JPH04160114A - 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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- JPH04160114A JPH04160114A JP28328090A JP28328090A JPH04160114A JP H04160114 A JPH04160114 A JP H04160114A JP 28328090 A JP28328090 A JP 28328090A JP 28328090 A JP28328090 A JP 28328090A JP H04160114 A JPH04160114 A JP H04160114A
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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、主として変圧器の鉄芯として使用される一方
向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に製品の磁気特性を
著しく向上させることができる製造方法に関するもので
ある。
向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に製品の磁気特性を
著しく向上させることができる製造方法に関するもので
ある。
一方向性型ｆ７１１ｍ板は、その用途上、磁化特性およ
び鉄損特性が優れていることが要求される。これまで、
一方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させる技術的手段が
多数開発されてきた。しかしながら、省エネルギー化は
時代の要請であり、さらに一方向性電磁鋼板の磁気特性
を向上させることが強く要求されている。
び鉄損特性が優れていることが要求される。これまで、
一方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させる技術的手段が
多数開発されてきた。しかしながら、省エネルギー化は
時代の要請であり、さらに一方向性電磁鋼板の磁気特性
を向上させることが強く要求されている。
本発明は、磁化特性および鉄損特性が著しく優れている
一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とす
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す
る。
本発明の特徴とする処は、
（１）重量で、Ｃ： ０．０４〜０．１５０％、Ｓｉ：
２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓお
よびＳｅの何れか１種または２種を０．０１０〜０．０
６０％、酸可溶性Ａｌ ： ０．０１５〜０．０５０％
、Ｎ ： ０．００２０〜０．０１２０％を含有し、残
部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷延板を脱炭焼
鈍して一次再結晶組織とし、次いで二次再結晶焼鈍を行
なう一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍に
おける鋼板加熱温度７００℃までを３０℃／Ｓ以上の平
均昇温速度で加熱し、７００℃から８００〜１０００℃
デ甲の温度域までをα単相の状態で加熱すること、およ
び （２）重量で、Ｃ： ０．０４〜０．１５０％、Ｓｉ：
２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓお
よびＳｅの何れか１種または２種を０．０１０〜０．０
６０％、酸可溶性ＡＩ！ ： ０．０１５〜０．０５０
％、Ｎ： ０．００２０〜０．０１２０％を含有しさら
に、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｓｂのうちから選ばれる１種または２
種以上を合計量で０．００５〜０．３０％含み、残部：
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷延板を脱炭焼鈍し
て一次再結晶組織とし、次いで二次再結晶焼鈍を行なう
一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍におけ
る鋼板加熱温度７００℃までを３０℃／Ｓ以上の平均昇
温速度で加熱し、７００℃から８００〜１０００″Ｃま
での温度域までをα単相の状態で加熱すること にある。
２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓお
よびＳｅの何れか１種または２種を０．０１０〜０．０
６０％、酸可溶性Ａｌ ： ０．０１５〜０．０５０％
、Ｎ ： ０．００２０〜０．０１２０％を含有し、残
