JPH09118921A - 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH09118921A JPH09118921A JP7279354A JP27935495A JPH09118921A JP H09118921 A JPH09118921 A JP H09118921A JP 7279354 A JP7279354 A JP 7279354A JP 27935495 A JP27935495 A JP 27935495A JP H09118921 A JPH09118921 A JP H09118921A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、２．５〜７．０％のＳｉを含み、
結晶粒の（１１０）〔００１〕方位の集積度が高く、か
つ結晶粒径が小さいことで、極めて低い鉄損をもつ一方
向性電磁鋼板が製造できる方法を提供する。 【解決手段】 重量でＣ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．
５〜７．０％、Ｍｎ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．
００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２００％を基
本成分とし、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりな
る、最終製品厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍
し、最終仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、脱炭焼鈍の加熱過程で、常温超、６００℃以下の
温度範囲から、少なくとも７５０℃までの温度範囲を、
８０℃／秒以上の加熱速度で加熱することを特徴とす
る、極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方
法。
結晶粒の（１１０）〔００１〕方位の集積度が高く、か
つ結晶粒径が小さいことで、極めて低い鉄損をもつ一方
向性電磁鋼板が製造できる方法を提供する。 【解決手段】 重量でＣ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．
５〜７．０％、Ｍｎ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．
００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２００％を基
本成分とし、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりな
る、最終製品厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍
し、最終仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、脱炭焼鈍の加熱過程で、常温超、６００℃以下の
温度範囲から、少なくとも７５０℃までの温度範囲を、
８０℃／秒以上の加熱速度で加熱することを特徴とす
る、極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、２．５〜７．０％
のＳｉを含み、結晶粒の（１１０）〔００１〕方位の集
積度が高く、かつ微細な二次再結晶粒径を持つことによ
り、極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
に関するものである。
のＳｉを含み、結晶粒の（１１０）〔００１〕方位の集
積度が高く、かつ微細な二次再結晶粒径を持つことによ
り、極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、一方向性電磁鋼板の磁気特性は
鉄損特性と励磁特性の両方で評価される。励磁特性を高
めることは設計磁束密度を高める機器の小型化に有効で
ある。一方鉄損特性を少なくすることは、電気機器とし
て使用する際、熱エネルギーとして失われるものを少な
くし、消費電力を節約できる点で有効である。さらに、
製品の結晶粒の〈１００〉軸を圧延方向に揃えること
は、磁化特性を高め、鉄損特性も低くすることができ、
近年特にこの面で多くの研究が重ねられ、様々な製造技
術が開発された。
鉄損特性と励磁特性の両方で評価される。励磁特性を高
めることは設計磁束密度を高める機器の小型化に有効で
ある。一方鉄損特性を少なくすることは、電気機器とし
て使用する際、熱エネルギーとして失われるものを少な
くし、消費電力を節約できる点で有効である。さらに、
製品の結晶粒の〈１００〉軸を圧延方向に揃えること
は、磁化特性を高め、鉄損特性も低くすることができ、
