JPH0417618A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔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。

〔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
電気機器の鉄芯材料として用いられ、磁気特性として励
磁特性と鉄損特性が良好でなければならないことの他、
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｛１１０１面、圧延方向に＜ＯＯＸ＞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、周知のように、仕上焼鈍過程で
生しるが、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ＡＺＮ、Ｉ’ｌｎＳ、　Ｍ
ｎＳｅ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ＡＩ、　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。前記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、Ａ７　
Ｎ　、　ＭｎＳ、　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、溶融スケールの発生が多
量なものとなり、加熱炉補修の頻度を高め、メインテナ
ンスコストを高くするのみならず設備稼動率を低下せし
めさらに、燃料原単位を高くする等の問題がある。

このような問題を解決すべく、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、特開昭５２−２４１１６号公報には、ＡＩの他
に、Ｚｒ、　Ｔｉ、　Ｂ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｖ、　Ｃ
ｒ、　Ｍｏ等の窒化物形成元素を鋼中に含有させること
により、電磁鋼スラブの加熱温度を１１００〜１２６０
℃とする製造方法が提案されている。

また、特開昭５９−１９０３２４号公報には、Ｃ含有量
を０．０１％以下の低いものとし、Ｓ、Ｓｅ、さらにＡ
ＩとＢを選択的に含有させた電磁鋼スラブを素材とし、
冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時に鋼板表面を短時間繰返
し高温加熱する、所謂パルス焼鈍を行うことにより、電
磁鋼スラブの加熱温度を１３００℃以下とすることが提
案されている。

さらに、特公昭６１−６０８９６号公報には、Ｍｎ含有
量を０．０８〜０．４５％、Ｓ含有量を０．００７％以
下として（Ｍｎ）　　（Ｓ）積を低くし、さらに八！、
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℃未満とする製造プロセス
が提案されている。

これは−次頁結晶粒の成長を抑制する、所謂インヒビタ
ーを脱炭焼鈍以降において造り込むことを特徴としたも
のであるが、この技術思想に基づいて例えば、特願昭６
３−１００１１１号には一次再結晶完了後、高温仕上げ
焼鈍以前の段階でストリップを走行せしめる状態下で窒
化する方法が提案された。また特願平１−８２３９３号
には一次再結晶粒の粒径と製品の磁束密度に極めて強い
相関があり、−成典結晶粒径によって窒化条件を変える
必要があることを述べている。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、電磁鋼スラブの加熱温度を１２００℃以下の
低いものとして高温スラブ加熱に起因するメインテナン
スコストの上昇、設備稼働率の低下、さらには生産性の
低下を抑え、高生産性下に優れた磁気特性を有する一方
向性電磁鋼板を安定して生産し得る製造方法を提供する
ことを目的とするものである。

〔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％で、Ｃ：０．０２
５〜０．０７５％、Ｓｉ　：　２．５〜４．５％、Ｓ≦
０．０１５％、酸可溶性Ａｌ　：　０．０１０〜０．０
５０％、Ｎ≦０．０１０％、Ｍｎ：　０．０５〜０．４
５％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１２００℃以下の温度に加熱した後、熱間
圧延し、回または中間焼鈍を介挿する二面以上の冷間圧
延を施して最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍、窒化処理を
行うが脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径がｄｇｍの
場合の鋼板の（Ｎ）量（ｐｐｍ）を１６ｄ９０＞Ｎ＞　
　６０ｄ−１４００（下限値：　１００ｐｐｍ）の関係
が満たされる条件下に窒化量を制御した後焼鈍分離剤を
塗布し、高温仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする特許 の製造方法にある。

以下に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（Ｂｏｏ値）が１．　８　０　Ｔｅｓｌａと
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。

Ｓｉは、その含有量が２．５％未満になると、製品厚み
０．３０　ｍｍで、Ｗ＋７１５０で１．０５　Ｗ／ｋｇ
以下の最高等級の鉄損特性を有する製品を得ることがで
きない、この観点からＳｉ含有量の下限は、望ましくは
３．２％である。一方、Ｓｉの含有量が４．５％を超え
て多くなり過ぎると、冷間圧延時に材料の割れ、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は
０．０１５％以下、好ましくは０．００７０％以下とす
る点にある。

Ｓは周知の如＜　ＭｎＳを形成し粒成長を抑制する作用
をする。本発明においては二次再結晶粒を発現させるに
必要なインヒビターは脱炭焼鈍以降で造り込むことを特
徴としており、冷間圧延以前で微細な析出物が分散する
ことは一次再結晶粒径を調整して高磁束密度を得る本発
明においては好ましくない。従ってＳは０．０１５％以
下としている。

またＳ量を少なくすることば熱延時の耳割れの低減にも
効果が大きい。

ＡｌはＡＩＮ又は（ＡＩ、　５ｉ）Ｎを形成して二次再
結晶に必要な析出物を形成するために必要であり、その
量は０．０１０％以上、０．０５０％以下とする。０．
０１０％未満では高磁束密度の鋼板が得られず、一方０
．０５０％を超えると二次再結晶粒の発達が不安定とな
る。

