JPH0832929B2 - 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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- JPH0832929B2 JPH0832929B2 JP1001778A JP177889A JPH0832929B2 JP H0832929 B2 JPH0832929 B2 JP H0832929B2 JP 1001778 A JP1001778 A JP 1001778A JP 177889 A JP177889 A JP 177889A JP H0832929 B2 JPH0832929 B2 JP H0832929B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔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一方向
性電磁鋼板の製造方法に関する。
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、主にトランスその他の電磁機器
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、鉄損得性を表す数値とし
ては、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したと
きの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。
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、鉄損得性を表す数値とし
ては、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したと
きの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。
この一方向性電磁鋼板は、最終仕上げ焼鈍工程で二次
再結晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝，圧延方向に＜001
＞軸をも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。二次再結晶粒の方向性は、MnS,AlN等をイ
ンヒビターとして利用し、最終強圧下圧延を施す方法に
よって大幅に改善され、それに伴って鉄損特性も著しく
向上する。
再結晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝，圧延方向に＜001
＞軸をも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。二次再結晶粒の方向性は、MnS,AlN等をイ
ンヒビターとして利用し、最終強圧下圧延を施す方法に
よって大幅に改善され、それに伴って鉄損特性も著しく
向上する。
ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては各工程
の種々の要因が磁気特性に影響を与えるため、各工程の
条件に対して極めて厳しい基準を設けている。そのた
め、多大な労力が工程管理に費やされる。それにも拘ら
ず、原因不明の二次再結晶不良，磁気特性不良等が発生
することも少なくない。
の種々の要因が磁気特性に影響を与えるため、各工程の
条件に対して極めて厳しい基準を設けている。そのた
め、多大な労力が工程管理に費やされる。それにも拘ら
ず、原因不明の二次再結晶不良，磁気特性不良等が発生
することも少なくない。
この対策として、製品の二次再結晶不良発生，磁気特
性を途中段階で予測できれば、製造条件，材質，表面性
状等に由来する問題を解消して、二次再結晶が良好で磁
気特性が向上する条件下での製造が可能となる。しか
し、これまでのところ、種々の試みにも拘らず、二次再
結晶不良発生，磁気特性を予測することは困難であっ
た。
性を途中段階で予測できれば、製造条件，材質，表面性
状等に由来する問題を解消して、二次再結晶が良好で磁
気特性が向上する条件下での製造が可能となる。しか
し、これまでのところ、種々の試みにも拘らず、二次再
結晶不良発生，磁気特性を予測することは困難であっ
た。
そこで、本発明は、脱炭焼鈍後で、最終仕上げ焼鈍前
の板材がもつ結晶組織が二次再結晶不良発生，磁気特性
に大きな影響を与えるという新たな知見をもとにして、
この結晶組織を特定することにより、優れた磁気特性を
もつ一方向性電磁鋼板を得ることを目的とする。
の板材がもつ結晶組織が二次再結晶不良発生，磁気特性
に大きな影響を与えるという新たな知見をもとにして、
