JPH0718335A - 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0718335A JPH0718335A JP5167656A JP16765693A JPH0718335A JP H0718335 A JPH0718335 A JP H0718335A JP 5167656 A JP5167656 A JP 5167656A JP 16765693 A JP16765693 A JP 16765693A JP H0718335 A JPH0718335 A JP H0718335A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】磁気特性に異方性が少ない電磁鋼板の製造方法
を提供する。 【構成】Ｃ:0.010％以下、Si:1.5〜4.0 ％、Mn:1.0〜4.
0 ％、Ｓ: 0.01％以下、sol.Al:0.003％未満、Ｎ:0.001
〜0.010 ％を含有する鋼スラブを下記〜の工程で処
理する、鉄損が低く圧延方向と圧延直角方向の磁気特性
のバランスに優れた電磁鋼板の製造方法。 熱間圧延を行う工程 熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に４〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持し、純化する工程 【効果】鉄損の異方性が2.0 以下で、しかも圧延と圧延
直角方向の鉄損がともに低い電磁鋼板を得ることができ
る。
を提供する。 【構成】Ｃ:0.010％以下、Si:1.5〜4.0 ％、Mn:1.0〜4.
0 ％、Ｓ: 0.01％以下、sol.Al:0.003％未満、Ｎ:0.001
〜0.010 ％を含有する鋼スラブを下記〜の工程で処
理する、鉄損が低く圧延方向と圧延直角方向の磁気特性
のバランスに優れた電磁鋼板の製造方法。 熱間圧延を行う工程 熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に４〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持し、純化する工程 【効果】鉄損の異方性が2.0 以下で、しかも圧延と圧延
直角方向の鉄損がともに低い電磁鋼板を得ることができ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、大型回転機用の鉄心材
料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法に
関するものである。
料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】発電機や大型モーターのような大型の回
転機用鉄心には、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角
方向 (Ｃ方向）の磁気特性のバランスが重要である。一
般には、ハイグレードの無方向性電磁鋼板と方向性電磁
鋼板が使用されている。
転機用鉄心には、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角
方向 (Ｃ方向）の磁気特性のバランスが重要である。一
般には、ハイグレードの無方向性電磁鋼板と方向性電磁
鋼板が使用されている。
【０００３】しかし、無方向性電磁鋼板を用いるとＬ方
向の磁気特性が十分とは言えず、この特性改善が課題と
なっている。一方、方向性電磁鋼板を用いると磁気特性
の異方性が強く、Ｌ方向の磁気特性は優れているがＣ方
向の磁気特性が極端に悪いため、やはり現状では十分に
満足できる磁気特性とはなっていない。加えて、方向性
電磁鋼板の製造には脱炭焼鈍や1200℃前後の高温での仕
上焼鈍が必要であるため、極めてコストが高いものとな
る。
向の磁気特性が十分とは言えず、この特性改善が課題と
なっている。一方、方向性電磁鋼板を用いると磁気特性
の異方性が強く、Ｌ方向の磁気特性は優れているがＣ方
向の磁気特性が極端に悪いため、やはり現状では十分に
満足できる磁気特性とはなっていない。加えて、方向性
電磁鋼板の製造には脱炭焼鈍や1200℃前後の高温での仕
上焼鈍が必要であるため、極めてコストが高いものとな
る。
【０００４】以上のような問題を解決するために、いく
つかの提案がなされている。例えば特開平５−9666号公
報には、Ｃ:0.01 ％以下、Si:1.5〜3.0 ％、Mn:1.0〜3.
0 ％、酸可溶性Al:0.003〜0.015 ％を含有する鋼スラブ
から製造された鋼板を用い、二次再結晶のための焼鈍を
窒素含有雰囲気で行うことにより、脱炭焼鈍や1050℃を
超える高温焼鈍を施すことなく低コストで、良好な磁気
特性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法が示されて
いる。
つかの提案がなされている。例えば特開平５−9666号公
報には、Ｃ:0.01 ％以下、Si:1.5〜3.0 ％、Mn:1.0〜3.
