JP3389402B2 - 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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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は一次再結晶平均粒径
を制御することにより磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板を製造する方法に関するものである。
を制御することにより磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】現在、実用化されている一方向性電磁鋼
板は、例外なく二次再結晶によって形成された尖鋭な集
合組織を持っている。二次再結晶集合組織は、鋼板が電
気機器として使われた際、最も優れた性能、効率を発揮
するような結晶方位に制御されている。従って、二次再
結晶集合組織の尖鋭度が高いほど、電気機器の性能は優
れる。二次再結晶集合組織の尖鋭度は、一般に磁束密度
Ｂ8 （８００AT／ｍの磁場中の磁束密度の強さ）に強く
反映する。磁束密度は、二次再結晶した集合組織によっ
て、極めて敏感に変化する。従って、適正な二次再結晶
成長は製造者、利用者にとって有益なものである。
板は、例外なく二次再結晶によって形成された尖鋭な集
合組織を持っている。二次再結晶集合組織は、鋼板が電
気機器として使われた際、最も優れた性能、効率を発揮
するような結晶方位に制御されている。従って、二次再
結晶集合組織の尖鋭度が高いほど、電気機器の性能は優
れる。二次再結晶集合組織の尖鋭度は、一般に磁束密度
Ｂ8 （８００AT／ｍの磁場中の磁束密度の強さ）に強く
反映する。磁束密度は、二次再結晶した集合組織によっ
て、極めて敏感に変化する。従って、適正な二次再結晶
成長は製造者、利用者にとって有益なものである。
【０００３】二次再結晶は、一次再結晶粒の、方位選択
性の極めて強い異常粒成長現象である。この二次再結晶
粒の｛１１０｝＜００１＞方位集積度の指標である磁束
密度を支配する主要因子が一次再結晶組織の集合組織、
結晶粒径、およびインヒビター強度（析出物界偏析元素
による粒界移動に対する抵抗力）であることは、既によ
く認識されている。
性の極めて強い異常粒成長現象である。この二次再結晶
粒の｛１１０｝＜００１＞方位集積度の指標である磁束
密度を支配する主要因子が一次再結晶組織の集合組織、
結晶粒径、およびインヒビター強度（析出物界偏析元素
による粒界移動に対する抵抗力）であることは、既によ
く認識されている。
【０００４】熱延板焼鈍において、一次再結晶集合組織
を制御するため、一次均熱温度、二次均熱温度および冷
却温度を設定している。特開平５−１２５４４６号公報
では一次均熱Ｔ１を１１５０〜９５０℃の範囲になるよ
うに設定し、この温度で１８０秒以内均熱した後、低温
側７５０〜９００℃に３０秒以上３００ｓ以内停留さ
せ、ついで室温まで１０℃／sec 以上の速度で冷却する
方法を提示している（図１ａ，表１Ａ）。また特公平７
−７４３８６号公報では一次均熱温度９００〜１０８０
℃で１８０秒以内均熱した後、二次均熱温度７５０〜９
００℃に３０秒以上３００秒以内停留させ、次いで室温
まで１０℃／sec 以上の速度で冷却する方法を提示して
いる（図１ｂ，表１Ｂ）。以上示したように、今までの
冷却開始温度は７００℃以上の二相共存域からが殆どで
あり、それ以下の温度からの冷却はなかった。
を制御するため、一次均熱温度、二次均熱温度および冷
却温度を設定している。特開平５−１２５４４６号公報
では一次均熱Ｔ１を１１５０〜９５０℃の範囲になるよ
うに設定し、この温度で１８０秒以内均熱した後、低温
側７５０〜９００℃に３０秒以上３００ｓ以内停留さ
せ、ついで室温まで１０℃／sec 以上の速度で冷却する
方法を提示している（図１ａ，表１Ａ）。また特公平７
−７４３８６号公報では一次均熱温度９００〜１０８０
℃で１８０秒以内均熱した後、二次均熱温度７５０〜９
００℃に３０秒以上３００秒以内停留させ、次いで室温
まで１０℃／sec 以上の速度で冷却する方法を提示して
いる（図１ｂ，表１Ｂ）。以上示したように、今までの
冷却開始温度は７００℃以上の二相共存域からが殆どで
あり、それ以下の温度からの冷却はなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、今ま
での熱延板焼鈍後の冷却開始温度は７００℃以上の二相
共存域からが殆どであり、そのためにＡｌＮは微細化し
てはいるものの必ずしも均一化されているとはいえず、
その結果磁気特性の変動が起こって目的とする磁気特性
の高い一方向性電磁鋼板の製造が難しかった。
での熱延板焼鈍後の冷却開始温度は７００℃以上の二相
共存域からが殆どであり、そのためにＡｌＮは微細化し
