JPH05125446A - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH05125446A JPH05125446A JP3281072A JP28107291A JPH05125446A JP H05125446 A JPH05125446 A JP H05125446A JP 3281072 A JP3281072 A JP 3281072A JP 28107291 A JP28107291 A JP 28107291A JP H05125446 A JPH05125446 A JP H05125446A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法を提
案するものである。 【構成】 ＳＬ基本成分及びこれにＳｎ：０．０２〜
０．１５％を添加した鋼塊を１２００℃以下の温度で熱
延し、熱延板焼鈍をした後８０％以上の圧延率で冷延
し、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上焼鈍をする一連のＳＬプ
ロセスにおいて、熱延板焼鈍温度Ｔを１２４０−２．１
ＡｌＲ＞１３１０−１．８ＡｌＲの範囲になるように設
定し、１８０秒以内均熱した後、８００℃〜９５０℃に
３０秒〜３００秒以内滞留させた後急冷することを特徴
とする。 （ＡｌＲ：酸可溶性〔Ａｌ〕−２７／１４〔Ｎ〕） 【効果】 〔Ａｌ〕，〔Ｎ〕の変動に影響されない高磁
束密度一方向性電磁鋼板を製造する。
案するものである。 【構成】 ＳＬ基本成分及びこれにＳｎ：０．０２〜
０．１５％を添加した鋼塊を１２００℃以下の温度で熱
延し、熱延板焼鈍をした後８０％以上の圧延率で冷延
し、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上焼鈍をする一連のＳＬプ
ロセスにおいて、熱延板焼鈍温度Ｔを１２４０−２．１
ＡｌＲ＞１３１０−１．８ＡｌＲの範囲になるように設
定し、１８０秒以内均熱した後、８００℃〜９５０℃に
３０秒〜３００秒以内滞留させた後急冷することを特徴
とする。 （ＡｌＲ：酸可溶性〔Ａｌ〕−２７／１４〔Ｎ〕） 【効果】 〔Ａｌ〕，〔Ｎ〕の変動に影響されない高磁
束密度一方向性電磁鋼板を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は電気機器の鉄芯として用
いられる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので特
に、スラブ加熱温度を１２００℃以下とする製造プロセ
ス、即ちインヒビターを冷間圧延完了後に作り込む製造
プロセスにおける熱延板焼鈍条件の適正化により極めて
高い磁束密度を有する製品の製造方法に関するものであ
る。
いられる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので特
に、スラブ加熱温度を１２００℃以下とする製造プロセ
ス、即ちインヒビターを冷間圧延完了後に作り込む製造
プロセスにおける熱延板焼鈍条件の適正化により極めて
高い磁束密度を有する製品の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主として変圧器、
発電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、それ
が有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好であ
ることの他、良好な皮膜を有するものでなければならな
い。一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して圧
延面に｛１１０｝面、圧延方向に〈００１〉軸をもつ所
謂ゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって得
られる。
発電機その他の電気機器の鉄芯材として用いられ、それ
が有する磁気特性として励磁特性と鉄損特性が良好であ
ることの他、良好な皮膜を有するものでなければならな
い。一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して圧
延面に｛１１０｝面、圧延方向に〈００１〉軸をもつ所
謂ゴス方位を有する結晶粒を発達させることによって得
られる。
【０００３】前記二次再結晶現象は、よく知られている
ように、仕上焼鈍過程で生じるが、二次再結晶の発現を
十分なものとするためには、仕上焼鈍過程における二次
再結晶発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制するＡ
ｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細な析出物、所謂インヒ
ビターを鋼中に存在させる必要がある。従って、電磁鋼
スラブは、インヒビター形成元素、例えばＡｌ，Ｍｎ，
Ｓ，Ｓｅ，Ｎ等を完全に固溶させるために、１３５０〜
１４００℃といった高温に加熱される。而して、電磁鋼
スラブ中に完全に固溶せしめられたインヒビター形成元
素は、熱延板或は最終冷間圧延前の中間板厚の段階で焼
鈍によって、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅとして微細に析
出せしめられる。
ように、仕上焼鈍過程で生じるが、二次再結晶の発現を
十分なものとするためには、仕上焼鈍過程における二次
再結晶発現温度域まで一次再結晶粒の成長を抑制するＡ
ｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ等の微細な析出物、所謂インヒ
ビターを鋼中に存在させる必要がある。従って、電磁鋼
スラブは、インヒビター形成元素、例えばＡｌ，Ｍｎ，
Ｓ，Ｓｅ，Ｎ等を完全に固溶させるために、１３５０〜
１４００℃といった高温に加熱される。而して、電磁鋼
スラブ中に完全に固溶せしめられたインヒビター形成元
素は、熱延板或は最終冷間圧延前の中間板厚の段階で焼
鈍によって、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅとして微細に析
出せしめられる。
【０００４】特公昭４６−２３８２０号公報にはＣ，Ａ
ｌを含むことを必須条件とする普通鋼もしくは珪素鋼素
材を用いて｛１１０｝〈００１〉方位の二次再結晶粒を
発生させる処理工程において、最終冷延のすぐ前の焼鈍
を７５０〜１２００℃で行った後、Ｓｉ量に応じて７５
０〜９５０℃以下を急冷することによって好ましいサイ
ズのＡｌＮを鋼板に析出させる方法が、また特開昭５０
−１５７２７号公報ではＣ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎ，Ｃｕ等を
