JP2709549B2 - 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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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
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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）まで磁化したときの１ｋｇ当りの鉄損Ｗ
17/50 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）まで磁化したときの１ｋｇ当りの鉄損Ｗ
17/50 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をい
ったん完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がと
られている。二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全固溶
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。
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をい
ったん完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がと
られている。二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全固溶
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。
【０００４】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。 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、あるいはまった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
出物など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。
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。 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、あるいはまった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
出物など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。
【０００５】特公昭５４−２４６８５号公報では、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℃
の範囲にする方法を開示し、特開昭５２−２４１１６号
公報では、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
る方法を開示し、また特開昭５７−１５８３２２号公報
では、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Ｃｕ
の添加により二次再結晶を安定化する技術を開示してい
る。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。す
なわち、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５９−１９０３２４
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を開示している。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。
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℃
の範囲にする方法を開示し、特開昭５２−２４１１６号
公報では、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
る方法を開示し、また特開昭５７−１５８３２２号公報
では、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Ｃｕ
の添加により二次再結晶を安定化する技術を開示してい
る。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。す
なわち、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５９−１９０３２４
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を開示している。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。
【０００６】さて、先に特開昭５９−５６５２２号公報
において、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
７％以下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にす
る技術が開示された。この方法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。
において、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
７％以下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にす
る技術が開示された。この方法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。
【０００７】
【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
Ｓｉ量を増加させることにより鉄損特性を向上させるべ
く研究を進めてきたが、二次再結晶方位制御が困難なた
め目標特性が得られなかった。
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
Ｓｉ量を増加させることにより鉄損特性を向上させるべ
く研究を進めてきたが、二次再結晶方位制御が困難なた
め目標特性が得られなかった。
【０００８】かかる状況を打開すべく広範にわたって研
究した結果、二次再結晶時の析出物制御が重要であると
いう認識に達した。
究した結果、二次再結晶時の析出物制御が重要であると
いう認識に達した。
【０００９】
【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） 重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
３．５％超５．０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜
０．０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ
＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５
〜０．８％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を含有し、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、引き続き熱延板焼鈍
を行い、もしくは行わず、次いで圧下率８０％以上の最
終冷延を１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の工程
で行い、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、酸可溶性Ａｌ、Ｓ
ｉの含有量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｓｉ
（％）とした時、このＡｌ、Ｓｉを下記の範囲に制御
し、 Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００８０ 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、脱炭焼鈍後、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すことを
