JPH09137223A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH09137223A JPH09137223A JP7292971A JP29297195A JPH09137223A JP H09137223 A JPH09137223 A JP H09137223A JP 7292971 A JP7292971 A JP 7292971A JP 29297195 A JP29297195 A JP 29297195A JP H09137223 A JPH09137223 A JP H09137223A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、鉄損特性の優れた高磁束密度一方
向性電磁鋼板の製造を目的とする。 【解決手段】 Ｓｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５〜
０．０１２％、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で≦０．０
１５％、その他Ｃ、Ｍｎ、必要に応じてＳｎ、Ｃｒを添
加する電磁鋼にＭｏを０．００５〜０．０８％を添加し
たスラブを、１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延
し、圧延率８０％以上の冷延を行う。次いで脱炭焼鈍
後、６５０〜８５０℃の温度でストリップ走行状態下で
鋼板の〔Ｎ〕量が１２０ｐｐｍ以上となる窒化処理を行
い、更に仕上げ焼鈍を行う。
向性電磁鋼板の製造を目的とする。 【解決手段】 Ｓｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５〜
０．０１２％、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で≦０．０
１５％、その他Ｃ、Ｍｎ、必要に応じてＳｎ、Ｃｒを添
加する電磁鋼にＭｏを０．００５〜０．０８％を添加し
たスラブを、１２８０℃以下の温度に加熱した後熱延
し、圧延率８０％以上の冷延を行う。次いで脱炭焼鈍
後、６５０〜８５０℃の温度でストリップ走行状態下で
鋼板の〔Ｎ〕量が１２０ｐｐｍ以上となる窒化処理を行
い、更に仕上げ焼鈍を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は電機機器の鉄心に用
いられる鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造
方法に関するものである。
いられる鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、鋼板面が｛１１
０｝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）をも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、付与さ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。
０｝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）をも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、付与さ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。
【０００３】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、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気
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。
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、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気
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。
【０００４】現在、工業的に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種類があるが、各々
については長所、短所がある。第一の技術はM. F. Litt
mannによる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭｎ
Ｓを用いた二回冷延プロセスであり、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
磁束密度が得られている。
方向性電磁鋼板の製造方法として３種類があるが、各々
については長所、短所がある。第一の技術はM. F. Litt
mannによる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭｎ
Ｓを用いた二回冷延プロセスであり、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
磁束密度が得られている。
【０００５】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
大等のほか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
いてはこの傾向が顕著になってくる。
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
