JP2679927B2 - 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
iを含み、結晶粒の(110)〔001〕方位の集積度
が高く、かつ結晶粒径が従来になく微細なことにより、
極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法を提
供するものである。
鉄損特性と励磁特性の両方で評価される。励磁特性を高
めることは設計磁束密度を高める機器の小型化に有効で
ある。一方鉄損特性を少なくすることは、電気機器とし
て使用する際、熱エネルギーとして失われるものを少な
くし、消費電力を節約できる点で有効である。さらに、
製品の結晶粒の〈100〉軸を圧延方向に揃えること
は、磁化特性を高め、鉄損特性も低くすることができ、
近年特にこの面で多くの研究が重ねられ、様々な製造技
術が開発された。
的な一方向性電磁鋼板の製造技術には、3つの代表的な
製造技術がある。第一の技術は、特公昭30−3651
号に開示された、MnSをインヒビターとして機能させ
る、2回冷延工程による製造技術がある。この製造方法
は、二次再結晶の粒径が小さいので、比較的鉄損は良好
であるが、高い磁束密度が得られないという問題があっ
た。これに対して、高い磁束密度を得るために、第二の
技術として、特公昭40−15644号が開示された。
これは、AlN+MnSをインヒビターとして機能さ
せ、最終冷延工程における圧延率が80%を超える強圧
下とする製造技術である。この方法により二次再結晶粒
の(110)〔001〕方位の集積度が高く、B8 が
1.870(T)以上の高磁束密度を有する方向性電磁
鋼板が得られる。さらに、第三の技術として、特公昭5
1−13469号に開示された、MnSまたはMnSe
+Sbをインヒビターとして機能させる、2回冷延工程
による製造技術が開発された。
渦電流損の二つからなる。履歴損に影響を与える物理的
な要因として、上述の結晶方位の他に材料の純度や内部
歪みがある。また、渦電流損に影響を与える物理的な要
因として、鋼板の電気抵抗(Si等の成分量)、板厚、
磁区の大きさ(結晶粒度)や鋼板に及ぼす張力等があ
る。通常の方向性電磁鋼板では渦電流損が全鉄損の3/
4以上を占めるため履歴損より渦電流損を下げる方が全
鉄損を下げる上でより効果的である。
では、二次結晶粒の(110)〔001〕方位の集積度
が高く、B8 が1.870(T)以上の高磁束密度を有
する方向性電磁鋼板が得られたとしても、二次再結晶粒
径が10mmオーダと大きくなるため、渦電流損に影響す
る磁区幅が大きかった。これを改善するために、特公昭
57−2252号に開示されている鋼板にレーザー処理
を施す方法、さらに特公昭58−2569号に開示され
ている鋼板に機械的な歪みを加える方法等、磁区を細分
化する様々な方法が開示されている。
により、従来よりも低い鉄損を有する一方向性電磁鋼板
の製造方法を提供するものが開示されている。たとえ
ば、特開平1−290716号では、常温圧延された鋼
板に100℃/秒以上の加熱速度で675℃以上の温度
へ超急速焼きなまし処理を施し、該ストリップを脱炭素
処理し、最終高温焼きなまし処理を施して二次成長を行
い、それによって前記ストリップが低減した寸法の二次
粒子および応力除去焼きなまし処理後も有意の変化なし
に持続する改善された鉄損をもつことを特徴とする方法
が開示されている。しかし、確かにある程度小さな二次
再結晶粒は得られるのではあるが、この方法は急速加熱
のみを処理することを目的としており、余り良好な鉄損
値が得られないことが判明した。
法よりもさらに微細な二次再結晶粒径をもつことによ
り、極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板を得る方法
を提供することにあり、その特徴は急速加熱し、その直
後に冷却を施すことにある。
0.10%以下、Si:2.5〜7.0%ならびに通常
のインヒビター成分を含み、残余はFeおよび不可避的
不純物よりなる溶鋼を出発素材として、最終製品厚まで
圧延されたストリップを、800℃以上の温度域へ80
℃/秒以上の加熱速度で加熱し、最高温度に到達後0.
