JP2001192733A - ゴス方位集積度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
ゴス方位集積度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温スラブ加熱−窒化処理プロセスにおい
て、高Ｓｉ化を可能とし、ゴス方位集積度が高く鉄損が
良好な一方向性電磁鋼板を製造する。 【解決手段】 質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８％、Ｍ
ｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅを単独又は複合で
０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０３
５％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％を含有する電磁
鋼スラブを熱延し、熱延板焼鈍を行い、一回冷間圧延ま
たは中間焼鈍を介挿する二回以上の冷間圧延により最終
板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、仕上げ焼鈍をする一方向
性電磁鋼板の製造において、Ｓｉ(%) に応じ、最終冷間
圧延における真歪ｌｎ（ｔA ／ｔC）〔ｔA ：熱延板ま
たは中間焼鈍板の板厚、ｔC ：冷延板の板厚〕を、下記
式に従って調整する。 ３．５７−０．４３×Ｓｉ(%) ≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）≦
４．５８−０．６４×Ｓｉ(%)
て、高Ｓｉ化を可能とし、ゴス方位集積度が高く鉄損が
良好な一方向性電磁鋼板を製造する。 【解決手段】 質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８％、Ｍ
ｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅを単独又は複合で
０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０３
５％、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％を含有する電磁
鋼スラブを熱延し、熱延板焼鈍を行い、一回冷間圧延ま
たは中間焼鈍を介挿する二回以上の冷間圧延により最終
板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、仕上げ焼鈍をする一方向
性電磁鋼板の製造において、Ｓｉ(%) に応じ、最終冷間
圧延における真歪ｌｎ（ｔA ／ｔC）〔ｔA ：熱延板ま
たは中間焼鈍板の板厚、ｔC ：冷延板の板厚〕を、下記
式に従って調整する。 ３．５７−０．４３×Ｓｉ(%) ≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）≦
４．５８−０．６４×Ｓｉ(%)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、変圧器などの電気
機器の鉄心材料に用いられる、結晶方位（ゴス方位）が
一方向に揃った一方向性電磁鋼板の製造方法に関するも
のである。
機器の鉄心材料に用いられる、結晶方位（ゴス方位）が
一方向に揃った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】一方向性電磁鋼板は、鋼板面が｛１１
０｝面で圧延方向が〈１００〉軸を有する、いわゆるゴ
ス方位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表
す）を持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料とし
て、変圧器や発電機の鉄心に使用される。この鋼板は、
磁気特性として、磁化特性および鉄損特性が良好でなけ
ればならない。
０｝面で圧延方向が〈１００〉軸を有する、いわゆるゴ
ス方位（ミラー指数で｛１１０｝〈００１〉方位を表
す）を持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料とし
て、変圧器や発電機の鉄心に使用される。この鋼板は、
磁気特性として、磁化特性および鉄損特性が良好でなけ
ればならない。
【０００３】磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場
中で鉄心内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束
密度の高い製品は鉄心を小型化できる。高い磁束密度
は、鋼板結晶粒の方位を｛１１０｝〈００１〉に高度に
揃えることによって達成できる。なお、通常、磁束密度
は８００Ａ／ｍの磁場の強さでの値Ｂ８で示される。鉄
損は、鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱エネルギ
ーとして消費される電力損失であり、その良否に対して
は、磁束密度、板厚、被膜張力、不純物量、比抵抗、結
晶粒の大きさ等が影響する。その中でも、磁束密度が高
く、比抵抗が大きいことが鉄損を小さくするうえで重要
であり、できる限り鉄損が低い製品を安いコストで製造
する技術の開発が課題となる。
中で鉄心内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束
密度の高い製品は鉄心を小型化できる。高い磁束密度
は、鋼板結晶粒の方位を｛１１０｝〈００１〉に高度に
揃えることによって達成できる。なお、通常、磁束密度
は８００Ａ／ｍの磁場の強さでの値Ｂ８で示される。鉄
損は、鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱エネルギ
ーとして消費される電力損失であり、その良否に対して
は、磁束密度、板厚、被膜張力、不純物量、比抵抗、結
晶粒の大きさ等が影響する。その中でも、磁束密度が高
く、比抵抗が大きいことが鉄損を小さくするうえで重要
であり、できる限り鉄損が低い製品を安いコストで製造
する技術の開発が課題となる。
【０００４】一方向性電磁鋼板は、微細析出物によるイ
ンヒビターと、冷間圧延から一次再結晶に至る集合組織
制御を利用して二次再結晶させて製造され、磁束密度の
高さは、インヒビターと集合組織に依存する。また、Ｓ
ｉ含有量が多いほど比抵抗が大きくなるが，Ｓｉ含有量
を増加させると集合組織が劣化することが問題となる。
なお、鉄損は、５０Ｈｚで磁束密度１．７Ｔまで磁化し
たときの損失Ｗ17/50で代表される。
ンヒビターと、冷間圧延から一次再結晶に至る集合組織
制御を利用して二次再結晶させて製造され、磁束密度の
高さは、インヒビターと集合組織に依存する。また、Ｓ
ｉ含有量が多いほど比抵抗が大きくなるが，Ｓｉ含有量
を増加させると集合組織が劣化することが問題となる。
なお、鉄損は、５０Ｈｚで磁束密度１．７Ｔまで磁化し
たときの損失Ｗ17/50で代表される。
【０００５】ところで、これまで工業化された代表的な
一方向性電磁鋼板の製造方法として、以下の四つの技術
が知られている。第一の技術は、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａ
ｎｎにより特公昭３０−３６５１号公報で示された、Ｍ
ｎＳを用いた二回冷間圧延法の技術であるが、磁束密度
が高くない。Ｂ８は１．８６Ｔ程度で、飽和磁束密度Ｂ
ｓに対する比（ゴス方位集積度）は０．９２〜０．９３
程度である。
一方向性電磁鋼板の製造方法として、以下の四つの技術
が知られている。第一の技術は、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａ
ｎｎにより特公昭３０−３６５１号公報で示された、Ｍ
ｎＳを用いた二回冷間圧延法の技術であるが、磁束密度
が高くない。Ｂ８は１．８６Ｔ程度で、飽和磁束密度Ｂ
ｓに対する比（ゴス方位集積度）は０．９２〜０．９３