近年特にこの面で多くの研究が重ねられ、様々な製造技
術が開発された。
【０００３】この結果、現在、工業生産されている代表
的な一方向性電磁鋼板の製造技術には、３つの代表的な
製造技術がある。第一の技術は、特公昭３０−３６５１
号公報に開示されている、ＭｎＳをインヒビターして機
能させる、２回冷延工程による製造技術がある。この製
造方法は、二次再結晶の粒径が小さいので、比較的鉄損
は良好であるが、高い磁束密度が得られないという問題
があった。
的な一方向性電磁鋼板の製造技術には、３つの代表的な
製造技術がある。第一の技術は、特公昭３０−３６５１
号公報に開示されている、ＭｎＳをインヒビターして機
能させる、２回冷延工程による製造技術がある。この製
造方法は、二次再結晶の粒径が小さいので、比較的鉄損
は良好であるが、高い磁束密度が得られないという問題
があった。
【０００４】これに対して、高い磁束密度を得るため
に、第二の技術として、特公昭４０−１５６４４号公報
に開示された発明がある。これは、ＡｌＮ＋ＭｎＳをイ
ンヒビターとして機能させ、最終冷延工程における圧延
率が８０％を超える強圧下とする製造技術である。この
方法により二次再結晶粒の（１１０）〔００１〕方位の
集積度が高く、Ｂ8 が１．８７０（Ｔ）以上の高磁束密
度を有する方向性電磁鋼板が得られる。
に、第二の技術として、特公昭４０−１５６４４号公報
に開示された発明がある。これは、ＡｌＮ＋ＭｎＳをイ
ンヒビターとして機能させ、最終冷延工程における圧延
率が８０％を超える強圧下とする製造技術である。この
方法により二次再結晶粒の（１１０）〔００１〕方位の
集積度が高く、Ｂ8 が１．８７０（Ｔ）以上の高磁束密
度を有する方向性電磁鋼板が得られる。
【０００５】さらに第三の技術として、特公昭５１−１
３４６９号公報に開示されている、ＭｎＳまたはＭｎＳ
ｅ＋Ｓｂをインヒビターとして機能させる、２回冷延工
程による製造技術が開発された。しかし、上記第二及び
第三の技術による製造方法では、高磁束密度を有する方
向性電磁鋼板が得られたとしても、二次再結晶粒径が１
０mmオーダの大きなものしか得られていなかった。
３４６９号公報に開示されている、ＭｎＳまたはＭｎＳ
ｅ＋Ｓｂをインヒビターとして機能させる、２回冷延工
程による製造技術が開発された。しかし、上記第二及び
第三の技術による製造方法では、高磁束密度を有する方
向性電磁鋼板が得られたとしても、二次再結晶粒径が１
０mmオーダの大きなものしか得られていなかった。
【０００６】さて、一般に鉄損は大きく分けて履歴損と
渦電流損の二つからなる。履歴損に影響を与える物理的
な要因として、上述の結晶方位の他に材料の純度や内部
歪みがある。また、渦電流損に影響を与える物理的な要
因として、鋼板の電気抵抗（Ｓｉ等の成分量）、板厚、
磁区幅の大きさ（結晶粒度）や鋼板に及ぼす張力などが
ある。通常の方向性電磁鋼板では渦電流損が全鉄損の３
／４以上を占めるため履歴損より渦電流損を下げる方が
全鉄損を下げる上でより効果的である。
渦電流損の二つからなる。履歴損に影響を与える物理的
な要因として、上述の結晶方位の他に材料の純度や内部
歪みがある。また、渦電流損に影響を与える物理的な要
因として、鋼板の電気抵抗（Ｓｉ等の成分量）、板厚、
磁区幅の大きさ（結晶粒度）や鋼板に及ぼす張力などが
ある。通常の方向性電磁鋼板では渦電流損が全鉄損の３
／４以上を占めるため履歴損より渦電流損を下げる方が
全鉄損を下げる上でより効果的である。
【０００７】したがって、上記第二および第三の技術に
よる製造方法では、Ｂ8 が１．８７０（Ｔ）以上の高磁
束密度を有する方向性電磁鋼板が得られたとしても、二
次再結晶粒径が１０mmオーダと大きくなるため、渦電流
損に影響する磁区幅が大きく、さらに鉄損を改善する必
要があった。これを改善するために、特公昭５７−２２
５２号公報に開示されている鋼板にレーザー処理を施す
方法、さらに特公昭５８−２５６９号公報に開示されて
いる鋼板に機械的な歪みを加える方法など、磁区を細分
化する様々な方法が開示されている。
よる製造方法では、Ｂ8 が１．８７０（Ｔ）以上の高磁
束密度を有する方向性電磁鋼板が得られたとしても、二
次再結晶粒径が１０mmオーダと大きくなるため、渦電流
損に影響する磁区幅が大きく、さらに鉄損を改善する必
要があった。これを改善するために、特公昭５７−２２
５２号公報に開示されている鋼板にレーザー処理を施す
方法、さらに特公昭５８−２５６９号公報に開示されて
いる鋼板に機械的な歪みを加える方法など、磁区を細分
化する様々な方法が開示されている。
【０００８】これに対し、微細な二次再結晶粒径を持つ
ことにより、従来よりも低い鉄損を有する一方向性電磁
鋼板の製造方法を提供するものとして、たとえば、特開
平１−２９０７１６号公報では、常温圧延された鋼板に
１００℃／秒以上の加熱速度で６７５℃以上の温度へ超
急速焼きなまし処理を施し、該ストリップを脱炭素処理
