JPH07305116A - 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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- JPH07305116A JPH07305116A JP6094511A JP9451194A JPH07305116A JP H07305116 A JPH07305116 A JP H07305116A JP 6094511 A JP6094511 A JP 6094511A JP 9451194 A JP9451194 A JP 9451194A JP H07305116 A JPH07305116 A JP H07305116A
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- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
- H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高磁束密度低鉄損方向性電磁鋼板を安定して
製造する方法を提案する。 【構成】 Ｓｉ，Ａｌ，Ｎ等を含有する電磁鋼スラブを
１２８０℃以下の温度に加熱熱延し、熱延板焼鈍をし、
圧下率８０％以上で冷延し、脱炭焼鈍、窒化処理を施し
た後仕上げ焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造におい
て、熱延板の成分から求めたＡｌR ｛酸可溶性Ａｌ−
（２７／１４）×Ｎ｝ppm と仕上げ焼鈍昇温過程８００
〜１２００℃の雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスと
し、Ｎ2 の割合をＮ（％）とした場合、０．１９×Ａｌ
R ＋７．８≦Ｎ≦０．４５×ＡｌR −１（max ９０）の
関係を満し、かつ焼鈍雰囲気の酸化ポテンシャルＰ H2
O ／Ｐ H2 を０．０２０以下で仕上げ焼鈍を行うもので
ある。 【効果】 高磁束密度低鉄損材の製造を可能とする。
製造する方法を提案する。 【構成】 Ｓｉ，Ａｌ，Ｎ等を含有する電磁鋼スラブを
１２８０℃以下の温度に加熱熱延し、熱延板焼鈍をし、
圧下率８０％以上で冷延し、脱炭焼鈍、窒化処理を施し
た後仕上げ焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造におい
て、熱延板の成分から求めたＡｌR ｛酸可溶性Ａｌ−
（２７／１４）×Ｎ｝ppm と仕上げ焼鈍昇温過程８００
〜１２００℃の雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスと
し、Ｎ2 の割合をＮ（％）とした場合、０．１９×Ａｌ
R ＋７．８≦Ｎ≦０．４５×ＡｌR −１（max ９０）の
関係を満し、かつ焼鈍雰囲気の酸化ポテンシャルＰ H2
O ／Ｐ H2 を０．０２０以下で仕上げ焼鈍を行うもので
ある。 【効果】 高磁束密度低鉄損材の製造を可能とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は電機機器の鉄心に用いら
れる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので、これ
により鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造を
可能にするものである。
れる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので、これ
により鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造を
可能にするものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は鋼板面が｛１１０｝
面で、圧延方向が〈１００〉軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表す）を
持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変圧
器及び発電機用の鉄心に使用される。この鋼板は磁気特
性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければならな
い。磁化特性の良否はかけられた一定の磁場中で鉄心内
に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密度の高い
製品では鉄心を小型化できる。磁束密度の高さは鋼板結
晶粒の方位を｛１１０｝〈００１〉に高度に揃えること
によって達成できる。鉄損は鉄心に所定の交流磁場を与
えた場合に熱エネルギーとして消費される電力損失であ
り、その良否に対して磁束密度、板厚、被膜張力、不純
物量、比抵抗、結晶粒の大きさ等が影響する。磁束密度
の高い鋼板は電機機器の鉄心を小さくでき、又鉄損も小
さくなるので望ましく、当該技術分野ではできる限り磁
束密度の高い製品を安いコストで製造する方法の開発が
課題である。
面で、圧延方向が〈１００〉軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表す）を
持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変圧
器及び発電機用の鉄心に使用される。この鋼板は磁気特
性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければならな
い。磁化特性の良否はかけられた一定の磁場中で鉄心内
に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密度の高い
製品では鉄心を小型化できる。磁束密度の高さは鋼板結
晶粒の方位を｛１１０｝〈００１〉に高度に揃えること
によって達成できる。鉄損は鉄心に所定の交流磁場を与
