JP3326083B2 - 高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3326083B2 JP3326083B2 JP31309896A JP31309896A JP3326083B2 JP 3326083 B2 JP3326083 B2 JP 3326083B2 JP 31309896 A JP31309896 A JP 31309896A JP 31309896 A JP31309896 A JP 31309896A JP 3326083 B2 JP3326083 B2 JP 3326083B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- iron loss
- annealing
- temperature
- rolling
- loss characteristics
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
- H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は方向性電磁鋼板に係
り、中でも特に小型発電機の鉄芯やＥＩコアなどに使用
される高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れ
た特性を要求される方向性電磁鋼板の製造方法に関す
る。
り、中でも特に小型発電機の鉄芯やＥＩコアなどに使用
される高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れ
た特性を要求される方向性電磁鋼板の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は主として変圧器その他
の電気機器の鉄芯材料として使用される。この場合にお
いて、方向性電磁鋼板に要求される特性としては、一般
に５０Hzの周波数で１．７Ｔに磁化させた場合の損失で
あるＷ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）で表わされる鉄損が低い
ことが重要である。そのため、Ｗ１７／５０を低減する
ための研究が多くなされ、ヒステリシス損を抑えるため
に、製品板の結晶方位を磁化容易軸〈００１〉が圧延方
向に揃った｛１１０｝〈００１〉方位に極力集積させる
技術が開示されてきた。
の電気機器の鉄芯材料として使用される。この場合にお
いて、方向性電磁鋼板に要求される特性としては、一般
に５０Hzの周波数で１．７Ｔに磁化させた場合の損失で
あるＷ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）で表わされる鉄損が低い
ことが重要である。そのため、Ｗ１７／５０を低減する
ための研究が多くなされ、ヒステリシス損を抑えるため
に、製品板の結晶方位を磁化容易軸〈００１〉が圧延方
向に揃った｛１１０｝〈００１〉方位に極力集積させる
技術が開示されてきた。
【０００３】方向性電磁鋼板の一般的な製造方法として
は、厚さ１００〜３００ｍｍのスラブを高温に加熱後熱
延し、次いでこの熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ
２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶および純化を
目的として最終仕上焼鈍を行うという複雑な工程がとら
れており、最終仕上焼鈍時の二次再結晶によって｛１１
０｝〈００１〉方位の結晶粒を成長させている。
は、厚さ１００〜３００ｍｍのスラブを高温に加熱後熱
延し、次いでこの熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ
２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶および純化を
目的として最終仕上焼鈍を行うという複雑な工程がとら
れており、最終仕上焼鈍時の二次再結晶によって｛１１
０｝〈００１〉方位の結晶粒を成長させている。
【０００４】このような二次再結晶を効果的に促進させ
るためには、まず一次再結晶の成長を抑制するインヒビ
ターと呼ばれる分散相を、均一かつ適正なサイズに分散
させることが重要である。かかるインヒビターとして代
表的なものは、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮ、及びＶＮの
ような硫化物、Ｓｅ化合物や窒化物等で、鋼中への溶解
度が極めて小さいものが用いられている。
るためには、まず一次再結晶の成長を抑制するインヒビ
ターと呼ばれる分散相を、均一かつ適正なサイズに分散
させることが重要である。かかるインヒビターとして代
表的なものは、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮ、及びＶＮの
ような硫化物、Ｓｅ化合物や窒化物等で、鋼中への溶解
度が極めて小さいものが用いられている。
【０００５】また、上述の硫化物、Ｓｅ化合物、窒化物
を主としたインヒビターの適正制御の方法として、従来
の工程では熱延前のスラブ加熱時にインヒビターを一旦
完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられて
きた。この場合インヒビターを十分固溶させるためのス
ラブ加熱温度は１４００℃程度であり、普通鋼のスラブ
加熱温度に比べて約２００℃も高く、かかる高温スラブ
加熱には以下のような欠点がある。 １）高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。 ２）溶融スケールが発生しやすく、またスラブ垂れが生
じやすい。 ３）スラブ表層の過脱炭が生じる。
を主としたインヒビターの適正制御の方法として、従来
の工程では熱延前のスラブ加熱時にインヒビターを一旦
完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられて
きた。この場合インヒビターを十分固溶させるためのス
ラブ加熱温度は１４００℃程度であり、普通鋼のスラブ
加熱温度に比べて約２００℃も高く、かかる高温スラブ
加熱には以下のような欠点がある。 １）高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。 ２）溶融スケールが発生しやすく、またスラブ垂れが生
じやすい。 ３）スラブ表層の過脱炭が生じる。
【０００６】上記２）３）の問題点を解決するために、
方向性電磁鋼板専用の誘導加熱炉が考案されたが、エネ
ルギーコスト増大という問題点が残された。特に、近年
のエネルギー危機に伴い、省エネルギー化が焦眉の急と
なり、そのためスラブ加熱温度の低温化を実現するため
にこれまで多くの研究者が多大な努力をしてきている。
方向性電磁鋼板専用の誘導加熱炉が考案されたが、エネ
ルギーコスト増大という問題点が残された。特に、近年
のエネルギー危機に伴い、省エネルギー化が焦眉の急と
なり、そのためスラブ加熱温度の低温化を実現するため
にこれまで多くの研究者が多大な努力をしてきている。
【０００７】例えば、特公昭５４−２４６８５号公報で
はＡｓ、Ｂｉ、Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有し、
インヒビターとして利用することによってスラブ加熱温
度を１０５０〜１３５０℃の範囲にする方法が開示され
た。また、特開昭５７−１５８３３２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
よりスラブ加熱温度を低温化し、さらにＣｕの添加によ
り二次再結晶を安定化する技術が開示された。特開昭５
７−８９４３３号公報ではＭｎに加えてＳ、Ｓｅ、Ｓ
ｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、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１１
００〜１２５０℃とスラブ加熱温度の低温化を実現して
いる。しかしながら、これらは鋼中への溶解度が極めて
小さいＡｌＮをインヒビターとして利用しない方針の技
術であるため、インヒビターの抑止力が弱く、磁気特性
が今一歩悪かったり、研究室規模の技術に留まるという
問題点があった。
はＡｓ、Ｂｉ、Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有し、
インヒビターとして利用することによってスラブ加熱温
度を１０５０〜１３５０℃の範囲にする方法が開示され
た。また、特開昭５７−１５８３３２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
よりスラブ加熱温度を低温化し、さらにＣｕの添加によ
り二次再結晶を安定化する技術が開示された。特開昭５
７−８９４３３号公報ではＭｎに加えてＳ、Ｓｅ、Ｓ
ｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、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１１
００〜１２５０℃とスラブ加熱温度の低温化を実現して
いる。しかしながら、これらは鋼中への溶解度が極めて
小さいＡｌＮをインヒビターとして利用しない方針の技
術であるため、インヒビターの抑止力が弱く、磁気特性
が今一歩悪かったり、研究室規模の技術に留まるという
問題点があった。
【０００８】特開昭５９−１９０３２４号公報では一次
再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すという新規な技術が開
示されたが、これも研究室規模の製造手段に留まってい
る。特開昭５９−５６５２２号公報では、Ｍｎを０．０
８〜０．４５％、Ｓを０．００７％以下にすることによ
りスラブ加熱を低温化する技術が開示され、さらに特開
昭５９−１９０３２５号公報ではこれにＣｒを添加する
ことにより二次再結晶の安定化を図る技術が開示され
た。これらは、Ｓ量を下げてスラブ加熱時のＭｎＳの固
溶を図るのが特徴である。しかし、これらの技術による
ときは重量の大きなコイルでは幅方向や長手方向に磁気
特性のばらつきが生じるという問題点があった。
再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すという新規な技術が開
示されたが、これも研究室規模の製造手段に留まってい
る。特開昭５９−５６５２２号公報では、Ｍｎを０．０
８〜０．４５％、Ｓを０．００７％以下にすることによ
りスラブ加熱を低温化する技術が開示され、さらに特開
昭５９−１９０３２５号公報ではこれにＣｒを添加する
ことにより二次再結晶の安定化を図る技術が開示され
た。これらは、Ｓ量を下げてスラブ加熱時のＭｎＳの固
溶を図るのが特徴である。しかし、これらの技術による
ときは重量の大きなコイルでは幅方向や長手方向に磁気
特性のばらつきが生じるという問題点があった。
【０００９】特開昭５７−２０７１１４号公報では組成
の極低炭素化（Ｃ：０．００２〜０．０１０％）とスラ
ブ加熱温度の低温化を組み合わさせる技術が開示され
た。この技術はスラブ加熱温度が低い場合には凝固から
熱延までの間にオーステナイト相を経由しない方が後の
二次再結晶に有利であるという思想に基づくものである
が、Ｃ量が極端に低いことは、冷延時の破断防止にも有
利であるが、二次再結晶を安定化させるために、脱炭焼
鈍時に窒化することが必要である。
の極低炭素化（Ｃ：０．００２〜０．０１０％）とスラ
ブ加熱温度の低温化を組み合わさせる技術が開示され
た。この技術はスラブ加熱温度が低い場合には凝固から
熱延までの間にオーステナイト相を経由しない方が後の
二次再結晶に有利であるという思想に基づくものである
が、Ｃ量が極端に低いことは、冷延時の破断防止にも有
利であるが、二次再結晶を安定化させるために、脱炭焼
鈍時に窒化することが必要である。
【００１０】この技術を受けて、途中窒化を前提とした
技術開発が多く行われた。すなわち、特開昭６２−７０
