JPH0633141A - 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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- JPH0633141A JPH0633141A JP4184200A JP18420092A JPH0633141A JP H0633141 A JPH0633141 A JP H0633141A JP 4184200 A JP4184200 A JP 4184200A JP 18420092 A JP18420092 A JP 18420092A JP H0633141 A JPH0633141 A JP H0633141A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とする。 【構成】 Ｓｉ，Ｃ，酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｍｎ，Ｓを含
有する珪素鋼スラブを１３００℃以上の温度で加熱し、
熱延を行い、次いで、通常の工程を経て、最終仕上焼鈍
を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍
後の鋼板の一次再結晶粒の平均直径、直径の変動係数、
最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前と脱炭焼鈍後の状態
での一次再結晶粒の平均直径の比率を制御することを特
徴とし、更には、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅの内１種又は
２種以上を所定量添加す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。
性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とする。 【構成】 Ｓｉ，Ｃ，酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｍｎ，Ｓを含
有する珪素鋼スラブを１３００℃以上の温度で加熱し、
熱延を行い、次いで、通常の工程を経て、最終仕上焼鈍
を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍
後の鋼板の一次再結晶粒の平均直径、直径の変動係数、
最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前と脱炭焼鈍後の状態
での一次再結晶粒の平均直径の比率を制御することを特
徴とし、更には、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅの内１種又は
２種以上を所定量添加す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。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、トランス等の鉄心とし
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表す数値としては、磁場の強さ８００Ａ
／ｍにおける磁束密度Ｂ8 が通常使用される。また、鉄
損特性を表す数値としては、周波数５０Hzで１．７テス
ラー（Ｔ）まで磁化したときの１kg当りの鉄損Ｗ17/50
を使用している。
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表す数値としては、磁場の強さ８００Ａ
／ｍにおける磁束密度Ｂ8 が通常使用される。また、鉄
損特性を表す数値としては、周波数５０Hzで１．７テス
ラー（Ｔ）まで磁化したときの１kg当りの鉄損Ｗ17/50
を使用している。
【０００３】磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であ
り、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好
になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再結
晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合がある。
これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径
に拘らず、鉄損特性を改善することができる。
り、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好
になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再結
晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合がある。
これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径
に拘らず、鉄損特性を改善することができる。
【０００４】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に〈００１〉軸を持った、いわゆるゴス組織を発達
させることにより製造されている。良好な磁気特性を得
るためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に
高度に揃えることが必要である。
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に〈００１〉軸を持った、いわゆるゴス組織を発達
させることにより製造されている。良好な磁気特性を得
るためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に
高度に揃えることが必要である。
【０００５】このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の
製造技術として代表的なものに田口悟等による特公昭４
０−１５６４４号公報及び今中拓一等による特公昭５１
−１３４６９号公報記載の方法がある。前者においては
ＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ
等を主なインヒビターとして用いている。従って現在の
技術においてはこれらインヒビターとして機能する析出
物の大きさ、形態及び分散状態を適正に制御することが
不可欠である。
製造技術として代表的なものに田口悟等による特公昭４
０−１５６４４号公報及び今中拓一等による特公昭５１
−１３４６９号公報記載の方法がある。前者においては
ＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ
等を主なインヒビターとして用いている。従って現在の
技術においてはこれらインヒビターとして機能する析出
物の大きさ、形態及び分散状態を適正に制御することが
不可欠である。
【０００６】一方向性電磁鋼板は機能材料であり、磁気
特性を向上させることに技術開発の主眼があるが、工業
的には安定的に製造する技術が備わっていることが必要
である。こういった観点から本発明者らは、中間製品で
最終製品の特性を予測し、制御する技術の開発（特願平
１−１７７８号等）を行ってきた。
特性を向上させることに技術開発の主眼があるが、工業
的には安定的に製造する技術が備わっていることが必要
である。こういった観点から本発明者らは、中間製品で
最終製品の特性を予測し、制御する技術の開発（特願平
１−１７７８号等）を行ってきた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、製鋼段階か
ら熱延、焼鈍、冷延等の一連の工程を過て、長期間を要
して、製品となる一方向性電磁鋼板の製造工程におい
て、中間製品から最終製品の特性が予測し難く、その制
御も容易でないという課題に対する定量的評価基準を与
えるものである。
ら熱延、焼鈍、冷延等の一連の工程を過て、長期間を要
して、製品となる一方向性電磁鋼板の製造工程におい
て、中間製品から最終製品の特性が予測し難く、その制
御も容易でないという課題に対する定量的評価基準を与
えるものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１）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：０．０
２〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜０．０４０％、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１３
００℃以上の温度で加熱し、熱延を施し、次いで熱延板
に、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０
％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟む
１回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱
炭焼鈍後の鋼板の一次再結晶粒の平均直径を６〜１１μ
ｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数を０．５以下と
し、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までに、一次再
結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板での平均直径に対
して５〜３０％大きくすることを特徴とする一方向性電
磁鋼板の製造方法。
ろは下記のとおりである。 （１）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：０．０
２〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜０．０４０％、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１３
００℃以上の温度で加熱し、熱延を施し、次いで熱延板
に、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０
％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟む
１回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱
炭焼鈍後の鋼板の一次再結晶粒の平均直径を６〜１１μ
ｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数を０．５以下と
し、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までに、一次再
結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板での平均直径に対
して５〜３０％大きくすることを特徴とする一方向性電
磁鋼板の製造方法。
【０００９】（２）スラブに、０．４％以下のＳｎ，Ｃ
ｕ，Ｓｂ，Ｓｅの１種又は２種以上を含有することを特
徴とする（１）記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
ｕ，Ｓｂ，Ｓｅの１種又は２種以上を含有することを特
徴とする（１）記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
【作用】本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、
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
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
この熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次行う
ことによって製造される。
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
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
この熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次行う
ことによって製造される。
【００１１】本発明者らは、一方向性電磁鋼板の製造工
程において、中間製品から最終製品の特性を予測し、制
御する方法を広範にわたって研究したところ、脱炭焼鈍
後最終仕上焼鈍前の材料の結晶組織及び、最終仕上焼鈍
中の二次再結晶開始までの間の結晶組織変化が製品の磁
気特性に大きく影響するという新知見を得た。
程において、中間製品から最終製品の特性を予測し、制
御する方法を広範にわたって研究したところ、脱炭焼鈍
後最終仕上焼鈍前の材料の結晶組織及び、最終仕上焼鈍
中の二次再結晶開始までの間の結晶組織変化が製品の磁
気特性に大きく影響するという新知見を得た。
【００１２】以下実験結果を基に詳細に説明する。図１
に、光学顕微鏡で観察した脱炭焼鈍後の鋼板（以下、脱
炭焼鈍板と称す）の結晶組織（板厚方向全域）を画像解
析することによって求めた一次再結晶板の平均直径ｄ
（円相当直径）及び直径の変動係数σ＊（一次再結晶粒