部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷延板を脱炭焼
鈍して一次再結晶組織とし、次いで二次再結晶焼鈍を行
なう一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍に
おける鋼板加熱温度７００℃までを３０℃／Ｓ以上の平
均昇温速度で加熱し、７００℃から８００〜１０００℃
デ甲の温度域までをα単相の状態で加熱すること、およ
び （２）重量で、Ｃ： ０．０４〜０．１５０％、Ｓｉ：
２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓお
よびＳｅの何れか１種または２種を０．０１０〜０．０
６０％、酸可溶性ＡＩ！ ： ０．０１５〜０．０５０
％、Ｎ： ０．００２０〜０．０１２０％を含有しさら
に、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｓｂのうちから選ばれる１種または２
種以上を合計量で０．００５〜０．３０％含み、残部：
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷延板を脱炭焼鈍し
て一次再結晶組織とし、次いで二次再結晶焼鈍を行なう
一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍におけ
る鋼板加熱温度７００℃までを３０℃／Ｓ以上の平均昇
温速度で加熱し、７００℃から８００〜１０００″Ｃま
での温度域までをα単相の状態で加熱すること にある。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明者等は、ＭｎＳおよびＭｎＳｅの何れか一方また
は双方とＡｌＮを主インヒビターとして機能させる通常
の一方向性電磁鋼板の製造プロセスについて、脱炭焼鈍
工程における材料の加熱条件に着目して製品の磁気特性
向上のための技術的手段を種々検討した結果、７００℃
までを３０℃／ｓ以上の平均昇温速度で材料を加熱しさ
らに、７００℃から８００〜１０００℃の温度域までを
α単相の状態で加熱すると、磁気特性が著しく優れた製
品を得ることができることを見出した。
は双方とＡｌＮを主インヒビターとして機能させる通常
の一方向性電磁鋼板の製造プロセスについて、脱炭焼鈍
工程における材料の加熱条件に着目して製品の磁気特性
向上のための技術的手段を種々検討した結果、７００℃
までを３０℃／ｓ以上の平均昇温速度で材料を加熱しさ
らに、７００℃から８００〜１０００℃の温度域までを
α単相の状態で加熱すると、磁気特性が著しく優れた製
品を得ることができることを見出した。
以下に、実験結果に基づいて本発明をさらに詳細に説明
する。
する。
実験■
重量で、Ｃ： ０．０７％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：
０．０７５％、Ｓ ：０．０２５％、酸可溶性Ａ ｆ
：０．０３０％、Ｎ：０．００８０％を含有し、残部二
Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、高温加熱
した後熱間圧延して２．３閣厚さの熱延板とした。この
熱延板を１１２０℃で２分間焼鈍した後直ちに３０℃／
ｓの冷却速度で常温まで冷却し、次いで、０．３０■厚
さまで冷間圧延した。続く脱炭焼鈍工程において、７０
０℃までの材料の平均昇温速度および７００℃から１１
００℃までの焼鈍条件を種々変更して実験した。
０．０７５％、Ｓ ：０．０２５％、酸可溶性Ａ ｆ
：０．０３０％、Ｎ：０．００８０％を含有し、残部二
Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、高温加熱
した後熱間圧延して２．３閣厚さの熱延板とした。この
熱延板を１１２０℃で２分間焼鈍した後直ちに３０℃／
ｓの冷却速度で常温まで冷却し、次いで、０．３０■厚
さまで冷間圧延した。続く脱炭焼鈍工程において、７０
０℃までの材料の平均昇温速度および７００℃から１１
００℃までの焼鈍条件を種々変更して実験した。
７００℃から１１００℃までの焼鈍条件については、到
達温度、昇温速度、焼鈍雰囲気、焼鈍前の材料へのアル
カリ塩の塗布等の要因を種々変更して実験した。また、
各実験条件に関し、本試料とは別の試料について材料の
加熱途中および加熱終了後直ちに塩水水冷したものと、
加熱途中および加熱終了後直ちにＡｒガス雰囲気中５り
／Ｓの冷却速度で常温まで徐冷したものについて、試料
の硬度（Ｈｖ）を測定し、両者の硬度差を検出し硬度差
の最大値に注目して解析した。
達温度、昇温速度、焼鈍雰囲気、焼鈍前の材料へのアル
カリ塩の塗布等の要因を種々変更して実験した。また、
各実験条件に関し、本試料とは別の試料について材料の
加熱途中および加熱終了後直ちに塩水水冷したものと、
加熱途中および加熱終了後直ちにＡｒガス雰囲気中５り
／Ｓの冷却速度で常温まで徐冷したものについて、試料
