JPH06306474A - 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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- JPH06306474A JPH06306474A JP9981893A JP9981893A JPH06306474A JP H06306474 A JPH06306474 A JP H06306474A JP 9981893 A JP9981893 A JP 9981893A JP 9981893 A JP9981893 A JP 9981893A JP H06306474 A JPH06306474 A JP H06306474A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性を向上することを目的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．
０８０％、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．００２０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下を含有
するスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行
い、引き続き通常の工程で一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の一次再結晶粒径を制御し、熱延後、最終仕上焼鈍の二
次再結晶開始までの間に鋼板に所定量の窒化処理を施
し、最終仕上焼鈍の昇温過程の焼鈍雰囲気の窒素分圧を
制御することを特徴とし、さらには、鋼中にＳｎを添加
することを特徴とする。
性電磁鋼板の磁気特性を向上することを目的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．
０８０％、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．００２０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下を含有
するスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行
い、引き続き通常の工程で一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の一次再結晶粒径を制御し、熱延後、最終仕上焼鈍の二
次再結晶開始までの間に鋼板に所定量の窒化処理を施
し、最終仕上焼鈍の昇温過程の焼鈍雰囲気の窒素分圧を
制御することを特徴とし、さらには、鋼中にＳｎを添加
することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、トランス等の鉄心とし
て使用される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。
て使用される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。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表す数値としては、磁場の強さ８００A/
m における磁束密度Ｂ8 が通常使用される。また、鉄損
特性を表す数値としては、周波数５０Hzで１．７テスラ
ー（Ｔ）まで磁化した時の１kg当りの鉄損Ｗ17/50 を使
用している。磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であ
り、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好
になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再結
晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合がある。
これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径
に拘らず、鉄損特性を改善することができる。
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表す数値としては、磁場の強さ８００A/
m における磁束密度Ｂ8 が通常使用される。また、鉄損
特性を表す数値としては、周波数５０Hzで１．７テスラ
ー（Ｔ）まで磁化した時の１kg当りの鉄損Ｗ17/50 を使
用している。磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であ
り、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好
になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再結
晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合がある。
これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径
に拘らず、鉄損特性を改善することができる。
【０００３】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に〈００１〉軸を持った、いわゆるゴス組織を発達
させることにより製造されている。良好な磁気特性を得
るためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に
高度に揃えることが必要である。このような高磁束密度
一方向性電磁鋼板の製造技術として代表的なものに田口
悟等による特公昭４０−１５６４４号公報及び今中拓一
等による特公昭５１−１３４６９号公報記載の方法があ
る。前者においてはＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎ
Ｓ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を主なインヒビターとして用いて
いる。従って現在の技術においてはこれらインヒビター
として機能する析出物の大きさ、形態及び分散状態を適
正に制御することが不可欠である。ＭｎＳに関して言え
ば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳを一
旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられ
ている。
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に〈００１〉軸を持った、いわゆるゴス組織を発達
させることにより製造されている。良好な磁気特性を得
るためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に
高度に揃えることが必要である。このような高磁束密度
一方向性電磁鋼板の製造技術として代表的なものに田口
悟等による特公昭４０−１５６４４号公報及び今中拓一
等による特公昭５１−１３４６９号公報記載の方法があ
る。前者においてはＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎ
Ｓ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を主なインヒビターとして用いて
いる。従って現在の技術においてはこれらインヒビター
として機能する析出物の大きさ、形態及び分散状態を適
正に制御することが不可欠である。ＭｎＳに関して言え
ば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳを一
旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられ
ている。
【０００４】二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全に固
溶させるためには１４００℃程度の温度が必要である。
これは普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上も
高く、この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような
不利な点がある。即ち、１）方向性電磁鋼専用の高温ス
ラブ加熱炉が必要。２）加熱炉のエネルギー原単位が高
い。３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出