Ｎの含有量は０．０１０％を超えると、ブリスターと呼
ばれる鋼板表面の脹れが発生する。

Ｍｎはその含有量が０．０５％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％を超えて多く含
有すると高い磁束密度をもつ製品が得難くなる。

なお、微量のＣｕ、　Ｓｎ、　Ｃｒ＋　　Ｐ、　　Ｂ、
　Ｔｉを鋼中に単独または複合で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、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、必要に応し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消費量を
少なくするとともに、鋼中のＡＩＮ、ＭｎＳは完全には
固溶させず不完全固溶状態とする。

加熱後、電磁鋼スラブは熱間圧延され、そのまま或は必
要に応して焼鈍された後、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。熱
延板を９００℃以上、１２００℃以下の温度で少なくと
も３０秒以上焼鈍すると焼鈍しない場合に比べ磁気特性
は向上する。

ところで、本発明においては、を磁鋼スラブは１２００
℃以下の低い温度に加熱される。従って、鋼中のＡＩ、
　Ｍｎ、　Ｓ等を不完全固溶状態としており、このまま
では、鋼板中に二次再結晶を発現させるための充分なＡ
ｌ　Ｎ、　（ＡＩ、５ｉ）Ｎ等のインヒビターが存在し
ない。故に、二次再結晶発現以前に、鋼中にＮを侵入さ
せ、インヒビターとして機能する（ＡＩ、５ｉ）Ｎを形
成する必要がある。特公昭６２４５２８５号公報記載の
方法では、鋼板の窒化は占積率が９０％程度のタイトな
ストリップコイルの形態でなされている。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１０
−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。また、コイル内温度の不
均一さに起因する窒化の不均一さ、窒化量の制御も問題
となった。かかる問題を解決するために特願平１−９１
９５６号では、脱炭焼鈍後半にＮｌｈ雰囲気中でストリ
ップを走行させる状態下で鋼板の窒化処理を行うことに
よって、インヒビターとして機能する微細な（ＡＩ、５
ｉ）Ｎを鋼中に形成させる方法が提案された。

インラインで鋼板（ストリップ）を窒化することを考え
る場合、短時間（３０秒間〜１分間）に鋼板を窒化処理
できることが不可欠である。

脱炭焼鈍を行う前に鋼板を窒化すれば、窒素を容易に鋼
中に侵入させることができるけれども、それが脱炭焼鈍
中に生成する一次再結晶粒の成長を阻害し、ひいては製
品の磁束密度に直接的に関係する二次再結晶粒の方向性
或いは成長を阻害する結果となる。

一次再結晶粒径を一定の大きさに調整した後、例えば脱
炭焼鈍の後半で窒化処理を行えば理想的な窒化が可能と
なる。

本発明者等はこの技術を詳細に検討した結果、鋼板の一
次再結晶粒径と窒化量に一定の関係が成り立つ条件下で
磁気特性の特に優れた成品が得られることを見出した。

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。

供試材として、Ｃ：　０．０５４％、Ｓｉ　：　３．３
％、Ｍｎ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ　：　０．０２８
％、Ｃｒ：０．１２％、Ｎ　：　０．００７５％を含み
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｓ含有量を
０．０３〜０．１５％の範囲に変化させた真空溶解材を
１１５０℃に加熱し、熱間圧延を施して２．０ｍｍの厚
さの熱延板を準備した。

この熱延板に、１１２０℃Ｘ６０秒＋９００℃Ｘ１２０
秒の焼鈍を施した後、１００℃の熱湯で急冷却し、酸洗
し、次いで冷間圧延して０．２３ｍｍ厚さの冷延板とし
た。然る後、８００〜８７０℃の温度で１２０秒間の脱
炭焼鈍を温水素、窒素雰囲気中で行なった。この後７５
０℃×３０秒の窒化処理をＮ２　ニア５％、Ｎ、：２５
％のドライ雰囲気中でＮＨ３の添加量を変えて行なった
。その後ＭｇＯとＴｉ０ｚを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、次いで１２００℃Ｘ２０時間の仕上げ焼鈍を行
なった。第１図にその結果を、−成典結晶粒径と窒化後
（Ｎ）量と磁気特性の関係で示す。

なお、結晶粒径の調整は素材のＳ含有量と脱炭焼鈍温度
の組合せで行ない、一方［Ｎ）量はＮＨ３の添加量で調
整した。図において、○印は鉄損特性がＷ、、、、。で
０．９５榊／ｋｇ以上であり、・印は０、９４　ｗ／ｋ
ｇ以下の特性を示す。またΔ印は二次再結晶粒の発達が
悪く、磁気特性が非常に劣るものである。磁気特性の優
れた成品の得られる領域は鋼板の（Ｎ）量（ｐｐｍ）を
Ｎ、−次頁結晶の平均粒径をｄ四とすると、１６　ｄ−
９’Ｏ＞Ｎ＞６０　ｄ１４００の関係が成立つ範囲にあ
り、かつＮの下限は１００　ｐｐｍである。上限は好ま
しくは２５０ｐｐｍ以下がよい。これを超えると被膜形
成に悪影響を与える傾向がある。この関係は成品板厚が
変っても通用可能である。

