JPH0733548B2 - 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0733548B2 JPH0733548B2 JP2103182A JP10318290A JPH0733548B2 JP H0733548 B2 JPH0733548 B2 JP H0733548B2 JP 2103182 A JP2103182 A JP 2103182A JP 10318290 A JP10318290 A JP 10318290A JP H0733548 B2 JPH0733548 B2 JP H0733548B2
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- 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
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、圧延方向ならびに圧延方向に直角な方向に
磁化容易軸＜100＞方位を有するとともに圧延面に｛10
0｝面が現れている（ミラー指数で｛100｝＜100＞）結
晶粒から構成される、いわゆる二方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
磁化容易軸＜100＞方位を有するとともに圧延面に｛10
0｝面が現れている（ミラー指数で｛100｝＜100＞）結
晶粒から構成される、いわゆる二方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
二方向性電磁鋼板は、圧延方向並びに圧延方向に直角な
方向に磁化容易軸を有し、二方向において磁気特性に優
れているから、圧延方向にのみ磁気特性が優れている一
方向性電磁鋼板（たとえば、圧延方向におけるＢ８値:
1.92Tesla、圧延方向に直角な方向におけるＢ８値:1.42
Tesla）に比し、磁気的な特徴があり、特に大型回転機
用の磁芯材料として用いると有利である。一方、小型静
止器の分野では一般的に、磁化容易軸をあまり集積して
いない冷間圧延無方向性電磁鋼板が使用されているが、
この分野においても二方向性電磁鋼板を用いると、機器
の小型化、効率向上の面で極めて有利である。このよう
に、二方向性電磁鋼板は、一方向性電磁鋼板に比し優れ
た特性を有しているから、その製品化が待望されていた
にも拘わらず今日まで一般的に使用されるに至っていな
い。実験室規模では各種の製造方法が発表されているけ
れども、何れも工業的規模の製造プロセスとしては問題
がある。
方向に磁化容易軸を有し、二方向において磁気特性に優
れているから、圧延方向にのみ磁気特性が優れている一
方向性電磁鋼板（たとえば、圧延方向におけるＢ８値:
1.92Tesla、圧延方向に直角な方向におけるＢ８値:1.42
Tesla）に比し、磁気的な特徴があり、特に大型回転機
用の磁芯材料として用いると有利である。一方、小型静
止器の分野では一般的に、磁化容易軸をあまり集積して
いない冷間圧延無方向性電磁鋼板が使用されているが、
この分野においても二方向性電磁鋼板を用いると、機器
の小型化、効率向上の面で極めて有利である。このよう
に、二方向性電磁鋼板は、一方向性電磁鋼板に比し優れ
た特性を有しているから、その製品化が待望されていた
にも拘わらず今日まで一般的に使用されるに至っていな
い。実験室規模では各種の製造方法が発表されているけ
れども、何れも工業的規模の製造プロセスとしては問題
がある。
先行技術の１つとして、特公昭37−7110号公報に開示さ
れている技術がある。
れている技術がある。
この先行技術は、極性ガス、たとえば硫化水素を含む雰
囲気中で高温焼鈍を材料に施し、｛100｝＜001＞方位粒
を二次再結晶させる技術である。しかしながら、この技
術においては、鋼板（材料）表面雰囲気を厳密に制御す
る必要があり、大量生産プロセスとしては不都合であ
る。もう１つの先行技術は、田口悟等による特公昭35−
2657号公報に開示されている技術である。この先行技術
は、一方向に冷間圧延を行なった後の圧延方向に直角な
方向に冷間圧延を行なう、所謂交叉冷間圧延によるもの
である。この交叉冷間圧延法によれば、比較的高い磁化
特性（Ｂ８値で示されるTesla）が得られるけれども、
製造方法の煩雑さに起因するコスト高に見合うだけの優
れた磁気特性を有しないために、従来の一方向性電磁鋼
板に対抗できない。一方向電磁鋼板の磁化特性（Ｂ８）
値は、特公昭40−15644号公報、特公昭51−13469号公報
に開示された技術が発明されて以来急速に進歩し、Ｂ８
≧1.88TeslaがJISで規格化され、Ｂ８:1.92Tesla前後の
製品が市販されている。かかる状況下で、二方向性電磁
鋼板においても、前記一方向性電磁鋼板に匹敵する磁化
特性（Ｂ８値）を有する製品である必要がある。二方向
性電磁鋼板の磁化特性（Ｂ８値）を向上させる方法とし
て、特公昭38−8213号公報に、熱間圧延材を焼鈍した
後、相互に直交する方向に冷間圧延を施す方法が、ま
た、特公平１−43818号公報には、一次再結晶後から二
次再結晶発現までの間に材料に窒化処理を施す方法が、
さらに、特開平１−272718号公報には、交叉冷間圧延後
さらに、最初の冷間圧延方向に５〜33％の圧下率で冷間
圧延する方法が開示されている。
囲気中で高温焼鈍を材料に施し、｛100｝＜001＞方位粒
を二次再結晶させる技術である。しかしながら、この技
術においては、鋼板（材料）表面雰囲気を厳密に制御す
る必要があり、大量生産プロセスとしては不都合であ
る。もう１つの先行技術は、田口悟等による特公昭35−
2657号公報に開示されている技術である。この先行技術
は、一方向に冷間圧延を行なった後の圧延方向に直角な
方向に冷間圧延を行なう、所謂交叉冷間圧延によるもの
である。この交叉冷間圧延法によれば、比較的高い磁化
特性（Ｂ８値で示されるTesla）が得られるけれども、
製造方法の煩雑さに起因するコスト高に見合うだけの優
れた磁気特性を有しないために、従来の一方向性電磁鋼