５２１号公報では仕上げ焼鈍条件を特定し、仕上げ焼鈍
時に途中窒化することで低温スラブ加熱を可能にする技
術が開示され、さらに、特開昭６２−４０３１５号公報
ではスラブ加熱時に固溶しえない量のＡｌ、Ｎを含有
し、途中窒化によってインヒビターを適正状態に制御す
る方法が開示された。しかし、脱炭焼鈍時に途中窒化を
施す方法は、新たな設備を要し、コストが増大するとい
う問題点があり、また、仕上げ焼鈍中の窒化は制御が困
難であるという問題点がある。
技術開発が多く行われた。すなわち、特開昭６２−７０
５２１号公報では仕上げ焼鈍条件を特定し、仕上げ焼鈍
時に途中窒化することで低温スラブ加熱を可能にする技
術が開示され、さらに、特開昭６２−４０３１５号公報
ではスラブ加熱時に固溶しえない量のＡｌ、Ｎを含有
し、途中窒化によってインヒビターを適正状態に制御す
る方法が開示された。しかし、脱炭焼鈍時に途中窒化を
施す方法は、新たな設備を要し、コストが増大するとい
う問題点があり、また、仕上げ焼鈍中の窒化は制御が困
難であるという問題点がある。
【００１１】一方、近年、材料の鉄損特性と実機の鉄損
特性が必ずしも一致しないということが問題視されるよ
うになった。確かに、大型変圧器の鉄芯や巻鉄芯の鉄損
はＷ１７／５０の値が低い材料が実機の特性も優れてい
る結果を得ている。しかし、小型発電機の鉄芯や小型変
圧器であるＥＩコアなどでは鋼板内部を流れる磁束が複
雑なために材料のＷ１７／５０の値と実機の特性が一致
しない問題点が生じた。近年エネルギー危機の進行とと
もに変圧器中で無駄に失うエネルギーの低減が要求さ
れ、実機の鉄損を低減する努力がなされているなか、材
料のＷ１７／５０では正当な材料評価がなされておら
ず、材料の選定にしばしば困難をきたしているのが現状
である。
特性が必ずしも一致しないということが問題視されるよ
うになった。確かに、大型変圧器の鉄芯や巻鉄芯の鉄損
はＷ１７／５０の値が低い材料が実機の特性も優れてい
る結果を得ている。しかし、小型発電機の鉄芯や小型変
圧器であるＥＩコアなどでは鋼板内部を流れる磁束が複
雑なために材料のＷ１７／５０の値と実機の特性が一致
しない問題点が生じた。近年エネルギー危機の進行とと
もに変圧器中で無駄に失うエネルギーの低減が要求さ
れ、実機の鉄損を低減する努力がなされているなか、材
料のＷ１７／５０では正当な材料評価がなされておら
ず、材料の選定にしばしば困難をきたしているのが現状
である。
【００１２】一般に材料の鉄損を低減するには、渦電流
損を低下させるため有効なＳｉを含有させ電気抵抗を高
める方法、鋼板板厚を低減する方法、結晶粒径を低減す
る方法、さらに結晶方位の｛１１０｝〈００１〉への集
積度を高めて磁束密度を向上させる方法が知られてい
る。このうち磁束密度を向上させる方法はこれまでよく
研究されており、例えば特公昭５１−２２９０号公報に
は鋼中インヒビター成分としてＡｌを添加し１３００℃
以上の高温でスラブ加熱し、熱間圧延仕上げ圧延を高温
短時間で行い、９８０℃以上の熱延終了温度で熱間圧延
を行う技術が、また、特公昭４６−２３８２０号公報に
は鋼中にＡｌを添加し、熱間圧延後１０００〜１２００
℃の高温の熱延板焼鈍とそれに伴う急冷処理によって微
細なＡｌＮを析出させ、８０〜９５％の高圧下を施す技
術が開示され、これによってＢ１０にして１．９５Ｔの
極めて高い磁束密度と、低い鉄損の材料を得ている。
損を低下させるため有効なＳｉを含有させ電気抵抗を高
める方法、鋼板板厚を低減する方法、結晶粒径を低減す
る方法、さらに結晶方位の｛１１０｝〈００１〉への集
積度を高めて磁束密度を向上させる方法が知られてい
る。このうち磁束密度を向上させる方法はこれまでよく
研究されており、例えば特公昭５１−２２９０号公報に
は鋼中インヒビター成分としてＡｌを添加し１３００℃
以上の高温でスラブ加熱し、熱間圧延仕上げ圧延を高温
短時間で行い、９８０℃以上の熱延終了温度で熱間圧延
を行う技術が、また、特公昭４６−２３８２０号公報に
は鋼中にＡｌを添加し、熱間圧延後１０００〜１２００
℃の高温の熱延板焼鈍とそれに伴う急冷処理によって微
細なＡｌＮを析出させ、８０〜９５％の高圧下を施す技
術が開示され、これによってＢ１０にして１．９５Ｔの
極めて高い磁束密度と、低い鉄損の材料を得ている。
【００１３】しかしながら、Ｗ１７／５０の低減の際に
従来通常追及されてきたかかる結晶方位を揃え磁束密度
を向上させる方法では、これらＥＩコアや小型発電機の
鉄芯の鉄損特性を向上させるのには有効であるといえな
かった。その理由は、ＥＩコアなどは、鋼板内部を流れ
る磁束が複雑なためである。
従来通常追及されてきたかかる結晶方位を揃え磁束密度
を向上させる方法では、これらＥＩコアや小型発電機の
鉄芯の鉄損特性を向上させるのには有効であるといえな
かった。その理由は、ＥＩコアなどは、鋼板内部を流れ
る磁束が複雑なためである。
【００１４】磁束密度を向上させる方法に代わる鉄損低
減手段としてＳｉ含有量を増加させる手法、鋼板板厚を
低減する手法、結晶粒径を低減する手法を検討したが、
このうちＳｉ含有量を増加させる手法についてはＳｉを
過度に含有させると鋼板の圧延性や加工性を劣化させる
ので好ましくなく、また鋼板板厚を低減する方法も極端
な製造コスト増大をもたらすので限界があった。
減手段としてＳｉ含有量を増加させる手法、鋼板板厚を
低減する手法、結晶粒径を低減する手法を検討したが、
このうちＳｉ含有量を増加させる手法についてはＳｉを
過度に含有させると鋼板の圧延性や加工性を劣化させる
ので好ましくなく、また鋼板板厚を低減する方法も極端
な製造コスト増大をもたらすので限界があった。
【００１５】これとは別に、実機の小型発電機の鉄芯の
鉄損やＥＩコアの鉄損について材料評価のよりよい指標
を検討したところ、表１に示されるように高磁場での鉄
損特性に比較して低磁場での鉄損特性が良好なこと、即
ち、Ｗ１０／５０（磁束密度１．０Ｔにおける鉄損：Ｗ
／ｋｇ）のＷ１７／５０に対する比と実機の特性とがよ
い相関を有することがわかった。この理由は実機の場合
鋼板内を流れる磁束の分布が不均一であるため低磁場に
おける鉄損がより重要で、高磁場鉄損の方は、むしろ逆
に高い方が実機全体における磁束の流れがより均一化す
る方向に改善され、結果的に実機の鉄損を低減すること
になるためと思われる。
鉄損やＥＩコアの鉄損について材料評価のよりよい指標
を検討したところ、表１に示されるように高磁場での鉄
損特性に比較して低磁場での鉄損特性が良好なこと、即
ち、Ｗ１０／５０（磁束密度１．０Ｔにおける鉄損：Ｗ
／ｋｇ）のＷ１７／５０に対する比と実機の特性とがよ
い相関を有することがわかった。この理由は実機の場合
鋼板内を流れる磁束の分布が不均一であるため低磁場に
おける鉄損がより重要で、高磁場鉄損の方は、むしろ逆
に高い方が実機全体における磁束の流れがより均一化す
る方向に改善され、結果的に実機の鉄損を低減すること
になるためと思われる。
【００１６】
【表１】
【００１７】かかる良好な実機特性を得た材料ａやｂに
ついて調査したところ、結晶組織が細粒となっているこ
とがわかった。従来より鉄損低減に結晶粒径が小さい方
が有利であるという知識はあっても、すべてが材料のＷ
１７／５０低減に関する研究であって、ＥＩコアなどの
鉄損を低減するといった実機特性向上の観点、即ちＷ１
７／５０を増加しＷ１０／５０やＷ１０／５０のＷ１７
／５０に対する比を低減するといった観点から、結晶粒
径を如何なるサイズと分布に制御すべきかといった研究
は皆無であり、適正な結晶粒の分布は明確とはなってい
なかった。
ついて調査したところ、結晶組織が細粒となっているこ
とがわかった。従来より鉄損低減に結晶粒径が小さい方
が有利であるという知識はあっても、すべてが材料のＷ
１７／５０低減に関する研究であって、ＥＩコアなどの
鉄損を低減するといった実機特性向上の観点、即ちＷ１
７／５０を増加しＷ１０／５０やＷ１０／５０のＷ１７
／５０に対する比を低減するといった観点から、結晶粒
径を如何なるサイズと分布に制御すべきかといった研究
は皆無であり、適正な結晶粒の分布は明確とはなってい
なかった。
【００１８】ちなみに従来から広く知られている方向性
電磁鋼板の結晶粒径の制御の技術は、例えば、特公昭５
９−２０７４５号公報に平均結晶粒径として１〜６ｍｍ
とする薄方向性電磁鋼板が提案されており、また、特公
昭６２−５６９２３号公報には２ｍｍ以下の結晶粒の個
数比率を１５〜７０％とし鉄損を低減する手法が開示さ
れている。さらに、特公平６−８０１７２号公報には
１．０ｍｍ以上、２．５ｍｍ以下の微細粒を混粒状に存
在させることにより鉄損を低減する技術が開示されてい
る。しかし、これらはいずれも磁束密度１．７Ｔの高磁
場鉄損の値Ｗ１７／５０を目的としたものであり、低磁
場領域での鉄損について検討されたものではない。
電磁鋼板の結晶粒径の制御の技術は、例えば、特公昭５
９−２０７４５号公報に平均結晶粒径として１〜６ｍｍ
とする薄方向性電磁鋼板が提案されており、また、特公
昭６２−５６９２３号公報には２ｍｍ以下の結晶粒の個
数比率を１５〜７０％とし鉄損を低減する手法が開示さ
れている。さらに、特公平６−８０１７２号公報には
１．０ｍｍ以上、２．５ｍｍ以下の微細粒を混粒状に存
在させることにより鉄損を低減する技術が開示されてい
る。しかし、これらはいずれも磁束密度１．７Ｔの高磁
場鉄損の値Ｗ１７／５０を目的としたものであり、低磁
場領域での鉄損について検討されたものではない。
【００１９】以上を要約すると、従来の技術では、 １）結晶方位の｛１１０｝〈００１〉への集極度を高
め、磁束密度を向上させるためには、１４００℃程度の
高温スラブ加熱を行うか、途中窒化が必要である。 ２）しかし、結晶方位の｛１１０｝〈００１〉への集積
度を極端に高める方法は、ＥＩコアや小型発電機の実機
の鉄芯の鉄損特性の向上には有効でない。という問題点
があったのである。
め、磁束密度を向上させるためには、１４００℃程度の
高温スラブ加熱を行うか、途中窒化が必要である。 ２）しかし、結晶方位の｛１１０｝〈００１〉への集積
度を極端に高める方法は、ＥＩコアや小型発電機の実機
の鉄芯の鉄損特性の向上には有効でない。という問題点
があったのである。
【００２０】
【発明が解決しようとする課題】従って本発明が解決し
ようとする課題は、ＥＩコア等に適した高磁場鉄損特性
に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製
造方法を提供することにある。また、スラブ加熱を普通
鋼並の温度で行い、特に積極的な途中窒化を施さずに、
ＥＩコアや小形発電機などに適した方向性電磁鋼板を製
造する方法を提供することにある。いいかえれば、低磁
場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板をエネルギー消費が
少なく、かつ工程を複雑化せずに、生産する技術を提供
しようとするものである。
ようとする課題は、ＥＩコア等に適した高磁場鉄損特性
に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製
造方法を提供することにある。また、スラブ加熱を普通
鋼並の温度で行い、特に積極的な途中窒化を施さずに、
ＥＩコアや小形発電機などに適した方向性電磁鋼板を製
造する方法を提供することにある。いいかえれば、低磁
場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板をエネルギー消費が
少なく、かつ工程を複雑化せずに、生産する技術を提供
しようとするものである。
【００２１】
【課題を解決するための手段】本発明の研究者らは鋭意
研究の未、Ｗ１７／５０を増加し、かつＷ１０／５０を
低減する、即ちＷ１０／５０のＷ１７／５０に対するの
値を低減するためには、スラブ加熱温度を低下し、イン
ヒビターとしてのＡｌ含有量を制御し、熱延板焼鈍度と
脱炭焼鈍温度を組み合わせて制御すればよいこと新規に
見い出し本発明を完成させた。具体的には、まず、重量
％でＳｉ：２．０〜４．５％、Ｃ：０．０２〜０．０７
％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、インヒビター