この結晶組織を特定することにより、優れた磁気特性を
もつ一方向性電磁鋼板を得ることを目的とする。
本発明の一方向性電磁鋼板の製造方法は、その目的を
達成するために、一方向性電磁鋼板用の鋼片を、1300℃
以下の温度に加熱した後熱延し、最終冷延圧下率80％以
上の１回ないし中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
し、更に脱炭焼鈍を行って一次再結晶粒径の平均直径
を15μｍ以上50μｍ以下、直径の変動係数σ＊を0.6以
下とし、脱炭焼鈍完了後仕上げ焼鈍の二次再結晶開始ま
でに、浸窒又は浸硫によりAlN又はMnSなるインヒビター
の強化を行い、仕上げ焼鈍をすることを特徴とする。
達成するために、一方向性電磁鋼板用の鋼片を、1300℃
以下の温度に加熱した後熱延し、最終冷延圧下率80％以
上の１回ないし中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
し、更に脱炭焼鈍を行って一次再結晶粒径の平均直径
を15μｍ以上50μｍ以下、直径の変動係数σ＊を0.6以
下とし、脱炭焼鈍完了後仕上げ焼鈍の二次再結晶開始ま
でに、浸窒又は浸硫によりAlN又はMnSなるインヒビター
の強化を行い、仕上げ焼鈍をすることを特徴とする。
更に、この特徴に加えて、圧下率80％以下の最終強圧
下圧延を施すことによって、一層磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板が得られる。
下圧延を施すことによって、一層磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板が得られる。
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、この熱延板を
必要に応じて焼鈍した後、１回の冷延又は中間焼鈍を挟
んだ２回以上の冷延によって最終ゲージの冷延板とし、
この冷延板を脱炭焼鈍する。
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、この熱延板を
必要に応じて焼鈍した後、１回の冷延又は中間焼鈍を挟
んだ２回以上の冷延によって最終ゲージの冷延板とし、
この冷延板を脱炭焼鈍する。
本発明者等は、この脱炭焼鈍後の結晶組織に着目し、
脱炭焼鈍後の鋼板（以下、これを脱炭焼鈍板という）の
結晶組織と製品の磁気特性（磁束密度）との関係を種々
の観点から広範囲にわたって研究したところ、両者の間
に極めて密接な関係があることを発見した。以下、実験
結果を基に詳細に説明する。
脱炭焼鈍後の鋼板（以下、これを脱炭焼鈍板という）の
結晶組織と製品の磁気特性（磁束密度）との関係を種々
の観点から広範囲にわたって研究したところ、両者の間
に極めて密接な関係があることを発見した。以下、実験
結果を基に詳細に説明する。
第１図及び第２図は、光学顕微鏡で観察した脱炭焼鈍
板の結晶組織（断面全厚）を画像解析することによって
求めた一次再結晶粒の平均直径（円相当）及び直径の
変動係数σ＊が製品の磁束密度B8に与える影響を表した
グラフであるまた、第３図は、平均直径，直径の変動
係数σ＊が異なった脱炭焼鈍板の結晶組織（断面全厚）
の例である。
板の結晶組織（断面全厚）を画像解析することによって
求めた一次再結晶粒の平均直径（円相当）及び直径の
変動係数σ＊が製品の磁束密度B8に与える影響を表した
グラフであるまた、第３図は、平均直径，直径の変動
係数σ＊が異なった脱炭焼鈍板の結晶組織（断面全厚）
の例である。
ここでは、C0.020〜0.090重量％,Si3.2〜3.3重量％，
酸可溶性Al0.010〜0.045重量％,N0.0030〜0.0100重量
％,S0.0030〜0.0300重量％,Mn0.070〜0.500重量％を含
有するスラブを1150〜1400℃に加熱し、2.3mm厚の熱延
板に熱延し、900〜1200℃の温度で熱延板焼鈍を行い、
約88％の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.285mmの冷
延板とし、830〜1000℃の温度で脱炭約鈍を行い、引き
続いてMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕
上げ焼鈍を行った。
酸可溶性Al0.010〜0.045重量％,N0.0030〜0.0100重量
％,S0.0030〜0.0300重量％,Mn0.070〜0.500重量％を含
有するスラブを1150〜1400℃に加熱し、2.3mm厚の熱延
板に熱延し、900〜1200℃の温度で熱延板焼鈍を行い、