板に対抗できない。一方向電磁鋼板の磁化特性（Ｂ８）
値は、特公昭40−15644号公報、特公昭51−13469号公報
に開示された技術が発明されて以来急速に進歩し、Ｂ８
≧1.88TeslaがJISで規格化され、Ｂ８:1.92Tesla前後の
製品が市販されている。かかる状況下で、二方向性電磁
鋼板においても、前記一方向性電磁鋼板に匹敵する磁化
特性（Ｂ８値）を有する製品である必要がある。二方向
性電磁鋼板の磁化特性（Ｂ８値）を向上させる方法とし
て、特公昭38−8213号公報に、熱間圧延材を焼鈍した
後、相互に直交する方向に冷間圧延を施す方法が、ま
た、特公平１−43818号公報には、一次再結晶後から二
次再結晶発現までの間に材料に窒化処理を施す方法が、
さらに、特開平１−272718号公報には、交叉冷間圧延後
さらに、最初の冷間圧延方向に５〜33％の圧下率で冷間
圧延する方法が開示されている。
本発明は高い磁化特性（Ｂ８値）をもつ二方向性電磁鋼
板を安定して製造することができる技術を確立すること
を目的とする。
板を安定して製造することができる技術を確立すること
を目的とする。
本発明の特徴とするところは、重量でSi:1.8〜4.8％、
酸可溶性Al:0.008〜0.048％、total N:0.0028〜0.0100
％、Ｓ≦0.016％、残部:Feおよび不可避的不純物からな
る珪素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、40〜80％
の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧
延における圧延方向に交叉する方向に30〜70％の圧下率
を適用する冷間圧延を行ない、次いで750〜950℃の湿水
素中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、次いで920〜1
100℃の温度範囲で二次再結晶を完了させる過程と、引
き続いて純化を行なう過程とからなる最終仕上焼鈍を施
す二方向性電磁鋼板の製造方法にあり、更に、重量でS
i:1.8〜4.8％、酸可溶性Al:0.008〜0.048％Ｓ≦0.016
％、残部:Feおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラ
ブを熱間圧延により熱延板とし、40〜80％の圧下率を適
用する冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧延における圧
延方向に交叉する方向に30〜70％の圧下率を適用する冷
間圧延を行ない、次いで750〜950℃の湿水素中で脱炭焼
鈍し、この脱炭焼鈍工程、あるいはその後の追加焼鈍
で、あるいは最終仕上焼鈍工程における二次再結晶発現
以前の昇温過程のいずれかの段階で、材料のＮ含有量が
total量として0.002〜0.060％となる如く窒化せしめ、
次いで920〜1100℃の温度範囲で二次再結晶を完了させ
る過程と、引き続いて純化を行なう過程とからなる最終
仕上焼鈍を施す二方向性電磁鋼板の製造方法にある。
酸可溶性Al:0.008〜0.048％、total N:0.0028〜0.0100
％、Ｓ≦0.016％、残部:Feおよび不可避的不純物からな
る珪素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、40〜80％
の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧
延における圧延方向に交叉する方向に30〜70％の圧下率
を適用する冷間圧延を行ない、次いで750〜950℃の湿水
素中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、次いで920〜1
100℃の温度範囲で二次再結晶を完了させる過程と、引
き続いて純化を行なう過程とからなる最終仕上焼鈍を施
す二方向性電磁鋼板の製造方法にあり、更に、重量でS
i:1.8〜4.8％、酸可溶性Al:0.008〜0.048％Ｓ≦0.016
％、残部:Feおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラ
ブを熱間圧延により熱延板とし、40〜80％の圧下率を適
用する冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧延における圧
延方向に交叉する方向に30〜70％の圧下率を適用する冷
間圧延を行ない、次いで750〜950℃の湿水素中で脱炭焼
鈍し、この脱炭焼鈍工程、あるいはその後の追加焼鈍
で、あるいは最終仕上焼鈍工程における二次再結晶発現
以前の昇温過程のいずれかの段階で、材料のＮ含有量が
total量として0.002〜0.060％となる如く窒化せしめ、
次いで920〜1100℃の温度範囲で二次再結晶を完了させ
る過程と、引き続いて純化を行なう過程とからなる最終
仕上焼鈍を施す二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。
本発明で対象とする二方向性電磁鋼板製造において、適
用している基本的冶金原理は二次再結晶現象である。と
ころで、二次再結晶を制御する要因として、 １）目的とする結晶方位を持つ結晶粒が成長し易い一次
再結晶集合組織、 ２）目的とする結晶方位以外の方位を持つ結晶粒の成長
を抑える効果のある微細析出物、或は偏析傾向を持つ置
換型元素、即ちインヒビターの存在、 ３）可及的に均一で、適切な大きさである一次再結晶粒
径、 ４）１）,2）,3）項の要件を備えた鋼板で、所期の結晶
方位を持つ結晶粒をより完全に成長させる二次再結晶焼
鈍サイクル、 が知られている。しかし、これら因子は全て一方向性電
磁鋼板製造において知られているものであって、二方向
性電磁鋼板製造においては全く知られていない。本発明
者等の研究によれば、前述の特公昭35−2657号公報、特
開平１−272718号公報に開示されているのは、１）項に
関するものであり、特公平１−43818号公報に開示され
