JPH02247331A - 任意の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
任意の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH02247331A JPH02247331A JP6908189A JP6908189A JPH02247331A JP H02247331 A JPH02247331 A JP H02247331A JP 6908189 A JP6908189 A JP 6908189A JP 6908189 A JP6908189 A JP 6908189A JP H02247331 A JPH02247331 A JP H02247331A
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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、一方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に同
一素材から高い磁束密度（Ｂ１１値）を有するものから
低い磁束密度を有する製品まで造り分けることができる
一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
一素材から高い磁束密度（Ｂ１１値）を有するものから
低い磁束密度を有する製品まで造り分けることができる
一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
（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、
良好な皮膜を有するものでなければならない。
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、
良好な皮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＞軸をもつ所謂ゴ
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。
に（１１０）面、圧延方向に＜００１＞軸をもつ所謂ゴ
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。
前記二次再結晶現象は、よ（知られているように、仕上
焼鈍過程で生じるが、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、ｊＶＮ、 Ｍ
ｎＳ、 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ｊＶ、 Ｍｎ、 Ｓ、
Ｓｅ、 Ｎ等を完全に固溶させるために、１３５０〜
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、熱延板或は最終冷間圧延前の中間板厚の段階で焼
鈍によって、Ａ７Ｎ 、 Ｍｎ Ｓ 、 ＭｎＳｅとし
て微細に析出せしめられる。
焼鈍過程で生じるが、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、ｊＶＮ、 Ｍ
ｎＳ、 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ｊＶ、 Ｍｎ、 Ｓ、
Ｓｅ、 Ｎ等を完全に固溶させるために、１３５０〜
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、熱延板或は最終冷間圧延前の中間板厚の段階で焼
鈍によって、Ａ７Ｎ 、 Ｍｎ Ｓ 、 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）の
発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻度を高めてメ
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
低下せしめさらに、燃料原単位を高くする等の問題があ
る。かかる問題を解決すべく、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、特公昭６１−６０８９６号
公報には、Ｍｎ含有量を０．０８〜０．４５％、Ｓ含有
量を０． ＯＯ７％以下として［Ｍｎｌ ［Ｓ］積を
低くしさらに、７１Ｊ、 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℃未満とし得る製造プロセスが提案されている
。
ように高温に加熱されるから、溶融スケール（ノロ）の
