JPH10245629A - 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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- JPH10245629A JPH10245629A JP5147697A JP5147697A JPH10245629A JP H10245629 A JPH10245629 A JP H10245629A JP 5147697 A JP5147697 A JP 5147697A JP 5147697 A JP5147697 A JP 5147697A JP H10245629 A JPH10245629 A JP H10245629A
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Abstract
(57)【要約】
【課題】 磁気特性が優れ、特性変動の少ない高磁束密
度一方向性電磁鋼板の製造方法を提案するものである。 【解決手段】 Ｃ：０．０２０〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜５．０％、Ｓｉ或いはＳｅを単独又は複合で
０．０１５％以下、その他Ｍｎ，Ａｌ，Ｎ，Ｓｎ，Ｃ
ｒ、等を含む電磁鋼スラブを低温加熱し、必要に応じ
て、熱延板焼鈍をし、酸洗し、最終圧下率８０％以上と
なる圧延をし、脱炭焼鈍をし、窒化処理をし、仕上げ焼
鈍の昇温過程低温域の雰囲気ガスをＨ2 とＮ2 の混合ガ
スとし、Ｎ2 ガスの割合を２０％以上とし、この雰囲気
酸化ポテンシャルＰＨ2 Ｏ／ＰＨ2 を０．０５〜０．３
とし、７５０〜８５０℃でＨ2 ガスに切替えて仕上げ焼
鈍を行う。
度一方向性電磁鋼板の製造方法を提案するものである。 【解決手段】 Ｃ：０．０２０〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜５．０％、Ｓｉ或いはＳｅを単独又は複合で
０．０１５％以下、その他Ｍｎ，Ａｌ，Ｎ，Ｓｎ，Ｃ
ｒ、等を含む電磁鋼スラブを低温加熱し、必要に応じ
て、熱延板焼鈍をし、酸洗し、最終圧下率８０％以上と
なる圧延をし、脱炭焼鈍をし、窒化処理をし、仕上げ焼
鈍の昇温過程低温域の雰囲気ガスをＨ2 とＮ2 の混合ガ
スとし、Ｎ2 ガスの割合を２０％以上とし、この雰囲気
酸化ポテンシャルＰＨ2 Ｏ／ＰＨ2 を０．０５〜０．３
とし、７５０〜８５０℃でＨ2 ガスに切替えて仕上げ焼
鈍を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心に
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
の製造を可能とするものである。
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
の製造を可能とするものである。
【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.Li
ttmannによる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭ
ｎＳ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.Li
ttmannによる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭ
ｎＳ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
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、仕上焼鈍昇温過程におけるインヒビターの変動
が、二次再結晶の発達及びその方位集積度を左右する。
この変動因子として、昇温過程の雰囲気ガス（Ｈ2 ＋Ｎ
2 ）による窒化、或いはフォルステライト被膜形成不良
から起こる二次再結晶温度域での脱窒等がある。本発明
はこれら因子の変動を小さくし、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。
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、仕上焼鈍昇温過程におけるインヒビターの変動
が、二次再結晶の発達及びその方位集積度を左右する。
この変動因子として、昇温過程の雰囲気ガス（Ｈ2 ＋Ｎ
2 ）による窒化、或いはフォルステライト被膜形成不良
から起こる二次再結晶温度域での脱窒等がある。本発明
はこれら因子の変動を小さくし、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、重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：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、必要に応じて熱延板焼鈍をし、酸洗し、最
終圧下率が８０％以上となる圧延をし、次いで脱炭焼鈍
をし、窒化処理をし後仕上焼鈍をする一方向性電磁鋼板
の製造において、仕上焼鈍の昇温過程の低温域での雰囲
気ガスをＨ2 とＮ2 の混合ガスとし、Ｎ2 ガスの割合を