約88％の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.285mmの冷
延板とし、830〜1000℃の温度で脱炭約鈍を行い、引き
続いてMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕
上げ焼鈍を行った。
第１図及び第２図から明らかなように、平均直径≧
15μｍで且つ直径の変動係数σ＊≦0.6の範囲で、B8≧
1.88Tの高い磁束密度が得られている。また、第１図及
び第２図は、脱炭焼鈍板の平均直径及び直径の変動係
数σ＊を適正範囲にすることによって、二次再結晶及び
磁気特性を良好とすることが可能であることを示してい
る。
15μｍで且つ直径の変動係数σ＊≦0.6の範囲で、B8≧
1.88Tの高い磁束密度が得られている。また、第１図及
び第２図は、脱炭焼鈍板の平均直径及び直径の変動係
数σ＊を適正範囲にすることによって、二次再結晶及び
磁気特性を良好とすることが可能であることを示してい
る。
脱炭焼鈍板の平均直径及び直径の変動係数σ＊と製
品の二次再結晶不良発生，磁束密度B8との間に第１図及
び第２図に示した関係が成立する理由については、必ず
しも明らかではないが、本発明者等は次のように推察し
ている。
品の二次再結晶不良発生，磁束密度B8との間に第１図及
び第２図に示した関係が成立する理由については、必ず
しも明らかではないが、本発明者等は次のように推察し
ている。
二次再結晶の方位を含めて二次再結晶現象に影響する
因子としては、一次再結晶の結晶組織（平均直径，粒径
分布），集合組織，インヒビター強度等がある。一次再
結晶完了後、粒成長に伴って集合組織，粒径分布に変化
が生じるので、平均直径は間接的に集合組織，粒径分布
をも表している。また、脱炭焼鈍板の平均直径そのもの
は、粒界面積の総和（単位面積当り）に逆比例する量で
あり、これらの粒界エネルギーが二次再結晶粒の粒成長
の駆動力となる。したがって、平均直径は、二次再結晶
現象に影響をすると考えられる集合組織，粒径分布，流
会面積の総和を同時に記述するパラメータと考えるおと
ができる。
因子としては、一次再結晶の結晶組織（平均直径，粒径
分布），集合組織，インヒビター強度等がある。一次再
結晶完了後、粒成長に伴って集合組織，粒径分布に変化
が生じるので、平均直径は間接的に集合組織，粒径分布
をも表している。また、脱炭焼鈍板の平均直径そのもの
は、粒界面積の総和（単位面積当り）に逆比例する量で
あり、これらの粒界エネルギーが二次再結晶粒の粒成長
の駆動力となる。したがって、平均直径は、二次再結晶
現象に影響をすると考えられる集合組織，粒径分布，流
会面積の総和を同時に記述するパラメータと考えるおと
ができる。
ところで、集合組織は、二次再結晶する方位粒（｛11
0｝＜001＞方位粒等），二次再結晶粒を粒成長させ易い
方位粒（｛111｝＜112＞方位粒等），それ以外の方位粒
の量的割合を表し、粒径分布は、二次再結晶粒の核化，
粒成長の不均一性に影響を与え、粒界面積の総和は、二
次再結晶粒の核化，粒成長の容易さに影響する。したが
って、集合組織，粒径分布，粒界面積の総和を同時に記
述するパラメータである平均直径は、二次再結晶方位
と強い相関があると推察される。
0｝＜001＞方位粒等），二次再結晶粒を粒成長させ易い
方位粒（｛111｝＜112＞方位粒等），それ以外の方位粒
の量的割合を表し、粒径分布は、二次再結晶粒の核化，
粒成長の不均一性に影響を与え、粒界面積の総和は、二
次再結晶粒の核化，粒成長の容易さに影響する。したが
って、集合組織，粒径分布，粒界面積の総和を同時に記
述するパラメータである平均直径は、二次再結晶方位
と強い相関があると推察される。
他方、直径の変動係数σ＊は、粒径の不均一性を表
し、直径の変動係数σ＊が高まると二次再結晶粒の格
化，粒成長が難しくなり、二次再結晶不良が発生するも
のと推察される。
し、直径の変動係数σ＊が高まると二次再結晶粒の格
化，粒成長が難しくなり、二次再結晶不良が発生するも
のと推察される。
このように、直径の変動係数σ＊は二次再結晶の不良
発生と密接な関係にあり、脱炭焼鈍板の平均直径は二
次再結晶が良好な場合の磁束密度と密接な関係にある。
そこで、これらパラメータを所定範囲に制御することに
よって、高い磁束密度B8をもつ製品を歩留り良く製造す
ることが可能となる。
発生と密接な関係にあり、脱炭焼鈍板の平均直径は二
次再結晶が良好な場合の磁束密度と密接な関係にある。
そこで、これらパラメータを所定範囲に制御することに
よって、高い磁束密度B8をもつ製品を歩留り良く製造す
ることが可能となる。
次いで、本発明の各要件について説明する。
本発明で使用されるスラプの成分は，特に限定される
ものではないが、磁気特性を安定させる上で,0.025〜0.