し等にみられるように操業上の悪影響が大きい。
溶させるためには１４００℃程度の温度が必要である。
これは普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上も
高く、この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような
不利な点がある。即ち、１）方向性電磁鋼専用の高温ス
ラブ加熱炉が必要。２）加熱炉のエネルギー原単位が高
い。３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出
し等にみられるように操業上の悪影響が大きい。
【０００５】このような問題点を回避するためにはスラ
ブ加熱温度を普通鋼並みに下げればよいわけであるが、
このことは同時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量
を少なくするか、あるいは全く用いないことを意味し、
必然的に二次再結晶の不安定化をもたらす。このため低
温スラブ加熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ
以外の析出物等によりインヒビターを強化し、仕上焼鈍
時の正常粒成長の抑制を充分にする必要がある。このよ
うなインヒビターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物
及び粒界析出元素等が考えられ、公知の技術として、例
えば次のようなものがあげられる。
ブ加熱温度を普通鋼並みに下げればよいわけであるが、
このことは同時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量
を少なくするか、あるいは全く用いないことを意味し、
必然的に二次再結晶の不安定化をもたらす。このため低
温スラブ加熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ
以外の析出物等によりインヒビターを強化し、仕上焼鈍
時の正常粒成長の抑制を充分にする必要がある。このよ
うなインヒビターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物
及び粒界析出元素等が考えられ、公知の技術として、例
えば次のようなものがあげられる。
【０００６】特公昭５４−２４６８５号公報には、Ａ
ｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有さ
せることによりスラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃
の範囲にする方法が開示され、特開昭５２−２４１１６
号公報には、Ａｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ．Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有させることに
よりスラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にす
る方法が開示され、また特開昭５７−１５８３２２号公
報には、Ｍｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以
下にすることにより低温スラブ加熱化を行い、さらにＣ
ｕの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示され
ている。
ｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有さ
せることによりスラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃
の範囲にする方法が開示され、特開昭５２−２４１１６
号公報には、Ａｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ．Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有させることに
よりスラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にす
る方法が開示され、また特開昭５７−１５８３２２号公
報には、Ｍｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以
下にすることにより低温スラブ加熱化を行い、さらにＣ
ｕの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示され
ている。
【０００７】一方、これらインヒビターの補強と組み合
わせて金属組織の側から改良を加えた技術も開示されて
いる。即ち、特開昭５７−８９４３３号公報では、Ｍｎ
に加え、Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｂ等の元
素を加え、これにスラブの柱状晶率と二次冷延圧下率を
組み合わせることにより１１００〜１２５０℃の低温ス
ラブ加熱化を実現している。さらに特開昭５９−１９０
３２４号公報では、ＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及びＢ
と窒素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷延
後の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより、
二次再結晶を安定化する技術が開示されている。このよ
うに方向性電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化実現
のためには、これまでに多大な努力が続けられてきてい
る。
わせて金属組織の側から改良を加えた技術も開示されて
いる。即ち、特開昭５７−８９４３３号公報では、Ｍｎ
に加え、Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｂ等の元
素を加え、これにスラブの柱状晶率と二次冷延圧下率を
組み合わせることにより１１００〜１２５０℃の低温ス
ラブ加熱化を実現している。さらに特開昭５９−１９０
３２４号公報では、ＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及びＢ
と窒素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷延
後の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより、
二次再結晶を安定化する技術が開示されている。このよ
うに方向性電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化実現
のためには、これまでに多大な努力が続けられてきてい
る。
【０００８】さて、特開昭５９−５６５２２号公報に
は、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７％以
下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技術
が開示されているが、この技術により高温スラブ加熱時
のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶
不良発生の問題が解消された。
は、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７％以
下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技術
が開示されているが、この技術により高温スラブ加熱時
のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶
不良発生の問題が解消された。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱による
方法は元来、製造コストの低減を目的としているもの
の、当然のことながら、良好な磁気特性を安定して得る
技術でなければ、工業化はできない。そこで、本発明者
らは、一次再結晶粒径制御及び窒化を基本とする技
術を構築してきた。そして、さらに鉄損特性を向上させ
るべく研究を進めてきたが、その過程で、Ｓ，Ｓｅ量が
極端に低い場合Ｍｎ量が磁気特性に大きく影響するとい
う認識に達した。
方法は元来、製造コストの低減を目的としているもの
の、当然のことながら、良好な磁気特性を安定して得る