２０％以上とし、この雰囲気酸化ポテンシャルＰＨ2 Ｏ
／ＰＨ2 を０．０５〜０．３とし、７５０℃〜８５０℃
でＨ2 ガスに切替えて焼鈍を行うことを特徴とするもの
である。
ろは、重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：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、必要に応じて熱延板焼鈍をし、酸洗し、最
終圧下率が８０％以上となる圧延をし、次いで脱炭焼鈍
をし、窒化処理をし後仕上焼鈍をする一方向性電磁鋼板
の製造において、仕上焼鈍の昇温過程の低温域での雰囲
気ガスをＨ2 とＮ2 の混合ガスとし、Ｎ2 ガスの割合を
２０％以上とし、この雰囲気酸化ポテンシャルＰＨ2 Ｏ
／ＰＨ2 を０．０５〜０．３とし、７５０℃〜８５０℃
でＨ2 ガスに切替えて焼鈍を行うことを特徴とするもの
である。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下本発明を詳細に説明する。図
１は本発明製造方法における仕上焼鈍の昇温過程での雰
囲気ガスのＮ2 割合と鋼中の窒素量の変化の関係を示し
たものである。窒化は８５０℃超から大きくなり、９０
０℃超からは脱窒現象がはじまる。この窒化はＮ2 の割
合が大きい程大きいことが図１から分かる。本発明者等
の経験によると、集積度の高いＧｏｓｓ組織を発達させ
るには二次再結晶発現温度域までインヒビターの変動を
極力抑えることが重要である。そこで、本発明は、窒化
温度域以上はＨ2 ガスを用いて窒化をなくし高温域の脱
窒抑制は良好なフォルステライト被膜を早期に形成させ
ることによって達成しようとするものである。
１は本発明製造方法における仕上焼鈍の昇温過程での雰
囲気ガスのＮ2 割合と鋼中の窒素量の変化の関係を示し
たものである。窒化は８５０℃超から大きくなり、９０
０℃超からは脱窒現象がはじまる。この窒化はＮ2 の割
合が大きい程大きいことが図１から分かる。本発明者等
の経験によると、集積度の高いＧｏｓｓ組織を発達させ
るには二次再結晶発現温度域までインヒビターの変動を
極力抑えることが重要である。そこで、本発明は、窒化
温度域以上はＨ2 ガスを用いて窒化をなくし高温域の脱
窒抑制は良好なフォルステライト被膜を早期に形成させ
ることによって達成しようとするものである。
【０００９】以下、実験例に基づいて本発明を説明す
る。重量％で、Ｃ：０．０５６、Ｓｉ：３．３％、Ｍ
ｎ：０．１０％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：
０．０２７％、Ｃｒ：０．１２％、Ｐ：０．０２５％、
Ｓｎ：０．０６％、Ｎ：０．００８２％を含んだスラブ
を１１５０℃で加熱し、熱延し２．３mmの熱延板を製造
した。これを１１２０℃に加熱、均熱し、次いで冷却後
９００℃に維持する焼鈍を行った後急冷した。次いで、
この焼鈍された鋼板を酸洗し、０．２３mm冷延した。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
の平均粒径をほぼ２３μｍ（画像処理測定）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２００ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主
成分とした焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０時間の
仕上焼鈍を行った。
る。重量％で、Ｃ：０．０５６、Ｓｉ：３．３％、Ｍ
ｎ：０．１０％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：
０．０２７％、Ｃｒ：０．１２％、Ｐ：０．０２５％、
Ｓｎ：０．０６％、Ｎ：０．００８２％を含んだスラブ
を１１５０℃で加熱し、熱延し２．３mmの熱延板を製造
した。これを１１２０℃に加熱、均熱し、次いで冷却後
９００℃に維持する焼鈍を行った後急冷した。次いで、
この焼鈍された鋼板を酸洗し、０．２３mm冷延した。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
の平均粒径をほぼ２３μｍ（画像処理測定）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２００ppm に調整した。次いでＭｇＯ，ＴｉＯ2 を主
成分とした焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×２０時間の
仕上焼鈍を行った。
【００１０】この仕上焼鈍の、昇温過程の雰囲気ガスの
条件についてＨ2 ：７０％＋Ｎ2 ：３０％混合ガス→Ｈ
2 ガスへの切り替え温度の影響をみるために表１に示す
ように種々変更して実験した。
条件についてＨ2 ：７０％＋Ｎ2 ：３０％混合ガス→Ｈ
2 ガスへの切り替え温度の影響をみるために表１に示す
ように種々変更して実験した。
【００１１】
【表１】
【００１２】表１から明らかなように、Ｈ2 ガス切替え
温度：７５０〜８５０℃において二次再結晶は安定し良
好な磁気特性が得られた。次に、上記仕上焼鈍における
昇温過程での７５０℃までの酸素ポテンシャルの影響を
観察し、表２に示すような結果を得た。