100重量％のＣ及び2.5〜4.5重量％のSiを含有している
ことが好ましい。また、インヒビター構成元素として、
必要に応じてAl,N,Mn,S,Se,Sb,B,Cu,Bi,Nb,Cr,Sn,Ti等
を添加することもできる。
ものではないが、磁気特性を安定させる上で,0.025〜0.
100重量％のＣ及び2.5〜4.5重量％のSiを含有している
ことが好ましい。また、インヒビター構成元素として、
必要に応じてAl,N,Mn,S,Se,Sb,B,Cu,Bi,Nb,Cr,Sn,Ti等
を添加することもできる。
このスラブの加熱温度は、コストの面から1300℃以下
とすることが好ましい。
とすることが好ましい。
加熱されたスラブは、引き続き熱間圧延されて熱延板
となる。この熱延板は、必要に応じて焼鈍される。次い
で、１回の冷延又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷延に
よって、最終ゲージの冷延板とする。このとき、最終冷
間圧延の圧下率は、80％以上とすることが、磁束密度B8
を高める上で必要である。圧下率を上記範囲とすること
によって、脱炭焼鈍板において尖鋭な｛110｝＜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る。
となる。この熱延板は、必要に応じて焼鈍される。次い
で、１回の冷延又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷延に
よって、最終ゲージの冷延板とする。このとき、最終冷
間圧延の圧下率は、80％以上とすることが、磁束密度B8
を高める上で必要である。圧下率を上記範囲とすること
によって、脱炭焼鈍板において尖鋭な｛110｝＜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る。
最終冷延された冷延板は、脱炭焼鈍された後、MgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍され
る。この最終仕上げ焼鈍前の状態は通常脱炭焼鈍板の状
態における一次再結晶粒の平均直径を15μｍ以上と
し、直径の変動係数σ＊を0.6以下としている。
主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍され
る。この最終仕上げ焼鈍前の状態は通常脱炭焼鈍板の状
態における一次再結晶粒の平均直径を15μｍ以上と
し、直径の変動係数σ＊を0.6以下としている。
このような状態に結晶組織を制御する方法は、特に限
定されるものではない。たとえば、冷間圧延の圧下率，
冷間圧延前の粒径等により一次再結晶核の数を調整する
方法、インヒビター構成元素の成分範囲，スラブ加熱温
度，熱延巻取り温度，熱延板焼鈍温度等によって弾立焼
鈍時のインヒビターの強度を調整し、脱炭焼鈍時の粒成
長を制御する方法、脱炭焼鈍温度を調整し、粒成長を制
御する方法等を採取することができる。或いは、脱炭焼
鈍と最終仕上げ焼鈍との間で焼鈍を追加的に行うことに
より、結晶組織を調整することも可能である。
定されるものではない。たとえば、冷間圧延の圧下率，
冷間圧延前の粒径等により一次再結晶核の数を調整する
方法、インヒビター構成元素の成分範囲，スラブ加熱温
度，熱延巻取り温度，熱延板焼鈍温度等によって弾立焼
鈍時のインヒビターの強度を調整し、脱炭焼鈍時の粒成
長を制御する方法、脱炭焼鈍温度を調整し、粒成長を制
御する方法等を採取することができる。或いは、脱炭焼
鈍と最終仕上げ焼鈍との間で焼鈍を追加的に行うことに
より、結晶組織を調整することも可能である。
焼鈍分離剤，最終仕上げ焼鈍等については、脱炭焼鈍
板の適正な結晶組織が仕上げ焼鈍の昇温中の粒成長で不
適当な結晶組織にならないように、仕上げ焼鈍の昇温中
にインヒビター強度が高くなるような処置［たとえば浸
窒（AlN形成），浸硫（MnS形成）等］を行うことは、安
定製造の上から必要である。また、比較的低温（〜800
℃）の脱炭焼鈍で所期の結晶組織を得るためには、脱炭
焼鈍時のインヒビター強度を低めなければならないが、
このインヒビター強度が二次再結晶を安定して行わせる
上で不足のときには、仕上げ焼鈍における上記インヒビ
ター強化の処置が必要となる。インヒビター強化法の一
例としては、Alを含有する鋼において仕上げ焼鈍雰囲気
ガスの窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
板の適正な結晶組織が仕上げ焼鈍の昇温中の粒成長で不
適当な結晶組織にならないように、仕上げ焼鈍の昇温中
にインヒビター強度が高くなるような処置［たとえば浸
窒（AlN形成），浸硫（MnS形成）等］を行うことは、安
定製造の上から必要である。また、比較的低温（〜800
℃）の脱炭焼鈍で所期の結晶組織を得るためには、脱炭
焼鈍時のインヒビター強度を低めなければならないが、
このインヒビター強度が二次再結晶を安定して行わせる
上で不足のときには、仕上げ焼鈍における上記インヒビ
ター強化の処置が必要となる。インヒビター強化法の一
例としては、Alを含有する鋼において仕上げ焼鈍雰囲気
ガスの窒素分圧を高めに設定する方法が知られている。
平均直径≧15μm,直径の変動係数σ＊≦0.6と規定
したのは、第１図及び第２図から明らかなようにこの範
囲に平均直径，直径の変動係数σ＊があるとき、1.88
T以上の良好な磁束密度B8をもつ製品が得られるためで