程度である。
【０００６】第二の技術は、田口等により特公昭４０−
１５６４４号公報で示された、「ＡｌＮ＋ＭｎＳ」を用
い最終冷間圧延率を８０％以上の強圧下率とする技術で
あり、高い磁束密度は得られるが、工業生産に際して
は、製造条件の厳密なコントロールが要求される。Ｂ８
は１．９３Ｔ程度で、飽和磁束密度Ｂｓに対して０．９
５〜０．９６程度（ゴス方位集積度）のものが得られ
る。
１５６４４号公報で示された、「ＡｌＮ＋ＭｎＳ」を用
い最終冷間圧延率を８０％以上の強圧下率とする技術で
あり、高い磁束密度は得られるが、工業生産に際して
は、製造条件の厳密なコントロールが要求される。Ｂ８
は１．９３Ｔ程度で、飽和磁束密度Ｂｓに対して０．９
５〜０．９６程度（ゴス方位集積度）のものが得られ
る。
【０００７】第三の技術は、今中等により特公昭５１−
１３４６９号公報で示された、「ＭｎＳ（及び／又はＭ
ｎＳｅ）＋Ｓｂ」を用いた二回冷間圧延法の技術であ
り、磁束密度は第二の技術より劣る。Ｂ８は１．９０Ｔ
程度で、飽和磁束密度Ｂｓに対し０．９４〜０．９５程
度（ゴス方位集積度）である。上記３種類の技術は、共
通して次のような問題がある。上記技術はいずれも、イ
ンヒビターの造り混みを冷間圧延前に行っている。すな
わち、熱間圧延に先立つスラブ加熱温度を１２５０℃
超、実際には、１３００℃以上と極めて高い温度にする
ことによって、粗大な析出物を一旦固溶させ、その後の
熱間圧延あるいは熱処理で、析出物を微細・均一に析出
させている。
１３４６９号公報で示された、「ＭｎＳ（及び／又はＭ
ｎＳｅ）＋Ｓｂ」を用いた二回冷間圧延法の技術であ
り、磁束密度は第二の技術より劣る。Ｂ８は１．９０Ｔ
程度で、飽和磁束密度Ｂｓに対し０．９４〜０．９５程
度（ゴス方位集積度）である。上記３種類の技術は、共
通して次のような問題がある。上記技術はいずれも、イ
ンヒビターの造り混みを冷間圧延前に行っている。すな
わち、熱間圧延に先立つスラブ加熱温度を１２５０℃
超、実際には、１３００℃以上と極めて高い温度にする
ことによって、粗大な析出物を一旦固溶させ、その後の
熱間圧延あるいは熱処理で、析出物を微細・均一に析出
させている。
【０００８】ところが、スラブ加熱温度を上げること
は、スラブ加熱時の使用エネルギーの増大、設備損傷率
の増大等の他、材質的には、スケールロス・耳割れによ
る歩留まり低下、スラブの結晶組織粗大化に起因する線
状の二次再結晶不良が発生し、特に薄手材、高Ｓｉ材に
おいてこの問題は顕著になってくる。このような高温ス
ラブ加熱法の問題を解決するため、第四の技術として、
低温スラブ加熱法の技術が、特開昭６２−４０３１５号
公報および特開平５−１１２８２７号公報に開示されて
いる。これは、二次再結晶に必要なインヒビターを、脱
炭焼鈍（一次再結晶）完了以降から仕上げ焼鈍における
二次再結晶発現以前までに造り込むことで、スラブ加熱
温度を普通鋼なみの１２８０℃以下とする技術である。
インヒビターは、鋼中にＮを侵入させることによって形
成する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎである。析出量は、従来の高温
スラブ加熱法における析出量の３倍以上を確保できるの
で、インヒビターは強固で熱的安定性が高い。
は、スラブ加熱時の使用エネルギーの増大、設備損傷率
の増大等の他、材質的には、スケールロス・耳割れによ
る歩留まり低下、スラブの結晶組織粗大化に起因する線
状の二次再結晶不良が発生し、特に薄手材、高Ｓｉ材に
おいてこの問題は顕著になってくる。このような高温ス
ラブ加熱法の問題を解決するため、第四の技術として、
低温スラブ加熱法の技術が、特開昭６２−４０３１５号
公報および特開平５−１１２８２７号公報に開示されて
いる。これは、二次再結晶に必要なインヒビターを、脱
炭焼鈍（一次再結晶）完了以降から仕上げ焼鈍における
二次再結晶発現以前までに造り込むことで、スラブ加熱
温度を普通鋼なみの１２８０℃以下とする技術である。
インヒビターは、鋼中にＮを侵入させることによって形
成する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎである。析出量は、従来の高温
スラブ加熱法における析出量の３倍以上を確保できるの
で、インヒビターは強固で熱的安定性が高い。
【０００９】鋼中にＮを侵入させる手段としては、仕上
げ焼鈍の昇温過程で、雰囲気ガスからのＮの侵入を利用
するか、もしくは、脱炭焼鈍の後段領域或いは脱炭焼鈍
完了後、ストリップを連続ラインで窒化焼鈍するか、で
ある。窒化源としては、ＮＨ 3 等を混合した焼鈍雰囲気
ガスを用いる。このような方法によって、一方向性電磁
鋼板の抜本的なコストダウンが達成できた。
げ焼鈍の昇温過程で、雰囲気ガスからのＮの侵入を利用
するか、もしくは、脱炭焼鈍の後段領域或いは脱炭焼鈍
完了後、ストリップを連続ラインで窒化焼鈍するか、で
ある。窒化源としては、ＮＨ 3 等を混合した焼鈍雰囲気
ガスを用いる。このような方法によって、一方向性電磁
鋼板の抜本的なコストダウンが達成できた。
【００１０】また、この方法は、熱的に安定なインヒビ
ターを用いるので、上記第二の技術と同等の高磁束密度
を得ることができる。Ｂ８は１．９３Ｔ程度で、飽和磁
束密度Ｂｓに対する比（ゴス方位集積度）は０．９５〜
０．９６程度である。
ターを用いるので、上記第二の技術と同等の高磁束密度
を得ることができる。Ｂ８は１．９３Ｔ程度で、飽和磁
束密度Ｂｓに対する比（ゴス方位集積度）は０．９５〜
０．９６程度である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】上記の低温スラブ加熱
による製造法においては、高温スラブ加熱法で発現する
結晶異常粒成長に起因する線状の二次再結晶不良の問題
がなく、高Ｓｉ化が容易となるので、本発明者らは、低
温スラブ加熱の一回冷延法をベースに、高Ｓｉ化を推進
してきた。
による製造法においては、高温スラブ加熱法で発現する
結晶異常粒成長に起因する線状の二次再結晶不良の問題
がなく、高Ｓｉ化が容易となるので、本発明者らは、低
温スラブ加熱の一回冷延法をベースに、高Ｓｉ化を推進
してきた。
【００１２】ところが、電磁鋼スラブの成分組成をはじ
めとする製造工程条件をそのままにしてＳｉ含有量を増
加させると、磁束密度Ｂ８が劣化し、所定の低鉄損が得
られ難いという問題に直面した。本発明者らは、この原
因を鋭意調査した結果、まず、Ｓｉ含有量が増加すると
飽和磁束密度Ｂｓが低下するため、ゴス二次再結晶の方
位集積度を現す指標として、飽和磁束密度Ｂｓに対する
Ｂ８の比率（Ｂ８／Ｂｓ；以下、ゴス方位集積度と記
す）が有用であり、良好な鉄損特性を達成するために
は、所定レベルのゴス方位集積度の確保が必要であるこ
とを見い出した。
めとする製造工程条件をそのままにしてＳｉ含有量を増
加させると、磁束密度Ｂ８が劣化し、所定の低鉄損が得
られ難いという問題に直面した。本発明者らは、この原
因を鋭意調査した結果、まず、Ｓｉ含有量が増加すると
飽和磁束密度Ｂｓが低下するため、ゴス二次再結晶の方
位集積度を現す指標として、飽和磁束密度Ｂｓに対する
Ｂ８の比率（Ｂ８／Ｂｓ；以下、ゴス方位集積度と記
す）が有用であり、良好な鉄損特性を達成するために
は、所定レベルのゴス方位集積度の確保が必要であるこ
とを見い出した。
【００１３】ところが、ゴス方位集積度でみても、単に
Ｓｉ含有量を増加させるとゴス方位集積度が劣化し、所
定の低鉄損が得られないという問題に直面した。すなわ
ち、Ｓｉ含有量の増大にともなう冶金的な変化を、一次
再結晶集合組織の観点から解明し、高Ｓｉ材において
も、所定レベルのゴス方位集積度を確保するための補償
技術の開発が課題となる。
Ｓｉ含有量を増加させるとゴス方位集積度が劣化し、所
定の低鉄損が得られないという問題に直面した。すなわ
ち、Ｓｉ含有量の増大にともなう冶金的な変化を、一次
再結晶集合組織の観点から解明し、高Ｓｉ材において
も、所定レベルのゴス方位集積度を確保するための補償
