JPH06179915A - 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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- JPH06179915A JPH06179915A JP33446392A JP33446392A JPH06179915A JP H06179915 A JPH06179915 A JP H06179915A JP 33446392 A JP33446392 A JP 33446392A JP 33446392 A JP33446392 A JP 33446392A JP H06179915 A JPH06179915 A JP H06179915A
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- flux density
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、製品磁束密度が極めて高く、且つ
歩留り良く、製造コストが安い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加熱し、熱延し、最終冷延
圧下率50%以上の1回ないし中間焼鈍を含む2回以上
の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上焼鈍を行い、
また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施す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
%、S≦0.014%を含有し、且つ1280℃以下に
加熱した後の熱延に際し、粗圧延後の板厚を25〜50
mm、仕上圧延入口温度を900〜1150℃、及び仕
上圧延出口温度を800〜1100℃とすることを特徴
とする。 【効果】 本発明によれば、製品磁束密度が極めて高
く、且つ熱延の耳割れ発生が少く、安価な一方向性電磁
鋼板を製造することができる。
歩留り良く、製造コストが安い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加熱し、熱延し、最終冷延
圧下率50%以上の1回ないし中間焼鈍を含む2回以上
の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上焼鈍を行い、
また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施す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
%、S≦0.014%を含有し、且つ1280℃以下に
加熱した後の熱延に際し、粗圧延後の板厚を25〜50
mm、仕上圧延入口温度を900〜1150℃、及び仕
上圧延出口温度を800〜1100℃とすることを特徴
とする。 【効果】 本発明によれば、製品磁束密度が極めて高
く、且つ熱延の耳割れ発生が少く、安価な一方向性電磁
鋼板を製造することができる。
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。磁束密度の高い鋼板は、鉄損が低
く、また鉄心が小さく出来るので、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。
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。磁束密度の高い鋼板は、鉄損が低
く、また鉄心が小さく出来るので、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。
【0003】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、Cu2
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
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。
細な析出物、例えばMnS、AlN、MnSe、Cu2
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
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。
【0004】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。特に最近では1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。
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。特に最近では1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。
【0005】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は3種類あるが、各々につ
いては長所、短所がある。第一の技術はM.F.Lit
tmann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によるプロセスであり、
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4
0−15644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/またはMnSe) +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。
性電磁鋼板の製造方法としては3種類あるが、各々につ
いては長所、短所がある。第一の技術はM.F.Lit
tmann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によるプロセスであり、
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4
0−15644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/またはMnSe) +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】また上記3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量にもよるが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1230℃以上、高い磁束密度の得られた実施例では
1320℃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いったん固溶させ、その後の熱
延中、あるいは熱処理中に析出させている。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。
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量にもよるが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1230℃以上、高い磁束密度の得られた実施例では
1320℃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いったん固溶させ、その後の熱
延中、あるいは熱処理中に析出させている。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。
【0007】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
−40315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。
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
−40315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】以上述べてきたように
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。
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
後に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。
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
後に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。
【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行い、スラブ素材にPbを含有させ
ることで磁束密度が向上することがわかった。しかし熱
延板の耳割れが増加する傾向にあるためさらに検討を重
ねた結果、Pbを含有させるとともにSを0.014%
以下にし、且つ熱延の加熱及び圧延条件を適正な範囲に
することで、熱延板の平均耳割れ深さが15mm以下と
良好で且つ二次再結晶が安定し、高磁束密度の一方向性
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行い、スラブ素材にPbを含有させ
ることで磁束密度が向上することがわかった。しかし熱
延板の耳割れが増加する傾向にあるためさらに検討を重
ねた結果、Pbを含有させるとともにSを0.014%
以下にし、且つ熱延の加熱及び圧延条件を適正な範囲に
