JPH04173923A - 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH04173923A JPH04173923A JP2301919A JP30191990A JPH04173923A JP H04173923 A JPH04173923 A JP H04173923A JP 2301919 A JP2301919 A JP 2301919A JP 30191990 A JP30191990 A JP 30191990A JP H04173923 A JPH04173923 A JP H04173923A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
-
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電
磁鋼板の製造方法に関する。
磁鋼板の製造方法に関する。
(従来の技術)
一方向性電磁鋼板は、主として変圧器、発電機、その他
の電気機器の鉄芯材料として使用され、励磁特性と鉄損
特性に優れたものであることのほか、良好な皮膜を有す
るものであることが要求される。
の電気機器の鉄芯材料として使用され、励磁特性と鉄損
特性に優れたものであることのほか、良好な皮膜を有す
るものであることが要求される。
一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して圧延面
に{110}面を、圧延方向に<001>軸をもつ結晶
粒を発達させることによって得られる。二次再結晶現象
は仕上焼鈍工程で生じるが、二次再結晶の発現を十分な
ものとするためには、仕上焼鈍過程における二次再結晶
発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制するAj2N
、 MnS、MnSe等の微細な析出物、所謂インヒ
ビターを鋼中に存在させる必要がある。従って、電磁鋼
スラブは、インヒビター形成元素、例えば^l % M
n, S、Se, N等を完全に固溶させるために、1
350〜1400Cといった高温に加熱される。
に{110}面を、圧延方向に<001>軸をもつ結晶
粒を発達させることによって得られる。二次再結晶現象
は仕上焼鈍工程で生じるが、二次再結晶の発現を十分な
ものとするためには、仕上焼鈍過程における二次再結晶
発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制するAj2N
、 MnS、MnSe等の微細な析出物、所謂インヒ
ビターを鋼中に存在させる必要がある。従って、電磁鋼
スラブは、インヒビター形成元素、例えば^l % M
n, S、Se, N等を完全に固溶させるために、1
350〜1400Cといった高温に加熱される。
電磁鋼スラブ中に完全に固溶せしめられたインヒビター
形成元素は、熱延板焼鈍域は最終冷間圧延前の中間板厚
の段階での焼鈍によって、iN、MnS 、、MnSe
として微細に析出せしめられる。
形成元素は、熱延板焼鈍域は最終冷間圧延前の中間板厚
の段階での焼鈍によって、iN、MnS 、、MnSe
として微細に析出せしめられる。
このようなプロセスを採るとき、電磁鋼スラブは前述の
ように高温に加熱されるから、溶融スケール(ノロ:滓
)の発生が多量なものとなり、これが加熱炉の補修頻度
を高め、メインテナンス・コストを高くするのみならず
、設備稼働率を低下させ、さらには燃料原単位を高くす
る等の問題を惹起する。
ように高温に加熱されるから、溶融スケール(ノロ:滓
)の発生が多量なものとなり、これが加熱炉の補修頻度
を高め、メインテナンス・コストを高くするのみならず
、設備稼働率を低下させ、さらには燃料原単位を高くす
る等の問題を惹起する。
このような問題を解決すべく、電磁鋼スラブの加熱温度
を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製造方法の研究
が進められている。例えば、特開昭52−24116号
公報には、八2の他にZr、 Ti、 B、Nb、 T
a、■、Cr、 Mo等の窒化物形成元素を鋼中に含有
させることによって、電磁鋼スラブの加熱温度を110
0〜1260°Cとする製造方法が提案されている。ま
た、特開昭59−190324号公報には、C含有量を
0.01%以下の低いものとし、S、SeさらにAtと
Bを選択的に含有せしめた電磁鋼スラブを素材として、
冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時に鋼板表面を短時間繰返
し高温加熱する、所謂パルス焼鈍を施すことにより、電
磁鋼スラブの加熱温度を1300°C以下とし得るプロ
セスが提案されている。
を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製造方法の研究