技術の開発が課題となる。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高Ｓｉ化
にともなう材質的な変化を詳細に調査することにより、
ゴス方位集積度劣化の原因を解明するとともに、低温ス
ラブ加熱−窒化法の製造プロセスにおいて、高Ｓｉ化す
るための条件を検討した。まず、高Ｓｉ化にともなうゴ
ス方位集積度の劣化は、一次再結晶組織中におけるゴス
方位の減少が原因であることを解明した。
にともなう材質的な変化を詳細に調査することにより、
ゴス方位集積度劣化の原因を解明するとともに、低温ス
ラブ加熱−窒化法の製造プロセスにおいて、高Ｓｉ化す
るための条件を検討した。まず、高Ｓｉ化にともなうゴ
ス方位集積度の劣化は、一次再結晶組織中におけるゴス
方位の減少が原因であることを解明した。
【００１５】また、ゴス方位の減少を補う工程条件を種
々検討した結果、冷延圧下率の調整により一次再結晶組
織におけるゴス方位を効果的に増加させると、二次再結
晶において所要のゴス方位集積度の確保が可能となり、
Ｓｉ含有量に応じた鉄損特性を達成できることを発見し
た。即ち、本発明の要旨とするところは、下記に示すと
おりである。
々検討した結果、冷延圧下率の調整により一次再結晶組
織におけるゴス方位を効果的に増加させると、二次再結
晶において所要のゴス方位集積度の確保が可能となり、
Ｓｉ含有量に応じた鉄損特性を達成できることを発見し
た。即ち、本発明の要旨とするところは、下記に示すと
おりである。
【００１６】（１）質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８
％、Ｍｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は
複合で０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜
０．０３５％、および、Ｎ：０．００３５〜０．０１２
％を含有する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に
加熱した後熱間圧延し、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延に
より最終板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上
げ焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱
延板の板厚をｔA （ｍｍ）、最終冷間圧延板の板厚をｔ
C （ｍｍ）とするとき、ｔA ／ｔC を、Ｓｉ含有量（Ｓ
ｉ（％））に応じ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌ
ｎ（ｔA ／ｔC ）≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することを特徴とするゴス集積度が高い
一方向性電磁鋼板の製造方法。
％、Ｍｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は
複合で０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜
０．０３５％、および、Ｎ：０．００３５〜０．０１２
％を含有する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に
加熱した後熱間圧延し、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延に
より最終板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上
げ焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱
延板の板厚をｔA （ｍｍ）、最終冷間圧延板の板厚をｔ
C （ｍｍ）とするとき、ｔA ／ｔC を、Ｓｉ含有量（Ｓ
ｉ（％））に応じ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌ
ｎ（ｔA ／ｔC ）≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することを特徴とするゴス集積度が高い
一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】（２）質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８
％、Ｍｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は
複合で０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜
０．０３５％、および、Ｎ：０．００３５〜０．０１２
％を含有する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に
加熱した後熱間圧延し、中間焼鈍を介挿する二回以上の
冷間圧延により最終板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化
処理、仕上げ焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造におい
て、中間焼鈍板の板厚をｔA （ｍｍ）、最終冷間圧延板
の板厚をｔC （ｍｍ）とするとき、ｔA ／ｔC を、Ｓｉ
含有量（Ｓｉ（％））に応じ ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することを特徴とするゴス集積度が高い
一方向性電磁鋼板の製造方法。
％、Ｍｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は
複合で０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜
０．０３５％、および、Ｎ：０．００３５〜０．０１２
％を含有する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に
加熱した後熱間圧延し、中間焼鈍を介挿する二回以上の
冷間圧延により最終板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化
処理、仕上げ焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造におい
て、中間焼鈍板の板厚をｔA （ｍｍ）、最終冷間圧延板
の板厚をｔC （ｍｍ）とするとき、ｔA ／ｔC を、Ｓｉ
含有量（Ｓｉ（％））に応じ ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することを特徴とするゴス集積度が高い
一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】まず、本発明を実験結果に基づき
説明する。質量％で、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、
および、Ｎ：０．００８２％をベース成分含有量とし、
Ｓｉを３．１２〜３．７４％の範囲で変更した電磁鋼ス
ラブを、１１５０℃で６０分間加熱した後に熱間圧延し
た。このとき、熱延板の板厚を１．３〜３．４ｍｍの範
囲で種々変更した。そして、これら熱延板に対し、「１
１２０℃×３０秒＋９００℃×１２０秒」の焼鈍を施し
た後、急冷却した。
説明する。質量％で、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、
および、Ｎ：０．００８２％をベース成分含有量とし、
Ｓｉを３．１２〜３．７４％の範囲で変更した電磁鋼ス
ラブを、１１５０℃で６０分間加熱した後に熱間圧延し
た。このとき、熱延板の板厚を１．３〜３．４ｍｍの範
囲で種々変更した。そして、これら熱延板に対し、「１
１２０℃×３０秒＋９００℃×１２０秒」の焼鈍を施し