ある。なお、平均直径の上限に関しては、通常成分，
工程条件の下で得られる平均直径の上限は50μｍはあ
る。平均直径を50μｍ以上にすると、成分の高純度
化，焼鈍温度上昇等によるコストアップが生じて好まし
くない。他方直径の変動係数σ＊については、０まで許
容される。
したのは、第１図及び第２図から明らかなようにこの範
囲に平均直径，直径の変動係数σ＊があるとき、1.88
T以上の良好な磁束密度B8をもつ製品が得られるためで
ある。なお、平均直径の上限に関しては、通常成分，
工程条件の下で得られる平均直径の上限は50μｍはあ
る。平均直径を50μｍ以上にすると、成分の高純度
化，焼鈍温度上昇等によるコストアップが生じて好まし
くない。他方直径の変動係数σ＊については、０まで許
容される。
このように最終仕上げ焼鈍前の一次再結晶粒の状態を
規定したのは、脱炭焼鈍板の結晶組織が不適切なもので
あっても、脱炭焼鈍後で最終仕上げ焼鈍前に追加的に熱
処理を行って、一次再結晶粒の状態を平均直径≧15μ
m,直径の変動係数σ＊≦0.6の範囲に調整すれば、良好
な磁気特性が得られるからである。
規定したのは、脱炭焼鈍板の結晶組織が不適切なもので
あっても、脱炭焼鈍後で最終仕上げ焼鈍前に追加的に熱
処理を行って、一次再結晶粒の状態を平均直径≧15μ
m,直径の変動係数σ＊≦0.6の範囲に調整すれば、良好
な磁気特性が得られるからである。
以下、実施例を説明する。
−実施例１− C0.054重量％,Si3.25重量％,Mn0.15重量％,S0.005重
量％，酸可溶性Al0.027重量％,N0.0078重量％を含有す
るスラブを、1150℃の温度に加熱した後、熱延して2.3m
mの熱延板とした。この熱延板を、1150℃及び950℃の温
度で熱延板焼鈍した後、圧下率焼88％で最終板厚まで冷
延して0.285mmの冷延板とし、810℃で150秒保持し、次
いで830℃,890℃及び950℃に各々20秒保持する脱炭焼鈍
を施した。得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し、N225％,H275％の雰囲気ガス中で1
0℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％の
雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上げ焼鈍
を行った。
量％，酸可溶性Al0.027重量％,N0.0078重量％を含有す
るスラブを、1150℃の温度に加熱した後、熱延して2.3m
mの熱延板とした。この熱延板を、1150℃及び950℃の温
度で熱延板焼鈍した後、圧下率焼88％で最終板厚まで冷
延して0.285mmの冷延板とし、810℃で150秒保持し、次
いで830℃,890℃及び950℃に各々20秒保持する脱炭焼鈍
を施した。得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し、N225％,H275％の雰囲気ガス中で1
0℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％の
雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上げ焼鈍
を行った。
脱炭焼鈍後、画像解析機を用いて、脱炭焼鈍板（断面
全厚）の平均直径と、直径の変動係数σ＊を測定し
た。第１表は、このときの画像解析結果及び製品の磁気
特性を示している。
全厚）の平均直径と、直径の変動係数σ＊を測定し
た。第１表は、このときの画像解析結果及び製品の磁気
特性を示している。
−実施例２− C0.058重量％,Si3.28重量％,Mn0.14重量％,S0.007重
量％，酸可溶性Al0.025重量％,N0.0075重量％を含有す
るスラブを、1150℃の温度に加熱した後、熱延して2.3m
mの熱延板とした。この熱延板に、1150℃に30秒保持
し、引き続き900℃で30秒保持する熱延板焼鈍を施し
た。次いで、圧下率約88％で最終板厚まで冷延して0.28
5mmの冷延板とし、850℃で150秒保持する脱炭焼鈍を行
った。
量％，酸可溶性Al0.025重量％,N0.0075重量％を含有す
るスラブを、1150℃の温度に加熱した後、熱延して2.3m
mの熱延板とした。この熱延板に、1150℃に30秒保持
し、引き続き900℃で30秒保持する熱延板焼鈍を施し
た。次いで、圧下率約88％で最終板厚まで冷延して0.28
5mmの冷延板とし、850℃で150秒保持する脱炭焼鈍を行
った。
得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布して、N225％,H275％の雰囲気ガス中で10℃／
時の速度で1200℃まで昇温して、引き続きH2100％の雰
囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上げ焼鈍を
行った。
剤を塗布して、N225％,H275％の雰囲気ガス中で10℃／
時の速度で1200℃まで昇温して、引き続きH2100％の雰
囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上げ焼鈍を
行った。
脱炭焼鈍後、画像解析機を用いて、脱炭焼鈍板（断面
全厚）の平均直径と直径の変動係数σ＊を測定した。
第２表は、このときの処理条件，画像解析結果及び製品
の磁気特性を示す。