ているのは２）項に関するものである。
用している基本的冶金原理は二次再結晶現象である。と
ころで、二次再結晶を制御する要因として、 １）目的とする結晶方位を持つ結晶粒が成長し易い一次
再結晶集合組織、 ２）目的とする結晶方位以外の方位を持つ結晶粒の成長
を抑える効果のある微細析出物、或は偏析傾向を持つ置
換型元素、即ちインヒビターの存在、 ３）可及的に均一で、適切な大きさである一次再結晶粒
径、 ４）１）,2）,3）項の要件を備えた鋼板で、所期の結晶
方位を持つ結晶粒をより完全に成長させる二次再結晶焼
鈍サイクル、 が知られている。しかし、これら因子は全て一方向性電
磁鋼板製造において知られているものであって、二方向
性電磁鋼板製造においては全く知られていない。本発明
者等の研究によれば、前述の特公昭35−2657号公報、特
開平１−272718号公報に開示されているのは、１）項に
関するものであり、特公平１−43818号公報に開示され
ているのは２）項に関するものである。
本発明者等は４）項に関する全く新規な知見を得て、特
願昭63−293645に出願した。すなわち、交叉冷間圧延法
で得られる二次再結晶粒には所望の方位である｛100｝
＜001＞に混在して｛110｝＜UVW＞があり、この｛110｝
＜UVW＞方位が多くなるとＢ８が劣化する。そしてこの
｛110｝＜UVW＞粒の二次再結晶温度は｛100｝＜001＞粒
より高いことを見い出し、比較的に低い温度範囲950〜1
100℃で二次再結晶を完了させることにより｛110｝＜UV
W＞粒の成長開始前に｛100｝＜001＞粒の割合を高め、
Ｂ８を向上させる事を可能とした。本発明は、この技術
思想を完全に実現させる条件を提示するものであり、高
い磁束密度を安定して得ることを可能にする。又、合せ
て、二次再結晶焼鈍サイクルが短縮される事により、製
造コストが低減する効果がある。
願昭63−293645に出願した。すなわち、交叉冷間圧延法
で得られる二次再結晶粒には所望の方位である｛100｝
＜001＞に混在して｛110｝＜UVW＞があり、この｛110｝
＜UVW＞方位が多くなるとＢ８が劣化する。そしてこの
｛110｝＜UVW＞粒の二次再結晶温度は｛100｝＜001＞粒
より高いことを見い出し、比較的に低い温度範囲950〜1
100℃で二次再結晶を完了させることにより｛110｝＜UV
W＞粒の成長開始前に｛100｝＜001＞粒の割合を高め、
Ｂ８を向上させる事を可能とした。本発明は、この技術
思想を完全に実現させる条件を提示するものであり、高
い磁束密度を安定して得ることを可能にする。又、合せ
て、二次再結晶焼鈍サイクルが短縮される事により、製
造コストが低減する効果がある。
以下に本発明の内容を具体的に説明する。
交叉冷間圧延法による二方向性電磁鋼板を目的とした二
次結晶を発現させるに必要なインヒビターとしてAlN、
およびＮ化による（Al,Si）Ｎが有効である事は良く知
られている。一方、従来から一方向性電磁鋼板製造を目
的とした二次再結晶においては、Ｓ系（MnS）インヒビ
ターが有効であるとして、使用されている。しかるに本
発明者等は、このMnSインヒビターは二方向性電磁鋼板
を目的とした二次再結晶には、むしろ害となり、これが
存在すると磁束密度が劣化する事を発見した。
次結晶を発現させるに必要なインヒビターとしてAlN、
およびＮ化による（Al,Si）Ｎが有効である事は良く知
られている。一方、従来から一方向性電磁鋼板製造を目
的とした二次再結晶においては、Ｓ系（MnS）インヒビ
ターが有効であるとして、使用されている。しかるに本
発明者等は、このMnSインヒビターは二方向性電磁鋼板
を目的とした二次再結晶には、むしろ害となり、これが
存在すると磁束密度が劣化する事を発見した。
C:0.049％、Si:3.25％、Mn:0.14％、酸可溶性Al:0.027
％、T.N:0.0073％の溶鋼を５分注して、Ｓを0.0010％,
0.0070％,0.016％,0.023％,0.035％にそれぞれ調整した
スラブを鋳造し、粗熱延した後に５分割した。この粗熱
延材を1100℃,1150℃,1270℃,1320℃,1380℃に加熱後1.
5mmの熱延板とした。1000℃×2minの焼鈍を行なった
後、熱間圧延と同一方向に0.55mm厚さまで冷間圧延し
た。次いで、第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に0.
23mm厚まで冷間圧延（交叉冷間圧延）し、湿水素雰囲気
中で820℃×120secの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化
フエロマンガンを含むMgOを塗布し、（75％Ｈ２＋25％
Ｎ２）雰囲気中で30℃/hrの昇温速度で1200℃まで昇熱
し、さらに100％Ｈ２雰囲気中で1200℃×20hrの焼鈍を
行なった。得られた成品の磁束密度を第１図に示す。第
１図から鋼中Ｓが少なく、スラブ加熱温度が低いほどＢ
８の高くなることが分る。この成品の結晶粒方位を測定
すると、鋼中Ｓが多く、スラブ加熱温度が高いものほ
ど、｛110｝＜UVW＞方位粒が多くなっている。又、二次
再結晶焼鈍の昇温中の鋼板を取り出し観察すると、鋼中
Ｓが多く、スラブ加熱温度が高いものほど二次再結晶の
進行が遅れる傾向にあることが分った。これは、鋼中Ｓ
が多く、さらにスラブ加熱温度が上ることによりMnSの
固溶が進むと、MnS析出物が多量、微細になるため、イ
ンヒビターとしての粒成長抑制効果が大きくなり、二次
再結晶の進行が遅れたと考えられる。このような二次再
結晶進行の遅れが、本発明者等が発見した「｛100｝＜0
01＞方位が低温、｛110｝＜UVW＞が高温で出現する」と
いう現象を一層顕在化させ、Ｂ８を劣化させたと思われ
る。
％、T.N:0.0073％の溶鋼を５分注して、Ｓを0.0010％,
0.0070％,0.016％,0.023％,0.035％にそれぞれ調整した
スラブを鋳造し、粗熱延した後に５分割した。この粗熱
延材を1100℃,1150℃,1270℃,1320℃,1380℃に加熱後1.