えた場合に熱エネルギーとして消費される電力損失であ
り、その良否に対して磁束密度、板厚、被膜張力、不純
物量、比抵抗、結晶粒の大きさ等が影響する。磁束密度
の高い鋼板は電機機器の鉄心を小さくでき、又鉄損も小
さくなるので望ましく、当該技術分野ではできる限り磁
束密度の高い製品を安いコストで製造する方法の開発が
課題である。
【０００３】ところで、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．Ｌｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公
報に示されたＭｎＳを用いた２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
終冷間圧延率を８０％以上の強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ＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪
素鋼を２回冷延工程によって製造するプロセスであり、
比較的に高い磁束密度は得られている。
的な一方向性電磁鋼板の製造方法として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．Ｌｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公
報に示されたＭｎＳを用いた２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
終冷間圧延率を８０％以上の強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ＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪
素鋼を２回冷延工程によって製造するプロセスであり、
比較的に高い磁束密度は得られている。
【０００４】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が析出物
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、１２５０℃超、実際には１３００℃以上と
極めて高い温度にすることによって粗大に析出している
析出物を一旦固溶させ、その後の熱延中、或いは熱処理
中に析出させている。スラブ加熱温度を上げることはス
ラブ加熱時の使用エネルギーの増大、設備損傷率の増大
等の他、材質的にはスラブの結晶組織に起因する線状の
二次再結晶不良が発生し、特に薄手材、高Ｓｉ材におい
て顕著になってくる。
ような問題がある。即ち、上記技術はいずれもが析出物
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、１２５０℃超、実際には１３００℃以上と
極めて高い温度にすることによって粗大に析出している
析出物を一旦固溶させ、その後の熱延中、或いは熱処理
中に析出させている。スラブ加熱温度を上げることはス
ラブ加熱時の使用エネルギーの増大、設備損傷率の増大
等の他、材質的にはスラブの結晶組織に起因する線状の
二次再結晶不良が発生し、特に薄手材、高Ｓｉ材におい
て顕著になってくる。
【０００５】このような高温スラブ加熱法に対し特開昭
６２−４０３１５号公報或いは特開平５−１１２８２７
号公報に開示されている技術、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
ものがある。その手段は、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
を形成させるものである。鋼中にＮを侵入させる手段と
しては、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、脱炭焼鈍後段領域或いは脱炭焼鈍完
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。これらの方法によって磁気
特性（鉄損、磁束密度）の良好な方向性電磁鋼板が得ら
れているが、更なる高特性化が望まれるところである。
６２−４０３１５号公報或いは特開平５−１１２８２７
号公報に開示されている技術、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
ものがある。その手段は、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
を形成させるものである。鋼中にＮを侵入させる手段と
しては、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、脱炭焼鈍後段領域或いは脱炭焼鈍完
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。これらの方法によって磁気
特性（鉄損、磁束密度）の良好な方向性電磁鋼板が得ら
れているが、更なる高特性化が望まれるところである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この製造法においては
脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及びその集合組織が二
次再結晶粒の発達並びに磁気特性を大きく左右すること
は勿論であるが、脱炭焼鈍後に行う仕上げ焼鈍は良好な
Ｇｏｓｓ組織を発達させるうえで重要な工程である。特
に仕上げ焼鈍昇温過程（二次再結晶開始温度域）におけ
るインヒビターの弱体化（消失時間）が、二次再結晶方
位集積度を左右する。この因子としてインヒビターの
量、フォルステライト被膜の形成状態等がある。本発明
はこれら因子の適正化を図り、磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板を安定して製造することを可能とするもので
ある。
脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及びその集合組織が二
次再結晶粒の発達並びに磁気特性を大きく左右すること
は勿論であるが、脱炭焼鈍後に行う仕上げ焼鈍は良好な
Ｇｏｓｓ組織を発達させるうえで重要な工程である。特
に仕上げ焼鈍昇温過程（二次再結晶開始温度域）におけ
るインヒビターの弱体化（消失時間）が、二次再結晶方
位集積度を左右する。この因子としてインヒビターの
量、フォルステライト被膜の形成状態等がある。本発明
はこれら因子の適正化を図り、磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板を安定して製造することを可能とするもので
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、Ｃ：０．０２０〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜
５．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、Ｓ或いはＳｅ
を単独又は複合で≦０．１５％、酸可溶性Ａｌ：０．０
１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２
％、Ｓｎ：０．０２〜０．１５％、Ｃｒ：０．０３〜
０．２０％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる電磁鋼スラブを１２８０℃以下の温度に加熱した後
熱延し、熱延板焼鈍をし、最終圧下率が８０％以上の１
回又は中間焼鈍を介挿する２回以上の圧延をし、次い
で、脱炭焼鈍し、窒化処理を６５０〜８５０℃の温度で
ストリップを走行せしめる状態下で行った後、仕上げ焼
鈍をする一方向性電磁鋼板の製造において、ＡｌR （酸
可溶性Ａｌ−（２７／１４）×Ｎ）ppm と仕上げ焼鈍の
昇温過程８００〜１２００℃の雰囲気ガスをＮ2 とＨ2
の混合ガスとし、Ｎ2 ガスの割合をＮ（％）とした場
合、Ｎ≦９０かつ０．１９×ＡｌR ＋７．８≦Ｎ≦０．
４５×ＡｌR −１の関係を満たさせ、かつ焼鈍雰囲気の
酸化ポテンシャルＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２０以下と
して仕上げ焼鈍を行うものである。
ろは、Ｃ：０．０２０〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜
５．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、Ｓ或いはＳｅ
を単独又は複合で≦０．１５％、酸可溶性Ａｌ：０．０
１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２
％、Ｓｎ：０．０２〜０．１５％、Ｃｒ：０．０３〜
０．２０％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる電磁鋼スラブを１２８０℃以下の温度に加熱した後
熱延し、熱延板焼鈍をし、最終圧下率が８０％以上の１
回又は中間焼鈍を介挿する２回以上の圧延をし、次い
で、脱炭焼鈍し、窒化処理を６５０〜８５０℃の温度で
ストリップを走行せしめる状態下で行った後、仕上げ焼
鈍をする一方向性電磁鋼板の製造において、ＡｌR （酸
可溶性Ａｌ−（２７／１４）×Ｎ）ppm と仕上げ焼鈍の
昇温過程８００〜１２００℃の雰囲気ガスをＮ2 とＨ2
の混合ガスとし、Ｎ2 ガスの割合をＮ（％）とした場
合、Ｎ≦９０かつ０．１９×ＡｌR ＋７．８≦Ｎ≦０．
４５×ＡｌR −１の関係を満たさせ、かつ焼鈍雰囲気の
酸化ポテンシャルＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０２０以下と
して仕上げ焼鈍を行うものである。
【０００８】以下本発明を詳細に説明する。重量比で
Ｃ：０．０５３％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００７％、Ｃｒ：０．１０％、Ｐ：０．０
２０％、Ｓｎ：０．０５％、を含んだ溶鋼に、表１に示
す添加量で酸可溶性ＡｌとＮを変化させたスラブを造っ
た。
Ｃ：０．０５３％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００７％、Ｃｒ：０．１０％、Ｐ：０．０
２０％、Ｓｎ：０．０５％、を含んだ溶鋼に、表１に示
す添加量で酸可溶性ＡｌとＮを変化させたスラブを造っ
た。
【０００９】
【表１】
【００１０】このようなスラブを１１５０℃で加熱熱延
し２．３mmの熱延板を造った。これを１１２０℃＋９０
０℃で焼鈍した後急冷却した。次いで酸洗し０．２３mm
に冷間圧延した。これを湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼
鈍をし一次再結晶粒の粒径を２３〜２４μｍに調整し
た。この後窒化焼鈍を７５０℃×３０秒で水素、窒素、
アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほぼ２
００ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０時間の仕上
げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍の条件として、昇温過
程８００〜１２００℃までの雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の
混合ガスとし、Ｎ2 の割合を表２のように変化させて行
った。なお、雰囲気ガスの酸化ポテンシャルＰ H2 O ／
Ｐ H2 は０．０１０に調整した。又室温から８００℃ま
でのＮ2 は２５％とした。この後無水クロム酸、燐酸ア
ルミニウムを主成分とする張力コーティングを施した。
結果を図１に示す。この図から、０．１９×ＡｌR ＋
７．８≦Ｎ≦０．４５×ＡｌR −１（但しＮ≦９０％）