の平均直径ｄで規格化した分布の標準偏差）が製品の磁
束密度（Ｂ8 値）に与える影響を示す。
に、光学顕微鏡で観察した脱炭焼鈍後の鋼板（以下、脱
炭焼鈍板と称す）の結晶組織（板厚方向全域）を画像解
析することによって求めた一次再結晶板の平均直径ｄ
（円相当直径）及び直径の変動係数σ＊（一次再結晶粒
の平均直径ｄで規格化した分布の標準偏差）が製品の磁
束密度（Ｂ8 値）に与える影響を示す。
【００１３】この場合、重量％でＳｉ：３．２〜３．３
％、Ｃ：０．０３５〜０．０９１％、酸可溶性Ａｌ：
０．０２１〜０．０３９％、Ｎ：０．００４１〜０．０
０９７％、Ｍｎ：０．０６１〜０．０８８％、Ｓ：０．
０２１〜０．０３５％、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなる珪素鋼スラブを１３００〜１４００℃に１時間
加熱し、熱延して、２．３mm厚の熱延板とした。
％、Ｃ：０．０３５〜０．０９１％、酸可溶性Ａｌ：
０．０２１〜０．０３９％、Ｎ：０．００４１〜０．０
０９７％、Ｍｎ：０．０６１〜０．０８８％、Ｓ：０．
０２１〜０．０３５％、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなる珪素鋼スラブを１３００〜１４００℃に１時間
加熱し、熱延して、２．３mm厚の熱延板とした。
【００１４】次いで、（１）この熱延板に、１０００℃
の熱延板焼鈍を施した後１．５５mm厚に冷延し、次いで
１１００℃の中間焼鈍を施した後、圧下率約８６％で冷
延し、０．２２mm厚の冷延板とする、（２）この熱延板
を、１．５５mm厚に冷延し、次いで１１００℃の中間焼
鈍を施した後圧下率約８６％で冷延して、０．２２mm厚
の冷延板とする、（３）この熱延板に、１１００℃の熱
延板焼鈍を施した後、圧下率約９０％で冷延して、０．
２２mm厚の冷延板とする、なる３種類のプロセスで、
０．２２mm厚の最終冷延板とした。
の熱延板焼鈍を施した後１．５５mm厚に冷延し、次いで
１１００℃の中間焼鈍を施した後、圧下率約８６％で冷
延し、０．２２mm厚の冷延板とする、（２）この熱延板
を、１．５５mm厚に冷延し、次いで１１００℃の中間焼
鈍を施した後圧下率約８６％で冷延して、０．２２mm厚
の冷延板とする、（３）この熱延板に、１１００℃の熱
延板焼鈍を施した後、圧下率約９０％で冷延して、０．
２２mm厚の冷延板とする、なる３種類のプロセスで、
０．２２mm厚の最終冷延板とした。
【００１５】かかる冷延板を８１０〜１０００℃の温度
域で脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点５５〜６
８℃）を施した。この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均
直径と直径の変動係数を光学顕微鏡と画像解析を用いて
測定した。
域で脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点５５〜６
８℃）を施した。この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均
直径と直径の変動係数を光学顕微鏡と画像解析を用いて
測定した。
【００１６】次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤
を鋼板に塗布し、Ｎ2 を０〜１００％（残部Ｈ2 ）含む
焼鈍雰囲気中で、１５℃／hrの昇温速度で１２００℃ま
で昇温し、Ｈ2 焼鈍雰囲気中で、１２００℃に２０時間
保持する最終仕上焼鈍を施した。
を鋼板に塗布し、Ｎ2 を０〜１００％（残部Ｈ2 ）含む
焼鈍雰囲気中で、１５℃／hrの昇温速度で１２００℃ま
で昇温し、Ｈ2 焼鈍雰囲気中で、１２００℃に２０時間
保持する最終仕上焼鈍を施した。
【００１７】図１から明らかなように、一次再結晶粒
（脱炭焼鈍板）の平均直径ｄ＝６〜１１μｍ、一次再結
晶粒の直径の変動係数を０．５以下とした範囲内での
み、Ｂ8≧１．８８Ｔと良好な磁気特性をもつ製品が得
られた。但し、この範囲内でもＢ8 ＜１．８８Ｔとなる
場合も生じたので、この原因を詳細に検討した。この検
討結果について以下説明する。
（脱炭焼鈍板）の平均直径ｄ＝６〜１１μｍ、一次再結
晶粒の直径の変動係数を０．５以下とした範囲内での
み、Ｂ8≧１．８８Ｔと良好な磁気特性をもつ製品が得
られた。但し、この範囲内でもＢ8 ＜１．８８Ｔとなる
場合も生じたので、この原因を詳細に検討した。この検
討結果について以下説明する。
【００１８】図２に、図１に示した実験において、脱炭
焼鈍板の一次再結晶粒径の平均直径ｄが６〜１１μｍ
で、かつ、一次再結晶粒の直径の変動係数σ＊が０．５
以下であった材料における、脱炭焼鈍後から最終仕上焼
鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合Δｄ／ｄ((二
次再結晶直前と脱炭焼鈍板での一次再結晶粒の平均直径
の差）／（脱炭焼鈍板での一次再結晶粒の平均直径))
（％）と磁束密度（Ｂ8 ）の関係を示す。
焼鈍板の一次再結晶粒径の平均直径ｄが６〜１１μｍ
で、かつ、一次再結晶粒の直径の変動係数σ＊が０．５
以下であった材料における、脱炭焼鈍後から最終仕上焼
鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合Δｄ／ｄ((二
次再結晶直前と脱炭焼鈍板での一次再結晶粒の平均直径
の差）／（脱炭焼鈍板での一次再結晶粒の平均直径))
（％）と磁束密度（Ｂ8 ）の関係を示す。
【００１９】この場合、最終仕上焼鈍の昇温過程の８５
０℃から１２００℃の間の２５℃おきに、試料の一部を
焼鈍炉から引き出し急冷した。この試料の結晶組織を観
察し、板厚を貫通した粒（二次再結晶粒）が発生した引
き出し温度より２５℃低い温度で引き出した試料を二次
再結晶開始直前の試料と呼ぶ。
０℃から１２００℃の間の２５℃おきに、試料の一部を
焼鈍炉から引き出し急冷した。この試料の結晶組織を観
察し、板厚を貫通した粒（二次再結晶粒）が発生した引
き出し温度より２５℃低い温度で引き出した試料を二次
再結晶開始直前の試料と呼ぶ。
【００２０】図２から明らかなように、脱炭焼鈍から最
終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合Δｄ
／ｄが５〜３０％の場合にいずれも、Ｂ8 ≧１．８８Ｔ
なる良好な磁気特性が得られた。
終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合Δｄ
／ｄが５〜３０％の場合にいずれも、Ｂ8 ≧１．８８Ｔ
なる良好な磁気特性が得られた。
【００２１】図１及び図２に示した関係が成立する理由
については、必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は、次のように推察している。
