JPH0567683B2 - - Google Patents
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- C21—METALLURGY OF IRON
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-
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-
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Description
（産業上の利用分野）
本発明はトランス等の鉄芯に用いられる高磁束
密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので
ある。 （従来の技術） 一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトラ
ンスその他の電気機器の鉄芯材料に使用されてい
るもので、磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好でなくてはならない。 この励磁特性を表わす数値として通常B8（磁場
の強さ800A／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄
損特性を表わす数値としてW17/50（50Hzで1.7Tま
で磁化させた時の１Kg当りの鉄損）を用いてい
る。 この一方向性電磁鋼板は最終仕上焼鈍工程で２
次最結晶現象を起こさせ、鋼板面に｛110｝面、
圧延方向に＜001＞軸をもつたいわゆるゴス組織
を発達させることによつて得られている。良好な
磁気特性を得るためには磁化容易軸である＜001
＞軸を圧延方向に高度に揃える事が重要である。
又板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の
純度等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。 方向性については、MnS、AlNをインヒビタ
ーとして利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とす
る方法によつて大幅に向上し、それに伴つて鉄損
特性も著しく向上してきた。 一方近年エネルギー価格の高騰を背景として、
トランスメーカーは低鉄損トランス用素材への指
向を一段と強めている。低鉄損素材としてアモル
フアス合金や6.5％Si鋼等の開発も進められいる
が、トランス用材料として工業的に使用するには
解決すべき問題を残している。他方レーザー等を
用いた磁区制御技術が近年開発され、それによつ
て鉄損特性が大幅に向上した。また製品の磁束密
度が高いほど磁区制御技術の効果が大きいため、
磁束密度の極めて高い製品を開発する必要性が高
まつてきた。 本発明者らは、含Al一方向性電磁鋼板の製造
において、２次再結晶の開始から完了までの途中
段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加させること
によつて磁束密度を高める方法を提示したが（特
願昭61−61993）、５〜20Ton等大重量コイルで安
定して生産することが難しいという工業的に使用
するには解決すべき問題を残している。 また含Al一方向性電磁鋼板を製造する方法に
おいて、最終仕上焼鈍における昇温速度を低めと
することによつて磁束密度を高める方法が提案さ
れているが（特公昭56−33450号公報）、２次再結
晶が不安定化する等工業的に使用するには解決す
べき問題を残している。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は一方向性電磁鋼板を製造する場合に、
極めて高い磁束密度をもつ製品５〜20Ton等大重
量コイルで安定して得ることが難しいという問題
点を解決する方法を提供するものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は最終仕上焼鈍工程に於て、２次再結晶
の開始から完了までの途中段階で焼鈍雰囲気中の
N2分圧を増加させるとともに、上記焼鈍雰囲気
変更時のストリツプコイル内の温度差を100℃以
内に制御することによつて磁束密度の極めて高い
一方向性電磁鋼板を製造する方法を提供するもの
である。 更に本発明は上記方法に加えて、最終仕上焼鈍
の昇温時、ストリツプコイルの最冷点（最低温
部）が850〜1100℃の温度範囲にある少なくとも
１時期にストリツプコイルの最熱点（最高温部）
の昇温速度を13℃／hr以下とすることによつて磁
束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板を製造する
方法を提供するものである。 以下本発明を詳細に説明する。 本発明が対象としている含Al一方向性電磁鋼
板の製造においては、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を得、
ひき続き熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を
行なつた後、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延により最終ゲージの冷延板を得、次いで
脱炭焼鈍を従来の方法で行なう。 熱延板の化学成分は重量％でSi：2.5〜4.0％、
Ｃ：0.03〜0.10％、酸可溶性Al：0.010〜0.065％、
Ｎ：0.0010〜0.0150％、Mn：0.02〜0.30％、Ｓ：
0.005〜0.040％、その他インヒビター構成元素と
して公知であるSn、Sb、Se、Te、Cu、Nb、
Cr、Ni、Ｂ、Ｖ、As、Bi等を必要に応じて含有
させてもよく、その他は実質的にFeからなつて
いる。 本発明の成分系における主インヒビターは
AlNであり、最終冷延以前の工程で、AlNを析
出させる焼鈍を必要に応じて行なう。脱炭焼鈍後
鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
最終仕上焼鈍を行なう。本発明の特徴はこの最終
仕上焼鈍工程にある。 即ち最終仕上焼鈍を行なうにあたり、２次再結
晶の開始から完了までの途中段階で、焼鈍雰囲気
中のN2分圧を増加させるとともに、上記雰囲気
変更時のストリツプコイル内の温度差を100℃以
内に制御することによつて極めて磁束密度の高い
一方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
さらに上記方法に加えて最終仕上焼鈍の昇温時、
ストリツプコイルの最冷点が850〜1100℃の温度
範囲にある間の少なくとも１時期ストリツプコイ
ルの最熱点の昇温速度を13℃／hr以下にすること
によつて極めて磁束密度の高い一方向性電磁鋼板
を安定して得ることができる。 本発明者らは最終仕上焼鈍工程において、２次
再結晶の開始から完了までの途中段階で焼鈍雰囲
気中のN2分圧を増加させることによつて磁束密
度を高める方法を提示した（特願昭61−61993）。
確かにこの方法によつて磁束密度は高まるが、
N2分圧を増加させて効果のある条件範囲（温度
範囲、焼鈍時間範囲等）が必ずしも広くないとい
う問題が残されていた。通常最終仕上焼鈍は鋼板
を５〜20Tonのコイル状として行なわれ、コイル
内には不可避的に温度差等不均一性が存在する。
極めて磁束密度の高い製品を工業的に安定して製
造するためには、この問題点を解決する必要があ
つた。 本発明者らは焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加さ
せて効果のある条件範囲が広くないという問題点
を解決するためには、効果的にコイル内を均熱化
することが必要であるという新知見を得た。ま
た、その有効な方法を見いだすべく種々の実験を
行なつた結果ストリツプコイルの最冷点が850〜
1100℃の温度範囲にある間の少なくとも１時期は
ストリツプコイルの最熱点の昇温速度を13℃／hr
以下とすることが極めて有効であるという新知見
を得た。 第１図に温度と２次再結晶挙動との関係の一例
を示す。 この場合Si：3.23％、Ｃ：0.078％、酸可溶性
Al：0.026％、Ｎ：0.0080％、Mn：0.074％、Ｓ：
0.025％を含有する2.3mm厚の熱延板を出発材と
し、かかる熱延板を1100℃２分間焼鈍後急冷し、
0.225mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで公知
の方法で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼鈍
分離剤の塗布を行ない多数のサンプルを得た。し
かる後75％H2＋25％N2の混合ガス中において10
℃／hrの昇温速度で1100℃まで昇温し、900〜
1100℃の各温度で20℃毎にサンプルを加熱炉から
順次引き出した。引き出したサンプルを酸洗し、
表面を占める２次再結晶粒の面積率（２次再結晶
率）を測定した。第１図から明らかなように、２
次再結晶の進行温度範囲は960〜1060℃であり、
温度幅は100℃である。 本発明者らは、成分、工程条件を広範に変え、
２次再結晶挙動を調査した結果、２次再結晶開始
温度、完了温度は成分、工程条件に多少左右され
るものの、２次再結晶進行の温度幅は第１図で示
した如く100℃程度であるという知見を得た。 第２図に5TONコイルにおいて最終仕上焼鈍の
昇温速度（コイル最熱点）と最冷点が960℃であ
る時点でのコイル内の温度差との関係図（計算
値）の一例を示す。この場合板厚を0.225mmとし
て計算した結果である。第２図から明らかなよう
に昇温速度13℃／hr以下でコイルの最冷点が960
℃におけるコイル内の温度差が100℃以下となる。
なお13℃／hrという値は、コイルの形状、板厚等
の条件を変更しても、通常工業的に使用している
条件範囲ではほとんど変化しないということを本
発明者らは確認している。 本発明において２次再結晶の開始から完了まで
の途中段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加させ
ると規定したのは、２次再結晶の途中段階で
｛110｝＜001＞方位から分散した方位粒が２次再結
晶してくるのを抑制することによつて２次再結晶
初期に発生する｛110｝＜001＞方位に極めて近い
２次再結晶粒の粒成長を助長して製品の磁束密度
を高めるためには、２次再結晶の開始から完了ま
での途中段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加さ
せAlNを主としたインヒビター（窒化物）を形
成させる必要があり、２次再結晶の開始以前及び
完了後では効果がないためである。また、上記焼
鈍雰囲気変更時のストリツプコイル内の温度差を
100℃以内に制御すると規定したのは、焼鈍雰囲
気変更時ストリツプコイル全体が２次再結晶の開
始から完了までの途中段階の状態にあるために
は、２次再結晶進行温度幅である100℃以内にス
トリツプコイル内の温度差を制御する必要がある
からである。 次に本発明においてストリツプコイルの最冷点
が850〜1100℃の温度範囲にある間の少なくとも
１時期はストリツプコイルの最熱点の昇温速度を
13℃／hr以下とすると規定した理由について説明
する。ストリツプコイルの最冷点が850℃未満の
温度でのストリツプコイル最熱点の昇温速度は最
冷点が２次再結晶開始温度（960℃程度）の時点
でのコイル内の温度差に大きな影響を与えず、ス
トリツプコイルの最冷点が1100℃超の時点ではス
トリツプコイル内での２次再結晶がほぼ完了して
いるため、ストリツプコイル内の昇温速度のコン
トロールは最冷点が850〜1100℃の温度範囲で行
なう必要があり、850℃未満、1100℃超では効果
がないためである。また、第２図より最熱点の昇
温速度が13℃／hr以下でコイルの最冷点が960℃
になつた時点でのコイル内の温度差が100℃以下