することで、熱延板の平均耳割れ深さが15mm以下と
良好で且つ二次再結晶が安定し、高磁束密度の一方向性
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%、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、加熱した
後、熱延し、最終冷延圧下率50%以上の1回ないし中
間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼
鈍と仕上焼鈍を行い、また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P
b:0.005〜0.50%、S≦0.014%を含有
せしめ、且つ1280℃以下の温度に加熱した後の熱延
に際し、粗圧延後の板厚を25〜50mm、仕上圧延入
口温度を900〜1150℃、及び仕上圧延出口温度を
800〜1100℃とすることを特徴とする下記定義に
よる熱延板の平均耳割れ深さが15mm以下である高磁
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%、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、加熱した
後、熱延し、最終冷延圧下率50%以上の1回ないし中
間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼
鈍と仕上焼鈍を行い、また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P
b:0.005〜0.50%、S≦0.014%を含有
せしめ、且つ1280℃以下の温度に加熱した後の熱延
に際し、粗圧延後の板厚を25〜50mm、仕上圧延入
口温度を900〜1150℃、及び仕上圧延出口温度を
800〜1100℃とすることを特徴とする下記定義に
よる熱延板の平均耳割れ深さが15mm以下である高磁
束密度一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
【0012】熱延板の平均耳割れ深さ:1m長さ当たり
の、板幅中心への耳割れ深さが深い順から10個までの
平均値 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、脱炭焼鈍温
度の広い領域で一次再結晶粒径の変化が小さく、且つ均
一化し、従って二次再結晶が安定すると推定される。ま
た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、即ち二次再結晶が安定化する効果が
なく、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ためである。
の、板幅中心への耳割れ深さが深い順から10個までの
平均値 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、脱炭焼鈍温
度の広い領域で一次再結晶粒径の変化が小さく、且つ均
一化し、従って二次再結晶が安定すると推定される。ま
た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、即ち二次再結晶が安定化する効果が
なく、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ためである。
【0013】一方、Pb添加材では製品の磁束密度は高
くなるが、一般にPbの量が多いと熱延板の耳割れが増
加する傾向にある。しかし、Pbの量が多い場合でも、
図1に示すようにSの量を少なくし、且つスラブ加熱温
度を1280℃以下にするとともに、その後の熱延で、
粗圧延後の板厚を25〜50mm、仕上圧延入口温度を
900〜1150℃、及び仕上圧延出口温度を800〜
1100℃に限定すると熱延板の耳割れ発生を抑制でき
ることがわかった。これはPbが地鉄への固溶や、化合
物の形成が極めて困難で、且つ融点が300℃未満であ
るため、結晶粒界や析出物界面に凝集し易く、強度を低
くし、従って低温での熱延や、S量を低くして析出物に
付随した結晶粒界へのPb凝集を減らすことで熱延板の
耳割れ発生が抑制されると考えられる。一方、粗圧延後
の板厚、仕上圧延入口温度及び仕上圧延出口温度の下限
設定の理由は、圧延時の温度低下に伴う変形能減少によ
る耳割れ発生の抑制のためであり、また仕上圧延入口温
度及び仕上圧延出口温度の上限設定の理由は、スラブ過
熱に伴う結晶粗大化やPbの影響による耳割れ発生の抑
制のため、また粗圧延後の板厚の上限設定理由は圧延能
力の制約のためである。
くなるが、一般にPbの量が多いと熱延板の耳割れが増
加する傾向にある。しかし、Pbの量が多い場合でも、
図1に示すようにSの量を少なくし、且つスラブ加熱温
度を1280℃以下にするとともに、その後の熱延で、
粗圧延後の板厚を25〜50mm、仕上圧延入口温度を
900〜1150℃、及び仕上圧延出口温度を800〜
1100℃に限定すると熱延板の耳割れ発生を抑制でき
ることがわかった。これはPbが地鉄への固溶や、化合
物の形成が極めて困難で、且つ融点が300℃未満であ
るため、結晶粒界や析出物界面に凝集し易く、強度を低
くし、従って低温での熱延や、S量を低くして析出物に
付随した結晶粒界へのPb凝集を減らすことで熱延板の
耳割れ発生が抑制されると考えられる。一方、粗圧延後
の板厚、仕上圧延入口温度及び仕上圧延出口温度の下限
設定の理由は、圧延時の温度低下に伴う変形能減少によ
る耳割れ発生の抑制のためであり、また仕上圧延入口温
度及び仕上圧延出口温度の上限設定の理由は、スラブ過
熱に伴う結晶粗大化やPbの影響による耳割れ発生の抑
制のため、また粗圧延後の板厚の上限設定理由は圧延能
力の制約のためである。
【0014】
【作用】次に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(B
8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。
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(B
8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。
【0015】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。
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40−156
44号公報、あるいは特公昭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
させるの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(Al、Si) Nを用いる本発明においては、Mn
S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。また本発明であるPb添加
材では、前述のようにSが多いと熱延板の耳割れが増加
する。従って本発明においては、Sの含有量は0.01
4%以下、好ましくは0.010%以下とする。
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。
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40−156
44号公報、あるいは特公昭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
させるの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(Al、Si) Nを用いる本発明においては、Mn
S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。また本発明であるPb添加
材では、前述のようにSが多いと熱延板の耳割れが増加
する。従って本発明においては、Sの含有量は0.01
4%以下、好ましくは0.010%以下とする。
【0016】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Se≦
0.04%とする。Alは、Nと結合してAlN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。
し、二次再結晶に影響するため、その含有量はSe≦
0.04%とする。Alは、Nと結合してAlN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。
【0017】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。
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。
【0018】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。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。また最終製品の結晶粒
を小さくするため、中間焼鈍を含む工程でも可能であ
る。
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。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。また最終製品の結晶粒
を小さくするため、中間焼鈍を含む工程でも可能であ
る。
【0019】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。この時の温度は、スラブ成
分及び前工程条件によって最適値が若干変わるが、80