含む珪素鋼を熱延し、少なくとも１回の冷間圧延のプロ
セスをとる一方向性電磁鋼板の製造において、最終冷延
前に１５秒〜２時間に亘り７６０〜１１７７℃で焼鈍
し、９２７℃以下で且つ４００℃以上の温度から少なく
とも２６０℃程度までは自然冷却よりは早い速度で、最
高温度から９２７℃以下にして４００℃以上の温度まで
は自然冷却よりは遅い速度で冷却する方法が提案されて
いる。これらの方法はいずれもスラブ加熱温度を高温に
して析出物を完全に固溶した後に熱延される素材にのみ
適用可能なものである。
ｌを含むことを必須条件とする普通鋼もしくは珪素鋼素
材を用いて｛１１０｝〈００１〉方位の二次再結晶粒を
発生させる処理工程において、最終冷延のすぐ前の焼鈍
を７５０〜１２００℃で行った後、Ｓｉ量に応じて７５
０〜９５０℃以下を急冷することによって好ましいサイ
ズのＡｌＮを鋼板に析出させる方法が、また特開昭５０
−１５７２７号公報ではＣ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎ，Ｃｕ等を
含む珪素鋼を熱延し、少なくとも１回の冷間圧延のプロ
セスをとる一方向性電磁鋼板の製造において、最終冷延
前に１５秒〜２時間に亘り７６０〜１１７７℃で焼鈍
し、９２７℃以下で且つ４００℃以上の温度から少なく
とも２６０℃程度までは自然冷却よりは早い速度で、最
高温度から９２７℃以下にして４００℃以上の温度まで
は自然冷却よりは遅い速度で冷却する方法が提案されて
いる。これらの方法はいずれもスラブ加熱温度を高温に
して析出物を完全に固溶した後に熱延される素材にのみ
適用可能なものである。
【０００５】このようなプロセスを採るとき、電磁鋼ス
ラブは前述のように高温に加熱されるから、溶融スケー
ル（ノロ）の発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻
度を高めてメインテナンスコストを高くするのみならず
設備稼動率を低下せしめさらに、燃料原単位を高くする
等の問題がある。かかる問題を解決すべく、電磁鋼スラ
ブの加熱温度を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製
造方法の研究が進められている。例えば、特公昭６１−
６０８９６号公報には、Ｍｎ含有量を０．０８〜０．４
５％、Ｓ含有量を０．００７％以下として〔Ｍｎ〕
〔Ｓ〕積を低くし更にＡｌ，Ｐ，Ｎを含有せしめた電磁
鋼スラブを素材とすることにより、スラブ加熱温度を１
２８０℃未満とし得る製造プロセスが、また特開平１−
２３０７２１号公報にはＡｌ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ等を含んだ
電磁鋼スラブを１２００℃以下の温度で加熱する同様な
プロセスが提案されている。これらの方法はインヒビタ
ーを高温スラブ加熱材のように前工程で調整するもので
はなく、冷延以降の後工程で造り込むことを特徴として
おり、従って熱延及び熱延板焼鈍においては組織（再結
晶率、変態相等）の調整のみに注意を払えばよいことに
なる。
ラブは前述のように高温に加熱されるから、溶融スケー
ル（ノロ）の発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻
度を高めてメインテナンスコストを高くするのみならず
設備稼動率を低下せしめさらに、燃料原単位を高くする
等の問題がある。かかる問題を解決すべく、電磁鋼スラ
ブの加熱温度を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製
造方法の研究が進められている。例えば、特公昭６１−
６０８９６号公報には、Ｍｎ含有量を０．０８〜０．４
５％、Ｓ含有量を０．００７％以下として〔Ｍｎ〕
〔Ｓ〕積を低くし更にＡｌ，Ｐ，Ｎを含有せしめた電磁
鋼スラブを素材とすることにより、スラブ加熱温度を１
２８０℃未満とし得る製造プロセスが、また特開平１−
２３０７２１号公報にはＡｌ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ等を含んだ
電磁鋼スラブを１２００℃以下の温度で加熱する同様な
プロセスが提案されている。これらの方法はインヒビタ
ーを高温スラブ加熱材のように前工程で調整するもので
はなく、冷延以降の後工程で造り込むことを特徴として
おり、従って熱延及び熱延板焼鈍においては組織（再結
晶率、変態相等）の調整のみに注意を払えばよいことに
なる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】電磁鋼スラブの加熱温
度を１２００℃以下の低いものとする本発明の製造プロ
セスにおいて重要なことは脱炭焼鈍板の結晶組織（平均
粒径、粒径分布）、集合組織の調整と脱炭焼鈍以降のイ
ンヒビターの造り込み（窒化）である。特に脱炭焼鈍板
の結晶組織、集合組織は製品の磁気特性に大きな影響を
及ぼすことが知られており特開平２−１８２８６６号公
報では一次再結晶粒の平均直径を１５μｍ以上、直径の
変動係数を０．６以下にすることを提案している。この
組織に影響を与える因子としては冷間圧延以前の金属組
織及び析出物のサイズや分散状態、冷延後の焼鈍温度等
が挙げられるが、これらを左右する工程は、熱延板焼鈍
（最終冷延前焼鈍を含む）と脱炭焼鈍である。これを解
決するための方法を特開平２−２５９０１９号公報で提
案した。
度を１２００℃以下の低いものとする本発明の製造プロ
セスにおいて重要なことは脱炭焼鈍板の結晶組織（平均
粒径、粒径分布）、集合組織の調整と脱炭焼鈍以降のイ
ンヒビターの造り込み（窒化）である。特に脱炭焼鈍板
の結晶組織、集合組織は製品の磁気特性に大きな影響を
及ぼすことが知られており特開平２−１８２８６６号公
報では一次再結晶粒の平均直径を１５μｍ以上、直径の
変動係数を０．６以下にすることを提案している。この
組織に影響を与える因子としては冷間圧延以前の金属組
織及び析出物のサイズや分散状態、冷延後の焼鈍温度等
が挙げられるが、これらを左右する工程は、熱延板焼鈍
（最終冷延前焼鈍を含む）と脱炭焼鈍である。これを解
決するための方法を特開平２−２５９０１９号公報で提
案した。
【０００７】本発明はこれをさらに詳細に検討し磁束密
度に及ぼす鋼の成分（Ａｌ，Ｎ）と最終冷延前の鋼板の
焼鈍条件と脱炭焼鈍時の一次再結晶粒成長との関係を明
らかにし、熱延板焼鈍条件を適正にして、窒化処理する
ことにより極めて高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼
板の製造法を提供するものである。
度に及ぼす鋼の成分（Ａｌ，Ｎ）と最終冷延前の鋼板の
焼鈍条件と脱炭焼鈍時の一次再結晶粒成長との関係を明
らかにし、熱延板焼鈍条件を適正にして、窒化処理する