となることからストリツプコイルの最冷点が850
〜1100℃の温度範囲にある間の少なくとも１時期
ストリツプコイルの最熱点の昇温速度を13℃／hr
とすると規定した。 最終仕上焼鈍を行なうに際し、焼鈍雰囲気中の
N2分圧を増加させる温度、焼鈍開始からの時間
については特に限定するものではなく、２次再結
晶が開始していればよい。好ましくは、２次再結
晶の開始初期段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増
加させるとより効果的である。N2分圧の増加量
については特に限定しないが、好ましくは25％以
上増加させることにより効果的である。 本発明において、最終仕上焼鈍の焼鈍雰囲気変
更時におけるストリツプコイル内の温度差を100
℃以内と規定しているが、最終冷間圧延、脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤の塗布後最終仕上焼鈍を行なうに
際し、AlNをインヒビターとして機能させない
一方向性電磁鋼板等本発明の現象が生じ難い鋼板
とAlNを主たるインヒビターとして機能させる
一方向性電磁鋼板を１つのコイルに巻いて本発明
の技術を用い製造する場合には、AlNを主たる
インヒビターとして機能させる鋼板の部分の温度
差を焼鈍雰囲気変更時に100℃以下に制御する必
要がある。また本発明において、最終仕上焼鈍を
行なうに際し、昇温過程におけるストリツプコイ
ルの最冷点が850〜1100℃の温度域にある間の少
なくとも１時期、ストリツプコイルの最熱点の昇
温速度を13℃／hr以下と規定しているが、上記の
如く、AlNを主たるインヒビターとして機能さ
せる鋼板と本発明の現象が生じ難い鋼板とを１つ
のコイル状として最終仕上焼鈍を行なう場合には
AlNを主たるインヒビターとして機能させる鋼
板部分の最冷点が850〜1100℃の温度域にある間
の少なくとも一時期、AlNを主たるインヒビタ
ーとして機能させる部分の最熱点の昇温速度を13
℃／hr以下に制御する必要がある。 上記の如く、最終仕上焼鈍を行なうに際し
AlNを主たるインヒビターとして機能させる鋼
板と本発明の現象が生じ難い鋼板を１つのコイル
状として本発明の技術を用いることはコイルの重
量を増し生産性を上げるという利点の他に、
AlNを主たるインヒビターとして機能させる鋼
板部分をコイル内の均熱性のよい箇所に配置でき
るという利点がある。 本発明の特徴は、２次再結晶の開始から完了ま
での途中段階で行うと効果のある金属学的現象と
その効果領域を広げるためのストリツプコイル温
度制御を組み合わせたところにある。昇温速度を
下げることによる問題点である２次再結晶の不安
定化は、２次再結晶の開始から完了までの途中段
階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を高めることによつ
て軽減される。 最終仕上焼鈍後ひ鋼板に張力を付加するコーテ
イングを行なうと鉄損特性が一層向上する。本発
明によつて製造された製品は極めて磁束密度が高
いため、レーザー等を用いた磁区制御を行なうと
極めて鉄損特性の優れた製品となる。 以下実施例について述べる。 実施例 １ Si：3.25％、Ｃ：0.078％、酸可溶性Al：0.027
％、Ｎ：0.0079％、Mn：0.075％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.10％を含む板厚2.3mmの熱延板を1100℃２
分間の焼鈍後0.225mmの最終厚みまで冷間圧延し、
ついで脱炭焼鈍し、引き続きMgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、(1)1200℃まで25℃／hrで
昇温後1200℃で20時間焼鈍、(2)1200℃まで10℃／
hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(3)850℃まで25
℃／hrで昇温、850℃から1100℃まで10℃／hrで
昇温、1100℃から1200℃まで25℃／hrで昇温後
1200℃で20時間焼鈍、なるバツチ炉昇温条件での
5TONコイル内の最冷点と最熱点の熱履歴を計算
機シミユレーシヨンで求めた。そして求めた熱履
歴と同じ条件で実験を行なつた。 雰囲気ガスの条件は(a)昇温過程最冷点1100℃ま
で75％H2＋25％N2で処理、(b)昇温過程最冷点
980℃まで75％H2＋25％N2で処理し、最冷点980
℃から1100℃まで10％H2＋90％N2で処理、の２
水準とし最冷点が1100℃になつた時点で100％H2
として焼鈍を行なつた。いずれの条件でも980℃
では２次再結晶が開始から完了までの途中段階で
あり、また(2)、(3)の条件では最冷点が850〜1100
℃の温度範囲の少なくとも一時期に、最熱点の昇
温速度が13℃／hr以下であつた。処理条件と製品
の磁束密度を第１表に示す。
密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもので
ある。 （従来の技術） 一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトラ
ンスその他の電気機器の鉄芯材料に使用されてい
るもので、磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好でなくてはならない。 この励磁特性を表わす数値として通常B8（磁場
の強さ800A／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄
損特性を表わす数値としてW17/50（50Hzで1.7Tま
で磁化させた時の１Kg当りの鉄損）を用いてい
る。 この一方向性電磁鋼板は最終仕上焼鈍工程で２
次最結晶現象を起こさせ、鋼板面に｛110｝面、
圧延方向に＜001＞軸をもつたいわゆるゴス組織
を発達させることによつて得られている。良好な
磁気特性を得るためには磁化容易軸である＜001
＞軸を圧延方向に高度に揃える事が重要である。
