JPH06336611A - 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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- JPH06336611A JPH06336611A JP12633193A JP12633193A JPH06336611A JP H06336611 A JPH06336611 A JP H06336611A JP 12633193 A JP12633193 A JP 12633193A JP 12633193 A JP12633193 A JP 12633193A JP H06336611 A JPH06336611 A JP H06336611A
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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】
【目的】 本発明は磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板
の製造方法を提案するものである。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎを含みＳ又はＳｅ
を単独或いは複合で０．０１７〜０．０５０％を含有
し、必要に応じてＳｎ，Ｃｕを添加し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満で加熱
熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍をし、１回又は中間焼
鈍をはさむ２回の冷間圧延で最終圧延率８０％以上と
し、脱炭焼鈍をし、脱炭焼鈍から仕上焼鈍昇温過程の二
次再結晶開始温度域の間で〔Ｓ〕含有量に応じた窒化を
施すものである。 【効果】 低温スラブ加熱で磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板が得られる。
の製造方法を提案するものである。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎを含みＳ又はＳｅ
を単独或いは複合で０．０１７〜０．０５０％を含有
し、必要に応じてＳｎ，Ｃｕを添加し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満で加熱
熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍をし、１回又は中間焼
鈍をはさむ２回の冷間圧延で最終圧延率８０％以上と
し、脱炭焼鈍をし、脱炭焼鈍から仕上焼鈍昇温過程の二
次再結晶開始温度域の間で〔Ｓ〕含有量に応じた窒化を
施すものである。 【効果】 低温スラブ加熱で磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
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、主として変圧器、
発電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、鉄芯
材が有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好で
あることの他、良好な被膜を有するものでなければなら
ない。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、圧延方向に〈００１〉を持ついわ
ゆるゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって
得られる。
発電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、鉄芯
材が有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好で
あることの他、良好な被膜を有するものでなければなら
ない。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、圧延方向に〈００１〉を持ついわ
ゆるゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって
得られる。
【０００３】前記二次再結晶現象は、よく知られている
ように、仕上焼鈍昇温過程で生じるが、二次再結晶の発
現を十分なものとするためには、仕上焼鈍昇温過程にお
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、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細な析出物、
いわゆる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
Ａｌ，Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｎ等を完全に固溶させるため
に、１３００〜１４００℃といった高温に加熱される。
而して、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、熱延板或いは最終冷間圧延前の中