5mmの熱延板とした。1000℃×2minの焼鈍を行なった
後、熱間圧延と同一方向に0.55mm厚さまで冷間圧延し
た。次いで、第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に0.
23mm厚まで冷間圧延（交叉冷間圧延）し、湿水素雰囲気
中で820℃×120secの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化
フエロマンガンを含むMgOを塗布し、（75％Ｈ２＋25％
Ｎ２）雰囲気中で30℃/hrの昇温速度で1200℃まで昇熱
し、さらに100％Ｈ２雰囲気中で1200℃×20hrの焼鈍を
行なった。得られた成品の磁束密度を第１図に示す。第
１図から鋼中Ｓが少なく、スラブ加熱温度が低いほどＢ
８の高くなることが分る。この成品の結晶粒方位を測定
すると、鋼中Ｓが多く、スラブ加熱温度が高いものほ
ど、｛110｝＜UVW＞方位粒が多くなっている。又、二次
再結晶焼鈍の昇温中の鋼板を取り出し観察すると、鋼中
Ｓが多く、スラブ加熱温度が高いものほど二次再結晶の
進行が遅れる傾向にあることが分った。これは、鋼中Ｓ
が多く、さらにスラブ加熱温度が上ることによりMnSの
固溶が進むと、MnS析出物が多量、微細になるため、イ
ンヒビターとしての粒成長抑制効果が大きくなり、二次
再結晶の進行が遅れたと考えられる。このような二次再
結晶進行の遅れが、本発明者等が発見した「｛100｝＜0
01＞方位が低温、｛110｝＜UVW＞が高温で出現する」と
いう現象を一層顕在化させ、Ｂ８を劣化させたと思われ
る。
以上述べたように、一方向性電磁鋼板製造を目的とした
二次再結晶発現にMnSが有効であることは常識である
が、二方向性である｛100｝＜001＞の二次再結晶発現に
対し、必要以上のMnSはむしろ有害であることが分っ
た。この新知見に基づいて、以下の発明の構成を行なっ
た。
二次再結晶発現にMnSが有効であることは常識である
が、二方向性である｛100｝＜001＞の二次再結晶発現に
対し、必要以上のMnSはむしろ有害であることが分っ
た。この新知見に基づいて、以下の発明の構成を行なっ
た。
鋼成分として、Siを限定する。Siの含有量が4.8％を超
えると冷間圧延するときに材料が割れ易く圧延の遂行が
困難となる。一方、Si含有量が少なくなるほど磁束密度
は高くなるが、二次再結晶焼鈍時にα→γ変態が生じる
と結晶の方向性を破壊するので、α→γ変態の生じない
1.8％を下限とする。
えると冷間圧延するときに材料が割れ易く圧延の遂行が
困難となる。一方、Si含有量が少なくなるほど磁束密度
は高くなるが、二次再結晶焼鈍時にα→γ変態が生じる
と結晶の方向性を破壊するので、α→γ変態の生じない
1.8％を下限とする。
本発明では二次再結晶を生じさせるに必要なインヒビタ
ーとして、供給素材に最初からインヒビターを存在させ
る場合、酸可溶性Al:0.008〜0.048％、totalN:0.0028〜
0.0100％が必要である。酸可溶性Alが0.008％未満、tot
alNが0.0028％未満ではインヒビター量が少ないため二
次再結晶しない。又、酸可溶性Alが0.048％を超えるとA
lN分布が不均一になり二次再結晶しない。totalNが0.01
00％を超えると“ブリスター”と呼ばれる表面フクレ欠
陥が生じる。又、材料を処理する途中工程でインヒビタ
ーを形成する場合には、酸可溶性Al:0.008〜0.048％を
含有せしめ、最終冷間圧延後の短時間脱炭焼鈍工程；あ
るいはその後の追加焼鈍工程、あるいは仕上げ焼鈍工程
における二次再結晶発現までの昇温過程の何れかの段階
で、材料のtotalNが0.002〜0.060％となるように窒化処
理を施し、AlNあるいは（Al,Si）Ｎの窒化物を形成さ
せ、インヒビターとして機能させる。
ーとして、供給素材に最初からインヒビターを存在させ
る場合、酸可溶性Al:0.008〜0.048％、totalN:0.0028〜
0.0100％が必要である。酸可溶性Alが0.008％未満、tot
alNが0.0028％未満ではインヒビター量が少ないため二
次再結晶しない。又、酸可溶性Alが0.048％を超えるとA
lN分布が不均一になり二次再結晶しない。totalNが0.01
00％を超えると“ブリスター”と呼ばれる表面フクレ欠
陥が生じる。又、材料を処理する途中工程でインヒビタ
ーを形成する場合には、酸可溶性Al:0.008〜0.048％を
含有せしめ、最終冷間圧延後の短時間脱炭焼鈍工程；あ
るいはその後の追加焼鈍工程、あるいは仕上げ焼鈍工程
における二次再結晶発現までの昇温過程の何れかの段階
で、材料のtotalNが0.002〜0.060％となるように窒化処
理を施し、AlNあるいは（Al,Si）Ｎの窒化物を形成さ
せ、インヒビターとして機能させる。
Ｓについては、多くなるとＢ８が悪くなり、本発明では
高Ｂ８が安定して得られる0.016％以下を限定条件とす
る。
高Ｂ８が安定して得られる0.016％以下を限定条件とす
る。
上記成分を含有する珪素鋼スラブを熱間圧延によって熱
延板とする。MnSによる粒成長への阻止効果を出来るだ
け少なくするためにスラブ加熱でのMnSの固溶を抑える
ことが本発明の要点であるので、スラブ加熱温度は低い
方が良い。ノロ発生のない、1270℃以下を本発明の限定
範囲とする。その後直接に或いは短時間の焼鈍として75
0〜1200℃の温度域で30秒間〜30分間の加熱を施した
後、熱延板の長さ方向および交叉する方向に冷間圧延す
る。この焼鈍を施すことにより、成品の磁束密度を高め
る事が出来好ましいけれど製造コストを上昇せしめるか
ら、所望の製品磁束密度の水準を勘案して短時間焼鈍の
採否を決めるとよい。
延板とする。MnSによる粒成長への阻止効果を出来るだ
け少なくするためにスラブ加熱でのMnSの固溶を抑える
ことが本発明の要点であるので、スラブ加熱温度は低い
方が良い。ノロ発生のない、1270℃以下を本発明の限定
範囲とする。その後直接に或いは短時間の焼鈍として75
0〜1200℃の温度域で30秒間〜30分間の加熱を施した
後、熱延板の長さ方向および交叉する方向に冷間圧延す
る。この焼鈍を施すことにより、成品の磁束密度を高め
る事が出来好ましいけれど製造コストを上昇せしめるか
ら、所望の製品磁束密度の水準を勘案して短時間焼鈍の
採否を決めるとよい。
最初に行なう冷間圧延の方向を、素材の熱間圧延方向と
一致させて冷間圧延する場合の方が、最初に行なう冷間