し、最終高温焼きなまし処理を施して二次成長を行い、
それによって前記ストリップが低減した寸法の二次粒子
及び応力除去焼きなまし処理後も有意の変化なしに持続
する改善された鉄損をもつことを特徴とする方法が開示
されている。
ことにより、従来よりも低い鉄損を有する一方向性電磁
鋼板の製造方法を提供するものとして、たとえば、特開
平１−２９０７１６号公報では、常温圧延された鋼板に
１００℃／秒以上の加熱速度で６７５℃以上の温度へ超
急速焼きなまし処理を施し、該ストリップを脱炭素処理
し、最終高温焼きなまし処理を施して二次成長を行い、
それによって前記ストリップが低減した寸法の二次粒子
及び応力除去焼きなまし処理後も有意の変化なしに持続
する改善された鉄損をもつことを特徴とする方法が開示
されている。
【０００９】しかし、この方法は、確かに小さな二次再
結晶粒は得られるのではあるが、急速加熱処理におい
て、常温の低温域から６７５℃以上の高温域までの約７
００℃以上の温度範囲を急速に加熱する必要がある。し
たがって、これを実現するためには脱炭焼鈍設備の抵抗
電気加熱化、誘導加熱化などの大幅な設備改造が必須と
なり、ハード面による制約が多かった、例えば従来の設
備の絶縁、漏電対策、高周波化により妨害電波化対策な
どを講ずる必要があった。
結晶粒は得られるのではあるが、急速加熱処理におい
て、常温の低温域から６７５℃以上の高温域までの約７
００℃以上の温度範囲を急速に加熱する必要がある。し
たがって、これを実現するためには脱炭焼鈍設備の抵抗
電気加熱化、誘導加熱化などの大幅な設備改造が必須と
なり、ハード面による制約が多かった、例えば従来の設
備の絶縁、漏電対策、高周波化により妨害電波化対策な
どを講ずる必要があった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】上記従来の急速加熱法
で一方向性電磁鋼板を製造する方法では、急速加熱する
温度範囲が広いため設備面での制約が多い。本発明は、
このような不都合を解決するため出来るだけ急速加熱す
る温度範囲を軽減してやる製造方法を提供するものであ
る。
で一方向性電磁鋼板を製造する方法では、急速加熱する
温度範囲が広いため設備面での制約が多い。本発明は、
このような不都合を解決するため出来るだけ急速加熱す
る温度範囲を軽減してやる製造方法を提供するものであ
る。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明では、上記課題を
解決すべく検討を重ねた結果、重量で、Ｃ ：０．１０
％以下、 Ｓｉ：２．５〜７．０％、Ｍｎ：
０．０２〜０．１５％、 Ｓ ：０．００１〜０．
０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｎ ：０．００３０〜０．０２００％を基本成分とし、
残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる、最終製品厚
まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍し、最終仕上焼鈍
する一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍の
加熱過程で、常温超、６００℃以下の温度範囲から、少
なくとも７５０℃までの温度範囲を、８０℃／秒以上の
加熱速度で加熱することを特徴とすることにより、極め
て低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板が得られることを見
いだした。
解決すべく検討を重ねた結果、重量で、Ｃ ：０．１０
％以下、 Ｓｉ：２．５〜７．０％、Ｍｎ：
０．０２〜０．１５％、 Ｓ ：０．００１〜０．
０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｎ ：０．００３０〜０．０２００％を基本成分とし、
残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる、最終製品厚
まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍し、最終仕上焼鈍
する一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍の
加熱過程で、常温超、６００℃以下の温度範囲から、少
なくとも７５０℃までの温度範囲を、８０℃／秒以上の
加熱速度で加熱することを特徴とすることにより、極め
て低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板が得られることを見
いだした。
【００１２】以下に本発明を詳細に説明する。一方向性
電磁鋼板は、その製造工程の最終焼鈍中に二次再結晶を
充分に起こさせ、所謂ゴス集合組織を得ることにより製
造できる。このゴス集合組織を得るためには、一次再結