ことにより極めて高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼
板の製造法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。
ろは下記の通りである。
【０００９】（１）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、を含有し残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃
以下の温度に加熱した後、熱延し、一回または中間焼鈍
を介挿する二回以上の圧延でその最終圧延率を８０％以
上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板の焼鈍を２段均
熱とし、その高温側の温度をＴ℃とした場合、熱延板の
成分から求めたＡｌR （酸可溶性Ａｌ−２７／１４×
Ｎ）（ppm)との関係が１２４０−２．１ＡｌR ＞Ｔ＞１
３１０−１．８ＡｌR （最高温度：１１５０℃最低温
度：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３００秒以内滞留させ、ついで室温まで１０
℃／sec 以上の速度で冷却する熱処理と、脱炭焼鈍から
仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの間に、鋼板に窒化
処理をすることを特徴とする磁束密度の高い一方向性電
磁鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、を含有し残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃
以下の温度に加熱した後、熱延し、一回または中間焼鈍
を介挿する二回以上の圧延でその最終圧延率を８０％以
上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板の焼鈍を２段均
熱とし、その高温側の温度をＴ℃とした場合、熱延板の
成分から求めたＡｌR （酸可溶性Ａｌ−２７／１４×
Ｎ）（ppm)との関係が１２４０−２．１ＡｌR ＞Ｔ＞１
３１０−１．８ＡｌR （最高温度：１１５０℃最低温
度：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３００秒以内滞留させ、ついで室温まで１０
℃／sec 以上の速度で冷却する熱処理と、脱炭焼鈍から
仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの間に、鋼板に窒化
処理をすることを特徴とする磁束密度の高い一方向性電
磁鋼板の製造方法。
【００１０】（２）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、Ｓｎ：０．０２〜
０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％を含有し残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを出発素
材とする請求項１記載の方法。
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、Ｓｎ：０．０２〜
０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％を含有し残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを出発素
材とする請求項１記載の方法。
【００１１】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の成分組成の限定理
由は以下の通りである。Ｃはその含有量が０．０２５％
未満になると二次再結晶が不安定になり且つ、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０．０
７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間が長大
なものとなり、生産性を著しく損なう。
いて、出発材料とする電磁鋼スラブの成分組成の限定理
由は以下の通りである。Ｃはその含有量が０．０２５％
未満になると二次再結晶が不安定になり且つ、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０．０
７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間が長大
なものとなり、生産性を著しく損なう。
【００１２】Ｓｉは、その含有量が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
％を超えて多くなり過ぎ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を不可能にす
る。
と低鉄損の製品を得難く、一方、Ｓｉの含有量が４．５
％を超えて多くなり過ぎ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を不可能にす
る。
【００１３】本発明の出発材料の成分系における特徴の
１つは、Ｓを０．０１２％以下、好ましくは０．００７
％以下とする点にある。従来、公知の技術、たとえば特
公昭４０−１５６４４号公報、或は特公昭４７−２５２
５０号公報に開示されている技術においては、Ｓは、二
次再結晶を生起させるに必要な析出物の１つであるＭｎ
Ｓの形成元素として必須であった。前記公知技術におい
て、Ｓが最も効果を発揮する含有量範囲があり、それは
熱間圧延に先立って行われるスラブの加熱段階でＭｎＳ
を固溶できる量として規定されていた。しかしながら、
インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明に
おいては、ＭｎＳは特に必要としない。むしろ、ＭｎＳ
が増加することは磁気特性上好ましくない。従って、本
発明においては、Ｓの含有量は０．０１２％以下、好ま
しくは０．００７％以下である。
１つは、Ｓを０．０１２％以下、好ましくは０．００７
％以下とする点にある。従来、公知の技術、たとえば特
公昭４０−１５６４４号公報、或は特公昭４７−２５２
５０号公報に開示されている技術においては、Ｓは、二
次再結晶を生起させるに必要な析出物の１つであるＭｎ
Ｓの形成元素として必須であった。前記公知技術におい
て、Ｓが最も効果を発揮する含有量範囲があり、それは
熱間圧延に先立って行われるスラブの加熱段階でＭｎＳ
を固溶できる量として規定されていた。しかしながら、
インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明に
おいては、ＭｎＳは特に必要としない。むしろ、ＭｎＳ