成分としてＡｌ：０．０１０〜０．０２％、Ｓｂ：０．
００１０〜０．０８０％、を含有する鋼スラブを加熱
後、熱間圧延をし、次いで熱延板焼鈍を施した後、冷間
圧延により最終板厚とした後、脱炭焼鈍、さらに焼鈍分
離材を塗布した後に仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製
造方法において、鋼スラブの加熱温度を１２５０℃以下
とすること、熱延板焼鈍温度ｘ℃と脱炭焼鈍温度ｙ℃を ８００≦ｘ≦１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ とすることおよび冷間圧延をタンデム圧延機により圧下
率８０％以上、９５％以下で行うこととすることを特徴
とする高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れ
た方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
研究の未、Ｗ１７／５０を増加し、かつＷ１０／５０を
低減する、即ちＷ１０／５０のＷ１７／５０に対するの
値を低減するためには、スラブ加熱温度を低下し、イン
ヒビターとしてのＡｌ含有量を制御し、熱延板焼鈍度と
脱炭焼鈍温度を組み合わせて制御すればよいこと新規に
見い出し本発明を完成させた。具体的には、まず、重量
％でＳｉ：２．０〜４．５％、Ｃ：０．０２〜０．０７
％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、インヒビター
成分としてＡｌ：０．０１０〜０．０２％、Ｓｂ：０．
００１０〜０．０８０％、を含有する鋼スラブを加熱
後、熱間圧延をし、次いで熱延板焼鈍を施した後、冷間
圧延により最終板厚とした後、脱炭焼鈍、さらに焼鈍分
離材を塗布した後に仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製
造方法において、鋼スラブの加熱温度を１２５０℃以下
とすること、熱延板焼鈍温度ｘ℃と脱炭焼鈍温度ｙ℃を ８００≦ｘ≦１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ とすることおよび冷間圧延をタンデム圧延機により圧下
率８０％以上、９５％以下で行うこととすることを特徴
とする高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れ
た方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
【００２２】さらにインヒビター成分として、Ｍｏ、Ｂ
ｉ、Ｔｅ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｃｒを含有せしめ、また、鋼ス
ラブのＡｌ及びＮの含有量を １．６７≦Ａｌ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）≦２．１８ とするものである。さらに、冷間圧延をタンデム圧延機
で圧下率８０％以上、９５％以下、かつ温度９０℃以
上、好ましくは１２０℃以上、１８０℃以下で行うこと
によりより本発明の目的に添った方向性電磁鋼板の製造
を可能にするものである。
ｉ、Ｔｅ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｃｒを含有せしめ、また、鋼ス
ラブのＡｌ及びＮの含有量を １．６７≦Ａｌ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）≦２．１８ とするものである。さらに、冷間圧延をタンデム圧延機
で圧下率８０％以上、９５％以下、かつ温度９０℃以
上、好ましくは１２０℃以上、１８０℃以下で行うこと
によりより本発明の目的に添った方向性電磁鋼板の製造
を可能にするものである。
【００２３】
【発明の実施の態様】以下、上記発明を完成するに至っ
た諸実験について述べ、併せて本発明の実施の態様を詳
細に説明する。 （実験１）予備実験 表２に示される鋼塊記号ＶＩとＸＩのスラブを各２本ず
つ用意し、１本は１２００℃で、他の１本は１４００℃
で加熱後、熱間圧延し、２．０ｍｍの熱延コイルとし
た。その後これらのコイルは全て２分割し、一方は９０
０℃で６０秒間の、他方は１０５０℃で６０秒間の熱延
板焼鈍を施した。さらに、これらのコイルは酸洗後８０
℃の温度でタンデム圧延機によって０．３４ｍｍの厚み
にした。その後、脱脂処理を行い８３０℃で２分間の脱
炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル表面に塗布し、昇温
時６００℃までＮ2単独の雰囲気、その後１０５０℃ま
では２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲気、以後Ｈ2単独
雰囲気で１２００℃まで昇温後５時間保持する最終仕上
げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去した。
た諸実験について述べ、併せて本発明の実施の態様を詳
細に説明する。 （実験１）予備実験 表２に示される鋼塊記号ＶＩとＸＩのスラブを各２本ず
つ用意し、１本は１２００℃で、他の１本は１４００℃
で加熱後、熱間圧延し、２．０ｍｍの熱延コイルとし
た。その後これらのコイルは全て２分割し、一方は９０
０℃で６０秒間の、他方は１０５０℃で６０秒間の熱延
板焼鈍を施した。さらに、これらのコイルは酸洗後８０
℃の温度でタンデム圧延機によって０．３４ｍｍの厚み
にした。その後、脱脂処理を行い８３０℃で２分間の脱
炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル表面に塗布し、昇温
時６００℃までＮ2単独の雰囲気、その後１０５０℃ま
では２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲気、以後Ｈ2単独
雰囲気で１２００℃まで昇温後５時間保持する最終仕上
げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去した。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】これらの鋼板をマクロエッチし二次粒の形
状を観察した。これらのコイルはさらに４０％のコロイ
ダリシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とす
る絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品と
した。各製品より圧延方向に沿ってエプスタインサイズ
の試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍を施し
た後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度における鉄損
の値、Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度Ｂ８
を測定した。これらの値を表３にまとめて示す。さら
に、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍を
施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコアを
作製した。これらのコアの鉄損特性についても、表３に
併記する。
状を観察した。これらのコイルはさらに４０％のコロイ
ダリシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とす
る絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品と
した。各製品より圧延方向に沿ってエプスタインサイズ
の試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍を施し
た後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度における鉄損
の値、Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度Ｂ８
を測定した。これらの値を表３にまとめて示す。さら
に、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍を
施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコアを
作製した。これらのコアの鉄損特性についても、表３に
併記する。
【００２７】表３より、Ｗ１０／５０のＷ１７／５０に
対する比が小さく、ＥＩコアの鉄損が良好であったの
は、試料のみであった。試料の板を仕上げ焼鈍後、
マクロエッチすると二次再結晶の不良部がなく、かつ、
粒径が７ｍｍを超える粗大粒もほとんどなかった。Ａｌ
量が０．０２５ｗｔ％の鋼記号ＸＩではスラブ加熱１２
００℃では、二次再結晶不良となった（試料、参
照）。これは、熱延前にＡｌＮがほとんど固溶しなかっ
たためと考えられる。一方、スラブ加熱温度１４００℃
の試料、では十分二次再結晶し、Ｂ８、Ｗ１７／５
０ともに良好な値を示したが、ＥＩコアの鉄損は大きく
なった。仕上げ焼鈍後のマクロ組織をみると、試料、
では二次粒が２０ｍｍ以上となり非常に粗大化してい
た。
対する比が小さく、ＥＩコアの鉄損が良好であったの
は、試料のみであった。試料の板を仕上げ焼鈍後、
マクロエッチすると二次再結晶の不良部がなく、かつ、
粒径が７ｍｍを超える粗大粒もほとんどなかった。Ａｌ
量が０．０２５ｗｔ％の鋼記号ＸＩではスラブ加熱１２
００℃では、二次再結晶不良となった（試料、参
照）。これは、熱延前にＡｌＮがほとんど固溶しなかっ
たためと考えられる。一方、スラブ加熱温度１４００℃
の試料、では十分二次再結晶し、Ｂ８、Ｗ１７／５
０ともに良好な値を示したが、ＥＩコアの鉄損は大きく
なった。仕上げ焼鈍後のマクロ組織をみると、試料、
では二次粒が２０ｍｍ以上となり非常に粗大化してい
た。
【００２８】試料では、一部に二次再結晶不良が生
じ、二次再結晶した粒は、粒径が１０ｍｍ程度になって
いた。試料、では、二次再結晶不良部はなく、二次
粒の粒径は１０〜１５ｍｍ程度であった。試料のみ
が、ＥＩコアの鉄損が良好となった理由については、Ａ
ｌ量を減らし、スラブ加熱温度を下げた方が、インヒビ
ター抑制力が適正化されたためと考えられる。換言すれ
ば、スラブ加熱温度を高くし、インヒビターとしてＡｌ
量を増加させる方法は、従来からＢ８を高め、Ｗ１７／
５０を低める方法としてとられてきた方法であるが、Ｅ
Ｉコアの鉄損を低めるという観点では、二次粒が大きす
ぎるために好ましくない。つまり、インヒビターの抑制
力が強すぎると、（１１０）［００１］方位に極めて近
い少数の粒のみが二次再結晶するために、二次粒径が粗
大化しすぎるのである。
じ、二次再結晶した粒は、粒径が１０ｍｍ程度になって
いた。試料、では、二次再結晶不良部はなく、二次
粒の粒径は１０〜１５ｍｍ程度であった。試料のみ
が、ＥＩコアの鉄損が良好となった理由については、Ａ
ｌ量を減らし、スラブ加熱温度を下げた方が、インヒビ
ター抑制力が適正化されたためと考えられる。換言すれ
ば、スラブ加熱温度を高くし、インヒビターとしてＡｌ
量を増加させる方法は、従来からＢ８を高め、Ｗ１７／
５０を低める方法としてとられてきた方法であるが、Ｅ
Ｉコアの鉄損を低めるという観点では、二次粒が大きす
ぎるために好ましくない。つまり、インヒビターの抑制
力が強すぎると、（１１０）［００１］方位に極めて近
い少数の粒のみが二次再結晶するために、二次粒径が粗
大化しすぎるのである。
【００２９】なお、本予備実験の結果から熱延板焼鈍温
度については、高温にする程、一次再結晶後の粒径が大
きくなることがわかった。この一次粒径は、二次再結晶
時の粒成長の駆動力に影響を及ぼすが、実験から低温ス
ラブ加熱かつ低Ａｌの場合には、適正な二次再結晶を生
じさせるための熱延板焼鈍温度は比較的低温であること
がわかった。一次粒径を変化させる因子として、熱延板