温度：７５０〜８５０℃において二次再結晶は安定し良
好な磁気特性が得られた。次に、上記仕上焼鈍における
昇温過程での７５０℃までの酸素ポテンシャルの影響を
観察し、表２に示すような結果を得た。
【００１３】
【表２】
【００１４】表２から分かなように、ＰＨ2 Ｏ／Ｐ
Ｈ2 ：０．０５〜０．３０の範囲において、磁気特性、
被膜形成共良好なものが得られた。上記実験から窒化温
度域以上を水素ガスに切り替えることにより窒化が抑え
られ、一方、高温域の脱窒によるインヒビターの弱体化
は良好なフォルステライト被膜によって防止されること
により、高磁束密度低鉄損材が安定して得られるものと
考えられる。
Ｈ2 ：０．０５〜０．３０の範囲において、磁気特性、
被膜形成共良好なものが得られた。上記実験から窒化温
度域以上を水素ガスに切り替えることにより窒化が抑え
られ、一方、高温域の脱窒によるインヒビターの弱体化
は良好なフォルステライト被膜によって防止されること
により、高磁束密度低鉄損材が安定して得られるものと
考えられる。
【００１５】本発明の限定理由を以下の通り説明する。
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。
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。
【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，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。
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，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。
【００１７】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。
【００１８】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。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。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。
【００１９】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。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。
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。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。
【００２０】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。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。
の主旨を損うものではない。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。
【００２１】スラブは１２８０℃以下の温度で加熱した
後所定板厚に熱延する。この温度より高いと脱炭焼鈍時
の一次再結晶粒の粒径調整が困難になり、高磁束密度鋼
板が得られ難い。熱延板の焼鈍は行っても行わない場合
でも本発明を適用できる。熱延板焼鈍を行う場合は９５
０℃〜１１７０℃の温度で焼鈍急冷することが望まし
い。９５０℃より低いと金属組織の調整及び一部固溶し
たＡｌＮの析出調整が不十分となり、一方、１１７０℃
を超えるとＡｌＮの固溶が起こり、脱炭焼鈍時の一次再
結晶粒の粒径調整が困難になる。
後所定板厚に熱延する。この温度より高いと脱炭焼鈍時
の一次再結晶粒の粒径調整が困難になり、高磁束密度鋼
板が得られ難い。熱延板の焼鈍は行っても行わない場合
でも本発明を適用できる。熱延板焼鈍を行う場合は９５
０℃〜１１７０℃の温度で焼鈍急冷することが望まし
い。９５０℃より低いと金属組織の調整及び一部固溶し
たＡｌＮの析出調整が不十分となり、一方、１１７０℃
を超えるとＡｌＮの固溶が起こり、脱炭焼鈍時の一次再
結晶粒の粒径調整が困難になる。
【００２２】冷延率は高いＢ８値を得るために８０％以
上とする。また、脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶
粒径の調整及びフォルステライト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。次に窒化処理
条件は特に限定しないが、一例として窒化焼鈍を乾水
素、窒素、アンモニアの混合ガスの中で、６５０℃〜８
５０℃の温度域で短時間行う。時間は特に限定しないが
通常３０〜６０秒である。良好な二次再結晶粒を安定し
て発達させるには窒化量は１５０ppm 以上必要である。
上とする。また、脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶
粒径の調整及びフォルステライト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。次に窒化処理