0 ％、酸可溶性Al:0.003〜0.015 ％を含有する鋼スラブ
から製造された鋼板を用い、二次再結晶のための焼鈍を
窒素含有雰囲気で行うことにより、脱炭焼鈍や1050℃を
超える高温焼鈍を施すことなく低コストで、良好な磁気
特性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法が示されて
いる。
【０００５】しかしこの方法は、Ｃ方向の磁気特性が極
端に悪いという方向性電磁鋼板の欠点の解消を目的とす
るものではない。
端に悪いという方向性電磁鋼板の欠点の解消を目的とす
るものではない。
【０００６】特開平５−70833 号公報には、スラブ加熱
温度1150〜1250℃で熱間圧延を行い、次いで中間焼鈍を
含む１〜２回の冷間圧延を行った後、脱炭焼鈍を施し、
その後必要に応じて 0.5〜5.0 ％の圧下率で冷間圧延を
施した後、連続焼鈍を行う磁気特性の異方性のバランス
に優れた電磁鋼板の製造方法が示されている。
温度1150〜1250℃で熱間圧延を行い、次いで中間焼鈍を
含む１〜２回の冷間圧延を行った後、脱炭焼鈍を施し、
その後必要に応じて 0.5〜5.0 ％の圧下率で冷間圧延を
施した後、連続焼鈍を行う磁気特性の異方性のバランス
に優れた電磁鋼板の製造方法が示されている。
【０００７】しかしこの場合も、一般の方向性電磁鋼板
に比べると異方性は減少しているが、鉄損のＣ／Ｌ（Ｃ
方向の鉄損Ｗ15/50 をＬ方向のそれで割った値）が２倍
を超えるレベルにあり、異方性の改善が十分に行われて
いるとは言えない。しかも、この方法では脱炭焼鈍や場
合により２〜３回の冷間圧延が必要であり、十分なコス
ト低減効果がない。
に比べると異方性は減少しているが、鉄損のＣ／Ｌ（Ｃ
方向の鉄損Ｗ15/50 をＬ方向のそれで割った値）が２倍
を超えるレベルにあり、異方性の改善が十分に行われて
いるとは言えない。しかも、この方法では脱炭焼鈍や場
合により２〜３回の冷間圧延が必要であり、十分なコス
ト低減効果がない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、鉄損
のＣ／Ｌが2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもＬ方
向とＣ方向の鉄損がともに低いレベルにある、回転機用
の鉄心材料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板を低
コストで製造する方法を提供することにある。
のＣ／Ｌが2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもＬ方
向とＣ方向の鉄損がともに低いレベルにある、回転機用
の鉄心材料として優れた磁気特性を有する電磁鋼板を低
コストで製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は次の製造
方法にある。
方法にある。
【００１０】重量％で、Ｃ:0.010％以下、Si:1.5〜4.0
％、Mn:1.0〜4.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03％未満、Ｎ:0.001〜0.010 ％を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼スラブを、下記〜の工
程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方向と
圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼板の
製造方法。
％、Mn:1.0〜4.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03％未満、Ｎ:0.001〜0.010 ％を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼スラブを、下記〜の工
程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方向と
圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼板の
製造方法。
【００１１】熱間圧延を行う工程 熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に４〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持し、純化する工程 本発明が狙いとする適度の磁気特性の異方性は、焼鈍時
の二次再結晶により形成された集合組織の影響によるも
のである。この二次再結晶は、一般にインヒビターと呼
ばれる析出物により、結晶粒の成長が抑制された状況下
で、ミラー指数の｛１１０｝＜００１＞で表示されるゴ
ス方位の結晶粒が選択的に成長する現象である。
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に４〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持し、純化する工程 本発明が狙いとする適度の磁気特性の異方性は、焼鈍時