が進められている。例えば、特開昭52−24116号
公報には、八2の他にZr、 Ti、 B、Nb、 T
a、■、Cr、 Mo等の窒化物形成元素を鋼中に含有
させることによって、電磁鋼スラブの加熱温度を110
0〜1260°Cとする製造方法が提案されている。ま
た、特開昭59−190324号公報には、C含有量を
0.01%以下の低いものとし、S、SeさらにAtと
Bを選択的に含有せしめた電磁鋼スラブを素材として、
冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時に鋼板表面を短時間繰返
し高温加熱する、所謂パルス焼鈍を施すことにより、電
磁鋼スラブの加熱温度を1300°C以下とし得るプロ
セスが提案されている。
また、特公昭61−60896号公報には、Mn含有量
を0.08〜0.45%、S含有量を0.007%以下
として(Mn) (S)積を低くし、さらにl、P、
Nを含有せしめた電磁鋼スラブを素材とすることにより
、スラブ加熱温度を1280°C未満とする製造プロセ
スが開示されている。
を0.08〜0.45%、S含有量を0.007%以下
として(Mn) (S)積を低くし、さらにl、P、
Nを含有せしめた電磁鋼スラブを素材とすることにより
、スラブ加熱温度を1280°C未満とする製造プロセ
スが開示されている。
本発明者等は、特願平1−91956号にて、前記特公
昭61−60896号公報に開示されているプロセスを
対象として、最終冷間圧延後の材料にストリップ走行下
で窒化処理を施してインヒビターを導入することによっ
て、磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板
を製造する方法を提案した。
昭61−60896号公報に開示されているプロセスを
対象として、最終冷間圧延後の材料にストリップ走行下
で窒化処理を施してインヒビターを導入することによっ
て、磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板
を製造する方法を提案した。
しかしながら、これら先行技術によって一方向性電磁鋼
板を製造するときは、最終製品のグラス皮膜に“しもふ
りパ或は“ベアスポット′と呼ばれる欠陥が散見される
ことがある。
板を製造するときは、最終製品のグラス皮膜に“しもふ
りパ或は“ベアスポット′と呼ばれる欠陥が散見される
ことがある。
(発明が解決しようとする課題)
本発明は、電磁鋼スラブの加熱温度を1200°C以下
の低いものとして、スラブ加熱のためのエネルギ消費を
少なくするとともに、高温スラブ加熱に起因するメイン
テナンス・コストの上昇、設備稼働率の低下さらには生
産性の低下といった問題を解決し、高い生産性下に優れ
た磁気特性と皮膜特性を有する一方向性電磁鋼板を、工
業的に安定して生産し得る製造方法を提供することを目
的としてなされた。
の低いものとして、スラブ加熱のためのエネルギ消費を
少なくするとともに、高温スラブ加熱に起因するメイン
テナンス・コストの上昇、設備稼働率の低下さらには生
産性の低下といった問題を解決し、高い生産性下に優れ
た磁気特性と皮膜特性を有する一方向性電磁鋼板を、工
業的に安定して生産し得る製造方法を提供することを目
的としてなされた。
(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:0.025
〜0.075%、Si:2.5〜4.5%、S≦0.0
12%、酸可溶性Aj2 : 0.010〜0.060
%、N≦0.010%、Mn : 0.08〜0.45
%、残部Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラ
ブを、1200°C以下の温度に加熱した後、熱間圧延
し、1回または中間焼鈍を介挿する2回以上の冷間圧延
を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍した後、ストリ
ップを走行せしめる状態下に窒化処理し、焼鈍分離剤を
塗布した後、高温仕上焼鈍における800〜850°C
までの温度域の雰囲気を(Nz + Ar)230%(
但し、N2≧25%とする)、残部H2とし、それを超
える温度域での雰囲気を従来の一方向性電磁鋼板の仕上
焼鈍における雰囲気として仕上焼鈍することを特徴とす
る特許 一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
〜0.075%、Si:2.5〜4.5%、S≦0.0
12%、酸可溶性Aj2 : 0.010〜0.060
%、N≦0.010%、Mn : 0.08〜0.45
%、残部Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラ
ブを、1200°C以下の温度に加熱した後、熱間圧延