については、必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は、次のように推察している。
【００２２】一次再結晶粒の平均直径は、粒界面積の総
和（単位体積あたり）に逆比例する量であり、これらの
粒界エネルギーが二次再結晶粒の粒成長の駆動力とな
る。この駆動力が低いと、二次再結晶が低温から生じ、
この駆動力が高いと、二次再結晶が生じる温度が高温と
なり、極端な場合には、二次再結晶が生じなくなる。
和（単位体積あたり）に逆比例する量であり、これらの
粒界エネルギーが二次再結晶粒の粒成長の駆動力とな
る。この駆動力が低いと、二次再結晶が低温から生じ、
この駆動力が高いと、二次再結晶が生じる温度が高温と
なり、極端な場合には、二次再結晶が生じなくなる。
【００２３】一方、直径の変動係数は、大きい程混粒状
態にあることを示し、混粒状態にあるものは、粒成長に
伴い、その混粒状態がより顕著となる（直径の変動係数
がより大きくなる）傾向がある。
態にあることを示し、混粒状態にあるものは、粒成長に
伴い、その混粒状態がより顕著となる（直径の変動係数
がより大きくなる）傾向がある。
【００２４】一次再結晶組織が混粒状態にある場合、
｛１１０｝〈００１〉方位粒に他の方位の粗大粒が隣接
する確率が増加し、｛１１０｝〈００１〉方位粒が粒成
長し、二次再結晶粒化するのを防げる可能性が増すこと
となる。従って、混粒状態（直径の変動係数が大きい状
態）は、二次再結晶粒の発生にとって不利である。
｛１１０｝〈００１〉方位粒に他の方位の粗大粒が隣接
する確率が増加し、｛１１０｝〈００１〉方位粒が粒成
長し、二次再結晶粒化するのを防げる可能性が増すこと
となる。従って、混粒状態（直径の変動係数が大きい状
態）は、二次再結晶粒の発生にとって不利である。
【００２５】一方、本発明の如き高温スラブ加熱でＡｌ
Ｎ，ＭｎＳを完全固溶させ、熱延、熱延板焼鈍等でＡｌ
Ｎ，ＭｎＳを微細析出させる製造プロセスにおいては、
二次再結晶進行時のインヒビター強度を高くすること
で、粒界移動の粒界性格依存性を高め、｛１１０｝〈０
０１〉方位に高度に集積した方位粒だけを二次再結晶さ
せるためには、不可避的に、脱炭焼鈍時のインヒビター
が強くなり、一次再結晶粒径の調整が短時間焼鈍である
脱炭焼鈍だけでは不十分となる。
Ｎ，ＭｎＳを完全固溶させ、熱延、熱延板焼鈍等でＡｌ
Ｎ，ＭｎＳを微細析出させる製造プロセスにおいては、
二次再結晶進行時のインヒビター強度を高くすること
で、粒界移動の粒界性格依存性を高め、｛１１０｝〈０
０１〉方位に高度に集積した方位粒だけを二次再結晶さ
せるためには、不可避的に、脱炭焼鈍時のインヒビター
が強くなり、一次再結晶粒径の調整が短時間焼鈍である
脱炭焼鈍だけでは不十分となる。
【００２６】従って、この一次再結晶粒径の調整を長時
間焼鈍である仕上焼鈍で施すことが必要となる。この一
次再結晶粒径の調整を行う場合、脱炭焼鈍板で既に混粒
組織（直径の変動係数が大きい状態）になっていると、
粒成長に伴って、混粒傾向が増し、二次再結晶が生じ難
くなり好ましくない。
間焼鈍である仕上焼鈍で施すことが必要となる。この一
次再結晶粒径の調整を行う場合、脱炭焼鈍板で既に混粒
組織（直径の変動係数が大きい状態）になっていると、
粒成長に伴って、混粒傾向が増し、二次再結晶が生じ難
くなり好ましくない。
【００２７】そして、直径の変動係数が本発明の如く低
い値に制御された状態で、最終仕上焼鈍中の粒成長を生
ぜしめ、平均直径を二次再結晶直前で所定の範囲にする
ことにより、二次再結晶温度及び二次再結晶粒の粒成長
の駆動力を好ましい範囲に制御することが可能となる。
い値に制御された状態で、最終仕上焼鈍中の粒成長を生
ぜしめ、平均直径を二次再結晶直前で所定の範囲にする
ことにより、二次再結晶温度及び二次再結晶粒の粒成長
の駆動力を好ましい範囲に制御することが可能となる。
【００２８】従って、脱炭焼鈍板の平均直径、直径の変
動係数及び脱炭焼鈍後から最終仕上焼鈍での二次再結晶
開始直前までの平均直径の変化率と二次再結晶方位の
｛１１０｝〈００１〉集積度（製品の磁束密度Ｂ8 ）が
強い相関があるものと推察される。
動係数及び脱炭焼鈍後から最終仕上焼鈍での二次再結晶
開始直前までの平均直径の変化率と二次再結晶方位の
｛１１０｝〈００１〉集積度（製品の磁束密度Ｂ8 ）が
強い相関があるものと推察される。
【００２９】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。本発明の出発素材であるスラブの成分について
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：０．０
２〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜０．０４０％を含有
する必要がある。
述べる。本発明の出発素材であるスラブの成分について
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：０．０
２〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜０．０４０％を含有
する必要がある。
【００３０】Ｓｉは４．０％を超すと脆化が激しくなる
ため冷間圧延が困難となり好ましくない。一方２．５％
未満では電気抵抗が低く、良好な鉄損特性が得難い。
ため冷間圧延が困難となり好ましくない。一方２．５％
未満では電気抵抗が低く、良好な鉄損特性が得難い。
【００３１】Ｃは０．０３％未満では脱炭焼鈍以前での
γ量が極めて少なくなってしまい脱炭焼鈍後の金属組織
が不適切なものとなる。一方０．１０％を超えると脱炭
不良となり好ましくない。
γ量が極めて少なくなってしまい脱炭焼鈍後の金属組織
が不適切なものとなる。一方０．１０％を超えると脱炭
不良となり好ましくない。
【００３２】酸可溶性Ａｌ，Ｎは本発明において高磁束
密度を得るために必須の主インヒビターＡｌＮを得るた
めの基本成分であり、上記範囲を外れると二次再結晶が
不安定となるので酸可溶性Ａｌは０．０１０〜０．０６
５％、Ｎは０．００１０〜０．０１５０％とする。
密度を得るために必須の主インヒビターＡｌＮを得るた
めの基本成分であり、上記範囲を外れると二次再結晶が
不安定となるので酸可溶性Ａｌは０．０１０〜０．０６
５％、Ｎは０．００１０〜０．０１５０％とする。
【００３３】Ｍｎ，ＳはインヒビターＭｎＳを形成する
ために必要な元素であり、上記範囲を外れると二次再結
晶が不安定となるのでＭｎは０．０２〜０．３０％、Ｓ
は０．００５〜０．０４０％と定める。
ために必要な元素であり、上記範囲を外れると二次再結
晶が不安定となるのでＭｎは０．０２〜０．３０％、Ｓ
は０．００５〜０．０４０％と定める。
【００３４】更に、インヒビター構成元素であるＳｎ，
Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅの１種又は２種以上を各０．４％以下
含有することは、本発明の如き一次再結晶粒成長を制御
する技術においては好ましい。０．４％超では、粒成長
が顕しく抑制されるので好ましくない。
Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅの１種又は２種以上を各０．４％以下
含有することは、本発明の如き一次再結晶粒成長を制御
する技術においては好ましい。０．４％超では、粒成長
が顕しく抑制されるので好ましくない。
【００３５】かかるスラブは１３００℃以上の温度で加
熱して熱延を行う。スラブ加熱温度が１３００℃未満で
は、ＡｌＮ，ＭｎＳの固溶が不十分となり、二次再結晶
が不安定となり好ましくない。熱延は通常の方法で行わ
れる。
熱して熱延を行う。スラブ加熱温度が１３００℃未満で
は、ＡｌＮ，ＭｎＳの固溶が不十分となり、二次再結晶
が不安定となり好ましくない。熱延は通常の方法で行わ
れる。
【００３６】かかる熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍
を施し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必
要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を行い、次い
で脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次施す工程を前提として
いる。最終冷延の圧下率が８０％未満では高磁束密度が
得難く、好ましくない。
を施し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必
要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を行い、次い
で脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次施す工程を前提として
いる。最終冷延の圧下率が８０％未満では高磁束密度が
得難く、好ましくない。
【００３７】脱炭焼鈍後の鋼板の一次再結晶粒の平均直
径を６〜１１μｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数
を０．５以下とし、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前
までに、一次再結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板の
平均直径に対して５〜３０％大きくする必要がある。こ
れは、図１，図２に示した如く、上記の範囲に制御する
ことによりＢ8 ＞１．８８Ｔなる良好な磁気特性が安定
して得られる。
径を６〜１１μｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数
を０．５以下とし、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前
までに、一次再結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板の
平均直径に対して５〜３０％大きくする必要がある。こ
れは、図１，図２に示した如く、上記の範囲に制御する
ことによりＢ8 ＞１．８８Ｔなる良好な磁気特性が安定
して得られる。
【００３８】上記の如き範囲に脱炭焼鈍板の一次再結晶
粒の平均直径、変動係数及び最終仕上焼鈍中の粒成長挙
動を制御する手段については特に限定するものではな
い。
粒の平均直径、変動係数及び最終仕上焼鈍中の粒成長挙
動を制御する手段については特に限定するものではな
い。
【００３９】インヒビター構成元素の成分範囲、熱延板
焼鈍の熱サイクル、脱炭焼鈍の熱サイクル、雰囲気ガ
ス、焼鈍分離剤への添加物の種類量、最終仕上焼鈍の熱
サイクル、雰囲気ガス等の組合わせにより、上記の値を
必要とする範囲に制御することができる。最終仕上焼鈍
後に、張力を付与するコーティングやレーザー等を用い
た磁区制御を施すと磁気特性が一層向上する。
焼鈍の熱サイクル、脱炭焼鈍の熱サイクル、雰囲気ガ
ス、焼鈍分離剤への添加物の種類量、最終仕上焼鈍の熱
サイクル、雰囲気ガス等の組合わせにより、上記の値を
必要とする範囲に制御することができる。最終仕上焼鈍
後に、張力を付与するコーティングやレーザー等を用い
た磁区制御を施すと磁気特性が一層向上する。
【００４０】
実施例１ 重量％でＳｉ：３．２５％、（Ａ）Ｃ：０．０７９％，
（Ｂ）Ｃ：０．０４０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６
％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．
０２４％を含有する２５０mm厚の２種類のスラブを１３
５０℃に１時間保持した後熱延し、２．３mm厚の熱延板
とした。
（Ｂ）Ｃ：０．０４０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６
％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．
０２４％を含有する２５０mm厚の２種類のスラブを１３
５０℃に１時間保持した後熱延し、２．３mm厚の熱延板
とした。
【００４１】この熱延板に１１００℃に３０秒保持した
後９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し
た後圧下率約８８％で０．２８５mm厚まで冷延し、８５
０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％
Ｈ2 、露点６８℃の雰囲気ガス中）を施した。光学顕微
鏡と画像解析機を用い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒
の平均直径ｄと直径の変動係数σ＊を測定した。
後９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し
た後圧下率約８８％で０．２８５mm厚まで冷延し、８５
０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％
Ｈ2 、露点６８℃の雰囲気ガス中）を施した。光学顕微
鏡と画像解析機を用い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒
の平均直径ｄと直径の変動係数σ＊を測定した。
【００４２】かかる脱炭焼鈍板にＭｇＯを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／hrで１２００℃まで昇温