全厚）の平均直径と直径の変動係数σ＊を測定した。
第２表は、このときの処理条件，画像解析結果及び製品
の磁気特性を示す。
−実施例３− 実施例２のスラブ加熱温度1250℃の条件で得られた脱
炭焼鈍板に、950℃×30秒の熱処理を施した後、MgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布して、実施例２の条件で最
終仕上げ焼鈍を行った。
炭焼鈍板に、950℃×30秒の熱処理を施した後、MgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布して、実施例２の条件で最
終仕上げ焼鈍を行った。
第３表は、この追加的な熱処理を行った後の鋼板（断
面全厚）の平均直径及び直径の変動係数σ＊を、製品
の磁束密度B8等と共に表したものである。
面全厚）の平均直径及び直径の変動係数σ＊を、製品
の磁束密度B8等と共に表したものである。
−実施例４− C:0.056重量％,Si:3.27重量％,Mn:0.14重量％,S:0.00
6重量％，酸可溶性Al:0.027重量％,N:0.0078重量％を含
有するスラブを、1150℃の温度に加熱した後、熱延して
2.0mmの熱延板とした。この熱延板を1120℃に30秒保持
し、引き続き900℃に30秒保持する熱延板焼鈍をした
後、圧下率89％で最終板厚まで冷延して0.220mmの冷延
板とし、830℃で90秒保持し、次いで890℃及び920℃に
それぞれ20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭
焼鈍板に、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N22
5％,H2275％の雰囲気ガス中で880℃まで昇温し、880℃
から1200℃までN275％,H225％の雰囲気ガス中で昇温
し、引き続きH2100％の雰囲気ガス中で1200℃で20時間
保持する最終仕上げ焼鈍を行った。このとき、1200℃ま
での昇温速度を10℃／時,25℃／時とした。
6重量％，酸可溶性Al:0.027重量％,N:0.0078重量％を含
有するスラブを、1150℃の温度に加熱した後、熱延して
2.0mmの熱延板とした。この熱延板を1120℃に30秒保持
し、引き続き900℃に30秒保持する熱延板焼鈍をした
後、圧下率89％で最終板厚まで冷延して0.220mmの冷延
板とし、830℃で90秒保持し、次いで890℃及び920℃に
それぞれ20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭
焼鈍板に、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N22
5％,H2275％の雰囲気ガス中で880℃まで昇温し、880℃
から1200℃までN275％,H225％の雰囲気ガス中で昇温
し、引き続きH2100％の雰囲気ガス中で1200℃で20時間
保持する最終仕上げ焼鈍を行った。このとき、1200℃ま
での昇温速度を10℃／時,25℃／時とした。
脱炭焼鈍後、画像解析機を用いて脱炭焼鈍板（断面全
厚）の平均直径と、直径の変動係数σ＊を測定した。
第４表は、このときの処理条件，画像解析結果及び磁気
特性を示している。
厚）の平均直径と、直径の変動係数σ＊を測定した。
第４表は、このときの処理条件，画像解析結果及び磁気
特性を示している。
−実施例５− 実施例４の条件で得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、N225％,H275％の雰囲気
ガス中、及びN250％,H250％の雰囲気ガス中で15℃／時
の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％の雰囲気
ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上げ焼鈍を行っ
た。
分とする焼鈍分離剤を塗布し、N225％,H275％の雰囲気
ガス中、及びN250％,H250％の雰囲気ガス中で15℃／時
の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％の雰囲気
ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上げ焼鈍を行っ
た。
脱炭焼鈍後、画像解析機を用い脱炭焼鈍板（断面全
厚）の平均直径と、直径の変動係数σ＊を測定した。
第５表は、このときの処理条件，画像解析結果及び製品
の磁気特性を示している。
厚）の平均直径と、直径の変動係数σ＊を測定した。
第５表は、このときの処理条件，画像解析結果及び製品
の磁気特性を示している。
〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明においては、一方向性電
磁鋼板用の鋼片を、1300℃以下の温度に加熱した後熱延
し、最終冷延圧下率80％以上の１回ないし中間焼鈍を挟
む２回以上の冷間圧延を施し、更に脱炭焼鈍、浸窒又は
浸硫によるAlN又はMnSなるインヒビター強化、及び仕上
げ焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱
炭焼鈍後、最終仕上げ焼鈍前の一次再結晶粒の平均直径
と、直径の変動係数σ＊を制御することにより、優れ
た磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板を安定して製造する
ことが可能となる。また、平均直径及び直径の変動係
数σ＊は、製品の磁束密度を予測するパラメータとして
も使用することができ、後続する工程、たとえば最終仕
上げ焼鈍の条件を調整することによって、製品の磁束密
度を目標値に収めることも可能となる。
磁鋼板用の鋼片を、1300℃以下の温度に加熱した後熱延
し、最終冷延圧下率80％以上の１回ないし中間焼鈍を挟
む２回以上の冷間圧延を施し、更に脱炭焼鈍、浸窒又は
浸硫によるAlN又はMnSなるインヒビター強化、及び仕上
げ焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱
炭焼鈍後、最終仕上げ焼鈍前の一次再結晶粒の平均直径
と、直径の変動係数σ＊を制御することにより、優れ
た磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板を安定して製造する
ことが可能となる。また、平均直径及び直径の変動係
数σ＊は、製品の磁束密度を予測するパラメータとして
も使用することができ、後続する工程、たとえば最終仕
上げ焼鈍の条件を調整することによって、製品の磁束密
度を目標値に収めることも可能となる。
第１図は脱炭焼鈍板の平均直径が製品の磁束密度B8に
与える影響を表したグラフであり、第２図は直径の変動
係数σ＊が製品の磁束密度B8に与える影響を表したグラ
フであり、第３図は平均直径及び直径の変動係数σ＊
が異なる脱炭焼鈍板の結晶構造の例を示す顕微鏡写真で
ある。
与える影響を表したグラフであり、第２図は直径の変動
係数σ＊が製品の磁束密度B8に与える影響を表したグラ
フであり、第３図は平均直径及び直径の変動係数σ＊
が異なる脱炭焼鈍板の結晶構造の例を示す顕微鏡写真で
ある。
フロントページの続き (72)発明者 牛神 義行 福岡県北九州市八幡東区枝光１丁目１番１ 号 新日本製鐵株式會社第三技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭62−290824（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−6329（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】一方向性電磁鋼板用の鋼片を、1300℃以下
の温度に加熱した後熱延し、最終冷延圧下率80％以上の
１回ないし中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、
更に脱炭焼鈍を行って一次再結晶粒径の平均直径を15
μｍ以上50μｍ以下、直径の変動係数σ＊を0.6以下と
し、脱炭焼鈍完了後仕上げ焼鈍の二次再結晶開始まで
に、浸窒又は浸硫によりAlN又はMnSなるインヒビターの
強化を行い、仕上げ焼鈍を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。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1001778A JPH0832929B2 (ja) | 1989-01-07 | 1989-01-07 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE1990630771 DE69030771T2 (de) | 1989-01-07 | 1990-01-05 | Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektrostahlbandes |
| EP90100231A EP0378131B1 (en) | 1989-01-07 | 1990-01-05 | A method of manufacturing a grain-oriented electrical steel strip |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1001778A JPH0832929B2 (ja) | 1989-01-07 | 1989-01-07 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02182866A JPH02182866A (ja) | 1990-07-17 |
| JPH0832929B2 true JPH0832929B2 (ja) | 1996-03-29 |
Family
ID=11511036
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1001778A Expired - Lifetime JPH0832929B2 (ja) | 1989-01-07 | 1989-01-07 | 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) | JPH0832929B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007136127A1 (ja) | 2006-05-24 | 2007-11-29 | Nippon Steel Corporation | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2007136137A1 (ja) | 2006-05-24 | 2007-11-29 | Nippon Steel Corporation | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| 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 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5472521A (en) * | 1933-10-19 | 1995-12-05 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