条件は特に限定しないが、一例として窒化焼鈍を乾水
素、窒素、アンモニアの混合ガスの中で、６５０℃〜８
５０℃の温度域で短時間行う。時間は特に限定しないが
通常３０〜６０秒である。良好な二次再結晶粒を安定し
て発達させるには窒化量は１５０ppm 以上必要である。
【００２３】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行
う。次に本発明の仕上焼鈍条件について説明する。先
ず、水素ガスの切り替え温度を７５０〜８５０℃とした
理由はこの温度域を超えると雰囲気ガスによる窒化が起
こり、磁気特性が変動し易くなるからである。この理由
については詳しく解明していないが、恐らく二次再結晶
温度域でのインヒビターの強弱によって、二次再結晶粒
の発現時期がことなり、このことが方位差のある結晶粒
の発達に影響しているものと考えている。この温度域ま
での窒素の割合を２０％以上としたとし理由はこれより
低いと脱炭焼鈍後に窒化した鋼板表面層の〔Ｎ〕の脱窒
が起こり、二次再結晶粒の発達が不安定になるからであ
る。Ｈ2 ガスに切替えるまでの酸化ポテンシャルを０．
０５〜０．３にしたのは、良好なフォルステライト被膜
を早期に形成させるためである。
スラリーを塗布し１１００℃以上の温度で仕上焼鈍を行
う。次に本発明の仕上焼鈍条件について説明する。先
ず、水素ガスの切り替え温度を７５０〜８５０℃とした
理由はこの温度域を超えると雰囲気ガスによる窒化が起
こり、磁気特性が変動し易くなるからである。この理由
については詳しく解明していないが、恐らく二次再結晶
温度域でのインヒビターの強弱によって、二次再結晶粒
の発現時期がことなり、このことが方位差のある結晶粒
の発達に影響しているものと考えている。この温度域ま
での窒素の割合を２０％以上としたとし理由はこれより
低いと脱炭焼鈍後に窒化した鋼板表面層の〔Ｎ〕の脱窒
が起こり、二次再結晶粒の発達が不安定になるからであ
る。Ｈ2 ガスに切替えるまでの酸化ポテンシャルを０．
０５〜０．３にしたのは、良好なフォルステライト被膜
を早期に形成させるためである。
【００２４】良好な被膜を早期に形成させることによっ
て、高温域におけるインヒビターの分解消失を抑制し、
優れた方位の二次再結晶粒を発達させているものと考え
ている。良好な被膜を早期に形成させるには被膜形成が
始まる温度域までに鋼板表面の酸化層の質及び量が変化
しないことが重要である。
て、高温域におけるインヒビターの分解消失を抑制し、
優れた方位の二次再結晶粒を発達させているものと考え
ている。良好な被膜を早期に形成させるには被膜形成が
始まる温度域までに鋼板表面の酸化層の質及び量が変化
しないことが重要である。
【００２５】仕上焼鈍は箱焼鈍で行われるため、その昇
温速度は非常に緩やかである。このため酸化ポテンシャ
ルが適正でないと、被膜形成温度域までに酸化層が変質
し、良好な被膜が得られない。この酸化ポテンシャルは
０．０５未満では反応不良となり被膜が薄く、高温域で
インヒビターの弱体化防止効果がなく二次再結晶粒が発
達しなくなる。
温速度は非常に緩やかである。このため酸化ポテンシャ
ルが適正でないと、被膜形成温度域までに酸化層が変質
し、良好な被膜が得られない。この酸化ポテンシャルは
０．０５未満では反応不良となり被膜が薄く、高温域で
インヒビターの弱体化防止効果がなく二次再結晶粒が発
達しなくなる。
【００２６】一方、０．３を超えると酸化性が強くなり
すぎ、製品の被膜厚みは厚くなり、また点状の金属面が
現れ、好ましくない。水素ガスに切り替えた後の酸化ポ
テンシャルは小さい方が良い。
すぎ、製品の被膜厚みは厚くなり、また点状の金属面が
現れ、好ましくない。水素ガスに切り替えた後の酸化ポ
テンシャルは小さい方が良い。
【００２７】
（実施例１）重量％で、Ｃ：０．０５３％、Ｓｉ：３．
２５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．００８％、酸可溶
性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００８０％、Ｃｒ：
０．１２％、Ｓｎ：０．０６％、Ｐ：０．０２０％、を
含む電磁鋼スラブを１１５０℃で加熱熱延し２．６mmの
熱延板にした。これを１１２０℃の温度に加熱、均熱
後、一旦９００℃に冷却後その温度に保持する焼鈍を施
した後急冷却した。
２５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．００８％、酸可溶
性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００８０％、Ｃｒ：
０．１２％、Ｓｎ：０．０６％、Ｐ：０．０２０％、を
含む電磁鋼スラブを１１５０℃で加熱熱延し２．６mmの
熱延板にした。これを１１２０℃の温度に加熱、均熱
後、一旦９００℃に冷却後その温度に保持する焼鈍を施
した後急冷却した。
【００２８】次いで酸洗し０．２７mmに冷延し、これを
８４０℃×１２０秒、露点６７℃、の湿水素、窒素雰囲
気中で脱炭焼鈍をし、一次再結晶粒径を２２〜２３μｍ
に調整した。この後７５０℃×３０秒の窒化焼鈍を水
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，ＴｉＯ