た後、急冷却した。
【００１９】熱延焼鈍板は、酸洗後、０．２２ｍｍ厚の
鋼板に冷間圧延した。これを焼鈍温度を変更して脱炭焼
鈍することにより、鋼板における一次再結晶粒の粒径を
２３μｍに調整した。この後、窒化焼鈍を７５０℃×３
０秒で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、
鋼板の窒素量を、ほぼ２１５ｐｐｍに調整した。次い
で、ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、１２００℃まで７．５℃／ｈｒで加熱し、その後、
１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼
鈍板に対しＳＲＡ（歪取り焼鈍）を施した後、磁束密度
ＢｓとＢ８を測定した。
鋼板に冷間圧延した。これを焼鈍温度を変更して脱炭焼
鈍することにより、鋼板における一次再結晶粒の粒径を
２３μｍに調整した。この後、窒化焼鈍を７５０℃×３
０秒で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、
鋼板の窒素量を、ほぼ２１５ｐｐｍに調整した。次い
で、ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、１２００℃まで７．５℃／ｈｒで加熱し、その後、
１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼
鈍板に対しＳＲＡ（歪取り焼鈍）を施した後、磁束密度
ＢｓとＢ８を測定した。
【００２０】Ｓｉ含有量が増えると飽和磁束が低下する
ので、磁束密度Ｂ８ではゴス二次再結晶の先鋭度を反映
できない。そこで、Ｂ８／Ｂｓの規格値でゴス方位集積
度を評価した。そして、Ｘ線回折による結晶方位測定に
よりＢ８／Ｂｓの妥当性を確認した。冷間圧下率を示す
指標として真歪を計算した。熱延板の板厚をｔA （ｍ
ｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍｍ）とするとき、真歪は
ｌｎ（ｔA ／ｔC ）で計算できる。
ので、磁束密度Ｂ８ではゴス二次再結晶の先鋭度を反映
できない。そこで、Ｂ８／Ｂｓの規格値でゴス方位集積
度を評価した。そして、Ｘ線回折による結晶方位測定に
よりＢ８／Ｂｓの妥当性を確認した。冷間圧下率を示す
指標として真歪を計算した。熱延板の板厚をｔA （ｍ
ｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍｍ）とするとき、真歪は
ｌｎ（ｔA ／ｔC ）で計算できる。
【００２１】図１に、各Ｓｉ量の材料における真歪みと
ゴス方位集積度（Ｂ８／Ｂｓ）の関係を示す。高いゴス
集積度を得るためには、Ｓｉ含有量の増加にともない真
歪を下げる必要があることが判明した。これが、本発明
における第１の特徴である。図２に、Ｂ８／Ｂｓ≧０．
９６について、横軸をＳｉ（％）、縦軸を真歪で整理し
た。そして、上記工程処理条件においては、３．５７−
０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）≦４．５８
−０．６４×Ｓｉ（％）の条件が適正範囲であることを
見い出した。これが、本発明における第２の特徴であ
る。
ゴス方位集積度（Ｂ８／Ｂｓ）の関係を示す。高いゴス
集積度を得るためには、Ｓｉ含有量の増加にともない真
歪を下げる必要があることが判明した。これが、本発明
における第１の特徴である。図２に、Ｂ８／Ｂｓ≧０．
９６について、横軸をＳｉ（％）、縦軸を真歪で整理し
た。そして、上記工程処理条件においては、３．５７−
０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）≦４．５８
−０．６４×Ｓｉ（％）の条件が適正範囲であることを
見い出した。これが、本発明における第２の特徴であ
る。
【００２２】ここで、図中のＢ８／Ｂｓ≧０．９６の材
料において、鉄損はＳｉ含有量の増大にともない低下し
ており、高Ｓｉ化の効果を発揮できることを確認した。
鉄損改善代は０．１％のＳｉ含有量あたり、Ｗ17/50 で
約０．０１５Ｗ／ｋｇであった。Ｓｉ含有量に応じて冷
延圧下率を下げることにより、所要の二次再結晶ゴス方
位集積度を確保できるメカニズムを調査するため、一次
再結晶集合組織を調査した。図１で処理した中間工程サ
ンプルである脱炭焼鈍板の１／５ｔにおいて、インバー
ス面強度を測定した。図３に、一次再結晶の（１１０）
面強度に及ぼすＳｉ量と真歪みの影響を示す。Ｓｉ量の
増加に伴い（１１０）が減少することが判る。また真歪
を下げると、逆に（１１０）が増加することが判る。即
ち、高Ｓｉ化にともなう集合組織の変化を真歪低下が補
う形で作用したものと推定される。
料において、鉄損はＳｉ含有量の増大にともない低下し
ており、高Ｓｉ化の効果を発揮できることを確認した。
鉄損改善代は０．１％のＳｉ含有量あたり、Ｗ17/50 で
約０．０１５Ｗ／ｋｇであった。Ｓｉ含有量に応じて冷
延圧下率を下げることにより、所要の二次再結晶ゴス方
位集積度を確保できるメカニズムを調査するため、一次
再結晶集合組織を調査した。図１で処理した中間工程サ
ンプルである脱炭焼鈍板の１／５ｔにおいて、インバー
ス面強度を測定した。図３に、一次再結晶の（１１０）
面強度に及ぼすＳｉ量と真歪みの影響を示す。Ｓｉ量の
増加に伴い（１１０）が減少することが判る。また真歪
を下げると、逆に（１１０）が増加することが判る。即
ち、高Ｓｉ化にともなう集合組織の変化を真歪低下が補
う形で作用したものと推定される。
【００２３】一次再結晶集合組織が二次再結晶ゴス方位
集積度に及ぼすメカニズムは現在のところ明らかでない
が、次のように考えられる。二次再結晶ゴス方位集積度
は、前述したように、インヒビター強度と一次再結晶集
合組織に依存すると考えられるが、本発明においては、
主に一次再結晶集合組織の影響が大きいものと考えられ
る。
集積度に及ぼすメカニズムは現在のところ明らかでない
が、次のように考えられる。二次再結晶ゴス方位集積度
は、前述したように、インヒビター強度と一次再結晶集
合組織に依存すると考えられるが、本発明においては、
主に一次再結晶集合組織の影響が大きいものと考えられ
る。
【００２４】一般に、一次再結晶については、二次再結
晶核としてのゴス方位とゴス核の対応方位関係にある
｛１１１｝＜２１１＞方位を考えればよい。また、ゴス
方位は冷間圧延で結晶粒内に形成される変形帯を生成サ
イトし、結晶粒内に変形帯が多く形成されるとゴス核が
多くなると考えられている。一方、｛１１１｝＜２１１
＞は、冷間圧延前の結晶粒界近傍を再結晶生成サイトと
し、結晶粒界近傍での変形が多いと｛１１１｝＜２１１
＞は増加すると考えられる。
晶核としてのゴス方位とゴス核の対応方位関係にある
｛１１１｝＜２１１＞方位を考えればよい。また、ゴス
方位は冷間圧延で結晶粒内に形成される変形帯を生成サ
イトし、結晶粒内に変形帯が多く形成されるとゴス核が
多くなると考えられている。一方、｛１１１｝＜２１１
＞は、冷間圧延前の結晶粒界近傍を再結晶生成サイトと
し、結晶粒界近傍での変形が多いと｛１１１｝＜２１１
＞は増加すると考えられる。
【００２５】一般に、Ｓｉは鉄の固溶強化元素であるこ
とが知られていて、Ｓｉ量の増加にともない結晶粒内の
強度が高まり、相対的に結晶粒界の強度は低下すると考
えられる。したがって、鋼板組織においては、変形帯の
形成が抑制され、結晶粒界近傍での変形が促進されるの
で、ゴス量が減少し、｛１１１｝＜２１１＞が増加する
ものと推定される。
とが知られていて、Ｓｉ量の増加にともない結晶粒内の
強度が高まり、相対的に結晶粒界の強度は低下すると考
えられる。したがって、鋼板組織においては、変形帯の
形成が抑制され、結晶粒界近傍での変形が促進されるの
で、ゴス量が減少し、｛１１１｝＜２１１＞が増加する
ものと推定される。
【００２６】冷延圧下率とゴス量の関係については、冷
延圧下率７０％程度でゴス量が最大となり、９５％程度
まで冷延圧下率を増加させると、ゴス量が減少し、相対