大等のほか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
いてはこの傾向が顕著になってくる。
【０００６】このような高温スラブ加熱法に対し特開昭
６２−４０３１５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）完了以降から仕上焼鈍における二次再結晶発現以前
までに造り込む方法がある。その手段としては、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Ｎ
Ｈ3 等の窒化源となる雰囲気ガスを用いて行う方法が知
られている。
６２−４０３１５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）完了以降から仕上焼鈍における二次再結晶発現以前
までに造り込む方法がある。その手段としては、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Ｎ
Ｈ3 等の窒化源となる雰囲気ガスを用いて行う方法が知
られている。
【０００７】このように、低鉄損でかつ高磁束密度の一
方向性電磁鋼板の製造方法においては、脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒の粒径及びその集合組織並びにインヒビター
の挙動が二次再結晶粒の発達及びその集合組織を大きく
左右する。これらを制御する方法としては既に多くの提
案がなされている。その一つの提案として溶鋼中にＭｏ
を添加して磁気特性を改善する方法があり、この技術は
例えば、特開昭５２−２４１１６号公報や特開昭５５−
１３４６９号公報に開示されている。特開昭５２−２４
１１６号公報はＡｌＮを主インヒビターとする電磁鋼に
Ｍｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ等の炭、窒化物
を形成する元素の中から選ばれるいずれか１種または２
種以上添加して炭、窒化物とすることによりＡｌＮの析
出挙動を変化させてスラブ加熱温度を下げようとするも
のである。これは前述した第二の技術に基ずくもので、
インヒビターは製鋼段階から調整する製造方法である。
特開昭５５−１３４６９号公報は前述した第三の技術に
属するものであり、Ｍｏはインヒビターとして添加され
一次再結晶粒の成長を抑制する機能をもたせることを特
徴としており、ＳｂとＳｅあるいはＳとＭｏ（０．００
３〜０．１％）との添加によって、一次再結晶粒成長抑
制効果が強められ、｛１１０｝＜１１０＞方位の二次再
結晶粒の発達を容易にするとしている。これもインヒビ
ターを製鋼段階から調整して造り込む従来の製造方法で
ある。
方向性電磁鋼板の製造方法においては、脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒の粒径及びその集合組織並びにインヒビター
の挙動が二次再結晶粒の発達及びその集合組織を大きく
左右する。これらを制御する方法としては既に多くの提
案がなされている。その一つの提案として溶鋼中にＭｏ
を添加して磁気特性を改善する方法があり、この技術は
例えば、特開昭５２−２４１１６号公報や特開昭５５−
１３４６９号公報に開示されている。特開昭５２−２４
１１６号公報はＡｌＮを主インヒビターとする電磁鋼に
Ｍｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ等の炭、窒化物
を形成する元素の中から選ばれるいずれか１種または２
種以上添加して炭、窒化物とすることによりＡｌＮの析
出挙動を変化させてスラブ加熱温度を下げようとするも
のである。これは前述した第二の技術に基ずくもので、
インヒビターは製鋼段階から調整する製造方法である。
特開昭５５−１３４６９号公報は前述した第三の技術に
属するものであり、Ｍｏはインヒビターとして添加され
一次再結晶粒の成長を抑制する機能をもたせることを特
徴としており、ＳｂとＳｅあるいはＳとＭｏ（０．００
３〜０．１％）との添加によって、一次再結晶粒成長抑
制効果が強められ、｛１１０｝＜１１０＞方位の二次再
結晶粒の発達を容易にするとしている。これもインヒビ
ターを製鋼段階から調整して造り込む従来の製造方法で
ある。
【０００８】一方、磁気特性に大きく影響を及ぼす因子
として二次再結晶粒の集合組織の他にグラス被膜（フォ
ルステライト）がある。グラス被膜の主な役割は鋼板を
積層した場合に板間に渦電流が流れないようにする絶縁
抵抗の他に鋼板との熱膨張脹係数の差によって生じる張
力により鉄損低減を図るものであるが、このグラス被膜
の改善についても多くの提案がなされている。この張力
と鉄損の関係についての基礎データーは例えば日本機械
学会誌第８１巻第７１０号、図５に示されている。この
グラス被膜の形成状態（被膜厚み、地鉄境界の凹凸の程
度、等）が磁気特性及び磁区制御効果に大きく影響す
る。
として二次再結晶粒の集合組織の他にグラス被膜（フォ
ルステライト）がある。グラス被膜の主な役割は鋼板を
積層した場合に板間に渦電流が流れないようにする絶縁
抵抗の他に鋼板との熱膨張脹係数の差によって生じる張
力により鉄損低減を図るものであるが、このグラス被膜
の改善についても多くの提案がなされている。この張力
と鉄損の関係についての基礎データーは例えば日本機械
学会誌第８１巻第７１０号、図５に示されている。この
グラス被膜の形成状態（被膜厚み、地鉄境界の凹凸の程
度、等）が磁気特性及び磁区制御効果に大きく影響す
る。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上述したような従来技
術では、二次再結晶粒の集合組織とグラス被膜を改善
し、低鉄損でかつ高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造