の二次再結晶により形成された集合組織の影響によるも
のである。この二次再結晶は、一般にインヒビターと呼
ばれる析出物により、結晶粒の成長が抑制された状況下
で、ミラー指数の｛１１０｝＜００１＞で表示されるゴ
ス方位の結晶粒が選択的に成長する現象である。
【００１２】通常の方向性電磁鋼板においては、析出物
のインヒビター効果が極めて強く、ゴス方位集積度の高
い二次再結晶が発生する。このため、この場合はＬ方向
の磁気特性は著しく良好になるが、Ｃ方向のそれは極端
に劣化する。
のインヒビター効果が極めて強く、ゴス方位集積度の高
い二次再結晶が発生する。このため、この場合はＬ方向
の磁気特性は著しく良好になるが、Ｃ方向のそれは極端
に劣化する。
【００１３】本発明は次の知見に基づくものである。す
なわち、Si、Mnの各含有量の制御と二次再結晶焼鈍の雰
囲気の制御により、比較的弱いインヒビター析出物を生
成させ、二次再結晶のゴス方位への集積度を適正化する
と、Ｌ方向とＣ方向の磁気特性の差が小さく、かつＬ方
向とＣ方向の平均の磁気特性は高水準のものが得られ
る。
なわち、Si、Mnの各含有量の制御と二次再結晶焼鈍の雰
囲気の制御により、比較的弱いインヒビター析出物を生
成させ、二次再結晶のゴス方位への集積度を適正化する
と、Ｌ方向とＣ方向の磁気特性の差が小さく、かつＬ方
向とＣ方向の平均の磁気特性は高水準のものが得られ
る。
【００１４】
【作用】本発明の方法の対象となる鋼スラブの化学組
成、製造工程および製造条件を前記のように限定した理
由を説明する。以下、％は重量％を意味する。
成、製造工程および製造条件を前記のように限定した理
由を説明する。以下、％は重量％を意味する。
【００１５】（１）スラブの組成 Ｃ：0.010 ％以下 製品中のＣは鉄損に悪影響を及ぼすため、Ｃ含有量はス
ラブの段階で 0.010％以下、望ましくは0.005 ％以下と
する必要がある。製品段階で残存したＣは炭化物を生成
し、これが磁壁移動の障害物となり、鉄損が増加するか
らである。
ラブの段階で 0.010％以下、望ましくは0.005 ％以下と
する必要がある。製品段階で残存したＣは炭化物を生成
し、これが磁壁移動の障害物となり、鉄損が増加するか
らである。
【００１６】Si： 1.5〜4.0 ％ Siは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、その含
有量が増加するほど鋼板の電気抵抗が上昇して渦電流損
が低下し、結果として鉄損が減少する。しかし、Si含有
量が4.0 ％を超えると加工性が劣化して冷間圧延が困難
となる。一方、1.5 ％未満では鋼板の電気抵抗が低く、
鉄損の低減ができない。よって、Si含有量の範囲は 1.5
〜4.0 ％とした。
有量が増加するほど鋼板の電気抵抗が上昇して渦電流損
が低下し、結果として鉄損が減少する。しかし、Si含有
量が4.0 ％を超えると加工性が劣化して冷間圧延が困難
となる。一方、1.5 ％未満では鋼板の電気抵抗が低く、
鉄損の低減ができない。よって、Si含有量の範囲は 1.5
〜4.0 ％とした。
【００１７】Mn： 1.0〜4.0 ％ MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上昇させるのに有効な
元素であるが、Mn含有量が1.0 ％未満ではその効果が小
さい。
元素であるが、Mn含有量が1.0 ％未満ではその効果が小
さい。
【００１８】またMnは、インヒビター析出物である（A
l、Si、Mn）窒化物を形成し、二次再結晶焼鈍で、本発
明の狙いとする適度の異方性を有する磁気特性が得られ
る集合組織の形成に不可欠な元素である。この作用もMn
含有量が1.0 ％以上で顕著となるので、この面からも1.
0 ％以上とした。
l、Si、Mn）窒化物を形成し、二次再結晶焼鈍で、本発
明の狙いとする適度の異方性を有する磁気特性が得られ
る集合組織の形成に不可欠な元素である。この作用もMn
含有量が1.0 ％以上で顕著となるので、この面からも1.
0 ％以上とした。
【００１９】一方、Mn含有量が4.0 ％を超えると鋼中に
生成する（Al、Si、Mn）窒化物の分散状態が不適切にな
り、良好な磁気特性が得られない。よって、Mn含有量の
範囲は、 1.0〜4.0 ％とした。
生成する（Al、Si、Mn）窒化物の分散状態が不適切にな
り、良好な磁気特性が得られない。よって、Mn含有量の
範囲は、 1.0〜4.0 ％とした。
【００２０】Ｓ：0.01％以下 ＳはMnと結合してMnS を形成する。本発明では焼鈍時の
集合組織を制御する主要なインヒビター析出物として、
（Al、Si、Mn）窒化物を用いる。したがって、一般の方
向性電磁鋼板のようにMnS をインヒビターとして使用し
ないので、Ｓを多量に含有させる必要はない。製品段階
で多量のMnS 粒子が鋼中に残存すると鉄損の劣化をもた
らす。このため、Ｓ含有量は0.01％以下とした。なお、
鉄損低減の観点から望ましいのは0.005 ％以下である。
集合組織を制御する主要なインヒビター析出物として、
（Al、Si、Mn）窒化物を用いる。したがって、一般の方
向性電磁鋼板のようにMnS をインヒビターとして使用し
ないので、Ｓを多量に含有させる必要はない。製品段階
で多量のMnS 粒子が鋼中に残存すると鉄損の劣化をもた