晶粒の成長粗大化を抑制し、（１１０）＜００１＞方位
の再結晶粒のみを或る温度範囲で選択的に成長させる。
すなわち、二次再結晶させる様な素地を作ってやること
が必要である。そのためには、素材に微細な介在物が一
次再結晶粒の成長の抑制材（インヒビター）として均一
に分散させ粒成長抑制効果を高めることと同時に、仕上
焼鈍前の一次再結晶集合組織を適切にすることが重要で
ある。
電磁鋼板は、その製造工程の最終焼鈍中に二次再結晶を
充分に起こさせ、所謂ゴス集合組織を得ることにより製
造できる。このゴス集合組織を得るためには、一次再結
晶粒の成長粗大化を抑制し、（１１０）＜００１＞方位
の再結晶粒のみを或る温度範囲で選択的に成長させる。
すなわち、二次再結晶させる様な素地を作ってやること
が必要である。そのためには、素材に微細な介在物が一
次再結晶粒の成長の抑制材（インヒビター）として均一
に分散させ粒成長抑制効果を高めることと同時に、仕上
焼鈍前の一次再結晶集合組織を適切にすることが重要で
ある。
【００１３】一般に冷延板が加熱され一次再結晶集合組
織が形成される時には、回復、核発生、再結晶、粒成長
の過程がある。このうち特に、核発生、再結晶過程にお
いて、結晶粒の粒内から核発生する場合と、粒界から核
発生する場合とでは、後の一次再結晶後の集合組織に変
化が生じてくることを本発明者らは見いだした。つまり
本発明のように、回復ではなく加熱段階である核発生と
再結晶過程の温度範囲において、急速に加熱すると、粒
界と粒内での核発生、再結晶の優先性に差が生じ、一次
再結晶集合組織で通常加熱法と比較して（１１０）＜０
０１＞方位粒が増加することが判明した。これにより、
後の二次再結晶の核を増加させ、小さな二次再結晶粒が
得られる。
織が形成される時には、回復、核発生、再結晶、粒成長
の過程がある。このうち特に、核発生、再結晶過程にお
いて、結晶粒の粒内から核発生する場合と、粒界から核
発生する場合とでは、後の一次再結晶後の集合組織に変
化が生じてくることを本発明者らは見いだした。つまり
本発明のように、回復ではなく加熱段階である核発生と
再結晶過程の温度範囲において、急速に加熱すると、粒
界と粒内での核発生、再結晶の優先性に差が生じ、一次
再結晶集合組織で通常加熱法と比較して（１１０）＜０
０１＞方位粒が増加することが判明した。これにより、
後の二次再結晶の核を増加させ、小さな二次再結晶粒が
得られる。
【００１４】これに対し、回復での加熱速度は、何ら一
次再結晶集合組織の変化に影響を及ぼさないことも本発
明者らは見いだした。図１に、急速加熱による硬度変化
を示す。硬度変化から約６００℃までに回復は完了して
おり、次に７５０℃までに核発生、再結晶過程が完了し
ている。
次再結晶集合組織の変化に影響を及ぼさないことも本発
明者らは見いだした。図１に、急速加熱による硬度変化
を示す。硬度変化から約６００℃までに回復は完了して
おり、次に７５０℃までに核発生、再結晶過程が完了し
ている。
【００１５】こうして、詳細な検討を重ねた結果、脱炭
焼鈍の加熱過程で、核発生、再結晶過程である６００℃
から７５０℃までの温度範囲を８０℃／秒以上の加熱速
度で加熱処理を施すことにより、（１１０）＜００１＞
方位粒が増加することが判明し、微細な二次再結晶粒径
を得られ、極めて低い鉄損を有する一方向性電磁鋼板を
得ることが出来るようになった。
焼鈍の加熱過程で、核発生、再結晶過程である６００℃
から７５０℃までの温度範囲を８０℃／秒以上の加熱速
度で加熱処理を施すことにより、（１１０）＜００１＞
方位粒が増加することが判明し、微細な二次再結晶粒径
を得られ、極めて低い鉄損を有する一方向性電磁鋼板を
得ることが出来るようになった。
【００１６】
【発明の実施の形態】次に本発明において、鋼組成およ
び製造条件を前記のように限定した理由を、詳細に説明
する。この鋼成分の限定理由は下記のとおりである。Ｃ
についての上限０．１０％は、これ以上多くなると脱炭
所要時間が長くなり、経済的に不利となるので限定し
た。Ｓｉは鉄損を良くするために下限を２．５％とする
が、多すぎると冷間圧延の際に割れ易く加工が困難とな
るので上限を７．０％とする。
び製造条件を前記のように限定した理由を、詳細に説明
する。この鋼成分の限定理由は下記のとおりである。Ｃ
についての上限０．１０％は、これ以上多くなると脱炭
所要時間が長くなり、経済的に不利となるので限定し
た。Ｓｉは鉄損を良くするために下限を２．５％とする
が、多すぎると冷間圧延の際に割れ易く加工が困難とな
るので上限を７．０％とする。
【００１７】さらに、一方向性電磁鋼板を製造するため
に、通常のインヒビター成分として以下の成分元素を添
加する。インヒビターとしてＭｎＳを利用する場合は、
ＭｎとＳを添加する。Ｍｎは、ＭｎＳの適当な分散状態
を得るため、０．０２〜０．１５％に限定する。ＳはＭ
ｎＳ，（Ｍｎ・Ｆｅ）Ｓを形成するために必要な元素