焼鈍温度の他に、脱炭焼鈍温度が考えられる。そこで、
次に脱炭焼鈍温度の影響と熱延板焼鈍温度の影響を次の
実験２により検討した。
度については、高温にする程、一次再結晶後の粒径が大
きくなることがわかった。この一次粒径は、二次再結晶
時の粒成長の駆動力に影響を及ぼすが、実験から低温ス
ラブ加熱かつ低Ａｌの場合には、適正な二次再結晶を生
じさせるための熱延板焼鈍温度は比較的低温であること
がわかった。一次粒径を変化させる因子として、熱延板
焼鈍温度の他に、脱炭焼鈍温度が考えられる。そこで、
次に脱炭焼鈍温度の影響と熱延板焼鈍温度の影響を次の
実験２により検討した。
【００３０】（実験２）熱延板焼鈍温度と脱炭焼鈍温度
の影響 表２に示される鋼塊記号ＶＩのスラブを１２００℃で加
熱後、熱間圧延して、２．４ｍｍの熱延コイルとした。
これらの熱延コイルに６０秒間の熱延板焼鈍を施し、酸
洗した後、１００〜１６０℃の温度でタンデム圧延機に
よって０．３４ｍｍの厚みに温間圧延した。その後、脱
脂処理を行ない１２０秒間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離
剤を塗布し昇温時５００℃までＮ2単独雰囲気、その後
８５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲気、以
後Ｈ2単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後保持する最終
仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去した。こ
れらのコイルはさらに４０％のコロイダルシリカを含有
するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティン
グを塗布し８００℃で焼き付け製品とした。さらに、各
製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍を施し、
積み加工、銅線の巻加工などを行ってＥＩコアを作製し
た。
の影響 表２に示される鋼塊記号ＶＩのスラブを１２００℃で加
熱後、熱間圧延して、２．４ｍｍの熱延コイルとした。
これらの熱延コイルに６０秒間の熱延板焼鈍を施し、酸
洗した後、１００〜１６０℃の温度でタンデム圧延機に
よって０．３４ｍｍの厚みに温間圧延した。その後、脱
脂処理を行ない１２０秒間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離
剤を塗布し昇温時５００℃までＮ2単独雰囲気、その後
８５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲気、以
後Ｈ2単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後保持する最終
仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去した。こ
れらのコイルはさらに４０％のコロイダルシリカを含有
するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティン
グを塗布し８００℃で焼き付け製品とした。さらに、各
製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍を施し、
積み加工、銅線の巻加工などを行ってＥＩコアを作製し
た。
【００３１】熱延板焼鈍温度を７５０℃〜１０５０℃、
脱炭焼鈍温度を６９０℃〜９００℃で変化させ、ＥＩコ
アの鉄損Ｗ１７／５０との関係を調査した結果を図１に
示す。図１より、ＥＩコアの鉄損値が良好である範囲
は、 ８００≦ｘ≦１０００、かつ、 （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ ｘ：熱延板焼鈍温度（℃）、 ｙ：脱炭焼鈍温度（℃） であった。
脱炭焼鈍温度を６９０℃〜９００℃で変化させ、ＥＩコ
アの鉄損Ｗ１７／５０との関係を調査した結果を図１に
示す。図１より、ＥＩコアの鉄損値が良好である範囲
は、 ８００≦ｘ≦１０００、かつ、 （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ ｘ：熱延板焼鈍温度（℃）、 ｙ：脱炭焼鈍温度（℃） であった。
【００３２】熱延板焼鈍温度、脱炭焼鈍温度ともに、高
温である程、一次再結晶後の粒径が大きくなる。ＥＩコ
アの鉄損値を低減させるためには、二次再結晶粒を細粒
化することが必要と考えられるが、二次粒細粒化のため
には一次粒の適正制御が必要である。その一次粒適正制
御のためには、熱延板焼鈍温度ｘ、脱炭焼鈍温度ｙは上
述の不等式の範囲内であればよいということが、実験２
からわかった。なお、上述の不等式を満たす範囲は、通
常の方向性電磁鋼板の製造方法と比べると、低温域であ
ることが特徴である。
温である程、一次再結晶後の粒径が大きくなる。ＥＩコ
アの鉄損値を低減させるためには、二次再結晶粒を細粒
化することが必要と考えられるが、二次粒細粒化のため
には一次粒の適正制御が必要である。その一次粒適正制
御のためには、熱延板焼鈍温度ｘ、脱炭焼鈍温度ｙは上
述の不等式の範囲内であればよいということが、実験２
からわかった。なお、上述の不等式を満たす範囲は、通
常の方向性電磁鋼板の製造方法と比べると、低温域であ
ることが特徴である。
【００３３】（実験３）冷間圧延の圧延方法の検討 表２に示される鋼記号ＶＩのスラブを４本、１１５０℃
で加熱後熱間圧延し、２．４ｍｍの熱延コイルとした。
これらの熱延コイルは９００℃で３０秒間の熱延板焼鈍
を行い、酸洗後、冷間圧延により０．３４ｍｍの厚みに
圧延した。このとき、第１のコイルは１２０〜１８０℃
の温度でタンデム圧延機による温間圧延を施し、第２の
コイルは同じくタンデム圧延機によったが圧延クーラン
トを多量に鋼板表面に噴射し５０〜８０℃の鋼板温度の
圧延を施し、第３のコイルはリバース式の圧延機によっ
て圧延パス間において１５０〜２２０℃の温度での時効
処理を施し、第４のコイルは同じくリバース式の圧延機
によってクーラントを多量に流し、５０〜８０℃の温度
の圧延を施した。その後、各コイルは脱脂処理を行い８
００℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル
表面に塗布し、昇温時７００℃までＮ2単独の雰囲気、
その後８５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲
気、以後Ｈ2単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後５時間
保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を
除去した。これらのコイルはさらに６０％のコロイダル
シリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶
縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品とし
た。
で加熱後熱間圧延し、２．４ｍｍの熱延コイルとした。
これらの熱延コイルは９００℃で３０秒間の熱延板焼鈍
を行い、酸洗後、冷間圧延により０．３４ｍｍの厚みに
圧延した。このとき、第１のコイルは１２０〜１８０℃
の温度でタンデム圧延機による温間圧延を施し、第２の
コイルは同じくタンデム圧延機によったが圧延クーラン
トを多量に鋼板表面に噴射し５０〜８０℃の鋼板温度の
圧延を施し、第３のコイルはリバース式の圧延機によっ
て圧延パス間において１５０〜２２０℃の温度での時効
処理を施し、第４のコイルは同じくリバース式の圧延機
によってクーラントを多量に流し、５０〜８０℃の温度
の圧延を施した。その後、各コイルは脱脂処理を行い８
００℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル
表面に塗布し、昇温時７００℃までＮ2単独の雰囲気、
その後８５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲
気、以後Ｈ2単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後５時間
保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を
除去した。これらのコイルはさらに６０％のコロイダル
シリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶
縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品とし
た。
【００３４】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表４にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打ち抜き、歪取焼
鈍を施し、積み加工、銅線の巻加工などを行ってＥＩコ
アを作製した。これらの鉄損特性についても表４に併記
する。
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表４にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打ち抜き、歪取焼
鈍を施し、積み加工、銅線の巻加工などを行ってＥＩコ
アを作製した。これらの鉄損特性についても表４に併記
する。
【００３５】
【表４】
【００３６】表４に示されるように、タンデム圧延機を
用いて圧延を行った第１および第２のコイルにおいての
み高磁場での鉄損に対する比較として良好な低磁場鉄損
を有する製品が得られ、特に１２０〜１８０℃で温間圧
延を行った第１のコイルの実機特性が優れていた。
用いて圧延を行った第１および第２のコイルにおいての
み高磁場での鉄損に対する比較として良好な低磁場鉄損
を有する製品が得られ、特に１２０〜１８０℃で温間圧
延を行った第１のコイルの実機特性が優れていた。
【００３７】一般に温間圧延や時効処理は結晶の圧延変
形集合組織を変える働きがあり、圧延再結晶後の一次再
結晶組織中に二次再結晶の核となる（１１０）［００
１］方位の結晶粒の生成密度を高めることが知られてい
る。このためには特公昭５４−１３８４６号公報に開示
されているように、従来はゼンジマーミルでのリバース
式の圧延機による圧延パス間での時効処理によりＣの拡
散を図るのが適切とされていた。
形集合組織を変える働きがあり、圧延再結晶後の一次再
結晶組織中に二次再結晶の核となる（１１０）［００
１］方位の結晶粒の生成密度を高めることが知られてい
る。このためには特公昭５４−１３８４６号公報に開示
されているように、従来はゼンジマーミルでのリバース
式の圧延機による圧延パス間での時効処理によりＣの拡
散を図るのが適切とされていた。
【００３８】しかしながら、本実験の結果に示されるよ
うに圧延パス間での時効処理は有効でなく、タンデム圧
延機による圧延が有効であった。両者の差異について考
察すると、前者では圧延時の歪速度が相対的に小さい、
また圧延パスの間に十分時間があり、その間に加工歪に
起因して発生した熱により必然的にＣの転位への拡散現
象による静的時効が起きるのに対し、後者は圧延時の歪
速度が相対的に大きく、また圧延パス間の時間が極めて
短いため静的時効は起らず、圧延パス中、転位が付加さ
れつつ同時にＣの転位への拡散による動的歪時効が起る
点にある。
うに圧延パス間での時効処理は有効でなく、タンデム圧
延機による圧延が有効であった。両者の差異について考
察すると、前者では圧延時の歪速度が相対的に小さい、
また圧延パスの間に十分時間があり、その間に加工歪に
起因して発生した熱により必然的にＣの転位への拡散現
象による静的時効が起きるのに対し、後者は圧延時の歪
速度が相対的に大きく、また圧延パス間の時間が極めて
短いため静的時効は起らず、圧延パス中、転位が付加さ
れつつ同時にＣの転位への拡散による動的歪時効が起る
点にある。
【００３９】本実験の結果はタンデム圧延方式がリバー