発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻度を高めてメ
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
低下せしめさらに、燃料原単位を高くする等の問題があ
る。かかる問題を解決すべく、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、特公昭６１−６０８９６号
公報には、Ｍｎ含有量を０．０８〜０．４５％、Ｓ含有
量を０． ＯＯ７％以下として［Ｍｎｌ ［Ｓ］積を
低くしさらに、７１Ｊ、 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℃未満とし得る製造プロセスが提案されている
。
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合せで幾通りかあり、
得られる製品特性もそれぞれ特徴を有している。
スは、成分とプロセッシングの組合せで幾通りかあり、
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回冷延法であって、得られる製品の磁束
密度（Ｂ１１値）は１．８４〜１．８６ Ｔ程度である
。
プロセスは、２回冷延法であって、得られる製品の磁束
密度（Ｂ１１値）は１．８４〜１．８６ Ｔ程度である
。
Ａ７Ｎ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回冷延法であり、得られる製品の磁束密度（Ｂ１
１値）は１．８９ Ｔ以上と高く鉄損特性も優れている
。
スは１回冷延法であり、得られる製品の磁束密度（Ｂ１
１値）は１．８９ Ｔ以上と高く鉄損特性も優れている
。
製造者の理想としては、同一素材から低いレベルの鉄１
員を維持しながら需要家の要請に応じて種々の磁束密度
レベルの製品を供給できる簡潔な製造プロセスが望まし
い。
員を維持しながら需要家の要請に応じて種々の磁束密度
レベルの製品を供給できる簡潔な製造プロセスが望まし
い。
このような製造プロセスの１つとして、特開昭６１−１
０４０２５号公報に、最終冷間圧延における圧下率を変
えることによって種々の磁束密度レベルの製品を製造す
る技術が開示されている。最終板厚まで同一の条件で処
理し、最終製品において種々の磁束密度レベルのものと
することができれば、プロダクトミックスその他の点で
極めて有利である。
０４０２５号公報に、最終冷間圧延における圧下率を変
えることによって種々の磁束密度レベルの製品を製造す
る技術が開示されている。最終板厚まで同一の条件で処
理し、最終製品において種々の磁束密度レベルのものと
することができれば、プロダクトミックスその他の点で
極めて有利である。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、スラブの加熱温度を１２００℃以下とする低
温スラブ加熱プロセスを前提とし、簡潔なプロセスで目
標とする磁束密度レベルの製品を得ることができる一方
向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的としてな
された。
温スラブ加熱プロセスを前提とし、簡潔なプロセスで目
標とする磁束密度レベルの製品を得ることができる一方
向性電磁鋼板の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処は、重量で、Ｃ： ０．０２５〜
０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ≦０．０１
２％、酸可溶性Ａｔ ： ０．０１０〜０．０６０％、
Ｎ≦０、０１０％、Ｍｎ： ０．０５〜０．４５％を含
有し、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回或は中間焼鈍を介挿する２回以上の冷間圧延をし
て最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行
った後高温仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、一次再結晶完了後高温仕上焼鈍以前の段階でス
トリップを走行せしめる状態下に、鋼板の窒化量（Ｎ）
を最終製品に有せしめる磁束密度（Ｂａ値）レベルに対
応して鋼板の窒化量（Ｎ）〔鋼中窒素増分］が、１５〜
１５０ｐｐｍの範囲内でＢ、（Ｔ）’、（１／１０００
）Ｎ＋１．８２で決まる窒化量の±ｌＯ％の範囲となる
如く鋼ストリップを窒化処理し、同一素材、同一工程で
磁束密度を目標の値に造り分けることを特徴とする任意