するには至っていないのが現状である。そこで、本発明
者らは、高温スラブ加熱を不要とし、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
前までに窒化によりインヒビター源を導入する方法をベ
ースに、グラス被膜の形成状態を改善しうる要因を探索
したところ、Ｍｏを地鉄中に含有させることによりグラ
ス被膜の形成状態が著しく改善され、磁区制御効果が大
きくなることを見い出した。
術では、二次再結晶粒の集合組織とグラス被膜を改善
し、低鉄損でかつ高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造
するには至っていないのが現状である。そこで、本発明
者らは、高温スラブ加熱を不要とし、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
前までに窒化によりインヒビター源を導入する方法をベ
ースに、グラス被膜の形成状態を改善しうる要因を探索
したところ、Ｍｏを地鉄中に含有させることによりグラ
ス被膜の形成状態が著しく改善され、磁区制御効果が大
きくなることを見い出した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明はこのグラス被膜
の形成状態を磁区制御に好ましい方向に制御することに
よって磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を安定して製
造することを可能にするものであり、その要旨は、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：０．０１０〜０．
０５０％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％、Ｍｏ：
０．００５〜０．０８％、必要に応じて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、必要に応じ
て熱延板焼鈍をし、一回又は中間焼鈍を介挿する二回以
上の圧延でその最終圧延率を８０％以上とし、次いで脱
炭焼鈍を行い、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、水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中で窒化後の鋼板の［Ｎ］量が１２０pp
m 以上となるように行い、その後仕上げ焼鈍をするもの
である。
の形成状態を磁区制御に好ましい方向に制御することに
よって磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を安定して製
造することを可能にするものであり、その要旨は、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：０．０１０〜０．
０５０％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％、Ｍｏ：
０．００５〜０．０８％、必要に応じて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、必要に応じ
て熱延板焼鈍をし、一回又は中間焼鈍を介挿する二回以
上の圧延でその最終圧延率を８０％以上とし、次いで脱
炭焼鈍を行い、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、水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中で窒化後の鋼板の［Ｎ］量が１２０pp
m 以上となるように行い、その後仕上げ焼鈍をするもの
である。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下本発明を詳細に説明する。重
量％でＣ：０．０５２、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１
０％、Ｓ：０．００８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８
％、Ｃｒ：０．１２％、Ｐ：０．０２５％、Ｓｎ：０．
０５％、Ｎ：０．００８０％、を含んだ溶鋼にＭｏを表
１に示す量で段階的に添加したスラブを造った。
量％でＣ：０．０５２、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１
０％、Ｓ：０．００８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８
％、Ｃｒ：０．１２％、Ｐ：０．０２５％、Ｓｎ：０．
０５％、Ｎ：０．００８０％、を含んだ溶鋼にＭｏを表
１に示す量で段階的に添加したスラブを造った。
【００１２】 表１ ───────────────────────────────── Ｍｏ（％） 無添加 0.002 0.005 0.02 0.05 0.08 0.10 0.15 ───────────────────────────────── この様なスラブを１１５０℃で加熱熱延し、２．３mmの
熱延板を造った。これを１１２０℃＋９００℃で焼鈍し
た後急冷却した。次いで酸洗し０．２３mmに冷延しこれ
を８３０℃×３０秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中
で行った。この後窒化処理を７５０℃×３０秒で水素、
窒素、アンモニア混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほ
ぼ２００ppm に調整した。次いでＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０時間の
