JPH10273727A - 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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Abstract
電磁鋼板を製造する方法を提供するものである。 【解決手段】 特定成分を含有する連続鋳造スラブをス
ラブ加熱し、熱間圧延し、所定の工程を経て最終板厚と
し、脱炭焼鈍し、最終仕上焼鈍、最終コーティングによ
って高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、スラブ加熱温度を1350℃〜1490℃とし、脱
炭焼鈍直前または脱炭焼鈍の加熱段階で100℃/sec.
以上の加熱速度で、800℃以上の温度へ急速加熱処理
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。
Description
用される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。
の鉄心材料に使用されるが、省エネルギー化が要求され
ている昨今、さらに磁束密度が高く、鉄損の少ない鋼板
が市場から要求されている。低鉄損を達成するために
は、鋼板のSi含有量を極力高め素材の固有抵抗を上げ
て渦電流損を下げる方法、製品板厚を極力薄くし、渦電
流損を下げる方法、磁束密度を高めてヒステリシス損を
下げる方法が知られている。
<001>方位いわゆるゴス方位に高度に集積した2次
再結晶組織を得ることが必要である。2次再結晶には、
インヒビターと1次再結晶集合組織が大きく影響するこ
とが知られている。インヒビターについては、仕上焼鈍
を行うまでに鋼中に100〜1000Å程度の析出分散
相を均一微細に存在させることが必要で、AlN,Mn
S,MnSeなどが一般的に知られている。これらは、
連続鋳造において粗大に析出してしまうので、スラブを
1250℃以上の高温に加熱し、十分溶体化させた後、
熱延でMnS,MnSeを均一微細に析出させ、熱延板
焼鈍、析出焼鈍でAlNを均一微細に析出させ、さらに
は、熱延から脱炭焼鈍までに結晶粒界に粒界偏析元素の
Sb,Sn,Cu,Mo,Ge,B,Te,As,Bi
などを偏析させることが重要である。
表面にレーザ照射したり(特公昭57−2252号公報
参照)、鋼板に機械的な歪みを付与する(特公昭58−
2569号公報参照)というような磁区細分化による低
鉄損を得る方法も提案されている。
では、常温圧延された鋼板に140℃/sec.以上の加熱
速度で675℃以上の温度へ超急速焼きなまし処理を施
すことを特徴とし、二次再結晶粒径を小径化し、低鉄損
化する方法が提案されている。しかし、この方法により
単に二次再結晶粒径をを微細化するだけでは、上記特公
昭57−2252号公報、特公昭58−2569号公報
に提案された磁区細分化技術なみの低鉄損を得ることは
できなかった。
得られる一方向性電磁鋼板の鉄損は、低鉄損という点で
は満足できるものではなかった。本発明は、スラブ加熱
温度と脱炭焼鈍直前あるいは脱炭焼鈍の加熱段階での急
速加熱処理を狭い範囲に制御することにより、鉄損の低
い製品が得られる方法を提案するものである。また、ス
ラブを高温加熱するとスラブが異常粒成長し、熱延板の
組織が不均一となり、磁気特性がばらついたり、劣化を
招きやすいが、本発明はスラブ加熱の1200℃以上の
加熱速度を狭い範囲に限定し、高温加熱に供するスラブ
に熱間変形を加えることにより、さらに鉄損の低い製品
を得られる方法を提案するものである。
の構成を要旨とする。 (1) 重量%で、C:0.015〜0.100%、
Si:2.0〜7.0%、Mn:0.03〜0.12
%、 Sol.Al:0.010〜0.065%、N:
0.0040〜0.0100%、SおよびSeのうちか
ら選んだ1種または2種合計:0.005〜0.050
%、残部は実質的にFeの組成になる連続鋳造スラブ
を、スラブ加熱したのち熱延し、熱延板焼鈍し、最終強
冷延、または、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、ま
たは、熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延
という工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍そして最終コーティングを施す工程によって高磁束密
度一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブを
1350℃〜1490℃の温度範囲で加熱するものと
し、かつ、脱炭焼鈍する直前に100℃/sec.以上の加
熱速度で、800℃以上の温度へ急速加熱処理すること
を特徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
温度範囲で加熱するに際し、1200℃以上の高温域の
加熱を5℃/min以上の昇温速度で行うことを特徴とする
上記 (1) 項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。 (3) 1350℃〜1490℃の温度範囲に加熱するス
ラブは、50%以下の圧下率で熱間変形を加えたスラブ
であることを特徴とする上記 (1) または (2)項に記
載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 (4) 急速加熱処理が脱炭焼鈍の加熱段階として行われ
ることを特徴とする上記(1) 乃至 (3) のいずれか1
項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
u,Mo,Ge,B,Te,AsおよびBiから選ばれ
る1種または2種以上を各々の元素量で0.003〜
0.3%を含有することを特徴とする上記 (1) 乃至
(4) のいずれか1項に記載の高磁束密度一方向性電磁
鋼板の製造方法。 (6) スラブを1350℃〜1490℃の温度範囲で加
熱するに際し、1200℃以上の高温域を5℃/min以上
の昇温速度とする加熱を誘導加熱炉、あるいは通電加熱
炉で行うことを特徴とする上記 (1) 乃至 (5) のいず
れか1項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。 (7) 熱間変形を加える前のスラブの加熱をガス加熱炉
で行うことを特徴とする上記 (1) 乃至 (6) のいずれ
か1項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
性電磁鋼板を製造する方法を鋭意検討したところ、スラ
ブ加熱温度と脱炭焼鈍直前あるいは脱炭焼鈍の加熱段階
での急速加熱処理を狭い範囲に制御することが非常に有
効であることを見出した。
である。本発明に従った成分範囲にあるC:0.073
%、Si:3.28%、Mn:0.077%、S:0.