技術でなければ、工業化はできない。そこで、本発明者
らは、一次再結晶粒径制御及び窒化を基本とする技
術を構築してきた。そして、さらに鉄損特性を向上させ
るべく研究を進めてきたが、その過程で、Ｓ，Ｓｅ量が
極端に低い場合Ｍｎ量が磁気特性に大きく影響するとい
う認識に達した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１）重量比でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．２〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０
８０％、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．００２０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下を含有
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２
８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０％以上の
最終冷延を含み必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の
冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一
方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブにおい
て、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≧３とし、脱炭焼鈍
完了後、最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒
径を１８〜３５μｍとし、熱延後、最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に鋼板に０．００１０重量％以上の
窒素吸収を行わせる窒化処理を施し、最終仕上焼鈍の昇
温過程における鋼板の温度が９００〜１１５０℃の範囲
において、焼鈍雰囲気の窒素分圧を１％以上とすること
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）重量比で０．０１〜０．１５％のＳｎをスラブに
含有することを特徴とする前項（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。
ろは下記のとおりである。 （１）重量比でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．２〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０
８０％、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．００２０％以下、Ｍｎ：０．０３％以下を含有
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２
８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０％以上の
最終冷延を含み必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の
冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一
方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブにおい
て、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≧３とし、脱炭焼鈍
完了後、最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒
径を１８〜３５μｍとし、熱延後、最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に鋼板に０．００１０重量％以上の
窒素吸収を行わせる窒化処理を施し、最終仕上焼鈍の昇
温過程における鋼板の温度が９００〜１１５０℃の範囲
において、焼鈍雰囲気の窒素分圧を１％以上とすること
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）重量比で０．０１〜０．１５％のＳｎをスラブに
含有することを特徴とする前項（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。
【００１１】
【作用】本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
この熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次行う
ことによって製造される。
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
この熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次行う
ことによって製造される。
【００１２】本発明者は、Ｓ，Ｓｅを極端に下げた場合
の成分設計について、種々検討した結果、磁気特性にＭ
ｎ量が大きく影響するという新知見を得た。以下実験結
果を基に詳細に説明する。
の成分設計について、種々検討した結果、磁気特性にＭ
ｎ量が大きく影響するという新知見を得た。以下実験結
果を基に詳細に説明する。
【００１３】図１にＭｎ量と磁気特性の関係を示す。こ
の場合、Ｃ：０．０５４重量％（以下％と略述）、Ｓ
ｉ：３．２６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：
０．００８３％、Ｍｎ：０．０１〜０．１２％、Ｓ：
０．０００４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる珪素鋼の４０mm厚スラブを１１５０℃で１時間
加熱後２．３mm厚まで熱延した。得られた熱延板に、１
１００℃に３０秒保持に引き続き９００℃に３０秒保持
して急冷する熱延板焼鈍を施した後、０．２２０mmまで
冷延し、次いで８３５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍
（焼鈍雰囲気Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＝
６２℃）を施した後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍
（焼鈍雰囲気Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＜
０℃）中の焼鈍雰囲気中にＮＨ3 ガスを混入し、鋼板に
窒素吸収を生ぜしめた。
の場合、Ｃ：０．０５４重量％（以下％と略述）、Ｓ
ｉ：３．２６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：
０．００８３％、Ｍｎ：０．０１〜０．１２％、Ｓ：
０．０００４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる珪素鋼の４０mm厚スラブを１１５０℃で１時間
加熱後２．３mm厚まで熱延した。得られた熱延板に、１
１００℃に３０秒保持に引き続き９００℃に３０秒保持
して急冷する熱延板焼鈍を施した後、０．２２０mmまで
冷延し、次いで８３５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍
（焼鈍雰囲気Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＝
６２℃）を施した後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍
（焼鈍雰囲気Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＜
０℃）中の焼鈍雰囲気中にＮＨ3 ガスを混入し、鋼板に
窒素吸収を生ぜしめた。
【００１４】この場合窒化量（増窒素量）は０．０１２
５〜０．０１４０％であり、この窒化処理後の鋼板の平
均結晶粒径は２２〜２５μｍ（円相当直径）であった。
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、１２００℃に２０
時間Ｈ2 中で保持する最終仕上焼鈍を施した。この最終
仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まではＮ2 ：２５％、Ｈ