1秒以内に、50℃/秒以上の冷却速度で800℃未満
の温度域へ冷却を施す処理をし、得られたストリップを
脱炭焼鈍および最終仕上焼鈍を施すことにより、極めて
低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板が得られることを見い
出した。さらに、ストリップの急速加熱および冷却処理
が、ロール間で通電することにより急速加熱され、かつ
加熱された側のロールで冷却が行われる方法により、極
めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板が得られることを
見い出した。
電磁鋼板は、その製造工程の最終焼鈍中に二次再結晶を
充分に起こさせ、所謂ゴス集合組織を得ることにより製
造できる。このゴス集合組織を得るためには、一次再結
晶粒の成長粗大化を抑制し、(110)〈001〉方位
の再結晶粒のみを或る温度範囲で選択的に成長させる。
すなわち、二次再結晶させるような素地を作ってやるこ
とが必要である。そのためには、素材に微細な介在物が
一次再結晶粒の成長の抑制材(インヒビター)として、
均一に分散していなければならない。また、この時の最
適な析出サイズは100オングストロームオーダーであ
ると言われている。
0716号に述べられているように、急速加熱により後
の集合組織が、通常加熱と比較して一次再結晶後の(1
10)〈001〉方位粒が増加し、これが二次再結晶の
核となり、ある程度小さな二次再結晶粒が得られる。さ
らに、上記特許の製造方法において達成させるメカニズ
ムは、最終脱炭素焼きなまし工程前の一次再結晶組成に
変化と高温焼きなまし処理工程前の一次再結晶組織の変
化との二つの変化を包含する、と述べられているが、こ
の製造方法のみでは一次再結晶組織の制御が不充分であ
ることが判明した。
原因を種々検討した結果、800℃以上の温度域へ80
℃/秒以上の加熱速度で加熱し、最高温度に到達後0.
1秒以内に加熱された側のロールにより、50℃/秒以
上の冷却速度で800℃未満の温度域へ冷却を施すこと
により、高温域で析出物が粗大化せず、100オングス
トロームオーダーの最適な析出サイズが保持できること
が判明し、これにより従来になく、小さな二次再結晶粒
径を得ることができ、極めて低い鉄損を有する一方向性
電磁鋼板を得ることができるようになった。
前記のように限定した理由を、詳細に説明する。この鋼
成分の限定理由は下記のとおりである。Cについての上
限0.10%は、これ以上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ので限定した。Siは鉄損
を良くするために下限を2.5%とするが、多すぎると
冷間圧延の際に割れ易く加工が困難となるので上限を
7.0%とする。
に、通常のインヒビター成分として以下の成分元素を添
加することが好ましい。インヒビターとしてMnSを利
用する場合は、MnとSを添加する。Mnは、MnSの
適当な分散状態を得るため、0.02〜0.15%が望
ましい。SはMnS,(Mn・Fe)Sを形成するため
に必要な元素で、適当な分散状態を得るため、0.00
1〜0.05%が望ましい。さらに、インヒビターとし
てAlNを利用する場合は、酸可溶性AlとNを添加す
る。酸可溶性Al,AlNの適正な分散状態を得るため
0.01〜0.04%が望ましい。Nも、AlNの適正
な分散状態を得るため0.003〜0.02%が望まし
い。その他、Cu,Sn,Sb,Cr,Biはインヒビ
ターを強くする目的で1.0%以下において少なくとも
1種添加しても良い。
は連続鋳造法、熱間圧延により中間厚のストリップを得
る。この時ストリップ鋳造法も本発明に適用することも
可能である。さらに、インヒビターとして窒化物を必要
とする場合は、AlN等の析出のために950〜120
0℃で30秒〜30分の中間焼鈍を行うことが望まし
い。次に、1回ないし中間焼鈍を含む2回以上の圧延に
より最終製品厚のストリップを得る。この時の最終圧下
率は高いゴス集積度をもつ製品を得るため、圧下率50
%以上が必要となる。下限50%はこれ以下では必要な
ゴス核が得られないため限定した。
リップを、800℃以上の温度域へ80℃/秒以上の加
熱速度で加熱処理を実施する。この時の加熱速度の下限
80℃/秒は、これ以下では二次再結晶の核となる一次
再結晶後での(110)〈001〉方位粒が減少し、微
細な二次再結晶粒が得られないので限定した。また、下
限800℃は、これ未満では再結晶が開始されないので
限定した。さらに、加熱された到達温度域で、微細な析
出物の粗大化を防止するため、最高温度に到達後0.1
秒以内に50℃/秒以上の冷却速度で800℃未満の温
度域へ冷却を施す。最高温度に到達後の均熱時間の上限
値0.1秒は、これ以上では析出物が粗大化するため限
定した。上記冷却温度域の上限800℃未満は、これを
超えては析出ノーズから大きく外れるため限定した。
速度180℃/秒で825℃まで加熱した後の650℃
までの冷却速度と、得られる製品鉄損特性との関係を示
す。50℃/秒以上の冷却速度で冷却を施すと良好な鉄
損値が得られている。なお、以上の処理は、皮膜形成後
の問題から、できるだけ還元雰囲気中で実施することが
望ましい。
一つとして、ロール間に通電する方法がある。図2に本
発明での一つの実施例の概略図を示す。ストリップを挟
む上下一対のロールを二組設け、ロールR1,R2間の