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。
ろは下記のとおりである。 （１） 重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
３．５％超５．０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜
０．０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ
＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５
〜０．８％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を含有し、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、引き続き熱延板焼鈍
を行い、もしくは行わず、次いで圧下率８０％以上の最
終冷延を１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の工程
で行い、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、酸可溶性Ａｌ、Ｓ
ｉの含有量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｓｉ
（％）とした時、このＡｌ、Ｓｉを下記の範囲に制御
し、 Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００８０ 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、脱炭焼鈍後、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すことを
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。
【００１０】（２） 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３０％以上と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。
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３０％以上と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は
さむ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は
さむ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】本発明者らは、Ｓｉ量を増加した場合の二
次再結晶方位制御について種々の観点から広範にわたっ
て研究したところ、Ａｌ量とＳｉ量の比が重要な因子で
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。図１にＳｉ量とＡｌ量の比（Ａｌ／Ｓｉ）と磁気特
性の関係を示す。ここでは酸可溶性Ａｌの量をＡｌ
（％）と表記している。この場合、Ｃ：０．０４５〜
０．０６７重量％、Ｓｉ：３．４〜４．７重量％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１８〜０．０６１重量％、Ｎ：０．０
０７３〜０．００９２重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、
Ｓ：０．００６〜０．００８重量％を含有し、残余Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚のスラブを１１
５０℃で１時間加熱後、２．３ｍｍ厚まで熱延した。か
かる熱延板に、１１００℃に３０秒保持に引き続き９０
０℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施した後、
０．２２ｍｍまで冷延し、次いで８１０〜８５０℃に９
０秒保持する脱炭焼鈍（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ
2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＝６０℃）を施した後、７５０℃
に３０秒保持する焼鈍（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ
2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＜０℃）中に焼鈍雰囲気中にＮＨ
3 ガスを混入し、鋼板に窒素吸収を行わせた。この際の
窒化量（増窒素量）は０．００８１〜０．０１２７重量
％であった。そして、かかる鋼板の平均結晶粒径を光学
顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ、２１〜２
９μｍ（円相当直径）であった。かかる鋼板にＭｇＯを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で１５℃／ｈｒで１２００
℃まで昇温し、１２００℃で２０時間Ｈ2 中で保持する
最終仕上焼鈍を施した。図１から明らかなように、Ａｌ
／Ｓｉ≧０．００８０の領域で良好な磁束密度（Ｂ8 ／
ＢS ≧０．９５）（ＢS ：飽和磁束密度）が得られてい
る。
次再結晶方位制御について種々の観点から広範にわたっ
て研究したところ、Ａｌ量とＳｉ量の比が重要な因子で
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。図１にＳｉ量とＡｌ量の比（Ａｌ／Ｓｉ）と磁気特
性の関係を示す。ここでは酸可溶性Ａｌの量をＡｌ
（％）と表記している。この場合、Ｃ：０．０４５〜
０．０６７重量％、Ｓｉ：３．４〜４．７重量％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１８〜０．０６１重量％、Ｎ：０．０
０７３〜０．００９２重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、
Ｓ：０．００６〜０．００８重量％を含有し、残余Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚のスラブを１１
５０℃で１時間加熱後、２．３ｍｍ厚まで熱延した。か
かる熱延板に、１１００℃に３０秒保持に引き続き９０
０℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施した後、
０．２２ｍｍまで冷延し、次いで８１０〜８５０℃に９
０秒保持する脱炭焼鈍（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ
2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＝６０℃）を施した後、７５０℃
に３０秒保持する焼鈍（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ
2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．＜０℃）中に焼鈍雰囲気中にＮＨ
3 ガスを混入し、鋼板に窒素吸収を行わせた。この際の
窒化量（増窒素量）は０．００８１〜０．０１２７重量
％であった。そして、かかる鋼板の平均結晶粒径を光学
顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ、２１〜２
９μｍ（円相当直径）であった。かかる鋼板にＭｇＯを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で１５℃／ｈｒで１２００
℃まで昇温し、１２００℃で２０時間Ｈ2 中で保持する
最終仕上焼鈍を施した。図１から明らかなように、Ａｌ
／Ｓｉ≧０．００８０の領域で良好な磁束密度（Ｂ8 ／
ＢS ≧０．９５）（ＢS ：飽和磁束密度）が得られてい
る。
【００１３】本発明者らは、図１の結果を受け、さらに
磁気特性を向上する手段を検討した。図２に、最終仕上
焼鈍の昇温過程の９００〜１１５０℃の間の焼鈍雰囲気
の窒素分圧（ＰN2（％））と磁気特性の関係を示す。こ
の場合、Ｃ：０．０５４重量％、Ｓｉ：３．５１重量
％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４重量％、Ｎ：０．００８