仕上げ焼鈍をおこなった。この後水洗し所定の処理をし
て磁気測定と被膜の断面観察を行った。この後、酸によ
りグラス被膜を除去し再度磁気測定を行った。
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に冷延しこれ
を８３０℃×３０秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素雰囲気中
で行った。この後窒化処理を７５０℃×３０秒で水素、
窒素、アンモニア混合ガス中で行い、鋼板の窒素量をほ
ぼ２００ppm に調整した。次いでＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０時間の
仕上げ焼鈍をおこなった。この後水洗し所定の処理をし
て磁気測定と被膜の断面観察を行った。この後、酸によ
りグラス被膜を除去し再度磁気測定を行った。
【００１３】更に同一処理をした被膜付き材料に、特開
昭６１−１１７２１８号公報に基づく磁区制御を施し
た。この磁区制御の条件は、歯先幅５０μｍ、溝ピッチ
５mmのロールを用いて鋼板に深さ約１５μｍの溝を形成
した後、８５０℃×４時間の焼鈍を行った。これらの結
果を次に説明する。図１にＭｏの添加量と磁束密度の関
係を被膜付きと被膜を除去した材料について示した。被
膜付き材料においてはＭｏ添加量０．００５〜０．０８
％の範囲で磁束密度が高くなっているが、被膜を除去す
ると、添加量０．０８％まではほとんど差が認められな
いが、これを超えると急激に磁束密度が劣化することが
分った。この事実からＭｏ添加量０〜０．０８％までは
地鉄の結晶方位集積度に差はないが、これを超えると劣
化してくると言える。図２に上述した素材にＭｏ添加量
の差異によるグラス被膜の断面図を示した。（ａ）はＭ
ｏ無添加の比較材のグラス被膜の断面図であり、（ｂ）
はＭｏ添加量０．０５％のＭｏ添加材のグラス被膜の断
面図をそれぞれ示したものである。図２から分るよう
に、（ａ）のＭｏ無添加の比較材においては、グラス被
膜と地鉄の境界部が凹凸状をなし、被膜厚みが不均一
で、しかも磁束が分断されているのに対し、Ｍｏ：０．
０５％含有するＭｏ添加材においては地鉄とグラス被膜
の境界がスムースになっており、被膜の厚みも均一化さ
れていることが明らかに分る。これらの結果から、被膜
付きの磁束密度の向上はＭｏの適量添加による被膜の形
成状態の改善効果と考えられる。このメカニズムは明確
でないが、Ｍｏが脱炭焼鈍時、仕上げ焼鈍時に鋼板の表
面層に濃縮しファイヤライトの生成及びフォルステライ
ト形成に影響を与えているものと考えている。図３は磁
区制御後の鉄損特性を示したものである。この様な現象
は、本発明の様な、スラブ加熱温度が低く、後工程で窒
化を行う一方向性電磁鋼板特有のものであり、本発明の
範囲において磁区制御効果が大きく低鉄損が得られるこ
とが判る。これは地鉄境界がスムースになったことによ
り、磁区の細分化とあいまって磁壁移動を容易にしてい
るものと考えている。
昭６１−１１７２１８号公報に基づく磁区制御を施し
た。この磁区制御の条件は、歯先幅５０μｍ、溝ピッチ
５mmのロールを用いて鋼板に深さ約１５μｍの溝を形成
した後、８５０℃×４時間の焼鈍を行った。これらの結
果を次に説明する。図１にＭｏの添加量と磁束密度の関
係を被膜付きと被膜を除去した材料について示した。被
膜付き材料においてはＭｏ添加量０．００５〜０．０８
％の範囲で磁束密度が高くなっているが、被膜を除去す
ると、添加量０．０８％まではほとんど差が認められな
いが、これを超えると急激に磁束密度が劣化することが
分った。この事実からＭｏ添加量０〜０．０８％までは
地鉄の結晶方位集積度に差はないが、これを超えると劣
化してくると言える。図２に上述した素材にＭｏ添加量
の差異によるグラス被膜の断面図を示した。（ａ）はＭ
ｏ無添加の比較材のグラス被膜の断面図であり、（ｂ）
はＭｏ添加量０．０５％のＭｏ添加材のグラス被膜の断
面図をそれぞれ示したものである。図２から分るよう
に、（ａ）のＭｏ無添加の比較材においては、グラス被
膜と地鉄の境界部が凹凸状をなし、被膜厚みが不均一
で、しかも磁束が分断されているのに対し、Ｍｏ：０．
０５％含有するＭｏ添加材においては地鉄とグラス被膜
の境界がスムースになっており、被膜の厚みも均一化さ
れていることが明らかに分る。これらの結果から、被膜
付きの磁束密度の向上はＭｏの適量添加による被膜の形
成状態の改善効果と考えられる。このメカニズムは明確
でないが、Ｍｏが脱炭焼鈍時、仕上げ焼鈍時に鋼板の表
面層に濃縮しファイヤライトの生成及びフォルステライ
ト形成に影響を与えているものと考えている。図３は磁
区制御後の鉄損特性を示したものである。この様な現象
は、本発明の様な、スラブ加熱温度が低く、後工程で窒
化を行う一方向性電磁鋼板特有のものであり、本発明の
範囲において磁区制御効果が大きく低鉄損が得られるこ
とが判る。これは地鉄境界がスムースになったことによ
り、磁区の細分化とあいまって磁壁移動を容易にしてい
るものと考えている。
【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。
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。
【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。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０．００７
０％以下とする点にある。Ｓは周知の如くＭｎＳを形成
し、Ｓｅ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を単独
又は複合で０．０１５％以下としている。又Ｓ，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。