次に窒化条件について述べる。

鋼板を窒化するための温度は、７００〜９００゛Ｃ１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。

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。

雰囲気は、Ｎ２或はＮ２とＮ２の混合ガスにＮＨ３ガス
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Ｔｉｅ、等公知の添加物
を加えてもよい。

仕上げ焼鈍は、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
。

［実施例〕 実施例１ 重量で、ｃ　：　ｏ、ｏｓｏ％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ
　：　０．１２％、Ａｌ　：　０．０２８％、Ｓ　：　
０．００９％、Ｃｒ　：　０．１２％、Ｎ　：　０．０
０７５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる電Ｍ
ｉ鋼スラブを、１２００℃に加熱して熱間圧延し、２．
３ｍｍ厚さの熱延板とした。

この熱延板を１１２０℃Ｘ　２．５分＋９００℃Ｘ２分
焼鈍後、１００℃の渦中にて冷却した。次いで、酸洗し
、冷間圧延し、０．３０ｍｎ＋の最終板厚とした。

次いで脱炭焼鈍を８００″Ｃ１８３０℃１８５０℃１の
温度で１２０秒間行なった。雰囲気ガスはＮ２２５％、
Ｎ２７５％の混合ガスを用い、露点は５０℃とした。

脱炭焼鈍後の平均結晶粒径はそれぞれ１５ｐ、２１茸、
２６ｔｒｍであった。次いでＮ２２５％、Ｎ２７５％の
ドライ雰囲気ガス中にＮＨ，を添加し、７５０℃Ｘ３０
秒の窒化処理を施した。窒化後の（Ｎ）量はほぼ、１５
０ｐｐｍ　、２２０ｐｐｍ　、３１０ｐｐｍであった。

この後ＭｇＯとＴｉＯ２を混合した焼鈍分離剤を塗布し
１２００℃×２０時間の焼鈍を行なった。磁気特性を第
１表に示す。

各結晶粒径に対して本発明の条件を満すＮ量の範囲にお
いて磁気特性の優れたものが得られた。

〈実施例２〉 重量で、Ｃ：　０．０４５％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ　
：　０．１０％、ＡＩ　：　０．０３０％、ｓ　：　ｏ
、ｏｏｓ％、Ｎ　：　０．００７０％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなるｔ磁鋼スラブを、１１５０℃に
加熱した後熱間圧延し、２．３ｎ＋ｍ厚さの熱延板とし
た。この熱延板を酸洗し、冷間圧延し、０．３５ｍｍの
最終板厚とした。次いで脱炭焼鈍を８２０℃と８５０℃
の温度で１６０秒間行なった。

雰囲気ガスはＮ２２５％、Ｎ２７５％の混合ガスを用い
、露点は６０℃とした。脱炭焼鈍板の平均結晶粒径は１
９ｕＴｎと２５−であった。この後Ｎ２２５％、Ｎ２７
５％のドライ雰囲気ガス中にＮＨ，を添加し、７５０℃
Ｘ３０秒の窒化処理をし、窒化後の（Ｎ）量はほぼ、１
５０ｐｐｍと２５０　ｐｐｍにした。この後ＭｇＯとＴ
ｉＯ□を混合した焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃×２
０時間の焼鈍を行なった。

磁気特性を第２表に示す。

本発明の条件範囲内にあるものが磁気特性が優れている
。

（発明の効果） 本発明によれば磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板が得
られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は一次再結晶粒径と窒化後のＮ量と磁気特性の関
係を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２
   ．５〜４．５％、Ｓ≦０．０１５％、酸可溶性Ａｌ：０
   ．０１０〜０．０５０％、Ｎ≦０．０１０％、Ｍｎ：０
   ．０５〜０．４５％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１２００℃以下の温度に加
   熱した後熱間圧延し、一回或いは中間焼鈍を介挿する二
   回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼
   鈍、焼鈍分離剤塗布を行った後、高温仕上げ焼鈍を施す
   一方向性電磁鋼板の製造方法において、一次再結晶完了
   後高温仕上げ焼鈍以前の段階でストリップを走行せしめ
   る状態下で平均結晶粒径ｄ（μｍ）における鋼板の窒素
   量〔Ｎ〕（ｐｐｍ）を１６ｄ−９０＞Ｎ＞６０ｄ−１４
   ００（下限値：１００ｐｐｍ）の範囲になるように窒化
   量を制御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。
2. （２）熱延板を９００℃以上１２００℃以下で焼鈍する
   ことを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れた一方
   向性電磁鋼板の製造方法。