が増加することは磁気特性上好ましくない。従って、本
発明においては、Ｓの含有量は０．０１２％以下、好ま
しくは０．００７％以下である。
【００１４】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成するが、
本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を
窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめる
ことを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上
必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
５〜０．０４０％添加する。
本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を
窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめる
ことを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上
必要である。そのため、酸可溶性Ａｌとして、０．０１
５〜０．０４０％添加する。
【００１５】Ｎは０．０１０％以下にする必要がある。
これを超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の脹れが
発生する。また一次再結晶組織の調整が困難になる。下
限は０．００２０％がよい。この値未満になると二次再
結晶粒を発達させるのが困難になる。
これを超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の脹れが
発生する。また一次再結晶組織の調整が困難になる。下
限は０．００２０％がよい。この値未満になると二次再
結晶粒を発達させるのが困難になる。
【００１６】Ｍｎは、その含有量が少な過ぎると二次再
結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度を
もつ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。
結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度を
もつ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。
【００１７】ＳｎとＣｒは複合添加で仕上焼鈍後の被膜
形成を安定化すると同時にＳｎは脱炭焼鈍後の集合組織
を改善し、ひいては二次再結晶粒を小粒化し被膜の安定
化と相俟って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの適量は
０．０２％〜０．１５％でありこれより少ないと効果が
弱く、一方多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達
しなくなる。一方、Ｃｒの適量は０．０５〜０．１５％
が良い。なお、微量のＣｕ，Ｐ，Ｔｉを鋼中に含有せし
めることは、本発明の趣旨を損なうものではない。
形成を安定化すると同時にＳｎは脱炭焼鈍後の集合組織
を改善し、ひいては二次再結晶粒を小粒化し被膜の安定
化と相俟って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの適量は
０．０２％〜０．１５％でありこれより少ないと効果が
弱く、一方多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達
しなくなる。一方、Ｃｒの適量は０．０５〜０．１５％
が良い。なお、微量のＣｕ，Ｐ，Ｔｉを鋼中に含有せし
めることは、本発明の趣旨を損なうものではない。
【００１８】次に、本発明の製造プロセスについて説明
する。電磁鋼スラブは、転炉或は電気炉等の溶解炉で鋼
を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続
鋳造によって或は造塊後分塊圧延することによって得ら
れる。然る後、熱間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は、スラブの加熱温度は
１２００℃以下の低いものとして加熱エネルギの消費量
を少なくするとともに、鋼中のＡｌＮを完全には固溶さ
せずに不完全固溶状態とする。また、さらに固溶温度の
高いＭｎＳは、上記スラブ加熱温度では当然のことなが
ら不完全固溶状態となる。このスラブを熱延して所定の
厚みの熱延板を造る。
する。電磁鋼スラブは、転炉或は電気炉等の溶解炉で鋼
を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続
鋳造によって或は造塊後分塊圧延することによって得ら
れる。然る後、熱間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は、スラブの加熱温度は
１２００℃以下の低いものとして加熱エネルギの消費量
を少なくするとともに、鋼中のＡｌＮを完全には固溶さ
せずに不完全固溶状態とする。また、さらに固溶温度の
高いＭｎＳは、上記スラブ加熱温度では当然のことなが
ら不完全固溶状態となる。このスラブを熱延して所定の
厚みの熱延板を造る。
【００１９】次に本発明の特徴である熱延板焼鈍につい
て実験結果に基づいて説明する。Ｃ：０．０５４％、Ｓ
ｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１４％、Ｓ：０．００７
％、Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１０％をベース成分
としこれに酸可溶性ＡｌとＮを表１に示したように変化
させて添加したインゴットを、１１５０℃に加熱した後
熱延し２．０mmの熱延板を造った。次いでこの熱延板を
表２に示す条件で焼鈍した。
て実験結果に基づいて説明する。Ｃ：０．０５４％、Ｓ
ｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．１４％、Ｓ：０．００７
％、Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１０％をベース成分
としこれに酸可溶性ＡｌとＮを表１に示したように変化
させて添加したインゴットを、１１５０℃に加熱した後
熱延し２．０mmの熱延板を造った。次いでこの熱延板を
表２に示す条件で焼鈍した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】この後酸洗し板厚０．２３mmまで冷延し、