６重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０
ｍｍ厚スラブに、熱延から窒化処理に至る工程を図１で
説明した条件で施した。この場合、窒化量は０．０１１
５重量％であり、この窒化処理後の鋼板の平均結晶粒径
は２３μｍ（円相当直径）であった。かかる鋼板にＭｇ
Ｏ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％、Ｈ2 ：７５％の
焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃から１２００℃までは
Ｎ2 とＨ2 の種々の分圧比の条件下で処理した。図２か
ら明らかなように、９００〜１１５０℃の間のＰ
N2（％）が３０％以上の場合に、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなる
良好な磁気特性が得られている。
磁気特性を向上する手段を検討した。図２に、最終仕上
焼鈍の昇温過程の９００〜１１５０℃の間の焼鈍雰囲気
の窒素分圧（ＰN2（％））と磁気特性の関係を示す。こ
の場合、Ｃ：０．０５４重量％、Ｓｉ：３．５１重量
％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４重量％、Ｎ：０．００８
６重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０
ｍｍ厚スラブに、熱延から窒化処理に至る工程を図１で
説明した条件で施した。この場合、窒化量は０．０１１
５重量％であり、この窒化処理後の鋼板の平均結晶粒径
は２３μｍ（円相当直径）であった。かかる鋼板にＭｇ
Ｏ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％、Ｈ2 ：７５％の
焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃から１２００℃までは
Ｎ2 とＨ2 の種々の分圧比の条件下で処理した。図２か
ら明らかなように、９００〜１１５０℃の間のＰ
N2（％）が３０％以上の場合に、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなる
良好な磁気特性が得られている。
【００１４】図１、図２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。本発明の材料の
場合、二次再結晶を生ぜしめるための主インヒビター
は、ＡｌＮであるが、鋼中のＳｉ量が増すとＡｌＮが不
安定化し、（Ａｌ、Ｓｉ）ＮやＳｉ3 Ｎ4 が安定化して
くることが考えられる。本発明の様に、脱炭焼鈍後最終
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
施す場合、窒化後に鋼板表面近傍に窒素が濃化し、その
部分にＳｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基の窒化物が析出する。そし
て、最終仕上焼鈍の昇温中に、このＳｉ3 Ｎ4 等の窒化
物が分解し、板厚全厚での窒素量が均一化するのと並行
して、安定なＡｌＮの析出が生じる。本発明の如く、Ｓ
ｉ量を増加させると、このような窒化物の変化に影響が
生じる。つまり、Ｓｉ量の増加に伴い、Ｓｉ3 Ｎ4 等の
Ｓｉ基窒化物が安定化し、上記の如き板厚方向の窒素量
の均一化、窒化物の均一化が生じにくくなり、ＡｌＮの
析出も生じにくくなる。このように板厚方向に不均一な
析出物で、かつＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物の割合が多い状態
で二次再結晶が開始すると、Ｓｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基窒化
物は高温で分解しやすい、板厚中心部では窒化物が不
足する、等の理由で、インヒビター強度が低い状態で二
次再結晶が進行することとなる。インヒビター強度が低
い状態では、粒界移動の粒界性格依存性が低く、Σ９対
応粒界密度の低いＧｏｓｓ方位から分散した方位粒も二
次再結晶しやすくなる。その結果、二次再結晶方位のＧ
ｏｓｓ集積度が低下し、磁束密度が低くなってしまう。
この現象は、窒化物に対するＳｉ量の影響に起因するも
のであるので、Ｓｉ量増加に伴いＡｌ量を増加させ、
ＡｌＮを安定化させるアクション（図１）、最終仕上
焼鈍の昇温中の二次再結晶温度域でのＰN2を増加させ、
窒化物の分解を抑制するアクション（図２）が、このよ
うな高Ｓｉ化に伴う二次再結晶方位制御の課題を解決す
る手段となったものと推定される。
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。本発明の材料の
場合、二次再結晶を生ぜしめるための主インヒビター
は、ＡｌＮであるが、鋼中のＳｉ量が増すとＡｌＮが不
安定化し、（Ａｌ、Ｓｉ）ＮやＳｉ3 Ｎ4 が安定化して
くることが考えられる。本発明の様に、脱炭焼鈍後最終
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
施す場合、窒化後に鋼板表面近傍に窒素が濃化し、その
部分にＳｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基の窒化物が析出する。そし
て、最終仕上焼鈍の昇温中に、このＳｉ3 Ｎ4 等の窒化
物が分解し、板厚全厚での窒素量が均一化するのと並行
して、安定なＡｌＮの析出が生じる。本発明の如く、Ｓ
ｉ量を増加させると、このような窒化物の変化に影響が
生じる。つまり、Ｓｉ量の増加に伴い、Ｓｉ3 Ｎ4 等の
Ｓｉ基窒化物が安定化し、上記の如き板厚方向の窒素量
の均一化、窒化物の均一化が生じにくくなり、ＡｌＮの
析出も生じにくくなる。このように板厚方向に不均一な
析出物で、かつＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物の割合が多い状態
で二次再結晶が開始すると、Ｓｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基窒化
物は高温で分解しやすい、板厚中心部では窒化物が不
足する、等の理由で、インヒビター強度が低い状態で二
次再結晶が進行することとなる。インヒビター強度が低
い状態では、粒界移動の粒界性格依存性が低く、Σ９対
応粒界密度の低いＧｏｓｓ方位から分散した方位粒も二
次再結晶しやすくなる。その結果、二次再結晶方位のＧ
ｏｓｓ集積度が低下し、磁束密度が低くなってしまう。
この現象は、窒化物に対するＳｉ量の影響に起因するも
のであるので、Ｓｉ量増加に伴いＡｌ量を増加させ、
ＡｌＮを安定化させるアクション（図１）、最終仕上
焼鈍の昇温中の二次再結晶温度域でのＰN2を増加させ、
窒化物の分解を抑制するアクション（図２）が、このよ
うな高Ｓｉ化に伴う二次再結晶方位制御の課題を解決す
る手段となったものと推定される。
【００１５】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重量％（以
下単に％と略述）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
くなり過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重量％（以
下単に％と略述）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
くなり過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。
【００１６】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、３．５％以
下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
３．５％超とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必要な
ＡｌＮ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、３．５％以
下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
３．５％超とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必要な
ＡｌＮ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。