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。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０．００７
０％以下とする点にある。Ｓは周知の如くＭｎＳを形成
し、Ｓｅ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を単独
又は複合で０．０１５％以下としている。又Ｓ，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、０．０１０
〜０．０５０％添加する。Ｎは０．００３５〜０．０１
２％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、０．０１０
〜０．０５０％添加する。Ｎは０．００３５〜０．０１
２％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
も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焼鈍後の被膜形
成が安定化する。この被膜安定化のためのＣｒの適量は
０．０３〜０．２０％、好ましくは０．０５〜０．１５
％である。
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、０．０５０〜
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焼鈍後の被膜形
成が安定化する。この被膜安定化のためのＣｒの適量は
０．０３〜０．２０％、好ましくは０．０５〜０．１５
％である。
【００１８】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の適量は０．０２〜０．１
５％である。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にくくなるので
０．０２％以上が望ましい。より好ましくは０．０３〜
０．０８％がよい。
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の適量は０．０２〜０．１
５％である。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にくくなるので
０．０２％以上が望ましい。より好ましくは０．０３〜
０．０８％がよい。
【００１９】Ｍｏは前述したようにグラス被膜と地鉄の
境界とスムースにする効果が有り、その添加量は、０．
００５〜０．０８％がよい。より好ましくは０．０１〜
０．０５％がよい。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。このようにして得られたスラブはスラ
ブ加熱炉で１２８０℃以下の温度、好ましくは１１５０
℃近傍の温度で加熱された後、引続き通常の熱延条件で
２．３mmの板厚に熱延する。
境界とスムースにする効果が有り、その添加量は、０．
００５〜０．０８％がよい。より好ましくは０．０１〜
０．０５％がよい。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。このようにして得られたスラブはスラ
ブ加熱炉で１２８０℃以下の温度、好ましくは１１５０
℃近傍の温度で加熱された後、引続き通常の熱延条件で
２．３mmの板厚に熱延する。
【００２０】次に窒化処理条件の限定理由について述べ
る。図４は窒素が最も鋼中に入り易いＨ2 ガスとＮＨ3
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ＮＨ3 ガ
ス濃度の関係を示す。
る。図４は窒素が最も鋼中に入り易いＨ2 ガスとＮＨ3
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ＮＨ3 ガ
ス濃度の関係を示す。
【００２１】図４から明らかな如く、７５０〜８５０℃
の温度域で窒化が良好であることが判る。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 以上必要である。以上の理由から
窒化処理温度は６５０〜８５０℃とし、鋼板中の窒素量
は１２０ppm とした。この後ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分
とするスラリーを塗布し１１００℃以上の温度で仕上焼
鈍を公知の方法で行う。
の温度域で窒化が良好であることが判る。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 以上必要である。以上の理由から
窒化処理温度は６５０〜８５０℃とし、鋼板中の窒素量
は１２０ppm とした。この後ＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主成分
とするスラリーを塗布し１１００℃以上の温度で仕上焼
鈍を公知の方法で行う。
【００２２】
＜実施例１＞重量％でＣ：０．０５６％、Ｓｉ：３．２
５％、Ｍｎ：０．１０％、Ｓ：０．００７％酸化溶性Ａ
ｌ：０．０２８％、Ｃｒ：０．１１％、Ｎ：０．００７
８％、Ｓｎ：０．０６％、を含んだ溶鋼にＭｏを（ａ）
無添加、（ｂ）０．０２５％、（ｃ）０．０５％、
（ｄ）０．１２％を添加したスラブを造り、これをスラ
ブ加熱温度１１５０℃に加熱後熱延し２．３mmの熱延板
にした。次いで１１２０℃＋９００℃で焼鈍した後急冷
却した。次いで酸洗し、０．２７mmに冷延した。これを
８３０℃×１２０秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素、の混合