ついで脱炭焼鈍を８３５℃の温度でＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％、露点６０℃の雰囲気中で行った。更に７
５０℃×３０sec の窒化処理をＮ2 ，Ｈ2 ，ＮＨ3 の混
合ガス中で行い窒化後の鋼板のＮ2 量をほぼ２００ppm
に調整した。この後ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を行
った。仕上焼鈍後のＡｌR −熱延板焼鈍一次均熱温度
（Ｔ）−磁束密度の関係を図１に示す。この図から１２
４０−２．１ＡｌR ＞Ｔ＞１３１０−１．８ＡｌR の範
囲で高Ｂが得られることが分かる。
ついで脱炭焼鈍を８３５℃の温度でＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％、露点６０℃の雰囲気中で行った。更に７
５０℃×３０sec の窒化処理をＮ2 ，Ｈ2 ，ＮＨ3 の混
合ガス中で行い窒化後の鋼板のＮ2 量をほぼ２００ppm
に調整した。この後ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を行
った。仕上焼鈍後のＡｌR −熱延板焼鈍一次均熱温度
（Ｔ）−磁束密度の関係を図１に示す。この図から１２
４０−２．１ＡｌR ＞Ｔ＞１３１０−１．８ＡｌR の範
囲で高Ｂが得られることが分かる。
【００２３】次に表１のインゴットNo．４の熱延板を用
いて二次均熱温度の影響を検討した。熱延板焼鈍は次の
条件で行った。
いて二次均熱温度の影響を検討した。熱延板焼鈍は次の
条件で行った。
【００２４】一次均熱温度：１０００℃ 均熱時間 ：３０sec 二次均熱温度：７００〜９５０℃ 滞留時間 ：１２０sec この後の処理条件は前述したものと同じにした。この結
果を図２に示す。これからＢ8 ：１．９３Ｔ以上得られ
る二次均熱温度の範囲は８００℃〜９５０℃の範囲であ
る。一次、二次均熱時間については種種検討した結果、
一次均熱時間は１８０sec以内、二次均熱温度の滞留時
間は３０sec 以上３００sec 以内が良い。また、二次均
熱温度域からの冷却速度は１０℃／sec 以上が高Ｂが安
定して得られる。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。
果を図２に示す。これからＢ8 ：１．９３Ｔ以上得られ
る二次均熱温度の範囲は８００℃〜９５０℃の範囲であ
る。一次、二次均熱時間については種種検討した結果、
一次均熱時間は１８０sec以内、二次均熱温度の滞留時
間は３０sec 以上３００sec 以内が良い。また、二次均
熱温度域からの冷却速度は１０℃／sec 以上が高Ｂが安
定して得られる。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。
【００２５】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、インヒビター強度等がある。一次
再結晶完了後粒成長に伴なって集合組織、粒径分布に変
化が生じる。二次再結晶の核化、粒成長を容易にするた
めには一次再結晶組織として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。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｝〈１１
２〉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鋼板の結晶粒径（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を用いるかぎり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
析出物のコントロールが重要である。この析出サイズは
焼鈍条件が同一ならＡｌ（ＡｌR ）の低いものが一次再
結晶粒粒成長抑制力は強い。本発明の熱延板焼鈍におい
て一次均熱温度をＡｌR によって変える理由はＡｌR の
異いから生じるＡｌＮの析出サイズを熱延板焼鈍温度を
変えることによってコントロールし、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ものと考えている。二次均熱温度及
びこの温度域からの冷却速度は一定サイズ、一定量の変
態相と固溶Ｃを確保するために必要であり、これもまた
一次再結晶集合組織の適正化を図る上での役割を果して
いるものと考えている。
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、インヒビター強度等がある。一次
再結晶完了後粒成長に伴なって集合組織、粒径分布に変
化が生じる。二次再結晶の核化、粒成長を容易にするた
めには一次再結晶組織として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。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｝〈１１
２〉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鋼板の結晶粒径（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を用いるかぎり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
析出物のコントロールが重要である。この析出サイズは
焼鈍条件が同一ならＡｌ（ＡｌR ）の低いものが一次再
結晶粒粒成長抑制力は強い。本発明の熱延板焼鈍におい
て一次均熱温度をＡｌR によって変える理由はＡｌR の
異いから生じるＡｌＮの析出サイズを熱延板焼鈍温度を
変えることによってコントロールし、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ものと考えている。二次均熱温度及
びこの温度域からの冷却速度は一定サイズ、一定量の変
態相と固溶Ｃを確保するために必要であり、これもまた
一次再結晶集合組織の適正化を図る上での役割を果して
いるものと考えている。
【００２６】この結晶組織及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合せで達成される。冷
間圧延は高いＢ8 値を得るために８０％以上とする。脱
炭焼鈍は脱炭を行う他に前述した如く一次再結晶組織の
調整及び被膜形成に必要な酸化層を生成させる役割があ
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。即ち、雰囲気ガスは水素と
窒素の混合ガスとして露点は３０℃以上がよい。
圧延後に行う脱炭焼鈍温度との組合せで達成される。冷
間圧延は高いＢ8 値を得るために８０％以上とする。脱