の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法に
ある。
０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ≦０．０１
２％、酸可溶性Ａｔ ： ０．０１０〜０．０６０％、
Ｎ≦０、０１０％、Ｍｎ： ０．０５〜０．４５％を含
有し、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回或は中間焼鈍を介挿する２回以上の冷間圧延をし
て最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行
った後高温仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、一次再結晶完了後高温仕上焼鈍以前の段階でス
トリップを走行せしめる状態下に、鋼板の窒化量（Ｎ）
を最終製品に有せしめる磁束密度（Ｂａ値）レベルに対
応して鋼板の窒化量（Ｎ）〔鋼中窒素増分］が、１５〜
１５０ｐｐｍの範囲内でＢ、（Ｔ）’、（１／１０００
）Ｎ＋１．８２で決まる窒化量の±ｌＯ％の範囲となる
如く鋼ストリップを窒化処理し、同一素材、同一工程で
磁束密度を目標の値に造り分けることを特徴とする任意
の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法に
ある。
以下に、本発明の詳細な説明する。
発明者等は、電磁鋼スラブの加熱温度を１２００゛Ｃ以
下の低いものとする製造プロセスを前捷として、任意の
磁束密度（Ｂ１１値）を有する一方向性電磁鋼板を確実
に安定して製造し得るプロセスについて研究を重ねた。
下の低いものとする製造プロセスを前捷として、任意の
磁束密度（Ｂ１１値）を有する一方向性電磁鋼板を確実
に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、スラブ加熱段階ではインヒビター形成元素た
とえばＡｊ、 Ｎ、 Ｍｎ。
とえばＡｊ、 Ｎ、 Ｍｎ。
Ｓを鋼中へ完全には固溶させることなく、脱炭焼鈍後つ
まり一次再結晶完了後、材料を強還元雰囲気中、ストリ
ップを走行させる状態下で窒化処理することによって、
（ＡＪ、Ｓｔ） Ｎを主組成とするインヒビターを形成
させ、窒化量をコントロールすることによって目標とす
る磁束密度レベルの製品を得ることができることを見出
した。
まり一次再結晶完了後、材料を強還元雰囲気中、ストリ
ップを走行させる状態下で窒化処理することによって、
（ＡＪ、Ｓｔ） Ｎを主組成とするインヒビターを形成
させ、窒化量をコントロールすることによって目標とす
る磁束密度レベルの製品を得ることができることを見出
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 Ｔに満たない低いもの
となる。
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 Ｔに満たない低いもの
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。
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。
Ｓｔ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、Ｓｔの含有量が４．５％を超えて多
くなり過ぎると材料の冷間圧延時に、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。
品を得難く、一方、Ｓｔの含有量が４．５％を超えて多
くなり過ぎると材料の冷間圧延時に、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Ｏ，ＯＯ７％以下とする
点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭４０−１５
６４４号公報或は特公昭４７−２５２５０号公報に開示
されいてる技術においては、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（Ａｊ、５ｉ）Ｎを用いる本発明においては、ＭｎＳ
は特に必要としない。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の含有量は０． ＯＬ ２％以下、好ましくは０、
ＯＯ７％以下である。
０．０１２％以下、好ましくはＯ，ＯＯ７％以下とする
点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭４０−１５