圧延の方向を素材の熱間圧延方向に交叉する方向とする
場合よりも高い磁束密度を有する成品を得ることが出来
る。しかし、最初に行なう冷間圧延の方向を素材の熱間
圧延方向あるいはその交叉する方向いずれの場合であっ
ても、得られる成品が｛100｝＜001＞またはその近傍の
方位を持つ二方向性電磁鋼板であることには変りはな
い。冷間圧延後の材料に、通常、鋼中に含まれる微量の
Ｃを除くために湿水素雰囲気中で750〜950℃の温度域で
短時間の脱炭焼鈍を施す。
一致させて冷間圧延する場合の方が、最初に行なう冷間
圧延の方向を素材の熱間圧延方向に交叉する方向とする
場合よりも高い磁束密度を有する成品を得ることが出来
る。しかし、最初に行なう冷間圧延の方向を素材の熱間
圧延方向あるいはその交叉する方向いずれの場合であっ
ても、得られる成品が｛100｝＜001＞またはその近傍の
方位を持つ二方向性電磁鋼板であることには変りはな
い。冷間圧延後の材料に、通常、鋼中に含まれる微量の
Ｃを除くために湿水素雰囲気中で750〜950℃の温度域で
短時間の脱炭焼鈍を施す。
次に、本発明の実施態様の１つである最終冷間圧延後か
ら仕上焼鈍工程における二次再結晶発現までの間におい
て、鋼板を窒化処理することによってインヒビターを形
成する場合、鋼板に窒素を侵入させる手段は、特に限定
しない。たとえば、最終冷間圧延後になされる脱炭焼鈍
中に窒化能のある雰囲気たとえばアンモニアガスを含有
する雰囲気下に鋼板を窒化処理する方法或は、脱炭焼鈍
後鋼板を追加焼鈍しそこで鋼板を窒化処理する方法、ま
たは仕上焼鈍工程における｛100｝＜001＞方位粒（二次
再結晶）発現までの鋼板の昇温を窒化能のある雰囲気下
に行なう方法等を用いることができる。
ら仕上焼鈍工程における二次再結晶発現までの間におい
て、鋼板を窒化処理することによってインヒビターを形
成する場合、鋼板に窒素を侵入させる手段は、特に限定
しない。たとえば、最終冷間圧延後になされる脱炭焼鈍
中に窒化能のある雰囲気たとえばアンモニアガスを含有
する雰囲気下に鋼板を窒化処理する方法或は、脱炭焼鈍
後鋼板を追加焼鈍しそこで鋼板を窒化処理する方法、ま
たは仕上焼鈍工程における｛100｝＜001＞方位粒（二次
再結晶）発現までの鋼板の昇温を窒化能のある雰囲気下
に行なう方法等を用いることができる。
上記仕上焼鈍の対象がストリップコイルであってそれが
大型のものである場合、ストリップの層間に窒素が侵入
し難く、鋼板の窒化が不十分かつ不均一となる恐れがあ
るから、ストリップコイルにおける板間隙を一定値以上
確保するか或いは仕上焼鈍に先立ってストリップに塗布
する焼鈍分離剤中に仕上焼鈍中に窒素を放出する金属窒
化物、アンモニア化物を添加する等の措置を講ずること
が望ましい。
大型のものである場合、ストリップの層間に窒素が侵入
し難く、鋼板の窒化が不十分かつ不均一となる恐れがあ
るから、ストリップコイルにおける板間隙を一定値以上
確保するか或いは仕上焼鈍に先立ってストリップに塗布
する焼鈍分離剤中に仕上焼鈍中に窒素を放出する金属窒
化物、アンモニア化物を添加する等の措置を講ずること
が望ましい。
次に、この脱炭焼鈍板、あるいは窒化処理した板はMgO
等の焼鈍分離剤を塗布後、最終仕上焼鈍が行なわれる。
この最終仕上焼鈍の条件として920〜1100℃の温度領域
で二次再結晶を完了させることが必須である。二次再結
晶を発現させる具体的な手段は、920〜1100℃の温度範
囲に５時間以上保持するか、又は上記温度範囲を30℃/h
r以下の昇温速度で昇温させる。本発明では、MnSによる
粒成長への阻止効果を出来るだけ少なくする条件を必須
な構成要件としているので、先願の特願昭63−293645号
に比べ二次再結晶温度を低く、かつ短時間で、又昇温速
度を大きく出来ることになり、焼鈍効率が上るため製造
コストが低減する効果がある。このように二次再結晶が
完了した板は、そのまま脱Ｎ、脱Ｓ等の純化を目的に水
素雰囲気中1150〜1200℃の温度域で５〜20時間の焼鈍を
行なう。
等の焼鈍分離剤を塗布後、最終仕上焼鈍が行なわれる。
この最終仕上焼鈍の条件として920〜1100℃の温度領域
で二次再結晶を完了させることが必須である。二次再結
晶を発現させる具体的な手段は、920〜1100℃の温度範
囲に５時間以上保持するか、又は上記温度範囲を30℃/h
r以下の昇温速度で昇温させる。本発明では、MnSによる
粒成長への阻止効果を出来るだけ少なくする条件を必須
な構成要件としているので、先願の特願昭63−293645号
に比べ二次再結晶温度を低く、かつ短時間で、又昇温速
度を大きく出来ることになり、焼鈍効率が上るため製造
コストが低減する効果がある。このように二次再結晶が
完了した板は、そのまま脱Ｎ、脱Ｓ等の純化を目的に水
素雰囲気中1150〜1200℃の温度域で５〜20時間の焼鈍を
行なう。
（実施例１） 第１図の結果を得るために用いた熱延板と同様の1.5mm
厚の熱延板について、1000℃×2minの焼鈍を行なった
後、熱間圧延と同一方向に0.55mm厚さまで冷間圧延し
た。次いで第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に0.23
mm厚まで冷間圧延（交叉冷間圧延）し、湿水素雰囲気中
で820℃×120secの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フ
エロマンガンを含むMgOを塗布し、（75％Ｈ２＋25％Ｎ
２）雰囲気中で50℃/hrの昇温速度で1020℃まで加熱
し、20時間保持し、二次再結晶させついで25℃/hrで120
0℃まで昇温し、100％Ｈ２雰囲気中で20時間保持し、純
化を行なった。得られた成品の磁気特性を第２図に示
す。第２図から鋼中Ｓが少なく、スラブ加熱温度が低い
ほどＢ８の高くなることが分る。
厚の熱延板について、1000℃×2minの焼鈍を行なった
後、熱間圧延と同一方向に0.55mm厚さまで冷間圧延し
た。次いで第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に0.23
mm厚まで冷間圧延（交叉冷間圧延）し、湿水素雰囲気中
で820℃×120secの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フ
エロマンガンを含むMgOを塗布し、（75％Ｈ２＋25％Ｎ
２）雰囲気中で50℃/hrの昇温速度で1020℃まで加熱