又板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の
純度等も磁気特性に大きな影響を及ぼす。 方向性については、MnS、AlNをインヒビタ
ーとして利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とす
る方法によつて大幅に向上し、それに伴つて鉄損
特性も著しく向上してきた。 一方近年エネルギー価格の高騰を背景として、
トランスメーカーは低鉄損トランス用素材への指
向を一段と強めている。低鉄損素材としてアモル
フアス合金や6.5％Si鋼等の開発も進められいる
が、トランス用材料として工業的に使用するには
解決すべき問題を残している。他方レーザー等を
用いた磁区制御技術が近年開発され、それによつ
て鉄損特性が大幅に向上した。また製品の磁束密
度が高いほど磁区制御技術の効果が大きいため、
磁束密度の極めて高い製品を開発する必要性が高
まつてきた。 本発明者らは、含Al一方向性電磁鋼板の製造
において、２次再結晶の開始から完了までの途中
段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加させること
によつて磁束密度を高める方法を提示したが（特
願昭61−61993）、５〜20Ton等大重量コイルで安
定して生産することが難しいという工業的に使用
するには解決すべき問題を残している。 また含Al一方向性電磁鋼板を製造する方法に
おいて、最終仕上焼鈍における昇温速度を低めと
することによつて磁束密度を高める方法が提案さ
れているが（特公昭56−33450号公報）、２次再結
晶が不安定化する等工業的に使用するには解決す
べき問題を残している。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は一方向性電磁鋼板を製造する場合に、
極めて高い磁束密度をもつ製品５〜20Ton等大重
量コイルで安定して得ることが難しいという問題
点を解決する方法を提供するものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は最終仕上焼鈍工程に於て、２次再結晶
の開始から完了までの途中段階で焼鈍雰囲気中の
N2分圧を増加させるとともに、上記焼鈍雰囲気
変更時のストリツプコイル内の温度差を100℃以
内に制御することによつて磁束密度の極めて高い
一方向性電磁鋼板を製造する方法を提供するもの
である。 更に本発明は上記方法に加えて、最終仕上焼鈍
の昇温時、ストリツプコイルの最冷点（最低温
部）が850〜1100℃の温度範囲にある少なくとも
１時期にストリツプコイルの最熱点（最高温部）
の昇温速度を13℃／hr以下とすることによつて磁
束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板を製造する
方法を提供するものである。 以下本発明を詳細に説明する。 本発明が対象としている含Al一方向性電磁鋼
板の製造においては、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を得、
ひき続き熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を
行なつた後、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延により最終ゲージの冷延板を得、次いで
脱炭焼鈍を従来の方法で行なう。 熱延板の化学成分は重量％でSi：2.5〜4.0％、
Ｃ：0.03〜0.10％、酸可溶性Al：0.010〜0.065％、
Ｎ：0.0010〜0.0150％、Mn：0.02〜0.30％、Ｓ：
0.005〜0.040％、その他インヒビター構成元素と
して公知であるSn、Sb、Se、Te、Cu、Nb、
Cr、Ni、Ｂ、Ｖ、As、Bi等を必要に応じて含有
させてもよく、その他は実質的にFeからなつて
いる。 本発明の成分系における主インヒビターは
AlNであり、最終冷延以前の工程で、AlNを析
出させる焼鈍を必要に応じて行なう。脱炭焼鈍後
鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
最終仕上焼鈍を行なう。本発明の特徴はこの最終
仕上焼鈍工程にある。 即ち最終仕上焼鈍を行なうにあたり、２次再結
晶の開始から完了までの途中段階で、焼鈍雰囲気
中のN2分圧を増加させるとともに、上記雰囲気
変更時のストリツプコイル内の温度差を100℃以
内に制御することによつて極めて磁束密度の高い
一方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
さらに上記方法に加えて最終仕上焼鈍の昇温時、
ストリツプコイルの最冷点が850〜1100℃の温度
範囲にある間の少なくとも１時期ストリツプコイ
ルの最熱点の昇温速度を13℃／hr以下にすること
によつて極めて磁束密度の高い一方向性電磁鋼板
を安定して得ることができる。 本発明者らは最終仕上焼鈍工程において、２次
再結晶の開始から完了までの途中段階で焼鈍雰囲
気中のN2分圧を増加させることによつて磁束密
度を高める方法を提示した（特願昭61−61993）。
確かにこの方法によつて磁束密度は高まるが、
N2分圧を増加させて効果のある条件範囲（温度
範囲、焼鈍時間範囲等）が必ずしも広くないとい
う問題が残されていた。通常最終仕上焼鈍は鋼板
を５〜20Tonのコイル状として行なわれ、コイル
内には不可避的に温度差等不均一性が存在する。
極めて磁束密度の高い製品を工業的に安定して製
造するためには、この問題点を解決する必要があ
つた。 本発明者らは焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加さ
せて効果のある条件範囲が広くないという問題点
を解決するためには、効果的にコイル内を均熱化
することが必要であるという新知見を得た。ま
た、その有効な方法を見いだすべく種々の実験を