６４４号公報或は特公昭４７−２５２５０号公報に開示
されいてる技術においては、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（Ａｊ、５ｉ）Ｎを用いる本発明においては、ＭｎＳ
は特に必要としない。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の含有量は０． ＯＬ ２％以下、好ましくは０、
ＯＯ７％以下である。
ＭはＮと結合してＩＶＮを形成するが、本発明において
は、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を窒化することに
より（ＡＩ、５ｉ）Ｎを形成せしめることを必須として
いるから、フリーのＭが一定量以上必要である。そのた
め、酸可溶性Ｍとして０．０１０〜０．０６０％添加す
る。
は、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を窒化することに
より（ＡＩ、５ｉ）Ｎを形成せしめることを必須として
いるから、フリーのＭが一定量以上必要である。そのた
め、酸可溶性Ｍとして０．０１０〜０．０６０％添加す
る。
Ｎは、０．００２０％未満でも、０．０１００％を超え
ても製品における磁束密度（Ｂ１１値）を狙い通りに造
り分けることが困難となる。
ても製品における磁束密度（Ｂ１１値）を狙い通りに造
り分けることが困難となる。
Ｍｎは、その含有量が０．０５０％未満と少な過ぎると
二次再結晶が不安定となり、一方、０．４５％を越えて
多く含有すると高い磁束密度をもつ製品を得難くなる。
二次再結晶が不安定となり、一方、０．４５％を越えて
多く含有すると高い磁束密度をもつ製品を得難くなる。
適正な含有量は、０．０７０〜０．４５％である。
なお、微量のＣｕ、 Ｃｒ、 Ｐ、 Ｂ、 Ｔｉ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。
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鋼を溶製
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。
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１２００
℃以下の低いものとして加熱エネルギの消費量を少なく
するとともに、鋼中の／ＶＮを完全には固溶させずに不
完全固溶状態とする。
明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は１２００
℃以下の低いものとして加熱エネルギの消費量を少なく
するとともに、鋼中の／ＶＮを完全には固溶させずに不
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となる。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。前記熱延
板焼鈍或は中間焼鈍は、それ自体公知の温度域で短時間
行われる。
温度では当然のことながら不完全固溶状態となる。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。前記熱延
板焼鈍或は中間焼鈍は、それ自体公知の温度域で短時間
行われる。
然る後、脱炭焼鈍を８００〜９００℃の温度域で湿潤水
素・窒素混合雰囲気下に行う。
素・窒素混合雰囲気下に行う。
処で、本発明においては、スラブ加熱温度は１２００℃
以下と低いため、二次再結晶に必要なインヒビターを冷
間圧延以前の工程で造り込むことは不可能である。従っ
て、二次再結晶に必要なインヒビターは、脱炭焼鈍（−
次回結晶）完了以降から仕上焼鈍における二次再結晶発
現以前までに造り込む必要がある。その手段として、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（Ａ７，５ｔ）Ｎを形成させる。
以下と低いため、二次再結晶に必要なインヒビターを冷
間圧延以前の工程で造り込むことは不可能である。従っ
て、二次再結晶に必要なインヒビターは、脱炭焼鈍（−
次回結晶）完了以降から仕上焼鈍における二次再結晶発
現以前までに造り込む必要がある。その手段として、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（Ａ７，５ｔ）Ｎを形成させる。
従来、鋼板の窒化は、占積率が９０％程度のタイトなス
トリップコイルに対してなされていた。
トリップコイルに対してなされていた。
このようなタイトなストリップコイルの状態では、板間