し、20時間保持し、二次再結晶させついで25℃/hrで120
0℃まで昇温し、100％Ｈ２雰囲気中で20時間保持し、純
化を行なった。得られた成品の磁気特性を第２図に示
す。第２図から鋼中Ｓが少なく、スラブ加熱温度が低い
ほどＢ８の高くなることが分る。
（実施例２） C:0.048％、Si:3.30％、Mn:0.070％、酸可溶性Al:0.029
％、T.N:0.0072％、残部:Feおよび不可避的不純物を含
み、さらにＳが0.0060％と0.021％の２種類の鋳片をそ
れぞれ1150℃と1320℃に加熱後、1.8mm厚の熱延板と
し、1000℃×2minの焼鈍を行なった後、熱間圧延と同一
方向に0.75mm厚さまで冷間圧延した。次いで第１回目の
冷間圧延方向に直角な方向に0.30mm厚まで冷間圧延し、
湿水素雰囲気中で820℃×150secの脱炭焼鈍を施した
後、３％の窒化フエロマンガンを含むMgOを塗布し、（7
5％Ｈ２＋25％Ｎ２）雰囲気中で50℃/hrの昇温速度で10
00℃まで加熱し、５時間、10時間、20時間の３種類の保
持を行なった。それぞれに付いて、25℃/hrで1200℃ま
で昇温し、100％Ｈ２雰囲気中で20時間保持し、純化を
行なった。得られた成品の磁気特性を第１表に示す。
％、T.N:0.0072％、残部:Feおよび不可避的不純物を含
み、さらにＳが0.0060％と0.021％の２種類の鋳片をそ
れぞれ1150℃と1320℃に加熱後、1.8mm厚の熱延板と
し、1000℃×2minの焼鈍を行なった後、熱間圧延と同一
方向に0.75mm厚さまで冷間圧延した。次いで第１回目の
冷間圧延方向に直角な方向に0.30mm厚まで冷間圧延し、
湿水素雰囲気中で820℃×150secの脱炭焼鈍を施した
後、３％の窒化フエロマンガンを含むMgOを塗布し、（7
5％Ｈ２＋25％Ｎ２）雰囲気中で50℃/hrの昇温速度で10
00℃まで加熱し、５時間、10時間、20時間の３種類の保
持を行なった。それぞれに付いて、25℃/hrで1200℃ま
で昇温し、100％Ｈ２雰囲気中で20時間保持し、純化を
行なった。得られた成品の磁気特性を第１表に示す。
鋼中Ｓが0.006％と少ないものは高Ｂ８が得られる。し
かしスラブ加熱温度の1320℃と高いものは、高Ｂ８を得
るための二次再結晶焼鈍の保定時間を長くする必要があ
る。鋼中Ｓが0.021％と多いものはＢ８が高くない。特
にスラブ加熱温度が低く、二次再結晶焼鈍の保定時間の
長いものには二次再結晶不良（二次再結晶しない部分）
が発生する（表中※印）。
かしスラブ加熱温度の1320℃と高いものは、高Ｂ８を得
るための二次再結晶焼鈍の保定時間を長くする必要があ
る。鋼中Ｓが0.021％と多いものはＢ８が高くない。特
にスラブ加熱温度が低く、二次再結晶焼鈍の保定時間の
長いものには二次再結晶不良（二次再結晶しない部分）
が発生する（表中※印）。
（実施例３） C:0.048％、Si:3.27％、Mn:0.13％、S:0.0060％、残部:
Feおよび不可避的不純物、さらに酸可溶性AlとT.Nを第
２表に示す量だけ含む鋳片を1230℃に加熱後、1.8mm厚
の熱延板とし、1000℃×2minの焼鈍を行なった後、熱間
圧延と同一方向に0.75mm厚さまで冷間圧延した。次いで
第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に0.30mm厚まで冷
間圧延し、湿水素雰囲気中で800℃×150secの脱炭焼鈍
を施した後、一種類はそのまま、一種類はアンモニア雰
囲気中で約0.0120％だけ増Ｎ化し、MgOを塗布し、（75
％Ｈ２＋25％Ｎ２）雰囲気中で50℃/hrの昇温速度で100
0℃まで加熱し、10時間だけ保定し、25℃/hrで1200℃ま
で昇温し、100％Ｈ２雰囲気中で20時間保持し、純化を
行なった。得られた成品の磁気特性を第２表に示す。
Feおよび不可避的不純物、さらに酸可溶性AlとT.Nを第
２表に示す量だけ含む鋳片を1230℃に加熱後、1.8mm厚
の熱延板とし、1000℃×2minの焼鈍を行なった後、熱間
圧延と同一方向に0.75mm厚さまで冷間圧延した。次いで
第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に0.30mm厚まで冷
間圧延し、湿水素雰囲気中で800℃×150secの脱炭焼鈍
を施した後、一種類はそのまま、一種類はアンモニア雰
囲気中で約0.0120％だけ増Ｎ化し、MgOを塗布し、（75
％Ｈ２＋25％Ｎ２）雰囲気中で50℃/hrの昇温速度で100
0℃まで加熱し、10時間だけ保定し、25℃/hrで1200℃ま
で昇温し、100％Ｈ２雰囲気中で20時間保持し、純化を
行なった。得られた成品の磁気特性を第２表に示す。
本発明範囲外である、鋼中Ｎが少ないもので途中工程で
増Ｎ処理のない条件、又鋼中酸可溶Alが少なすぎるか、
多すぎるもの、は二次再結晶しない部分が多くＢ８が低
い。
増Ｎ処理のない条件、又鋼中酸可溶Alが少なすぎるか、
多すぎるもの、は二次再結晶しない部分が多くＢ８が低
い。
（実施例４） C:0.048％、Si:3.27％、Mn:0.13％、S:0.0060％、酸可
溶性Al:0.028％、T.N:0.0078％、残部:Feおよび不可避
的不純物を含む鋳片を1230℃に加熱後、1.8mm厚の熱延
板とし、一つはそのまま、一つは1000℃×2minの焼鈍を
行なった後、熱間圧延と同一方向に0.75mm厚さまで冷間
圧延した。次いで第１回目の冷間圧延方向に直角な方向
に0.30mm厚まで冷間圧延し、湿水素雰囲気中で820℃×1
50secの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フエロマンガ
ンを含むMgOを塗布し、（75％Ｈ２＋25％Ｎ２）雰囲気
中で20℃/hrの昇温速度で1100℃まで昇温し、その後100
％Ｈ２中で、50℃/hrで1200℃まで昇温で20時間保定し
た。得られた成品の磁気特性を第３表に示す。
溶性Al:0.028％、T.N:0.0078％、残部:Feおよび不可避
的不純物を含む鋳片を1230℃に加熱後、1.8mm厚の熱延
板とし、一つはそのまま、一つは1000℃×2minの焼鈍を
行なった後、熱間圧延と同一方向に0.75mm厚さまで冷間
圧延した。次いで第１回目の冷間圧延方向に直角な方向
に0.30mm厚まで冷間圧延し、湿水素雰囲気中で820℃×1