の範囲において磁束密度、鉄損共に優れた方向性電磁鋼
板が得られた。
し２．３mmの熱延板を造った。これを１１２０℃＋９０
０℃で焼鈍した後急冷却した。次いで酸洗し０．２３mm
に冷間圧延した。これを湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼
鈍をし一次再結晶粒の粒径を２３〜２４μｍに調整し
た。この後窒化焼鈍を７５０℃×３０秒で水素、窒素、
アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほぼ２
００ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０時間の仕上
げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍の条件として、昇温過
程８００〜１２００℃までの雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の
混合ガスとし、Ｎ2 の割合を表２のように変化させて行
った。なお、雰囲気ガスの酸化ポテンシャルＰ H2 O ／
Ｐ H2 は０．０１０に調整した。又室温から８００℃ま
でのＮ2 は２５％とした。この後無水クロム酸、燐酸ア
ルミニウムを主成分とする張力コーティングを施した。
結果を図１に示す。この図から、０．１９×ＡｌR ＋
７．８≦Ｎ≦０．４５×ＡｌR −１（但しＮ≦９０％）
の範囲において磁束密度、鉄損共に優れた方向性電磁鋼
板が得られた。
【００１１】
【表２】
【００１２】この理由については次のように考えてい
る。仕上げ焼鈍昇温過程特に８００℃以上の雰囲気ガス
中の窒素ガスの割合は鋼板中の窒化物の分解消失に影響
してくる。二次再結晶開始温度域におけるインヒビター
の絶対量は残留Ａｌ即ちＡｌR の小さいものが大きいも
のに比べて少ない。従ってＡｌR の小さいものは大きな
ものに比べて、分解消失が早くなり二次再結晶の開始及
び完了温度は低くなる。
る。仕上げ焼鈍昇温過程特に８００℃以上の雰囲気ガス
中の窒素ガスの割合は鋼板中の窒化物の分解消失に影響
してくる。二次再結晶開始温度域におけるインヒビター
の絶対量は残留Ａｌ即ちＡｌR の小さいものが大きいも
のに比べて少ない。従ってＡｌR の小さいものは大きな
ものに比べて、分解消失が早くなり二次再結晶の開始及
び完了温度は低くなる。
【００１３】一方、ＡｌR が大きくなると粒界移動の抑
制力が大きくなり、二次再結晶開始温度は高くなってく
る。温度が高くなると鋼板表面層においてはインヒビタ
ーの急激な分解消失が起こり、二次再結晶粒の発達が悪
くなる。これを防止するために、雰囲気ガスのＮ2 ％を
高めて、二次再結晶の安定化を図っている。Ｎ2 ％が
０．１９×ＡｌR ＋７．８０より低い場合はインヒビタ
ーの弱体化が早過ぎるため二次再結晶粒の発達が悪くな
り磁気特性不良となる。一方、Ｎ2 ％が０．４５×Ａｌ
R −１より高いと二次再結晶粒の発達は良好であるが、
結晶粒径が大きくなり鉄損特性を悪くする。なお、室温
から８００℃までの雰囲気ガスは特にこだわるものでは
ない。
制力が大きくなり、二次再結晶開始温度は高くなってく
る。温度が高くなると鋼板表面層においてはインヒビタ
ーの急激な分解消失が起こり、二次再結晶粒の発達が悪
くなる。これを防止するために、雰囲気ガスのＮ2 ％を
高めて、二次再結晶の安定化を図っている。Ｎ2 ％が
０．１９×ＡｌR ＋７．８０より低い場合はインヒビタ
ーの弱体化が早過ぎるため二次再結晶粒の発達が悪くな
り磁気特性不良となる。一方、Ｎ2 ％が０．４５×Ａｌ
R −１より高いと二次再結晶粒の発達は良好であるが、
結晶粒径が大きくなり鉄損特性を悪くする。なお、室温
から８００℃までの雰囲気ガスは特にこだわるものでは
ない。
【００１４】本発明の限定理由は以下の通りである。Ｃ
は、その含有量が０．０２０％未満になると、二次再結
晶が不安定になり、二次再結晶した場合でも製品の磁束
密度がＢ8 で１．８０Ｔと低いものとなる。一方、Ｃの
含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭
焼鈍時間が長くなり、生産性を損なう。好ましくは０．
０３〜０．０６％がよい。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５．０％を
超えて多くなり過ぎると材料の冷延性に問題を生ずる。
は、その含有量が０．０２０％未満になると、二次再結
晶が不安定になり、二次再結晶した場合でも製品の磁束
密度がＢ8 で１．８０Ｔと低いものとなる。一方、Ｃの
含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭
焼鈍時間が長くなり、生産性を損なう。好ましくは０．
０３〜０．０６％がよい。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５．０％を
超えて多くなり過ぎると材料の冷延性に問題を生ずる。
【００１５】本発明の出発材料の成分系における特徴の
一つは、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．０１５％以
下、好ましくは０．００７０％以下とする点にある。Ｓ
は周知の如くＭｎＳ，Ｓｅ又はＭｎＳｅを形成し粒成長
を抑制する作用をする。本発明においては二次再結晶粒
を発現させるに必要なインヒビターは脱炭焼鈍以降で造
り込むことを特徴としており、冷延以前で微細な析出物
が分散することは、一次再結晶粒径を調整して高磁束密
度低鉄損を得る本発明においては好ましくない。従って
Ｓ或いはＳｅは０．０１５％以下としている。又Ｓ或い
はＳｅ量を少なくすることは熱延時の耳割れの低減にも
効果が大きい。
一つは、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．０１５％以
下、好ましくは０．００７０％以下とする点にある。Ｓ
は周知の如くＭｎＳ，Ｓｅ又はＭｎＳｅを形成し粒成長