行なつた結果ストリツプコイルの最冷点が850〜
1100℃の温度範囲にある間の少なくとも１時期は
ストリツプコイルの最熱点の昇温速度を13℃／hr
以下とすることが極めて有効であるという新知見
を得た。 第１図に温度と２次再結晶挙動との関係の一例
を示す。 この場合Si：3.23％、Ｃ：0.078％、酸可溶性
Al：0.026％、Ｎ：0.0080％、Mn：0.074％、Ｓ：
0.025％を含有する2.3mm厚の熱延板を出発材と
し、かかる熱延板を1100℃２分間焼鈍後急冷し、
0.225mmの最終厚みまで冷間圧延し、ついで公知
の方法で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼鈍
分離剤の塗布を行ない多数のサンプルを得た。し
かる後75％H2＋25％N2の混合ガス中において10
℃／hrの昇温速度で1100℃まで昇温し、900〜
1100℃の各温度で20℃毎にサンプルを加熱炉から
順次引き出した。引き出したサンプルを酸洗し、
表面を占める２次再結晶粒の面積率（２次再結晶
率）を測定した。第１図から明らかなように、２
次再結晶の進行温度範囲は960〜1060℃であり、
温度幅は100℃である。 本発明者らは、成分、工程条件を広範に変え、
２次再結晶挙動を調査した結果、２次再結晶開始
温度、完了温度は成分、工程条件に多少左右され
るものの、２次再結晶進行の温度幅は第１図で示
した如く100℃程度であるという知見を得た。 第２図に5TONコイルにおいて最終仕上焼鈍の
昇温速度（コイル最熱点）と最冷点が960℃であ
る時点でのコイル内の温度差との関係図（計算
値）の一例を示す。この場合板厚を0.225mmとし
て計算した結果である。第２図から明らかなよう
に昇温速度13℃／hr以下でコイルの最冷点が960
℃におけるコイル内の温度差が100℃以下となる。
なお13℃／hrという値は、コイルの形状、板厚等
の条件を変更しても、通常工業的に使用している
条件範囲ではほとんど変化しないということを本
発明者らは確認している。 本発明において２次再結晶の開始から完了まで
の途中段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加させ
ると規定したのは、２次再結晶の途中段階で
｛110｝＜001＞方位から分散した方位粒が２次再結
晶してくるのを抑制することによつて２次再結晶
初期に発生する｛110｝＜001＞方位に極めて近い
２次再結晶粒の粒成長を助長して製品の磁束密度
を高めるためには、２次再結晶の開始から完了ま
での途中段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加さ
せAlNを主としたインヒビター（窒化物）を形
成させる必要があり、２次再結晶の開始以前及び
完了後では効果がないためである。また、上記焼
鈍雰囲気変更時のストリツプコイル内の温度差を
100℃以内に制御すると規定したのは、焼鈍雰囲
気変更時ストリツプコイル全体が２次再結晶の開
始から完了までの途中段階の状態にあるために
は、２次再結晶進行温度幅である100℃以内にス
トリツプコイル内の温度差を制御する必要がある
からである。 次に本発明においてストリツプコイルの最冷点
が850〜1100℃の温度範囲にある間の少なくとも
１時期はストリツプコイルの最熱点の昇温速度を
13℃／hr以下とすると規定した理由について説明
する。ストリツプコイルの最冷点が850℃未満の
温度でのストリツプコイル最熱点の昇温速度は最
冷点が２次再結晶開始温度（960℃程度）の時点
でのコイル内の温度差に大きな影響を与えず、ス
トリツプコイルの最冷点が1100℃超の時点ではス
トリツプコイル内での２次再結晶がほぼ完了して
いるため、ストリツプコイル内の昇温速度のコン
トロールは最冷点が850〜1100℃の温度範囲で行
なう必要があり、850℃未満、1100℃超では効果
がないためである。また、第２図より最熱点の昇
温速度が13℃／hr以下でコイルの最冷点が960℃
になつた時点でのコイル内の温度差が100℃以下
となることからストリツプコイルの最冷点が850
〜1100℃の温度範囲にある間の少なくとも１時期
ストリツプコイルの最熱点の昇温速度を13℃／hr
とすると規定した。 最終仕上焼鈍を行なうに際し、焼鈍雰囲気中の
N2分圧を増加させる温度、焼鈍開始からの時間
については特に限定するものではなく、２次再結
晶が開始していればよい。好ましくは、２次再結
晶の開始初期段階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を増
加させるとより効果的である。N2分圧の増加量
については特に限定しないが、好ましくは25％以
上増加させることにより効果的である。 本発明において、最終仕上焼鈍の焼鈍雰囲気変
更時におけるストリツプコイル内の温度差を100
℃以内と規定しているが、最終冷間圧延、脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤の塗布後最終仕上焼鈍を行なうに
際し、AlNをインヒビターとして機能させない
一方向性電磁鋼板等本発明の現象が生じ難い鋼板
とAlNを主たるインヒビターとして機能させる
一方向性電磁鋼板を１つのコイルに巻いて本発明
の技術を用い製造する場合には、AlNを主たる
インヒビターとして機能させる鋼板の部分の温度
差を焼鈍雰囲気変更時に100℃以下に制御する必
要がある。また本発明において、最終仕上焼鈍を
行なうに際し、昇温過程におけるストリツプコイ
ルの最冷点が850〜1100℃の温度域にある間の少
なくとも１時期、ストリツプコイルの最熱点の昇
温速度を13℃／hr以下と規定しているが、上記の
如く、AlNを主たるインヒビターとして機能さ
せる鋼板と本発明の現象が生じ難い鋼板とを１つ
のコイル状として最終仕上焼鈍を行なう場合には
AlNを主たるインヒビターとして機能させる鋼
板部分の最冷点が850〜1100℃の温度域にある間
の少なくとも一時期、AlNを主たるインヒビタ
ーとして機能させる部分の最熱点の昇温速度を13