2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃から１２
００℃まではＮ2 ：５０％、Ｈ2 ：５０％の焼鈍雰囲気
の条件下で処理した。
５〜０．０１４０％であり、この窒化処理後の鋼板の平
均結晶粒径は２２〜２５μｍ（円相当直径）であった。
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、１２００℃に２０
時間Ｈ2 中で保持する最終仕上焼鈍を施した。この最終
仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まではＮ2 ：２５％、Ｈ
2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃から１２
００℃まではＮ2 ：５０％、Ｈ2 ：５０％の焼鈍雰囲気
の条件下で処理した。
【００１５】図１から明らかなように、Ｍｎ量：０．０
３％以下の場合に、極めて良好な磁気特性が得られた。
３％以下の場合に、極めて良好な磁気特性が得られた。
【００１６】図１で示された磁束密度向上効果のメカニ
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は以下のように推察している。本発明の如くＳ，Ｓｅが
極端に少ない場合には、添加したＭｎ量のほとんどが固
溶Ｍｎとなる。本発明者らは、一次再結晶集合組織にＭ
ｎ量が影響することをつきとめており、具体的にはＭｎ
量が増加する程一次再結晶集合組織がランダム化する傾
向があった。
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は以下のように推察している。本発明の如くＳ，Ｓｅが
極端に少ない場合には、添加したＭｎ量のほとんどが固
溶Ｍｎとなる。本発明者らは、一次再結晶集合組織にＭ
ｎ量が影響することをつきとめており、具体的にはＭｎ
量が増加する程一次再結晶集合組織がランダム化する傾
向があった。
【００１７】特に、二次再結晶方位である｛１１０｝
〈００１〉に対してΣ９対応方位関係にある｛１１１｝
〈１１２〉の一次再結晶集合組織における集積度がＭｎ
量増加と共に下がる傾向がみられた。このため、Ｍｎ量
が増加する程、二次再結晶方位の｛１１０｝〈００１〉
集積度が低下し、結果として、製品の磁束密度が低下す
るものと考えられる。従って、Ｍｎ量を下げることが製
品の磁束密度を向上させる効果があるものと考えられ
る。
〈００１〉に対してΣ９対応方位関係にある｛１１１｝
〈１１２〉の一次再結晶集合組織における集積度がＭｎ
量増加と共に下がる傾向がみられた。このため、Ｍｎ量
が増加する程、二次再結晶方位の｛１１０｝〈００１〉
集積度が低下し、結果として、製品の磁束密度が低下す
るものと考えられる。従って、Ｍｎ量を下げることが製
品の磁束密度を向上させる効果があるものと考えられ
る。
【００１８】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して
限定理由を詳細に説明する。Ｃは０．０２５％未満にな
ると二次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場
合でもＢ8 ＞１．８０（Ｔ）が得がたいので０．０２５
％以上とした。一方、Ｃが多くなりすぎると脱炭焼鈍時
間が長くなり経済的でないので０．０７５％以下とし
た。
述べる。先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して
限定理由を詳細に説明する。Ｃは０．０２５％未満にな
ると二次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場
合でもＢ8 ＞１．８０（Ｔ）が得がたいので０．０２５
％以上とした。一方、Ｃが多くなりすぎると脱炭焼鈍時
間が長くなり経済的でないので０．０７５％以下とし
た。
【００１９】Ｓｉは５．０％を超えると冷延時の割れが
著しくなるので５．０％以下とした。また、２．２％未
満では素材の固有抵抗が低すぎ、本発明の目的であるト
ランス鉄心材料として必要な低鉄損が得られないので
２．２％以上とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必要
なＡｌＮまたは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可
溶性Ａｌとして０．０１５％以上が必要である。酸可溶
性Ａｌが０．０８０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適
切となり、二次再結晶が不安定になるので０．０８０％
以下とした。
著しくなるので５．０％以下とした。また、２．２％未
満では素材の固有抵抗が低すぎ、本発明の目的であるト
ランス鉄心材料として必要な低鉄損が得られないので
２．２％以上とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必要
なＡｌＮまたは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可
溶性Ａｌとして０．０１５％以上が必要である。酸可溶
性Ａｌが０．０８０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適
切となり、二次再結晶が不安定になるので０．０８０％
以下とした。
【００２０】Ｎについては、０．０１３０％を超えると
ブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふくれ”が発生する
ので０．０１３０％以下とした。Ｓ＋０．４０５Ｓｅに
ついては、本発明の如くＭｎ量が０．０３％以下と低い
場合には、スラブ加熱時、ＭｎＳ，ＭｎＳｅが固溶し
て、熱延以降に微細析出することとなる。この微細析出
するＭｎＳ，ＭｎＳｅが多すぎると、脱炭焼鈍時の一次
再結晶粒成長が抑制され、一次再結晶粒径の制御が困難
となる。本発明では、この問題を解決するためＳ＋０．
４０５Ｓｅ≦０．００２０％とした。０．００２０％を
超えると、上記一次再結晶粒径の制御が困難となり好ま
しくない。下限値は特に限定するものではないが、Ｓ＋
０．４０５Ｓｅを０．０００１％以下にすることは、工
業的には難しい。
ブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふくれ”が発生する
ので０．０１３０％以下とした。Ｓ＋０．４０５Ｓｅに
ついては、本発明の如くＭｎ量が０．０３％以下と低い
場合には、スラブ加熱時、ＭｎＳ，ＭｎＳｅが固溶し
て、熱延以降に微細析出することとなる。この微細析出
するＭｎＳ，ＭｎＳｅが多すぎると、脱炭焼鈍時の一次
再結晶粒成長が抑制され、一次再結晶粒径の制御が困難
となる。本発明では、この問題を解決するためＳ＋０．
４０５Ｓｅ≦０．００２０％とした。０．００２０％を
超えると、上記一次再結晶粒径の制御が困難となり好ま
しくない。下限値は特に限定するものではないが、Ｓ＋
０．４０５Ｓｅを０．０００１％以下にすることは、工
業的には難しい。
【００２１】Ｍｎの上限値は０．０３％である。これは
図１から明らかなように、Ｍｎ≦０．０３％で磁気特性
が極めて良好となるためである。Ｍｎの下限値は特に限
定しないが、０．０００１％以下にＭｎ量を下げること
は工業的には難しい。また、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ）≧３とした。これは、固溶状態のＳ，Ｓｅを低減
し、熱延時等での割れを減少させるためである。Ｍｎ／
（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）の上限値は特に限定しないが、
Ｍｎの上限値が０．０３％であり、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ
の工業的に下げられる下限値が０．０００１％であるこ
とから、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）は実質的には３
００程度となる。
図１から明らかなように、Ｍｎ≦０．０３％で磁気特性
が極めて良好となるためである。Ｍｎの下限値は特に限
定しないが、０．０００１％以下にＭｎ量を下げること
は工業的には難しい。また、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ）≧３とした。これは、固溶状態のＳ，Ｓｅを低減
し、熱延時等での割れを減少させるためである。Ｍｎ／
（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）の上限値は特に限定しないが、