ストリップSに通電することにより、ストリップSを8
00℃以上の温度域へ80℃/秒以上の加熱速度で加熱
し、さらに加熱された側のロールR2によりP点で冷却
を施すことにより、最高温度に到達後0.1秒以内に加
熱された側のロールにより、50℃/秒以上の冷却速度
で800℃未満の温度域へ冷却を施す。
ボックスBはできるだけ還元雰囲気中で実施することが
望ましい。また、この微少な歪みを導入により、加熱さ
れたストリップの形状を改善することも可能である。
う。この時製品での磁気特性を劣化させないため炭素は
0.005%以下に低減されなければならない。ここ
で、熱延でのスラブ加熱温度が低く、AlNのみをイン
ヒビターとして利用する場合は、アンモニア雰囲気中で
窒化処理を施すこともある。さらに、MgO等の焼鈍分
離剤を塗布して、二次再結晶と純化のため1100℃以
上の仕上焼鈍を行うことで、極めて低い鉄損特性を有す
る一方向性電磁鋼板が製造される。以上得られた製品
に、さらに鉄損を良好にするため、上記一方向性電磁鋼
板に、磁区を細分化するための処理を施すことも可能で
ある。
スラブ加熱後、熱間圧延を行い、2.3mmの熱延鋼板を
得た。次に1100℃で5分間焼鈍を行い、さらに酸洗
した後、冷間圧延により0.22mm厚にした。圧延され
た鋼板を一組の加熱電極を有する直接通電加熱装置によ
り種々の条件で加熱した。また、加熱直後鋼板に種々の
均熱時間、冷却条件を施した。その時の加熱速度と到達
温度、加熱後の冷却条件を表2に示す。
塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス雰囲気中
で高温焼鈍を行った。表2に、得られた製品の、二次再
結晶粒径と、磁気特性を示す。製品の磁気特性は、80
0℃以上の温度域に80℃/秒以上の加熱速度で加熱
し、最高温度に到達後0.1秒以内に、50℃/秒以上
の冷却速度で800℃未満の温度域へ冷却を施すことに
より、従来よりも微細な二次再結晶粒径が得られ、極め
て低い鉄損を有する一方向性電磁鋼板が得られている。
鋼を鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延を行い、2.3mm
の熱延鋼板を得た。次に1100℃で5分間焼鈍を行
い、さらに酸洗した後、冷間圧延により0.22mm厚に
した。圧延された鋼板を図2に示す直接通電ロール加熱
装置により種々の条件で加熱した。また、加熱直後に出
側ロールを予熱、通板速度を制御することにより、種々
の均熱時間、冷却条件を施した。その時の加熱速度と到
達温度、出側ロールでの冷却条件を表4に示す。
雰囲気中で窒化処理を実施し、MgO粉を塗布した後、
1200℃に10時間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を
行った。表4に、得られた製品の、二次再結晶粒径と、
磁気特性を示す。製品の磁気特性は、通電により800
℃以上の温度域に80℃/秒以上の加熱速度で加熱し、
最高温度に到達後0.1秒以内に加熱された側のロール
により、50℃/秒以上の冷却速度で800℃未満の温
度域へ冷却を施すことにより、従来よりも微細な二次再
結晶粒径が得られ、極めて低い鉄損を有する一方向性電
磁鋼板が得られている。
鋼を鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延を行い、2.3mm
の熱延鋼板を得た。これを、1100℃で5分間焼鈍を
行い、さらに酸洗した後、冷間圧延により0.27mm厚
にした。圧延された鋼板を直接通電加熱ロールにより2
50℃/秒の昇温速度で825℃まで加熱し、出側ロー
ルで最高到達後0.01秒後、680℃まで23000
℃/秒の冷却速度で冷却した。
塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス雰囲気中
で高温焼鈍を行った。これにより得られた製品の、平均
二次再結晶粒径は3.5mmであった。また、磁気特性
は、B8 =1.94T、W17/50 =0.89(W/kg)の極
めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板が得られた。さら
に、得られた鋼板にレーザ処理により磁区細分化を行
い、磁気特性は、B8 =1.92T、W17/50 =0.8
1(W/kg)の極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板が得
られた。
鋼を鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延を行い、2.3mm
の熱延鋼板を得た。これを、1100℃で5分間焼鈍を
行い、さらに酸洗した後、冷間圧延により0.22mm厚
にした。圧延された鋼板を二対の直接通電加熱ロールに
より250℃/秒の加熱速度で851℃まで加熱し、出
側ロールで最高到達後0.01秒後、790℃まで24
500℃/秒の冷却速度で冷却した。次に湿潤水素中で
脱炭焼鈍した。
で250℃/秒の加熱速度で加熱し、そのまま冷却せ
ず、さらに850℃まで15℃/秒で加熱し湿潤水素中
で脱炭焼鈍した。以上二通りの脱炭焼鈍板にMgO粉を
塗布した後、1200℃に10時間、水素ガス雰囲気中
で高温焼鈍を行った。表7に、得られた製品の磁気特性
を示す。製品の磁性は、通電ロール方式で満足できるも
のが得られた。
法により、二次再結晶粒径が従来になく小さく、磁束密