で、適当な分散状態を得るため、０．００１〜０．０５
％に限定する。
に、通常のインヒビター成分として以下の成分元素を添
加する。インヒビターとしてＭｎＳを利用する場合は、
ＭｎとＳを添加する。Ｍｎは、ＭｎＳの適当な分散状態
を得るため、０．０２〜０．１５％に限定する。ＳはＭ
ｎＳ，（Ｍｎ・Ｆｅ）Ｓを形成するために必要な元素
で、適当な分散状態を得るため、０．００１〜０．０５
％に限定する。
【００１８】さらに、インヒビターとしてＡｌＮを利用
するため、酸可溶性ＡｌとＮを添加する。酸可溶性Ａ
ｌ，ＡｌＮの適正な分散状態を得るため０．０１〜０．
０４％に限定する。Ｎも、ＡｌＮの適正な分散状態を得
るため０．００３〜０．０２％に限定する。その他、Ｃ
ｕ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｂｉはインヒビターを強くする
目的で１．０％以下において少なくとも１種添加しても
良い。
するため、酸可溶性ＡｌとＮを添加する。酸可溶性Ａ
ｌ，ＡｌＮの適正な分散状態を得るため０．０１〜０．
０４％に限定する。Ｎも、ＡｌＮの適正な分散状態を得
るため０．００３〜０．０２％に限定する。その他、Ｃ
ｕ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｂｉはインヒビターを強くする
目的で１．０％以下において少なくとも１種添加しても
良い。
【００１９】次に、上記の溶鋼を通常の鋳塊鋳造法また
は連続鋳造法、熱間圧延により中間厚のストリップを得
る。このときストリップ鋳造法も本発明に適用すること
も可能である。さらに、インヒビターとして窒化物を必
要とするため、ＡｌＮ等の析出のために上記ストリップ
を９５０〜１２００℃で３０秒〜３０分の中間焼鈍を行
うことが望ましい。次に、１回ないし中間焼鈍を含む２
回以上の圧延により最終製品厚のストリップを得る。こ
のときの最終圧下率は高いゴス集積度をもつ製品を得る
ため、圧下率６０％以上が望ましい。下限６０％はこれ
以下では必要なゴス核が得られないからである。
は連続鋳造法、熱間圧延により中間厚のストリップを得
る。このときストリップ鋳造法も本発明に適用すること
も可能である。さらに、インヒビターとして窒化物を必
要とするため、ＡｌＮ等の析出のために上記ストリップ
を９５０〜１２００℃で３０秒〜３０分の中間焼鈍を行
うことが望ましい。次に、１回ないし中間焼鈍を含む２
回以上の圧延により最終製品厚のストリップを得る。こ
のときの最終圧下率は高いゴス集積度をもつ製品を得る
ため、圧下率６０％以上が望ましい。下限６０％はこれ
以下では必要なゴス核が得られないからである。
【００２０】このように、最終製品厚まで圧延されたス
トリップに脱炭焼鈍を施す。この加熱過程で、常温超、
６００℃以下の温度範囲から、少なくとも７５０℃まで
の温度範囲を、８０℃／秒以上の加熱速度で加熱処理を
施し、この後は湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を行う。この
時の温度域の上限６００℃は、これ以下では一次再結晶
集合組織の形成過程において回復しか進行しておらず、
核発生と再結晶が開始されないので限定した。さらに温
度域の下限７５０℃は、これを上まわると一次再結晶集
合組織の形成過程における核発生と再結晶が完了してい
るので限定した。また、７５０℃以上の温度域では一次
再結晶粒の粗大化、粒成長させるため、温度範囲を７５
０℃以上とした。さらに加熱速度の下限８０℃／秒は、
これを下まわると（１１０）＜００１＞方位粒の核発
生、再結晶の進行を促進することが困難なので限定し
た。以上の加熱処理を施すことにより、二次再結晶の核
となる一次再結晶後での（１１０）＜００１＞方位粒が
増加し、微細な二次再結晶粒が得られる。
トリップに脱炭焼鈍を施す。この加熱過程で、常温超、
６００℃以下の温度範囲から、少なくとも７５０℃まで
の温度範囲を、８０℃／秒以上の加熱速度で加熱処理を
施し、この後は湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を行う。この
時の温度域の上限６００℃は、これ以下では一次再結晶
集合組織の形成過程において回復しか進行しておらず、
核発生と再結晶が開始されないので限定した。さらに温
度域の下限７５０℃は、これを上まわると一次再結晶集
合組織の形成過程における核発生と再結晶が完了してい
るので限定した。また、７５０℃以上の温度域では一次
再結晶粒の粗大化、粒成長させるため、温度範囲を７５
０℃以上とした。さらに加熱速度の下限８０℃／秒は、
これを下まわると（１１０）＜００１＞方位粒の核発
生、再結晶の進行を促進することが困難なので限定し
た。以上の加熱処理を施すことにより、二次再結晶の核
となる一次再結晶後での（１１０）＜００１＞方位粒が
増加し、微細な二次再結晶粒が得られる。
【００２１】なお、本発明では、上記６００℃から７５