間板厚の段階での焼鈍によってＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳ
ｅとして微細に析出せしめられる。
ように、仕上焼鈍昇温過程で生じるが、二次再結晶の発
現を十分なものとするためには、仕上焼鈍昇温過程にお
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、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細な析出物、
いわゆる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
Ａｌ，Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｎ等を完全に固溶させるため
に、１３００〜１４００℃といった高温に加熱される。
而して、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、熱延板或いは最終冷間圧延前の中
間板厚の段階での焼鈍によってＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳ
ｅとして微細に析出せしめられる。
【０００４】現在、工業化されている一方向性電磁鋼板
の製造プロセスは、成分とプロセッシングの組み合わせ
で幾通りかあり、得られる製品特性もそれぞれ特徴を有
している。例えば、ＭｎＳをインヒビターとして機能せ
しめる製造プロセスは、２回冷間圧延法であって、得ら
れる製品の磁束密度（Ｂ8 値）は１．８４〜１．８６Ｔ
程度である。ＡｌＮを主インヒビターとして機能せしめ
る製造プロセスは１回冷間圧延での製造法であり、得ら
れる製品の磁束密度は１．８９Ｔ以上と高く鉄損特性も
優れているが、１回冷間圧延法即ち高圧延率の問題は二
次再結晶粒が大きく、Ｂ8 特性の割には低鉄損が得られ
にくいという難点があった。
の製造プロセスは、成分とプロセッシングの組み合わせ
で幾通りかあり、得られる製品特性もそれぞれ特徴を有
している。例えば、ＭｎＳをインヒビターとして機能せ
しめる製造プロセスは、２回冷間圧延法であって、得ら
れる製品の磁束密度（Ｂ8 値）は１．８４〜１．８６Ｔ
程度である。ＡｌＮを主インヒビターとして機能せしめ
る製造プロセスは１回冷間圧延での製造法であり、得ら
れる製品の磁束密度は１．８９Ｔ以上と高く鉄損特性も
優れているが、１回冷間圧延法即ち高圧延率の問題は二
次再結晶粒が大きく、Ｂ8 特性の割には低鉄損が得られ
にくいという難点があった。
【０００５】これを解決するために、例えば特公昭６０
−４８８８６号公報に記載された発明では二次再結晶の
小粒化を果たし、更に薄手化に成功し高Ｂ8 、低鉄損の
材料を得るにいたった。ところが、この製造方法におい
てはスラブ加熱温度を１３５０℃以上と極めて高い温度
で行うためスラブ加熱時の使用エネルギーの増大、ノロ
の発生による歩留まり低下及び加熱炉補修頻度の増大に
起因する設備稼働率の低下等が生じる。しかしこのよう
なコスト上の問題以上に重要なことは、鉄損向上のため
にＳｉ含有量を多くし、製品板厚を薄くする、といった
手段を採ると線状の二次再結晶不良の発生が増大し、高
温スラブ加熱を前提とした製造法の限界をきたしてい
る。
−４８８８６号公報に記載された発明では二次再結晶の
小粒化を果たし、更に薄手化に成功し高Ｂ8 、低鉄損の
材料を得るにいたった。ところが、この製造方法におい
てはスラブ加熱温度を１３５０℃以上と極めて高い温度
で行うためスラブ加熱時の使用エネルギーの増大、ノロ
の発生による歩留まり低下及び加熱炉補修頻度の増大に
起因する設備稼働率の低下等が生じる。しかしこのよう
なコスト上の問題以上に重要なことは、鉄損向上のため
にＳｉ含有量を多くし、製品板厚を薄くする、といった
手段を採ると線状の二次再結晶不良の発生が増大し、高
温スラブ加熱を前提とした製造法の限界をきたしてい
る。
【０００６】これを解決する一つの方法として特開昭６
２−４０３１５号公報に開示されている技術がある。こ
れは二次再結晶に必要なインヒビターは、脱炭焼鈍完了
以降から仕上焼鈍時の二次再結晶発現以前までに造り込
むものである。
２−４０３１５号公報に開示されている技術がある。こ
れは二次再結晶に必要なインヒビターは、脱炭焼鈍完了
以降から仕上焼鈍時の二次再結晶発現以前までに造り込
むものである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は更に、スラブ
加熱温度を１２８０℃未満とし製造上のコスト低減及び
線状の二次再結晶不良部をなくし、高Ｓｉ化を達成する
ことにより、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法を提供するものである。
加熱温度を１２８０℃未満とし製造上のコスト低減及び
線状の二次再結晶不良部をなくし、高Ｓｉ化を達成する
ことにより、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法を提供するものである。
【０００８】
【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％として、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓ又