ガス中で行った。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。この後燐酸アルミニウム、
無水クロム酸を主成分とする液を塗布し焼き付け磁気特
性を測定した。この後歪み取り焼鈍に耐える磁区制御を
行い再度磁気特性の測定を行った。その磁気特性の測定
結果を表２に示した。
５％、Ｍｎ：０．１０％、Ｓ：０．００７％酸化溶性Ａ
ｌ：０．０２８％、Ｃｒ：０．１１％、Ｎ：０．００７
８％、Ｓｎ：０．０６％、を含んだ溶鋼にＭｏを（ａ）
無添加、（ｂ）０．０２５％、（ｃ）０．０５％、
（ｄ）０．１２％を添加したスラブを造り、これをスラ
ブ加熱温度１１５０℃に加熱後熱延し２．３mmの熱延板
にした。次いで１１２０℃＋９００℃で焼鈍した後急冷
却した。次いで酸洗し、０．２７mmに冷延した。これを
８３０℃×１２０秒の脱炭焼鈍を湿水素、窒素、の混合
ガス中で行った。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。この後燐酸アルミニウム、
無水クロム酸を主成分とする液を塗布し焼き付け磁気特
性を測定した。この後歪み取り焼鈍に耐える磁区制御を
行い再度磁気特性の測定を行った。その磁気特性の測定
結果を表２に示した。
【００２３】
【表１】
【００２４】表２から分るように、本発明のＭｏ添加範
囲において磁区制御後の鉄損が非常に改善されている。
囲において磁区制御後の鉄損が非常に改善されている。
【００２５】
【発明の効果】上述したように、本発明はＭｏ添加材を
脱炭焼鈍以降に窒化処理によりインヒビター源を導入す
る方法により、製品のグラス被膜と地鉄の境界をスムー
スにして磁区制御後の鉄損低減の大きな材料を提供する
ことが可能になったものである。
脱炭焼鈍以降に窒化処理によりインヒビター源を導入す
る方法により、製品のグラス被膜と地鉄の境界をスムー
スにして磁区制御後の鉄損低減の大きな材料を提供する
ことが可能になったものである。
【図１】図１は、Ｍｏ添加量と磁束密度の関係を被膜付
き材と被膜除去材について示した図である。
き材と被膜除去材について示した図である。
【図２】図２は、Ｍｏ添加量の差異によるグラス被膜形
成状態を示す断面図であり、（ａ）はＭｏ無添加の比較
材、（ｂ）はＭｏ：０．０５％添加材のそれぞれのグラ
ス被膜形成状態を示す断面図である。
成状態を示す断面図であり、（ａ）はＭｏ無添加の比較
材、（ｂ）はＭｏ：０．０５％添加材のそれぞれのグラ
ス被膜形成状態を示す断面図である。
【図３】図３は、Ｍｏ添加量と磁区制御後の鉄損特性の
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図４】図４は、板厚０．２３mmの場合で窒化処理時間
３０秒の条件下での窒化処理温度と鋼板の窒素量とＮＨ
3 ガス濃度の関係を示す図である。
３０秒の条件下での窒化処理温度と鋼板の窒素量とＮＨ
3 ガス濃度の関係を示す図である。
【手続補正書】
【提出日】平成７年１１月２９日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上述したような従来技
術では、二次再結晶粒の集合組織とグラス被膜を改善
し、磁区制御効果の大きい低鉄損高磁束密度の一方向性
電磁鋼板を製造するには至っていないのが現状である。
そこで、本発明者らは、高温スラブ加熱を不要とし、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窒化によりインヒビター源を導
入する方法をベースに、グラス被膜の形成状態を改善し
うる要因を探索したところ、Ｍｏを地鉄中に含有させる
ことによりグラス被膜の形成状態が著しく改善され、磁
区制御効果が大きくなることを見い出した。
術では、二次再結晶粒の集合組織とグラス被膜を改善
し、磁区制御効果の大きい低鉄損高磁束密度の一方向性
電磁鋼板を製造するには至っていないのが現状である。
そこで、本発明者らは、高温スラブ加熱を不要とし、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窒化によりインヒビター源を導
入する方法をベースに、グラス被膜の形成状態を改善し
うる要因を探索したところ、Ｍｏを地鉄中に含有させる
ことによりグラス被膜の形成状態が著しく改善され、磁
区制御効果が大きくなることを見い出した。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明はこのグラス被膜
の形成状態を磁区制御に好ましい方向に制御することに
よって磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を安定して製
造することを可能にするものであり、その要旨は、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≦０．０１５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０５０％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％、Ｍ
ｏ：０．００５〜０．０８％、必要に応じて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、必要に
応じて熱延板焼鈍をし、一回又は中間焼鈍を介挿する二
回以上の冷間圧延でその最終圧延率を８０％以上とし、
次いで脱炭焼鈍を行い、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、水素、窒
素、アンモニアの混合ガス中で窒化後の鋼板の〔Ｎ〕量
が１２０ｐｐｍ以上となるように行い、その後仕上げ焼
鈍をするものである。
の形成状態を磁区制御に好ましい方向に制御することに