的に｛１１１｝＜２１１＞が増加していくことを確認し
た。一次再結晶集合組織に対する冷延圧下率の影響は現
在のところ明らかでないが、変形帯の生成・消滅と結晶
粒界近傍での変形促進が関与するものと考えられる。
延圧下率７０％程度でゴス量が最大となり、９５％程度
まで冷延圧下率を増加させると、ゴス量が減少し、相対
的に｛１１１｝＜２１１＞が増加していくことを確認し
た。一次再結晶集合組織に対する冷延圧下率の影響は現
在のところ明らかでないが、変形帯の生成・消滅と結晶
粒界近傍での変形促進が関与するものと考えられる。
【００２７】一方、二次再結晶ゴス方位の集積度を高め
るためには、二次再結晶核と対応方位の量的なバランス
が重要であると考えられる。したがって、Ｓｉ量を単独
で増加させた場合には、対応方位に対し二次再結晶核が
不足するため、二次再結晶ゴス方位の集積度が劣化す
る。そこで、冷延圧下率を下げることにより二次再結晶
核の減少を補い、二次再結晶核と対応方位をバランスさ
せ、二次再結晶ゴス方位集積度を高めることが可能にな
るものと推定される。
るためには、二次再結晶核と対応方位の量的なバランス
が重要であると考えられる。したがって、Ｓｉ量を単独
で増加させた場合には、対応方位に対し二次再結晶核が
不足するため、二次再結晶ゴス方位の集積度が劣化す
る。そこで、冷延圧下率を下げることにより二次再結晶
核の減少を補い、二次再結晶核と対応方位をバランスさ
せ、二次再結晶ゴス方位集積度を高めることが可能にな
るものと推定される。
【００２８】次に、本発明の電磁鋼スラブの成分組成に
係る限定理由について説明する。Ｓｉは、製品の比抵抗
を効果的に上げ低鉄損を得るために重要な元素であり、
狙うべき鉄損に応じて含有量が決定される。Ｓｉ含有量
が３．０％未満になると低鉄損の製品が得難く、一方、
３．８％を超えて多くなり過ぎると材料の冷延性に問題
を生ずる。
係る限定理由について説明する。Ｓｉは、製品の比抵抗
を効果的に上げ低鉄損を得るために重要な元素であり、
狙うべき鉄損に応じて含有量が決定される。Ｓｉ含有量
が３．０％未満になると低鉄損の製品が得難く、一方、
３．８％を超えて多くなり過ぎると材料の冷延性に問題
を生ずる。
【００２９】Ｃの含有量は特に限定しないが、０．０２
％未満になると二次再結晶が不安定になり、二次再結晶
した場合でも、ゴス方位集積度（Ｂ８／Ｂｓ）が０．９
４以下と低いものとなる。一方、Ｃ含有量が０．１０％
を超えると、二次再結晶は安定するが、やはりゴス方位
集積度が劣化するとともに、脱炭焼鈍時間も長くなり、
生産性を損なう。それ故、Ｃ含有量は、０．０２〜０．
１０％が好ましい。
％未満になると二次再結晶が不安定になり、二次再結晶
した場合でも、ゴス方位集積度（Ｂ８／Ｂｓ）が０．９
４以下と低いものとなる。一方、Ｃ含有量が０．１０％
を超えると、二次再結晶は安定するが、やはりゴス方位
集積度が劣化するとともに、脱炭焼鈍時間も長くなり、
生産性を損なう。それ故、Ｃ含有量は、０．０２〜０．
１０％が好ましい。
【００３０】なお、従来知見どおりγ相率を調整するた
め、Ｓｉ量に応じてＣ量を調整することは、本発明の効
果を損なうものでない。本発明の出発材料（電磁鋼スラ
ブ）の成分系における特徴の一つは、Ｓ、Ｓｅを単独又
は複合で０．１５％以下、好ましくは、０．００７０％
以下含有する点にある。Ｓは、周知のごとくＭｎＳを形
成し、また、ＳｅはＭｎＳｅ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、冷間圧延以前において微細な
析出物が分散することは、一次再結晶粒径を調整して高
磁束密度及び低鉄損を得る本発明においては好ましくな
い。
め、Ｓｉ量に応じてＣ量を調整することは、本発明の効
果を損なうものでない。本発明の出発材料（電磁鋼スラ
ブ）の成分系における特徴の一つは、Ｓ、Ｓｅを単独又
は複合で０．１５％以下、好ましくは、０．００７０％
以下含有する点にある。Ｓは、周知のごとくＭｎＳを形
成し、また、ＳｅはＭｎＳｅ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、冷間圧延以前において微細な
析出物が分散することは、一次再結晶粒径を調整して高
磁束密度及び低鉄損を得る本発明においては好ましくな
い。
【００３１】したがって、Ｓおよび／またはＳｅの含有
量は、０．０１５％以下とする。また、Ｓおよび／また
はＳｅの含有量を少なくすることは、熱間圧延時の耳割
れを低減するうえにおいても効果が大きい。Ｍｎは、Ｍ
ｎＳもしくはＭｎＳｅの形成元素であり、インヒビター
効果の無害化のために、Ｍｎはできるだけ多いほうが好
ましい。その含有量が少な過ぎると、１２５０℃以下の
低温スラブ加熱であっても、ＭｎＳ（Ｓｅ）が一部分溶
解し、一次再結晶粒径が不安定となり、磁気特性の変動
をもたらす。一方、多過ぎると過剰な変態組織が影響
し、高い磁束密度を持つ製品が得難くなる。それ故、適
正な含有量は、０．０３〜０．４５％である。
量は、０．０１５％以下とする。また、Ｓおよび／また
はＳｅの含有量を少なくすることは、熱間圧延時の耳割
れを低減するうえにおいても効果が大きい。Ｍｎは、Ｍ
ｎＳもしくはＭｎＳｅの形成元素であり、インヒビター
効果の無害化のために、Ｍｎはできるだけ多いほうが好
ましい。その含有量が少な過ぎると、１２５０℃以下の
低温スラブ加熱であっても、ＭｎＳ（Ｓｅ）が一部分溶
解し、一次再結晶粒径が不安定となり、磁気特性の変動
をもたらす。一方、多過ぎると過剰な変態組織が影響
し、高い磁束密度を持つ製品が得難くなる。それ故、適
正な含有量は、０．０３〜０．４５％である。
【００３２】Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成する
が、本発明においては、後工程、即ち、一次再結晶完了
後に鋼を窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成
せしめることを必須としているから、フリーのＡｌが一
定量以上必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、
０．０１５〜０．０３５％添加する。Ｎは、０．００３
５〜０．０１２％にする必要がある。Ｎ含有量が０．０
１２％を超えると、ブリスターと呼ばれる鋼板表面の脹
れが発生し、また、一次再結晶組織の調整が困難にな
る。一方、Ｎ含有量が０．００３５％未満になると、二
次再結晶粒を発達させるのが困難になる。
が、本発明においては、後工程、即ち、一次再結晶完了
後に鋼を窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成
せしめることを必須としているから、フリーのＡｌが一
定量以上必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、
０．０１５〜０．０３５％添加する。Ｎは、０．００３
５〜０．０１２％にする必要がある。Ｎ含有量が０．０
１２％を超えると、ブリスターと呼ばれる鋼板表面の脹
れが発生し、また、一次再結晶組織の調整が困難にな
る。一方、Ｎ含有量が０．００３５％未満になると、二
次再結晶粒を発達させるのが困難になる。
【００３３】この他、微量のＣｒ、Ｓｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｓ
ｂ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ等を含むことは、本発明
の要旨を損なうものではない。次に、本発明の製造プロ
セスについて説明する。電磁鋼スラブは、転炉或いは電
気炉等の溶解炉で鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス
処理をし、次いで、連続鋳造によって或いは造塊後分塊
圧延することによって得られる。その後、熱間圧延に先
立ち、スラブ加熱がなされる。
ｂ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ等を含むことは、本発明