℃／hr以下に制御する必要がある。 上記の如く、最終仕上焼鈍を行なうに際し
AlNを主たるインヒビターとして機能させる鋼
板と本発明の現象が生じ難い鋼板を１つのコイル
状として本発明の技術を用いることはコイルの重
量を増し生産性を上げるという利点の他に、
AlNを主たるインヒビターとして機能させる鋼
板部分をコイル内の均熱性のよい箇所に配置でき
るという利点がある。 本発明の特徴は、２次再結晶の開始から完了ま
での途中段階で行うと効果のある金属学的現象と
その効果領域を広げるためのストリツプコイル温
度制御を組み合わせたところにある。昇温速度を
下げることによる問題点である２次再結晶の不安
定化は、２次再結晶の開始から完了までの途中段
階で焼鈍雰囲気中のN2分圧を高めることによつ
て軽減される。 最終仕上焼鈍後ひ鋼板に張力を付加するコーテ
イングを行なうと鉄損特性が一層向上する。本発
明によつて製造された製品は極めて磁束密度が高
いため、レーザー等を用いた磁区制御を行なうと
極めて鉄損特性の優れた製品となる。 以下実施例について述べる。 実施例 １ Si：3.25％、Ｃ：0.078％、酸可溶性Al：0.027
％、Ｎ：0.0079％、Mn：0.075％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.10％を含む板厚2.3mmの熱延板を1100℃２
分間の焼鈍後0.225mmの最終厚みまで冷間圧延し、
ついで脱炭焼鈍し、引き続きMgOを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、(1)1200℃まで25℃／hrで
昇温後1200℃で20時間焼鈍、(2)1200℃まで10℃／
hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(3)850℃まで25
℃／hrで昇温、850℃から1100℃まで10℃／hrで
昇温、1100℃から1200℃まで25℃／hrで昇温後
1200℃で20時間焼鈍、なるバツチ炉昇温条件での
5TONコイル内の最冷点と最熱点の熱履歴を計算
機シミユレーシヨンで求めた。そして求めた熱履
歴と同じ条件で実験を行なつた。 雰囲気ガスの条件は(a)昇温過程最冷点1100℃ま
で75％H2＋25％N2で処理、(b)昇温過程最冷点
980℃まで75％H2＋25％N2で処理し、最冷点980
℃から1100℃まで10％H2＋90％N2で処理、の２
水準とし最冷点が1100℃になつた時点で100％H2
として焼鈍を行なつた。いずれの条件でも980℃
では２次再結晶が開始から完了までの途中段階で
あり、また(2)、(3)の条件では最冷点が850〜1100
℃の温度範囲の少なくとも一時期に、最熱点の昇
温速度が13℃／hr以下であつた。処理条件と製品
の磁束密度を第１表に示す。
【表】
実施例 ２
Si：3.25％、Ｃ：0.077％、酸可溶性Al：0.028
％、Ｎ：0.0079％、Mn：0.074％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.13％、Cu：0.06％を含む板厚2.3mmの熱延
板を1120℃に30秒保持し、引き続き900℃に１分
間保持した後急冷し、0.225mmの最終厚みまで冷
間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、引き続きMgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、(1)1200℃まで
20℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(2)1200℃
まで10℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(3)
900℃まで20℃／hrで昇温、900℃から1100℃まで
５℃／hrで昇温、1100℃から1200℃まで20℃／hr
で昇温後1200℃で20時間焼鈍、なるバツチ炉昇温
条件での5TONコイル内の最冷点と最熱点の熱履
歴を計算機シミユレーシヨンで求めた。そして求
めた熱履歴と同じ条件で実験を行なつた。 雰囲気ガスの条件は、(a)昇温過程最冷点1100℃
まで85％H2＋15％N2で処理、(b)昇温過程最冷点
970℃まで85％H2＋15％N2で処理し、最冷点970
℃から1100℃まで25％H2＋75％N2で処理、の２
水準とし、最冷点が1100℃になつた時点で、100
％H2として焼鈍を行なつた。いずれの条件でも
970℃では２次再結晶が開始から完了までの途中
段階であり、また(2)、(3)の条件では最冷点が850
〜1100℃の温度範囲の少なくとも一時期最熱点の
昇温速度が13℃／hr以下であつた。処理条件と製
品の磁束密度を第２表に示す。
％、Ｎ：0.0079％、Mn：0.074％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.13％、Cu：0.06％を含む板厚2.3mmの熱延
板を1120℃に30秒保持し、引き続き900℃に１分
間保持した後急冷し、0.225mmの最終厚みまで冷
間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、引き続きMgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、(1)1200℃まで
20℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(2)1200℃
まで10℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(3)
900℃まで20℃／hrで昇温、900℃から1100℃まで
５℃／hrで昇温、1100℃から1200℃まで20℃／hr
で昇温後1200℃で20時間焼鈍、なるバツチ炉昇温
条件での5TONコイル内の最冷点と最熱点の熱履
歴を計算機シミユレーシヨンで求めた。そして求