024%、sol.Al:0.030%、N:0.0075
%、Cu:0.11%を含有する鋳片を連続鋳造し、誘
導加熱炉で種々の温度でスラブ加熱した後、板厚2.3
0mmの熱延板を作成した。そして、1100℃×2分均
熱後急冷するという熱延板焼鈍を施し、0.22mmに冷
間圧延し、冷延板を種々の加熱速度で850℃まで急速
加熱し、その後常温まで冷却した。そして、脱炭焼鈍を
行い、最終仕上焼鈍そして最終コーティングを施す工程
によって製品となした。このときのスラブ加熱温度と脱
炭前の急速加熱速度とが鉄損W17/50 に及ぼす影響を図
1に示す。スラブ加熱温度が1350℃以上で加熱速度
が100℃/sec.以上の場合、低鉄損を得られることが
分かる。
ある。図1の実験のスラブを1350℃でスラブ加熱し
た後、板厚2.30mmの熱延板を作成した。そして、1
100℃×2分均熱後急冷するという熱延板焼鈍を施
し、0.22mmに冷間圧延し、冷延板を300℃/sec.
の加熱速度で種々の温度まで急速加熱し、その後常温ま
で冷却した。そして、脱炭焼鈍を行い、最終仕上焼鈍そ
して最終コーティングを施す工程によって製品となし
た。このときの到達温度と鉄損W17/50 との関係を図2
に示す。到達温度が800℃以上で低鉄損を得られるこ
とが分かる。
する。まず各元素の含有量を限定した理由を説明する。
Cは、下限0.015%未満であれば2次再結晶が不安
定となり、上限の0.100%は、これよりCが多くな
ると脱炭所要時間が長くなり経済的に不利となるために
限定した。
られず、上限7%を超えると冷延性が著しく劣下する。
Mnは、下限0.03%未満であれば熱間脆化を起こ
し、上限0.12%を超えるとかえって磁気特性を劣化
させる。
ために必要な元素で、これらの一種または2種の合計が
下限0.005%未満ではMnS,MnSeの絶対量が
不足し、上限0.050%を超えると熱間割れを生じ、
また、最終仕上焼鈍での純化が困難となる。
な元素で、下限0.010%未満ではAlNの絶対量が
不足し、上限0.065%を超えるとAlNの適当な分
散状態が得られない。Nは、AlNを形成するために必
要な元素で、下限0.0040%未満ではAlNの絶対
量が不足し、上限0.0100%を超えるとAlNの適
当な分散状態が得られない。
e,AsおよびBiは粒界に偏析させ、2次再結晶を安
定化させるが、各々の元素量が下限0.03%未満では
偏析量が不足し、上限0.3%は経済的理由と脱炭性の
悪化によるものである。添加する元素は1種ても良い
し、2種以上添加しても良い。
加熱温度は、1350℃〜1490℃とする。すなわち
1350℃未満であると低い鉄損値が得られない(図1
参照)し、1490℃を超えて加熱するとスラブが溶融
するからである。この際1200℃以上の高温域の加熱
を5℃/min以上の昇温速度とすると、スラブ加熱時の結
晶粒の異常粒成長を抑制し、さらに磁気特性が改善する
(実施例3参照)。5℃/min未満では効果を得られな
い。
するスラブは、50%以下の圧下率で熱間変形を加える
とスラブの柱状晶を破壊し、熱延板の組織の均一化に有
効でさらに磁気特性が改善する(実施例3参照)。熱間
変形の上限を50%としたのは、これ以上圧下率を高く
しても効果が飽和するためである。
が、誘導加熱炉あるいは通電加熱炉で行っても構わな
い。また、低温域をガス加熱炉、高温域を誘導加熱炉あ
るいは通電加熱炉というように組み合わせることもでき
る。すなわち、スラブ加熱を 1)ガス加熱炉(低温域)−熱間変形(0%〜50%)
−ガス加熱炉(高温域)、 2)ガス加熱炉(低温域)−熱間変形(0%〜50%)
−誘導加熱炉あるいは通電加熱炉(高温域)、 3)誘導加熱炉あるいは通電加熱炉(低温域)−熱間変
形(0%〜50%)−ガス加熱炉(高温域)、 4)誘導加熱炉あるいは通電加熱炉(低温域)−熱間変
形(0%〜50%)−ガス加熱炉(高温域) としても構わない。ここで熱間変形0%とは、例えば
2)を例とすると、低温域をガス加熱炉で加熱し、その
後熱間加工なしに誘導加熱炉、通電加熱炉で加熱するこ
とを意味する。
in以上の昇温速度で行う加熱を誘導加熱炉、あるいは通
電加熱炉で行うと、誘導加熱炉あるいは通電加熱炉では
非酸化性雰囲気(例えば窒素など)でスラブ加熱できる
ので、ノロ(鉄シリコン酸化物の溶融物)が発生せず、
鋼板の表面欠陥が減少したり、加熱炉炉床に堆積したノ
ロの除去作業が不要となる。熱間変形を加える前のスラ
ブの加熱をガス加熱炉で行うと誘導加熱炉、通電加熱炉
よりも低コストで生産性が高くスラブ加熱できる。
加熱速度で、800℃以上の温度へ加熱処理を行う。加
熱速度が100℃/sec.より遅いと低鉄損を得られない
(図1参照)。温度が800℃より低いと低鉄損を得ら
れない(図2参照)。上記急速加熱処理は、脱炭焼鈍の
加熱段階に組み込んでも構わず、この方が工程を少なく
できるので望ましい。
%、〔Mn〕0.089%、〔S〕0.029%、〔So
l.Al〕0.021%、〔N〕0.0090%、〔S
n〕0.11%、〔Cu〕0.07%を含有するスラブ
を連続鋳造し、ガス加熱炉で種々の温度で鋳片を加熱し
た後、熱間圧延し、2.5mm厚のホットコイルとした。
そして、1.80mmに予備冷延し、1100℃×10秒
+950℃×60秒の均熱後急冷するという析出焼鈍を