【００１７】そして、良好な磁気特性を得るためには、
Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）を０．００８０以上にする必要
がある。この範囲にすることにより図１に示した如く優
れた磁気特性が得られるので、上記範囲に規定した。こ
の値の上限は特に規定するものではないが、Ａｌ（％）
の上限値とＳｉ（％）の下限値より、Ａｌ（％）／Ｓｉ
（％）の上限値は必然的に０．０２３５となる。
Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）を０．００８０以上にする必要
がある。この範囲にすることにより図１に示した如く優
れた磁気特性が得られるので、上記範囲に規定した。こ
の値の上限は特に規定するものではないが、Ａｌ（％）
の上限値とＳｉ（％）の下限値より、Ａｌ（％）／Ｓｉ
（％）の上限値は必然的に０．０２３５となる。
【００１８】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
３０％未満にすることが困難であり、かつ経済的に好ま
しくないので０．００３０％以上とし、一方、０．０１
３０％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。Ｍｎ
Ｓ、ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適
正に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能
である。しかしながら、ＳやＳｅが高いと線状細粒と呼
ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二
次再結晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋０．４
０５Ｓｅ）≦０．０１４％であることが望ましい。Ｓあ
るいはＳｅが上記値を超える場合には製造条件をいかに
変更しても二次再結晶不良部が発生する確率が高くなり
好ましくない。また最終仕上焼鈍で純化するのに要する
時間が長くなりすぎて好ましくなく、このような観点か
らＳあるいはＳｅを不必要に増すことは意味がない。
３０％未満にすることが困難であり、かつ経済的に好ま
しくないので０．００３０％以上とし、一方、０．０１
３０％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。Ｍｎ
Ｓ、ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適
正に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能
である。しかしながら、ＳやＳｅが高いと線状細粒と呼
ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二
次再結晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋０．４
０５Ｓｅ）≦０．０１４％であることが望ましい。Ｓあ
るいはＳｅが上記値を超える場合には製造条件をいかに
変更しても二次再結晶不良部が発生する確率が高くなり
好ましくない。また最終仕上焼鈍で純化するのに要する
時間が長くなりすぎて好ましくなく、このような観点か
らＳあるいはＳｅを不必要に増すことは意味がない。
【００１９】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、就中ストリップの側縁部は波形状となり、
歩留りを低下させるので、Ｍｎは０．０５％以上と規定
した。一方、Ｍｎ量が０．８％を超えると製品の磁束密
度を低下せしめるので好ましくない。従って、Ｍｎ量の
上限値を０．８％とした。
５％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、就中ストリップの側縁部は波形状となり、
歩留りを低下させるので、Ｍｎは０．０５％以上と規定
した。一方、Ｍｎ量が０．８％を超えると製品の磁束密
度を低下せしめるので好ましくない。従って、Ｍｎ量の
上限値を０．８％とした。
【００２０】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有効である。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。
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有効である。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。
【００２１】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、必要に応じて中間焼鈍をはさ
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｛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、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、必要に応じて中間焼鈍をはさ
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｛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、磁束密度を高める
上で好ましいためである。
【００２２】冷延後鋼板は順次、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤
塗布、仕上焼鈍を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１８μｍ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。
塗布、仕上焼鈍を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１８μｍ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。
【００２３】そして、脱炭焼鈍後、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。
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。
【００２４】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３０％以上にすることは優れた磁気
特性を得る上で、一層好ましい。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９
００〜１１５０℃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１０００〜１
１００℃で恒温保持し、次いで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。上記９００〜１１５０℃の昇温
過程でのＰN2の上限は特に規定するものではなく、１０
０％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３０％以上にすることは優れた磁気
特性を得る上で、一層好ましい。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９
００〜１１５０℃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１０００〜１
１００℃で恒温保持し、次いで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。上記９００〜１１５０℃の昇温
過程でのＰN2の上限は特に規定するものではなく、１０
０％まで許容される。
【００２５】
【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０５８重量％、Ｓｉ：３．５１重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２１重量％、０．０３４重量％、Ｎ：
０．００８２重量％、Ｓｎ：０．０５重量％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
２．３ｍｍ厚の熱延板とした。
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２１重量％、０．０３４重量％、Ｎ：