2 を主成分とするスラリーを塗布し、１２００℃×２０
時間の仕上焼鈍を行った。
８４０℃×１２０秒、露点６７℃、の湿水素、窒素雰囲
気中で脱炭焼鈍をし、一次再結晶粒径を２２〜２３μｍ
に調整した。この後７５０℃×３０秒の窒化焼鈍を水
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，ＴｉＯ
2 を主成分とするスラリーを塗布し、１２００℃×２０
時間の仕上焼鈍を行った。
【００２９】この昇温過程の８００℃までの雰囲気ガス
を以下のような〜の条件で行い、８００℃超からは
水素ガスとした。なお、８００℃までの酸化ポテンシャ
ルはほぼ０．１２に調整した。 Ｈ2 Ｈ2 ：２５％＋Ｎ2 ：７５％ Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５０％ 結果を表３に示す。
を以下のような〜の条件で行い、８００℃超からは
水素ガスとした。なお、８００℃までの酸化ポテンシャ
ルはほぼ０．１２に調整した。 Ｈ2 Ｈ2 ：２５％＋Ｎ2 ：７５％ Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５０％ 結果を表３に示す。
【００３０】
【表３】
【００３１】表３に示すように、本発明の条件，に
おいて良好な磁気特性が得られた。 （実施例２）重量％で、Ｃ：０．０４５％，Ｓｉ：３．
００％，Ｍｎ：０．１４％，Ｓ：０．００７％、酸可溶
性Ａｌ：０．０３０％，Ｎ：０．００７０％，Ｃｒ：
０．１２％，Ｓｎ：０．０５％，Ｐ：０．０２５％、を
含む電磁鋼スラブを１１００℃で加熱、熱延し２．６mm
の熱延板にした。次いで、これを酸洗し０．３０mmに冷
延し、８５０℃×１５０秒の焼鈍を露点６５℃、の湿水
素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし、一次再結晶粒径をほ
ぼ２２μｍに調整した。
おいて良好な磁気特性が得られた。 （実施例２）重量％で、Ｃ：０．０４５％，Ｓｉ：３．
００％，Ｍｎ：０．１４％，Ｓ：０．００７％、酸可溶
性Ａｌ：０．０３０％，Ｎ：０．００７０％，Ｃｒ：
０．１２％，Ｓｎ：０．０５％，Ｐ：０．０２５％、を
含む電磁鋼スラブを１１００℃で加熱、熱延し２．６mm
の熱延板にした。次いで、これを酸洗し０．３０mmに冷
延し、８５０℃×１５０秒の焼鈍を露点６５℃、の湿水
素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし、一次再結晶粒径をほ
ぼ２２μｍに調整した。
【００３２】この後７５０℃×３０秒の窒化焼鈍を水
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２２０ppm 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
時間の仕上焼鈍を行った。この昇温過程の雰囲気ガスを
（Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５０％）混合ガスとし、Ｈ2 ガ
スへの切り替え温度を表４の如くした。なお、８００℃
までの酸化ポテンシャルはほぼ０．１２に調整した。ガ
ス切り替え温度と磁気特性の関係を表４に示す。
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２２０ppm 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
時間の仕上焼鈍を行った。この昇温過程の雰囲気ガスを
（Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５０％）混合ガスとし、Ｈ2 ガ
スへの切り替え温度を表４の如くした。なお、８００℃
までの酸化ポテンシャルはほぼ０．１２に調整した。ガ
ス切り替え温度と磁気特性の関係を表４に示す。
【００３３】
【表４】
【００３４】表４に示すように本発明の条件において、
熱延板焼鈍を省略しても良好な特性が得られた。
熱延板焼鈍を省略しても良好な特性が得られた。
【００３５】
【発明の効果】本発明により磁気特性が優れ、かつ特性
変動の小さい高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造が可能
となる。
変動の小さい高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造が可能
となる。
【図１】仕上焼純の昇温過程での雰囲気ガスのＮ2 割合
と鋼中の窒素量の変化の関係を示す図。
と鋼中の窒素量の変化の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 北河 久和 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 岡田 慎吾 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の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：０．０５〜０．４５％、 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、酸洗し、最
終圧下率が８０％以上となる圧延をし、次いで脱炭焼鈍