よって磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を安定して製
造することを可能にするものであり、その要旨は、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≦０．０１５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０５０％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％、Ｍ
ｏ：０．００５〜０．０８％、必要に応じて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、必要に
応じて熱延板焼鈍をし、一回又は中間焼鈍を介挿する二
回以上の冷間圧延でその最終圧延率を８０％以上とし、
次いで脱炭焼鈍を行い、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、水素、窒
素、アンモニアの混合ガス中で窒化後の鋼板の〔Ｎ〕量
が１２０ｐｐｍ以上となるように行い、その後仕上げ焼
鈍をするものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地59 日鐵プラント設計株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
５％、Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で≦０．１５％、酸
可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００
３５〜０．０１２％、Ｍｏ：０．００５〜０．０８％、 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、必要に応じ
て熱延板焼鈍をし、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の
冷間圧延でその最終圧延率を８０％以上とし、次いで脱
炭焼鈍を行い、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、水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中で窒化後の鋼板の［Ｎ］量が１２０pp
m 以上となるように行い、その後仕上げ焼鈍を行うこと
を特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｓｎ：０．０２〜０．１５
％、Ｃｒ：０．０３〜０．２０％を更に含有させること
を特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7292971A JPH09137223A (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7292971A JPH09137223A (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09137223A true JPH09137223A (ja) | 1997-05-27 |
Family
ID=17788803
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7292971A Withdrawn JPH09137223A (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09137223A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2891728A1 (en) * | 2012-08-30 | 2015-07-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High magnetic induction oriented silicon steel and manufacturing method thereof |
| JP2018066061A (ja) * | 2016-10-18 | 2018-04-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-11-10 JP JP7292971A patent/JPH09137223A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2891728A1 (en) * | 2012-08-30 | 2015-07-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High magnetic induction oriented silicon steel and manufacturing method thereof |
| EP2891728A4 (en) * | 2012-08-30 | 2016-08-31 | Baoshan Iron & Steel | HIGH MAGNETIC INDUCTION ORIENTED SILICON STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| JP2018066061A (ja) * | 2016-10-18 | 2018-04-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
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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: 20030204 |