はＳｅを単独或いは複合で０．０１７〜０．０５０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０
０２０〜０．０１２％、必要に応じてＳｎ：０．０３〜
０．３％、Ｃｕ：０．０２〜０．３％を含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２８０
℃未満で加熱した後熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍を
施し、１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延で最終
圧延率を８０％以上とし、次いで脱炭焼鈍、及び仕上焼
鈍を行い、かつ、脱炭焼鈍から仕上焼鈍昇温過程の二次
再結晶開始温度域の間で窒化処理を施すものである。
ろは、重量％として、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓ又
はＳｅを単独或いは複合で０．０１７〜０．０５０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０
０２０〜０．０１２％、必要に応じてＳｎ：０．０３〜
０．３％、Ｃｕ：０．０２〜０．３％を含有し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２８０
℃未満で加熱した後熱延し、必要に応じて熱延板焼鈍を
施し、１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延で最終
圧延率を８０％以上とし、次いで脱炭焼鈍、及び仕上焼
鈍を行い、かつ、脱炭焼鈍から仕上焼鈍昇温過程の二次
再結晶開始温度域の間で窒化処理を施すものである。
【０００９】以下本発明を詳細に説明する。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。Ｃはその量が０．１００％を超え
ると熱延時の耳割れ及び脱炭時の時間が長くなり好まし
くない。下限は特に限定しないが０．０２５％程度がよ
い。Ｓｉはその含有量が２．５％未満になると低鉄損の
製品を得がたく、一方４．５％を超えて多くなりすぎる
と冷間圧延時に割れ、破断が多発する。ＭｎはＭｎＳを
形成しインヒビターとしての働きをする元素であるが、
その量が０．０３％未満では二次再結晶が不安定となり
また熱延性も劣ってくる。一方０．１５％を超えても磁
気特性上効果はない。Ｓ又はＳｅは前記Ｍｎと結合して
ＭｎＳ又はＭｎＳｅを形成するがその量は単独又は複合
で０．０１７％未満になると、高磁束密度鋼板が得られ
にくくなり、一方０．０５％を超えても磁気特性上の効
果は望めない。好ましい範囲は０．０２０〜０．０３０
％である。
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。Ｃはその量が０．１００％を超え
ると熱延時の耳割れ及び脱炭時の時間が長くなり好まし
くない。下限は特に限定しないが０．０２５％程度がよ
い。Ｓｉはその含有量が２．５％未満になると低鉄損の
製品を得がたく、一方４．５％を超えて多くなりすぎる
と冷間圧延時に割れ、破断が多発する。ＭｎはＭｎＳを
形成しインヒビターとしての働きをする元素であるが、
その量が０．０３％未満では二次再結晶が不安定となり
また熱延性も劣ってくる。一方０．１５％を超えても磁
気特性上効果はない。Ｓ又はＳｅは前記Ｍｎと結合して
ＭｎＳ又はＭｎＳｅを形成するがその量は単独又は複合
で０．０１７％未満になると、高磁束密度鋼板が得られ
にくくなり、一方０．０５％を超えても磁気特性上の効
果は望めない。好ましい範囲は０．０２０〜０．０３０
％である。
【００１０】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成するが、
その量は酸可溶性Ａｌとして、０．０１０〜０．０５０
％がよい。０．０１０％未満でも０．０５０％超でも良
好な二次再結晶粒は発達しない。Ｎは０．００１０〜
０．０１２％にする必要がある。０．００１０％未満で
は二次再結晶粒を発達させるのが困難になり、一方０．
０１２％を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の膨
れが発生する。Ｍｎはその量が少なすぎると二次再結晶
が不安定になり、一方多すぎると高い磁束密度をもつ製
品を得にくくなる。好ましい含有量は０．０５０〜０．
１０％である。
その量は酸可溶性Ａｌとして、０．０１０〜０．０５０
％がよい。０．０１０％未満でも０．０５０％超でも良
好な二次再結晶粒は発達しない。Ｎは０．００１０〜
０．０１２％にする必要がある。０．００１０％未満で
は二次再結晶粒を発達させるのが困難になり、一方０．
０１２％を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の膨
れが発生する。Ｍｎはその量が少なすぎると二次再結晶
が不安定になり、一方多すぎると高い磁束密度をもつ製
品を得にくくなる。好ましい含有量は０．０５０〜０．
１０％である。
【００１１】Ｓｎは一次再結晶集合組織を改善、つまり
ゴス核を付加しひいては二次再結晶粒の小粒化を図るに
有効な元素である。その適正な含有量は０．０３〜０．
３％である。ＣｕはＳｎとの複合添加において被膜の改
善を図る元素で適正な量は０．０２〜０．３％である。