の要旨を損なうものではない。次に、本発明の製造プロ
セスについて説明する。電磁鋼スラブは、転炉或いは電
気炉等の溶解炉で鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス
処理をし、次いで、連続鋳造によって或いは造塊後分塊
圧延することによって得られる。その後、熱間圧延に先
立ち、スラブ加熱がなされる。
【００３４】本発明の製造プロセスにおいては、スラブ
加熱温度は１２５０℃以下の低い温度で行い、加熱エネ
ルギーの消費量を少なくするとともに、鋼中のＡｌＮを
完全に固溶させずに、不完全固溶状態とする。また、当
然のことながら、高Ｍｎ、低Ｓ（Ｓｅ）の成分設計であ
るから、固溶温度が高いＭｎＳ（Ｓｅ）も不完全固溶状
態である。
加熱温度は１２５０℃以下の低い温度で行い、加熱エネ
ルギーの消費量を少なくするとともに、鋼中のＡｌＮを
完全に固溶させずに、不完全固溶状態とする。また、当
然のことながら、高Ｍｎ、低Ｓ（Ｓｅ）の成分設計であ
るから、固溶温度が高いＭｎＳ（Ｓｅ）も不完全固溶状
態である。
【００３５】本発明の電磁鋼スラブは、スラブ加熱後、
直ちに通常の方法により、粗熱延と仕上熱延を経て、板
厚１〜４ｍｍまで熱間圧延される。次に、熱延板に焼鈍
と冷間圧延を施すが、良好な磁気特性の製品を得るため
には、Ｓｉ量の増加にともない、最終冷間圧延率を下げ
ることが必須である。すなわち、最終冷延板の板厚に対
して、一回冷間圧延を採用する場合は熱延板の板厚を、
また、二回以上の冷間圧延を採用する場合は中間焼鈍板
の板厚を特定する必要がある。一回冷間圧延の場合は、
図２で詳細に説明したとおり、熱延板の板厚をｔA （ｍ
ｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍｍ）とするとき、 ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することが重要である。これが本発明の
第２の特徴である。
直ちに通常の方法により、粗熱延と仕上熱延を経て、板
厚１〜４ｍｍまで熱間圧延される。次に、熱延板に焼鈍
と冷間圧延を施すが、良好な磁気特性の製品を得るため
には、Ｓｉ量の増加にともない、最終冷間圧延率を下げ
ることが必須である。すなわち、最終冷延板の板厚に対
して、一回冷間圧延を採用する場合は熱延板の板厚を、
また、二回以上の冷間圧延を採用する場合は中間焼鈍板
の板厚を特定する必要がある。一回冷間圧延の場合は、
図２で詳細に説明したとおり、熱延板の板厚をｔA （ｍ
ｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍｍ）とするとき、 ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することが重要である。これが本発明の
第２の特徴である。
【００３６】上記式は、本発明の成分系に基づき、一回
冷延法におけるＳｉ量と真歪の適正範囲を示すものであ
り、成分組成や工程条件を変えた場合は上記式を見直す
必要がある。図４は、図２と同一材料から選んだ熱延板
を冷間圧延し、中間焼鈍を施した後、同様の工程条件で
処理したときのＳｉ量と真歪の関係を求めたものであ
る。Ｂ８／Ｂｓ≧０．９６を得るための条件は、中間焼
鈍板の板厚をｔA （ｍｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍ
ｍ）とするとき、 ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） となり、図２より低めの真歪が適正な範囲であることが
判明した。これが本発明の第３の特徴である。
冷延法におけるＳｉ量と真歪の適正範囲を示すものであ
り、成分組成や工程条件を変えた場合は上記式を見直す
必要がある。図４は、図２と同一材料から選んだ熱延板
を冷間圧延し、中間焼鈍を施した後、同様の工程条件で
処理したときのＳｉ量と真歪の関係を求めたものであ
る。Ｂ８／Ｂｓ≧０．９６を得るための条件は、中間焼
鈍板の板厚をｔA （ｍｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍ
ｍ）とするとき、 ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） となり、図２より低めの真歪が適正な範囲であることが
判明した。これが本発明の第３の特徴である。
【００３７】図２と図４から、工程条件を変更するとＳ
ｉ量と真歪の関係における適正条件が変化することが判
る。すなわち、採用する成分組成と工程条件によってＳ
ｉ（％）と板厚比（ｔA ／ｔC ）の関係式を見直す必要
があるが、本発明者らが前記第１から第４の各種プロセ
スにおいて調査した結果、Ｓｉ量を高めると真歪を下げ
るという関係が成立した。したがって、請求項１の発明
においては、Ｓｉ含有量を高めて低鉄損化する際、Ｓｉ
含有量の増加にともない最終冷間圧延の真歪（圧下率）
を下げることとした。これは、高温スラブ加熱による一
方向性電磁鋼板技術についても適用できることを示す
が、真歪を下げることは、線状の二次再結晶不良に対し
て不利であるので、Ｃ量を高めて組織を微細化するなど
の対策を平行して行う必要がある。
ｉ量と真歪の関係における適正条件が変化することが判
る。すなわち、採用する成分組成と工程条件によってＳ
ｉ（％）と板厚比（ｔA ／ｔC ）の関係式を見直す必要
があるが、本発明者らが前記第１から第４の各種プロセ
スにおいて調査した結果、Ｓｉ量を高めると真歪を下げ
るという関係が成立した。したがって、請求項１の発明
においては、Ｓｉ含有量を高めて低鉄損化する際、Ｓｉ
含有量の増加にともない最終冷間圧延の真歪（圧下率）
を下げることとした。これは、高温スラブ加熱による一
方向性電磁鋼板技術についても適用できることを示す
が、真歪を下げることは、線状の二次再結晶不良に対し
て不利であるので、Ｃ量を高めて組織を微細化するなど
の対策を平行して行う必要がある。
【００３８】熱延板焼鈍または中間焼鈍の条件は、通常
の条件でよく、焼鈍を行った後に急冷却する等の公知技
術を実施しても、本発明の要旨を阻害するものでない。
冷間圧延については、熱延板焼鈍を行い、一回冷間圧
延、または、圧下率の調整のため中間焼鈍を介挿する二
回以上の冷間圧延を行い、最終板厚の鋼板とする。冷間
圧延は通常の方法で行う。公知技術であるパス間時効処
理を適用することは好ましい。
の条件でよく、焼鈍を行った後に急冷却する等の公知技
術を実施しても、本発明の要旨を阻害するものでない。
冷間圧延については、熱延板焼鈍を行い、一回冷間圧
延、または、圧下率の調整のため中間焼鈍を介挿する二
回以上の冷間圧延を行い、最終板厚の鋼板とする。冷間
圧延は通常の方法で行う。公知技術であるパス間時効処
理を適用することは好ましい。
【００３９】最終板厚に冷間圧延された鋼板に脱炭焼鈍
を施す。脱炭焼鈍は、脱炭を行う他に、一次再結晶組織
の調整及び被膜形成に必要な酸化層を生成させる役割が
ある。これは、通常８００〜９００℃の温度域で、湿水
素、窒素ガス中で行う。一次再結晶粒径は、１５〜３０
μｍが好ましい。次に、窒化処理を行う。窒化処理の条
件は、ストリップ窒化、仕上げ焼鈍中の窒化等に係る公
知の条件とする。ストリプ窒化の場合、焼鈍温度を６５
０〜８５０℃とすることが、窒化にとって有利である。
良好な二次再結晶粒を安定して発達させるには、窒素量
は１２０ｐｐｍ以上、好ましくは、１５０ｐｐｍ以上必
要である。
を施す。脱炭焼鈍は、脱炭を行う他に、一次再結晶組織
の調整及び被膜形成に必要な酸化層を生成させる役割が
ある。これは、通常８００〜９００℃の温度域で、湿水
素、窒素ガス中で行う。一次再結晶粒径は、１５〜３０
μｍが好ましい。次に、窒化処理を行う。窒化処理の条
件は、ストリップ窒化、仕上げ焼鈍中の窒化等に係る公
知の条件とする。ストリプ窒化の場合、焼鈍温度を６５
０〜８５０℃とすることが、窒化にとって有利である。
良好な二次再結晶粒を安定して発達させるには、窒素量