度の高い、極めて低い鉄損特性を有する一方向性電磁鋼
板を製造することができるので、産業上の貢献するとこ
ろが極めて大である。
表である。
る。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量でC:0.10%以下、Si:2.
5〜7.0%ならびに通常のインヒビター成分を含み、
残余はFeおよび不可避的不純物よりなる溶鋼を出発素
材として、最終製品厚まで圧延されたストリップを、8
00℃以上の温度域へ80℃/秒以上の加熱速度で加熱
し、最高温度に到達後0.1秒以内に、50℃/秒以上
の冷却速度で800℃未満の温度域へ冷却を施す処理を
し、得られたストリップを脱炭焼鈍および最終仕上焼鈍
を施すことを特徴とする極めて低い鉄損をもつ一方向性
電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 ストリップの急速加熱および冷却処理
が、ロール間で通電することにより急速加熱され、かつ
ストリップが加熱された側のロールで冷却処理が行われ
ることを特徴とする請求項1記載の方法。 - 【請求項3】 一方向性電磁鋼板に、磁区を細分化する
ための処理を施すことを特徴とする請求項1または2記
載の方法。
Priority Applications (5)
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---|---|---|---|
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EP94100292A EP0606884B1 (en) | 1993-01-12 | 1994-01-11 | Grain-oriented electrical steel sheet with very low core loss and method of producing the same |
KR1019940000334A KR0182802B1 (ko) | 1993-01-12 | 1994-01-11 | 극히 낮은 철손을 갖는 일방향성 전자강판 및 그 제조방법 |
DE69420058T DE69420058T2 (de) | 1993-01-12 | 1994-01-11 | Kornorientiertes Elektroblech mit sehr geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren |
US08/612,611 US5833768A (en) | 1993-01-12 | 1996-03-08 | Grain-oriented electrical steel sheet with very low core loss and method of producing the same |
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Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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JPH06212262A JPH06212262A (ja) | 1994-08-02 |
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Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP5003439A Expired - Lifetime JP2679927B2 (ja) | 1993-01-12 | 1993-01-12 | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
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DE60144270D1 (de) | 2000-08-08 | 2011-05-05 | Nippon Steel Corp | Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrobleches mit hoher magnetischer Flussdichte |
JP5772410B2 (ja) | 2010-11-26 | 2015-09-02 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP6156646B2 (ja) | 2013-10-30 | 2017-07-05 | Jfeスチール株式会社 | 磁気特性および被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板 |
-
1993
- 1993-01-12 JP JP5003439A patent/JP2679927B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
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JPH06212262A (ja) | 1994-08-02 |
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