ゴス核を付加しひいては二次再結晶粒の小粒化を図るに
有効な元素である。その適正な含有量は０．０３〜０．
３％である。ＣｕはＳｎとの複合添加において被膜の改
善を図る元素で適正な量は０．０２〜０．３％である。
【００１２】次にＳ含有量に応じて窒化量を決める理由
について説明する。本発明はスラブ加熱温度を１２８０
℃未満と低くしているため、ＡｌＮ，ＭｎＳ等は十分固
溶した状態にはなく、そのため最終冷間圧延前の鋼板に
は二次再結晶発現に有効なインヒビターが不足した状態
にあり、仕上焼鈍後に二次再結晶不良となり高磁束密度
鋼板が得られない。これは〔Ｓ〕含有量の少ないもの程
顕著である。これを解決する手段として脱炭焼鈍から仕
上焼鈍の二次再結晶発現直前の間に、〔Ｓ〕含有量に応
じて窒化する方法を見いだした。つまり、その窒化量を ６５−０．１２×〔Ｓ〕≦〔Ｎ〕≦１２０−０．２１×
〔Ｓ〕 の範囲規制するものである。
について説明する。本発明はスラブ加熱温度を１２８０
℃未満と低くしているため、ＡｌＮ，ＭｎＳ等は十分固
溶した状態にはなく、そのため最終冷間圧延前の鋼板に
は二次再結晶発現に有効なインヒビターが不足した状態
にあり、仕上焼鈍後に二次再結晶不良となり高磁束密度
鋼板が得られない。これは〔Ｓ〕含有量の少ないもの程
顕著である。これを解決する手段として脱炭焼鈍から仕
上焼鈍の二次再結晶発現直前の間に、〔Ｓ〕含有量に応
じて窒化する方法を見いだした。つまり、その窒化量を ６５−０．１２×〔Ｓ〕≦〔Ｎ〕≦１２０−０．２１×
〔Ｓ〕 の範囲規制するものである。
【００１３】図１にこの関係を得るにいたったデーター
を示す。Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．２７％、Ｍｎ：
０．０７５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．
００８０％、Ｓｎ：０．１０％、Ｃｕ：０．０７％を含
み、Ｓの添加量は１３０，１７０，２１０，２６０，３
２０，４００，４５０，４９０ppm と変化させ残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを準備した。
これを１２５０℃で加熱後熱延し、２．３mm厚みの熱延
板とした。次いで１１２０℃×２．５min ＋９００℃×
２min の焼鈍をした後急冷却し、酸洗し、冷間圧延して
０．２３mm厚みにした。この後、脱炭焼鈍を８４０℃×
３０sec.、湿窒素、水素雰囲気中で行った後、７５０℃
で窒化処理を水素、窒素、アンモニア混合ガス中で行っ
た。窒化量はアンモニアの添加量で変化させた。この後
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×
２０hrs の仕上焼鈍を行った。図１から ６５−０．１２×〔Ｓ〕≦〔Ｎ〕≦１２０−０．２１×
〔Ｓ〕 の関係にある範囲において高Ｂ8 が得られることが判
る。
を示す。Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．２７％、Ｍｎ：
０．０７５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．
００８０％、Ｓｎ：０．１０％、Ｃｕ：０．０７％を含
み、Ｓの添加量は１３０，１７０，２１０，２６０，３
２０，４００，４５０，４９０ppm と変化させ残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを準備した。
これを１２５０℃で加熱後熱延し、２．３mm厚みの熱延
板とした。次いで１１２０℃×２．５min ＋９００℃×
２min の焼鈍をした後急冷却し、酸洗し、冷間圧延して
０．２３mm厚みにした。この後、脱炭焼鈍を８４０℃×
３０sec.、湿窒素、水素雰囲気中で行った後、７５０℃
で窒化処理を水素、窒素、アンモニア混合ガス中で行っ
た。窒化量はアンモニアの添加量で変化させた。この後
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃×
２０hrs の仕上焼鈍を行った。図１から ６５−０．１２×〔Ｓ〕≦〔Ｎ〕≦１２０−０．２１×
〔Ｓ〕 の関係にある範囲において高Ｂ8 が得られることが判
る。
【００１４】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、転炉あるいは電気炉等の溶解炉
で鋼を溶解し、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解圧延することによっ
て得られる。スラブ加熱温度は１２８０℃未満とする。
１２８０℃以上となると本発明の目的とする磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板が得られにくくなる。熱延板の
焼鈍は公知の方法で良いが、通常は９００〜１１７０℃
の温度で行った後急冷却する。冷間圧延は、１回又は中
間焼鈍をはさむ２回以上で行い、最終回（１回法の場は
それ自身）の圧下率は高いＢ8 値を得るため８０％以上
とする。脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶組織の調
整及び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。窒化処理は脱炭焼鈍以降、仕上焼鈍の
