縁被膜密着性に及ぼす脱炭焼
鈍温度（後部領域）とその雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 の
影響を示したグラフである。
鈍温度（後部領域）とその雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 の
影響を示したグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量で Ｃ ：０．０２５〜０．１０％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≦０．０１４％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０１３％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを素材と
し、１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延し、最終冷
延圧下率５０％以上の一回ないし中間焼鈍を含む二回以
上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上げ焼鈍を行
い、又脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始
までの間に鋼板に窒化処理を施す一方向性電磁鋼板の製
造方法において、前記スラブ素材にＰｂ：０．００５〜
０．５０％を含有せしめ、且つ脱炭焼鈍の前部領域の温
度を８００〜８８０℃とし、続く後部領域の温度を８５
０〜９３０℃で１０〜３００sec 、その雰囲気のＰ H2
O ／Ｐ H2 を０．１５以下と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】 最終冷延圧下率を８０％以上とすること
を特徴とする請求項１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】 溶鋼成分を、重量でＰｂ：０．００５〜
０．５％を含有し、さらにＳｎ：０．０１〜０．１０
％、Ｓｂ：０．０１〜０．１５％及びＣｕ：０．０５〜
１．０％を少なくとも１種含有せしめることを特徴とす
る請求項１記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32431792A JPH06172862A (ja) | 1992-12-03 | 1992-12-03 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32431792A JPH06172862A (ja) | 1992-12-03 | 1992-12-03 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172862A true JPH06172862A (ja) | 1994-06-21 |
Family
ID=18164446
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32431792A Withdrawn JPH06172862A (ja) | 1992-12-03 | 1992-12-03 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06172862A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106414780A (zh) * | 2014-05-12 | 2017-02-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
| CN106460085A (zh) * | 2014-05-12 | 2017-02-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
-
1992
- 1992-12-03 JP JP32431792A patent/JPH06172862A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106414780A (zh) * | 2014-05-12 | 2017-02-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
| CN106460085A (zh) * | 2014-05-12 | 2017-02-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
| US10294543B2 (en) | 2014-05-12 | 2019-05-21 | Jfe Steel Corporation | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet |
| US10294544B2 (en) | 2014-05-12 | 2019-05-21 | Jfe Steel Corporation | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet |
| CN106460085B (zh) * | 2014-05-12 | 2019-07-02 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000307 |