Ｍｎの上限値が０．０３％であり、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ
の工業的に下げられる下限値が０．０００１％であるこ
とから、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）は実質的には３
００程度となる。
【００２２】Ｓｎを０．０１〜０．１５％添加すること
は、二次再結晶でのインヒビター強度を高めることによ
り磁気特性を高位安定化する上でさらに好ましい。０．
０１％未満では、この効果が十分でなく、０．１５％超
では、窒化処理が困難となり好ましくない。この他、イ
ンヒビター構成元素として公知なＳｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｂ
ｉ，Ｎｂ等を添加することはさしつかえない。また、製
品での電気抵抗を増加する等の理由で、Ｐ，Ｃｒ等を添
加することはさしつかえない。
は、二次再結晶でのインヒビター強度を高めることによ
り磁気特性を高位安定化する上でさらに好ましい。０．
０１％未満では、この効果が十分でなく、０．１５％超
では、窒化処理が困難となり好ましくない。この他、イ
ンヒビター構成元素として公知なＳｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｂ
ｉ，Ｎｂ等を添加することはさしつかえない。また、製
品での電気抵抗を増加する等の理由で、Ｐ，Ｃｒ等を添
加することはさしつかえない。
【００２３】スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコスト
ダウンを行うという目的から１２８０℃未満と限定し
た。好ましくは１２００℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。この熱延板
に、必要に応じて８００〜１２００℃での熱延板焼鈍を
施し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含みかつ必
要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を施す。最終
冷延の圧下率を８０％以上としたのは、圧下率を上記範
囲とすることによって、脱炭板において尖鋭な｛１１
０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕食され易い対応方位
粒（｛１１１｝〈１１２〉方位粒等）を適正量得ること
ができ、磁束密度を高める上で好ましいためである。
ダウンを行うという目的から１２８０℃未満と限定し
た。好ましくは１２００℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。この熱延板
に、必要に応じて８００〜１２００℃での熱延板焼鈍を
施し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含みかつ必
要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を施す。最終
冷延の圧下率を８０％以上としたのは、圧下率を上記範
囲とすることによって、脱炭板において尖鋭な｛１１
０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕食され易い対応方位
粒（｛１１１｝〈１１２〉方位粒等）を適正量得ること
ができ、磁束密度を高める上で好ましいためである。
【００２４】圧延後、鋼板には順次、脱炭焼鈍、焼鈍分
離剤塗布、仕上焼鈍が施されて最終製品となる。ここで
脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結
晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍに制御することが良好
な磁気特性を得るために必要である。平均粒径が１８μ
ｍ未満では二次再結晶方位制御が困難となり、３５μｍ
超では二次再結晶が不安定となり、好ましくない。
離剤塗布、仕上焼鈍が施されて最終製品となる。ここで
脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結
晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍに制御することが良好
な磁気特性を得るために必要である。平均粒径が１８μ
ｍ未満では二次再結晶方位制御が困難となり、３５μｍ
超では二次再結晶が不安定となり、好ましくない。
【００２５】そして、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結
晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定したの
は、本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセス
では、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足がち
になるからである。窒化の方法としては特に限定するも
のではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ3 ガ
スを混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼
鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒
化物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、最
終仕上焼鈍の雰囲気のＮ2 分圧を高めとし、鋼板を窒化
する方法等いずれの方法でもよい。窒化量については、
１０ppm 以上は必要である。
晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定したの
は、本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセス
では、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足がち
になるからである。窒化の方法としては特に限定するも
のではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ3 ガ
スを混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼
鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒
化物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、最
終仕上焼鈍の雰囲気のＮ2 分圧を高めとし、鋼板を窒化
する方法等いずれの方法でもよい。窒化量については、
１０ppm 以上は必要である。
【００２６】さらに、最終仕上焼鈍の昇温過程における
鋼板の温度が９００〜１１５０℃の範囲において、焼鈍
雰囲気の窒素分圧を１％以上とする必要がある。二次再
結晶は９００〜１１５０℃の範囲で生じ、この時のイン
ヒビター強度を高めることが二次再結晶粒の｛１１０｝
〈００１〉方位集積度を高める上で有効である。これに
は、焼鈍雰囲気中の窒素分圧を１％以上にし、ＡｌＮ，
（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等鋼中窒化物の分解を抑制する必要が
ある。窒素分圧の上限は限定しない。１００％まで許容
される。
鋼板の温度が９００〜１１５０℃の範囲において、焼鈍
雰囲気の窒素分圧を１％以上とする必要がある。二次再
結晶は９００〜１１５０℃の範囲で生じ、この時のイン
ヒビター強度を高めることが二次再結晶粒の｛１１０｝
〈００１〉方位集積度を高める上で有効である。これに
は、焼鈍雰囲気中の窒素分圧を１％以上にし、ＡｌＮ，
（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等鋼中窒化物の分解を抑制する必要が
ある。窒素分圧の上限は限定しない。１００％まで許容
される。
【００２７】９００℃未満の温度範囲の焼鈍雰囲気は特
に規定しない。二次再結晶は通常９００〜１１５０℃で
生じるので、この温度範囲での焼鈍雰囲気を制御すれば
十分である。昇温は通常１１００〜１２５０℃まで行わ
れ、昇温中に通常二次再結晶が完了し、純化のための恒
温保持に入る。この昇温に引き続く恒温保持は、通常５
〜５０時間行われるが、この恒温保持は、通常Ｈ2 ガス
またはＨ2 ガスが主な焼鈍雰囲気中で行われる。二次再