二次再結晶発現直前までの間に行えばよい。脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で行う場合は６５０〜
８５０℃の温度範囲で水素、窒素、アンモニアの混合ガ
ス中で行うのがよい。焼鈍分離剤はＭｇＯ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。
する。電磁鋼スラブは、転炉あるいは電気炉等の溶解炉
で鋼を溶解し、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解圧延することによっ
て得られる。スラブ加熱温度は１２８０℃未満とする。
１２８０℃以上となると本発明の目的とする磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板が得られにくくなる。熱延板の
焼鈍は公知の方法で良いが、通常は９００〜１１７０℃
の温度で行った後急冷却する。冷間圧延は、１回又は中
間焼鈍をはさむ２回以上で行い、最終回（１回法の場は
それ自身）の圧下率は高いＢ8 値を得るため８０％以上
とする。脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶組織の調
整及び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。窒化処理は脱炭焼鈍以降、仕上焼鈍の
二次再結晶発現直前までの間に行えばよい。脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で行う場合は６５０〜
８５０℃の温度範囲で水素、窒素、アンモニアの混合ガ
ス中で行うのがよい。焼鈍分離剤はＭｇＯ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。
【００１５】
（実施例１）Ｃ：０．０６２％、Ｓｉ：３．０５％、Ｍ
ｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：
０．０２８％を含む鋼塊を１２２０℃で加熱した後、熱
延し２．３mm厚の熱延板にした。次に熱延板焼鈍を１１
５０℃で２分間行った後、１００℃の湯中に急冷した。
この後酸洗し、次いで０．３０mmまで冷間圧延を行っ
た。この冷間圧延に際しては各パス間で２５０℃、５分
間の時効処理をした。次いで脱炭焼鈍を８４０℃、１５
０秒、露点６０℃の水素、窒素混合ガス中で行った。こ
の後、７５０℃、３０秒の窒化処理を水素７５％、窒素
２５％の混合ガス中にアンモニアの添加量を変えて行っ
た。更にＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を行った。窒化
量と磁気特性の関係を表１に示す。本発明の範囲におい
て磁気特性の優れた材料が得られた。
ｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：
０．０２８％を含む鋼塊を１２２０℃で加熱した後、熱
延し２．３mm厚の熱延板にした。次に熱延板焼鈍を１１
５０℃で２分間行った後、１００℃の湯中に急冷した。
この後酸洗し、次いで０．３０mmまで冷間圧延を行っ
た。この冷間圧延に際しては各パス間で２５０℃、５分
間の時効処理をした。次いで脱炭焼鈍を８４０℃、１５
０秒、露点６０℃の水素、窒素混合ガス中で行った。こ
の後、７５０℃、３０秒の窒化処理を水素７５％、窒素
２５％の混合ガス中にアンモニアの添加量を変えて行っ
た。更にＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を行った。窒化
量と磁気特性の関係を表１に示す。本発明の範囲におい
て磁気特性の優れた材料が得られた。
【表１】
【００１６】（実施例２）Ｃ：０．０８０％、Ｓｉ：
３．２５％、Ｍｎ：０．０７３％、：０．０２３％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｓｎ：０．１０％、Ｃｕ：
０．０７％を含む鋼塊を１２５０℃で加熱した後、熱延
し２．３mm厚の熱延板にした。次に熱延板焼鈍を１００
０℃、２分間行った後、酸洗し、次いで１．６mmまで冷
間圧延を行った。この後１１２０℃×２分＋９００℃×
２min の焼鈍を行った後、１００℃の湯中に急冷した。
この後酸洗し０．２３mm厚に冷間圧延した。この冷間圧
延に際しては各パス間で２５０℃、５分間の時効処理を
した。次いで脱炭焼鈍を８４０℃、９０秒、露点６０℃
の水素、窒素混合ガス中で行った。この後、７５０℃、
３０秒の窒化処理を水素７５％、窒素２５％の混合ガス
中にアンモニアの添加量を変えて行った。更にＭｇＯと
ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００
℃、２０時間の仕上焼鈍を行った。窒化量と磁気特性の
関係を表２に示す。本発明の範囲において優れた磁気特
性の材料が得られている。
３．２５％、Ｍｎ：０．０７３％、：０．０２３％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｓｎ：０．１０％、Ｃｕ：
０．０７％を含む鋼塊を１２５０℃で加熱した後、熱延
し２．３mm厚の熱延板にした。次に熱延板焼鈍を１００
０℃、２分間行った後、酸洗し、次いで１．６mmまで冷