０℃の温度範囲以外の温度域では、加熱速度は何ら磁気
特性に影響を及ぼさない。したがって、６００℃以下の
低温域、７５０℃以上の高温域において約２０℃／秒と
いう従来の加熱方法による手段を講じても何ら差支えな
い。
０℃の温度範囲以外の温度域では、加熱速度は何ら磁気
特性に影響を及ぼさない。したがって、６００℃以下の
低温域、７５０℃以上の高温域において約２０℃／秒と
いう従来の加熱方法による手段を講じても何ら差支えな
い。
【００２２】また、上記の加熱処理は、例えば従来の脱
炭焼鈍設備の加熱帯の終了部に、常温超、６００℃以下
の温度域から、少なくとも７５０℃までの最低限１５０
℃の温度範囲を急速に加熱する装置を備えれば良い。例
えばプラズマ加熱、高出力の白色アークランプなどによ
り上記温度範囲を加熱してやれば良い。
炭焼鈍設備の加熱帯の終了部に、常温超、６００℃以下
の温度域から、少なくとも７５０℃までの最低限１５０
℃の温度範囲を急速に加熱する装置を備えれば良い。例
えばプラズマ加熱、高出力の白色アークランプなどによ
り上記温度範囲を加熱してやれば良い。
【００２３】なお、以上により湿水素雰囲気中で脱炭焼
鈍されたストリップは、製品での磁気特性を劣化させな
いため炭素は０．００５％以下に低減されなければなら
ない。さらに、熱延でのスラブ加熱温度が低い場合は、
アンモニア雰囲気中で窒化処理を付加することもある。
つぎに、ＭｇＯ等の焼鈍分離剤を塗布して、二次再結晶
と純化のため１１００℃以上の仕上げ焼鈍を行うこと
で、極めて低い鉄損特性を有する一方向性電磁鋼板が製
造される。以上得られた製品に、さらに鉄損を良好にす
るため、上記一方向性電磁鋼板に、磁区を細分化するた
めの処理を施すことも可能である。
鈍されたストリップは、製品での磁気特性を劣化させな
いため炭素は０．００５％以下に低減されなければなら
ない。さらに、熱延でのスラブ加熱温度が低い場合は、
アンモニア雰囲気中で窒化処理を付加することもある。
つぎに、ＭｇＯ等の焼鈍分離剤を塗布して、二次再結晶
と純化のため１１００℃以上の仕上げ焼鈍を行うこと
で、極めて低い鉄損特性を有する一方向性電磁鋼板が製
造される。以上得られた製品に、さらに鉄損を良好にす
るため、上記一方向性電磁鋼板に、磁区を細分化するた
めの処理を施すことも可能である。
【００２４】
【実施例】次に本発明の実施例を挙げて説明する。 （実施例１）表１に示す成分組成を含み、０．２７mm厚
にまで最終冷延されたストリップを８４０℃まで加熱処
理した。この加熱過程において表２に示す温度範囲を８
５℃／秒で急速に加熱し、これ以外の温度範囲では２０
℃／秒の加熱速度で加熱した。ただし条件Ｉのみは、全
温度範囲を２０℃／秒の加熱速度で加熱した。続けてス
トリップを８４０℃の均一温度の湿潤水素中で１８０秒
間脱炭焼鈍した。この後、ＭｇＯ粉を塗布した後、１２
００℃に１０時間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を行っ
た。
にまで最終冷延されたストリップを８４０℃まで加熱処
理した。この加熱過程において表２に示す温度範囲を８
５℃／秒で急速に加熱し、これ以外の温度範囲では２０
℃／秒の加熱速度で加熱した。ただし条件Ｉのみは、全
温度範囲を２０℃／秒の加熱速度で加熱した。続けてス
トリップを８４０℃の均一温度の湿潤水素中で１８０秒
間脱炭焼鈍した。この後、ＭｇＯ粉を塗布した後、１２
００℃に１０時間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を行っ
た。
【００２５】表２に、得られた製品の、磁気特性を示
す。製品の磁気特性は、脱炭焼鈍の加熱過程において、
常温超、６００℃以下の温度範囲から少なくとも７５０
℃以上の温度域を急速に加熱することにより、従来の急
速加熱処理とほぼ同等の極めて低い鉄損を有する一方向
性電磁鋼板が得られている。
す。製品の磁気特性は、脱炭焼鈍の加熱過程において、
常温超、６００℃以下の温度範囲から少なくとも７５０
℃以上の温度域を急速に加熱することにより、従来の急
速加熱処理とほぼ同等の極めて低い鉄損を有する一方向
性電磁鋼板が得られている。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】（実施例２）表３に示す成分組成を含む溶
鋼を鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延を行い、２．３mm
の熱延鋼板を得た。これを１１００℃で５分間焼鈍を行
い、さらに酸洗したのち、冷間圧延により０．２３mm厚
にした。圧延された鋼板を５８０℃まで通常のガス加熱
により加熱し、５８０℃から７８０℃までを２５０℃／
秒の加熱速度でプラズマ加熱により加熱した。また比較
例として圧延された鋼板を２５℃の常温から７４５℃ま
で２２０℃／秒の加熱速度で電気誘導加熱装置により加
熱した。