| JP2620438B2 (ja) * | 1991-10-28 | 1997-06-11 | 新日本製鐵株式会社 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH07268469A (ja) * | 1994-03-29 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 高磁束密度一方向性電磁鋼板用板材 |
| US5665178A (en) * | 1995-02-13 | 1997-09-09 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing grain-oriented silicon steel sheet having excellent magnetic characteristics |
| JPH08225842A (ja) * | 1995-02-15 | 1996-09-03 | Nippon Steel Corp | 方向性珪素鋼板の製造方法 |
| EP0947597B2 (en) * | 1998-03-30 | 2015-06-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic characteristics |
| EP1162280B1 (en) | 2000-06-05 | 2013-08-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties |
| EP2107130B1 (en) | 2000-08-08 | 2013-10-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method to produce grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
| KR100953755B1 (ko) | 2005-06-10 | 2010-04-19 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법 |
| BRPI0918138B1 (pt) | 2008-09-10 | 2017-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of production of steel sheets for electric use with oriented grain |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS526329A (en) * | 1975-07-04 | 1977-01-18 | Nippon Steel Corp | Production process of grain oriented electrical steel sheet |
| JPS62290824A (ja) * | 1986-06-09 | 1987-12-17 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性けい素鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-01-07 JP JP1001778A patent/JPH0832929B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007136127A1 (ja) | 2006-05-24 | 2007-11-29 | Nippon Steel Corporation | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2007136137A1 (ja) | 2006-05-24 | 2007-11-29 | Nippon Steel Corporation | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| EP3018221A1 (en) | 2006-05-24 | 2016-05-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of production of grain-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02182866A (ja) | 1990-07-17 |
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