らす。このため、Ｓ含有量は0.01％以下とした。なお、
鉄損低減の観点から望ましいのは0.005 ％以下である。
【００２１】酸可溶性Al（sol.Al）： 0.003％未満 Alを含有させるとMnSiN2の形成が妨げられ、析出物は
（Al、Si、Mn）窒化物に変化し、インヒビター効果が強
くなりすぎて二次再結晶時に所望の集合組織が得られな
い。このようなAlの悪影響はsol.Al含有量として0.003
％を超えると顕著となるので、0.003 ％未満とした。
（Al、Si、Mn）窒化物に変化し、インヒビター効果が強
くなりすぎて二次再結晶時に所望の集合組織が得られな
い。このようなAlの悪影響はsol.Al含有量として0.003
％を超えると顕著となるので、0.003 ％未満とした。
【００２２】Ｎ： 0.001〜0.010 ％ Ｎはインヒビター窒化物を形成するために必要な元素で
ある。Ｎ含有量がスラブ段階で0.001 ％未満では窒化物
の析出量が不足し、所望のインヒビター効果が得られな
い。一方、0.010 ％を超えるとその効果は飽和する。よ
って、スラブ段階でのＮ含有量の範囲は 0.001〜0.010
％とした。
ある。Ｎ含有量がスラブ段階で0.001 ％未満では窒化物
の析出量が不足し、所望のインヒビター効果が得られな
い。一方、0.010 ％を超えるとその効果は飽和する。よ
って、スラブ段階でのＮ含有量の範囲は 0.001〜0.010
％とした。
【００２３】（２）製造工程および製造条件 素材の鋼スラブは上記の組成を持つものである。これは
転炉、電気炉などで溶製し、必要があれば真空脱ガスな
どの処理を施した溶鋼を、連続鋳造でスラブとしたも
の、またはインゴットにして分塊圧延しスラブとしたも
ののいずれでもよい。
転炉、電気炉などで溶製し、必要があれば真空脱ガスな
どの処理を施した溶鋼を、連続鋳造でスラブとしたも
の、またはインゴットにして分塊圧延しスラブとしたも
ののいずれでもよい。
【００２４】(a)第の工程（熱間圧延） 熱間圧延の条件については特に制約はないが、望ましい
のは、加熱温度1100〜1270℃、仕上温度 700〜950 ℃で
ある。
のは、加熱温度1100〜1270℃、仕上温度 700〜950 ℃で
ある。
【００２５】(b)第の工程（熱延板焼鈍、冷間圧延） 熱延板は、所定の製品板厚まで冷間圧延する。このと
き、冷間圧延開始前に焼鈍（いわゆる熱延板焼鈍）を行
ってもよい。この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。
き、冷間圧延開始前に焼鈍（いわゆる熱延板焼鈍）を行
ってもよい。この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。
【００２６】熱延板焼鈍を連続焼鈍で行う場合は 750〜
1100℃で10秒から５分の均熱、箱焼鈍で行う場合は 600
〜850 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望ましい。
1100℃で10秒から５分の均熱、箱焼鈍で行う場合は 600
〜850 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望ましい。
【００２７】(c)第の工程（仕上焼鈍前の連続焼鈍、
一次再結晶焼鈍） 後述する仕上焼鈍で安定した二次再結晶を発生させるた
めには、急速加熱による一次再結晶が必要である。この
ために連続焼鈍が有効であり、焼鈍温度は 700〜1000℃
とするのが望ましい。
一次再結晶焼鈍） 後述する仕上焼鈍で安定した二次再結晶を発生させるた
めには、急速加熱による一次再結晶が必要である。この
ために連続焼鈍が有効であり、焼鈍温度は 700〜1000℃
とするのが望ましい。
【００２８】(d)第の工程（仕上焼鈍の中の第一の焼
鈍、すなわち二次再結晶焼鈍） 仕上焼鈍は、二次再結晶を目的とする前半の焼鈍（第一
の焼鈍）とその後の析出物の除去（純化）を目的とする
焼鈍（第二の焼鈍）とに分けられる。
鈍、すなわち二次再結晶焼鈍） 仕上焼鈍は、二次再結晶を目的とする前半の焼鈍（第一
の焼鈍）とその後の析出物の除去（純化）を目的とする
焼鈍（第二の焼鈍）とに分けられる。
【００２９】適度のゴス方位集積度を持つ二次再結晶を
発生させるためには、二次再結晶の発生する温度域でイ
ンヒビター強度を適切に制御することが重要である。
発生させるためには、二次再結晶の発生する温度域でイ
ンヒビター強度を適切に制御することが重要である。
【００３０】二次再結晶焼鈍において、 800〜950 ℃の
温度域で４〜100 時間保持するのは、この温度域で最も
適切なインヒビター強度が得られ、適度にゴス方位へ集
積した二次再結晶が発生するからである。800 ℃未満で
はインヒビターの効果、すなわち粒成長抑制力が強すぎ
て二次再結晶が発生しない。一方、950 ℃を超える温度
域ではインヒビター強度が弱すぎて二次再結晶が発生せ
ず、一次再結晶粒の正常粒の成長が進行するだけであ
る。
温度域で４〜100 時間保持するのは、この温度域で最も
適切なインヒビター強度が得られ、適度にゴス方位へ集
積した二次再結晶が発生するからである。800 ℃未満で
はインヒビターの効果、すなわち粒成長抑制力が強すぎ