炭焼鈍は脱炭を行う他に前述した如く一次再結晶組織の
調整及び被膜形成に必要な酸化層を生成させる役割があ
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。即ち、雰囲気ガスは水素と
窒素の混合ガスとして露点は３０℃以上がよい。
【００２７】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。その他の実施態様として脱炭焼鈍後に
ＮＨ3 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。
以下実施例にて説明する。
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。その他の実施態様として脱炭焼鈍後に
ＮＨ3 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。
以下実施例にて説明する。
【００２８】
［実施例１］Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：３．５０％、Ｍ
ｎ：０．１２％、Ｓ：０．００８％、Ｎ：０．００７６
％、Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１２％、含む溶鋼に
Ａｌの添加量を変えて酸可溶性Ａｌの変わった３種類の
鋼塊を造った。 酸可溶性Ａｌ （ａ）０．０２３％ （ｂ）０．０２８％ （ｃ）０．０３４％ この鋼塊を１１５０℃で加熱してから、熱延し、２．０
mm厚の熱延板にした。この後熱延板焼鈍を次の条件で行
った。 （イ）１１３０℃×２分（在炉）＋９００℃×２分（在
炉）−１００℃湯冷却 （ロ）１０００℃×２分（在炉）＋９００℃×２分（在
炉）−１００℃湯冷却 （ハ） ９５０℃×２分（在炉）＋９００℃×２分（在
炉）−１００℃湯冷却 この後酸洗してから０．２３mmに冷延し、ついで８３５
℃×９０秒の脱炭焼鈍を露点６５℃の湿水素、窒素雰囲
気中で行った。引き続き窒化処理を７５０℃×３０秒
間、乾窒素、水素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℃×２０時間の仕上焼鈍を
行った。仕上焼鈍後の磁気特性を表３に示す。
ｎ：０．１２％、Ｓ：０．００８％、Ｎ：０．００７６
％、Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１２％、含む溶鋼に
Ａｌの添加量を変えて酸可溶性Ａｌの変わった３種類の
鋼塊を造った。 酸可溶性Ａｌ （ａ）０．０２３％ （ｂ）０．０２８％ （ｃ）０．０３４％ この鋼塊を１１５０℃で加熱してから、熱延し、２．０
mm厚の熱延板にした。この後熱延板焼鈍を次の条件で行
った。 （イ）１１３０℃×２分（在炉）＋９００℃×２分（在
炉）−１００℃湯冷却 （ロ）１０００℃×２分（在炉）＋９００℃×２分（在
炉）−１００℃湯冷却 （ハ） ９５０℃×２分（在炉）＋９００℃×２分（在
炉）−１００℃湯冷却 この後酸洗してから０．２３mmに冷延し、ついで８３５
℃×９０秒の脱炭焼鈍を露点６５℃の湿水素、窒素雰囲
気中で行った。引き続き窒化処理を７５０℃×３０秒
間、乾窒素、水素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℃×２０時間の仕上焼鈍を
行った。仕上焼鈍後の磁気特性を表３に示す。
【００２９】
【表３】
【００３０】これからＡｌR の低い試料ａは熱延板焼鈍
の一次均熱温度の高い条件で、一方ｂ，ｃのようにＡｌ
R が高くなる程一次均熱温度を低めた条件において高Ｂ
が得られている。これは本発明の条件を満たすものであ
る。
の一次均熱温度の高い条件で、一方ｂ，ｃのようにＡｌ
R が高くなる程一次均熱温度を低めた条件において高Ｂ
が得られている。これは本発明の条件を満たすものであ
る。
【００３１】［実施例２］Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：
３．３０％、Ｍｎ：０．１４％、Ｓ：０．００７％、
Ｎ：０．００７４％、Ｓｎ：０．０３％、Ｃｒ：０．０
８％を含む溶鋼にＡｌの添加量を変えて酸可溶性Ａｌの
変わった２種類の鋼塊を造った。
３．３０％、Ｍｎ：０．１４％、Ｓ：０．００７％、
Ｎ：０．００７４％、Ｓｎ：０．０３％、Ｃｒ：０．０
８％を含む溶鋼にＡｌの添加量を変えて酸可溶性Ａｌの
変わった２種類の鋼塊を造った。
【００３２】 この鋼塊を加熱、熱延し１．６mm厚の熱延板にした。こ
の後熱延板焼鈍を次の条件で行った。
の後熱延板焼鈍を次の条件で行った。
【００３３】（イ）１０５０℃×２分（在炉）＋８５０
℃×２分（在炉）→８０℃湯冷却 （ロ） ９００℃×２分（在炉）＋８５０℃×２分（在
炉）→８０℃湯冷却 この後酸洗し０．１７mmに冷延しついで８３０℃×７０
秒の脱炭焼鈍を露点６５℃の湿水素、窒素雰囲気中で行
った。引き続き窒化処理を７５０℃×３０秒間、乾窒
素、水素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２３０ppm にした。そ
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℃×２０時間の仕上焼鈍を行った。仕
上焼鈍後の磁気特性を表４に示す。
℃×２分（在炉）→８０℃湯冷却 （ロ） ９００℃×２分（在炉）＋８５０℃×２分（在
炉）→８０℃湯冷却 この後酸洗し０．１７mmに冷延しついで８３０℃×７０
秒の脱炭焼鈍を露点６５℃の湿水素、窒素雰囲気中で行
った。引き続き窒化処理を７５０℃×３０秒間、乾窒
素、水素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２３０ppm にした。そ
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℃×２０時間の仕上焼鈍を行った。仕
上焼鈍後の磁気特性を表４に示す。
【００３４】
【表４】
【００３５】磁束密度が１．９３Ｔ以上得られた熱延板
焼鈍条件は本発明の範囲を満すものである。
焼鈍条件は本発明の範囲を満すものである。
【００３６】
【発明の効果】以上のように本発明はＡｌ，Ｎの成分
と、最終冷延前の鋼板焼鈍条件及び一次再結晶粒成長の
関係を整理し、前記焼鈍条件を適正にして、脱炭焼鈍後
の窒化処理を行うことにより、極めて高い磁束密度の一
方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
と、最終冷延前の鋼板焼鈍条件及び一次再結晶粒成長の
関係を整理し、前記焼鈍条件を適正にして、脱炭焼鈍後
の窒化処理を行うことにより、極めて高い磁束密度の一