０．００８２重量％、Ｓｎ：０．０５重量％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
２．３ｍｍ厚の熱延板とした。
【００２６】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９０．４％で０．２２ｍｍ厚の冷延
板とし、８３５℃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し、鋼板に窒化処理を施した。この
場合、窒化量（増窒素量）は０．０１１４〜０．０１２
１重量％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２３〜２４μｍ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１０℃／ｈｒで昇温し、Ｈ2 中で１
２００℃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８５０℃までは、Ｎ2 ：１
５％、Ｈ2 ：８５％の焼鈍雰囲気中で処理し、８５０℃
から１２００℃までは、（ａ）Ｎ2 ：１５％、Ｈ2 ：８
５％、（ｂ）Ｎ2 ：９０％、Ｈ2 ：１０％の２水準の条
件で処理した。
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９０．４％で０．２２ｍｍ厚の冷延
板とし、８３５℃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し、鋼板に窒化処理を施した。この
場合、窒化量（増窒素量）は０．０１１４〜０．０１２
１重量％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２３〜２４μｍ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１０℃／ｈｒで昇温し、Ｈ2 中で１
２００℃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８５０℃までは、Ｎ2 ：１
５％、Ｈ2 ：８５％の焼鈍雰囲気中で処理し、８５０℃
から１２００℃までは、（ａ）Ｎ2 ：１５％、Ｈ2 ：８
５％、（ｂ）Ｎ2 ：９０％、Ｈ2 ：１０％の２水準の条
件で処理した。
【００２７】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、本発明の実験条件であるの
Ａｌ量の場合、Ｂ8 ≧１．９３Ｔなる良好な磁気特性が
得られ、さらに本発明での最終仕上焼鈍の焼鈍雰囲気条
件である（ｂ）の条件の場合、Ｂ8 ≧１．９５Ｔなると
りわけ良好な磁気特性が得られた
表１から明らかなように、本発明の実験条件であるの
Ａｌ量の場合、Ｂ8 ≧１．９３Ｔなる良好な磁気特性が
得られ、さらに本発明での最終仕上焼鈍の焼鈍雰囲気条
件である（ｂ）の条件の場合、Ｂ8 ≧１．９５Ｔなると
りわけ良好な磁気特性が得られた
【００２８】
【表１】
【００２９】実施例２ Ｃ：０．０６０重量％、Ｓｉ：４．０１重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３９重量％、Ｎ：０．００８６重量％、Ｓ
ｎ：０．００３重量％、０．０７重量％、０．２
０重量％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
場合、Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．００９７であっ
た。
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３９重量％、Ｎ：０．００８６重量％、Ｓ
ｎ：０．００３重量％、０．０７重量％、０．２
０重量％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
場合、Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．００９７であっ
た。
【００３０】この熱延板に、１１００℃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９０．４％で０．２２ｍｍ厚の冷延
板とし、８３０℃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し、鋼板に窒化処理を施した。この
場合、窒化量（増窒素量）は０．００７８〜０．０１２
９重量％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、２１〜２６μｍ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、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で１２
００℃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。
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９０．４％で０．２２ｍｍ厚の冷延
板とし、８３０℃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し、鋼板に窒化処理を施した。この
場合、窒化量（増窒素量）は０．００７８〜０．０１２
９重量％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、２１〜２６μｍ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、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で１２
００℃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。
【００３１】工程条件と磁気特性の関係を表２に示す。
本発明のＳｎの含有量範囲に入る条件の場合は、Ｂ8
≧１．９５Ｔなる良好な磁気特性が得られた。
本発明のＳｎの含有量範囲に入る条件の場合は、Ｂ8
≧１．９５Ｔなる良好な磁気特性が得られた。
【００３２】
【表２】
【００３３】実施例３ Ｃ：０．０５９重量％、Ｓｉ：３．７５重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３９重量％、Ｎ：０．００８８重量％、Ｓ
ｎ：０．０６重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる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
場合Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．０１０４であった。
０．１４重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３９重量％、Ｎ：０．００８８重量％、Ｓ
ｎ：０．０６重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる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
場合Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．０１０４であった。
【００３４】この熱延板を１．４ｍｍまで冷延した後１
１２０℃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０．１
４５ｍｍ厚の冷延板とし、８３０℃で７０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し、鋼板に窒化処
理を施した。この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１
４１〜０．０１５２重量％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２３〜２５μｍ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 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処
理し、９００℃から１２００℃までは、（ａ）Ｎ2 ：２
５％、Ｈ2 ：７５％、（ｂ）Ｎ2 ：７５％、Ｈ2 ：２５
％、（ｃ）Ｎ2 ：９０％、Ｈ2 ：１０％なる３水準の条