を抑制する作用をする。本発明においては二次再結晶粒
を発現させるに必要なインヒビターは脱炭焼鈍以降で造
り込むことを特徴としており、冷延以前で微細な析出物
が分散することは、一次再結晶粒径を調整して高磁束密
度低鉄損を得る本発明においては好ましくない。従って
Ｓ或いはＳｅは０．０１５％以下としている。又Ｓ或い
はＳｅ量を少なくすることは熱延時の耳割れの低減にも
効果が大きい。
【００１６】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、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
０〜０．０５０％添加する。Ｎは０．００３５〜０．０
１２％にする必要がある。０．０１２％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。又一次再
結晶組織の調整が困難になる。下限は０．００３５％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。
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、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
０〜０．０５０％添加する。Ｎは０．００３５〜０．０
１２％にする必要がある。０．０１２％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。又一次再
結晶組織の調整が困難になる。下限は０．００３５％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。
【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
持つ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。Ｃｒは脱炭焼鈍時の酸化を促進する
元素であるが、Ｓｎとの複合添加で仕上げ焼鈍後の被膜
形成が安定化する。Ｓｎは脱炭焼鈍後の集合組織を改善
し、ひいては二次再結晶粒を改善し被膜の安定化と相ま
って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの量は０．０２〜
０．１５％であり、これより少ないと効果が弱く、一方
多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達しなくな
る。好ましくは０．０３〜０．０８％がよい。
結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度を
持つ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。Ｃｒは脱炭焼鈍時の酸化を促進する
元素であるが、Ｓｎとの複合添加で仕上げ焼鈍後の被膜
形成が安定化する。Ｓｎは脱炭焼鈍後の集合組織を改善
し、ひいては二次再結晶粒を改善し被膜の安定化と相ま
って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの量は０．０２〜
０．１５％であり、これより少ないと効果が弱く、一方
多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達しなくな
る。好ましくは０．０３〜０．０８％がよい。
【００１８】Ｃｒの量は０．０３〜０．２０％である。
０．０３％未満では上記効果が得られない。又、０．２
０％超添加しても合金コストが上昇するだけで効果は向
上しないので制限される。好ましくは０．０５〜０．１
５％がよい。この他微量のＰ，Ｃｕを含むことは本発明
の主旨を損うものではない。
０．０３％未満では上記効果が得られない。又、０．２
０％超添加しても合金コストが上昇するだけで効果は向
上しないので制限される。好ましくは０．０５〜０．１
５％がよい。この他微量のＰ，Ｃｕを含むことは本発明
の主旨を損うものではない。
【００１９】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、転炉或い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
続鋳造によって或いは造塊後分塊圧延することによって
得られる。熱延板の焼鈍は公知の方法でよいが、９００
〜１１７０℃の温度で行った後急冷却をするのが望まし
い。なお熱延板の焼鈍を省略しても充分商品価値あるも
のが製造可能である。冷延率は高いＢ8 値を得るために
８０％以上とする。脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結
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。これは通常８００〜９００℃の温度域で湿
水素、窒素ガス中で行う。
する。電磁鋼スラブは、転炉或い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
続鋳造によって或いは造塊後分塊圧延することによって
得られる。熱延板の焼鈍は公知の方法でよいが、９００
〜１１７０℃の温度で行った後急冷却をするのが望まし
い。なお熱延板の焼鈍を省略しても充分商品価値あるも
のが製造可能である。冷延率は高いＢ8 値を得るために
８０％以上とする。脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結
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。これは通常８００〜９００℃の温度域で湿
水素、窒素ガス中で行う。
【００２０】次に窒化処理条件の限定理由について述べ
る。図２は窒素が最も鋼中に入りやすいＨ2 ガスとＮＨ
3 ガスの混合ガスを雰囲気として、３０秒間窒化処理を
行った後、仕上げ焼鈍して得られた製品が良好な二次再
結晶を示す領域を、窒化処理温度と鋼板の窒素量とＮＨ