の間隙はｌ１０１Ｉ以下と狭く、通気性が非常に悪い。
の間隙はｌ１０１Ｉ以下と狭く、通気性が非常に悪い。
従って、板間の雰囲気をドライな雰囲気に置換するのに
長時間を要するのみならず、窒化源としてのＮ２が板間
に侵入、拡散するためにも長時間を必要とする。これを
改善する手段としてルーズなスリトップコイルとして鋼
の窒化処理を行うことが試みられているけれども、鋼の
窒化処理をストリップコイルの形態で行うときの問題で
ある、コイル内温度の不均一さに起因する窒化の不均一
さが存在するという問題は解決されず、十分とは言えな
い。
長時間を要するのみならず、窒化源としてのＮ２が板間
に侵入、拡散するためにも長時間を必要とする。これを
改善する手段としてルーズなスリトップコイルとして鋼
の窒化処理を行うことが試みられているけれども、鋼の
窒化処理をストリップコイルの形態で行うときの問題で
ある、コイル内温度の不均一さに起因する窒化の不均一
さが存在するという問題は解決されず、十分とは言えな
い。
かかる問題を解決するために、発明者等は先に特願昭６
３−１００１１１号にて、脱炭焼鈍後に、Ｎ Ｈｓ雰囲
気中でストリップを走行させる状態下に鋼板を窒化処理
することによって、インヒビターとして機能する微細な
（ＡＩ、５ｔ）Ｎを鋼中に形成させることを提案した。
３−１００１１１号にて、脱炭焼鈍後に、Ｎ Ｈｓ雰囲
気中でストリップを走行させる状態下に鋼板を窒化処理
することによって、インヒビターとして機能する微細な
（ＡＩ、５ｔ）Ｎを鋼中に形成させることを提案した。
発明者等は、この技術をさらに詳細に検討した結果、鋼
板（ストリップ）の窒化量により、最終製品における磁
気特性が変化するという新しい知見を得た。本発明は、
この知見に基づいて完成された。
板（ストリップ）の窒化量により、最終製品における磁
気特性が変化するという新しい知見を得た。本発明は、
この知見に基づいて完成された。
以下、本発明を実験結果に基づいてさらに詳細に説明す
る。
る。
供試材として、Ｃ： ０．０５０％＋Ｓｉ：３−３％。
Ｍｎ：０．１４％＋Ｓ：０．００７％、Ａｊ：０．０３
０％。
０％。
Ｃｒ ： ０．１２％を含み、残部が実質的にＦｅであ
ってＮの含有量が（Ａ）：０．００８０％と（Ｂ）：
０．０５０％の２通りの真空溶解材を１１５０’Ｃに加
熱し、熱間圧延を施して２．３ ｔｒｍ厚さの熱延板と
した。この熱延板に、１１２０℃×６０秒間＋９００℃
×１２０秒間の２段階焼鈍を施した後、酸洗し、次いで
冷間圧延して０．２９ｍｎ＋厚さの冷延板（最終板厚）
とした。然る後、８３０℃Ｘ１５０秒間の脱炭焼鈍を行
った後、８００℃×３０秒間の窒化処理を、Ｎ２：１５
％、Ｎｚ：２５％のドライ雰囲気中でＮ Ｈ３の添加量
を変えて行った。その後、ＭｇＯとＴｉＯ２を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、次いで１２００℃Ｘ２０ｈｒ
ｓの仕上焼鈍を行った。次いで、燐酸Ｍ、無水クロム酸
を主成分とする張力コーティング処理を行った。
ってＮの含有量が（Ａ）：０．００８０％と（Ｂ）：
０．０５０％の２通りの真空溶解材を１１５０’Ｃに加
熱し、熱間圧延を施して２．３ ｔｒｍ厚さの熱延板と
した。この熱延板に、１１２０℃×６０秒間＋９００℃
×１２０秒間の２段階焼鈍を施した後、酸洗し、次いで
冷間圧延して０．２９ｍｎ＋厚さの冷延板（最終板厚）
とした。然る後、８３０℃Ｘ１５０秒間の脱炭焼鈍を行
った後、８００℃×３０秒間の窒化処理を、Ｎ２：１５
％、Ｎｚ：２５％のドライ雰囲気中でＮ Ｈ３の添加量
を変えて行った。その後、ＭｇＯとＴｉＯ２を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、次いで１２００℃Ｘ２０ｈｒ
ｓの仕上焼鈍を行った。次いで、燐酸Ｍ、無水クロム酸
を主成分とする張力コーティング処理を行った。
仕上焼鈍後の鋼板の結晶粒度、磁束密度（Ｂｅ値）およ
び鉄損値（Ｗ＋、１５゜）を測定した。
び鉄損値（Ｗ＋、１５゜）を測定した。
その結果を、鋼板の窒化量と対応させて第１図、第２図
に示す。第１図から明らかなように、製品における結晶
粒度は窒化量が５０ｐｐｍ以下ではＡＳＴＭ ｋ（Ｘ
Ｉ）で５〜６番と小さく、窒化量が６０ｐｐｍを超える
と徐々に大きくなり、１１００ｐｐ以上では２〜３番と
なる。
に示す。第１図から明らかなように、製品における結晶
粒度は窒化量が５０ｐｐｍ以下ではＡＳＴＭ ｋ（Ｘ
Ｉ）で５〜６番と小さく、窒化量が６０ｐｐｍを超える
と徐々に大きくなり、１１００ｐｐ以上では２〜３番と
なる。
また、第２図から明らかなように、磁束密度（Ｂ、値）
は窒化量の増大とともに略々直線的に高くなり、窒化量