し、0.22mmに最終強冷延して製品板厚とした。その
後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を種々
の加熱速度で850℃まで加熱し、その後850℃の湿
潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した
後、水素気流中で1200℃で20時間保持し、最終仕
上焼鈍を行い、コーティング液を塗布し、製品とした。
この時のスラブの加熱温度、脱炭焼鈍の加熱速度と磁気
特性の関係を表1に示す。これより、本発明例は比較例
と比べ低い鉄損を得られることが分かる。
i〕3.21%、〔Mn〕0.072%、〔S〕0.0
14%、〔Se〕0.014%、〔Sol.Al〕0.02
6%、〔N〕0.0090%、〔Sb〕0.15%、
〔Mo〕0.03%を含有するスラブを連続鋳造し、ガ
ス加熱炉で1150℃に加熱し、その後誘導加熱炉に挿
入し、1200℃以上の温度域を10℃/minの速度で昇
温し、1360℃で加熱した後、熱間圧延し、2.7mm
厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は1000℃で2分間行
い、この熱延板を1.60mmに冷延し、1100℃で2
分均熱後急冷する析出焼鈍を行った後、0.22mmに最
終冷延した。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する
際、加熱段階を300℃/sec.の加熱速度で種々の温度
まで加熱し、その後850℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍
し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で12
00℃で20時間保持し、最終仕上焼鈍を行い、コーテ
ィング液を塗布し、製品とした。この時の加熱段階の到
達温度と磁気特性の関係を表2に示す。これより、本発
明例は比較例と比べ低い鉄損を得られることが分かる。
i〕3.29%、〔Mn〕0.069%、〔S〕0.0
22%、〔Sol.Al〕0.028%、〔N〕0.0
080%、〔Sn〕0.15%、〔Cu〕0.05%を
含有するスラブを連続鋳造し、ガス加熱炉で1180℃
に加熱した。その後、一部のスラブは、種々の圧下率で
熱間変形し、その後ガス加熱炉と誘導加熱炉(雰囲気:
窒素)で種々のスラブ加熱速度で昇温し、1380℃で
加熱した後、熱間圧延し、2.1mm厚の熱延板を得た。
熱延板焼鈍は1150℃で30秒均熱後925℃で1分
均熱し、急冷した。次いで、0.22mmに最終冷延し
た。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段
階を450℃/sec.の加熱速度で850℃まで加熱し、
その後850℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍
分離剤を塗布した後、水素気流中で1200℃で20時
間保持し、最終仕上焼鈍を行い、コーティング液を塗布
し製品とした。この時の熱間変形圧下率、スラブ加熱
炉、スラブ加熱速度と磁気特性、鋼板の表面欠陥の関係
を表3に示す。No.1,5はガス加熱炉の例で、No.2
〜4,6〜8は誘導加熱炉の例である。No.1,2に対
し、No.3,4はスラブ加熱速度を5℃/min以上とした
例である。No.5,6は、No.1,2に対し熱間変形を
20%加えた例で、No.7,8は、No.1,2に対しス
ラブ加熱速度を5℃/min以上とし、かつ、熱間変形を2
0%加えた例である。これより、本発明例は低い鉄損を
得られることが分かる。また、スラブ加熱を誘導加熱炉
とすると表面欠陥がなくなることが分かる。
高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造でき、その工業的効
果は非常に大きい。
の加熱速度と鉄損の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
Claims (7)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.015〜0.100%、 Si:2.0〜7.0%、 Mn:0.03〜0.12%、 Sol.Al:0.010〜0.065%、 N :0.0040〜0.0100%、 SおよびSeのうちから選んだ1種または2種合計:
0.005〜0.050%、残部は実質的にFeの組成
になる連続鋳造スラブを、スラブ加熱したのち熱延し、
熱延板焼鈍し、最終強冷延、または、予備冷延、析出焼
鈍し、最終強冷延、または、熱延板焼鈍、予備冷延、析
出焼鈍し、最終強冷延という工程を経て最終板厚とし、
脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして最終コーティングを施す
工程によって高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方
法において、スラブを1350℃〜1490℃の温度範
囲で加熱するものとし、かつ、脱炭焼鈍する直前に10
0℃/sec.以上の加熱速度で、800℃以上の温度へ急