の硬度（Ｈｖ）を測定し、両者の硬度差を検出し硬度差
の最大値に注目して解析した。
本試料については、加熱終了後Ｈ２ガスを含む湿潤雰囲
気中に２分間保定する焼鈍を施した。焼鈍後、材料に焼
鈍分離剤を塗布し、Ｈ，ニア５％＋Ｎ２：２５％の雰囲
気中で、１５℃／ｈｒの昇温速度で１２００℃まで加熱
した後雰囲気をＨ２に切り換え、１２００℃の温度に２
０時間保定した。
気中に２分間保定する焼鈍を施した。焼鈍後、材料に焼
鈍分離剤を塗布し、Ｈ，ニア５％＋Ｎ２：２５％の雰囲
気中で、１５℃／ｈｒの昇温速度で１２００℃まで加熱
した後雰囲気をＨ２に切り換え、１２００℃の温度に２
０時間保定した。
こうして得られた製品の磁気特性を測定した。
第１図に、脱炭焼鈍における材料の加熱条件と製品の磁
気特性の関係を示す。
気特性の関係を示す。
第１図から明らかなように、７００℃までの平均昇温速
度が３０℃／Ｓ以上、到達板温が８００〜１０００℃か
つ加熱途中および加熱終了後直ちに塩水水冷したものと
、加熱途中および加熱終了後直ちにＡｒガス雰囲気中５
り／Ｓの冷却速度で常温まで徐冷したものの硬度（Ｈ，
）差の最大値が１未満の場合に、著しく磁気特性が優れ
た製品が得られる。
度が３０℃／Ｓ以上、到達板温が８００〜１０００℃か
つ加熱途中および加熱終了後直ちに塩水水冷したものと
、加熱途中および加熱終了後直ちにＡｒガス雰囲気中５
り／Ｓの冷却速度で常温まで徐冷したものの硬度（Ｈ，
）差の最大値が１未満の場合に、著しく磁気特性が優れ
た製品が得られる。
本発明者等は、硬度（Ｈ，）差の最大値が１未満の場合
、脱炭焼鈍工程の加熱過程でα→γ変態が起こらなかっ
たと解釈した。即ち、本発明における「α単相」とは、
硬度（Ｈ，）差の最大値が１未満の場合である、と定義
する。
、脱炭焼鈍工程の加熱過程でα→γ変態が起こらなかっ
たと解釈した。即ち、本発明における「α単相」とは、
硬度（Ｈ，）差の最大値が１未満の場合である、と定義
する。
７００℃から８００〜１０００℃の温度域までをα単相
とするには、たとえば、その材料のＣ量に応じて雰囲気
の露点或は材料の昇温速度を制御する操業を行なう。
とするには、たとえば、その材料のＣ量に応じて雰囲気
の露点或は材料の昇温速度を制御する操業を行なう。
本発明者等は、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｓｂの１種または２種以上
を合計量で０．００５〜０．３０％含有する材料（鋼板
）についても、実験Ｉと同様の実験を行ない、同様の結
果を得た。
を合計量で０．００５〜０．３０％含有する材料（鋼板
）についても、実験Ｉと同様の実験を行ない、同様の結
果を得た。
一方向性電磁鋼板は、二次再結晶によって圧延面に（１
１０）面を有し、圧延方向に（００１）軸を揃えた所謂
Ｇｏｓｓ方位組織とすることにより製造される。その際
、−次再結晶の集合組織、−成典結晶粒径およびインヒ
ビターが、重要な役割を果たす。
１０）面を有し、圧延方向に（００１）軸を揃えた所謂
Ｇｏｓｓ方位組織とすることにより製造される。その際
、−次再結晶の集合組織、−成典結晶粒径およびインヒ
ビターが、重要な役割を果たす。
即ち、一方向性電磁鋼板の一次再結晶組織としては、小
数のＧｏｓｓ方位粒（Ｇｏｓｓ核）とＧｏｓｓ核に食わ
れ易い方位のマトリックスが存在していることか重要で
ある。
数のＧｏｓｓ方位粒（Ｇｏｓｓ核）とＧｏｓｓ核に食わ
れ易い方位のマトリックスが存在していることか重要で
ある。
また、大径粒は成長し易く、小径粒はＧｏｓｓ核に食わ
れ易い、従って、Ｇｏｓｓ核とマトリックス粒の粒径関
係およびマトリックス粒径が、重要である。
れ易い、従って、Ｇｏｓｓ核とマトリックス粒の粒径関
係およびマトリックス粒径が、重要である。
二次再結晶焼鈍においては、インヒビターがマトリック
スの粒成長を抑えるなかで、Ｇｏｓｓ核が優先的に粒成
長して全体がＧｏｓｓ方位組織になることが期待される
。
スの粒成長を抑えるなかで、Ｇｏｓｓ核が優先的に粒成
長して全体がＧｏｓｓ方位組織になることが期待される
。
二次再結晶焼鈍において、インヒビターが強過ぎると、
Ｇａ５５核の粒成長までも阻止される。逆にインヒビタ
ーか弱過ぎると、Ｇｏｓｓ核が十分粒成長する前にマト
リックスが粒成長して、Ｇｏｓｓ核に食われ難くなる。
Ｇａ５５核の粒成長までも阻止される。逆にインヒビタ
ーか弱過ぎると、Ｇｏｓｓ核が十分粒成長する前にマト
リックスが粒成長して、Ｇｏｓｓ核に食われ難くなる。
−次再結晶の集合組織、−次再結晶の粒径およびインヒ
ビター強度が理想的にマツチした場合に、集積度の高い
Ｇｏｓｓ方位組織、即ち高磁束密度の製品を得ることが
できる。しかし、これらの理想条件の定量的把握は、未
だなされていない。
ビター強度が理想的にマツチした場合に、集積度の高い
Ｇｏｓｓ方位組織、即ち高磁束密度の製品を得ることが
できる。しかし、これらの理想条件の定量的把握は、未
だなされていない。
含Ａｌ珪素鋼冷延板の脱炭焼純において、７００℃まで