ス圧延方式に優ること、およびタンデム温間圧延は低温
度のタンデム圧延に優ること、さらに、リバース圧延方
式ではパス間時効が有害なことを示している。したがっ
て、歪速度が大きいことおよび動的時効は有効に作用す
るが、静的時効は有害な作用を及ぼすことを示してい
る。このことより、本発明においてはタンデム圧延機で
の圧延を採用し、かつ圧延温度を９０℃以上、好ましく
は１２０℃以上、１８０℃以下とすることが望ましい。
ス圧延方式に優ること、およびタンデム温間圧延は低温
度のタンデム圧延に優ること、さらに、リバース圧延方
式ではパス間時効が有害なことを示している。したがっ
て、歪速度が大きいことおよび動的時効は有効に作用す
るが、静的時効は有害な作用を及ぼすことを示してい
る。このことより、本発明においてはタンデム圧延機で
の圧延を採用し、かつ圧延温度を９０℃以上、好ましく
は１２０℃以上、１８０℃以下とすることが望ましい。
【００４０】（実験４）成分の再検討 実験１から、スラブのＡｌ含有量を比較的少なくし、ス
ラブ加熱温度を低くすることが、ＥＩコアの鉄損値の低
減に有効であることがわかった。Ａｌは、ＡｌＮとして
インヒビターの働きをするので、Ｎの含有量について再
検討した。
ラブ加熱温度を低くすることが、ＥＩコアの鉄損値の低
減に有効であることがわかった。Ａｌは、ＡｌＮとして
インヒビターの働きをするので、Ｎの含有量について再
検討した。
【００４１】表２に示される鋼記号ＩＶ〜ＶＩＩＩのス
ラブを１１５０℃に加熱後、熱間圧延し、２．４ｍｍ厚
の熱延コイルとした。その後９００℃で６０秒間の熱延
板焼鈍を施し、酸洗後、１５０℃の温度でタンデム圧延
機によって０．３４ｍｍの厚みに圧延した。その後脱脂
処理を行い、８００℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍
分離剤を塗布後、昇温時７００℃までＮ2単独の雰囲
気、その後８５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合
雰囲気、以後Ｈ2単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後５
時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離
剤を除去した。これらのコイルはさらに６０％のコロイ
ダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とす
る絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品と
した。
ラブを１１５０℃に加熱後、熱間圧延し、２．４ｍｍ厚
の熱延コイルとした。その後９００℃で６０秒間の熱延
板焼鈍を施し、酸洗後、１５０℃の温度でタンデム圧延
機によって０．３４ｍｍの厚みに圧延した。その後脱脂
処理を行い、８００℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍
分離剤を塗布後、昇温時７００℃までＮ2単独の雰囲
気、その後８５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合
雰囲気、以後Ｈ2単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後５
時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離
剤を除去した。これらのコイルはさらに６０％のコロイ
ダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とす
る絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品と
した。
【００４２】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表５にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表５に
併記する。
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表５にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表５に
併記する。
【００４３】
【表５】
【００４４】表５より、Ａｌ／Ｎ、の値が２７／１４
（＝１．９３）に近い程、つまり、原子数比で１：１に
近い程、良好な結果が得られた。ＡｌＮとインヒビター
として使用する通常の方向性電磁鋼板では、原子数では
Ａｌの方がＮよりも多い。このように、Ａｌ／Ｎが１：
１に近い程良好な結果が得られた理由については次のよ
うに考えられる。通常の方向性電磁鋼板では、（１１
０）［００１］方位への高い集積が要求されるため、仕
上げ焼鈍の際に、二次再結晶の開始温度を高め、（１１
０）［００１］に非常に近い方位の粒のみを二次再結晶
させている。つまり、ＡｌＮが完全に固溶し、抑止力が
なくなる温度を高めるために、Ａｌ量を過剰にしてい
る。しかし、本発明では、（１１０）［００１］への集
積は多少弱くても、二次粒を細粒化させ、実機での鉄損
を低くすることが必要である。従ってＡｌを過剰に含有
する必要はない。但し、インヒビターが弱すぎることも
好ましくなく、比較的少いＡｌ量で、かつ、ＡｌＮのイ
ンヒビター効果を有効に活用するには、ＡｌとＮを原子
数で等量ずつ含有させるのが好ましい。
（＝１．９３）に近い程、つまり、原子数比で１：１に
近い程、良好な結果が得られた。ＡｌＮとインヒビター
として使用する通常の方向性電磁鋼板では、原子数では
Ａｌの方がＮよりも多い。このように、Ａｌ／Ｎが１：
１に近い程良好な結果が得られた理由については次のよ
うに考えられる。通常の方向性電磁鋼板では、（１１
０）［００１］方位への高い集積が要求されるため、仕
上げ焼鈍の際に、二次再結晶の開始温度を高め、（１１
０）［００１］に非常に近い方位の粒のみを二次再結晶
させている。つまり、ＡｌＮが完全に固溶し、抑止力が
なくなる温度を高めるために、Ａｌ量を過剰にしてい
る。しかし、本発明では、（１１０）［００１］への集
積は多少弱くても、二次粒を細粒化させ、実機での鉄損
を低くすることが必要である。従ってＡｌを過剰に含有
する必要はない。但し、インヒビターが弱すぎることも
好ましくなく、比較的少いＡｌ量で、かつ、ＡｌＮのイ
ンヒビター効果を有効に活用するには、ＡｌとＮを原子
数で等量ずつ含有させるのが好ましい。
【００４５】以上の実験結果から本発明の基本的構成は
明らかであるが、以下具体的に実施態様について説明す
る。まず、成分について述べる。
明らかであるが、以下具体的に実施態様について説明す
る。まず、成分について述べる。
【００４６】Ｃ：０．０２〜０．０７％ Ｃの含有量は０．０７％以下とする。即ち、０．０７％
を超えるとγ変態量が過剰となり、熱間圧延中のＡｌの
分布が不均一となり熱延板焼鈍の昇温過程で析出するＡ
ｌＮの分布も不均一となり低磁場における良好な磁気特
性が得られない。一方、０．０２％未満では組織改善効
果が得られず二次再結晶が不完全となり同じく磁気特性
が劣化する。従って、Ｃは０．０２〜０．０７％の範囲
に限定される。
を超えるとγ変態量が過剰となり、熱間圧延中のＡｌの
分布が不均一となり熱延板焼鈍の昇温過程で析出するＡ
ｌＮの分布も不均一となり低磁場における良好な磁気特
性が得られない。一方、０．０２％未満では組織改善効
果が得られず二次再結晶が不完全となり同じく磁気特性
が劣化する。従って、Ｃは０．０２〜０．０７％の範囲
に限定される。
【００４７】Ｓｉ：２．０〜４．５％ Ｓｉは電気抵抗を増加させ鉄損を低減するために必須の
元素であり、このためには２．０％以上含有させること
が必要であるが、４．５％を超えると加工性が劣化し、
電磁鋼板の製造や、製品の加工が極めて困難になるので
２．０〜４．５％の範囲とする。
元素であり、このためには２．０％以上含有させること
が必要であるが、４．５％を超えると加工性が劣化し、
電磁鋼板の製造や、製品の加工が極めて困難になるので
２．０〜４．５％の範囲とする。
【００４８】Ｍｎ：０．０３〜２．５％ ＭｎもＳｉと同じく電気抵抗を高め、また、製造時の熱
間加工性を向上させるので必要な元素である。この目的
のためには０．０３％以上の含有が必要であるが２．５
％を超えて含有した場合γ変態を誘起して磁気特性が劣
化するので、０．０３〜２．５％の範囲とする。
間加工性を向上させるので必要な元素である。この目的
のためには０．０３％以上の含有が必要であるが２．５
％を超えて含有した場合γ変態を誘起して磁気特性が劣
化するので、０．０３〜２．５％の範囲とする。
【００４９】インヒビター成分、Ａｌ：０．０１０〜
０．０２０％ 鋼中にはこれらの元素の他に二次再結晶を誘起するため
のインヒビター成分の含有が必要である。まずＡｌを
０．０１０〜０．０２０％含有させることが必要であ
る。ここでＡｌの含有量が０．０１０％未満の場合、熱
延板焼鈍の昇温過程において析出するＡｌＮの量が不足
し、逆に０．０２０％を超える場合１２００℃前後での
スラブの低温加熱においてのＡｌＮの固溶が困難となる
し、また、ＡｌＮの固溶温度が上昇するため熱間圧延に
おいてＡｌＮが析出し熱延板焼鈍の昇温過程におけるＡ
ｌＮの微細析出が不能となり、低磁場での良好な鉄損特
性が得られない。この不備を解消するため１４００℃前
後の高温度でのスラブ加熱を行うと、製品の結晶粒径が
粗大化し、高磁場での鉄損が低減し、低磁場での鉄損が
増大する結果となり実機の鉄損が劣化する。したがっ
て、Ａｌは０．０１０〜０．０２０％の範囲とする。
０．０２０％ 鋼中にはこれらの元素の他に二次再結晶を誘起するため
のインヒビター成分の含有が必要である。まずＡｌを
０．０１０〜０．０２０％含有させることが必要であ
る。ここでＡｌの含有量が０．０１０％未満の場合、熱
延板焼鈍の昇温過程において析出するＡｌＮの量が不足
し、逆に０．０２０％を超える場合１２００℃前後での
スラブの低温加熱においてのＡｌＮの固溶が困難となる
し、また、ＡｌＮの固溶温度が上昇するため熱間圧延に
おいてＡｌＮが析出し熱延板焼鈍の昇温過程におけるＡ
ｌＮの微細析出が不能となり、低磁場での良好な鉄損特
性が得られない。この不備を解消するため１４００℃前
後の高温度でのスラブ加熱を行うと、製品の結晶粒径が
粗大化し、高磁場での鉄損が低減し、低磁場での鉄損が
増大する結果となり実機の鉄損が劣化する。したがっ
て、Ａｌは０．０１０〜０．０２０％の範囲とする。
【００５０】インヒビター成分、Ｓｂ：０．００１０〜
０．０８０％ インヒビターとしてＳｂも含有させる。Ｓｂは熱間圧延
において微細な析出物を形成し、次工程の熱延板焼鈍の
昇温過程におけるＡｌＮの析出核を増加させる作用を有
する。かかる作用を得るために０．００１０％以上が必
要であるが、０．０８％を超えると製品のベンド特性な
ど機械特性が劣化するので、その含有量は０．００１０
〜０．０８０％の範囲とする。
０．０８０％ インヒビターとしてＳｂも含有させる。Ｓｂは熱間圧延
において微細な析出物を形成し、次工程の熱延板焼鈍の
昇温過程におけるＡｌＮの析出核を増加させる作用を有
する。かかる作用を得るために０．００１０％以上が必
要であるが、０．０８％を超えると製品のベンド特性な
ど機械特性が劣化するので、その含有量は０．００１０
〜０．０８０％の範囲とする。
【００５１】Ｎ：０．００３０〜０．０１００％ さらにＮはＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能す
るので０．００３０％以上の含有させることが必要であ
る。しかしながら、０．０１００％を超えて含有すると
鋼中でガス化し、フクレなどの欠陥をもたらすので０．
００３０〜０．０１００％の範囲にしなければならな
い。なお、Ａｌ／Ｎの比については極力１に近いのが望
ましいことはすでに述べたところである。
るので０．００３０％以上の含有させることが必要であ
る。しかしながら、０．０１００％を超えて含有すると
鋼中でガス化し、フクレなどの欠陥をもたらすので０．