鋼を鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延を行い、２．３mm
の熱延鋼板を得た。これを１１００℃で５分間焼鈍を行
い、さらに酸洗したのち、冷間圧延により０．２３mm厚
にした。圧延された鋼板を５８０℃まで通常のガス加熱
により加熱し、５８０℃から７８０℃までを２５０℃／
秒の加熱速度でプラズマ加熱により加熱した。また比較
例として圧延された鋼板を２５℃の常温から７４５℃ま
で２２０℃／秒の加熱速度で電気誘導加熱装置により加
熱した。
【００２９】これら加熱された後、続けてストリップを
８４０℃の均一温度の湿潤水素中で１８０秒間脱炭焼鈍
した。次にＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃に１０時
間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を行った。
８４０℃の均一温度の湿潤水素中で１８０秒間脱炭焼鈍
した。次にＭｇＯ粉を塗布した後、１２００℃に１０時
間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を行った。
【００３０】これにより得られた製品の特性は、脱炭焼
鈍の加熱過程において５８０℃から７８０℃のみの温度
範囲を急速加熱処理を施したものはＢ8 ＝１．９３Ｔ、
Ｗ17 /50 ＝０．８１（Ｗ／kg）、比較例の加熱処理のも
のはＢ8 ＝１．９４Ｔ、Ｗ17 /50 ＝０．８０（Ｗ／kg）
であった。脱炭焼鈍の加熱過程において、常温超、６０
０℃以下の温度範囲から少なくとも７５０℃以上の温度
域を急速に加熱することにより、従来の加熱処理を施し
たものとほぼ同等の極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁
鋼板が得られた。
鈍の加熱過程において５８０℃から７８０℃のみの温度
範囲を急速加熱処理を施したものはＢ8 ＝１．９３Ｔ、
Ｗ17 /50 ＝０．８１（Ｗ／kg）、比較例の加熱処理のも
のはＢ8 ＝１．９４Ｔ、Ｗ17 /50 ＝０．８０（Ｗ／kg）
であった。脱炭焼鈍の加熱過程において、常温超、６０
０℃以下の温度範囲から少なくとも７５０℃以上の温度
域を急速に加熱することにより、従来の加熱処理を施し
たものとほぼ同等の極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁
鋼板が得られた。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】本発明によれば、脱炭焼鈍の加熱過程に
おいて特定の温度範囲のみを急速に加熱処理することに
より、磁束密度の高い、かつ微細な二次再結晶粒径を持
つことにより、極めて低い鉄損特性を有する一方向性電
磁鋼板を製造することができるので、産業上の貢献する
ところが極めて大である。
おいて特定の温度範囲のみを急速に加熱処理することに
より、磁束密度の高い、かつ微細な二次再結晶粒径を持
つことにより、極めて低い鉄損特性を有する一方向性電
磁鋼板を製造することができるので、産業上の貢献する
ところが極めて大である。
【図１】加熱温度による冷延板の硬度変化を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 筑摩 顯太郎 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日本 製鐵株式会社広畑製鐵所内 (72)発明者 切山 忠夫 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日本 製鐵株式会社広畑製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量で、 Ｃ ：０．１０％以下、 Ｓｉ：２．５〜７．０％、 Ｍｎ：０．０２〜０．１５％、 Ｓ ：０．００１〜０．０５０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、 Ｎ ：０．００３０〜０．０２００％ を基本成分とし、残余はＦｅおよび不可避的不純物より
なる、最終製品厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍
し、最終仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、脱炭焼鈍の加熱過程で、常温超、６００℃以下の
温度範囲から、少なくとも７５０℃までの温度範囲を、
８０℃／秒以上の加熱速度で加熱することを特徴とす