を３０℃／Ｓ以上の昇温速度で材料を加熱し、７００℃
から８００〜１０００℃の温度域までをα単相の状態で
材料を加熱する場合に著しく磁気特性が優れた製品が得
られる理由は、次のように推測される。
を３０℃／Ｓ以上の昇温速度で材料を加熱し、７００℃
から８００〜１０００℃の温度域までをα単相の状態で
材料を加熱する場合に著しく磁気特性が優れた製品が得
られる理由は、次のように推測される。
７００℃までの材料の昇温速度が高い場合は、−次再結
晶の核発生が多く、−次再結晶の平均粒径が小さくまた
、Ｇｏｓｓ核の発生も多くなる。これは、Ｇｏｓｓ方位
集積度の高い二次再結晶組織を得るため。
晶の核発生が多く、−次再結晶の平均粒径が小さくまた
、Ｇｏｓｓ核の発生も多くなる。これは、Ｇｏｓｓ方位
集積度の高い二次再結晶組織を得るため。
に、有利な条件であると考えられる。
７００℃以上の温度域でα→γ変態が起こると、７００
℃までの急速加熱によって得られた好ましい方位関係が
変態により壊され、Ｇｏｓｓ方位集積度の高い二次再結
晶組織が得られなくなる。到達板温が８００℃未満では
、均質な一次再結晶組織が得られ難く、到達板温が１０
００℃を趙えると、−次再結晶の平均粒径が大きくなり
過ぎ、何れの場合もＧｏｓｓ方位集積度の高い二次再結
晶組織が得られ難くなるものと推測される。
℃までの急速加熱によって得られた好ましい方位関係が
変態により壊され、Ｇｏｓｓ方位集積度の高い二次再結
晶組織が得られなくなる。到達板温が８００℃未満では
、均質な一次再結晶組織が得られ難く、到達板温が１０
００℃を趙えると、−次再結晶の平均粒径が大きくなり
過ぎ、何れの場合もＧｏｓｓ方位集積度の高い二次再結
晶組織が得られ難くなるものと推測される。
次に、成分その他の条件の限定理由について述べる。
Ｃが０．０４％未満、０．１５０％超では、二次再結晶
が安定しない。
が安定しない。
Ｓｉが２．５％未満では良好な（低い）鉄損特性が得ら
れず、５．０％超では加工性が劣化する。
れず、５．０％超では加工性が劣化する。
Ｍｎが０．０３％未満では加工性が劣り、０．２０％超
では二次再結晶が安定しない。
では二次再結晶が安定しない。
ＳおよびＳｅの何れか１種または２種が０．０１０％未
満、０．０６０％超では、二次再結晶が安定しない。
満、０．０６０％超では、二次再結晶が安定しない。
酸可溶性Ａｌが０．０１５％未満、０．０５０％超では
、二次再結晶が安定しない。
、二次再結晶が安定しない。
Ｎが０．００２０％未満では二次再結晶が安定せず、０
．０１２０％超ではブリスター疵が発生する。
．０１２０％超ではブリスター疵が発生する。
Ｓｎ、Ｃｕ、Ｓｂのうちから選ばれる１種または２種以
上の合計量が０．００５％未満では、添加による磁気特
性の向上が認められず、０．３０％超では二次再結晶が
安定しない。
上の合計量が０．００５％未満では、添加による磁気特
性の向上が認められず、０．３０％超では二次再結晶が
安定しない。
第１表に示す成分のスラブを、材料の成分以外は実験Ｉ
と同様な条件で処理した。
と同様な条件で処理した。
処理条件と製品の磁気特性を、第１表に示す。
第１表から明らかなように、本発明例の場合に著しく良
好な磁気特性をもつ製品が得られた。。
好な磁気特性をもつ製品が得られた。。
以下余白
〔発明の効果〕
本発明は、以上述べたように構成したから、磁気特性の
著しく優れた一方向性電磁鋼板の安定製造が可能になっ
た。
著しく優れた一方向性電磁鋼板の安定製造が可能になっ
た。
第１図は、脱炭焼鈍における、７００℃までの材料の平
均昇温速度、加熱途中および加熱終了後の塩水水冷した
ものと徐冷したものの硬度（Ｈｖ）差の最大値および到
達板温と、製品の磁気特性の関係を示す図である。
均昇温速度、加熱途中および加熱終了後の塩水水冷した
ものと徐冷したものの硬度（Ｈｖ）差の最大値および到
達板温と、製品の磁気特性の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量で、Ｃ：０．０４〜０．１５０％、Ｓｉ：２．
５〜５．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓおよび
Ｓｅの何れか１種または２種を０．０１０〜０．０６０
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｎ：０
．００２０〜０．０１２０％を含有し、残部：Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる冷延板を脱炭焼鈍して一次再
結晶組織とし、次いで二次再結晶焼鈍を行なう一方向性
電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍における鋼板加
熱温度７００℃までを３０℃／ｓ以上の平均昇温速度で
加熱し、７００℃から８００〜１０００℃の温度域まで
をα単相の状態で加熱することを特徴とする磁気特性を