し、１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍を施し
た。かかる最終仕上焼鈍の１２００℃での保持中の焼鈍
雰囲気は１００％Ｈ2 とし、昇温中の雰囲気ガスを
（１）１００％Ｈ2 、（２）２０％Ｎ2 ＋８０％Ｈ2 、
（３）９０％Ｎ2 ＋１０％Ｈ2 、の３条件とし、昇温中
の９００〜１１００℃の温度範囲で２５℃間隔で試料の
一部を焼鈍炉から引き出し急冷し、結晶組織を光学顕微
鏡と画像解析機を用いて調査し、一次再結晶粒の平均直
径を測定した。
焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／hrで１２００℃まで昇温
し、１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍を施し
た。かかる最終仕上焼鈍の１２００℃での保持中の焼鈍
雰囲気は１００％Ｈ2 とし、昇温中の雰囲気ガスを
（１）１００％Ｈ2 、（２）２０％Ｎ2 ＋８０％Ｈ2 、
（３）９０％Ｎ2 ＋１０％Ｈ2 、の３条件とし、昇温中
の９００〜１１００℃の温度範囲で２５℃間隔で試料の
一部を焼鈍炉から引き出し急冷し、結晶組織を光学顕微
鏡と画像解析機を用いて調査し、一次再結晶粒の平均直
径を測定した。
【００４３】表１に、工程条件と磁気特性の関係を示
す。表１に示した如く、脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平
均直径、直径の変動係数、最終仕上焼鈍中の平均直径変
化率が本発明の範囲である条件（１），（２）の場合
に、Ｂ8 ≧１．９３Ｔなる良好な磁気特性が得られた。
す。表１に示した如く、脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平
均直径、直径の変動係数、最終仕上焼鈍中の平均直径変
化率が本発明の範囲である条件（１），（２）の場合
に、Ｂ8 ≧１．９３Ｔなる良好な磁気特性が得られた。
【００４４】
【表１】
【００４５】実施例２ 重量％でＳｉ：３．２０％、Ｃ：０．０７４％、酸可溶
性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．０８４％、Ｍｎ：０．
０８０％、Ｓ：０．０２６％を含有し、更に（Ａ）Ｓ
ｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％、（Ｂ）Ｓｂ：０．
０８％、（Ｃ）Ｓｅ：０．０３％、Ｓｂ：０．０５％を
含有する２５０mm厚の３種類のスラブを１３５０℃に１
時間保持した後熱延し、２．３mmの熱延板とした。
性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．０８４％、Ｍｎ：０．
０８０％、Ｓ：０．０２６％を含有し、更に（Ａ）Ｓ
ｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％、（Ｂ）Ｓｂ：０．
０８％、（Ｃ）Ｓｅ：０．０３％、Ｓｂ：０．０５％を
含有する２５０mm厚の３種類のスラブを１３５０℃に１
時間保持した後熱延し、２．３mmの熱延板とした。
【００４６】次いで、（１）この熱延板に、９８０℃×
３分（均熱）なる熱延板焼鈍を施した後、１．５５mm厚
に冷延し、１１００℃に３０秒保持し、引き続き９００
℃に３０秒保持した後急冷する中間焼鈍を施し、次いで
圧下率約８６％で冷延し、０．２２mm厚の冷延板とす
る、（２）この熱延板を１．５５mm厚に冷延し、（１）
と同じ条件で中間焼鈍を施した後、圧下率約８６％で冷
延し、０．２２mm厚の冷延板とする、（３）１０８０℃
に３０秒保持し、引き続き８５０℃に３０秒保持した後
急冷する熱延板焼鈍を施した後圧下率約９０％で冷延
し、０．２２mm厚の冷延板とする、なる３種類のプロセ
スで、０．２２mm厚の最終冷延板とした。
３分（均熱）なる熱延板焼鈍を施した後、１．５５mm厚
に冷延し、１１００℃に３０秒保持し、引き続き９００
℃に３０秒保持した後急冷する中間焼鈍を施し、次いで
圧下率約８６％で冷延し、０．２２mm厚の冷延板とす
る、（２）この熱延板を１．５５mm厚に冷延し、（１）
と同じ条件で中間焼鈍を施した後、圧下率約８６％で冷
延し、０．２２mm厚の冷延板とする、（３）１０８０℃
に３０秒保持し、引き続き８５０℃に３０秒保持した後
急冷する熱延板焼鈍を施した後圧下率約９０％で冷延
し、０．２２mm厚の冷延板とする、なる３種類のプロセ
スで、０．２２mm厚の最終冷延板とした。
【００４７】かかる冷延板を８４０℃に１５０秒保持す
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点６２℃の雰
囲気ガス中）を施した。光学顕微鏡と画像解析機を用
い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均直径ｄと直径
の変動係数のσ＊を測定した。かかる脱炭焼鈍板にＭｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１０℃／hrで１
２００℃まで昇温し、１２００℃で２０時間保持する最
終仕上焼鈍を施した。かかる最終仕上焼鈍の１２００℃
での保持中の焼鈍雰囲気は１００％Ｈ2 とし、昇温中の
雰囲気ガスを１０％Ｎ2 ＋９０％Ｈ2 とし、昇温中の９
００〜１１００℃の温度範囲で２５℃間隔で、試料の一
部を焼鈍炉から引き出し急冷し、結晶組織を光学顕微鏡
と画像解析機を用いて調査し、一次再結晶粒の平均直径
を測定した。
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点６２℃の雰
囲気ガス中）を施した。光学顕微鏡と画像解析機を用
い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均直径ｄと直径
の変動係数のσ＊を測定した。かかる脱炭焼鈍板にＭｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１０℃／hrで１
２００℃まで昇温し、１２００℃で２０時間保持する最
終仕上焼鈍を施した。かかる最終仕上焼鈍の１２００℃
での保持中の焼鈍雰囲気は１００％Ｈ2 とし、昇温中の
雰囲気ガスを１０％Ｎ2 ＋９０％Ｈ2 とし、昇温中の９
００〜１１００℃の温度範囲で２５℃間隔で、試料の一
部を焼鈍炉から引き出し急冷し、結晶組織を光学顕微鏡
と画像解析機を用いて調査し、一次再結晶粒の平均直径
を測定した。
【００４８】表２に、工程条件と磁気特性の関係を示
す。表２に示した条件は、すべて本発明の条件となって
おり、いずれの場合も、Ｂ8 ≦１．９２Ｔなる良好な磁
気特性が得られている。