方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図１】ＡｌR と一次均熱温度との関係を示す図であ
る。
る。
【図２】二次均熱温度とＢ8 との関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年９月１８日
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】（１）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、を含有し残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃
以下の温度に加熱した後、熱延し、一回または中間焼鈍
を介挿する二回以上の圧延でその最終圧延率を８０％以
上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板の焼鈍を２段均
熱とし、その高温側の温度をＴ℃とした場合、熱延板の
成分から求めたＡｌＲ（酸可溶性Ａｌ−２７／１４×
Ｎ）（ｐｐｍ）との関係が１２４０−２．１ＡｌＲ＞Ｔ
＞１３１０−１．８ＡｌＲ（最高温度：１１５０℃最低
温度：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８００℃〜９５０℃
に３０秒以上３００秒以内滞留させ、ついで室温まで１
０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する熱処理と、脱炭焼鈍
から仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの間に、鋼板に
窒化処理をすることを特徴とする磁束密度の高い一方向
性電磁鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、を含有し残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃
以下の温度に加熱した後、熱延し、一回または中間焼鈍
を介挿する二回以上の圧延でその最終圧延率を８０％以
上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板の焼鈍を２段均
熱とし、その高温側の温度をＴ℃とした場合、熱延板の
成分から求めたＡｌＲ（酸可溶性Ａｌ−２７／１４×
Ｎ）（ｐｐｍ）との関係が１２４０−２．１ＡｌＲ＞Ｔ
＞１３１０−１．８ＡｌＲ（最高温度：１１５０℃最低
温度：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８００℃〜９５０℃
に３０秒以上３００秒以内滞留させ、ついで室温まで１
０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する熱処理と、脱炭焼鈍
から仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの間に、鋼板に
窒化処理をすることを特徴とする磁束密度の高い一方向
性電磁鋼板の製造方法。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１３】本発明の出発材料の成分系における特徴の
１つは、Ｓを０．０１５％未満、好ましくは０．００７
％以下とする点にある。従来、公知の技術、たとえば特
公昭４０−１５６４４号公報、或は特公昭４７−２５２
５０号公報に開示されている技術においては、Ｓは、二
次再結晶を生起させるに必要な析出物の１つであるＭｎ
Ｓの形成元素として必須であった。前記公知技術におい
て、Ｓが最も効果を発揮する含有量範囲があり、それは
熱間圧延に先立って行われるスラブの加熱段階でＭｎＳ
を固溶できる量として規定されていた。しかしながら、
インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明に
おいては、ＭｎＳは特に必要としない。むしろ、ＭｎＳ
が増加することは磁気特性上好ましくない。従って、本
発明においては、Ｓの含有量は０．０１５％未満、好ま
しくは０．００７％以下である。 ─────────────────────────────────────────────────────
１つは、Ｓを０．０１５％未満、好ましくは０．００７
％以下とする点にある。従来、公知の技術、たとえば特
公昭４０−１５６４４号公報、或は特公昭４７−２５２
５０号公報に開示されている技術においては、Ｓは、二
次再結晶を生起させるに必要な析出物の１つであるＭｎ
Ｓの形成元素として必須であった。前記公知技術におい
て、Ｓが最も効果を発揮する含有量範囲があり、それは
熱間圧延に先立って行われるスラブの加熱段階でＭｎＳ
を固溶できる量として規定されていた。しかしながら、
インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる本発明に
おいては、ＭｎＳは特に必要としない。むしろ、ＭｎＳ
が増加することは磁気特性上好ましくない。従って、本
発明においては、Ｓの含有量は０．０１５％未満、好ま
しくは０．００７％以下である。 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年１０月１４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】（１）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、を含有し残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃
以下の温度に加熱した後、熱延し、一回または中間焼鈍
を介挿する二回以上の圧延でその最終圧延率を８０％以
上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板の焼鈍を２段均
熱とし、その高温側の温度をＴ℃とした場合、熱延板の
成分から求めたＡｌR （酸可溶性Ａｌ−２７／１４×
Ｎ）（ppm)との関係が１２４０−２．１ＡｌR ＜Ｔ＜１
３１０−１．８ＡｌR （最高温度：１１５０℃最低温
度：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８００℃〜９５０℃に
３０秒以上３００秒以内滞留させ、ついで室温まで１０
℃／sec 以上の速度で冷却する熱処理と、脱炭焼鈍から
仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの間に、鋼板に窒化
処理をすることを特徴とする磁束密度の高い一方向性電
磁鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｓ＜０．０１５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎ＜０．０１０