3 ガス濃度の関係で示したものである。この図から明ら
かなごとく、６５０〜８５０℃の温度域で窒化が良好で
あることがわかる。なお８５０℃を超えると一次再結晶
粒が成長し二次再結晶不良となる。又６５０℃未満では
窒化が困難になり二次再結晶不良となる。良好な二次再
結晶粒を安定して発達させるには窒素量は１２０ppm 以
上、好ましくは１５０ppm 以上必要である。上記窒化条
件で、この範囲の窒化量が得られる。この後ＭｇＯ，Ｔ
ｉＯ2 を主成分とするスラリーを塗布し１１００℃以上
の温度で仕上げ焼鈍を行う。
る。図２は窒素が最も鋼中に入りやすいＨ2 ガスとＮＨ
3 ガスの混合ガスを雰囲気として、３０秒間窒化処理を
行った後、仕上げ焼鈍して得られた製品が良好な二次再
結晶を示す領域を、窒化処理温度と鋼板の窒素量とＮＨ
3 ガス濃度の関係で示したものである。この図から明ら
かなごとく、６５０〜８５０℃の温度域で窒化が良好で
あることがわかる。なお８５０℃を超えると一次再結晶
粒が成長し二次再結晶不良となる。又６５０℃未満では
窒化が困難になり二次再結晶不良となる。良好な二次再
結晶粒を安定して発達させるには窒素量は１２０ppm 以
上、好ましくは１５０ppm 以上必要である。上記窒化条
件で、この範囲の窒化量が得られる。この後ＭｇＯ，Ｔ
ｉＯ2 を主成分とするスラリーを塗布し１１００℃以上
の温度で仕上げ焼鈍を行う。
【００２１】次に本発明における仕上げ焼鈍の昇温過程
８００〜１２００℃の雰囲気ガスの酸化ポテンシャルの
限定理由を説明する。重量比でＣ：０．０５５％、Ｓ
ｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１２％、Ｐ：０．０２５％、Ｓｎ：０．
０５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％を含んだスラブを
１１５０℃で加熱熱延し２．３mmの熱延板を造った。こ
れを１１２０℃＋９００℃で焼鈍した後急冷却した。次
いで酸洗し０．２３mmに冷間圧延した。これを湿水素、
窒素雰囲気中で脱炭焼鈍し一次再結晶粒の粒径を２３〜
２４μｍに調整した。
８００〜１２００℃の雰囲気ガスの酸化ポテンシャルの
限定理由を説明する。重量比でＣ：０．０５５％、Ｓ
ｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１２％、Ｐ：０．０２５％、Ｓｎ：０．
０５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％を含んだスラブを
１１５０℃で加熱熱延し２．３mmの熱延板を造った。こ
れを１１２０℃＋９００℃で焼鈍した後急冷却した。次
いで酸洗し０．２３mmに冷間圧延した。これを湿水素、
窒素雰囲気中で脱炭焼鈍し一次再結晶粒の粒径を２３〜
２４μｍに調整した。
【００２２】この後、窒化焼鈍を７５０℃×３０秒で水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２００ppm に調整した。次いで、ＭｇＯ，Ｔｉ
Ｏ2を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２
０時間の仕上げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍の条件と
して、昇温過程８００〜１２００℃までの雰囲気ガスを
Ｎ2 ：５０％、Ｈ2 ：５０％の混合ガスとし、雰囲気ガ
スの酸化ポテンシャルＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０１，
０．０２，０．０３，０．０４の４水準に変化させて処
理した。なお、室温から８００℃までのＮ2 は２５％と
した。この後無水クロム酸、燐酸アルミニウムを主成分
とする張力コーティングを施した。結果を図３に示す。
この結果からＰ H2 O ／Ｐ H2 ：０．０２以下において
低鉄損材が得られた。この理由は０．０２を超えると被
膜の形成が悪くなりこれが鉄損特性に悪影響しているも
のと考えられる。このような理由からＰ H2 O ／Ｐ H2
は０．０２以下とした。
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２００ppm に調整した。次いで、ＭｇＯ，Ｔｉ
Ｏ2を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２
０時間の仕上げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍の条件と
して、昇温過程８００〜１２００℃までの雰囲気ガスを
Ｎ2 ：５０％、Ｈ2 ：５０％の混合ガスとし、雰囲気ガ
スの酸化ポテンシャルＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．０１，
０．０２，０．０３，０．０４の４水準に変化させて処
理した。なお、室温から８００℃までのＮ2 は２５％と
した。この後無水クロム酸、燐酸アルミニウムを主成分
とする張力コーティングを施した。結果を図３に示す。
この結果からＰ H2 O ／Ｐ H2 ：０．０２以下において
低鉄損材が得られた。この理由は０．０２を超えると被
膜の形成が悪くなりこれが鉄損特性に悪影響しているも
のと考えられる。このような理由からＰ H2 O ／Ｐ H2
は０．０２以下とした。
【００２３】
実施例１ 重量比で、Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：３．５％、Ｍｎ：
０．１０％、Ｓ：０．００７％、Ｎ：０．００７５％、
Ｃｒ：０．１２％、Ｓｎ：０．０５％、Ｐ：０．０２５
％を含んだ溶鋼に酸可溶性Ａｌを０．０２５％、
０．０２８％、０．０３５％と３水準変化させたスラ
ブを造った。このスラブを１１５０℃で加熱熱延し２．
３mmの熱延板にした。これを１１２０℃＋９００℃で焼
鈍した後急冷却した。次いで酸洗し０．３０mmに冷間圧