し、1回または中間焼鈍を介挿する2回以上の冷間圧延
を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍した後、ストリ
ップを走行せしめる状態下に窒化処理し、焼鈍分離剤を
塗布した後、高温仕上焼鈍における800〜850°C
までの温度域の雰囲気を(Nz + Ar)230%(
但し、N2≧25%とする)、残部H2とし、それを超
える温度域での雰囲気を従来の一方向性電磁鋼板の仕上
焼鈍における雰囲気として仕上焼鈍することを特徴とす
る特許 一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明者等は、電磁鋼スラブの加熱温度を1200゜C
以下の低いものとして、磁気特性、皮膜特性ともに優れ
た一方向性電磁鋼板を安定して製造し得るプロセスにつ
いて研究を重ねた。その結果、特願平1−91956号
にて本発明者等が提案したプロセスをベースとして、仕
上焼鈍における800〜850゜Cまでの温度域の雰囲
気ガス組成を、(N2+ Ar)230%(但し、N2
≧25%)、残部H2とし、それを超える温度域での雰
囲気を従来の一方向性電磁鋼板の仕上焼鈍における雰囲
気、即ち800〜850°Cを超える温度域での雰囲気
をN2:25〜b 1200°CからB2:100%の雰囲気とすることに
よって、密着性、外観ともに優れ、“しもふり°°等の
欠陥のないグラス皮膜が形成されることを見出した。
以下の低いものとして、磁気特性、皮膜特性ともに優れ
た一方向性電磁鋼板を安定して製造し得るプロセスにつ
いて研究を重ねた。その結果、特願平1−91956号
にて本発明者等が提案したプロセスをベースとして、仕
上焼鈍における800〜850゜Cまでの温度域の雰囲
気ガス組成を、(N2+ Ar)230%(但し、N2
≧25%)、残部H2とし、それを超える温度域での雰
囲気を従来の一方向性電磁鋼板の仕上焼鈍における雰囲
気、即ち800〜850°Cを超える温度域での雰囲気
をN2:25〜b 1200°CからB2:100%の雰囲気とすることに
よって、密着性、外観ともに優れ、“しもふり°°等の
欠陥のないグラス皮膜が形成されることを見出した。
本発明において、出発材料とする電磁鋼スラブの成分組
成の限定理由は、以下の通りである。
成の限定理由は、以下の通りである。
Cは、その含有量が0.025%未満になると、二次再
結晶が不安定となり、かつ二次再結晶した場合でも製品
の磁束密度(B、。値)が1.80 Te5la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、脱炭焼鈍時間が長大なものとなり、
生産性を著しく損なう。
結晶が不安定となり、かつ二次再結晶した場合でも製品
の磁束密度(B、。値)が1.80 Te5la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、脱炭焼鈍時間が長大なものとなり、
生産性を著しく損なう。
Siは、その含有量が2.5%未満になると、製品厚み
0.30mで、Wlff/S。で1.05W/kg以下
の最高等級の鉄損特性を有する製品を得ることができな
い。この観点からSi含有量の下限は、望ましくは3.
2%である。一方、Siの含有量が4.5%を超えて多
くなり過ぎると、冷間圧延時に、材料の割れ、破断が多
発し、安定した冷間圧延作業を不可能にする。
0.30mで、Wlff/S。で1.05W/kg以下
の最高等級の鉄損特性を有する製品を得ることができな
い。この観点からSi含有量の下限は、望ましくは3.
2%である。一方、Siの含有量が4.5%を超えて多
くなり過ぎると、冷間圧延時に、材料の割れ、破断が多
発し、安定した冷間圧延作業を不可能にする。
本発明の出発材料の成分系における特徴の一つは、Sを
0.012%以下、好ましくは0.0070%以下とす
る点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭40−1
5644号公報或いは特公昭47−25250号公報に
開示されている技術においては、Sは二次再結晶を生起
させるに必要な析出物の一つであるMnSの形成元素と
して必須であった。前記公知技術において、Sが最も効
果を発現する含有量範囲があり、それは熱間圧延に先立
って行なわれるスラブの加熱段階でMnSを固溶できる
量として規定されていた。しかしながら、Sの含有が二
次再結晶に有害であるということは、従来、全く知られ
ていなかった。本発明者・等は、二次再結晶に必要な析
出物として(AI、5i)Nを用いる一方向性電磁鋼板
の製造プロセスにおいて、素材中のSi含有量が多いス
ラブを低温度で加熱し、熱間圧延する場合、Sが二次再
結晶不良を助長することを見出した。素材中のSi含有
量が4.5%以下である場合、S含有量は6.012%
以下、好ましくは0.0070%以下であれば、二次再