間圧延を行った。この後１１２０℃×２分＋９００℃×
２min の焼鈍を行った後、１００℃の湯中に急冷した。
この後酸洗し０．２３mm厚に冷間圧延した。この冷間圧
延に際しては各パス間で２５０℃、５分間の時効処理を
した。次いで脱炭焼鈍を８４０℃、９０秒、露点６０℃
の水素、窒素混合ガス中で行った。この後、７５０℃、
３０秒の窒化処理を水素７５％、窒素２５％の混合ガス
中にアンモニアの添加量を変えて行った。更にＭｇＯと
ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００
℃、２０時間の仕上焼鈍を行った。窒化量と磁気特性の
関係を表２に示す。本発明の範囲において優れた磁気特
性の材料が得られている。
【００１７】
【表２】
【００１８】（実施例３）Ｃ：０．０８２％、Ｓｉ：
３．５２％、Ｍｎ：０．０７６％、Ｓ：０．０３０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃ
ｕ：０．０８％を含む鋼塊を１２５０℃で加熱した後、
熱延し２．３mm厚の熱延板にした。次に熱延板を酸洗
し、次いで１．５５mmまで冷間圧延を行った。この後１
１２０℃×２分＋９００℃×２min の焼鈍を行った後、
１００℃の湯中に急冷した。次いで酸洗し０．２３mm厚
に冷間圧延した。この冷間圧延に際しては各パス間で２
５０℃、５分間の時効処理をした。次いで脱炭焼鈍を８
４０℃、９０秒、露点６０℃の水素、窒素混合ガス中で
行った。この後、７５０℃、３０秒の窒化処理を水素７
５％、窒素２５％の混合ガス中にアンモニアの添加量を
変えて行った。更にＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を行
った。窒化量と磁気特性の関係を表３に示す。本発明の
範囲で磁気特性の優れた材料が得られている。
３．５２％、Ｍｎ：０．０７６％、Ｓ：０．０３０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃ
ｕ：０．０８％を含む鋼塊を１２５０℃で加熱した後、
熱延し２．３mm厚の熱延板にした。次に熱延板を酸洗
し、次いで１．５５mmまで冷間圧延を行った。この後１
１２０℃×２分＋９００℃×２min の焼鈍を行った後、
１００℃の湯中に急冷した。次いで酸洗し０．２３mm厚
に冷間圧延した。この冷間圧延に際しては各パス間で２
５０℃、５分間の時効処理をした。次いで脱炭焼鈍を８
４０℃、９０秒、露点６０℃の水素、窒素混合ガス中で
行った。この後、７５０℃、３０秒の窒化処理を水素７
５％、窒素２５％の混合ガス中にアンモニアの添加量を
変えて行った。更にＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を行
った。窒化量と磁気特性の関係を表３に示す。本発明の
範囲で磁気特性の優れた材料が得られている。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば１
２８０℃未満の低温スラブ加熱で安定して磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板を得ることができる。
２８０℃未満の低温スラブ加熱で安定して磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】〔Ｓ〕量、窒化量と磁気特性の関係を示す図表
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増井 浩昭 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１００％以下、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、 Ｓ又はＳｅを単独或いは複合で０．０１７〜０．０５０
％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００２０〜０．０１２％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを１２８０℃未満で加熱した後熱延し、１回又は
中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延で最終圧延率を８０％
以上とし、次いで脱炭焼鈍及び仕上焼鈍を行い、かつ脱
炭焼鈍から仕上焼鈍昇温過程の二次再結晶開始温度域の
間で窒化処理を施す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、 Ｃ ：０．１００％以下、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、 Ｓ又はＳｅを単独或いは複合で０．０１７〜０．０５０
％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００２０〜０．０１２％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼
スラブを１２８０℃未満で加熱した後熱延し、熱延板焼
鈍をし、１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延で最
終圧延率を８０％以上とし、次いで脱炭焼鈍及び仕上焼