て二次再結晶が発生しない。一方、950 ℃を超える温度
域ではインヒビター強度が弱すぎて二次再結晶が発生せ
ず、一次再結晶粒の正常粒の成長が進行するだけであ
る。
【００３１】800〜950 ℃の温度域での保持時間が４時
間未満では、二次再結晶の発生に十分ではない。一方、
100 時間を超える保持は意味がなく、経済的にも不利で
ある。これらの理由で、二次再結晶焼鈍の条件を 800〜
950 ℃の温度域で４〜100 時間保持とした。
間未満では、二次再結晶の発生に十分ではない。一方、
100 時間を超える保持は意味がなく、経済的にも不利で
ある。これらの理由で、二次再結晶焼鈍の条件を 800〜
950 ℃の温度域で４〜100 時間保持とした。
【００３２】二次再結晶焼鈍の雰囲気は窒素含有雰囲気
とすることが必要である。窒素含有ガスの場合には、雰
囲気ガスによる鋼板の窒化が生じてMnSiN2の析出量が増
加し、適正なインヒビター効果が生じ、適度にゴス方位
へ集積した二次再結晶が発生するからである。ところ
が、100 ％H2雰囲気の場合には、二次再結晶が発生する
800 〜 950℃の温度域で脱窒反応が進行してMnSiN2が徐
々に減少し、インヒビター効果が弱すぎて二次再結晶が
発生しない。
とすることが必要である。窒素含有ガスの場合には、雰
囲気ガスによる鋼板の窒化が生じてMnSiN2の析出量が増
加し、適正なインヒビター効果が生じ、適度にゴス方位
へ集積した二次再結晶が発生するからである。ところ
が、100 ％H2雰囲気の場合には、二次再結晶が発生する
800 〜 950℃の温度域で脱窒反応が進行してMnSiN2が徐
々に減少し、インヒビター効果が弱すぎて二次再結晶が
発生しない。
【００３３】望ましい窒素含有率の範囲はvol.％で５〜
100 ％であり、残部は水素である。
100 ％であり、残部は水素である。
【００３４】窒素含有率がvol.％で５％未満では窒化反
応が十分進行せず、インヒビター強度が弱くなる場合が
あるからである。
応が十分進行せず、インヒビター強度が弱くなる場合が
あるからである。
【００３５】(e)第の工程（仕上焼鈍の中の第二の焼
鈍、すなわち純化焼鈍） インヒビターである析出物（MnSiN2）の存在は、二次再
結晶の発生には必須の条件であるが、析出物は磁壁の移
動を阻害するため、磁気特性には有害である。
鈍、すなわち純化焼鈍） インヒビターである析出物（MnSiN2）の存在は、二次再
結晶の発生には必須の条件であるが、析出物は磁壁の移
動を阻害するため、磁気特性には有害である。
【００３６】したがって、二次再結晶が完了した後は、
純化により析出物を除去する必要がある。この目的で行
う脱窒焼鈍が純化焼鈍工程である。
純化により析出物を除去する必要がある。この目的で行
う脱窒焼鈍が純化焼鈍工程である。
【００３７】脱窒反応を進行させるためには、H2雰囲気
( 工業的な意味での純水素雰囲気 )中で 800〜1000℃の
温度域で４〜100 時間保持する焼鈍が必要である。800
℃未満では脱窒反応が進行せず、一方、1000℃を超える
温度では脱窒効果が飽和し、経済的に不利である。
( 工業的な意味での純水素雰囲気 )中で 800〜1000℃の
温度域で４〜100 時間保持する焼鈍が必要である。800
℃未満では脱窒反応が進行せず、一方、1000℃を超える
温度では脱窒効果が飽和し、経済的に不利である。
【００３８】純化焼鈍時間が４時間未満では、十分な脱
窒は行われない。一方、100 時間を超える保持を行って
も、脱窒効果はほとんど飽和するので意味がない。
窒は行われない。一方、100 時間を超える保持を行って
も、脱窒効果はほとんど飽和するので意味がない。
【００３９】なお、仕上焼鈍の前に焼鈍時の焼付防止の
ために焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性電磁
鋼板の製造の場合と同じである。仕上焼鈍後の工程とし
てはやはり同様に、焼鈍分離剤を除去した後、必要に応
じて絶縁コーティングを施したり、平坦化焼鈍を行うこ
とになる。
ために焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性電磁
鋼板の製造の場合と同じである。仕上焼鈍後の工程とし
てはやはり同様に、焼鈍分離剤を除去した後、必要に応
じて絶縁コーティングを施したり、平坦化焼鈍を行うこ
とになる。
【００４０】
（試験１）転炉で溶製し、真空処理で成分調整した後、
連続鋳造して得たＣ:0.0032 ％、Si:2.63 ％、Mn:2.12
％、Ｓ:0.005％、sol.Al:0.0008 ％、Ｎ:0.0045 ％を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ
を、1220℃に加熱して仕上温度835 ℃で熱間圧延し、板
厚2.3mm に仕上げた。
連続鋳造して得たＣ:0.0032 ％、Si:2.63 ％、Mn:2.12
％、Ｓ:0.005％、sol.Al:0.0008 ％、Ｎ:0.0045 ％を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ
を、1220℃に加熱して仕上温度835 ℃で熱間圧延し、板
厚2.3mm に仕上げた。
【００４１】次に、酸洗により脱スケールしてから、70