結晶不良は全く発生しない。
0.012%以下、好ましくは0.0070%以下とす
る点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭40−1
5644号公報或いは特公昭47−25250号公報に
開示されている技術においては、Sは二次再結晶を生起
させるに必要な析出物の一つであるMnSの形成元素と
して必須であった。前記公知技術において、Sが最も効
果を発現する含有量範囲があり、それは熱間圧延に先立
って行なわれるスラブの加熱段階でMnSを固溶できる
量として規定されていた。しかしながら、Sの含有が二
次再結晶に有害であるということは、従来、全く知られ
ていなかった。本発明者・等は、二次再結晶に必要な析
出物として(AI、5i)Nを用いる一方向性電磁鋼板
の製造プロセスにおいて、素材中のSi含有量が多いス
ラブを低温度で加熱し、熱間圧延する場合、Sが二次再
結晶不良を助長することを見出した。素材中のSi含有
量が4.5%以下である場合、S含有量は6.012%
以下、好ましくは0.0070%以下であれば、二次再
結晶不良は全く発生しない。
本発明では、二次再結晶に必要な析出物として(Al1
.5i)Nを用いる。従って、必要最低量のAINを確
保するためには、酸可溶性A!として0.010%以上
、Nは0.0030%以上必要である。しかしながら、
酸可溶性A!が0.060%を超えると、熱延板中の・
^fNが不適切となり、二次再結晶が不安定となる。
.5i)Nを用いる。従って、必要最低量のAINを確
保するためには、酸可溶性A!として0.010%以上
、Nは0.0030%以上必要である。しかしながら、
酸可溶性A!が0.060%を超えると、熱延板中の・
^fNが不適切となり、二次再結晶が不安定となる。
Nの含有量が0.010%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。また、Nの含有量が
0.010%を超えると、−次再結晶粒の粒径が調整で
きない。
ばれる鋼板表面の脹れが発生する。また、Nの含有量が
0.010%を超えると、−次再結晶粒の粒径が調整で
きない。
本発明の出発材料の成分系におけるもう一つの特徴は、
Mnにある。本発明では、最高等級の鉄損特性を有する
製品を得るために、素材中のSi量を2.5%以上とし
ている。この高Si材を低温スラブ加熱とその後の熱間
圧延を含むプロセスとしたときに発生する二次再結晶不
良の問題を、本発明ではS含有量を極めて低い水準とす
ることによって解決している。従って、二次再結晶に対
する析出物としてのMnSの働きがなくなるので、得ら
れる製品の磁束密度が比較的低い。本発明では、Mnを
適切な量に制御することによって、B1゜値が1.89
Tesla以上の磁束密度を有する製品が得られるよう
にしている。Mn量が少なくなると二次再結晶が不安定
となり、多くなるとB、。値が高くなるが、一定量以上
添加しても改善効果がなくコストの面でも不利となる。
Mnにある。本発明では、最高等級の鉄損特性を有する
製品を得るために、素材中のSi量を2.5%以上とし
ている。この高Si材を低温スラブ加熱とその後の熱間
圧延を含むプロセスとしたときに発生する二次再結晶不
良の問題を、本発明ではS含有量を極めて低い水準とす
ることによって解決している。従って、二次再結晶に対
する析出物としてのMnSの働きがなくなるので、得ら
れる製品の磁束密度が比較的低い。本発明では、Mnを
適切な量に制御することによって、B1゜値が1.89
Tesla以上の磁束密度を有する製品が得られるよう
にしている。Mn量が少なくなると二次再結晶が不安定
となり、多くなるとB、。値が高くなるが、一定量以上
添加しても改善効果がなくコストの面でも不利となる。
以上の理由から、810値が1.89Tesla以上の
磁束密度を有する製品が得られ、かつ二次再結晶が安定
しており、圧延時に材料の割れの問題の少ない範囲とし
て、Mn : 0.08〜0.45%とした。
磁束密度を有する製品が得られ、かつ二次再結晶が安定
しており、圧延時に材料の割れの問題の少ない範囲とし
て、Mn : 0.08〜0.45%とした。
なお、微量のCu、 Sn、 Cr、 P、 Ti、
Bを鋼中に含有せしめることは、本発明の趣旨を損なう
ものではない。
Bを鋼中に含有せしめることは、本発明の趣旨を損なう
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、転炉或は電気炉等の溶解炉で綱を溶製
し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、次いで連続
鋳造によって或は造塊後分塊圧延することによって得ら
れる。然る後、熱間圧延に先立つスラブ加熱がなされる
。本発明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は1