鈍を行い、かつ脱炭焼鈍から仕上焼鈍昇温過程の二次再
結晶開始温度域の間で窒化処理を施すことを特徴とする
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１、又は請求項２記載の鋼成分
に、更に Ｓｎ：０．０３〜０．５％、 Ｃｕ：０．０２〜０．３％ を含有する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４】 脱炭焼鈍後に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
を施しその窒化量を〔Ｎ〕とし、鋼のＳ又はＳｅの含有
量を〔Ｓ〕とした場合、 ６５−０．１２×〔Ｓ〕≦〔Ｎ〕≦１２０−０．２１×
〔Ｓ〕 の関係が成り立つ条件で窒化することを特徴とする請求
項１，２又は３の何れかに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 |
|---|---|---|---|
| JP12633193A JPH06336611A (ja) | 1993-05-27 | 1993-05-27 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP12633193A JPH06336611A (ja) | 1993-05-27 | 1993-05-27 | 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 |
|---|---|
| JPH06336611A true JPH06336611A (ja) | 1994-12-06 |
Family
ID=14932546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12633193A Withdrawn JPH06336611A (ja) | 1993-05-27 | 1993-05-27 | 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) | JPH06336611A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998008987A1 (en) * | 1996-08-30 | 1998-03-05 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | Process for the production of grain oriented electrical steel strip having high magnetic characteristics, starting from thin slabs |
| WO1998028451A1 (en) * | 1996-12-24 | 1998-07-02 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | Process for the production of grain oriented silicon steel sheet |
| KR100501005B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-07-18 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 제조방법 |
| WO2019132134A1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
-
1993
- 1993-05-27 JP JP12633193A patent/JPH06336611A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998008987A1 (en) * | 1996-08-30 | 1998-03-05 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | Process for the production of grain oriented electrical steel strip having high magnetic characteristics, starting from thin slabs |
| WO1998028451A1 (en) * | 1996-12-24 | 1998-07-02 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | Process for the production of grain oriented silicon steel sheet |
| KR100501005B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-07-18 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 제조방법 |
| WO2019132134A1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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