延した。これを湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし一
次再結晶粒の粒径を２４〜２５μｍに調整した。
０．１０％、Ｓ：０．００７％、Ｎ：０．００７５％、
Ｃｒ：０．１２％、Ｓｎ：０．０５％、Ｐ：０．０２５
％を含んだ溶鋼に酸可溶性Ａｌを０．０２５％、
０．０２８％、０．０３５％と３水準変化させたスラ
ブを造った。このスラブを１１５０℃で加熱熱延し２．
３mmの熱延板にした。これを１１２０℃＋９００℃で焼
鈍した後急冷却した。次いで酸洗し０．３０mmに冷間圧
延した。これを湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし一
次再結晶粒の粒径を２４〜２５μｍに調整した。
【００２４】この後７５０℃×３０秒の窒化処理を水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い鋼板の窒素量
をほぼ２１０ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2
を主成分とするスラリーを塗布し１２００℃×２０時間
の仕上げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は表４のような
条件で行った。昇温過程８００〜１２００℃までの雰囲
気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスとし、Ｎ2 の割合を表３
のように変化させて行った。なお、室温から８００℃ま
ではＨ2 ：７５％、Ｎ2 ：２５％とし、酸化ポテンシャ
ル：０．０１５とした。結果を表４に示す。本発明の範
囲において高磁束密度低鉄損材が得られた。
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い鋼板の窒素量
をほぼ２１０ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2
を主成分とするスラリーを塗布し１２００℃×２０時間
の仕上げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は表４のような
条件で行った。昇温過程８００〜１２００℃までの雰囲
気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスとし、Ｎ2 の割合を表３
のように変化させて行った。なお、室温から８００℃ま
ではＨ2 ：７５％、Ｎ2 ：２５％とし、酸化ポテンシャ
ル：０．０１５とした。結果を表４に示す。本発明の範
囲において高磁束密度低鉄損材が得られた。
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】実施例２ 重量比で、Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：
０．１０％、Ｓ：０．００７％、Ｎ：０．００７８％、
Ｃｒ：０．１２％、Ｓｎ：０．０５％、Ｐ：０．０２５
％を含んだ溶鋼に酸可溶性Ａｌを０．０２４％、
０．０３０％、０．０３５％と３水準変化させたスラ
ブを造った。このスラブを１１５０℃で加熱熱延し１．
８mmの熱延板にした。これを１１２０℃＋９００℃で焼
鈍した後急冷却した。次いで酸洗し０．１７mmに冷間圧
延した。これを湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし一
次再結晶粒の粒径を２２〜２３μｍに調整した。
０．１０％、Ｓ：０．００７％、Ｎ：０．００７８％、
Ｃｒ：０．１２％、Ｓｎ：０．０５％、Ｐ：０．０２５
％を含んだ溶鋼に酸可溶性Ａｌを０．０２４％、
０．０３０％、０．０３５％と３水準変化させたスラ
ブを造った。このスラブを１１５０℃で加熱熱延し１．
８mmの熱延板にした。これを１１２０℃＋９００℃で焼
鈍した後急冷却した。次いで酸洗し０．１７mmに冷間圧
延した。これを湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし一
次再結晶粒の粒径を２２〜２３μｍに調整した。
【００２８】この後、７５０℃×３０秒の窒化処理を水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２００ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ
2 を主成分とするスラリーを塗布し、１２００℃×２０
時間の仕上げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は表６のよ
うな条件で行った。昇温過程８００〜１２００℃までの
雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスとし、Ｎ2 の割合を
表５のように変化させて行った。なお、室温から８００
℃まではＨ2 ：７５％、Ｎ2 ：２５％とし、酸化ポテン
シャル：０．０１０とした。この後無水クロム酸、燐酸
アルミニウムを主成分とする張力コーティングを施し磁
気測定を行った。結果を表６に示す。本発明の範囲にお
いて高磁束密度低鉄損材が得られた。
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２００ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ
2 を主成分とするスラリーを塗布し、１２００℃×２０
時間の仕上げ焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は表６のよ
うな条件で行った。昇温過程８００〜１２００℃までの
雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスとし、Ｎ2 の割合を
表５のように変化させて行った。なお、室温から８００
℃まではＨ2 ：７５％、Ｎ2 ：２５％とし、酸化ポテン
シャル：０．０１０とした。この後無水クロム酸、燐酸