てはいるものの必ずしも均一化されているとはいえず、
その結果磁気特性の変動が起こって目的とする磁気特性
の高い一方向性電磁鋼板の製造が難しかった。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するために熱延板焼鈍後の冷却過程で適切に冷却制御
を行うことにより均一化された微細なＡｌＮを析出させ
るものであり、その要旨は以下の通りである。本発明
は、質量％で、Ｃ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．
４０５Ｓｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８
％、残部がＦｅと不可避の不純物からなるスラブを１２
８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、熱延板焼鈍を
施し、引き続き圧下率８０％以上の１回の冷延、もしく
は圧下率８０％以上の最終冷延を含み、中間焼鈍を挟む
２回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍し、一次再結晶
の粒径を１８〜３５μｍにした後、窒化を行い、焼鈍分
離剤を塗布し、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造
方法において、上記熱延板焼鈍の冷却過程での７００〜
２００℃の間を１０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、熱延板焼
鈍後でのインヒビターとしてのＡｌＮを微細析出させ、
上記熱延板焼鈍の冷却過程の９００〜７００℃の間を１
０℃／ｓｅｃ以下で冷却する磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法を提供する。
決するために熱延板焼鈍後の冷却過程で適切に冷却制御
を行うことにより均一化された微細なＡｌＮを析出させ
るものであり、その要旨は以下の通りである。本発明
は、質量％で、Ｃ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．
４０５Ｓｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８
％、残部がＦｅと不可避の不純物からなるスラブを１２
８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、熱延板焼鈍を
施し、引き続き圧下率８０％以上の１回の冷延、もしく
は圧下率８０％以上の最終冷延を含み、中間焼鈍を挟む
２回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍し、一次再結晶
の粒径を１８〜３５μｍにした後、窒化を行い、焼鈍分
離剤を塗布し、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造
方法において、上記熱延板焼鈍の冷却過程での７００〜
２００℃の間を１０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、熱延板焼
鈍後でのインヒビターとしてのＡｌＮを微細析出させ、
上記熱延板焼鈍の冷却過程の９００〜７００℃の間を１
０℃／ｓｅｃ以下で冷却する磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法を提供する。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下本発明を詳細に説明する。本
発明において、出発材料とする電磁鋼スラブ成分組成の
限定理由を以下に記述する。Ｃは０．０２１％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
合でも製品の磁束密度（Ｂ8 値）が１．８０Ｔに満たな
い低いものとなる。一方、Ｃの含有量が０．０７５％を
越えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生
産性を著しく損なう。
発明において、出発材料とする電磁鋼スラブ成分組成の
限定理由を以下に記述する。Ｃは０．０２１％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
合でも製品の磁束密度（Ｂ8 値）が１．８０Ｔに満たな
い低いものとなる。一方、Ｃの含有量が０．０７５％を
越えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生
産性を著しく損なう。
【０００８】Ｓｉは２．５％未満になると低鉄損の製品
を得難く、一方Ｓｉの含有量が４．５％を越えると材料
の冷間圧延時に、割れ、破断が多発し、安定した冷間圧
延作業が行えない。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
後に鋼板を窒化することで、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成さ
せることを必須としているから、フリーのＡｌが一定以
上必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０
１０〜０．０６０％添加する。
を得難く、一方Ｓｉの含有量が４．５％を越えると材料
の冷間圧延時に、割れ、破断が多発し、安定した冷間圧
延作業が行えない。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
後に鋼板を窒化することで、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成さ
せることを必須としているから、フリーのＡｌが一定以
上必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０
１０〜０．０６０％添加する。
【０００９】Ｎは０．０１３％以下にする必要がある。
これを越えるとプリスターと呼ばれる鋼板表面の膨れが
発生する。また一次再結晶組織の調整が困難になる。下
限は０．００１０％がよい。この値未満になると二次再
結晶を発達させるのが困難になる。Ｍｎは少な過ぎると
二次再結晶が不安定となり、多過ぎると高い磁束密度を
持つ製品が得られない。適正な含有量は、０．０５〜
０．８％である。
これを越えるとプリスターと呼ばれる鋼板表面の膨れが
発生する。また一次再結晶組織の調整が困難になる。下
限は０．００１０％がよい。この値未満になると二次再
結晶を発達させるのが困難になる。Ｍｎは少な過ぎると
二次再結晶が不安定となり、多過ぎると高い磁束密度を
持つ製品が得られない。適正な含有量は、０．０５〜
０．８％である。
【００１０】なお、微量のＣｕ，Ｐ，Ｔｉ，Ｂｉを鋼中
に含有させることは本発明の趣旨を損なうものでない。
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、電気炉などの溶解炉で鋼を溶製し、必要
に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続鋳造、あるいは
造塊後、分塊圧延することによって得られる。
に含有させることは本発明の趣旨を損なうものでない。
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、電気炉などの溶解炉で鋼を溶製し、必要
に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続鋳造、あるいは
造塊後、分塊圧延することによって得られる。
【００１１】その後、熱延圧延に先立つスラブ加熱がな
される。本発明のプロセスにおいて、スラブの加熱温度
は１２８０℃以下にし、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、不
完全固溶状態とする。この温度において、更に固溶状態
の高いＭｎＳは当然のことながら不完全固溶状態とな
る。
される。本発明のプロセスにおいて、スラブの加熱温度
は１２８０℃以下にし、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、不
完全固溶状態とする。この温度において、更に固溶状態
の高いＭｎＳは当然のことながら不完全固溶状態とな
る。
【００１２】一次二次均熱時間について種々検討した結
果、一次均熱時間は１８０秒以内、二次均熱温度の滞留
時間は３００秒以内がよい。また、二次均熱温度域から
の冷却速度は１０℃／sec 以上であると高Ｂ8 が安定し
て得られる。冷却温度は速いほど炭化物、窒化物の微細
析出を促すため好ましいが、製造機器の機械的な能力が
あるためこの条件になっている。なお、これは熱延板を
酸洗し冷延した後に行う焼鈍にも適用可能である。
果、一次均熱時間は１８０秒以内、二次均熱温度の滞留
時間は３００秒以内がよい。また、二次均熱温度域から
の冷却速度は１０℃／sec 以上であると高Ｂ8 が安定し
て得られる。冷却温度は速いほど炭化物、窒化物の微細
析出を促すため好ましいが、製造機器の機械的な能力が
あるためこの条件になっている。なお、これは熱延板を
酸洗し冷延した後に行う焼鈍にも適用可能である。
【００１３】この焼鈍で高Ｂ8 が得られる理由について
はまだ明らかになっていないが現在のところ次のように
考えている。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組織（平均粒径、粒
径分布）、集合組織、インヒビター強度などがある。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。二次再結晶の核生成、粒成長を容易にす
るためには一次再結晶の各々の粒径は均一であり一定の
大きさ以上であることが望ましい。
はまだ明らかになっていないが現在のところ次のように
考えている。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組織（平均粒径、粒
径分布）、集合組織、インヒビター強度などがある。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。二次再結晶の核生成、粒成長を容易にす
るためには一次再結晶の各々の粒径は均一であり一定の
大きさ以上であることが望ましい。
【００１４】一方、集合組織は二次再結晶する方位粒
（｛１１０｝＜００１＞方位等）と二次再結晶粒を粒成
長させ易い方位粒（｛１１１｝＜１１２＞方位等）を適
当量得ることが必要である。これには圧延率を除くと冷
間圧延する前の結晶粒径（再結晶率）及び変態相の量、
固溶Ｃ等が影響する。本発明のプロセスにおいて、冷間
圧延以前にインヒビターが存在することは一次再結晶組
織の調整を困難にするため好ましくないが、素材成分に
Ａｌ，Ｎを用いる限りＡｌＮの析出は避けられない。特
に粒成長に影響を及ぼす微細析出物の制御が重要であ
る。同一焼鈍条件ではＡｌ（ＡｌＲ）の低いものが、析
出サイズの微細化によって強い一次再結晶粒成長抑制力
をもつ。熱延板焼鈍において一次均熱温度をＡｌＲによ
って変える理由は、ＡｌＲ量の違いから生じるＡｌＮの
析出サイズを熱延板焼鈍温度によって制御し、一次再結
晶粒成長の変動をなくし、均一でかつ一定の大きさ以上
の粒径の一次再結晶組織を得ることである。
（｛１１０｝＜００１＞方位等）と二次再結晶粒を粒成
長させ易い方位粒（｛１１１｝＜１１２＞方位等）を適
当量得ることが必要である。これには圧延率を除くと冷
間圧延する前の結晶粒径（再結晶率）及び変態相の量、
固溶Ｃ等が影響する。本発明のプロセスにおいて、冷間
圧延以前にインヒビターが存在することは一次再結晶組
織の調整を困難にするため好ましくないが、素材成分に
Ａｌ，Ｎを用いる限りＡｌＮの析出は避けられない。特
に粒成長に影響を及ぼす微細析出物の制御が重要であ
る。同一焼鈍条件ではＡｌ（ＡｌＲ）の低いものが、析
出サイズの微細化によって強い一次再結晶粒成長抑制力
をもつ。熱延板焼鈍において一次均熱温度をＡｌＲによ
って変える理由は、ＡｌＲ量の違いから生じるＡｌＮの
析出サイズを熱延板焼鈍温度によって制御し、一次再結
晶粒成長の変動をなくし、均一でかつ一定の大きさ以上
の粒径の一次再結晶組織を得ることである。
【００１５】二次均熱温度および集合組織の適正化は冷
間圧延後に行う脱炭焼鈍温度との組み合わせで達成され
る。冷間圧延は高いＢ8 を得るために８０％以上とす
る。脱炭焼鈍は脱炭を行うほかに、前述したごとく一次
再結晶組織の調整および被膜形成に必要な酸化層を生成
させる役割があり、これは通常８００〜９００℃の温度
域で湿水素、窒素ガスの混合ガス中で行う。雰囲気ガス
は水素と窒素の混合で露点は３０℃以上がよい。
間圧延後に行う脱炭焼鈍温度との組み合わせで達成され
る。冷間圧延は高いＢ8 を得るために８０％以上とす
る。脱炭焼鈍は脱炭を行うほかに、前述したごとく一次
再結晶組織の調整および被膜形成に必要な酸化層を生成
させる役割があり、これは通常８００〜９００℃の温度
域で湿水素、窒素ガスの混合ガス中で行う。雰囲気ガス
は水素と窒素の混合で露点は３０℃以上がよい。
【００１６】脱炭焼鈍後は窒化能のある薬剤、例えばＭ
ｎＮ，ＣｒＮ等を添加したＭｇＯ，ＴｉＯ2 を含む焼鈍
分離剤を塗布した後、１１００℃以上の温度で仕上焼鈍
を行う。また仕上焼鈍の雰囲気ガスに窒化能のあるガス
を使用してもよい。その他の実施として脱炭焼鈍後にＮ
Ｈ3 等の窒化能のあるガスを含んだ雰囲気中で７００〜
８００℃の温度で短時間焼鈍を行って窒化した後、公知
の焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍を行うこともできる。
ｎＮ，ＣｒＮ等を添加したＭｇＯ，ＴｉＯ2 を含む焼鈍
分離剤を塗布した後、１１００℃以上の温度で仕上焼鈍
を行う。また仕上焼鈍の雰囲気ガスに窒化能のあるガス
を使用してもよい。その他の実施として脱炭焼鈍後にＮ
Ｈ3 等の窒化能のあるガスを含んだ雰囲気中で７００〜
８００℃の温度で短時間焼鈍を行って窒化した後、公知
の焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍を行うこともできる。
【００１７】図２からわかるように、粒界近傍に形成さ
れる析出物が異なっている。この違いが良好な磁気特性
の原因であると考えている。つまり、本発明条件で熱延
板を焼鈍した場合、冷間圧延後の炭化物の形成が異な
り、その後のパス時間効により固溶Ｃ，Ｎが冷間圧延に
よって形成された転位など欠陥部に固着する作用、また
は微細炭化物、微細窒化物による転位運動の抑制作用に
よって変形機構に影響を与え、良好な磁気特性を与える
と考えている。
れる析出物が異なっている。この違いが良好な磁気特性
の原因であると考えている。つまり、本発明条件で熱延
板を焼鈍した場合、冷間圧延後の炭化物の形成が異な
り、その後のパス時間効により固溶Ｃ，Ｎが冷間圧延に
よって形成された転位など欠陥部に固着する作用、また
は微細炭化物、微細窒化物による転位運動の抑制作用に
よって変形機構に影響を与え、良好な磁気特性を与える
と考えている。
【００１８】以下実施例にて説明する。
【００１９】
＜実施例１＞Ｃ：０．０５３％，Ｓｉ：３．２５％，Ｍ
ｎ：０．０９４％，Ｐ：０．０２５％，Ｓ：０．００７
％，Ａｌ：０．０２９％，Ｎ：０．００７８％，Ｃｒ：
０．１２％，Ｓｎ：０．０５％を含む鋼塊を造り、熱延
し、２．３mm厚の熱延板にした。この後熱延板焼鈍を温
度１１２０℃、時間３０ｓで保持し、次いで温度９００
℃，３０ｓで保持した後、９００−７００℃の間を５℃
／ｓで徐冷し、７００℃から０℃の水槽内で冷却するこ
とで４００℃／ｓで急冷した（図１ａ，表１実施例
１）。
ｎ：０．０９４％，Ｐ：０．０２５％，Ｓ：０．００７
％，Ａｌ：０．０２９％，Ｎ：０．００７８％，Ｃｒ：
０．１２％，Ｓｎ：０．０５％を含む鋼塊を造り、熱延
し、２．３mm厚の熱延板にした。この後熱延板焼鈍を温
度１１２０℃、時間３０ｓで保持し、次いで温度９００
℃，３０ｓで保持した後、９００−７００℃の間を５℃
／ｓで徐冷し、７００℃から０℃の水槽内で冷却するこ
とで４００℃／ｓで急冷した（図１ａ，表１実施例
１）。
【００２０】この後酸洗してから０．２２mmに冷延し、
ついで８２０〜８４０℃×９０ｓの脱炭焼鈍を露点６２
℃の湿水素、窒素雰囲気中で行った。引き続き窒化処理
を７５０℃×３０ｓ間、乾窒素、水素結混合ガスにアン
モニアを添加した雰囲気ガス中で行い、窒化後の鋼板の
〔Ｎ〕量を２００ppm にした。この後ＭｇＯとＴｉＯ2
を主成分とするスラリーを塗布乾燥した後１２００℃×
２０hrの仕上焼鈍を行った。
ついで８２０〜８４０℃×９０ｓの脱炭焼鈍を露点６２
℃の湿水素、窒素雰囲気中で行った。引き続き窒化処理
を７５０℃×３０ｓ間、乾窒素、水素結混合ガスにアン
モニアを添加した雰囲気ガス中で行い、窒化後の鋼板の
〔Ｎ〕量を２００ppm にした。この後ＭｇＯとＴｉＯ2
を主成分とするスラリーを塗布乾燥した後１２００℃×
２０hrの仕上焼鈍を行った。
【００２１】この結果より７００℃から急冷した条件で
高いＢ8 が得られた（図３、表２、表３）。これは本発
明の条件を満たすものである。 ＜実施例２＞実施例１と同様の成分、同様の工程で、熱
延板焼鈍を以下の条件で行った。温度１１２０℃，３０
ｓで保持した後１１２０−７００℃間を５℃／ｓで徐冷
し、その後７００℃以下を４００℃／ｓで急冷した（図
１ｂ，表１実施例２）。
高いＢ8 が得られた（図３、表２、表３）。これは本発
明の条件を満たすものである。 ＜実施例２＞実施例１と同様の成分、同様の工程で、熱
延板焼鈍を以下の条件で行った。温度１１２０℃，３０
ｓで保持した後１１２０−７００℃間を５℃／ｓで徐冷
し、その後７００℃以下を４００℃／ｓで急冷した（図
１ｂ，表１実施例２）。
【００２２】この結果から７００℃から急冷した条件で
高いＢ8 が得られている（図４、表２、表３）。これは
本発明の条件を満たすものである。
高いＢ8 が得られている（図４、表２、表３）。これは
本発明の条件を満たすものである。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に記載され
た熱延板焼鈍からの冷却を実施することで、極めて磁気
特性の優れた一方向性電磁鋼板を得ることができる。
た熱延板焼鈍からの冷却を実施することで、極めて磁気
特性の優れた一方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図１】熱延板焼鈍サイクルと熱延板焼鈍後の冷却法を
示すもので、従来の冷却法と本発明の冷却制御法を示す
図である。
示すもので、従来の冷却法と本発明の冷却制御法を示す
図である。
【図２】熱延板焼鈍後の冷却法による結晶組織の写真で
あり、（ａ）は従来の冷却法による結晶組織の写真で、
（ｂ）は本発明の冷却法による結晶組織の写真である。
あり、（ａ）は従来の冷却法による結晶組織の写真で、
（ｂ）は本発明の冷却法による結晶組織の写真である。
【図３】熱延板焼鈍後の冷却法において、従来の冷却法
と本発明による冷却法による磁束密度の比較を示した図
である。
と本発明による冷却法による磁束密度の比較を示した図
である。
【図４】熱延板焼鈍後の冷却法において、従来の冷却法
と本発明による冷却法による磁束密度の比較を別の条件
で示した図である。
と本発明による冷却法による磁束密度の比較を別の条件
で示した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平６−179917（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−218426（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−177131（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/12
C22C 38/00 303
C22C 38/06
H01F 1/16
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０２１〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
０〜０．０６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０
％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．０
５〜０．８％、残部がＦｅと不可避の不純物からなるス
ラブを１２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、熱
延板焼鈍を施し、引き続き圧下率８０％以上の１回の冷
延を行い、次いで脱炭焼鈍し、一次再結晶の粒径を１８
〜３５μｍにした後、窒化を行い、焼鈍分離剤を塗布
し、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、上記熱延板焼鈍での冷却過程の９００〜７００℃間
を１０℃／ｓｅｃ以下で冷却し、７００〜２００℃間を
１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することにより、熱延板焼鈍
後のインヒビターとしてのＡｌＮを微細析出させること
を特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０２１〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
０〜０．０６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０
％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．０
５〜０．８％、残部がＦｅと不可避の不純物からなるス
ラブを１２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、熱
延板焼鈍を施し、引き続き圧下率８０％以上の最終冷延
を含み、中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、次いで
脱炭焼鈍し、一次再結晶の粒径を１８〜３５μｍにした
後、窒化を行い、焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施す
一方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱延板焼鈍
での冷却過程の９００〜７００℃間を１０℃／ｓｅｃ以
下で冷却し、７００〜２００℃間を１０℃／ｓｅｃ以上
で冷却することにより、熱延板焼鈍後のインヒビターと
してのＡｌＮを微細析出させ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 (1)
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|---|---|---|---|
| JP06036596A JP3389402B2 (ja) | 1996-02-23 | 1996-02-23 | 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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| JP06036596A JP3389402B2 (ja) | 1996-02-23 | 1996-02-23 | 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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|---|---|
| JPH09227941A JPH09227941A (ja) | 1997-09-02 |
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- 1996-02-23 JP JP06036596A patent/JP3389402B2/ja not_active Expired - Fee Related
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