をし、窒化処理をし、仕上焼鈍をする一方向性電磁鋼板
の製造において、仕上焼鈍の昇温過程の低温域での雰囲
気ガスをＨ2 とＮ2 の混合ガスとし、Ｎ 2 ガスの割合を
２０％以上とし、この雰囲気酸化ポテンシャルＰＨ2 Ｏ
／ＰＨ2を０．０５〜０．３とし、７５０〜８５０℃
で、Ｈ2 ガスに切替えて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】 最終冷延前に鋼板を９５０℃〜１１７０
℃の温度で焼鈍す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 |
|---|---|---|---|
| JP5147697A JPH10245629A (ja) | 1997-03-06 | 1997-03-06 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP5147697A JPH10245629A (ja) | 1997-03-06 | 1997-03-06 | 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 |
|---|---|
| JPH10245629A true JPH10245629A (ja) | 1998-09-14 |
Family
ID=12888015
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5147697A Withdrawn JPH10245629A (ja) | 1997-03-06 | 1997-03-06 | 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) | JPH10245629A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010070965A1 (ja) | 2008-12-16 | 2010-06-24 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| CN104662180A (zh) * | 2012-09-27 | 2015-05-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 晶粒取向电磁钢板的制造方法 |
| CN104726761A (zh) * | 2013-12-23 | 2015-06-24 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低成本高磁感取向硅钢的生产方法 |
| CN106435134A (zh) * | 2016-11-02 | 2017-02-22 | 浙江华赢特钢科技有限公司 | 一种硅钢片的生产工艺 |
-
1997
- 1997-03-06 JP JP5147697A patent/JPH10245629A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010070965A1 (ja) | 2008-12-16 | 2010-06-24 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| US8920581B2 (en) | 2008-12-16 | 2014-12-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof |
| EP2377961A4 (en) * | 2008-12-16 | 2017-05-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Oriented electrical steel sheet, and method for producing same |
| CN104662180A (zh) * | 2012-09-27 | 2015-05-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 晶粒取向电磁钢板的制造方法 |
| CN104662180B (zh) * | 2012-09-27 | 2017-06-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 晶粒取向电磁钢板的制造方法 |
| CN104726761A (zh) * | 2013-12-23 | 2015-06-24 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低成本高磁感取向硅钢的生产方法 |
| CN106435134A (zh) * | 2016-11-02 | 2017-02-22 | 浙江华赢特钢科技有限公司 | 一种硅钢片的生产工艺 |
| CN106435134B (zh) * | 2016-11-02 | 2018-07-06 | 浙江华赢特钢科技有限公司 | 一种硅钢片的生产工艺 |
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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: 20040511 |