0 ℃で１時間均熱の箱焼鈍方式の熱延板焼鈍を行った
後、0.35mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍
で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、表１に示す条件で仕上焼鈍を行った。
0 ℃で１時間均熱の箱焼鈍方式の熱延板焼鈍を行った
後、0.35mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍
で一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、表１に示す条件で仕上焼鈍を行った。
【００４２】
【表１】
【００４３】仕上焼鈍は40℃/hの加熱速度で二次再結晶
焼鈍の均熱温度まで昇温し、二次再結晶焼鈍の均熱完了
後に雰囲気を純化焼鈍条件に切り換えて、40℃/hの加熱
速度で純化焼鈍の均熱温度まで昇温し、純化焼鈍の均熱
完了後、40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
焼鈍の均熱温度まで昇温し、二次再結晶焼鈍の均熱完了
後に雰囲気を純化焼鈍条件に切り換えて、40℃/hの加熱
速度で純化焼鈍の均熱温度まで昇温し、純化焼鈍の均熱
完了後、40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
【００４４】次に、焼鈍分離剤を除去後、800 ℃で30秒
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品からエプスタイン試験
片を採取し、Ｌ方向とＣ方向の磁気測定を行った。エプ
スタイン試験片は一般のフルプロセス無方向性電磁鋼板
と同様に、応力除去焼きなましを実施せずに磁気測定に
供した。これらの測定結果を表２に示す。
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品からエプスタイン試験
片を採取し、Ｌ方向とＣ方向の磁気測定を行った。エプ
スタイン試験片は一般のフルプロセス無方向性電磁鋼板
と同様に、応力除去焼きなましを実施せずに磁気測定に
供した。これらの測定結果を表２に示す。
【００４５】
【表２】
【００４６】二次再結晶焼鈍の均熱温度が本発明で定め
る範囲外である試験番号１および試験番号４、ならびに
二次再結晶焼鈍の雰囲気を本発明で定める範囲外の100
％H2とした試験番号５では、二次再結晶しなかったため
にＣ／Ｌ比は小さいが、Ｌ方向の磁気特性は改善されて
おらず、Ｌ、Ｃ両方向平均の磁気特性も劣っている。
る範囲外である試験番号１および試験番号４、ならびに
二次再結晶焼鈍の雰囲気を本発明で定める範囲外の100
％H2とした試験番号５では、二次再結晶しなかったため
にＣ／Ｌ比は小さいが、Ｌ方向の磁気特性は改善されて
おらず、Ｌ、Ｃ両方向平均の磁気特性も劣っている。
【００４７】仕上焼鈍の全工程の雰囲気を窒素含有雰囲
気とした試験番号６では、純化ができていないため鉄損
が悪化している。
気とした試験番号６では、純化ができていないため鉄損
が悪化している。
【００４８】本発明で定める条件を満たす試験番号２、
３では、Ｌ、Ｃ両方向の磁気特性の差が小さく、両方向
平均の磁気特性も良好である。
３では、Ｌ、Ｃ両方向の磁気特性の差が小さく、両方向
平均の磁気特性も良好である。
【００４９】（試験２）表３に示す化学組成の５種類の
鋼を対象として試験１と同様の方法で板厚2.3mm の熱延
板に仕上げた。これらの板を860 ℃で１分均熱の連続焼
鈍方式の熱延板焼鈍を行ってから酸洗して脱スケールし
た後、冷間圧延により板厚0.35mmにした。
鋼を対象として試験１と同様の方法で板厚2.3mm の熱延
板に仕上げた。これらの板を860 ℃で１分均熱の連続焼
鈍方式の熱延板焼鈍を行ってから酸洗して脱スケールし
た後、冷間圧延により板厚0.35mmにした。
【００５０】
【表３】
【００５１】これらの冷延板を875 ℃で30秒均熱の連続
焼鈍で一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して仕上
焼鈍を施した。仕上焼鈍は、50％H2＋50％N2雰囲気中で
加熱速度40℃/hで二次再結晶焼鈍の均熱温度である880
℃まで昇温し、８時間の均熱完了後に雰囲気を100 ％H2
に切り換えて、さらに24時間均熱の純化焼鈍を実施し、
その後40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
焼鈍で一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して仕上
焼鈍を施した。仕上焼鈍は、50％H2＋50％N2雰囲気中で
加熱速度40℃/hで二次再結晶焼鈍の均熱温度である880
℃まで昇温し、８時間の均熱完了後に雰囲気を100 ％H2
に切り換えて、さらに24時間均熱の純化焼鈍を実施し、
その後40℃/hの冷却速度で室温まで冷却した。
【００５２】このようにして得られた鋼板に、焼鈍分離
剤を除去後、800 ℃で30秒均熱の平坦化のための連続焼
鈍を行い、コーティングを施して製品とした。これらの
製品からエプスタイン試験片を採取し、Ｌ方向とＣ方向