めた熱履歴と同じ条件で実験を行なつた。 雰囲気ガスの条件は、(a)昇温過程最冷点1100℃
まで85％H2＋15％N2で処理、(b)昇温過程最冷点
970℃まで85％H2＋15％N2で処理し、最冷点970
℃から1100℃まで25％H2＋75％N2で処理、の２
水準とし、最冷点が1100℃になつた時点で、100
％H2として焼鈍を行なつた。いずれの条件でも
970℃では２次再結晶が開始から完了までの途中
段階であり、また(2)、(3)の条件では最冷点が850
〜1100℃の温度範囲の少なくとも一時期最熱点の
昇温速度が13℃／hr以下であつた。処理条件と製
品の磁束密度を第２表に示す。
【表】
実施例 ３
Si：3.30％、Ｃ：0.078％、酸可溶性Al：0.027
％、Ｎ：0.0083％、Mn：0.075％、Ｓ：0.026％、
Sn：0.11％、Cu：0.06％を含む板厚2.3mmの熱延
板を1120℃に30秒保持し、引き続き900℃に１分
間保持した後急冷し、0.225mmの最終厚みまで冷
間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、引き続きMgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、(1)1200℃まで
20℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(2)1050℃
まで20℃／hrで昇温し、1050℃で20時間焼鈍し、
引き続き1200℃まで20℃／hrで昇温後1200℃で20
時間焼鈍、なるバツチ炉昇温条件での5TONコイ
ル内の最冷点と最熱点の熱履歴を計算機シミユレ
ーシヨンで求めた。そして求めた熱履歴と同じ条
件で実験を行なつた。 雰囲気ガスの条件は、(a)昇温過程最冷点1100℃
まで75％H2＋25％N2で処理、(b)昇温過程最冷点
970℃まで75％H2＋25％N2で処理し、最冷点970
℃から1100℃まで10％H2＋90％N2で処理、の２
水準とし、最冷点が1100℃になつた時点で100％
H2として焼鈍を行なつた。いずれの条件でも970
℃では２次再結晶が開始から完了までの途中段階
であり、また(2)の条件では最冷点が850〜1100℃
の温度範囲の少なくとも１時期最熱点の昇温速度
が13℃／hr以下であつた。処理条件と製品の磁束
密度を第３表に示す。
％、Ｎ：0.0083％、Mn：0.075％、Ｓ：0.026％、
Sn：0.11％、Cu：0.06％を含む板厚2.3mmの熱延
板を1120℃に30秒保持し、引き続き900℃に１分
間保持した後急冷し、0.225mmの最終厚みまで冷
間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、引き続きMgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、(1)1200℃まで
20℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、(2)1050℃
まで20℃／hrで昇温し、1050℃で20時間焼鈍し、
引き続き1200℃まで20℃／hrで昇温後1200℃で20
時間焼鈍、なるバツチ炉昇温条件での5TONコイ
ル内の最冷点と最熱点の熱履歴を計算機シミユレ
ーシヨンで求めた。そして求めた熱履歴と同じ条
件で実験を行なつた。 雰囲気ガスの条件は、(a)昇温過程最冷点1100℃
まで75％H2＋25％N2で処理、(b)昇温過程最冷点
970℃まで75％H2＋25％N2で処理し、最冷点970
℃から1100℃まで10％H2＋90％N2で処理、の２
水準とし、最冷点が1100℃になつた時点で100％
H2として焼鈍を行なつた。いずれの条件でも970
℃では２次再結晶が開始から完了までの途中段階
であり、また(2)の条件では最冷点が850〜1100℃
の温度範囲の少なくとも１時期最熱点の昇温速度
が13℃／hr以下であつた。処理条件と製品の磁束
密度を第３表に示す。
【表】
実施例 ４
Si：3.25％、Ｃ：0.075％、酸可溶性Al：0.028
％、Ｎ：0.0082％、Mn：0.074％、Ｓ：0.024％、
Sn：0.12％、Cu：0.06％を含む板厚2.3mmの熱延
板を1100℃で２分間の焼鈍後に、0.225mmの最終
厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、引き続
きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、(1)
1200℃まで20℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼
鈍、(2)800℃まで20℃／hrで昇温、800℃から1100
℃まで５℃／hrで昇温、1100℃から1200℃まで20
℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、なるバツチ
炉昇温条件での10TONコイル圧延方向中央部
5TONの部分の最冷点と最熱点の熱履歴を計算機
シミユレーシヨンで求めた。そして求めた熱履歴
と同じ条件で実験を行なつた。なお内巻部
2.5ton、外巻部2.5tonは0.35mm厚の脱炭板が焼鈍
分離剤を塗布され巻かれているという条件で計算
を行なつた。 雰囲気ガスの条件は、(a)昇温過程中央部最冷点
1100℃まで75％H2＋25％N2で処理、(b)昇温過程
中央部最冷点970℃まで75％H2＋25％N2で処理
し、中央部最冷点970℃から1100℃まで10％H2＋
90％N2で処理、の２水準とし、中央部最冷点が
1100℃になつた時点で100％H2として焼鈍を行な
つた。いずれの条件でも970℃では２次再結晶が
開始から完了までの途中段階であり、また(2)の条
件では中央部最冷点が850〜1100℃の温度範囲で
少なくとも一時期中央部最熱点の昇温速度が13
℃／hr以下であつた。処理条件と製品の磁束密度
を第４表に示す。
％、Ｎ：0.0082％、Mn：0.074％、Ｓ：0.024％、
Sn：0.12％、Cu：0.06％を含む板厚2.3mmの熱延
板を1100℃で２分間の焼鈍後に、0.225mmの最終
厚みまで冷間圧延し、ついで脱炭焼鈍し、引き続
きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、(1)
1200℃まで20℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼
鈍、(2)800℃まで20℃／hrで昇温、800℃から1100
℃まで５℃／hrで昇温、1100℃から1200℃まで20
℃／hrで昇温後1200℃で20時間焼鈍、なるバツチ
炉昇温条件での10TONコイル圧延方向中央部
5TONの部分の最冷点と最熱点の熱履歴を計算機
シミユレーシヨンで求めた。そして求めた熱履歴
と同じ条件で実験を行なつた。なお内巻部
2.5ton、外巻部2.5tonは0.35mm厚の脱炭板が焼鈍
分離剤を塗布され巻かれているという条件で計算
を行なつた。 雰囲気ガスの条件は、(a)昇温過程中央部最冷点
1100℃まで75％H2＋25％N2で処理、(b)昇温過程
中央部最冷点970℃まで75％H2＋25％N2で処理
し、中央部最冷点970℃から1100℃まで10％H2＋
90％N2で処理、の２水準とし、中央部最冷点が
1100℃になつた時点で100％H2として焼鈍を行な
つた。いずれの条件でも970℃では２次再結晶が
開始から完了までの途中段階であり、また(2)の条
件では中央部最冷点が850〜1100℃の温度範囲で
少なくとも一時期中央部最熱点の昇温速度が13
℃／hr以下であつた。処理条件と製品の磁束密度
を第４表に示す。
【表】
（発明の効果）
以上のとおり、本発明によれば最終仕上焼鈍工
程において、ストリツプコイルの温度を制御し、
２次再結晶の開始から完了までの途中段階で焼鈍
雰囲気中のN2分圧を増加させることによつて極
めて磁束密度の高い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、その工業的効果は大
きい。
程において、ストリツプコイルの温度を制御し、
２次再結晶の開始から完了までの途中段階で焼鈍
雰囲気中のN2分圧を増加させることによつて極
めて磁束密度の高い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、その工業的効果は大
きい。
第１図は温度と２次再結晶挙動との関係図であ
り、第２図は最終仕上焼鈍の昇温速度（コイル最
熱点）と最冷点が960℃である時点でのコイル内
温度差との関係図である。
り、第２図は最終仕上焼鈍の昇温速度（コイル最
熱点）と最冷点が960℃である時点でのコイル内
温度差との関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ AlNを主たるインヒビターとして機能させ
る一方向性電磁鋼板の製造方法であつて、最終板
厚へ冷間圧延されたストリツプに脱炭焼鈍を施
し、焼鈍分離剤を塗布した後最終仕上焼鈍を行な
うに際し、２次再結晶の開始から完了までの途中
段階で、焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加せしめる
とともに、焼鈍雰囲気変更時におけるストリツプ
コイル内の温度差を100℃以内に制御することを
特徴とする磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼
板の製造方法。 ２ AlNを主たるインヒビターとして機能させ
る一方向性電磁鋼板の製造方法であつて、最終板
厚へ冷間圧延されたストリツプに脱炭焼鈍を施
し、焼鈍分離剤を塗布した後最終仕上焼鈍を行な
うに際し、２次再結晶の開始から完了までの途中
段階で、焼鈍雰囲気中のN2分圧を増加せしめる
とともに、昇温過程におけるストリツプコイルの
最冷点が850〜1100℃の温度域にある間の少なく
とも一時期、ストリツプコイルの最熱点の昇温速
度を13℃／ｈ以下に制御することを特徴とする磁
束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP62232356A JPS6475627A (en) | 1987-09-18 | 1987-09-18 | Production of grain oriented electrical steel sheet having extremely high magnetic flux density |
| EP88115115A EP0307905B1 (en) | 1987-09-18 | 1988-09-15 | Method for producing grainoriented electrical steel sheet with very high magnetic flux density |
| DE3886485T DE3886485T2 (de) | 1987-09-18 | 1988-09-15 | Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektrostahlblechen mit sehr hoher magnetischer Flussdichte. |
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62232356A JPS6475627A (en) | 1987-09-18 | 1987-09-18 | Production of grain oriented electrical steel sheet having extremely high magnetic flux density |
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Patent Citations (2)
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