速加熱処理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】 スラブを1350℃〜1490℃の温度
範囲で加熱するに際し、1200℃以上の高温域の加熱
を5℃/min以上の昇温速度で行うことを特徴とする請求
項1に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】 1350℃〜1490℃の温度範囲に加
熱するスラブは、50%以下の圧下率で熱間変形を加え
たスラブであることを特徴とする請求項1または2に記
載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 急速加熱処理が脱炭焼鈍の加熱段階とし
て行われることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか
1項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項5】 連続鋳造スラブが、Sb,Sn,Cu,
Mo,Ge,B,Te,AsおよびBiから選ばれる1
種または2種以上を各々の元素量で0.003〜0.3
%を含有することを特徴とする請求項1乃至4のいずれ
か1項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項6】 スラブを1350℃〜1490℃の温度
範囲で加熱するに際し、1200℃以上の高温域を5℃
/min以上の昇温速度とする加熱を誘導加熱炉、あるいは
通電加熱炉で行うことを特徴とする請求項1乃至5のい
ずれか1項に記載の高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造
方法。 - 【請求項7】 熱間変形を加える前のスラブの加熱をガ
ス加熱炉で行うことを特徴とする請求項1乃至6のいず
れか1項に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 |
---|---|---|---|
JP22047297A JP3369443B2 (ja) | 1997-01-30 | 1997-08-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1712897 | 1997-01-30 | ||
JP9-17128 | 1997-01-30 | ||
JP22047297A JP3369443B2 (ja) | 1997-01-30 | 1997-08-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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JPH10273727A true JPH10273727A (ja) | 1998-10-13 |
JP3369443B2 JP3369443B2 (ja) | 2003-01-20 |
Family
ID=26353613
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22047297A Expired - Lifetime JP3369443B2 (ja) | 1997-01-30 | 1997-08-15 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
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JP (1) | JP3369443B2 (ja) |
Cited By (5)
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-
1997
- 1997-08-15 JP JP22047297A patent/JP3369443B2/ja not_active Expired - Lifetime
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EP3696288A2 (en) | 2009-03-23 | 2020-08-19 | Nippon Steel Corporation | Manufacturing method of grain oriented electrical steel sheet, grain oriented electrical steel sheet for wound core, and wound core |
WO2011115120A1 (ja) | 2010-03-17 | 2011-09-22 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
US9273371B2 (en) | 2010-03-17 | 2016-03-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet |
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JP3369443B2 (ja) | 2003-01-20 |
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