の磁気測定を行った。これらの製品を用いて試験１と同
じ方法で磁気特性を調査した。結果を表４に示す。
剤を除去後、800 ℃で30秒均熱の平坦化のための連続焼
鈍を行い、コーティングを施して製品とした。これらの
製品からエプスタイン試験片を採取し、Ｌ方向とＣ方向
の磁気測定を行った。これらの製品を用いて試験１と同
じ方法で磁気特性を調査した。結果を表４に示す。
【００５３】
【表４】
【００５４】Mn、Siの含有量が本発明で定める範囲外
の、それぞれ試験番号７および試験番号９では、二次再
結晶が発生せず、異方性は小さいが、Ｌ方向の磁気特性
が劣っている。Al含有量が本発明で定める上限を超える
試験番号11では、インヒビター効果が強すぎてゴス方位
への集積度が高すぎる二次再結晶が発生したため、Ｌ方
向の磁気特性は良好であるが、Ｃ方向のそれは著しく劣
っており、異方性が大きい。一方、本発明で定める条件
を満たす試験番号８および試験番号10では、磁気特性の
異方性が比較的小さく、Ｌ、Ｃ各方向の磁気特性がとも
に良好な優れたものとなっている。
の、それぞれ試験番号７および試験番号９では、二次再
結晶が発生せず、異方性は小さいが、Ｌ方向の磁気特性
が劣っている。Al含有量が本発明で定める上限を超える
試験番号11では、インヒビター効果が強すぎてゴス方位
への集積度が高すぎる二次再結晶が発生したため、Ｌ方
向の磁気特性は良好であるが、Ｃ方向のそれは著しく劣
っており、異方性が大きい。一方、本発明で定める条件
を満たす試験番号８および試験番号10では、磁気特性の
異方性が比較的小さく、Ｌ、Ｃ各方向の磁気特性がとも
に良好な優れたものとなっている。
【００５５】（試験３）転炉で溶製し、真空処理で成分
調整した後、連続鋳造して得たＣ:0.0045 ％、Si:3.08
％、Mn:2.56 ％、Ｓ:0.003％、sol.Al:0.001％、Ｎ:0.0
045 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からな
る鋼スラブを、1210℃に加熱して仕上温度845 ℃で熱間
圧延し、板厚2.1mm に仕上げた。
調整した後、連続鋳造して得たＣ:0.0045 ％、Si:3.08
％、Mn:2.56 ％、Ｓ:0.003％、sol.Al:0.001％、Ｎ:0.0
045 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からな
る鋼スラブを、1210℃に加熱して仕上温度845 ℃で熱間
圧延し、板厚2.1mm に仕上げた。
【００５６】次に、酸洗により脱スケールしてから、厚
さ0.50mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍で
一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してから
表５に示す条件で仕上焼鈍を行った。
さ0.50mmに冷間圧延し、875 ℃で30秒均熱の連続焼鈍で
一次再結晶させた。次いで、焼鈍分離剤を塗布してから
表５に示す条件で仕上焼鈍を行った。
【００５７】仕上焼鈍は40℃/hの加熱速度で二次再結晶
焼鈍の均熱温度である880 ℃まで昇温し、16時間の均熱
完了後に雰囲気を100 ％H2に切り換えて、さらに24時間
均熱の純化焼鈍を実施し、その後40℃/hの冷却速度で室
温まで冷却した。
焼鈍の均熱温度である880 ℃まで昇温し、16時間の均熱
完了後に雰囲気を100 ％H2に切り換えて、さらに24時間
均熱の純化焼鈍を実施し、その後40℃/hの冷却速度で室
温まで冷却した。
【００５８】次に、焼鈍分離剤を除去後、800 ℃で30秒
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品を用いて試験１と同じ
方法で磁気特性を調査した。これらの測定結果を表５に
併せて示す。
均熱の平坦化のための連続焼鈍を行い、コーティングを
施して製品とした。これらの製品を用いて試験１と同じ
方法で磁気特性を調査した。これらの測定結果を表５に
併せて示す。
【００５９】
【表５】
【００６０】二次再結晶焼鈍の雰囲気が本発明で定める
条件外の試験番号13では、二次再化粧が発生せず、異方
性は小さいもののＬ方向の磁気特性の改善はみられず、
Ｌ、Ｃ両方向平均の磁気特性も悪い。本発明で定める条
件を満たす試験番号12では、Ｌ、Ｃ両方向の磁気特性の
差が小さく、両方向平均の磁気特性も良好である。
条件外の試験番号13では、二次再化粧が発生せず、異方
性は小さいもののＬ方向の磁気特性の改善はみられず、
Ｌ、Ｃ両方向平均の磁気特性も悪い。本発明で定める条
件を満たす試験番号12では、Ｌ、Ｃ両方向の磁気特性の
差が小さく、両方向平均の磁気特性も良好である。
【００６１】
【発明の効果】本発明の方法によれば、鉄損のＣ／Ｌが
2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもＬ方向とＣ方向
の鉄損がともに低いレベルにある電磁鋼板を低コストで
製造することができる。
2.0 以下で極度の異方性がなく、しかもＬ方向とＣ方向
の鉄損がともに低いレベルにある電磁鋼板を低コストで