優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、重量で、Ｃ：０．０４〜０．１５０％、Ｓｉ：２．
５〜５．０％、Ｍｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓおよび
Ｓｅの何れか１種または２種を０．０１０〜０．０６０
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｎ：０
．００２０〜０．０１２０％を含有しさらに、Ｓｎ、Ｃ
ｕ、Ｓｂのうちから選ばれる１種または２種以上を合計
量で０．００５〜０．３０％含み、残部：Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる冷延板を脱炭焼鈍して一次再結晶
組織とし、次いで二次再結晶焼鈍を行なう一方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍における鋼板加熱温
度７００℃までを３０℃／ｓ以上の平均昇温速度で加熱
し、７００℃から８００〜１０００℃の温度域までをα
単相の状態で加熱することを特徴とする磁気特性を優れ
た一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28328090A JPH04160114A (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP28328090A JPH04160114A (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 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 |
|---|---|
| JPH04160114A true JPH04160114A (ja) | 1992-06-03 |
Family
ID=17663408
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28328090A Pending JPH04160114A (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 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) | JPH04160114A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024053628A1 (ja) | 2022-09-06 | 2024-03-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| WO2024053627A1 (ja) | 2022-09-06 | 2024-03-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| WO2025005025A1 (ja) | 2023-06-29 | 2025-01-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| WO2025005024A1 (ja) | 2023-06-29 | 2025-01-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
-
1990
- 1990-10-23 JP JP28328090A patent/JPH04160114A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024053628A1 (ja) | 2022-09-06 | 2024-03-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| WO2024053627A1 (ja) | 2022-09-06 | 2024-03-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| WO2025005025A1 (ja) | 2023-06-29 | 2025-01-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| WO2025005024A1 (ja) | 2023-06-29 | 2025-01-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および誘導加熱装置 |
| KR20260021756A (ko) | 2023-06-29 | 2026-02-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전자 강판의 제조 방법 및 유도 가열 장치 |
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