結晶のために、例えば１０００〜１１００℃で恒温保持
し、その後さらに昇温して純化のための恒温保持に入る
場合は、純化に入るまでの温度範囲が昇温過程と解され
る。
に規定しない。二次再結晶は通常９００〜１１５０℃で
生じるので、この温度範囲での焼鈍雰囲気を制御すれば
十分である。昇温は通常１１００〜１２５０℃まで行わ
れ、昇温中に通常二次再結晶が完了し、純化のための恒
温保持に入る。この昇温に引き続く恒温保持は、通常５
〜５０時間行われるが、この恒温保持は、通常Ｈ2 ガス
またはＨ2 ガスが主な焼鈍雰囲気中で行われる。二次再
結晶のために、例えば１０００〜１１００℃で恒温保持
し、その後さらに昇温して純化のための恒温保持に入る
場合は、純化に入るまでの温度範囲が昇温過程と解され
る。
【００２８】
実施例１ Ｃ：０．０５９％、Ｓｉ：３．３５％、Ｓ：０．００１
０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００８３
％を含有し、Ｍｎ量：０．２５％、０．１４％、
０．０２％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種
類の４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した
後、圧延して１．８mm厚の熱延板とした。この熱延板
に、１１２０℃に３０秒保持し、９００℃に３０秒保持
して急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率約９０．
６％で０．１７０mm厚の冷延板とし、８４０℃で９０秒
保持する脱炭焼鈍を行い、しかる後、７５０℃に３０秒
保持する焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲気に混入させ、
鋼板に窒化処理を施した。
０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００８３
％を含有し、Ｍｎ量：０．２５％、０．１４％、
０．０２％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種
類の４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した
後、圧延して１．８mm厚の熱延板とした。この熱延板
に、１１２０℃に３０秒保持し、９００℃に３０秒保持
して急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率約９０．
６％で０．１７０mm厚の冷延板とし、８４０℃で９０秒
保持する脱炭焼鈍を行い、しかる後、７５０℃に３０秒
保持する焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲気に混入させ、
鋼板に窒化処理を施した。
【００２９】この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１
３５〜０．０１４４％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２２〜２４μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まで
は、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中で処理
し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：７５％、Ｈ
2 ：２５％なる条件で処理した。工程条件と磁気特性の
関係を表１に示す。表１から明らかなように、本発明の
条件であるの場合、良好な磁気特性が得られている。
３５〜０．０１４４％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２２〜２４μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まで
は、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中で処理
し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：７５％、Ｈ
2 ：２５％なる条件で処理した。工程条件と磁気特性の
関係を表１に示す。表１から明らかなように、本発明の
条件であるの場合、良好な磁気特性が得られている。
【００３０】
【表１】
【００３１】実施例２ Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：３．５０％、Ｍｎ：０．０１
５％、Ｓ：０．０００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４
％、Ｎ：０．００８２％、Ｓｎ：０．００２％、
０．０６％、０．２７％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる３種類の４０mm厚のスラブを１１５
０℃の温度で加熱した後、熱延して２．３mm厚の熱延板
とした。この熱延板に、１１２０℃に３０秒保持し、９
００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し、次
いで圧下率約９０％で０．２２０mm厚の冷延板とし、８
３０℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を行い、しかる後、７
５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲
気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
５％、Ｓ：０．０００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４
％、Ｎ：０．００８２％、Ｓｎ：０．００２％、
０．０６％、０．２７％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる３種類の４０mm厚のスラブを１１５
０℃の温度で加熱した後、熱延して２．３mm厚の熱延板
とした。この熱延板に、１１２０℃に３０秒保持し、９
００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し、次
いで圧下率約９０％で０．２２０mm厚の冷延板とし、８
３０℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を行い、しかる後、７
５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲
気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
【００３２】この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１
２４〜０．０１３８％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２４〜２６μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程をＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処理した。工程条件と磁
気特性の関係を表２に示す。表２から明らかなように、
本実験の条件はすべて本発明の条件となっており、良好
な磁気特性が得られている。とりわけＳｎの含有量が本
発明の条件を満たすの条件の場合、極めて良好な磁気
特性が得られている。
２４〜０．０１３８％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２４〜２６μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程をＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処理した。工程条件と磁
気特性の関係を表２に示す。表２から明らかなように、
本実験の条件はすべて本発明の条件となっており、良好
な磁気特性が得られている。とりわけＳｎの含有量が本
発明の条件を満たすの条件の場合、極めて良好な磁気
特性が得られている。
【００３３】
【表２】
【００３４】実施例３ Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：３．４８％、Ｍｎ：０．０１
０％、Ｓ：０．０００５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３５