アルミニウムを主成分とする張力コーティングを施し磁
気測定を行った。結果を表６に示す。本発明の範囲にお
いて高磁束密度低鉄損材が得られた。
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】
【発明の効果】本発明により磁気特性の良好な方向性電
磁鋼板を得ることができる。
磁鋼板を得ることができる。
【図１】ＡｌR と仕上げ焼鈍のＮ2 ％と磁気特性の関係
を示す図表である。
を示す図表である。
【図２】窒化温度、窒素量と二次再結晶良否の関係を示
す図表である。
す図表である。
【図３】仕上げ焼鈍のＰ H2 O ／Ｐ H2 と磁気特性の関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 久保田 猛 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０２０〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜５．０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．１５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００３５〜０．０１２％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１５％、 Ｃｒ：０．０３〜０．２０％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、
１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延し、熱延板焼鈍
をし、最終圧下率が８０％以上の１回又は中間焼鈍を介
挿する２回以上の圧延をし、次いで脱炭焼鈍し、窒化処
理を６５０〜８５０℃の温度でストリップを走行せしめ
る状態下で行った後仕上げ焼鈍をする一方向性電磁鋼板
の製造において、ＡｌR （酸可溶性Ａｌ−（２７／１
４）×Ｎ）ppm と仕上げ焼鈍の昇温過程８００〜１２０
０℃の雰囲気ガスをＮ2 とＨ2 の混合ガスとし、Ｎ2 ガ
スの割合をＮ（％）とした場合、Ｎ≦９０かつ０．１９
×ＡｌR ＋７．８≦Ｎ≦０．４５×ＡｌR −１の関係を
満たさせ、かつ焼鈍雰囲気の酸化ポテンシャルＰ H2 O
／Ｐ H2 を０．０２０以下として仕上げ焼鈍を行うこと
を特徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6094511A JPH07305116A (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP6094511A JPH07305116A (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07305116A true JPH07305116A (ja) | 1995-11-21 |
Family
ID=14112354
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6094511A Withdrawn JPH07305116A (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 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) | JPH07305116A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
| RU2503728C1 (ru) * | 2010-05-25 | 2014-01-10 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Способ изготовления листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой |
| US11603572B2 (en) | 2018-09-27 | 2023-03-14 | Posco Co., Ltd | Grain-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same |
-
1994
- 1994-05-06 JP JP6094511A patent/JPH07305116A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
| WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US8303730B2 (en) | 2008-09-10 | 2012-11-06 | Nippon Steel Corporation | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet |
| RU2503728C1 (ru) * | 2010-05-25 | 2014-01-10 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Способ изготовления листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой |
| US11603572B2 (en) | 2018-09-27 | 2023-03-14 | Posco Co., Ltd | Grain-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same |
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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: 20010731 |