は１２０ｐｐｍ以上、好ましくは、１５０ｐｐｍ以上必
要である。
【００４０】この後、公知の方法で、ＭｇＯとＴｉＯ2
を主成分とするスラリーを塗布し、１１００℃以上の温
度で仕上げ焼鈍を行う。仕上げ焼鈍の条件は公知の条件
でよく、ゴス方位集積度を高めるために、雰囲気を調整
したり、加熱速度を遅くすることは有効である。仕上げ
焼鈍後のコイルに対しては、形状矯正焼鈍や絶縁コーテ
ィングを施すが、必要に応じて、レーザー、プラズマ、
機械的方法、エッチング、その他の手法によって磁区細
分化処理を施すことも可能である。
を主成分とするスラリーを塗布し、１１００℃以上の温
度で仕上げ焼鈍を行う。仕上げ焼鈍の条件は公知の条件
でよく、ゴス方位集積度を高めるために、雰囲気を調整
したり、加熱速度を遅くすることは有効である。仕上げ
焼鈍後のコイルに対しては、形状矯正焼鈍や絶縁コーテ
ィングを施すが、必要に応じて、レーザー、プラズマ、
機械的方法、エッチング、その他の手法によって磁区細
分化処理を施すことも可能である。
【００４１】
【実施例】実施例１ 質量％で、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、Ｃｒ：
０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、および、
Ｎ：０．００８２％をベース成分含有量とし、Ｓｉを
３．１２〜３．７４％の範囲で変更した電磁鋼スラブ
を、１１５０℃で６０分間加熱した後、熱間圧延した。
このとき、熱延板の板厚を１．３〜３．４ｍｍの範囲で
種々変更した。そして、これらの熱延板に対し、「１１
２０℃×３０秒＋９００℃×１２０秒」の焼鈍を施した
後、急冷却した。
０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、および、
Ｎ：０．００８２％をベース成分含有量とし、Ｓｉを
３．１２〜３．７４％の範囲で変更した電磁鋼スラブ
を、１１５０℃で６０分間加熱した後、熱間圧延した。
このとき、熱延板の板厚を１．３〜３．４ｍｍの範囲で
種々変更した。そして、これらの熱延板に対し、「１１
２０℃×３０秒＋９００℃×１２０秒」の焼鈍を施した
後、急冷却した。
【００４２】熱延焼鈍板を、酸洗後、０．２２ｍｍ厚の
鋼板に冷間圧延した。これを、焼鈍温度を変更して脱炭
焼鈍することにより、一次再結晶粒の粒径を２３μｍに
調整した。この後、窒化焼鈍を７５０℃×３０秒、水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量を、ほぼ２１５ｐｐｍに調整した。次いで、ＭｇＯと
ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００
℃まで７．５℃／ｈｒで加熱し、その後、１２００℃で
２０時間の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍板に、ＳＲ
Ａ（歪取り焼鈍）を施した後、コロイダルシリカとリン
酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処理と
レーザー処理磁区制御を行い鉄損を測定し、また、磁束
密度（Ｂ８とＢｓ）については、皮膜張力と界面性状の
影響を取り除くマクロ処理を施した後に測定した。測定
結果を表１に示す。
鋼板に冷間圧延した。これを、焼鈍温度を変更して脱炭
焼鈍することにより、一次再結晶粒の粒径を２３μｍに
調整した。この後、窒化焼鈍を７５０℃×３０秒、水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量を、ほぼ２１５ｐｐｍに調整した。次いで、ＭｇＯと
ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００
℃まで７．５℃／ｈｒで加熱し、その後、１２００℃で
２０時間の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍板に、ＳＲ
Ａ（歪取り焼鈍）を施した後、コロイダルシリカとリン
酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処理と
レーザー処理磁区制御を行い鉄損を測定し、また、磁束
密度（Ｂ８とＢｓ）については、皮膜張力と界面性状の
影響を取り除くマクロ処理を施した後に測定した。測定
結果を表１に示す。
【００４３】熱延板の板厚をｔA （ｍｍ）、冷延板の板
厚をｔC （ｍｍ）として、真歪をｌｎ（ｔA ／ｔC ）で
計算し、図２に、横軸をＳｉ（％）、縦軸を真歪で整理
した。その結果、 ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の条件でＢ８／Ｂｓ≧０．９６のゴス集積度が高い製品
が得られ、鉄損はＳｉ含有量の増大にともない低下して
おり、高Ｓｉ化の効果を発揮できることを確認した。
厚をｔC （ｍｍ）として、真歪をｌｎ（ｔA ／ｔC ）で
計算し、図２に、横軸をＳｉ（％）、縦軸を真歪で整理
した。その結果、 ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の条件でＢ８／Ｂｓ≧０．９６のゴス集積度が高い製品
が得られ、鉄損はＳｉ含有量の増大にともない低下して
おり、高Ｓｉ化の効果を発揮できることを確認した。
【００４４】
【表１】
【００４５】実施例２ 実施例１の実験で用いた４種類のＳｉ量の材料の中で、
板厚が厚い２種類の熱延板（表２中、ｔH ）を、１．４
５〜２．６５ｍｍの板厚の鋼板に冷間圧延した。その
後、この冷延板に１０５０℃で２分の中間焼鈍を施した
後、再度、冷間圧延し、０．２２ｍｍの最終板厚の鋼板
とした。その後の工程条件は、実施例１の実験と同一条
件とした。磁気特性の測定結果を表２に、Ｂ８／Ｂｓに
対するＳｉ量と真歪の影響を図４に示す。中間焼鈍の板
厚をｔA （ｍｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍｍ）とする
とき、 ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） の範囲内であれば、Ｂ８／Ｂｓ≧０．９６の高いゴス方
位集積度となり、Ｓｉ量に応じた低鉄損の製品が得られ
た。
板厚が厚い２種類の熱延板（表２中、ｔH ）を、１．４
５〜２．６５ｍｍの板厚の鋼板に冷間圧延した。その
後、この冷延板に１０５０℃で２分の中間焼鈍を施した
後、再度、冷間圧延し、０．２２ｍｍの最終板厚の鋼板
とした。その後の工程条件は、実施例１の実験と同一条
件とした。磁気特性の測定結果を表２に、Ｂ８／Ｂｓに
対するＳｉ量と真歪の影響を図４に示す。中間焼鈍の板
厚をｔA （ｍｍ）、冷延板の板厚をｔC （ｍｍ）とする
とき、 ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） の範囲内であれば、Ｂ８／Ｂｓ≧０．９６の高いゴス方
位集積度となり、Ｓｉ量に応じた低鉄損の製品が得られ
た。
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】本発明により、コストメリットが高い低
温スラブ加熱−窒化処理を前提とするプロセスにおい
て、高Ｓｉ化が可能となり、ゴス方位集積度が高く、鉄
損が良好な一方向性電磁鋼板を製造することができる。
温スラブ加熱−窒化処理を前提とするプロセスにおい
て、高Ｓｉ化が可能となり、ゴス方位集積度が高く、鉄
損が良好な一方向性電磁鋼板を製造することができる。
【図１】二次再結晶ゴス方位集積度(B8/Bs) に及ぼすＳ
ｉ量と一回冷延真歪の影響を示す図である。
ｉ量と一回冷延真歪の影響を示す図である。
【図２】二次再結晶ゴス方位集積度(B8/Bs) に及ぼすＳ
ｉ量と一回冷延真歪の影響を示す図である。
ｉ量と一回冷延真歪の影響を示す図である。
【図３】一次再結晶集合組織の（１１０）面強度に及ぼ
すＳｉ量と一回冷延真歪の影響を示す図である。
すＳｉ量と一回冷延真歪の影響を示す図である。