る、極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7279354A JPH09118921A (ja) | 1995-10-26 | 1995-10-26 | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7279354A JPH09118921A (ja) | 1995-10-26 | 1995-10-26 | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09118921A true JPH09118921A (ja) | 1997-05-06 |
Family
ID=17610010
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7279354A Pending JPH09118921A (ja) | 1995-10-26 | 1995-10-26 | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09118921A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008062853A1 (fr) | 2006-11-22 | 2008-05-29 | Nippon Steel Corporation | Feuille d'acier électromagnétique à orientation unidirectionnelle de grains, ayant une excellente adhésion de film, et son procédé de fabrication |
| US7887646B2 (en) | 2005-05-23 | 2011-02-15 | Nippon Steel Corporation | Oriented magnetic steel plate excellent in coating adhesion and method of production of same |
| WO2021054408A1 (ja) * | 2019-09-18 | 2021-03-25 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US11942247B2 (en) * | 2013-08-27 | 2024-03-26 | Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. | Grain oriented electrical steel with improved forsterite coating characteristics |
-
1995
- 1995-10-26 JP JP7279354A patent/JPH09118921A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7887646B2 (en) | 2005-05-23 | 2011-02-15 | Nippon Steel Corporation | Oriented magnetic steel plate excellent in coating adhesion and method of production of same |
| WO2008062853A1 (fr) | 2006-11-22 | 2008-05-29 | Nippon Steel Corporation | Feuille d'acier électromagnétique à orientation unidirectionnelle de grains, ayant une excellente adhésion de film, et son procédé de fabrication |
| US7942982B2 (en) | 2006-11-22 | 2011-05-17 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet excellent in coating adhesion and method of producing the same |
| US11942247B2 (en) * | 2013-08-27 | 2024-03-26 | Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. | Grain oriented electrical steel with improved forsterite coating characteristics |
| WO2021054408A1 (ja) * | 2019-09-18 | 2021-03-25 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPWO2021054408A1 (ja) * | 2019-09-18 | 2021-03-25 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030225 |