％、Ｎ：０．００８８％、Ｓｎ：０．００１％、
０．０４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる２種類の４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後熱延して１．８mm厚の熱延板とした。この熱延
板を１．４mmまで冷延した後、１１２０℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持して急冷する焼鈍を施し、次
いで圧下率約８９．６％で０．１４５mm厚の冷延板と
し、８２５℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を行い、しかる
後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼
鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
０％、Ｓ：０．０００５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３５
％、Ｎ：０．００８８％、Ｓｎ：０．００１％、
０．０４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる２種類の４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後熱延して１．８mm厚の熱延板とした。この熱延
板を１．４mmまで冷延した後、１１２０℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持して急冷する焼鈍を施し、次
いで圧下率約８９．６％で０．１４５mm厚の冷延板と
し、８２５℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を行い、しかる
後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼
鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
【００３５】この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１
３４〜０．０１４８％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２４〜２５μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１０℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まで
は、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中で処理
し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：７５％、Ｈ
2 ：２５％なる条件で処理した。工程条件と磁気特性の
関係を表３に示す。本実験条件はすべて本発明の条件に
入っており、良好な磁気特性が得られた。さらに本発明
のＳｎの条件となるの場合、さらに良好な磁気特性が
得られた。
３４〜０．０１４８％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２４〜２５μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１０℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まで
は、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中で処理
し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：７５％、Ｈ
2 ：２５％なる条件で処理した。工程条件と磁気特性の
関係を表３に示す。本実験条件はすべて本発明の条件に
入っており、良好な磁気特性が得られた。さらに本発明
のＳｎの条件となるの場合、さらに良好な磁気特性が
得られた。
【００３６】
【表３】
【００３７】実施例４ Ｃ：０．０４０％、Ｓｉ：２．８０％、Ｓ：０．０００
３％、酸可溶性Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００８８
％を含有し、Ｍｎ量：０．２８％、０．１２％、
０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種
類の４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した
後、熱延して２．３mm厚の熱延板とした。この熱延板
に、熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率約８５％で０．
３３５mm厚の冷延板とし、８４０℃で９０秒保持する脱
炭焼鈍を行い、しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼
鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化
処理を施した。
３％、酸可溶性Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００８８
％を含有し、Ｍｎ量：０．２８％、０．１２％、
０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種
類の４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した
後、熱延して２．３mm厚の熱延板とした。この熱延板
に、熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率約８５％で０．
３３５mm厚の冷延板とし、８４０℃で９０秒保持する脱
炭焼鈍を行い、しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼
鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化
処理を施した。
【００３８】この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１
４９〜０．０１６２％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２１〜２３μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まで
は、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中で処理
し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：５０％、Ｈ
2 ：５０％なる条件で処理した。工程条件と磁気特性の
関係を表４に示す。表４から明らかなように、本発明の
条件であるの場合、熱延板焼鈍を施さなくても、良好
な磁気特性が得られている。
４９〜０．０１６２％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径（円相当直径）は２１〜２３μｍであっ
た。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hrで昇温し、
Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まで
は、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中で処理
し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：５０％、Ｈ
2 ：５０％なる条件で処理した。工程条件と磁気特性の
関係を表４に示す。表４から明らかなように、本発明の
条件であるの場合、熱延板焼鈍を施さなくても、良好
な磁気特性が得られている。
【００３９】
【表４】
【００４０】
【発明の効果】本発明に従って、Ｓ，Ｓｅ量を極端に下
げ、Ｍｎ量を所定量以下に制御し、脱炭焼鈍完了後、最
終仕上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径の
制御、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間
の窒化処理、最終仕上焼鈍の昇温過程での焼鈍雰囲気の