が１４０ｐｐｍ以上になると飽和する。これは、鋼中の
窒素量に関係なく、窒化量で整理できる。
は窒化量の増大とともに略々直線的に高くなり、窒化量
が１４０ｐｐｍ以上になると飽和する。これは、鋼中の
窒素量に関係なく、窒化量で整理できる。
このことから、窒化量１５〜１５０ｐｐｍの範囲内で、
ＢＳ（Ｔ）＃（１／１０００）−Ｎ＋１．８２（Ｎ：窒
化量） なる関係があることが分る。
化量） なる関係があることが分る。
この知見から、目標とする磁束密度（Ｂｅ値）に応じて
、上記式で決まる窒化量の±１０％の範囲で、脱炭焼鈍
後の鋼板の窒化処理を行う。
、上記式で決まる窒化量の±１０％の範囲で、脱炭焼鈍
後の鋼板の窒化処理を行う。
製品の鉄損は、高い磁束密度（Ｂ、値）域では低ぃ値を
示し、一方、低い磁束密度（Ｂ ａ値）域においても、
二次再結晶粒が小粒化していることにより、従来の製品
と遜色ない値を示している。
示し、一方、低い磁束密度（Ｂ ａ値）域においても、
二次再結晶粒が小粒化していることにより、従来の製品
と遜色ない値を示している。
次に、窒化の条件について述べる。
鋼板を窒化するための温度は、７００〜９００℃１好ま
しくは８００℃前後である。９００℃を超えると、鋼板
（ストリップ）の集合組織が変化するから二次再結晶不
良となる。
しくは８００℃前後である。９００℃を超えると、鋼板
（ストリップ）の集合組織が変化するから二次再結晶不
良となる。
窒化処理時間は、特にこだわらないがインラインで鋼板
を窒化することを考える場合、３０〜６０秒間程度が好
ましい。
を窒化することを考える場合、３０〜６０秒間程度が好
ましい。
雰囲気は、Ｎ２或はＨｚとＮ２の混合ガスにＮＨ，、ガ
スを添加したものとする。
スを添加したものとする。
雰囲気の露点は低い（ドライな）方が好ましい。
窒化処理後の鋼板に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布する。この焼鈍分離剤にＴｉＯ□等公知の添加物
を加えてもよい。
を塗布する。この焼鈍分離剤にＴｉＯ□等公知の添加物
を加えてもよい。
仕上焼鈍は、１１００℃以上の高温で行い、二次再結晶
粒を発現させ、良好な絶縁皮膜を鋼板に形成せしめる。
粒を発現させ、良好な絶縁皮膜を鋼板に形成せしめる。
（実施例）
実施例１
重量で、Ｃ： ０．０５２％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：
０．１４％、酸可溶性Ａ７ ： ０．０２８％、 Ｓ
Ｆｏ、００６％、Ｎ ： ０．００７５％、残部二Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、１１
５０℃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１１２０℃Ｘ３分間の焼鈍を
施した後、冷間圧延し０．３０ｍ＋＋＋の最終板厚とし
た。この冷延板を、露点：６０°ｃ、Ｈｚ：’７５％十
Ｎ、１５％の混合ガス雰囲気中、８５０°ｃｘ１２０秒
間の条件で脱炭焼鈍し、次いで、２０００〜ｔｓｏｏｏ
ｐｐ…（［（Ｎ Ｈ１）／ （Ｎ２ ： ７５％十Ｎ
ｚ：２５％）］＝体積比）のＮ Ｈ３を含むＮ２ニモ ガスのドライな雰囲気下で７５０°ｃ×３０秒間の条件
で窒化処理した。次いで、ＭｇＯとＴｉ０ｚを含む焼鈍
分離剤を塗布した後、１２００″ＣＸ２０ｈｒｓの仕上
焼鈍を行った。ＮＨ３の添加量と窒化量（窒化後のＮ量
−出鋼時のＮ量）と磁気特性の関係は次の如くであった
。
０．１４％、酸可溶性Ａ７ ： ０．０２８％、 Ｓ
Ｆｏ、００６％、Ｎ ： ０．００７５％、残部二Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、１１
５０℃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１１２０℃Ｘ３分間の焼鈍を
施した後、冷間圧延し０．３０ｍ＋＋＋の最終板厚とし
た。この冷延板を、露点：６０°ｃ、Ｈｚ：’７５％十
Ｎ、１５％の混合ガス雰囲気中、８５０°ｃｘ１２０秒
間の条件で脱炭焼鈍し、次いで、２０００〜ｔｓｏｏｏ
ｐｐ…（［（Ｎ Ｈ１）／ （Ｎ２ ： ７５％十Ｎ
ｚ：２５％）］＝体積比）のＮ Ｈ３を含むＮ２ニモ ガスのドライな雰囲気下で７５０°ｃ×３０秒間の条件
で窒化処理した。次いで、ＭｇＯとＴｉ０ｚを含む焼鈍
分離剤を塗布した後、１２００″ＣＸ２０ｈｒｓの仕上
焼鈍を行った。ＮＨ３の添加量と窒化量（窒化後のＮ量
−出鋼時のＮ量）と磁気特性の関係は次の如くであった
。
上表から明らかな如く、脱炭焼鈍後の材料に対する加窒
量を変化させる制御を行うことによって、最終製品の磁
気特性を制御できる。
