JPH07258738A - 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
- Publication number
- JPH07258738A JPH07258738A JP6049253A JP4925394A JPH07258738A JP H07258738 A JPH07258738 A JP H07258738A JP 6049253 A JP6049253 A JP 6049253A JP 4925394 A JP4925394 A JP 4925394A JP H07258738 A JPH07258738 A JP H07258738A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- steel sheet
- slab
- subjected
- flux density
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
- H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、安価で且つ安定した高磁束密度特
性を有する一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：２．５〜４．５％および公知のインヒ
ビター成分を含有するスラブを、熱間圧延後最終冷延圧
下率５０％以上の１回ないし中間焼鈍を含む２回以上の
冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上げ焼鈍を行い、
また脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始ま
での間に鋼板に窒化処理を施す一方向性電磁鋼板の製造
方法において、前記スラブ素材がＢｉ：０．０００５〜
０．０５％、Ｎ＜０．００４０％を含有し、且つ鋳造後
加熱することなく速やかに熱間圧延することを特徴とす
る。 【効果】 本発明によれば、鋳造後加熱することなく熱
間圧延しても、二次再結晶がスラブ鋳造・冷却時の偏熱
の影響を受けず、場所によってばらつくことなく安定し
て、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を製造することが
できる。
性を有する一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：２．５〜４．５％および公知のインヒ
ビター成分を含有するスラブを、熱間圧延後最終冷延圧
下率５０％以上の１回ないし中間焼鈍を含む２回以上の
冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上げ焼鈍を行い、
また脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始ま
での間に鋼板に窒化処理を施す一方向性電磁鋼板の製造
方法において、前記スラブ素材がＢｉ：０．０００５〜
０．０５％、Ｎ＜０．００４０％を含有し、且つ鋳造後
加熱することなく速やかに熱間圧延することを特徴とす
る。 【効果】 本発明によれば、鋳造後加熱することなく熱
間圧延しても、二次再結晶がスラブ鋳造・冷却時の偏熱
の影響を受けず、場所によってばらつくことなく安定し
て、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を製造することが
できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、２．５〜４．５％のＳ
ｉを含む高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
ｉを含む高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、トランス等の電気
機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性として
励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。しか
も、近年特にエネルギーロスの少ない低鉄損素材への市
場要求が強まっている。磁束密度の高い鋼板は、鉄損が
低くまた鉄心が小さくできるので、極めて重要な開発目
標である。この高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板
は、適切な冷延と焼鈍とにより熱延板から最終板厚にし
た鋼板を仕上げ焼鈍して｛１１０｝〈００１〉方位を有
する一次再結晶粒を選択成長させる、いわゆる二次再結
晶によって得られる。二次再結晶は、二次再結晶前の鋼
板中に微細な析出物、例えばＭｎＳ，ＡｌＮ，ＭｎＳ
ｅ，Ｃｕ2 ，Ｓ，ＢＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等が存在する
こと、あるいはＳｎ，Ｓｂ等の粒界偏析型の元素が存在
することによって達成される。
機器の鉄心材料として使用されており、磁気特性として
励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。しか
も、近年特にエネルギーロスの少ない低鉄損素材への市
場要求が強まっている。磁束密度の高い鋼板は、鉄損が
低くまた鉄心が小さくできるので、極めて重要な開発目
標である。この高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板
は、適切な冷延と焼鈍とにより熱延板から最終板厚にし
た鋼板を仕上げ焼鈍して｛１１０｝〈００１〉方位を有
する一次再結晶粒を選択成長させる、いわゆる二次再結
晶によって得られる。二次再結晶は、二次再結晶前の鋼
板中に微細な析出物、例えばＭｎＳ，ＡｌＮ，ＭｎＳ
ｅ，Ｃｕ2 ，Ｓ，ＢＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等が存在する
こと、あるいはＳｎ，Ｓｂ等の粒界偏析型の元素が存在
することによって達成される。
【０００３】これら析出物、粒界偏析型の元素は J. B.
May and Turnbull （Trans. Met.Soc. AIME 212 （195
8）P769/781）によって説明されているように、仕上げ
焼鈍工程で｛１１０｝〈００１〉方位以外の一次再結晶
粒の成長を抑え、｛１１０｝〈００１〉方位粒を選択的
に成長させる機能を持つ。このような粒成長の抑制効果
は一般にはインヒビター効果と呼ばれている。従って当
該分野の研究開発の重点課題はいかなる種類の析出物、
あるいは粒界偏析型を用いて二次再結晶を安定させる
か、そして正確な｛１１０｝〈００１〉方位粒の存在割
合を高めるためにそれらの適切な存在状態をいかに達成
するかにある。特に最近では１種類の析出物による方法
では｛１１０｝〈００１〉方位の高度の制御に限界があ
るため、各析出物について長所、短所を深く解明するこ
とにより、いくつかの析出物を有機的に組み合わせて、
より磁束密度の高い製品を安定に、且つコストを安く製
造できる技術の開発が進められている。
May and Turnbull （Trans. Met.Soc. AIME 212 （195
8）P769/781）によって説明されているように、仕上げ
焼鈍工程で｛１１０｝〈００１〉方位以外の一次再結晶
粒の成長を抑え、｛１１０｝〈００１〉方位粒を選択的
に成長させる機能を持つ。このような粒成長の抑制効果
は一般にはインヒビター効果と呼ばれている。従って当
該分野の研究開発の重点課題はいかなる種類の析出物、
あるいは粒界偏析型を用いて二次再結晶を安定させる
か、そして正確な｛１１０｝〈００１〉方位粒の存在割
合を高めるためにそれらの適切な存在状態をいかに達成
するかにある。特に最近では１種類の析出物による方法
では｛１１０｝〈００１〉方位の高度の制御に限界があ
るため、各析出物について長所、短所を深く解明するこ
とにより、いくつかの析出物を有機的に組み合わせて、
より磁束密度の高い製品を安定に、且つコストを安く製
造できる技術の開発が進められている。
【０００４】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. Littmannに
よる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭｎＳ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を用いた最終冷延を８０％以上の高
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（および／またはＭ
ｎＳｅ）＋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、比較的高い磁束密度は得ら
れるが、Ｓｂ，Ｓｅのような有害で且つ高価な元素を使
用し、しかも２回冷延法であることから製造コストが高
くなる。また上記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。
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. Littmannに
よる特公昭３０−３６５１号公報に示されたＭｎＳ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を用いた最終冷延を８０％以上の高
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（および／またはＭ
ｎＳｅ）＋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、比較的高い磁束密度は得ら
れるが、Ｓｂ，Ｓｅのような有害で且つ高価な元素を使
用し、しかも２回冷延法であることから製造コストが高
くなる。また上記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。
【０００５】すなわち上記技術はいずれも析出物を微
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、第一の技術では１２６０℃以上、第二の技術で
は素材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第
三の技術では１２３０℃以上、望ましくは１３２０℃と
いった極めて高い温度にすることによって粗大に存在す
る析出物を一旦固溶させ、その後の熱延中、あるいは熱
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、加熱時の使用エネルギーの増大やノロの発生による
歩留り低下および加熱炉の補修頻度の増大に起因する設
備稼働率の低下、さらには線状二次再結晶不良が発生す
るため連続鋳造スラブが使用できないという問題があ
る。
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、第一の技術では１２６０℃以上、第二の技術で
は素材Ｓｉ量によるが３％Ｓｉの場合で１３５０℃、第
三の技術では１２３０℃以上、望ましくは１３２０℃と
いった極めて高い温度にすることによって粗大に存在す
る析出物を一旦固溶させ、その後の熱延中、あるいは熱
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、加熱時の使用エネルギーの増大やノロの発生による
歩留り低下および加熱炉の補修頻度の増大に起因する設
備稼働率の低下、さらには線状二次再結晶不良が発生す
るため連続鋳造スラブが使用できないという問題があ
る。
【０００６】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を多く、製品板厚を
薄くといった手段をとると、この線状二次再結晶不良の
発生が増大し、高温スラブ加熱法を前提にした技術では
鉄損向上に限界がある。特公昭６１−６０８９６号公報
では鋼中のＳを少なくすることによって二次再結晶が極
めて安定し、高Ｓｉ薄手製品を可能にした。本発明者等
は、高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造コス
トをさらに下げるべく、スラブを加熱することなく連続
鋳造後直ちに熱間圧延する方法を検討した。
要なことは、鉄損向上のためにＳｉを多く、製品板厚を
薄くといった手段をとると、この線状二次再結晶不良の
発生が増大し、高温スラブ加熱法を前提にした技術では
鉄損向上に限界がある。特公昭６１−６０８９６号公報
では鋼中のＳを少なくすることによって二次再結晶が極
めて安定し、高Ｓｉ薄手製品を可能にした。本発明者等
は、高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造コス
トをさらに下げるべく、スラブを加熱することなく連続
鋳造後直ちに熱間圧延する方法を検討した。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、例えば特開
昭６２−４０３１５号公報に開示された二次再結晶に必
要なインヒビターを、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
込む技術を利用するもので、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。鋼中にＮを侵入させる手段としては、
従来技術で提案されているように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
段領域ある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。
昭６２−４０３１５号公報に開示された二次再結晶に必
要なインヒビターを、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
込む技術を利用するもので、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。鋼中にＮを侵入させる手段としては、
従来技術で提案されているように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
段領域ある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。
【０００８】ところで以上のような方法で適正なインヒ
ビターを造り込んでも、窒化時の一次再結晶組織の状態
が適当でなければ高磁束密度を有する良好な二次再結晶
は得られない。しかしながら従来方式の溶鋼成分で、ス
ラブを加熱することなく連続鋳造後直ちに熱間圧延する
方法の場合は、鋳造スラブ冷却時の偏熱による析出物サ
イズ分布のバラツキが大き過ぎるため、均一なインヒビ
ター力が確保し難く、脱炭焼鈍での結晶組織制御が困難
である。
ビターを造り込んでも、窒化時の一次再結晶組織の状態
が適当でなければ高磁束密度を有する良好な二次再結晶
は得られない。しかしながら従来方式の溶鋼成分で、ス
ラブを加熱することなく連続鋳造後直ちに熱間圧延する
方法の場合は、鋳造スラブ冷却時の偏熱による析出物サ
イズ分布のバラツキが大き過ぎるため、均一なインヒビ
ター力が確保し難く、脱炭焼鈍での結晶組織制御が困難
である。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記問題
を解決すべく検討を重ねた結果、スラブ素材にＢｉ：
０．０００５〜０．０５％を含有せしめ、Ｎ＜０．００
４０％としたスラブを加熱することなく連続鋳造後直ち
に熱間圧延し、且つ脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二
次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すことによ
り、鋳造スラブ冷却時の偏熱に影響されず二次再結晶が
安定した高磁束密度の一方向性電磁鋼板が得られること
を見出した。本発明の要旨は、下記の通りである。
を解決すべく検討を重ねた結果、スラブ素材にＢｉ：
０．０００５〜０．０５％を含有せしめ、Ｎ＜０．００
４０％としたスラブを加熱することなく連続鋳造後直ち
に熱間圧延し、且つ脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二
次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すことによ
り、鋳造スラブ冷却時の偏熱に影響されず二次再結晶が
安定した高磁束密度の一方向性電磁鋼板が得られること
を見出した。本発明の要旨は、下記の通りである。
【００１０】（１）重量％でＣ：０．０２５〜０．１０
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≦０．０１４％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１〜０．０６％を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなるスラブを素材とし、熱間圧延後最終
冷延圧下率５０％以上の１回ないし中間焼鈍を含む２回
以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上げ焼鈍を
行い、また脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶
開始までの間に鋼板に窒化処理を施す一方向性電磁鋼板
の製造方法において、前記スラブ素材にＢｉ：０．００
０５〜０．０５％、Ｎ＜０．００４０％を含有させるこ
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。 （２）前記素材の最終冷延圧下率が８０％以上である
（１）の方法。 （３）溶鋼成分としてさらにＳｎ：０．０１〜０．１０
％、Ｓｂ：０．０１〜０．１５％およびＣｕ：０．０５
〜１．０％の少なくとも１種含有する（１）または
（２）の方法。
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≦０．０１４％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１〜０．０６％を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなるスラブを素材とし、熱間圧延後最終
冷延圧下率５０％以上の１回ないし中間焼鈍を含む２回
以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭焼鈍と仕上げ焼鈍を
行い、また脱炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶
開始までの間に鋼板に窒化処理を施す一方向性電磁鋼板
の製造方法において、前記スラブ素材にＢｉ：０．００
０５〜０．０５％、Ｎ＜０．００４０％を含有させるこ
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。 （２）前記素材の最終冷延圧下率が８０％以上である
（１）の方法。 （３）溶鋼成分としてさらにＳｎ：０．０１〜０．１０
％、Ｓｂ：０．０１〜０．１５％およびＣｕ：０．０５
〜１．０％の少なくとも１種含有する（１）または
（２）の方法。
【００１１】以下に本発明を詳細に説明する。従来方式
の溶鋼成分で、スラブを加熱することなく連続鋳造後直
ちに熱間圧延する方法の場合は、鋳造スラブ冷却時の偏
熱による析出物サイズ分布のバラツキが大き過ぎるた
め、均一なインヒビター力が確保し難く、脱炭焼鈍での
結晶組織制御が困難であることがわかった。そこで析出
物サイズ分布のバラツキを抑制するには、溶鋼中のＮを
極微量にして析出を極力させないでおき、脱炭焼鈍後か
ら最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒
化処理を施すことで均一な析出物を造り込む方法が考え
られる。しかしこの方法による場合には脱炭焼鈍時のイ
ンヒビター力が極めて弱くなるので、わずかな温度変化
で一次再結晶粒径が変動するため、結晶組織制御が困難
となり、ひいては安定して高磁束密度特性を得ることが
困難となる。
の溶鋼成分で、スラブを加熱することなく連続鋳造後直
ちに熱間圧延する方法の場合は、鋳造スラブ冷却時の偏
熱による析出物サイズ分布のバラツキが大き過ぎるた
め、均一なインヒビター力が確保し難く、脱炭焼鈍での
結晶組織制御が困難であることがわかった。そこで析出
物サイズ分布のバラツキを抑制するには、溶鋼中のＮを
極微量にして析出を極力させないでおき、脱炭焼鈍後か
ら最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒
化処理を施すことで均一な析出物を造り込む方法が考え
られる。しかしこの方法による場合には脱炭焼鈍時のイ
ンヒビター力が極めて弱くなるので、わずかな温度変化
で一次再結晶粒径が変動するため、結晶組織制御が困難
となり、ひいては安定して高磁束密度特性を得ることが
困難となる。
【００１２】本発明者等は一方向性電磁鋼板の製造にお
ける前記課題を解決すべく、種々検討を行った。その結
果上記成分のスラブ素材にＢｉ：０．０００５〜０．０
５％を含有させると、鋼中に０．１μｍ前後の微細Ｂｉ
金属が均一に分散し、脱炭焼鈍時に均一なインヒビター
力が確保され、一次再結晶粒径制御が容易になることを
知見した。これはＢｉが低融点且つ溶鋼中にほとんど溶
融しないため、鋼の凝固時に液状で微細に分離すること
で、スラブの偏熱がＢｉサイズ分布に影響をほとんど与
えないためと推定される。さらにＢｉ添加材は脱炭焼鈍
後窒化処理しても相対的にインヒビターすなわち｛１１
０｝〈００１〉方位粒が成長するまで他方位粒の成長を
抑制する力は強く、このことが二次再結晶が良好で高磁
束密度が得られる原因の１つと考えられる。
ける前記課題を解決すべく、種々検討を行った。その結
果上記成分のスラブ素材にＢｉ：０．０００５〜０．０
５％を含有させると、鋼中に０．１μｍ前後の微細Ｂｉ
金属が均一に分散し、脱炭焼鈍時に均一なインヒビター
力が確保され、一次再結晶粒径制御が容易になることを
知見した。これはＢｉが低融点且つ溶鋼中にほとんど溶
融しないため、鋼の凝固時に液状で微細に分離すること
で、スラブの偏熱がＢｉサイズ分布に影響をほとんど与
えないためと推定される。さらにＢｉ添加材は脱炭焼鈍
後窒化処理しても相対的にインヒビターすなわち｛１１
０｝〈００１〉方位粒が成長するまで他方位粒の成長を
抑制する力は強く、このことが二次再結晶が良好で高磁
束密度が得られる原因の１つと考えられる。
【００１３】
【作用】次に本発明において鋼組成および製造条件を上
述のように限定した理由を詳細に説明する。Ｂｉは、
０．０００５％未満ではインヒビター強化すなわち二次
再結晶が安定化する効果がない。一方０．０５％を超え
ると熱延板の耳割れがひどくなり、コスト高につなが
る。Ｎは、溶鋼中では＜０．００４０％に抑え、且つ脱
炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間
に鋼板に窒化処理を施し、０．０１０〜０．０５％が望
ましい。Ｎ含有量がこれより多いとインヒビター力が不
足し二次再結晶粒の発達が悪くなる。一方多過ぎると、
絶縁被膜不良が生じる。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、且つ二次再
結晶した場合でも製品の磁束密度（Ｂ8 値）が１．８０
Ｔに満たない低いものとなる。一方Ｃの含有量が０．１
０％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。
述のように限定した理由を詳細に説明する。Ｂｉは、
０．０００５％未満ではインヒビター強化すなわち二次
再結晶が安定化する効果がない。一方０．０５％を超え
ると熱延板の耳割れがひどくなり、コスト高につなが
る。Ｎは、溶鋼中では＜０．００４０％に抑え、且つ脱
炭焼鈍後から最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間
に鋼板に窒化処理を施し、０．０１０〜０．０５％が望
ましい。Ｎ含有量がこれより多いとインヒビター力が不
足し二次再結晶粒の発達が悪くなる。一方多過ぎると、
絶縁被膜不良が生じる。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、且つ二次再
結晶した場合でも製品の磁束密度（Ｂ8 値）が１．８０
Ｔに満たない低いものとなる。一方Ｃの含有量が０．１
０％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。
【００１４】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Ｓｉの含有量が４．５％
を超えて多くなり過ぎると、冷間圧延等の製造時に割
れ、破断が発生して安定した工業生産が不可能となる。
本発明の出発材料の成分系における特徴の１つは、Ｓを
０．０１４％以下、好ましくは０．０１０％以下とする
点にある。従来から行われているインヒビターとしてＡ
ｌＮ＋ＭｎＳを用いる技術においては、Ｓは二次再結晶
を生起させるのに必要な析出物の１つであるＭｎＳの形
成元素として必須であった。前記技術において、Ｓが最
も効果を発揮する含有量範囲があり、それは熱間圧延に
先立って行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。しかしながらインヒビター
として（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明においては、Ｍ
ｎＳを特に必要とはしない。むしろＭｎＳが増加するこ
とは磁気特性上好ましくない。従って本発明において
は、Ｓの含有量が０．０１４％以下、好ましくは０．０
１０％以下である。
と低鉄損の製品を得難く、一方Ｓｉの含有量が４．５％
を超えて多くなり過ぎると、冷間圧延等の製造時に割
れ、破断が発生して安定した工業生産が不可能となる。
本発明の出発材料の成分系における特徴の１つは、Ｓを
０．０１４％以下、好ましくは０．０１０％以下とする
点にある。従来から行われているインヒビターとしてＡ
ｌＮ＋ＭｎＳを用いる技術においては、Ｓは二次再結晶
を生起させるのに必要な析出物の１つであるＭｎＳの形
成元素として必須であった。前記技術において、Ｓが最
も効果を発揮する含有量範囲があり、それは熱間圧延に
先立って行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。しかしながらインヒビター
として（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明においては、Ｍ
ｎＳを特に必要とはしない。むしろＭｎＳが増加するこ
とは磁気特性上好ましくない。従って本発明において
は、Ｓの含有量が０．０１４％以下、好ましくは０．０
１０％以下である。
【００１５】Ｓｅは、Ｓと同様にＭｎと化合物を形成し
二次再結晶に影響するため、その含有量はＳ＋０．４０
５Ｓｅ≦０．０１４％とする。Ａｌは、Ｎと結合してＡ
ｌＮを形成するが、本発明においては、後工程すなわち
一次再結晶完了後に鋼を窒化することにより（Ａｌ，Ｓ
ｉ）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、sol.Ａｌ
として０．０１〜０．０６％添加する。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有する製品を得難くなる。適正
な含有量は０．０５〜０．４５％である。
二次再結晶に影響するため、その含有量はＳ＋０．４０
５Ｓｅ≦０．０１４％とする。Ａｌは、Ｎと結合してＡ
ｌＮを形成するが、本発明においては、後工程すなわち
一次再結晶完了後に鋼を窒化することにより（Ａｌ，Ｓ
ｉ）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、sol.Ａｌ
として０．０１〜０．０６％添加する。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有する製品を得難くなる。適正
な含有量は０．０５〜０．４５％である。
【００１６】Ｓｎは、０．０１％未満では磁気特性改善
の上で効果がなく、一方０．１０％超では窒化を抑制し
二次再結晶粒の発達を悪くする。Ｓｂは、インヒビター
効果として、０．０１〜０．１５％を含有させることが
望ましい。同様にＣｕは、インヒビター効果として、
０．０５〜１．０％を含有させることが望ましい。熱延
以降の工程においては、高い磁束密度を得るために、冷
延圧下率は５０％以上必要である短時間の焼鈍後８０％
以上の高圧下率の冷間圧延によって最終板厚にする方法
はさらに高い磁束密度を得る上で望ましい。また最終製
品の結晶粒を小さくするため、中間焼鈍を含む工程とす
ることも本発明の主旨を損なうものではない。次に湿水
素あるいは湿水素、窒素混合雰囲気ガス中で、上記結晶
組織が得られるよう８００〜９００℃で適正な時間脱炭
焼鈍をする。
の上で効果がなく、一方０．１０％超では窒化を抑制し
二次再結晶粒の発達を悪くする。Ｓｂは、インヒビター
効果として、０．０１〜０．１５％を含有させることが
望ましい。同様にＣｕは、インヒビター効果として、
０．０５〜１．０％を含有させることが望ましい。熱延
以降の工程においては、高い磁束密度を得るために、冷
延圧下率は５０％以上必要である短時間の焼鈍後８０％
以上の高圧下率の冷間圧延によって最終板厚にする方法
はさらに高い磁束密度を得る上で望ましい。また最終製
品の結晶粒を小さくするため、中間焼鈍を含む工程とす
ることも本発明の主旨を損なうものではない。次に湿水
素あるいは湿水素、窒素混合雰囲気ガス中で、上記結晶
組織が得られるよう８００〜９００℃で適正な時間脱炭
焼鈍をする。
【００１７】次に焼鈍分離剤を塗布し高温（通常１１０
０〜１２００℃）長時間の仕上げ焼鈍を行う。本発明の
窒化における最も好ましい実施態様は、仕上げ焼鈍の昇
温過程において窒化することであり、これにより二次再
結晶に必要なインヒビターを造り込むことができる。こ
れを達成するために焼鈍分離剤中に窒化能のある化合
物、例えばＭｎＮ，ＣｒＮ等を適当量添加するかあるい
はＮＨ3 等の窒化能のある気体を雰囲気ガス中に添加す
る。他の窒化の方法として、脱炭焼鈍時均熱以降で窒化
能のある気体の雰囲気で窒化するか、または脱炭焼鈍後
別途設けたＮＨ3等の雰囲気を有する熱処理炉に通過せ
しめて窒化しても良く、以上の手段の組み合わせでも良
い。二次再結晶完了後は、水素雰囲気中において純化焼
鈍を行う。なお、本発明においてインヒビターとしての
Ｂｉはスラブ加熱時に均一に微細分散しており、またＡ
ｌＮは後工程で形成されるので、スラブ加熱時の溶体化
処理によるインヒビターの形成は必要ない。従ってスラ
ブを鋳造後加熱することなく熱間圧延を行うことも可能
である。
０〜１２００℃）長時間の仕上げ焼鈍を行う。本発明の
窒化における最も好ましい実施態様は、仕上げ焼鈍の昇
温過程において窒化することであり、これにより二次再
結晶に必要なインヒビターを造り込むことができる。こ
れを達成するために焼鈍分離剤中に窒化能のある化合
物、例えばＭｎＮ，ＣｒＮ等を適当量添加するかあるい
はＮＨ3 等の窒化能のある気体を雰囲気ガス中に添加す
る。他の窒化の方法として、脱炭焼鈍時均熱以降で窒化
能のある気体の雰囲気で窒化するか、または脱炭焼鈍後
別途設けたＮＨ3等の雰囲気を有する熱処理炉に通過せ
しめて窒化しても良く、以上の手段の組み合わせでも良
い。二次再結晶完了後は、水素雰囲気中において純化焼
鈍を行う。なお、本発明においてインヒビターとしての
Ｂｉはスラブ加熱時に均一に微細分散しており、またＡ
ｌＮは後工程で形成されるので、スラブ加熱時の溶体化
処理によるインヒビターの形成は必要ない。従ってスラ
ブを鋳造後加熱することなく熱間圧延を行うことも可能
である。
【００１８】
実施例１ 表１に示す鋼の成分組成を含む溶鋼を鋳造したスラブ
を、加熱することなく連続鋳造後直ちに熱間圧延し、
２．３mm厚みの熱延板とした。ついでこれらの熱延板を
１１００℃×２．５分＋９００℃×２分間焼鈍を行っ
た。さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．３０mm厚にし
た。また同一素材で酸洗後冷間圧延で１．８mm厚にした
ものを１０５０℃で５分間中間焼鈍し、さらに冷間圧延
し０．３０mm厚にした。次にこれらの冷延板を湿潤水
素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。ついでアンモニア１
％を含む水素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処
理を行い、鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらに
ＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス
雰囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品は、表２に
示すように、本発明であるＢｉ添加材の方が二次再結晶
が場所によってばらつくことなく安定し、良好な磁気特
性が得られた。
を、加熱することなく連続鋳造後直ちに熱間圧延し、
２．３mm厚みの熱延板とした。ついでこれらの熱延板を
１１００℃×２．５分＋９００℃×２分間焼鈍を行っ
た。さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．３０mm厚にし
た。また同一素材で酸洗後冷間圧延で１．８mm厚にした
ものを１０５０℃で５分間中間焼鈍し、さらに冷間圧延
し０．３０mm厚にした。次にこれらの冷延板を湿潤水
素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。ついでアンモニア１
％を含む水素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処
理を行い、鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらに
ＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス
雰囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品は、表２に
示すように、本発明であるＢｉ添加材の方が二次再結晶
が場所によってばらつくことなく安定し、良好な磁気特
性が得られた。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】実施例２ 表３に示す鋼の成分組成を含む溶鋼を鋳造したスラブ
を、加熱することなく連続鋳造後直ちに熱間圧延し、
２．３mm厚みの熱延板とした。ついでこれらの熱延板を
１１００℃×２．５分＋９００℃×２分間焼鈍を行っ
た。さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．３０mm厚にし
た。また同一素材で酸洗後冷間圧延で１．８mm厚にした
ものを１０５０℃で５分間中間焼鈍し、さらに冷間圧延
し０．３０mm厚にした。次にこれらの冷延板を湿潤水
素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。ついでアンモニア１
％を含む水素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処
理を行い、鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらに
ＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス
雰囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品は、表４に
示すように、本発明であるＢｉ添加材の方が二次再結晶
が場所によってばらつくことなく安定し、良好な磁気特
性が得られた。
を、加熱することなく連続鋳造後直ちに熱間圧延し、
２．３mm厚みの熱延板とした。ついでこれらの熱延板を
１１００℃×２．５分＋９００℃×２分間焼鈍を行っ
た。さらに酸洗した後冷間圧延を行い０．３０mm厚にし
た。また同一素材で酸洗後冷間圧延で１．８mm厚にした
ものを１０５０℃で５分間中間焼鈍し、さらに冷間圧延
し０．３０mm厚にした。次にこれらの冷延板を湿潤水
素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍した。ついでアンモニア１
％を含む水素、窒素雰囲気中で７５０℃×３０秒窒化処
理を行い、鋼板中の窒素量を２００ppm とした。さらに
ＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃×２０時間水素ガス
雰囲気中で高温焼鈍を行った。得られた製品は、表４に
示すように、本発明であるＢｉ添加材の方が二次再結晶
が場所によってばらつくことなく安定し、良好な磁気特
性が得られた。
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【発明の効果】本発明によれば、鋳造したスラブを加熱
することなく直ちに熱間圧延する方法で、鋳造素材にＢ
ｉ添加およびＮを極微量にし、且つ脱炭焼鈍後から最終
仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理
を施すことで、二次再結晶が場所によってばらつくこと
なく安定して、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を製造
することができる。
することなく直ちに熱間圧延する方法で、鋳造素材にＢ
ｉ添加およびＮを極微量にし、且つ脱炭焼鈍後から最終
仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理
を施すことで、二次再結晶が場所によってばらつくこと
なく安定して、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を製造
することができる。
【図１】磁気特性Ｂ10と素材鋼中のＢｉ量との関係を示
したグラフである。
したグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２５〜０．１０％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≦０．０１４％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを素材と
し、熱間圧延後最終冷延圧下率５０％以上の１回ないし
中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施し、さらに脱炭
焼鈍と仕上げ焼鈍を行い、また脱炭焼鈍後から最終仕上
げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施
す一方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スラブ素
材にＢｉ：０．０００５〜０．０５％、Ｎ＜０．００４
０％を含有させ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】 前記素材の最終冷延圧下率が８０％以上
である請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 溶鋼成分としてさらにＳｎ：０．０１〜
０．１０％、Ｓｂ：０．０１〜０．１５％およびＣｕ：
０．０５〜１．０％の少なくとも１種を含有させること
を特徴とする請求項１または２記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6049253A JPH07258738A (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6049253A JPH07258738A (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07258738A true JPH07258738A (ja) | 1995-10-09 |
Family
ID=12825682
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6049253A Withdrawn JPH07258738A (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07258738A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008129490A2 (en) * | 2007-04-18 | 2008-10-30 | Centro Sviluppo Materiali S.P.A. | Process for the production of a grain oriented magnetic strip |
| EP2639326A4 (en) * | 2010-11-10 | 2015-07-01 | Posco | ROLLED WIRE AND STEEL WIRE WITH EXCELLENT MAGNETIC PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN108165876A (zh) * | 2017-12-11 | 2018-06-15 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善低温渗氮取向硅钢表面质量的方法 |
-
1994
- 1994-03-18 JP JP6049253A patent/JPH07258738A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008129490A2 (en) * | 2007-04-18 | 2008-10-30 | Centro Sviluppo Materiali S.P.A. | Process for the production of a grain oriented magnetic strip |
| WO2008129490A3 (en) * | 2007-04-18 | 2008-12-31 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Process for the production of a grain oriented magnetic strip |
| KR20100019450A (ko) * | 2007-04-18 | 2010-02-18 | 쎈트로 스비루뽀 마테리알리 에스.피.에이. | 입자 방향성 자기 스트립의 제조 방법 |
| US8277573B2 (en) | 2007-04-18 | 2012-10-02 | Centro Sviluppo Materiali S.P.A. | Process for the production of a grain oriented magnetic strip |
| EP2639326A4 (en) * | 2010-11-10 | 2015-07-01 | Posco | ROLLED WIRE AND STEEL WIRE WITH EXCELLENT MAGNETIC PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US9728332B2 (en) | 2010-11-10 | 2017-08-08 | Posco | Wire rod and steel wire having superior magnetic characteristics, and method for manufacturing same |
| CN108165876A (zh) * | 2017-12-11 | 2018-06-15 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善低温渗氮取向硅钢表面质量的方法 |
| CN108165876B (zh) * | 2017-12-11 | 2020-09-01 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善低温渗氮取向硅钢表面质量的方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3172439B2 (ja) | 高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼およびその製造法 | |
| JPH0774388B2 (ja) | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH0686631B2 (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2022514794A (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002212639A (ja) | 磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP3359449B2 (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH04173923A (ja) | 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 | |
| JPH059666A (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| KR100359239B1 (ko) | 자기특성과 경제성이 우수한 고자속 밀도 방향성 전기강판의 제조방법 | |
| KR950002895B1 (ko) | 초고규소 방향성 전자강판 및 그 제조방법 | |
| JPH07258738A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2001049351A (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2709549B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2521585B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0686632B2 (ja) | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH06346147A (ja) | 方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH06179917A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06336611A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH07305116A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3324616B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0726328A (ja) | 方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP2562254B2 (ja) | 薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH07258737A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4267320B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06172862A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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: 20010605 |