す。表２に示した条件は、すべて本発明の条件となって
おり、いずれの場合も、Ｂ8 ≦１．９２Ｔなる良好な磁
気特性が得られている。
【００４９】
【表２】
【００５０】実施例３ 重量％で、Ｓｉ：３．２０％、Ｃ：０．０７８％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００７８％、Ｍｎ：
０．０８０％、Ｓ：０．０２６％を含有する２５０mm厚
のスラブ（Ａ）と、（Ａ）に更にＳｎ：０．１０％を含
有するスラブ（Ｂ）と、スラブ（Ａ）に更にＣｕ：０．
１２％を含有するスラブ（Ｃ）と、スラブ（Ａ）に更に
Ｓｂ：０．０８％を含有するスラブ（Ｄ）と、スラブ
（Ａ）に更にＳｅ：０．０３％を含有するスラブ（Ｅ）
なる５種類の２５０mmスラブを実施例１の工程条件でス
ラブ加熱から焼鈍分離剤塗布までの工程を処理した。
溶性Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００７８％、Ｍｎ：
０．０８０％、Ｓ：０．０２６％を含有する２５０mm厚
のスラブ（Ａ）と、（Ａ）に更にＳｎ：０．１０％を含
有するスラブ（Ｂ）と、スラブ（Ａ）に更にＣｕ：０．
１２％を含有するスラブ（Ｃ）と、スラブ（Ａ）に更に
Ｓｂ：０．０８％を含有するスラブ（Ｄ）と、スラブ
（Ａ）に更にＳｅ：０．０３％を含有するスラブ（Ｅ）
なる５種類の２５０mmスラブを実施例１の工程条件でス
ラブ加熱から焼鈍分離剤塗布までの工程を処理した。
【００５１】次いで、最終仕上焼鈍を実施例１の（２）
の条件で処理した。脱炭焼鈍板の結晶組織と最終仕上焼
鈍での二次再結晶直前の結晶組織を実施例１と同様に調
査した。
の条件で処理した。脱炭焼鈍板の結晶組織と最終仕上焼
鈍での二次再結晶直前の結晶組織を実施例１と同様に調
査した。
【００５２】表３に、工程条件と磁気特性の関係を示
す。表３に示した条件は、すべて本条件となっており、
いずれの場合も、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性
が得られている。そして、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅが本
発明の条件となっている。（Ｂ），（Ｃ），（Ｄ），
（Ｅ）の場合は、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなるとりわけ良好な
磁気特性が得られている。
す。表３に示した条件は、すべて本条件となっており、
いずれの場合も、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性
が得られている。そして、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅが本
発明の条件となっている。（Ｂ），（Ｃ），（Ｄ），
（Ｅ）の場合は、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなるとりわけ良好な
磁気特性が得られている。
【００５３】
【表３】
【００５４】実施例４ 重量％で、Ｓｉ：３．３０％、Ｃ：０．０７４％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００７５％、Ｍｎ：
０．０８１％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１２％、
Ｃｕ：０．０７％を含有する２５０mm厚のスラブを１３
５０℃に１時間３０分保持した後、熱延し、２．３mm厚
の熱延板とした。
溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００７５％、Ｍｎ：
０．０８１％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１２％、
Ｃｕ：０．０７％を含有する２５０mm厚のスラブを１３
５０℃に１時間３０分保持した後、熱延し、２．３mm厚
の熱延板とした。
【００５５】この熱延板に、１０００℃に２分保持した
後急冷する熱延板焼鈍を施した後、１．２mm厚に冷延
し、１１００℃に３０秒保持し、引き続き９００℃に３
０秒保持した後急冷する中間焼鈍を施した。
後急冷する熱延板焼鈍を施した後、１．２mm厚に冷延
し、１１００℃に３０秒保持し、引き続き９００℃に３
０秒保持した後急冷する中間焼鈍を施した。
【００５６】しかる後、この鋼板を圧下率約８８％で冷
延して、０．１４５mmの冷延板とした。かかる冷延板
を、８４０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 、露点６２℃の雰囲気ガス中）を施した。
延して、０．１４５mmの冷延板とした。かかる冷延板
を、８４０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 、露点６２℃の雰囲気ガス中）を施した。
【００５７】かかる脱炭焼鈍板にＭｇＯを主成分とする
焼鈍分離剤の塗布を行い、実施例１記載の条件（１），
（２），（３）で、最終仕上焼鈍を施した。
焼鈍分離剤の塗布を行い、実施例１記載の条件（１），
（２），（３）で、最終仕上焼鈍を施した。
【００５８】脱炭焼鈍板の結晶組織と最終仕上焼鈍での
二次再結晶直前の結晶組織を実施例１と同様に調査し
た。
二次再結晶直前の結晶組織を実施例１と同様に調査し
た。
【００５９】表４に、工程条件と磁気特性の関係を示
す。表４に示した条件の内、（２）は本発明の条件とな
っており、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得ら
れている。
す。表４に示した条件の内、（２）は本発明の条件とな
っており、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得ら
れている。
【００６０】
【表４】
【００６１】
【発明の効果】本発明に従って、脱炭焼鈍後の鋼板の一
次再結晶粒の平均直径、直径の変動係数及び最終仕上焼
鈍の二次再結晶開始直前と脱炭焼鈍後の状態での一次再
結晶粒の平均直径の比率（粒成長割合）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安定して
製造することができ、更に、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅの
１種又は２種以上を添加することにより、いっそう優れ
た磁気特性を有する一方向性電磁鋼板を安定して製造で
きるので、これらの技術の工業的意義は極めて大であ
る。
次再結晶粒の平均直径、直径の変動係数及び最終仕上焼
鈍の二次再結晶開始直前と脱炭焼鈍後の状態での一次再
結晶粒の平均直径の比率（粒成長割合）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安定して