【図４】二次再結晶ゴス方位集積度(B8/Bs) に及ぼすＳ
ｉ量と（二回冷延の）最終冷延真歪の影響を示す図であ
る。
ｉ量と（二回冷延の）最終冷延真歪の影響を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 紀宏 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 岡田 慎吾 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA02 CA09 FA01 FA12 HA03 JA04 5E041 AA02 AA19 CA02 HB05 HB07 HB09 HB11 NN01 NN17 NN18
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８％、Ｍ
ｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は複合で
０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０３
５％、および、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％を含有
する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に加熱した
後熱間圧延し、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延により最終
板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上げ焼鈍を
する一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板の板
厚をｔA （ｍｍ）、最終冷間圧延板の板厚をｔC （ｍ
ｍ）とするとき、ｔA ／ｔC を、Ｓｉ含有量（Ｓｉ
（％））に応じ ３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することを特徴とするゴス集積度が高い
一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８％、Ｍ
ｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は複合で
０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０３
５％、および、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％を含有
する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に加熱した
後熱間圧延し、中間焼鈍を介挿する二回以上の冷間圧延
により最終板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化処理、仕
上げ焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造方法において、
中間焼鈍板の板厚をｔA （ｍｍ）、最終冷間圧延板の板
厚をｔC （ｍｍ）とするとき、ｔA ／ｔC を、Ｓｉ含有
量（Ｓｉ（％））に応じ ３．２９−０．３７×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔA ／ｔC ）
≦３．７２−０．４３×Ｓｉ（％） の範囲内に制御することを特徴とするゴス集積度が高い
一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000004297A JP2001192733A (ja) | 2000-01-13 | 2000-01-13 | ゴス方位集積度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000004297A JP2001192733A (ja) | 2000-01-13 | 2000-01-13 | ゴス方位集積度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001192733A true JP2001192733A (ja) | 2001-07-17 |
Family
ID=18533099
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000004297A Withdrawn JP2001192733A (ja) | 2000-01-13 | 2000-01-13 | ゴス方位集積度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001192733A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113574193A (zh) * | 2019-03-20 | 2021-10-29 | 日本制铁株式会社 | 无方向性电磁钢板及其制造方法 |
| WO2022210955A1 (ja) * | 2021-03-31 | 2022-10-06 | 日本製鉄株式会社 | 回転電機、ステータの鉄心およびロータの鉄心のセット、回転電機の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、回転電機のロータおよびステータの製造方法並びに無方向性電磁鋼板のセット |
-
2000
- 2000-01-13 JP JP2000004297A patent/JP2001192733A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113574193A (zh) * | 2019-03-20 | 2021-10-29 | 日本制铁株式会社 | 无方向性电磁钢板及其制造方法 |
| WO2022210955A1 (ja) * | 2021-03-31 | 2022-10-06 | 日本製鉄株式会社 | 回転電機、ステータの鉄心およびロータの鉄心のセット、回転電機の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、回転電機のロータおよびステータの製造方法並びに無方向性電磁鋼板のセット |
| JP7184226B1 (ja) * | 2021-03-31 | 2022-12-06 | 日本製鉄株式会社 | 回転電機、ステータの鉄心およびロータの鉄心のセット、回転電機の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、回転電機のロータおよびステータの製造方法並びに無方向性電磁鋼板のセット |
| KR20230053716A (ko) * | 2021-03-31 | 2023-04-21 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 회전 전기 기기, 스테이터의 철심 및 로터의 철심의 세트, 회전 전기 기기의 제조 방법, 무방향성 전자 강판의 제조 방법, 회전 전기 기기의 로터 및 스테이터의 제조 방법 그리고 무방향성 전자 강판의 세트 |
| KR102571587B1 (ko) | 2021-03-31 | 2023-08-29 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 회전 전기 기기, 스테이터의 철심 및 로터의 철심의 세트, 회전 전기 기기의 제조 방법, 무방향성 전자 강판의 제조 방법, 회전 전기 기기의 로터 및 스테이터의 제조 방법 그리고 무방향성 전자 강판의 세트 |
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|---|---|---|---|
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