件で処理した。
１２０℃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０．１
４５ｍｍ厚の冷延板とし、８３０℃で７０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し、鋼板に窒化処
理を施した。この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１
４１〜０．０１５２重量％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２３〜２５μｍ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 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処
理し、９００℃から１２００℃までは、（ａ）Ｎ2 ：２
５％、Ｈ2 ：７５％、（ｂ）Ｎ2 ：７５％、Ｈ2 ：２５
％、（ｃ）Ｎ2 ：９０％、Ｈ2 ：１０％なる３水準の条
件で処理した。
【００３５】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、Ｂ8
≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得られた。さらに本
発明の最終仕上焼鈍の条件となる（ｂ)、（ｃ）の場
合、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなるさらに良好な磁気特性が得ら
れた。
本実験条件は、すべて本発明の条件に入っており、Ｂ8
≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得られた。さらに本
発明の最終仕上焼鈍の条件となる（ｂ)、（ｃ）の場
合、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなるさらに良好な磁気特性が得ら
れた。
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に従い、Ａ
ｌ／Ｓｉの値の制御、さらには脱炭焼鈍完了後、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、脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間
の窒化処理、Ｓｎの添加、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
るので、その工業的意義は極めて大である。
ｌ／Ｓｉの値の制御、さらには脱炭焼鈍完了後、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、脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間
の窒化処理、Ｓｎの添加、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
るので、その工業的意義は極めて大である。
【図１】Ａｌ／Ｓｉの範囲と磁気特性の関係を示すグラ
フである。
フである。
【図２】最終仕上焼鈍の昇温過程における窒素分圧と磁
気特性の関係を示すグラフである。
気特性の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増井 浩昭 福岡県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 (72)発明者 中村 吉男 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平２−247331（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−259020（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−200732（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−258929（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、
Ｓｉ：３．５％超５．０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０
１５〜０．０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０
％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：
０．０５〜０．８％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を含
有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１
２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き熱
延板焼鈍を行い、もしくは行わず、次いで圧下率８０％
以上の最終冷延を１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以
上の工程で行い、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、酸可溶性
Ａｌ、Ｓｉの含有量を重量％を単位としてＡｌ（％）、
Ｓｉ（％）とした時、このＡｌ、Ｓｉを下記の範囲に制
御し、 Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００８０ 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、脱炭焼鈍後、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すことを
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】 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３０％以上と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。
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|---|---|---|---|
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| DE69327884T DE69327884T2 (de) | 1992-04-16 | 1993-04-15 | Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hervorragenden, magnetischen Eigenschaften |
| EP93106124A EP0566986B1 (en) | 1992-04-16 | 1993-04-15 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties |
| US08/466,866 US5512110A (en) | 1992-04-16 | 1995-06-06 | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties |
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| JP2709549B2 true JP2709549B2 (ja) | 1998-02-04 |
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| JPH0689404B2 (ja) * | 1989-03-30 | 1994-11-09 | 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 |
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-
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- 1992-04-16 JP JP4096858A patent/JP2709549B2/ja not_active Expired - Lifetime
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