００３０〜０．０１００％の範囲にしなければならな
い。なお、Ａｌ／Ｎの比については極力１に近いのが望
ましいことはすでに述べたところである。
【００５２】その他添加元素：Ｍｏ、Ｂｉ，Ｔｅ、Ｎ
ｂ、Ｓｎ、Ｃｒなど その他の添加元素については高磁場鉄損特性に比較して
低磁場鉄損特性の良好な方向性電磁鋼板を得るためには
必ずしも必要とされるものではないが、例えば、Ｍｏの
添加などは鋼板の表面性状を改善する効果があるのでＢ
ｉやＴｅなどを適宜含有させることは可能である。ま
た、Ｓｂと同様の働きをするものとして、Ｎｂ、Ｓｎ、
Ｃｒ等を含有させることも可能である。
ｂ、Ｓｎ、Ｃｒなど その他の添加元素については高磁場鉄損特性に比較して
低磁場鉄損特性の良好な方向性電磁鋼板を得るためには
必ずしも必要とされるものではないが、例えば、Ｍｏの
添加などは鋼板の表面性状を改善する効果があるのでＢ
ｉやＴｅなどを適宜含有させることは可能である。ま
た、Ｓｂと同様の働きをするものとして、Ｎｂ、Ｓｎ、
Ｃｒ等を含有させることも可能である。
【００５３】（スラブ加熱）以上の成分に調整された鋼
は通常スラブ加熱に供されたのち、熱間圧延により熱延
コイルとされるが、このスラブ加熱温度を１２５０℃以
下とすることが本発明において重要であることはすでに
述べたとおりである。即ち、高温でのスラブ加熱を行っ
た場合、製品の結晶粒が粗大化し、低磁場での鉄損が劣
化する。したがって良好な結晶粒分布と磁気特性を得る
ためにはスラブ加熱温度を１２５０℃以下としなければ
ならない。なお、近年、スラブ加熱を行わず連続鋳造
後、直接熱間圧延を行う方法が開発されているが、この
方法はスラブ加熱温度を低くとれるので、本発明におい
ても好適に実施しうる。
は通常スラブ加熱に供されたのち、熱間圧延により熱延
コイルとされるが、このスラブ加熱温度を１２５０℃以
下とすることが本発明において重要であることはすでに
述べたとおりである。即ち、高温でのスラブ加熱を行っ
た場合、製品の結晶粒が粗大化し、低磁場での鉄損が劣
化する。したがって良好な結晶粒分布と磁気特性を得る
ためにはスラブ加熱温度を１２５０℃以下としなければ
ならない。なお、近年、スラブ加熱を行わず連続鋳造
後、直接熱間圧延を行う方法が開発されているが、この
方法はスラブ加熱温度を低くとれるので、本発明におい
ても好適に実施しうる。
【００５４】（熱間圧延、冷間圧延）次に、熱延コイル
に熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷間圧延し、続いて一次
再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。冷間圧延において
は、タンデム圧延機による１回の圧延で最終板厚とす
る。この場合、１回の冷間圧延によって最終板厚とされ
るが、タンデム圧延機による圧延とすることが必須の条
件となる。ここでタンデム圧延機とは、ロール対の間を
通板し圧延する圧延機を通板方向に連続的に並設し、鋼
板の流れに対し連続して圧延することを可能としたもの
をいう。かかるタンデム圧延機での圧延によって圧延パ
ス間における有害な静的歪時効を抑制することが可能で
あるとともに歪速度を増大させ良好な圧延集合組織を得
ることが可能となることは実験３の考察から明らかであ
る。これにより一次再結晶集合組織が二次再結晶の粒成
長を促進する方向へと改善され、微細結晶粒の核生成と
成長が促進される。この点において、必然的に静的時効
を伴い、二次再結晶粒の成長性に劣る一次再結晶組織が
もたらされ、二次再結晶不良が生ずるゼンジマー圧延機
などのリバース方式の場合と異なる。
に熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷間圧延し、続いて一次
再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。冷間圧延において
は、タンデム圧延機による１回の圧延で最終板厚とす
る。この場合、１回の冷間圧延によって最終板厚とされ
るが、タンデム圧延機による圧延とすることが必須の条
件となる。ここでタンデム圧延機とは、ロール対の間を
通板し圧延する圧延機を通板方向に連続的に並設し、鋼
板の流れに対し連続して圧延することを可能としたもの
をいう。かかるタンデム圧延機での圧延によって圧延パ
ス間における有害な静的歪時効を抑制することが可能で
あるとともに歪速度を増大させ良好な圧延集合組織を得
ることが可能となることは実験３の考察から明らかであ
る。これにより一次再結晶集合組織が二次再結晶の粒成
長を促進する方向へと改善され、微細結晶粒の核生成と
成長が促進される。この点において、必然的に静的時効
を伴い、二次再結晶粒の成長性に劣る一次再結晶組織が
もたらされ、二次再結晶不良が生ずるゼンジマー圧延機
などのリバース方式の場合と異なる。
【００５５】（温間圧延、圧下率）上記タンデム圧延の
際、圧延中の鋼板温度を高めることによって動的歪時効
を惹起し、さらに好ましい効果を得ることも可能であ
る。このための圧延温度としては鋼板の温度で９０℃以
上、３００℃以下、好ましくは１２０℃以上、１８０℃
以下が適切である。本発明においては、さらに、冷間圧
延の圧下率を８０％以上、９５％以下とする。温間圧延
の場合も同様である。圧下率が８０％未満の場合は製品
の粒径が粗大化し、高磁場鉄損の低減の割に低磁場鉄損
が増大する。逆に圧下率が９５％を超える場合は、二次
再結晶不良が生じる。
際、圧延中の鋼板温度を高めることによって動的歪時効
を惹起し、さらに好ましい効果を得ることも可能であ
る。このための圧延温度としては鋼板の温度で９０℃以
上、３００℃以下、好ましくは１２０℃以上、１８０℃
以下が適切である。本発明においては、さらに、冷間圧
延の圧下率を８０％以上、９５％以下とする。温間圧延
の場合も同様である。圧下率が８０％未満の場合は製品
の粒径が粗大化し、高磁場鉄損の低減の割に低磁場鉄損
が増大する。逆に圧下率が９５％を超える場合は、二次
再結晶不良が生じる。
【００５６】（熱延板焼鈍、脱炭焼鈍）熱延板焼鈍と脱
炭焼鈍においては、実験２で示した通り、熱延板焼鈍温
度ｘ（℃）と脱炭焼鈍温度ｙ（℃）を ８００≦ｘ≦１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ に限定する。
炭焼鈍においては、実験２で示した通り、熱延板焼鈍温
度ｘ（℃）と脱炭焼鈍温度ｙ（℃）を ８００≦ｘ≦１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ に限定する。
【００５７】（最終仕上げ焼鈍、コーティング）脱炭焼
鈍後、焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施す。な
お、脱炭焼鈍時、及び、最終仕上げ焼鈍時の窒化は極力
抑制することが必要である。最終仕上げ焼鈍後は、必要
に応じて絶縁コーティングを塗布焼き付け、さらに平坦
化焼鈍を施し、製品とする。
鈍後、焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施す。な
お、脱炭焼鈍時、及び、最終仕上げ焼鈍時の窒化は極力
抑制することが必要である。最終仕上げ焼鈍後は、必要
に応じて絶縁コーティングを塗布焼き付け、さらに平坦
化焼鈍を施し、製品とする。
【００５８】
【実施例１】表２に示される鋼塊記号Ｉ〜ＸＩまでの成
分組成の溶鋼を電磁撹拌を印加しつつ連続鋳造でスラブ
となし、１２００℃に加熱後、熱間圧延し、２．４ｍｍ
の厚みの熱延コイルとした。次に熱延コイルに８８０℃
で６０秒間の熱延板焼鈍を施した。さらに、これらのコ
イルは酸洗後１５０℃の温度でタンデム圧延機によって
０．３４ｍｍの厚みに圧延した。その後、脱脂処理を行
い８２０℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコ
イル表面に塗布し、昇温時５００℃までＮ2単独の雰囲
気、その後１０５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混
合雰囲気、以後Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温後
５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分
離剤を除去した。これらのコイルはさらに４０％のコロ
イダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分と
する絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品
とした。
分組成の溶鋼を電磁撹拌を印加しつつ連続鋳造でスラブ
となし、１２００℃に加熱後、熱間圧延し、２．４ｍｍ
の厚みの熱延コイルとした。次に熱延コイルに８８０℃
で６０秒間の熱延板焼鈍を施した。さらに、これらのコ
イルは酸洗後１５０℃の温度でタンデム圧延機によって
０．３４ｍｍの厚みに圧延した。その後、脱脂処理を行
い８２０℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコ
イル表面に塗布し、昇温時５００℃までＮ2単独の雰囲
気、その後１０５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混
合雰囲気、以後Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温後
５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分
離剤を除去した。これらのコイルはさらに４０％のコロ
イダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分と
する絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品
とした。
【００５９】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表６にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表６に
併記する。表６に示されるように本発明の成分範囲内の
鋼スラブを用いた方向性電磁鋼板は高磁場での鉄損特性
に比較して低磁場での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が
極めて良好である。
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表６にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表６に
併記する。表６に示されるように本発明の成分範囲内の
鋼スラブを用いた方向性電磁鋼板は高磁場での鉄損特性
に比較して低磁場での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が
極めて良好である。
【００６０】
【表６】
【００６１】
【実施例２】表２に示される鋼塊記号ＩＸの成分組成の
スラブを１１５０、１２００、１２５０、１３００、１
３５０℃の各温度に加熱後熱間圧延し、２．４ｍｍの厚
みの熱延コイルとした。次に熱延コイルに８８０℃で６
０秒間の熱延焼鈍を施した。さらに、これらのコイルは
酸洗後１５０℃温度でタンデム圧延機によって０．２６
ｍｍの厚みに圧延した。その後、脱脂処理を行い８００
℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル表面
に塗布し、昇温時５００℃までＮ2単独の雰囲気、その
後１０５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲
気、以後Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温後５時間
保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を