200°C以下の低いものとして加熱エネルギ消費量を
少な(するとともに、鋼中のAl2Nを完全には固溶さ
せず不完全固溶状態とする。
し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、次いで連続
鋳造によって或は造塊後分塊圧延することによって得ら
れる。然る後、熱間圧延に先立つスラブ加熱がなされる
。本発明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は1
200°C以下の低いものとして加熱エネルギ消費量を
少な(するとともに、鋼中のAl2Nを完全には固溶さ
せず不完全固溶状態とする。
また、さらに固溶温度の高いMnSは、上記スラブ加熱
温度では当然のことながら不完全固溶状態である。
温度では当然のことながら不完全固溶状態である。
加熱後、電磁鋼スラブは熱間圧延され、そのまま或は必
要に応じて焼鈍された後、1回または中間焼鈍を介挿す
る2回以上の冷間圧延を施され、最終板厚とされる。
要に応じて焼鈍された後、1回または中間焼鈍を介挿す
る2回以上の冷間圧延を施され、最終板厚とされる。
ところで、本発明においては、電磁鋼スラブは1200
°C以下の低い温度に加熱される。従って、鋼中のAl
2、Mn、 S等を不完全固溶状態としており、このま
までは、鋼板中の二次再結晶を発現させるための(Al
5Si)N、 MnS等のインヒビターが存在しない。
°C以下の低い温度に加熱される。従って、鋼中のAl
2、Mn、 S等を不完全固溶状態としており、このま
までは、鋼板中の二次再結晶を発現させるための(Al
5Si)N、 MnS等のインヒビターが存在しない。
故に、二次再結晶発現以前に鋼中にNを浸入させ、イン
ヒビターとして機能する(AN、5i)Nを形成する必
要がある。本発明においては、N2とN2の混合ガス雰
囲気中で通常の脱炭焼鈍を鋼板(ストリップ)に施した
後、焼鈍分離剤を塗布する前に、アンモニアを含むガス
中で窒化処理し、鋼中の窒素量を150ppm以上にす
る。
ヒビターとして機能する(AN、5i)Nを形成する必
要がある。本発明においては、N2とN2の混合ガス雰
囲気中で通常の脱炭焼鈍を鋼板(ストリップ)に施した
後、焼鈍分離剤を塗布する前に、アンモニアを含むガス
中で窒化処理し、鋼中の窒素量を150ppm以上にす
る。
然る後、焼鈍分離剤としてマグネシア・パウダーに微量
の添加物を加えてストリップに塗布し、巻き取ってスト
リップコイルとする。
の添加物を加えてストリップに塗布し、巻き取ってスト
リップコイルとする。
本発明者等は、焼鈍分離剤を塗布した板状試料を作成し
、これを積層して実験用仕上焼鈍炉で雰囲気を変えて種
々検討を重ねた結果、800〜850°Cまでの雰囲気
組成が仕上焼鈍後の鋼板の皮膜特性、磁気特性に密接な
関係をもっていることを見出した。
、これを積層して実験用仕上焼鈍炉で雰囲気を変えて種
々検討を重ねた結果、800〜850°Cまでの雰囲気
組成が仕上焼鈍後の鋼板の皮膜特性、磁気特性に密接な
関係をもっていることを見出した。
仕上焼鈍における800〜850°Cまでの温度域は、
タイト・コイルの形態で仕上焼鈍する実操業においては
、露点が一10°C以下のドライな雰囲気であるため、
通常の、N215%+)lzニア5%の雰囲気では焼鈍
後の鋼板の皮膜特性の安定性が悪く、僅かの条件変化で
グラス皮膜にペアスポットが見られることが判った。こ
の欠陥を取り除くために、本発明者等は雰囲気をNz:
25%+H2ニア5%のガス組成としたまま、露点を高
くすることを特願平1−91956号に提案しているが
、この方法を採る場合、加湿装置を必要とするほか、ス
トリップコイルのあらゆる部分に均一に水分を供給する
ために製造コストを上昇させ、また技術的な困難を伴う
等の問題がある。
タイト・コイルの形態で仕上焼鈍する実操業においては
、露点が一10°C以下のドライな雰囲気であるため、
通常の、N215%+)lzニア5%の雰囲気では焼鈍
後の鋼板の皮膜特性の安定性が悪く、僅かの条件変化で
グラス皮膜にペアスポットが見られることが判った。こ
の欠陥を取り除くために、本発明者等は雰囲気をNz:
25%+H2ニア5%のガス組成としたまま、露点を高
くすることを特願平1−91956号に提案しているが
、この方法を採る場合、加湿装置を必要とするほか、ス
トリップコイルのあらゆる部分に均一に水分を供給する
ために製造コストを上昇させ、また技術的な困難を伴う
等の問題がある。
本発明者等は、雰囲気にドライなガスを用いることを基
本に、種々検討を加えた結果、仕上焼鈍における800
〜850″Cまでの温度域での雰囲気ガス組成を、(N
z+Ar)230%(但し、N2≧25%)、残部H2
とし、それを超える温度域での雰囲気を、従来のプロセ
スで用いられている、N2:25〜b し、1200°CからHz:100%のガス組成とする
ことによって、密着性、外観ともに優れ、“しもふり”
等の欠陥のない、しがも磁気特性に優れたグラス皮膜が
形成されることを知見した。
本に、種々検討を加えた結果、仕上焼鈍における800
〜850″Cまでの温度域での雰囲気ガス組成を、(N
z+Ar)230%(但し、N2≧25%)、残部H2
とし、それを超える温度域での雰囲気を、従来のプロセ
スで用いられている、N2:25〜b し、1200°CからHz:100%のガス組成とする
ことによって、密着性、外観ともに優れ、“しもふり”
等の欠陥のない、しがも磁気特性に優れたグラス皮膜が
形成されることを知見した。
ここで、仕上焼鈍における800〜850 ”Cまでの
温度域での雰囲気ガス組成を、(Nz+Ar)230%
(但し、82225%)、残部H2としたのは、従来の
プロセスにおけるよりもN2ガスを増やすか或は^rを
加えることにより、N2の量を70%以下としてHXガ
スの分圧を低くするためである。
温度域での雰囲気ガス組成を、(Nz+Ar)230%
(但し、82225%)、残部H2としたのは、従来の
プロセスにおけるよりもN2ガスを増やすか或は^rを
加えることにより、N2の量を70%以下としてHXガ
スの分圧を低くするためである。
本発明者等は、N2ガスの分圧を低くすることが鋼板の
グラス皮膜にどのような影響をもたらすか詳細に調べた
結果、700〜800°Cのグラス皮膜形成の極く初期
に、鋼板の最表面にアモルファス状の掻く薄いシリカ皮
膜が形成され、焼鈍分離剤と下地シリカ(脱炭焼鈍時に
形成される)との反応を高温まで抑制し、マグネシアと
シリカの反応が始まる温度(90−0〜1000°C)
で−気に反応が進行することが判った。一方、N2ガス
の分圧が高いと、鋼板の最表面にアモルファス状とは異
なる Mn、 Cr等を含む結晶状のシリカが成長、形
成され、このシリカがマグネシア・パウダーと下地シリ
カとの反応を抑制し、グラス皮膜形成を著しく阻害して
いることが判った。アモルファス状のシリカと結晶状の
シリカの間で何故このような差を生じるのか、現在のと
ころよくわからない。N2ガスはインヒビター形成と関
連をもつため、N2≧25%が必要である。N2ガスを
これより少なくすると、薄手材で二次再結晶不良となる
場合がある。
グラス皮膜にどのような影響をもたらすか詳細に調べた
結果、700〜800°Cのグラス皮膜形成の極く初期
に、鋼板の最表面にアモルファス状の掻く薄いシリカ皮
膜が形成され、焼鈍分離剤と下地シリカ(脱炭焼鈍時に
形成される)との反応を高温まで抑制し、マグネシアと
シリカの反応が始まる温度(90−0〜1000°C)
で−気に反応が進行することが判った。一方、N2ガス
の分圧が高いと、鋼板の最表面にアモルファス状とは異
なる Mn、 Cr等を含む結晶状のシリカが成長、形
成され、このシリカがマグネシア・パウダーと下地シリ
カとの反応を抑制し、グラス皮膜形成を著しく阻害して
いることが判った。アモルファス状のシリカと結晶状の
シリカの間で何故このような差を生じるのか、現在のと
ころよくわからない。N2ガスはインヒビター形成と関
連をもつため、N2≧25%が必要である。N2ガスを
これより少なくすると、薄手材で二次再結晶不良となる
場合がある。
Ar0代わりに全量N2ガスに置換した方が製造コスト
が低くなるのは勿論である。N2ガス分圧を零%として
も勿論よい。
が低くなるのは勿論である。N2ガス分圧を零%として
も勿論よい。
仕上焼鈍における800〜850″Cを超える温度域は
、マグネシア・パウダーと下地シリカとが反応を開始す
る温度域であり、この温度域での雰囲気を、従来のプロ
セスにおけるNz:25〜b増加させるに伴い、マグネ
シア・パウダーと下地シリカとの反応が悪くなり、グラ
ス皮膜ができ難くなるから、800〜850″Cを超え
る温度域での雰囲気は、従来のプロセスにおけると同様
の、Nz:25〜35%+)Izニア5〜65%のガス
組成とした。このガス組成よりもN2ガスを増加させる
と、マグネシアと下地シリカの界面の活性化が低下し、
反応が鈍くなると考えられる。1200″Cがらは脱S
、脱Nが必要であるから、雰囲気をN2:100%とし
た。
、マグネシア・パウダーと下地シリカとが反応を開始す
る温度域であり、この温度域での雰囲気を、従来のプロ
セスにおけるNz:25〜b増加させるに伴い、マグネ
シア・パウダーと下地シリカとの反応が悪くなり、グラ
ス皮膜ができ難くなるから、800〜850″Cを超え
る温度域での雰囲気は、従来のプロセスにおけると同様
の、Nz:25〜35%+)Izニア5〜65%のガス
組成とした。このガス組成よりもN2ガスを増加させる
と、マグネシアと下地シリカの界面の活性化が低下し、
反応が鈍くなると考えられる。1200″Cがらは脱S
、脱Nが必要であるから、雰囲気をN2:100%とし
た。
このように、本発明は、仕上焼鈍における800〜85
0″Cまでの雰囲気を切り換えることにより、雰囲気用
ガスに対する加湿なしに容易にグラス皮膜特性、磁気特
性ともに優れた最終製品を得ることができる。
0″Cまでの雰囲気を切り換えることにより、雰囲気用
ガスに対する加湿なしに容易にグラス皮膜特性、磁気特
性ともに優れた最終製品を得ることができる。
(実施例)
実施例1
重量で、C: 0.050%、Si : 3.2%、n
0:o、o7%、酸可溶性A ffi : 0.025
%、S : 0.007%、残部Feおよび不可避的不
純物からなる電磁鋼スラブを、1200°Cに加熱した
後、熱間圧延し2.31I11厚さの熱延板とした。こ
の熱延板に1120°CX3分間の焼鈍を施した後、冷
間圧延し0.30mmの最終板厚とした。次いで、露点
=60℃、Nz:25%+H2ニア5%の雰囲気中、8
50″CX2分間の脱炭焼鈍をストリップに施した後、
アンモニアを含むガス雰囲気中で、750°C×30秒
間窒化処理し、180ppmの窒素を鋼中に導入した。
0:o、o7%、酸可溶性A ffi : 0.025
%、S : 0.007%、残部Feおよび不可避的不
純物からなる電磁鋼スラブを、1200°Cに加熱した
後、熱間圧延し2.31I11厚さの熱延板とした。こ
の熱延板に1120°CX3分間の焼鈍を施した後、冷
間圧延し0.30mmの最終板厚とした。次いで、露点
=60℃、Nz:25%+H2ニア5%の雰囲気中、8
50″CX2分間の脱炭焼鈍をストリップに施した後、
アンモニアを含むガス雰囲気中で、750°C×30秒
間窒化処理し、180ppmの窒素を鋼中に導入した。
然る後、ストリップを冷却し、次いでMgOを主成分と
する焼鈍分離剤に水を添加してスラリーとし、これをロ
ールコータ−で塗布した後、乾燥炉でストリップ温度が
150°Cとなるまで加熱して水分を除去し、巻き取っ
てストリップコイルとした。このストリップコイルを仕
上焼鈍炉に装入し、8oo″Cまでの雰囲気をNz:5
0%十Hz:50%として焼鈍した。800〜1200
″Cでの雰囲気はNz:25%十H2ニア5%とし、1
200″cに到達して以降はHz:100%として仕上
焼鈍した。得られた製品のグラス皮膜特性、磁気特性を
第1表に示す。
する焼鈍分離剤に水を添加してスラリーとし、これをロ
ールコータ−で塗布した後、乾燥炉でストリップ温度が
150°Cとなるまで加熱して水分を除去し、巻き取っ
てストリップコイルとした。このストリップコイルを仕
上焼鈍炉に装入し、8oo″Cまでの雰囲気をNz:5
0%十Hz:50%として焼鈍した。800〜1200
″Cでの雰囲気はNz:25%十H2ニア5%とし、1
200″cに到達して以降はHz:100%として仕上
焼鈍した。得られた製品のグラス皮膜特性、磁気特性を
第1表に示す。
第1表
比較法は、仕上焼鈍の1200″CまでをNz:25%
+H2ニア5%の雰囲気で、1200”CがらHz:1
00%の雰囲気で仕上焼鈍したものである。
+H2ニア5%の雰囲気で、1200”CがらHz:1
00%の雰囲気で仕上焼鈍したものである。
第1表から明らかなように、本発明によるものは、従来
技術によるものに比し、皮膜特性、磁気特性ともに優れ
ている。
技術によるものに比し、皮膜特性、磁気特性ともに優れ
ている。
実施例2
重量で、C:0.06%、Si:3.2%、Mn :
0.1%、酸可溶性A1:0.03%、S : 0.0
08%、残部Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを、1200°Cに加熱した後、熱間圧延し2.
3 mm厚さの熱延板とした。この熱延板に1150°
CX3分間の焼鈍を施した後、冷間圧延し0.23mm
の最終板厚とした。次いで、露点=55°C,Nz:2
5%+H2ニア5%の雰囲気中、830℃×3分間の脱
炭焼鈍をストリップに施した後、アンモニアガスを含む
雰囲気中で800°C×15秒間窒化処理し、200p
pII+の窒素を鋼中に導入した。然る後、ストリップ
を冷却し、次いでMgOを主成分とする焼鈍分離剤に水
を添加してスラリーとし、これをロールコータ−で塗布
した後、乾燥炉でストリップ温度が150℃になるまで
加熱して水分を除去した後、巻き取ってストリップコイ
ルとした。このストリノブコイルを仕上焼鈍炉に装入し
、850°Cまでの昇温過程の雰囲気をN、ニア5%+
Ar:25%のガス組成として焼鈍した。850〜12
00°Cの温度域での雰囲気は、従来のプロセスにおけ
ると同様に、N2:25%+l(2ニア5%のガス組成
とし、1200°Cに到達してからはHz:100%の
雰囲気として焼鈍した。
0.1%、酸可溶性A1:0.03%、S : 0.0
08%、残部Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを、1200°Cに加熱した後、熱間圧延し2.