50secの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フエロマンガ
ンを含むMgOを塗布し、（75％Ｈ２＋25％Ｎ２）雰囲気
中で20℃/hrの昇温速度で1100℃まで昇温し、その後100
％Ｈ２中で、50℃/hrで1200℃まで昇温で20時間保定し
た。得られた成品の磁気特性を第３表に示す。
熱延板焼鈍を行なうことにより磁束密度Ｂ８の高い成品
が得られた。
が得られた。
本発明は、以上述べたように、現在、最高レベルの一方
向性電磁鋼板の冷間圧延方向におけるＢ８値と同等以上
の値を冷間圧延方向、およびその直角方向の二方向に持
つ二方向性電磁鋼板を安定して、かつ効率的な二次再結
晶焼鈍で製造出来るので、その工業的効果は甚大であ
る。
向性電磁鋼板の冷間圧延方向におけるＢ８値と同等以上
の値を冷間圧延方向、およびその直角方向の二方向に持
つ二方向性電磁鋼板を安定して、かつ効率的な二次再結
晶焼鈍で製造出来るので、その工業的効果は甚大であ
る。
第１図及び第２図は鋼中Ｓ量とスラブ加熱温度による成
品の磁束密度（Ｂ８値）を示す図である。
品の磁束密度（Ｂ８値）を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量でSi:1.8〜4.8％、酸可溶性Al:0.008
〜0.048％、totalN:0.0028〜0.0100％、Ｓ≦0.016％、
残部:Feおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを
熱間圧延により熱延板とし、40〜80％の圧下率を適用す
る冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧延における圧延方
向に交叉する方向に30〜70％の圧下率を適用する冷間圧
延を行ない、次いで750〜950℃の湿水素中で脱炭焼鈍
し、焼鈍分離剤を塗布し、次いで920〜1100℃の温度範
囲で二次再結晶を完了させる過程と、引き続いて純化を
行なう過程とからなる最終仕上焼鈍を施すことを特徴と
する磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量でSi:1.8〜4.8％、酸可溶性Al:0.008
〜0.048％、Ｓ≦0.016％、残部:Feおよび不可避的不純
物からなる珪素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、
40〜80％の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前
記冷間圧延における圧延方向に交叉する方向に30〜70％
の圧下率を適用する冷間圧延を行ない、次いで750〜950
℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、この脱炭焼鈍工程、あるい
はその後の追加焼鈍で、あるいは最終仕上焼鈍工程にお
ける二次再結晶発現以前の昇温過程のいずれかの段階
で、材料のＮ含有量がtotal量として0.002〜0.060％と
なる如く窒化せしめ、次いで920〜1100℃の温度範囲で
二次再結晶を完了させる過程と、引き続いて純化を行な
う過程とからなる最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする
磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】熱延板を750〜1200℃の温度域で30秒〜30
分間の焼鈍を行なう請求項１又は２記載の方法。 - 【請求項４】珪素鋼スラブを1270℃以下の温度で加熱後
に、熱間圧延する請求項1,2又は３記載の方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2103182A JPH0733548B2 (ja) | 1990-04-20 | 1990-04-20 | 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE69130964T DE69130964D1 (de) | 1990-04-20 | 1991-04-18 | Verfahren zur Herstellung doppelorientierter Elektrobleche mit hoher magnetischer Flussdichte |
| EP91303470A EP0453284B1 (en) | 1990-04-20 | 1991-04-18 | Process for manufacturing double oriented electrical steel having high magnetic flux density |
| KR1019910006373A KR930011404B1 (ko) | 1990-04-20 | 1991-04-20 | 고자속밀도를 가지고 있는 이방향성 전자강판의 제조방법 |
| US07/974,354 US5370748A (en) | 1990-04-20 | 1992-11-10 | Process for manufacturing double oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2103182A JPH0733548B2 (ja) | 1990-04-20 | 1990-04-20 | 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| JPH0733548B2 true JPH0733548B2 (ja) | 1995-04-12 |
Family
ID=14347371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2103182A Expired - Fee Related JPH0733548B2 (ja) | 1990-04-20 | 1990-04-20 | 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
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| EP (1) | EP0453284B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0733548B2 (ja) |