％、Ｍｎ：０．０５０〜０．４５％、を含有し残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを１２００℃
以下の温度に加熱した後、熱延し、一回または中間焼鈍
を介挿する二回以上の圧延でその最終圧延率を８０％以
上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍をする一方向性電磁
鋼板の製造において、最終冷延前の鋼板の焼鈍を２段均
熱とし、その高温側の温度をＴ℃とした場合、熱延板の
成分から求めたＡｌR （酸可溶性Ａｌ−２７／１４×
Ｎ）（ppm)との関係が１２４０−２．１ＡｌR ＜Ｔ＜１
３１０−１．８ＡｌR （最高温度：１１５０℃最低温
度：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８００℃〜９５０℃に
３０秒以上３００秒以内滞留させ、ついで室温まで１０
℃／sec 以上の速度で冷却する熱処理と、脱炭焼鈍から
仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの間に、鋼板に窒化
処理をすることを特徴とする磁束密度の高い一方向性電
磁鋼板の製造方法。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２２】この後酸洗し板厚０．２３mmまで冷延し、
ついで脱炭焼鈍を８３５℃の温度でＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％、露点６０℃の雰囲気中で行った。更に７
５０℃×３０sec の窒化処理をＮ2 ，Ｈ2 ，ＮＨ3 の混
合ガス中で行い窒化後の鋼板のＮ2 量をほぼ２００ppm
に調整した。この後ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し１２００℃、２０時間の仕上げ焼鈍を
行った。仕上げ焼鈍後のＡｌR −熱延板焼鈍一次均熱温
度（Ｔ）−磁束密度の関係を図１に示す。この図から１
２４０−２．１ＡｌR ＜Ｔ＜１３１０−１．８ＡｌR の
範囲で高Ｂが得られることが分かる。 ─────────────────────────────────────────────────────
ついで脱炭焼鈍を８３５℃の温度でＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％、露点６０℃の雰囲気中で行った。更に７
５０℃×３０sec の窒化処理をＮ2 ，Ｈ2 ，ＮＨ3 の混
合ガス中で行い窒化後の鋼板のＮ2 量をほぼ２００ppm
に調整した。この後ＭｇＯとＴｉＯ2 を主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し１２００℃、２０時間の仕上げ焼鈍を
行った。仕上げ焼鈍後のＡｌR −熱延板焼鈍一次均熱温
度（Ｔ）−磁束密度の関係を図１に示す。この図から１
２４０−２．１ＡｌR ＜Ｔ＜１３１０−１．８ＡｌR の
範囲で高Ｂが得られることが分かる。 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年１１月１７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 原谷 勤 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
Claims (2)
- 【請求項１】 重量で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、 Ｓ＜０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０
１５〜０．０４０％、 Ｎ＜０．０１０％、 Ｍｎ：０．０５０〜
０．４５％ を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼ス
ラブを１２００℃以下の温度に加熱した後、熱延し、一
回または中間焼鈍を介挿する二回以上の圧延でその最終
圧延率を８０％以上とし、ついで脱炭焼鈍、仕上焼鈍を
する一方向性電磁鋼板の製造において、最終冷延前の鋼
板の焼鈍を２段均熱とし、その高温側の温度をＴ℃とし
た場合、熱延板の成分から求めたＡｌR （酸可溶性Ａｌ
−２７／１４×Ｎ）（ppm)との関係が１２４０−２．１
ＡｌR ＞Ｔ＞１３１０−１．８ＡｌR （最高温度：１１
５０℃最低温度：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３００秒以内滞留させ、つい
で室温まで１０℃／sec 以上の速度で冷却する熱処理
と、脱炭焼鈍から仕上焼鈍の二次再結晶開始温度までの
間に、鋼板に窒化処理をすることを特徴とする磁束密度
の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、 Ｓ＜０．０１５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０
１５〜０．０４０％、 Ｎ＜０．０１０％、 Ｍｎ：０．０５０〜
０．４５％、 Ｓｎ：０．０２〜０．１５％、 Ｃｒ：０．０５〜０．
１５％ を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼ス
ラブを出発素材とする請求項１記載の方法。
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| JP3281072A JP2620438B2 (ja) | 1991-10-28 | 1991-10-28 | 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
- 1992-10-21 EP EP92118007A patent/EP0539858B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-10-21 DE DE69218880T patent/DE69218880T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1992-10-22 US US07/965,650 patent/US5261972A/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-10-27 KR KR1019920019842A patent/KR950005793B1/ko active IP Right Review Request
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