3 mm厚さの熱延板とした。この熱延板に1150°
CX3分間の焼鈍を施した後、冷間圧延し0.23mm
の最終板厚とした。次いで、露点=55°C,Nz:2
5%+H2ニア5%の雰囲気中、830℃×3分間の脱
炭焼鈍をストリップに施した後、アンモニアガスを含む
雰囲気中で800°C×15秒間窒化処理し、200p
pII+の窒素を鋼中に導入した。然る後、ストリップ
を冷却し、次いでMgOを主成分とする焼鈍分離剤に水
を添加してスラリーとし、これをロールコータ−で塗布
した後、乾燥炉でストリップ温度が150℃になるまで
加熱して水分を除去した後、巻き取ってストリップコイ
ルとした。このストリノブコイルを仕上焼鈍炉に装入し
、850°Cまでの昇温過程の雰囲気をN、ニア5%+
Ar:25%のガス組成として焼鈍した。850〜12
00°Cの温度域での雰囲気は、従来のプロセスにおけ
ると同様に、N2:25%+l(2ニア5%のガス組成
とし、1200°Cに到達してからはHz:100%の
雰囲気として焼鈍した。
得られた製品のグラス皮膜特性および磁気特性を第2表
に示す。
に示す。
第2表
光沢そ■する。
比較法は、仕上焼鈍の1200°CまでをNz:25%
+Hz : 75%の雰囲気で、1200°CからH2
:100%の雰囲気で仕上焼鈍したものである。
+Hz : 75%の雰囲気で、1200°CからH2
:100%の雰囲気で仕上焼鈍したものである。
第2表から明らかなように、本発明によるものは、比較
法によるものに比し、皮膜特性、磁気特性ともに著しく
向上している。
法によるものに比し、皮膜特性、磁気特性ともに著しく
向上している。
(発明の効果)
本発明は、仕上焼鈍における800〜850 ”CマT
:ノ雰囲気を変えることにより、グラス皮膜特性、磁気
特性の双方を向上せしめ得る画期的な技術であり、その
工業的価値は極めて高い。
:ノ雰囲気を変えることにより、グラス皮膜特性、磁気
特性の双方を向上せしめ得る画期的な技術であり、その
工業的価値は極めて高い。
Claims (1)
- 重量で、C:0.025〜0.075%、Si:2.
5〜4.5%、S≦0.012%、酸可溶性Al:0.
010〜0.060%、N≦0.010%、Mn:0.
08〜0.45%、残部Feおよび不可避的不純物から
なる電磁鋼スラブを、1200℃以下の温度に加熱した
後、熱間圧延し、1回または中間焼鈍を介挿する2回以
上の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍し
た後、ストリップを走行せしめる状態下に窒化処理し、
焼鈍分離剤を塗布した後、高温仕上焼鈍における800
〜850℃までの温度域の雰囲気を(N_2+Ar)≧
30%(但し、N_2≧25%とする)、残部H_2と
し、それを超える温度域での雰囲気を従来の一方向性電
磁鋼板の仕上焼鈍における雰囲気として仕上焼鈍するこ
とを特徴とする磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2301919A JPH07122096B2 (ja) | 1990-11-07 | 1990-11-07 | 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
US07/788,212 US5190597A (en) | 1990-11-07 | 1991-11-05 | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties |
EP91118907A EP0484904B1 (en) | 1990-11-07 | 1991-11-06 | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties |
DE69131977T DE69131977T2 (de) | 1990-11-07 | 1991-11-06 | Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektrofeinblech mit verbesserten magnetischen Eigenschaften und Oberflächenfilmeigenschaften |
KR1019910019706A KR940008932B1 (ko) | 1990-11-07 | 1991-11-07 | 자기특성과 피막특성이 개선된 일방향성 전자강판의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2301919A JPH07122096B2 (ja) | 1990-11-07 | 1990-11-07 | 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04173923A true JPH04173923A (ja) | 1992-06-22 |
JPH07122096B2 JPH07122096B2 (ja) | 1995-12-25 |
Family
ID=17902698
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2301919A Expired - Lifetime JPH07122096B2 (ja) | 1990-11-07 | 1990-11-07 | 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5190597A (ja) |
EP (1) | EP0484904B1 (ja) |
JP (1) | JPH07122096B2 (ja) |
KR (1) | KR940008932B1 (ja) |
DE (1) | DE69131977T2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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