0〜900℃が好ましい。次に焼鈍分離剤を塗布し高温
(通常1100〜1200℃) 長時間の仕上焼鈍を行
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
出来る。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。なお、本発明における窒化の他の実施態
様として、脱炭焼鈍時に均熱以降で窒化能のある気体の
雰囲気で窒化するか、または脱炭焼鈍後別途設けたNH
3 等の雰囲気を有する熱処理炉を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。
気ガス中で脱炭焼鈍をする。この時の温度は、スラブ成
分及び前工程条件によって最適値が若干変わるが、80
0〜900℃が好ましい。次に焼鈍分離剤を塗布し高温
(通常1100〜1200℃) 長時間の仕上焼鈍を行
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
出来る。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。なお、本発明における窒化の他の実施態
様として、脱炭焼鈍時に均熱以降で窒化能のある気体の
雰囲気で窒化するか、または脱炭焼鈍後別途設けたNH
3 等の雰囲気を有する熱処理炉を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。
【0020】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。次に本発明の実施例を挙げて説明す
る。 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、表2に示す熱延を行い、2.0mm厚みの熱延板と
した。
て純化焼鈍を行う。次に本発明の実施例を挙げて説明す
る。 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、表2に示す熱延を行い、2.0mm厚みの熱延板と
した。
【0021】次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、0.2
3mm厚にした。次にこの冷延板を830℃×90秒間
湿潤水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。次いでアンモ
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。
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、0.2
3mm厚にした。次にこの冷延板を830℃×90秒間
湿潤水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。次いでアンモ
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。
【0022】得られた製品は、第2表に示すように、本
発明の範囲であるPb添加、低S材で、且つ所定の熱延
条件にした方が、熱延板の耳割れが小さく、しかも磁束
密度の高い製品が得られた。
発明の範囲であるPb添加、低S材で、且つ所定の熱延
条件にした方が、熱延板の耳割れが小さく、しかも磁束
密度の高い製品が得られた。
【0023】
【表1】
【0024】
【表2】
【0025】実施例2 表3に示す鋼の成分組成を含む溶鋼を鋳造したスラブ
を、表4に示す熱延を行い、2.0mm厚みの熱延板と
した。次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、0.23m
m厚にした。次にこの冷延板を830℃×90秒間湿潤
水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。次いでアンモニア
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。
を、表4に示す熱延を行い、2.0mm厚みの熱延板と
した。次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、0.23m
m厚にした。次にこの冷延板を830℃×90秒間湿潤
水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。次いでアンモニア
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】得られた製品は、表4に示すように、本発
明の範囲であるPb添加、低S材で、且つ所定の熱延条
件にした方が、熱延板の耳割れが小さく、しかも磁束密
度の高い製品が得られた。
明の範囲であるPb添加、低S材で、且つ所定の熱延条
件にした方が、熱延板の耳割れが小さく、しかも磁束密
度の高い製品が得られた。
【0027】
【表3】
【0028】
【表4】
【0029】
【発明の効果】本発明によれば、Pb添加、低S材で、
且つ所定の熱延条件にすることで、熱延板の耳割れが小
さく、しかも磁束密度の高い良好な一方向性電磁鋼板を
製造することができる。
且つ所定の熱延条件にすることで、熱延板の耳割れが小
さく、しかも磁束密度の高い良好な一方向性電磁鋼板を
製造することができる。
【図1】熱延板耳割れ平均深さとスラブ加熱温度の関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量でC:0.025〜0.10%、S
i:2.5〜4.5%、Mn:0.05〜0.45%、
酸可溶性Al:0.01〜0.06%、N:0.000
5〜0.013%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、加熱した後、熱延し、最終
冷延圧下率50%以上の1回ないし中間焼鈍を含む2回
以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上焼鈍を行
い、また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%、S≦0.014%を含有せしめ、且つ12
80℃以下の温度に加熱した後の熱延に際し、粗圧延後
の板厚を25〜50mm、仕上圧延入口温度を900〜
1150℃、及び仕上圧延出口温度を800〜1100
℃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C:0.025〜
0.10%、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.05
〜0.45%、酸可溶性Al:0.01〜0.06%、
N:0.0005〜0.013%、Pb:0.005〜
0.50%、S:≦0.014%とし、さらにSn:
0.01〜0.10%、Sb:0.01〜0.15%、
Se≦0.04%及びCu:0.05〜1.0%の少な
くとも1種を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の電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33446392A JPH06179915A (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 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 |
---|---|---|---|
JP33446392A JPH06179915A (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06179915A true JPH06179915A (ja) | 1994-06-28 |
Family
ID=18277676
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP33446392A Withdrawn JPH06179915A (ja) | 1992-12-15 | 1992-12-15 | 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) | JPH06179915A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001506702A (ja) * | 1996-12-24 | 2001-05-22 | アッキアイ スペシャリ テルニ エス.ピー.エー. | 高磁気特性を備えた配向粒電気鋼板の製造方法 |
KR100480002B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
-
1992
- 1992-12-15 JP JP33446392A patent/JPH06179915A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001506702A (ja) * | 1996-12-24 | 2001-05-22 | アッキアイ スペシャリ テルニ エス.ピー.エー. | 高磁気特性を備えた配向粒電気鋼板の製造方法 |
JP4651755B2 (ja) * | 1996-12-24 | 2011-03-16 | アッキアイ スペシャリ テルニ エス.ピー.エー. | 高磁気特性を備えた配向粒電気鋼板の製造方法 |
KR100480002B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
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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 |