量を変化させる制御を行うことによって、最終製品の磁
気特性を制御できる。
実施例２
重量で、Ｃ： ０．０４８％、Ｓｔ：３．５％、Ｍｎ：
０．１２％、Ａｊ：０．０３０％、ｓ：ｏ、ｏｏｓ％、
Ｎ： ０．０（１８０％、残部１ｅ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１．６ ｍｍ厚さの熱延板とした。この熱
延板に、１１２０”ＣＸ２分間＋９００℃Ｘ２分間の焼
鈍（２段階焼鈍）を施した後、冷間圧延し、厚さ０．１
７０ ｍｍの最終板厚とした。次いで、露点：５５’（
：、Ｈｚニア５％十Ｎｚ：２５％の混合ガス雰囲気中で
８３０℃×９０秒間の脱炭焼鈍を施した後、実施例１に
おけると同じ条件で窒化処理した。然る後、ＭｇＯとＴ
ｉ０ｚを含む焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈ
ｒｓの仕上焼鈍を行った。
０．１２％、Ａｊ：０．０３０％、ｓ：ｏ、ｏｏｓ％、
Ｎ： ０．０（１８０％、残部１ｅ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１．６ ｍｍ厚さの熱延板とした。この熱
延板に、１１２０”ＣＸ２分間＋９００℃Ｘ２分間の焼
鈍（２段階焼鈍）を施した後、冷間圧延し、厚さ０．１
７０ ｍｍの最終板厚とした。次いで、露点：５５’（
：、Ｈｚニア５％十Ｎｚ：２５％の混合ガス雰囲気中で
８３０℃×９０秒間の脱炭焼鈍を施した後、実施例１に
おけると同じ条件で窒化処理した。然る後、ＭｇＯとＴ
ｉ０ｚを含む焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈ
ｒｓの仕上焼鈍を行った。
ＮＨ，の添加量、窒化量および製品の磁気特性の関係は
次の如くであった。
次の如くであった。
１２００℃Ｘ２０ｈｒｓの仕上焼鈍を行った。
鋼板の窒化量および製品の磁気特性の関係は次の如くで
あった。
あった。
実施例３
重量で、Ｃ： ０．０５０％、Ｓｉ：３．０％、’Ａｎ
：０．１５％、酸可溶性Ａ７ Ｆ ０．０３２％、 Ｓ
？ ０．００７％、Ｎ：０．００８２％、残部：Ｆｅ
および不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、１１５
０℃に加熱した後熱間圧延し２．３胴厚さの熱延板とし
た。
：０．１５％、酸可溶性Ａ７ Ｆ ０．０３２％、 Ｓ
？ ０．００７％、Ｎ：０．００８２％、残部：Ｆｅ
および不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、１１５
０℃に加熱した後熱間圧延し２．３胴厚さの熱延板とし
た。
この熱延板を酸洗し、次いで０．３４ｍｍ厚さまで冷間
圧延した。次いで、露点：６０℃，Ｈｚ：１５％十ＮＺ
：２５％の混合ガス雰囲気中で８３０℃×１５０秒間の
脱炭焼鈍を施した後、ＮＨ３を含むＨ２、Ｎ２混合ガス
のドライな雰囲気下に８００’ＣＸ ３０秒間の条件で
窒化処理を施した。然る後、？ＩｇＯとＴｉＯ□を含む
焼鈍分離剤を塗布した後、実施例４ 重量で、Ｃ： ０．０６０％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：
０．１２％、酸可溶性Ａｌ ７０．０３２％、 ｓ ：
０．０１０％、Ｎ：０．００８０％、残部二Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、１１５０℃に
加熱した後熱間圧延し２．０ｍ厚さの熱延板とした。
圧延した。次いで、露点：６０℃，Ｈｚ：１５％十ＮＺ
：２５％の混合ガス雰囲気中で８３０℃×１５０秒間の
脱炭焼鈍を施した後、ＮＨ３を含むＨ２、Ｎ２混合ガス
のドライな雰囲気下に８００’ＣＸ ３０秒間の条件で
窒化処理を施した。然る後、？ＩｇＯとＴｉＯ□を含む
焼鈍分離剤を塗布した後、実施例４ 重量で、Ｃ： ０．０６０％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：
０．１２％、酸可溶性Ａｌ ７０．０３２％、 ｓ ：
０．０１０％、Ｎ：０．００８０％、残部二Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、１１５０℃に
加熱した後熱間圧延し２．０ｍ厚さの熱延板とした。
この熱延板を酸洗し、次いで１．３０ ｍｍ厚さまで冷
間圧延した。次いで１１００℃Ｘ１２０秒間＋９００℃
Ｘ１２０秒間の焼鈍（２段階焼鈍）を施した後、再び酸
洗し０．１４ｍｏ＋厚さまで冷間圧延した。
間圧延した。次いで１１００℃Ｘ１２０秒間＋９００℃
Ｘ１２０秒間の焼鈍（２段階焼鈍）を施した後、再び酸
洗し０．１４ｍｏ＋厚さまで冷間圧延した。