窒素分圧制御を行うことにより、磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板を安定して製造することができ、さらにＳ
ｎを添加することにより、一層優れた磁気特性を有する
一方向性電磁鋼板を安定して製造できるので、これらの
技術の工業的意義は極めて大である。
げ、Ｍｎ量を所定量以下に制御し、脱炭焼鈍完了後、最
終仕上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径の
制御、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間
の窒化処理、最終仕上焼鈍の昇温過程での焼鈍雰囲気の
窒素分圧制御を行うことにより、磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板を安定して製造することができ、さらにＳ
ｎを添加することにより、一層優れた磁気特性を有する
一方向性電磁鋼板を安定して製造できるので、これらの
技術の工業的意義は極めて大である。
【図１】Ｍｎ量と磁束密度の関係を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年７月２５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２１】Ｍｎの上限値は０．０３％である。これは
図１から明らかなように、Ｍｎ≦０．０３％で磁気特性
が極めて良好となるためである。Ｍｎの下限値は特に限
定しないが、０．０００１％以下にＭｎ量を下げること
は工業的には難しい。また、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ）≧３とした。これは、固溶状態のＳ，Ｓｅを低減
し、熱延時等での割れを減少させるためである。Ｍｎ／
（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）の上限値は特に限定しないが、
Ｍｎの上限値が０．０３％であり、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ
の工業的に下げられる下限値が０．０００１％であるこ
とから、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）の上限値は実質
的には３００程度となる。
図１から明らかなように、Ｍｎ≦０．０３％で磁気特性
が極めて良好となるためである。Ｍｎの下限値は特に限
定しないが、０．０００１％以下にＭｎ量を下げること
は工業的には難しい。また、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ）≧３とした。これは、固溶状態のＳ，Ｓｅを低減
し、熱延時等での割れを減少させるためである。Ｍｎ／
（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）の上限値は特に限定しないが、
Ｍｎの上限値が０．０３％であり、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ
の工業的に下げられる下限値が０．０００１％であるこ
とから、Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）の上限値は実質
的には３００程度となる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 河野 彪 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．２〜５．０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０８０％、 Ｎ ：０．０１３０％以下、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００２０％以下、 Ｍｎ：０．０３％以下 残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き必要に応
じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０％以上の最終
冷延を含み必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延
を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向
性電磁鋼板を製造する方法において、スラブにおいて、
Ｍｎ／（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≧３とし、脱炭焼鈍完了
後、最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径を
１８〜３５μｍとし、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結
晶開始までの間に鋼板に０．００１０重量％以上の窒素
吸収を行わせる窒化処理を施し、最終仕上焼鈍の昇温過
程における鋼板の温度が９００〜１１５０℃の範囲にお
いて、焼鈍雰囲気の窒素分圧を１％以上とすることを特
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。 - 【請求項２】 重量比で０．０１〜０．１５％のＳｎを
スラブに含有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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9981893A JPH06306474A (ja) | 1993-04-26 | 1993-04-26 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP9981893A JPH06306474A (ja) | 1993-04-26 | 1993-04-26 | 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 |
|---|---|
| JPH06306474A true JPH06306474A (ja) | 1994-11-01 |
Family
ID=14257425
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9981893A Withdrawn JPH06306474A (ja) | 1993-04-26 | 1993-04-26 | 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) | JPH06306474A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001506702A (ja) * | 1996-12-24 | 2001-05-22 | アッキアイ スペシャリ テルニ エス．ピー．エー． | 高磁気特性を備えた配向粒電気鋼板の製造方法 |
| KR20010060641A (ko) * | 1999-12-27 | 2001-07-07 | 이구택 | 자기적 특성이 우수한 방향성 규소강판의 제조방법 |
| JP2016505706A (ja) * | 2012-11-26 | 2016-02-25 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 方向性ケイ素鋼及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-04-26 JP JP9981893A patent/JPH06306474A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001506702A (ja) * | 1996-12-24 | 2001-05-22 | アッキアイ スペシャリ テルニ エス．ピー．エー． | 高磁気特性を備えた配向粒電気鋼板の製造方法 |
| KR20010060641A (ko) * | 1999-12-27 | 2001-07-07 | 이구택 | 자기적 특성이 우수한 방향성 규소강판의 제조방법 |
| JP2016505706A (ja) * | 2012-11-26 | 2016-02-25 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 方向性ケイ素鋼及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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