除去した。これらのコイルはさらに４０％のコロイダル
シリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶
縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品とし
た。
スラブを１１５０、１２００、１２５０、１３００、１
３５０℃の各温度に加熱後熱間圧延し、２．４ｍｍの厚
みの熱延コイルとした。次に熱延コイルに８８０℃で６
０秒間の熱延焼鈍を施した。さらに、これらのコイルは
酸洗後１５０℃温度でタンデム圧延機によって０．２６
ｍｍの厚みに圧延した。その後、脱脂処理を行い８００
℃で２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル表面
に塗布し、昇温時５００℃までＮ2単独の雰囲気、その
後１０５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲
気、以後Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温後５時間
保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を
除去した。これらのコイルはさらに４０％のコロイダル
シリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶
縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品とし
た。
【００６２】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表７にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコアを
作製した。これらのコアの鉄損特性についても表７に併
記する。表７に示されるようにスラブ加熱温度を１２５
０℃以下とした場合、高磁場での鉄損特性に比較して低
磁場での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が極めて良好で
ある。
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表７にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコアを
作製した。これらのコアの鉄損特性についても表７に併
記する。表７に示されるようにスラブ加熱温度を１２５
０℃以下とした場合、高磁場での鉄損特性に比較して低
磁場での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が極めて良好で
ある。
【００６３】
【表７】
【００６４】
【実施例３】表２に示される鋼塊記号ＶＩＩの成分組成
のスラブを１１８０℃で加熱後熱間圧延し、２．４ｍｍ
の厚みの熱延コイルとした。次に熱延コイルに６０秒間
の熱延板焼鈍を施し、酸洗後８０℃の温度でタンデム圧
延機によって０．３４ｍｍの厚みに圧延した。その後、
脱脂処理を行い２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤を
コイル表面に塗布し、昇温時５００℃までＮ2単独の雰
囲気、その後１０５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の
混合雰囲気、以後Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温
後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応
分離剤を除去した。ここで、熱延板焼鈍温度ｘ℃と脱炭
焼鈍温度ｙ℃は （ｘ、ｙ）＝（７５０、８００）、（８００、７５
０）、（８００、８５０）、（８００、９５０）、（９
００、７５０）、（９００、８００）、（９００、８５
０）、（１０００、７５０）、（１０００、８００）、
（１０００、８５０）、（１０５０、８００）の１１条
件に変化させた。これらのコイルはさらに４０％のコロ
イダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分と
する絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品
とした。
のスラブを１１８０℃で加熱後熱間圧延し、２．４ｍｍ
の厚みの熱延コイルとした。次に熱延コイルに６０秒間
の熱延板焼鈍を施し、酸洗後８０℃の温度でタンデム圧
延機によって０．３４ｍｍの厚みに圧延した。その後、
脱脂処理を行い２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤を
コイル表面に塗布し、昇温時５００℃までＮ2単独の雰
囲気、その後１０５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の
混合雰囲気、以後Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温
後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応
分離剤を除去した。ここで、熱延板焼鈍温度ｘ℃と脱炭
焼鈍温度ｙ℃は （ｘ、ｙ）＝（７５０、８００）、（８００、７５
０）、（８００、８５０）、（８００、９５０）、（９
００、７５０）、（９００、８００）、（９００、８５
０）、（１０００、７５０）、（１０００、８００）、
（１０００、８５０）、（１０５０、８００）の１１条
件に変化させた。これらのコイルはさらに４０％のコロ
イダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分と
する絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品
とした。
【００６５】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表８にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表８に
併記する。表８に示されるようにｘとｙとの関係を ８００≦ｘ≦１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ の範囲内とした場合、高磁場での鉄損特性に比較して低
磁場での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が極めて良好で
ある。
サイズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度におけ
る鉄損の値Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表８にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表８に
併記する。表８に示されるようにｘとｙとの関係を ８００≦ｘ≦１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ の範囲内とした場合、高磁場での鉄損特性に比較して低
磁場での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が極めて良好で
ある。
【００６６】
【表８】
【００６７】
【実施例４】表２に示される鋼塊記号Ｖの組成を有する
溶鋼を電磁撹拌を印加しつつ連続鋳造機でスラブに鋳込
んだ。このスラブを７本、１２３０℃で加熱後、熱間圧
延し、（ａ）２．０ｍｍ、（ｂ）２．２ｍｍ、（ｃ）
２．５ｍｍ、（ｄ）２．７ｍｍ、（ｅ）３．２ｍｍ、
（ｆ）３．６ｍｍ、（ｇ）１３ｍｍ厚みの熱延コイルと
した。ついで９００℃で３０秒間の熱延板焼鈍を行い、
酸洗後、冷間圧延により０．４９ｍｍの厚みに圧延し
た。したがって（ａ）のコイルの圧下率は７６％、
（ｂ）のコイルの圧下率は７８％、（ｃ）のコイルの圧
下率は８０％、（ｄ）のコイルの圧下率は８２％、
（ｅ）のコイルの圧下率は８５％、（ｆ）のコイルの圧
下率は８６％、（ｇ）のコイルの圧下率は９６％であ
る。これらの圧延の際、圧延はコイル温度を１２０〜１
８０℃の温度とし、またタンデム圧延機によって圧延を
行った。その後、各コイルは脱脂処理を行い８４０℃で
２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル表面に塗
布し、昇温時７００℃までＮ2単独の雰囲気、その後８
５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲気、以後
Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温後５時間保持する
最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去し
た。これらのコイルはさらに６０％のコロイダルシリカ
を含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを塗布し８００℃で焼き付け製品とした。
溶鋼を電磁撹拌を印加しつつ連続鋳造機でスラブに鋳込
んだ。このスラブを７本、１２３０℃で加熱後、熱間圧
延し、（ａ）２．０ｍｍ、（ｂ）２．２ｍｍ、（ｃ）
２．５ｍｍ、（ｄ）２．７ｍｍ、（ｅ）３．２ｍｍ、
（ｆ）３．６ｍｍ、（ｇ）１３ｍｍ厚みの熱延コイルと
した。ついで９００℃で３０秒間の熱延板焼鈍を行い、
酸洗後、冷間圧延により０．４９ｍｍの厚みに圧延し
た。したがって（ａ）のコイルの圧下率は７６％、
（ｂ）のコイルの圧下率は７８％、（ｃ）のコイルの圧
下率は８０％、（ｄ）のコイルの圧下率は８２％、
（ｅ）のコイルの圧下率は８５％、（ｆ）のコイルの圧
下率は８６％、（ｇ）のコイルの圧下率は９６％であ
る。これらの圧延の際、圧延はコイル温度を１２０〜１
８０℃の温度とし、またタンデム圧延機によって圧延を
行った。その後、各コイルは脱脂処理を行い８４０℃で
２分間の脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤をコイル表面に塗
布し、昇温時７００℃までＮ2単独の雰囲気、その後８
５０℃までは２５％Ｎ2と７５％Ｈ2の混合雰囲気、以後
Ｈ2単独雰囲気で１２００℃まで昇温後５時間保持する
最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去し
た。これらのコイルはさらに６０％のコロイダルシリカ
を含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを塗布し８００℃で焼き付け製品とした。
【００６８】各製品より圧延方向に沿ってエプスタンサ
イズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍を
施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度における
鉄損の値、Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表９にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表９に
併記する。表９に示されるように冷間圧延の圧下率を８
０％以上、９５％以下とした本発明構成要件を満足する
方向性電磁鋼板は高磁場での鉄損特性に比較して低磁場
での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が極めて良好であ
る。
イズの試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍を
施した後、１．０Ｔおよび１．７Ｔの磁束密度における
鉄損の値、Ｗ１０／５０、Ｗ１７／５０および磁束密度
Ｂ８を測定した。これらの値を表９にまとめて示す。さ
らに、各製品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍
を施し、積み加工、銅線の巻加工などによってＥＩコア
を作製した。これらのコアの鉄損特性についても表９に
併記する。表９に示されるように冷間圧延の圧下率を８
０％以上、９５％以下とした本発明構成要件を満足する
方向性電磁鋼板は高磁場での鉄損特性に比較して低磁場
での鉄損特性に優れ、実機の鉄損値が極めて良好であ
る。
【００６９】
【表９】
【００７０】
【発明の効果】以上詳細したように本発明の製造方法に
従えば、高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優
れた方向性電磁鋼板が確実に得られ、これを用いたＥＩ
コアなど実機の特性が優れた製品が得られるとともに、
電磁鋼板スラブ加熱温度を大きく低下させることができ
るので、省エネルギーに寄与するところも大である。
従えば、高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優
れた方向性電磁鋼板が確実に得られ、これを用いたＥＩ
コアなど実機の特性が優れた製品が得られるとともに、
電磁鋼板スラブ加熱温度を大きく低下させることができ
るので、省エネルギーに寄与するところも大である。
【図１】ＥＩコアの鉄損値に及ぼす熱延板焼鈍温度と脱
炭焼鈍温度の関係図
炭焼鈍温度の関係図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 定廣 健一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 昭63−53214（ＪＰ，Ａ) 特公 平６−80172（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/60 H01F 1/16
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で Ｓｉ：２．０〜４．５％ Ｃ：０．０２〜０．０７％ Ｍｎ:０．０３〜２．５％Ｎ：０．００３０〜０．０１００％ を含有し、インヒビター成分として Ａｌ:０．０１０〜０．０２０％ Ｓｂ:０．００１０〜０．０８０％ を含有する鋼スラブを加熱後、熱間圧延をし、次いで熱
延板焼鈍を施した後、冷間圧延により最終板厚とし、さ
らに、脱炭焼鈍および焼純分離材を塗布して仕上焼鈍を
施す方向性電磁鋼板の製造方法において、 鋼スラブの加熱温度を１２５０℃以下とすること 熱延板焼鈍温度ｘ℃と脱炭焼鈍温度ｙ℃を ８００≧ｘ≧１０００、かつ （−ｘ／２）＋１２００≦ｙ≦（−ｘ／２）＋１３００ で行うこと、および冷間圧延をタンデム圧延機により圧
下率８０％以上、９５％以下で行うこと、を特徴とする
高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向
性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 インヒビター成分としてさらにＭｏ、Ｂ
ｉ、Ｔｅ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｃｒを含有することを特徴とす
る請求項１記載の高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損
特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 鋼スラブのＡｌ及びＮの含有量を １．６７≦Ａｌ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）≦２．１８ とすることを特徴とする請求項１または２記載の高磁場
鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁
鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 冷間圧延をタンデム圧延機で、圧下率８
０％以上、９５％以下、かつ温度９０℃以上で行うこと
を特徴とする請求項１、２または３記載の高磁場鉄損特
性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の
製造方法。 - 【請求項５】 冷間圧延を温度１２０℃以上、１８０℃
以下で行うことを特徴とする請求項４記載の高磁場鉄損
特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板
の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31309896A JP3326083B2 (ja) | 1996-11-08 | 1996-11-08 | 高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US08/954,504 US6039818A (en) | 1996-10-21 | 1997-10-20 | Grain-oriented electromagnetic steel sheet and process for producing the same |
| KR1019970053853A KR100440994B1 (ko) | 1996-10-21 | 1997-10-20 | 방향성전자강판및그제조방법 |
| CNB971252890A CN1153227C (zh) | 1996-10-21 | 1997-10-20 | 晶粒取向电磁钢板及其生产方法 |
| EP97118278A EP0837149B1 (en) | 1996-10-21 | 1997-10-21 | Grain-oriented electromagnetic steel sheet and process for producing the same |
| DE69705688T DE69705688T2 (de) | 1996-10-21 | 1997-10-21 | Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech und dessen Herstellungsverfahren |
| US09/493,864 US6331215B1 (en) | 1996-10-21 | 2000-01-28 | Process for producing grain-oriented electromagnetic steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31309896A JP3326083B2 (ja) | 1996-11-08 | 1996-11-08 | 高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10140244A JPH10140244A (ja) | 1998-05-26 |
| JP3326083B2 true JP3326083B2 (ja) | 2002-09-17 |
Family
ID=18037143
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31309896A Expired - Fee Related JP3326083B2 (ja) | 1996-10-21 | 1996-11-08 | 高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3326083B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106319174B (zh) * | 2016-09-23 | 2018-10-16 | 武汉钢铁有限公司 | 提高低温铸坯加热高磁感取向硅钢底层质量的退火隔离剂 |
-
1996
- 1996-11-08 JP JP31309896A patent/JP3326083B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10140244A (ja) | 1998-05-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3392664B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| US5330586A (en) | Method of producing grain oriented silicon steel sheet having very excellent magnetic properties | |
| JP3357603B2 (ja) | 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3326083B2 (ja) | 高磁場鉄損特性に比較して低磁場鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH032323A (ja) | 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH10110218A (ja) | 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2521585B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3310004B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH08269553A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06240358A (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2784661B2 (ja) | 高磁束密度薄手一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3849310B2 (ja) | 耳割れのない方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3474741B2 (ja) | 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2521586B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR19980017729A (ko) | 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 | |
| JPH07110974B2 (ja) | 方向性珪素鉄合金薄帯の製造法 | |
| JPH04154914A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPS5855209B2 (ja) | 時効劣化が少くかつ表面性状の良好な無方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| KR970007162B1 (ko) | 철손 특성이 우수한 저온 스라브 가열방식의 방향성 전기강판의 제조방법 | |
| JP3392699B2 (ja) | 極低鉄損特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4320794B2 (ja) | 圧延方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3527276B2 (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0257125B2 (ja) | ||
| JPH02274814A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH04362138A (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |