JP3443151B2 - 方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
方向性珪素鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、方向性珪素鋼板（以下
方向性電磁鋼板と云う）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】方向性電磁鋼板の製造においては熱延鋼
帯は必要に応じて焼鈍後１回または中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延を行い、所定の板厚とし、次いで一次再
結晶焼鈍を行った後焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施
すことで行われている。この一次再結晶焼鈍では脱炭も
行われているのが一般である。しかるに近年溶鋼の状態
で脱炭した素材を使い、一次再結晶焼鈍工程での脱炭を
省略した技術が数多く報告されている。例えば特開昭５
４−１１２３１７、特開昭５５−０７３８１８、特開昭
５７−１１４６１４、特開昭５７−２０７１１４、特開
昭５８−１００６２７、特開昭６１−９１３１９、特開
昭６２−８３４２１、特開平１−１１９６４４、特開平
１−２１２７２１、特開平１−３０９９２３、特開平１
−３０９９２４、特開平２−３０７１４、特開平２−１
４１５３２、特開平３−１１１５１６、特開平３−２８
７７２１、特開平５−９６６６号公報等数多く存在す
る。しかしながらこれらの技術で方向性電磁鋼板を安定
して製造するためには製造条件を厳密に制御する必要が
ある。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、方向性電磁
鋼板を安定して製造する方法を提供するものである。 【０００４】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、Ｃ：
０．０００５〜０．００４重量％（以下％と略記す
る）、Ｓｉ：２．０〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０
１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓ：０．００２０〜０．０６０％、Ｓｎ：０．０１〜
０．３％の成分を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
を含んだ珪素鋼スラブを１０００℃から１２００℃の温
度域で粗圧延を開始し、引き続き仕上圧延を行って熱延
鋼帯とした後、熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延圧
下率１５％以上８０％以下の冷間圧延を行った後、７０
０℃から１１００℃の温度域で焼鈍を行った後、４０％
以上９５％以下の圧下率で所定の板厚とし、８００℃か
ら１０００℃の温度域で１秒以上２００秒以内加熱後、
鋼板を走行せしめる状態で窒化処理をし、焼鈍分離剤を
塗布し、仕上焼鈍を施すことにある。この場合一次再結
晶焼鈍の少なくとも加熱後段の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H
2 を０．０６以上４．０以下とした後、窒化処理を行う
ことで、所望の窒化が効率的に行われる。 【０００５】即ち本発明においては窒化処理後の窒素含
有量は１５０ppm から１５００ppmの範囲にあることが
磁気特性の優れた二次再結晶方位を発現させ、そのため
に、一次再結晶焼鈍鋼板の雰囲気をこのように制御する
ことが好ましい。またこのように窒化を行っても、仕上
焼鈍の雰囲気の窒素分圧が５０％以下では形成された窒
化物がインヒビターとして有効に働かない場合があるの
で、該仕上焼鈍の昇温過程８００℃以上で窒素分圧５０
％以上とすることが好ましい。 【０００６】以下本発明について詳細に説明する。一次
再結晶焼鈍工程では脱炭を行わないで一方向性電磁鋼板
を製造する方法として発明者らは特開昭５７−１１４６
１４号公報で開示した技術を開発したが、この方法では
磁束密度が比較的低いという欠点があった（実施例Ｂ8
＝１．８８）。また磁束密度が高い鋼板を製造する技術
として特開昭５７−８９４３９号公報（実施例Ｂ8 ＝
１．９７）や、特開昭５７−２０７１１４号公報（実施
例Ｂ8＝１．９４）も開発されたが、安定してこのよう
な高い磁束密度が得られない場合が存在した。その原因
について鋭意研究し、Ｃ：０．０００５〜０．００４
％、Ｓｉ：２．０〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
０〜０．０８０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓ：０．００２０〜０．０６０％、Ｓｎ：０．０１〜
０．３％の成分を含有した珪素鋼スラブを１０００℃か
ら１２００℃の温度域で粗圧延を開始し、仕上圧延を行
って熱延鋼帯とした後熱延板焼鈍を施すことなく、冷間
圧延圧下率１５％以上８０％以下の冷間圧延を行った
後、７００℃から１１００℃の温度域で短時間焼鈍を行
った後４０％以上９５％以下の圧下率で所定の板厚と
し、８００℃から１０００℃の温度域で１秒以上２００
秒以内加熱後鋼板を走行せしめる状態で窒化処理をし、
焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施すことにある。この
場合一次再結晶焼鈍の加熱後段の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ
H2 を０．０６以上４．０以下とした後、窒化処理を行
うことで、所望の窒化が効率的に行われる。 【０００７】先に述べたように本発明においては窒化処
理後の窒素含有量は１５０ppm から１５００ppm の範囲
にあることが磁気特性の優れた二次再結晶方位を発現さ
せそのため、一次再結晶焼鈍の加熱後段の雰囲気のＰ H
2 O ／Ｐ H2 を０．０６以上４．０以下とすることが好
ましい。窒素量の下限を１５０ppm としたのはこれ以下
の窒素量では時として二次再結晶が発現しない場合や、
発現しても磁気特性の著しく悪い結晶方位を持った二次
再結晶粒が発現するためであり、１５００ppm以下とし
たのはこれ以上の窒素量としても二次再結晶は安定して
発現するが、これ以上の窒素量とするためには窒化に特
別の工夫が必要であるので１５００ppmとしたものであ
る。また仕上焼鈍の雰囲気の窒素分圧が５０％以下では
形成された窒化物がインヒビターとして有効に働かない
場合があるので該仕上焼鈍の昇温過程８００℃以上で窒
素分圧５０％以上とすることが好ましいことを発見し、
本発明を完成させた。 【０００８】熱延板を直ちに冷延後７００℃から１１０
０℃の温度域で焼鈍を行う（この熱処理を中間焼鈍と呼
ぶ）理由は先ず第１に再結晶させることで熱延組織を破
壊し、結晶粒を微細化することにある。この場合冷延率
を１５％以上としたのはこれ以下の圧下率では、この短
時間焼鈍で再結晶粒が微細化しないためであり、８０％
以下としたのはこれ以上の圧下率でも微細化効果は向上
するが、これ以上高い圧下率とすると、熱延板の厚みを
厚くしないと、２回目の冷間圧下率を高くとれない場合
があり、このような厚い熱延板を所定の厚みまで圧延す
ることは経済的でないので、上限を８０％とした。 【０００９】第２の理由はこの中間焼鈍でＡｌＮの析出
を指向したものである。ＡｌＮは冷間圧延歪を付与する
ことで、この中間焼鈍で析出が促進される。中間焼鈍温
度を７００℃以上としたのはこれ以下ではＡｌＮの析出
効果も少なく、また再結晶も起き難く、１１００℃以下
としたのは、これ以上高温では、再結晶粒が粗大化し
て、二次再結晶の発現に適した一次再結晶集合組織が形
成されなくなることと、ＡｌＮの析出効果が不十分とな
る。 【００１０】本発明においてはこの中間焼鈍後再び、４
０％以上９５％以下の冷延率で冷間圧延を行った後、一
次再結晶焼鈍を行う。冷延率を４０％以上としたのはこ
れ以下の冷延率では、一次再結晶で（１１０）〔００
１〕に喰われ易い結晶方位の発達が不十分で、高い磁束
密度が得られないためであり、９５％以下としたのはこ
れ以上の圧下率では、一次再結晶で核となる（１１０）
〔００１〕方位粒の発達が不十分となり、高い磁束密度
が得られないためである。 【００１１】方向性電磁鋼板の製造法で特開平２−７７
５２５号公報で開示された先行技術がある。その先行技
術においては、脱炭焼鈍後鋼板を走行せしめる状態下で
窒化処理をし、焼鈍分離剤を塗布した後高温仕上焼鈍を
することを特徴としている。本発明における粗熱延開始
温度は１２００℃以下であり、この条件もこの先行技術
と同一である。本発明とこの先行技術が構成上最も異な
る点は先ず第１に本発明は中間焼鈍を挟んだ２回冷延工
程であることであり、第２に鋼成分、第３に一次再結晶
焼鈍条件である。 【００１２】先行発明においてはＳｎは添加されていな
いが、本発明においてはＳｎを０．０１％から０．３％
の範囲で添加されており、Ｓｎを積極的に活用している
ところが成分で異なる第１の点である。またこの先行発
明ではＳが０．０１２％以上含まれている場合は二次再
結晶不良になるので、Ｓは好ましくは０．００７％以下
としている。しかるに本発明においてＳは０．０１０％
以上でも良好な二次再結晶が発現し、０．０４％程度ま
ではＳは高いほど二次再結晶が安定する。本発明とこの
先行技術がＳの作用効果の点で全く異なる。Ｓの範囲及
びその作用効果が異なる点が成分で異なる第２の点であ
る。 【００１３】先行発明ではＣは０．０２５％以下では二
次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合でも
製品の磁束密度が１．８Tesla と低下するとしている。
本発明においては熱間圧延以前の状態ですでにＣが０．
００４％以下であるが、二次再結晶は安定であり、磁束
密度も１．８Tesla 以上の高い値を示す。一次再結晶前
のＣ量が異なる点が先行発明と成分で異なる第３の点で
ある。方向性珪素鋼板は一般に熱延工程ではα，γ２相
組織であり、２相組織であれば冷延前の結晶粒は微細化
される。Ｃが低くα単相であると、先行発明に述べてあ
るように二次再結晶が不安定となる。しかし本発明の如
く中間焼鈍を施せば、結晶粒が微細化できこの問題は解
決できる。更に焼鈍を施すことにより、二次再結晶核が
増加し、二次再結晶粒径が微細化する効果がある。 【００１４】本発明のインヒビターとしては硫化物と窒
化物の双方及び固溶Ｓｎを活用するところが本発明と先
行発明で成分構成が異なってくる理由である。本発明で
は一次再結晶焼鈍前にＣが０．００４％以下、Ｓが０．
００２０％以上でＳｎが０．０１％から０．３％の範囲
で含有されている鋼板を８００℃以上の温度で脱炭焼鈍
することなく一次再結晶焼鈍させた後窒化処理すること
にある。先行技術では一次再結晶焼鈍前にＣ：０．０２
５％から０．０７５％以下含有されている鋼板を再結晶
させ、引き続き水蒸気を含んだ雰囲気中で８００℃から
８５０℃の温度で１２０秒以上加熱して脱炭を行い、し
かる後に窒化処理を行っている。即ち本発明と先行発明
においては、鋼成分、一次再結晶焼鈍の目的が異なる。 【００１５】本発明鋼では脱炭が不必要であるので、再
結晶焼鈍は非脱炭性雰囲気で完了させれば良い。この場
合、再結晶粒成長が完了するまでは、できるだけ還元性
の雰囲気とした後、引き続き窒化処理を連続的に行う
が、この窒化処理前の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．
０６以上４．０以下とすることで、二次再結晶が安定
し、かつ良好な磁気特性が得られる。即ちこのような雰
囲気制御を行うことで窒化処理後の窒素量を１５０ppm
>から１５００ppm に容易に制御可能となる。この理由
は、このような雰囲気で熱処理することで、窒化し易い
表面性状となり、窒化が容易となるためである。 【００１６】以上成分及び２回冷延、一次再結晶焼鈍の
各条件及び窒化処理後の窒素量を組み合わせることで、
本発明では二次再結晶を安定させ、かつ磁束密度を１．
８Tesla 以上確保できる。その冶金学的原理については
現時点では必ずしも明確ではない。現時点では実験事実
からその組み合わせ効果が生じる理由を以下の如く解釈
している。先ず成分について述べる。Ｓｎが０．０１〜
０．３％含まれると（１１０）〔００１〕方位の二次
再結晶核となる可能性のある結晶粒が増加し、二次再
結晶粒以外の結晶粒の成長を阻止する作用効果のあるこ
とが分かった。この場合，の効果はＳｎが０．０１
％以上あれば顕著となり、Ｓｎが増すほどその効果が大
きくなることが分かった。従ってＳｎは多いほど良いが
上限を０．３％としたのはこれ以上の添加では一次再結
晶焼鈍後の窒化が阻害され結果としてインヒビターの強
度が弱まるためである。本発明における窒化処理後の窒
素含有量は分析値で１５０ppm から１５００ppm あれ
ば、二次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られる。
従ってＳｎの添加量が０．３％を超えても、窒化処理後
１５０ppm 以上あればＳｎの添加量は０．３％以上あっ
ても良いのはいうまでもない。 【００１７】次にＳを０．００２〜０．０６０％の範囲
に限定したのは、の効果が発現するためである。即ち
本発明素材成分においてはＳが０．００２％未満では二
次再結晶粒が発現し難くなったり、二次再結晶した場合
も（１１０）〔００１〕から外れた二次再結晶粒の発現
が多くなることを見いだした。即ち本成分系においては
Ｓはの効果を与えると解釈される。そのメカニズムは
明瞭ではないが、Ｓが０．００２％以上存在する場合は
固溶Ｓと微細なＳ系硫化物がの効果を発現するものと
解釈している。Ｓは０．０６％でも効果があるが、Ｓが
多い場合熱延工程で割れが発生し易いので本発明では上
限を０．０６０％としたものである。 【００１８】本発明において、Ｍｎ量は０．０５〜０．
３％とすることが、二次再結晶の発現に好ましい。これ
は、Ｍｎ系硫化物の形成によるものであり、Ｍｎ量が
０．０５％以下でもＭｎ系硫化物は形成されるが、二次
再結晶の発現に対する効果が少なくなること、また逆に
０．３％を超えるとＭｎ系硫化物のサイズが大きくなり
すぎて、磁束密度の高い二次再結晶粒が成長し難くなる
ためである。 【００１９】次に先行発明と異なる一次再結晶焼鈍条件
を選択した冶金学的理由を述べる。先にも述べた如く、
先行技術では一次再結晶焼鈍工程において８２０℃から
８６０℃で１２０秒以上、脱炭性雰囲気下での加熱が必
要である。この場合加熱温度が９００℃以上では、脱炭
に有害な層が鋼板表面に形成され、脱炭し難くなるの
で、加熱温度は９００℃以下に抑えられている。この脱
炭焼鈍工程では鋼板表面部に内部酸化層が形成され、こ
の内部酸化層は仕上焼鈍工程で形態を変化させるが最終
製品まで残存し、磁気特性特に鉄損を劣化させる。しか
るに本発明鋼板では一次再結晶焼鈍では再結晶させるこ
とが主目的であるので、このような製品の鉄損に悪影響
を与える原因となる内部酸化の形成を抑える雰囲気で再
結晶温度以上で加熱すれば良いので良好な磁気特性を得
ることが容易となる。このため加熱温度の上限はなく、
加熱時間も短時間でも良い。 【００２０】加熱温度は再結晶さえすれば良いので７０
０℃以上であれば良いが、加熱温度を８００℃以上とし
たのは、これ以下の温度で一次再結晶させた場合、加熱
時間が短いと一次再結晶粒径が小さいため、結果として
製品の磁束密度が低下する場合があるからである。 【００２１】加熱温度の上限を１０００℃以下としたの
はこれ以上の加熱温度でも良好な磁気特性が得られる
が、時として磁気特性が劣化する等安定して良好な特性
が得られない場合があることと、このような高温で加熱
することは不経済なためである。加熱時間は１秒以上と
したのは、これ以上の時間であれば良好な磁気と特性が
得られるためであり、上限を２００秒以下としたのは、
これ以上の加熱時間でも良好な磁気特性が得られるが、
加熱時間が長すぎると引き続く窒化処理に不利な表面性
状となり、結果として製品の磁気特性が劣化する等安定
して良好な特性が得られない場合があることと、長時間
加熱することは不経済であるためである。この場合加熱
前段の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 は０．０６以下とし、
しかる後に窒化処理開始前の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2
を０．０６以上４．０以下とすることが好ましい。 【００２２】このような雰囲気で処理することで製品の
磁気特性が向上することと、引き続き窒化工程で窒化し
易くなるので、成分的に窒化され難い元素が添加されて
いる場合特に有効である。以上成分効果と一次再結晶焼
鈍の効果が相俟って、先行技術では不可能なＣ；０．０
０５％以下の素材を出発材として二次再結晶が安定し、
かつ磁束密度が１．８Tesla 以上の方向性珪素鋼板の製
造が可能となったと考えている。以下本発明におけるそ
の他の成分、熱延条件、熱延以降の処理条件について述
べる。 【００２３】Ｓｉは含有量が多いほど固有抵抗が増加し
て製品の渦流損を減少させるので、渦流損を減少させる
ためにはＳｉは多いほど良い。Ｓｉを２％以上と限定し
たのはこれ以下では渦流損が大きく好ましくないので下
限を２％としたものである。しかしＳｉは添加量が増す
ほど冷間圧延工程で割れ易くなる。この傾向はＣが高い
ほど顕著となる。本発明鋼は冷間圧延工程ではＣが既に
０．００４％以下であるので、従来の素材と較べ割れ難
いが、Ｓｉ４．５％以上では冷間圧延に特別の工夫が必
要で経済的に製造するという本発明の目的にそれるので
上限を４．５％とした。 【００２４】Ａｌは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成しインヒビ
ターとして働くが、酸可溶性Ａｌとして０．０１％以上
ないとその効果が発揮されないので下限を０．０１％と
した。上限を０．０８％としたのはこれ以上のＡｌが存
在するとインヒビターとして有効に働かなくなるためで
ある。Ｎは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成しインヒビターとし
て働くが、スラブの段階で０．０１％以上ないとその効
果が発揮されないので下限を０．００１％とした。上限
を０．０２％としたのはこれ以上含まれるとブリスター
と呼ばれる表面傷が発生するためである。 【００２５】粗熱延開始温度が１２００℃以上となると
本発明成分では二次再結晶が不安定になり、二次再結晶
が安定して製品の磁束密度は１．８０Tesla 以下になる
確率が増加し工業的な製造方法として採用できない。二
次再結晶が不安定となるのは、高温熱延では結晶粒径が
大きいため、熱延工程での再結晶が不十分なことに起因
し、二次再結晶しても磁束密度が低いのは、高温加熱に
起因して、一次再結晶結晶粒が小さくなり、その結果二
次再結晶温度が低下し方位の悪い二次再結晶粒が発現す
ることによる。粗熱延開始温度が１０００℃以下でも良
好な磁気特性が得られるが、熱延に要するエネルギーが
多く必要で、かつ熱延時に鋼板表面に傷が入り易くなる
ので経済的でないため、粗熱延開始温度を１０００℃以
上とした。 【００２６】仕上焼鈍の雰囲気は従来の方向性電磁鋼板
の仕上焼鈍同様で良い。しかし仕上焼鈍昇温過程の窒素
を５０％以上の雰囲気で焼鈍すると、安定して良好な磁
気特性が得られるので仕上焼鈍の昇温過程における８０
０℃以上の領域で窒素５０％以上の雰囲気で加熱するこ
とが好ましい。この場合８００℃以上と限定したのは、
これ以下の温度では影響が少ないためである。窒素量は
１００％でも良いが、全く水素を含まない場合雰囲気中
に酸素等が混入すると、鋼板が酸化される場合もあり、
好ましくないので数％の水素を混入させておくことが好
ましい。 【００２７】ところで本発明鋼の窒素含有量は、先に説
明した如く熱延鋼帯の状態では０．０１％以上、０．０
２０％以下の範囲であれば良いが、仕上焼鈍前の状態で
は０．００６％以上が望ましい。これは仕上焼鈍前の状
態で窒素が０．００６％以下では二次再結晶が発現し難
くなる傾向が生じたり、二次再結晶が発現しても磁束密
度が著しく悪くなるためである。窒素含有量が低い場合
二次再結晶が発現し難くなるのは窒化物としてのインヒ
ビターが不足するため、いろいろの方位を持った結晶粒
が成長するためであり、二次再結晶が発現しても磁束密
度が低いのは、窒化物としてのインヒビターが不足する
ため、二次再結晶が低温で発現し、その場合の二次再結
晶方位は（１１０）〔００１〕方位以外の二次再結晶粒
である確率が高くなるためである。 【００２８】以下本発明の実施態様を述べる。Ｃ：０．
０００５〜０．００４％、Ｓｉ：２．０〜４．５％、酸
可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００
１〜０．０２０％、Ｓｎ：０．０１０〜０．３％、Ｓ：
０．００２〜０．０６０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる溶鋼を通常の工程もしくは、連続鋳造してス
ラブとした後、１２００℃から１０００℃の温度域から
熱間圧延して熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯とする。この
熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯は、熱延板焼鈍を行うこと
なく、冷延率１５％から８０％の範囲で冷間圧延された
後、７００℃〜１１００℃の温度域での焼鈍が行われ
る。焼鈍された鋼板は、再び４０％から９５％の範囲で
冷間圧延される。冷間圧延後は８００℃〜１０００℃の
温度域で一次再結晶焼鈍される。 【００２９】この焼鈍の後段でインヒビター強化のため
アンモニア含有雰囲気による窒化処理を行う。次いで再
結晶板は、焼鈍分離剤が塗布されて仕上焼鈍炉に入る。
仕上焼鈍の昇温速度は、通常の一方向性電磁鋼板のそれ
と同様である。仕上焼鈍の昇温時の雰囲気も通常の一方
向性電磁鋼板のそれと同様、中性あるいは還元性である
が、８００℃を超える温度域では窒素分圧を５０％以上
とすることが好ましい。なお、窒素分圧調整のためアル
ゴン、ヘリウム等の不活性ガスを混合することは何等差
し障りない。二次再結晶完了後、純化のため１００％水
素で高温（約１２００℃）保持される。仕上焼鈍終了
後、必要に応じてレーザービーム照射等の磁区細分化処
理を行う。 【００３０】 【実施例】Ｃ：０．００３０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍ
ｎ：０．０９８％、Ｐ：０．０２６％、Ａｌ：０．０２
７％、Ｓ：０．００７２％、Ｃｒ：０．１１％、Ｃｕ：
０．０１１％、Ｓｎ：０．０８％、Ｎ：０．００７％を
主成分としたスラブを１１００℃の温度で２時間加熱
後、粗圧延、仕上圧延を経て厚さ３．３mmの熱延板とし
た（Ａ）。比較のため厚み２．３mmの熱延板も試作した
（Ｂ）。材料Ａは酸洗後直ちに２．３mmまで冷延（冷延
率３０％）した後９００℃で２分間加熱し水冷した。酸
洗後冷間圧延を行い厚さ０．３０mmとした。次に表１に
示した温度、時間で一次再結晶後、冷却過程でＮ2 −Ｈ
2 −ＮＨ3 の雰囲気で連続的に窒化処理した。次にＭｇ
Ｏを塗布し９５％Ｎ2 −Ｈ2 の雰囲気で昇温速度１５℃
／hrで１２００℃まで加熱後、１００％Ｈ2 雰囲気で２
０時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼鈍を行い磁気特
性を測定した。結果を表１に示す。 【００３１】材料Ｂは熱延後９００℃で２分間加熱し水
冷した。酸洗後冷間圧延を行い、厚さ０．３０mmとし
た。次に表１に示した温度、時間で一次再結晶後、冷却
過程でＮ2 −Ｈ2 −ＮＨ3 の雰囲気で連続的に窒化処理
した。次にＭｇＯを塗布し９５％Ｎ2 −Ｈ2 の雰囲気で
昇温速度１５℃／hrで１２００℃まで加熱後、１００％
Ｈ2 雰囲気で２０時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼
鈍を行い磁気特性を測定した。結果を表１に示す。 【００３２】表に示したように発明品は比較材と比べ鉄
損、磁束密度共に良好であった。鉄損が良好であったの
は比較材と比べて二次再結晶粒径が小さいためと考えら
れる。 【００３３】 【表１】【００３４】 【発明の効果】本発明により、スラブの状態で０．００
４％以下のＣを含有した珪素鋼を素材として磁気特性の
優れた珪素鋼板が安価に容易に得られる技術が提供され
た。
方向性電磁鋼板と云う）に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】方向性電磁鋼板の製造においては熱延鋼
帯は必要に応じて焼鈍後１回または中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延を行い、所定の板厚とし、次いで一次再
結晶焼鈍を行った後焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施
すことで行われている。この一次再結晶焼鈍では脱炭も
行われているのが一般である。しかるに近年溶鋼の状態
で脱炭した素材を使い、一次再結晶焼鈍工程での脱炭を
省略した技術が数多く報告されている。例えば特開昭５
４−１１２３１７、特開昭５５−０７３８１８、特開昭
５７−１１４６１４、特開昭５７−２０７１１４、特開
昭５８−１００６２７、特開昭６１−９１３１９、特開
昭６２−８３４２１、特開平１−１１９６４４、特開平
１−２１２７２１、特開平１−３０９９２３、特開平１
−３０９９２４、特開平２−３０７１４、特開平２−１
４１５３２、特開平３−１１１５１６、特開平３−２８
７７２１、特開平５−９６６６号公報等数多く存在す
る。しかしながらこれらの技術で方向性電磁鋼板を安定
して製造するためには製造条件を厳密に制御する必要が
ある。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、方向性電磁
鋼板を安定して製造する方法を提供するものである。 【０００４】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、Ｃ：
０．０００５〜０．００４重量％（以下％と略記す
る）、Ｓｉ：２．０〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０
１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓ：０．００２０〜０．０６０％、Ｓｎ：０．０１〜
０．３％の成分を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
を含んだ珪素鋼スラブを１０００℃から１２００℃の温
度域で粗圧延を開始し、引き続き仕上圧延を行って熱延
鋼帯とした後、熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延圧
下率１５％以上８０％以下の冷間圧延を行った後、７０
０℃から１１００℃の温度域で焼鈍を行った後、４０％
以上９５％以下の圧下率で所定の板厚とし、８００℃か
ら１０００℃の温度域で１秒以上２００秒以内加熱後、
鋼板を走行せしめる状態で窒化処理をし、焼鈍分離剤を
塗布し、仕上焼鈍を施すことにある。この場合一次再結
晶焼鈍の少なくとも加熱後段の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H
2 を０．０６以上４．０以下とした後、窒化処理を行う
ことで、所望の窒化が効率的に行われる。 【０００５】即ち本発明においては窒化処理後の窒素含
有量は１５０ppm から１５００ppmの範囲にあることが
磁気特性の優れた二次再結晶方位を発現させ、そのため
に、一次再結晶焼鈍鋼板の雰囲気をこのように制御する
ことが好ましい。またこのように窒化を行っても、仕上
焼鈍の雰囲気の窒素分圧が５０％以下では形成された窒
化物がインヒビターとして有効に働かない場合があるの
で、該仕上焼鈍の昇温過程８００℃以上で窒素分圧５０
％以上とすることが好ましい。 【０００６】以下本発明について詳細に説明する。一次
再結晶焼鈍工程では脱炭を行わないで一方向性電磁鋼板
を製造する方法として発明者らは特開昭５７−１１４６
１４号公報で開示した技術を開発したが、この方法では
磁束密度が比較的低いという欠点があった（実施例Ｂ8
＝１．８８）。また磁束密度が高い鋼板を製造する技術
として特開昭５７−８９４３９号公報（実施例Ｂ8 ＝
１．９７）や、特開昭５７−２０７１１４号公報（実施
例Ｂ8＝１．９４）も開発されたが、安定してこのよう
な高い磁束密度が得られない場合が存在した。その原因
について鋭意研究し、Ｃ：０．０００５〜０．００４
％、Ｓｉ：２．０〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
０〜０．０８０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓ：０．００２０〜０．０６０％、Ｓｎ：０．０１〜
０．３％の成分を含有した珪素鋼スラブを１０００℃か
ら１２００℃の温度域で粗圧延を開始し、仕上圧延を行
って熱延鋼帯とした後熱延板焼鈍を施すことなく、冷間
圧延圧下率１５％以上８０％以下の冷間圧延を行った
後、７００℃から１１００℃の温度域で短時間焼鈍を行
った後４０％以上９５％以下の圧下率で所定の板厚と
し、８００℃から１０００℃の温度域で１秒以上２００
秒以内加熱後鋼板を走行せしめる状態で窒化処理をし、
焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施すことにある。この
場合一次再結晶焼鈍の加熱後段の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ
H2 を０．０６以上４．０以下とした後、窒化処理を行
うことで、所望の窒化が効率的に行われる。 【０００７】先に述べたように本発明においては窒化処
理後の窒素含有量は１５０ppm から１５００ppm の範囲
にあることが磁気特性の優れた二次再結晶方位を発現さ
せそのため、一次再結晶焼鈍の加熱後段の雰囲気のＰ H
2 O ／Ｐ H2 を０．０６以上４．０以下とすることが好
ましい。窒素量の下限を１５０ppm としたのはこれ以下
の窒素量では時として二次再結晶が発現しない場合や、
発現しても磁気特性の著しく悪い結晶方位を持った二次
再結晶粒が発現するためであり、１５００ppm以下とし
たのはこれ以上の窒素量としても二次再結晶は安定して
発現するが、これ以上の窒素量とするためには窒化に特
別の工夫が必要であるので１５００ppmとしたものであ
る。また仕上焼鈍の雰囲気の窒素分圧が５０％以下では
形成された窒化物がインヒビターとして有効に働かない
場合があるので該仕上焼鈍の昇温過程８００℃以上で窒
素分圧５０％以上とすることが好ましいことを発見し、
本発明を完成させた。 【０００８】熱延板を直ちに冷延後７００℃から１１０
０℃の温度域で焼鈍を行う（この熱処理を中間焼鈍と呼
ぶ）理由は先ず第１に再結晶させることで熱延組織を破
壊し、結晶粒を微細化することにある。この場合冷延率
を１５％以上としたのはこれ以下の圧下率では、この短
時間焼鈍で再結晶粒が微細化しないためであり、８０％
以下としたのはこれ以上の圧下率でも微細化効果は向上
するが、これ以上高い圧下率とすると、熱延板の厚みを
厚くしないと、２回目の冷間圧下率を高くとれない場合
があり、このような厚い熱延板を所定の厚みまで圧延す
ることは経済的でないので、上限を８０％とした。 【０００９】第２の理由はこの中間焼鈍でＡｌＮの析出
を指向したものである。ＡｌＮは冷間圧延歪を付与する
ことで、この中間焼鈍で析出が促進される。中間焼鈍温
度を７００℃以上としたのはこれ以下ではＡｌＮの析出
効果も少なく、また再結晶も起き難く、１１００℃以下
としたのは、これ以上高温では、再結晶粒が粗大化し
て、二次再結晶の発現に適した一次再結晶集合組織が形
成されなくなることと、ＡｌＮの析出効果が不十分とな
る。 【００１０】本発明においてはこの中間焼鈍後再び、４
０％以上９５％以下の冷延率で冷間圧延を行った後、一
次再結晶焼鈍を行う。冷延率を４０％以上としたのはこ
れ以下の冷延率では、一次再結晶で（１１０）〔００
１〕に喰われ易い結晶方位の発達が不十分で、高い磁束
密度が得られないためであり、９５％以下としたのはこ
れ以上の圧下率では、一次再結晶で核となる（１１０）
〔００１〕方位粒の発達が不十分となり、高い磁束密度
が得られないためである。 【００１１】方向性電磁鋼板の製造法で特開平２−７７
５２５号公報で開示された先行技術がある。その先行技
術においては、脱炭焼鈍後鋼板を走行せしめる状態下で
窒化処理をし、焼鈍分離剤を塗布した後高温仕上焼鈍を
することを特徴としている。本発明における粗熱延開始
温度は１２００℃以下であり、この条件もこの先行技術
と同一である。本発明とこの先行技術が構成上最も異な
る点は先ず第１に本発明は中間焼鈍を挟んだ２回冷延工
程であることであり、第２に鋼成分、第３に一次再結晶
焼鈍条件である。 【００１２】先行発明においてはＳｎは添加されていな
いが、本発明においてはＳｎを０．０１％から０．３％
の範囲で添加されており、Ｓｎを積極的に活用している
ところが成分で異なる第１の点である。またこの先行発
明ではＳが０．０１２％以上含まれている場合は二次再
結晶不良になるので、Ｓは好ましくは０．００７％以下
としている。しかるに本発明においてＳは０．０１０％
以上でも良好な二次再結晶が発現し、０．０４％程度ま
ではＳは高いほど二次再結晶が安定する。本発明とこの
先行技術がＳの作用効果の点で全く異なる。Ｓの範囲及
びその作用効果が異なる点が成分で異なる第２の点であ
る。 【００１３】先行発明ではＣは０．０２５％以下では二
次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合でも
製品の磁束密度が１．８Tesla と低下するとしている。
本発明においては熱間圧延以前の状態ですでにＣが０．
００４％以下であるが、二次再結晶は安定であり、磁束
密度も１．８Tesla 以上の高い値を示す。一次再結晶前
のＣ量が異なる点が先行発明と成分で異なる第３の点で
ある。方向性珪素鋼板は一般に熱延工程ではα，γ２相
組織であり、２相組織であれば冷延前の結晶粒は微細化
される。Ｃが低くα単相であると、先行発明に述べてあ
るように二次再結晶が不安定となる。しかし本発明の如
く中間焼鈍を施せば、結晶粒が微細化できこの問題は解
決できる。更に焼鈍を施すことにより、二次再結晶核が
増加し、二次再結晶粒径が微細化する効果がある。 【００１４】本発明のインヒビターとしては硫化物と窒
化物の双方及び固溶Ｓｎを活用するところが本発明と先
行発明で成分構成が異なってくる理由である。本発明で
は一次再結晶焼鈍前にＣが０．００４％以下、Ｓが０．
００２０％以上でＳｎが０．０１％から０．３％の範囲
で含有されている鋼板を８００℃以上の温度で脱炭焼鈍
することなく一次再結晶焼鈍させた後窒化処理すること
にある。先行技術では一次再結晶焼鈍前にＣ：０．０２
５％から０．０７５％以下含有されている鋼板を再結晶
させ、引き続き水蒸気を含んだ雰囲気中で８００℃から
８５０℃の温度で１２０秒以上加熱して脱炭を行い、し
かる後に窒化処理を行っている。即ち本発明と先行発明
においては、鋼成分、一次再結晶焼鈍の目的が異なる。 【００１５】本発明鋼では脱炭が不必要であるので、再
結晶焼鈍は非脱炭性雰囲気で完了させれば良い。この場
合、再結晶粒成長が完了するまでは、できるだけ還元性
の雰囲気とした後、引き続き窒化処理を連続的に行う
が、この窒化処理前の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．
０６以上４．０以下とすることで、二次再結晶が安定
し、かつ良好な磁気特性が得られる。即ちこのような雰
囲気制御を行うことで窒化処理後の窒素量を１５０ppm
>から１５００ppm に容易に制御可能となる。この理由
は、このような雰囲気で熱処理することで、窒化し易い
表面性状となり、窒化が容易となるためである。 【００１６】以上成分及び２回冷延、一次再結晶焼鈍の
各条件及び窒化処理後の窒素量を組み合わせることで、
本発明では二次再結晶を安定させ、かつ磁束密度を１．
８Tesla 以上確保できる。その冶金学的原理については
現時点では必ずしも明確ではない。現時点では実験事実
からその組み合わせ効果が生じる理由を以下の如く解釈
している。先ず成分について述べる。Ｓｎが０．０１〜
０．３％含まれると（１１０）〔００１〕方位の二次
再結晶核となる可能性のある結晶粒が増加し、二次再
結晶粒以外の結晶粒の成長を阻止する作用効果のあるこ
とが分かった。この場合，の効果はＳｎが０．０１
％以上あれば顕著となり、Ｓｎが増すほどその効果が大
きくなることが分かった。従ってＳｎは多いほど良いが
上限を０．３％としたのはこれ以上の添加では一次再結
晶焼鈍後の窒化が阻害され結果としてインヒビターの強
度が弱まるためである。本発明における窒化処理後の窒
素含有量は分析値で１５０ppm から１５００ppm あれ
ば、二次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られる。
従ってＳｎの添加量が０．３％を超えても、窒化処理後
１５０ppm 以上あればＳｎの添加量は０．３％以上あっ
ても良いのはいうまでもない。 【００１７】次にＳを０．００２〜０．０６０％の範囲
に限定したのは、の効果が発現するためである。即ち
本発明素材成分においてはＳが０．００２％未満では二
次再結晶粒が発現し難くなったり、二次再結晶した場合
も（１１０）〔００１〕から外れた二次再結晶粒の発現
が多くなることを見いだした。即ち本成分系においては
Ｓはの効果を与えると解釈される。そのメカニズムは
明瞭ではないが、Ｓが０．００２％以上存在する場合は
固溶Ｓと微細なＳ系硫化物がの効果を発現するものと
解釈している。Ｓは０．０６％でも効果があるが、Ｓが
多い場合熱延工程で割れが発生し易いので本発明では上
限を０．０６０％としたものである。 【００１８】本発明において、Ｍｎ量は０．０５〜０．
３％とすることが、二次再結晶の発現に好ましい。これ
は、Ｍｎ系硫化物の形成によるものであり、Ｍｎ量が
０．０５％以下でもＭｎ系硫化物は形成されるが、二次
再結晶の発現に対する効果が少なくなること、また逆に
０．３％を超えるとＭｎ系硫化物のサイズが大きくなり
すぎて、磁束密度の高い二次再結晶粒が成長し難くなる
ためである。 【００１９】次に先行発明と異なる一次再結晶焼鈍条件
を選択した冶金学的理由を述べる。先にも述べた如く、
先行技術では一次再結晶焼鈍工程において８２０℃から
８６０℃で１２０秒以上、脱炭性雰囲気下での加熱が必
要である。この場合加熱温度が９００℃以上では、脱炭
に有害な層が鋼板表面に形成され、脱炭し難くなるの
で、加熱温度は９００℃以下に抑えられている。この脱
炭焼鈍工程では鋼板表面部に内部酸化層が形成され、こ
の内部酸化層は仕上焼鈍工程で形態を変化させるが最終
製品まで残存し、磁気特性特に鉄損を劣化させる。しか
るに本発明鋼板では一次再結晶焼鈍では再結晶させるこ
とが主目的であるので、このような製品の鉄損に悪影響
を与える原因となる内部酸化の形成を抑える雰囲気で再
結晶温度以上で加熱すれば良いので良好な磁気特性を得
ることが容易となる。このため加熱温度の上限はなく、
加熱時間も短時間でも良い。 【００２０】加熱温度は再結晶さえすれば良いので７０
０℃以上であれば良いが、加熱温度を８００℃以上とし
たのは、これ以下の温度で一次再結晶させた場合、加熱
時間が短いと一次再結晶粒径が小さいため、結果として
製品の磁束密度が低下する場合があるからである。 【００２１】加熱温度の上限を１０００℃以下としたの
はこれ以上の加熱温度でも良好な磁気特性が得られる
が、時として磁気特性が劣化する等安定して良好な特性
が得られない場合があることと、このような高温で加熱
することは不経済なためである。加熱時間は１秒以上と
したのは、これ以上の時間であれば良好な磁気と特性が
得られるためであり、上限を２００秒以下としたのは、
これ以上の加熱時間でも良好な磁気特性が得られるが、
加熱時間が長すぎると引き続く窒化処理に不利な表面性
状となり、結果として製品の磁気特性が劣化する等安定
して良好な特性が得られない場合があることと、長時間
加熱することは不経済であるためである。この場合加熱
前段の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2 は０．０６以下とし、
しかる後に窒化処理開始前の雰囲気のＰ H2 O ／Ｐ H2
を０．０６以上４．０以下とすることが好ましい。 【００２２】このような雰囲気で処理することで製品の
磁気特性が向上することと、引き続き窒化工程で窒化し
易くなるので、成分的に窒化され難い元素が添加されて
いる場合特に有効である。以上成分効果と一次再結晶焼
鈍の効果が相俟って、先行技術では不可能なＣ；０．０
０５％以下の素材を出発材として二次再結晶が安定し、
かつ磁束密度が１．８Tesla 以上の方向性珪素鋼板の製
造が可能となったと考えている。以下本発明におけるそ
の他の成分、熱延条件、熱延以降の処理条件について述
べる。 【００２３】Ｓｉは含有量が多いほど固有抵抗が増加し
て製品の渦流損を減少させるので、渦流損を減少させる
ためにはＳｉは多いほど良い。Ｓｉを２％以上と限定し
たのはこれ以下では渦流損が大きく好ましくないので下
限を２％としたものである。しかしＳｉは添加量が増す
ほど冷間圧延工程で割れ易くなる。この傾向はＣが高い
ほど顕著となる。本発明鋼は冷間圧延工程ではＣが既に
０．００４％以下であるので、従来の素材と較べ割れ難
いが、Ｓｉ４．５％以上では冷間圧延に特別の工夫が必
要で経済的に製造するという本発明の目的にそれるので
上限を４．５％とした。 【００２４】Ａｌは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成しインヒビ
ターとして働くが、酸可溶性Ａｌとして０．０１％以上
ないとその効果が発揮されないので下限を０．０１％と
した。上限を０．０８％としたのはこれ以上のＡｌが存
在するとインヒビターとして有効に働かなくなるためで
ある。Ｎは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成しインヒビターとし
て働くが、スラブの段階で０．０１％以上ないとその効
果が発揮されないので下限を０．００１％とした。上限
を０．０２％としたのはこれ以上含まれるとブリスター
と呼ばれる表面傷が発生するためである。 【００２５】粗熱延開始温度が１２００℃以上となると
本発明成分では二次再結晶が不安定になり、二次再結晶
が安定して製品の磁束密度は１．８０Tesla 以下になる
確率が増加し工業的な製造方法として採用できない。二
次再結晶が不安定となるのは、高温熱延では結晶粒径が
大きいため、熱延工程での再結晶が不十分なことに起因
し、二次再結晶しても磁束密度が低いのは、高温加熱に
起因して、一次再結晶結晶粒が小さくなり、その結果二
次再結晶温度が低下し方位の悪い二次再結晶粒が発現す
ることによる。粗熱延開始温度が１０００℃以下でも良
好な磁気特性が得られるが、熱延に要するエネルギーが
多く必要で、かつ熱延時に鋼板表面に傷が入り易くなる
ので経済的でないため、粗熱延開始温度を１０００℃以
上とした。 【００２６】仕上焼鈍の雰囲気は従来の方向性電磁鋼板
の仕上焼鈍同様で良い。しかし仕上焼鈍昇温過程の窒素
を５０％以上の雰囲気で焼鈍すると、安定して良好な磁
気特性が得られるので仕上焼鈍の昇温過程における８０
０℃以上の領域で窒素５０％以上の雰囲気で加熱するこ
とが好ましい。この場合８００℃以上と限定したのは、
これ以下の温度では影響が少ないためである。窒素量は
１００％でも良いが、全く水素を含まない場合雰囲気中
に酸素等が混入すると、鋼板が酸化される場合もあり、
好ましくないので数％の水素を混入させておくことが好
ましい。 【００２７】ところで本発明鋼の窒素含有量は、先に説
明した如く熱延鋼帯の状態では０．０１％以上、０．０
２０％以下の範囲であれば良いが、仕上焼鈍前の状態で
は０．００６％以上が望ましい。これは仕上焼鈍前の状
態で窒素が０．００６％以下では二次再結晶が発現し難
くなる傾向が生じたり、二次再結晶が発現しても磁束密
度が著しく悪くなるためである。窒素含有量が低い場合
二次再結晶が発現し難くなるのは窒化物としてのインヒ
ビターが不足するため、いろいろの方位を持った結晶粒
が成長するためであり、二次再結晶が発現しても磁束密
度が低いのは、窒化物としてのインヒビターが不足する
ため、二次再結晶が低温で発現し、その場合の二次再結
晶方位は（１１０）〔００１〕方位以外の二次再結晶粒
である確率が高くなるためである。 【００２８】以下本発明の実施態様を述べる。Ｃ：０．
０００５〜０．００４％、Ｓｉ：２．０〜４．５％、酸
可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００
１〜０．０２０％、Ｓｎ：０．０１０〜０．３％、Ｓ：
０．００２〜０．０６０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる溶鋼を通常の工程もしくは、連続鋳造してス
ラブとした後、１２００℃から１０００℃の温度域から
熱間圧延して熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯とする。この
熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯は、熱延板焼鈍を行うこと
なく、冷延率１５％から８０％の範囲で冷間圧延された
後、７００℃〜１１００℃の温度域での焼鈍が行われ
る。焼鈍された鋼板は、再び４０％から９５％の範囲で
冷間圧延される。冷間圧延後は８００℃〜１０００℃の
温度域で一次再結晶焼鈍される。 【００２９】この焼鈍の後段でインヒビター強化のため
アンモニア含有雰囲気による窒化処理を行う。次いで再
結晶板は、焼鈍分離剤が塗布されて仕上焼鈍炉に入る。
仕上焼鈍の昇温速度は、通常の一方向性電磁鋼板のそれ
と同様である。仕上焼鈍の昇温時の雰囲気も通常の一方
向性電磁鋼板のそれと同様、中性あるいは還元性である
が、８００℃を超える温度域では窒素分圧を５０％以上
とすることが好ましい。なお、窒素分圧調整のためアル
ゴン、ヘリウム等の不活性ガスを混合することは何等差
し障りない。二次再結晶完了後、純化のため１００％水
素で高温（約１２００℃）保持される。仕上焼鈍終了
後、必要に応じてレーザービーム照射等の磁区細分化処
理を行う。 【００３０】 【実施例】Ｃ：０．００３０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍ
ｎ：０．０９８％、Ｐ：０．０２６％、Ａｌ：０．０２
７％、Ｓ：０．００７２％、Ｃｒ：０．１１％、Ｃｕ：
０．０１１％、Ｓｎ：０．０８％、Ｎ：０．００７％を
主成分としたスラブを１１００℃の温度で２時間加熱
後、粗圧延、仕上圧延を経て厚さ３．３mmの熱延板とし
た（Ａ）。比較のため厚み２．３mmの熱延板も試作した
（Ｂ）。材料Ａは酸洗後直ちに２．３mmまで冷延（冷延
率３０％）した後９００℃で２分間加熱し水冷した。酸
洗後冷間圧延を行い厚さ０．３０mmとした。次に表１に
示した温度、時間で一次再結晶後、冷却過程でＮ2 −Ｈ
2 −ＮＨ3 の雰囲気で連続的に窒化処理した。次にＭｇ
Ｏを塗布し９５％Ｎ2 −Ｈ2 の雰囲気で昇温速度１５℃
／hrで１２００℃まで加熱後、１００％Ｈ2 雰囲気で２
０時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼鈍を行い磁気特
性を測定した。結果を表１に示す。 【００３１】材料Ｂは熱延後９００℃で２分間加熱し水
冷した。酸洗後冷間圧延を行い、厚さ０．３０mmとし
た。次に表１に示した温度、時間で一次再結晶後、冷却
過程でＮ2 −Ｈ2 −ＮＨ3 の雰囲気で連続的に窒化処理
した。次にＭｇＯを塗布し９５％Ｎ2 −Ｈ2 の雰囲気で
昇温速度１５℃／hrで１２００℃まで加熱後、１００％
Ｈ2 雰囲気で２０時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼
鈍を行い磁気特性を測定した。結果を表１に示す。 【００３２】表に示したように発明品は比較材と比べ鉄
損、磁束密度共に良好であった。鉄損が良好であったの
は比較材と比べて二次再結晶粒径が小さいためと考えら
れる。 【００３３】 【表１】【００３４】 【発明の効果】本発明により、スラブの状態で０．００
４％以下のＣを含有した珪素鋼を素材として磁気特性の
優れた珪素鋼板が安価に容易に得られる技術が提供され
た。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−9666（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−77525（ＪＰ，Ａ)
(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 (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０００５〜０．００４％、 Ｓｉ：２．０〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、 Ｓ ：０．００２０〜０．０６０％、 Ｓｎ：０．０１〜０．３％、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含んだ珪素鋼スラブを１
０００℃から１２００℃の温度域で粗圧延を開始し、引
き続き仕上圧延を行って熱延鋼帯とした後、熱延板焼鈍
を施すことなく、冷間圧延圧下率１５％以上８０％以下
の冷間圧延を行った後、７００℃から１１００℃の温度
域で焼鈍を行った後、４０％以上９５％以下の圧下率で
所定の板厚とし、８００℃から１０００℃の温度域で１
秒以上２００秒以内加熱後、一次再結晶焼鈍の少なくと
も加熱後段の雰囲気のＰ H 2 O ／Ｐ H 2 を０．０６以上
０．４以下とした後、鋼板を走行せしめる状態で窒化処
理をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施すことを特
徴とする方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00009794A JP3443151B2 (ja) | 1994-01-05 | 1994-01-05 | 方向性珪素鋼板の製造方法 |
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