| KR (1) | KR930011404B1 (ja) |
| DE (1) | DE69130964D1 (ja) |
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| IT1299137B1 (it) * | 1998-03-10 | 2000-02-29 | Acciai Speciali Terni Spa | Processo per il controllo e la regolazione della ricristallizzazione secondaria nella produzione di lamierini magnetici a grano orientato |
| US6562473B1 (en) * | 1999-12-03 | 2003-05-13 | Kawasaki Steel Corporation | Electrical steel sheet suitable for compact iron core and manufacturing method therefor |
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| US20100330389A1 (en) * | 2009-06-25 | 2010-12-30 | Ford Motor Company | Skin pass for cladding thin metal sheets |
| CN107460293B (zh) * | 2017-08-04 | 2018-10-16 | 北京首钢股份有限公司 | 一种低温高磁感取向硅钢的生产方法 |
| KR102271299B1 (ko) * | 2019-12-19 | 2021-06-29 | 주식회사 포스코 | 이방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB917282A (en) * | 1958-03-18 | 1963-01-30 | Yawata Iron & Steel Co | Method of producing cube oriented silicon steel sheet and strip |
| US3136666A (en) * | 1960-01-27 | 1964-06-09 | Yawata Iron & Steel Co | Method for producing secondary recrystallization grain of cube texture |
| US3537918A (en) * | 1968-04-25 | 1970-11-03 | Westinghouse Electric Corp | Method for producing cube-on-face oriented structure in a plain carbon iron |
| US3640780A (en) * | 1970-06-25 | 1972-02-08 | United States Steel Corp | Method of producing electrical sheet steel with cube texture |
| AT329358B (de) * | 1974-06-04 | 1976-05-10 | Voest Ag | Schwingmuhle zum zerkleinern von mahlgut |
| JPS6439722A (en) * | 1987-08-06 | 1989-02-10 | Kyushu Nippon Electric | Diffusing furnace apparatus |
| JPH01139722A (ja) * | 1987-11-27 | 1989-06-01 | Nippon Steel Corp | 二方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0699752B2 (ja) * | 1988-11-22 | 1994-12-07 | 新日本製鐵株式会社 | 高磁束密度二方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH01272718A (ja) * | 1988-04-21 | 1989-10-31 | Nippon Steel Corp | 長手方向に均一な磁気特性を有する高磁束密度二方向性電磁鋼板の製造法 |
| EP0318051B1 (en) * | 1987-11-27 | 1995-05-24 | Nippon Steel Corporation | Process for production of double-oriented electrical steel sheet having high flux density |
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1990
- 1990-04-20 JP JP2103182A patent/JPH0733548B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-04-18 EP EP91303470A patent/EP0453284B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-04-18 DE DE69130964T patent/DE69130964D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1991-04-20 KR KR1019910006373A patent/KR930011404B1/ko not_active IP Right Cessation
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1992
- 1992-11-10 US US07/974,354 patent/US5370748A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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