然る後、８３０℃×７０秒間の脱炭焼鈍を、露点；５０
℃，Ｈｚニア５％十Ｎ２：２５％の混合ガス雰囲気中で
行った後、ＮＨ，を含むＨ２３Ｎ２混合ガスのドライな
雰囲気下に７５０”ＣＸ３０秒間の窒化処理を鋼板（ス
トリップ）に施した。次いで、ＭｇＯとＴｔＯ□を含む
焼鈍分離剤を塗布した後、１２００℃Ｘ２０ｈｒｓの仕
上焼鈍を施した。
℃，Ｈｚニア５％十Ｎ２：２５％の混合ガス雰囲気中で
行った後、ＮＨ，を含むＨ２３Ｎ２混合ガスのドライな
雰囲気下に７５０”ＣＸ３０秒間の窒化処理を鋼板（ス
トリップ）に施した。次いで、ＭｇＯとＴｔＯ□を含む
焼鈍分離剤を塗布した後、１２００℃Ｘ２０ｈｒｓの仕
上焼鈍を施した。
鋼板（ストリップ）の窒化量と製品の磁束密度の関係を
次に示す。
次に示す。
ば、鋼板の一次再結晶後に種々のグレードの製品に造り
分けることができるから、生産構造を簡潔化でき製造コ
ストを大幅に低減できる効果をも奏する。
分けることができるから、生産構造を簡潔化でき製造コ
ストを大幅に低減できる効果をも奏する。
第１図は鋼板（ストリップ）の窒化量と製品の結晶粒度
の関係を示す図、第２図は鋼板（スｌ−ＩＪツブ）の窒
化量と製品の磁気特性の関係を示す図である。 １００ １．９３ （発明の効果）
の関係を示す図、第２図は鋼板（スｌ−ＩＪツブ）の窒
化量と製品の磁気特性の関係を示す図である。 １００ １．９３ （発明の効果）
Claims (1)
- （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：
０．０５〜０．４５％を含有し、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回或は中間焼鈍を介挿す
る２回以上の冷間圧延をして最終板厚とし、次いで脱炭
焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行った後、高温仕上焼鈍する一
方向性電磁鋼板の製造方法において、一次再結晶完了後
高温仕上焼鈍以前の段階でストリップを走行せしめる状
態下に、鋼板の窒化量（Ｎ）を最終製品に有せしめる磁
束密度（Ｂ＿■値）レベルに対応して鋼板の窒化量（Ｎ
）［鋼中窒素増分］が、１５〜１５０ｐｐｍの範囲内で
Ｂ＿■（Ｔ）≒（１／１０００）・Ｎ＋１．８２で決ま
る窒化量の±１０％の範囲となる如く鋼ストリップを窒
化処理し、同一素材、同一工程で磁束密度を目標の値に
造り分けることを特徴とする任意の磁束密度をもつ低鉄
損一方向性電磁鋼板の製造方法。（２）電磁鋼スラブを
熱間圧延後、熱延板焼鈍する請求項１記載の任意の磁束
密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6908189A JPH02247331A (ja) | 1989-03-20 | 1989-03-20 | 任意の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6908189A JPH02247331A (ja) | 1989-03-20 | 1989-03-20 | 任意の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02247331A true JPH02247331A (ja) | 1990-10-03 |
Family
ID=13392282
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6908189A Pending JPH02247331A (ja) | 1989-03-20 | 1989-03-20 | 任意の磁束密度をもつ低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02247331A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05295438A (ja) * | 1992-04-16 | 1993-11-09 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-20 JP JP6908189A patent/JPH02247331A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05295438A (ja) * | 1992-04-16 | 1993-11-09 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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