製造することができる。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ:0.010％以下、Si:1.5〜4.0
％、Mn:1.0〜4.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、酸可溶性Al:0.0
03％未満、Ｎ:0.001〜0.010 ％を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼スラブを、下記〜の工
程で処理することを特徴とする、鉄損が低く圧延方向と
圧延直角方向の磁気特性のバランスに優れた電磁鋼板の
製造方法。 熱間圧延を行う工程 熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
冷間圧延を行う工程 連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程 N2含有雰囲気中で 800〜950 ℃の温度域に４〜100 時
間保持し、二次再結晶を起こさせる工程 H2雰囲気中で 800〜1000℃の温度域に４〜100 時間保
持し、純化する工程
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5167656A JP2819994B2 (ja) | 1993-07-07 | 1993-07-07 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5167656A JP2819994B2 (ja) | 1993-07-07 | 1993-07-07 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0718335A true JPH0718335A (ja) | 1995-01-20 |
| JP2819994B2 JP2819994B2 (ja) | 1998-11-05 |
Family
ID=15853805
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5167656A Expired - Lifetime JP2819994B2 (ja) | 1993-07-07 | 1993-07-07 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2819994B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001038595A1 (fr) * | 1999-11-26 | 2001-05-31 | Kawasaki Steel Corporation | Feuille d'acier electromagnetique non orientee a anisotropie magnetique reduite dans la region des hautes frequences et excellente ouvrabilite a la presse |
| EP2602346A4 (en) * | 2010-08-06 | 2017-06-07 | JFE Steel Corporation | Directional magnetic steel plate and production method therefor |
-
1993
- 1993-07-07 JP JP5167656A patent/JP2819994B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001038595A1 (fr) * | 1999-11-26 | 2001-05-31 | Kawasaki Steel Corporation | Feuille d'acier electromagnetique non orientee a anisotropie magnetique reduite dans la region des hautes frequences et excellente ouvrabilite a la presse |
| US6428632B1 (en) | 1999-11-26 | 2002-08-06 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented electromagnetic steel sheet having reduced magnetic anisotropy in high frequency region and excellent press workability |
| EP2602346A4 (en) * | 2010-08-06 | 2017-06-07 | JFE Steel Corporation | Directional magnetic steel plate and production method therefor |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2819994B2 (ja) | 1998-11-05 |
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