製造することができ、更に、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｓｂ，Ｓｅの
１種又は２種以上を添加することにより、いっそう優れ
た磁気特性を有する一方向性電磁鋼板を安定して製造で
きるので、これらの技術の工業的意義は極めて大であ
る。
【図１】脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均直径及び直径
の変動係数が製品の磁束密度に与える影響を示す図表で
ある。
の変動係数が製品の磁束密度に与える影響を示す図表で
ある。
【図２】脱炭焼鈍後から最終仕上焼鈍の二次再結晶開始
直前までの粒成長割合と製品の磁束密度の関係を示す図
表である。
直前までの粒成長割合と製品の磁束密度の関係を示す図
表である。
【手続補正書】
【提出日】平成５年９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】００１２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１２】以下実験結果を基に詳細に説明する。図１
に、光学顕微鏡で観察した脱炭焼鈍後の鋼板（以下、脱
炭焼鈍板と称す）の結晶組織（板厚方向全域）を画像解
析することによって求めた一次再結晶板の平均直径ＡＧ
Ｓ（各結晶の円相当直径の平均値を表わす。以下ＡＧＳ
と略す。）及び直径の変動係数σ＊（一次再結晶粒の平
均直径ＡＧＳで規格化した分布の標準偏差）が製品の磁
束密度（Ｂ8 値）に与える影響を示す。
に、光学顕微鏡で観察した脱炭焼鈍後の鋼板（以下、脱
炭焼鈍板と称す）の結晶組織（板厚方向全域）を画像解
析することによって求めた一次再結晶板の平均直径ＡＧ
Ｓ（各結晶の円相当直径の平均値を表わす。以下ＡＧＳ
と略す。）及び直径の変動係数σ＊（一次再結晶粒の平
均直径ＡＧＳで規格化した分布の標準偏差）が製品の磁
束密度（Ｂ8 値）に与える影響を示す。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】図１から明らかなように、一次再結晶粒
（脱炭焼鈍板）の平均直径ＡＧＳ＝６〜１１μｍ、一次
再結晶粒の直径の変動係数を０．５以下とした範囲内で
のみ、Ｂ8 ≧１．８８Ｔと良好な磁気特性をもつ製品が
得られた。但し、この範囲内でもＢ8 ＜１．８８Ｔとな
る場合も生じたので、この原因を詳細に検討した。この
検討結果について以下説明する。
（脱炭焼鈍板）の平均直径ＡＧＳ＝６〜１１μｍ、一次
再結晶粒の直径の変動係数を０．５以下とした範囲内で
のみ、Ｂ8 ≧１．８８Ｔと良好な磁気特性をもつ製品が
得られた。但し、この範囲内でもＢ8 ＜１．８８Ｔとな
る場合も生じたので、この原因を詳細に検討した。この
検討結果について以下説明する。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１８】図２に、図１に示した実験において、脱炭
焼鈍板の一次再結晶粒径の平均直径ＡＧＳが６〜１１μ
ｍで、かつ、一次再結晶粒の直径の変動係数σ＊が０．
５以下であった材料における、脱炭焼鈍後から最終仕上
焼鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合ΔＡＧＳ／
ＡＧＳ((二次再結晶直前と脱炭焼鈍板での一次再結晶粒
の平均直径の差）／（脱炭焼鈍板での一次再結晶粒の平
均直径))（％）と磁束密度（Ｂ8 ）の関係を示す。
焼鈍板の一次再結晶粒径の平均直径ＡＧＳが６〜１１μ
ｍで、かつ、一次再結晶粒の直径の変動係数σ＊が０．
５以下であった材料における、脱炭焼鈍後から最終仕上
焼鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合ΔＡＧＳ／
ＡＧＳ((二次再結晶直前と脱炭焼鈍板での一次再結晶粒
の平均直径の差）／（脱炭焼鈍板での一次再結晶粒の平
均直径))（％）と磁束密度（Ｂ8 ）の関係を示す。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】図２から明らかなように、脱炭焼鈍から最
終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合ΔＡ
ＧＳ／ＡＧＳが５〜３０％の場合にいずれも、Ｂ8 ≧
１．８８Ｔなる良好な磁気特性が得られた。
終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までの粒成長割合ΔＡ
ＧＳ／ＡＧＳが５〜３０％の場合にいずれも、Ｂ8 ≧
１．８８Ｔなる良好な磁気特性が得られた。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３７】脱炭焼鈍後の鋼板の一次再結晶粒の平均直
径を６〜１１μｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数
を０．５以下とし、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前
までに、一次再結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板の
平均直径に対して５〜３０％大きくする必要がある。こ
れは、図１，図２に示した如く、上記の範囲に制御する
ことによりＢ8 ≧１．８８Ｔなる良好な磁気特性が安定
して得られる。
径を６〜１１μｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数
を０．５以下とし、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前
までに、一次再結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板の
平均直径に対して５〜３０％大きくする必要がある。こ
れは、図１，図２に示した如く、上記の範囲に制御する
ことによりＢ8 ≧１．８８Ｔなる良好な磁気特性が安定
して得られる。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３９】インヒビター構成元素の成分範囲、熱延板
焼鈍の熱サイクル、脱炭焼鈍の熱サイクル、雰囲気ガ
ス、焼鈍分離剤への添加物の種類・量、最終仕上焼鈍の
熱サイクル、雰囲気ガス等の組合わせにより、上記の値
を必要とする範囲に制御することができる。最終仕上焼
鈍後に、張力を付与するコーティングやレーザー等を用
いた磁区制御を施すと磁気特性が一層向上する。
焼鈍の熱サイクル、脱炭焼鈍の熱サイクル、雰囲気ガ
ス、焼鈍分離剤への添加物の種類・量、最終仕上焼鈍の
熱サイクル、雰囲気ガス等の組合わせにより、上記の値
を必要とする範囲に制御することができる。最終仕上焼
鈍後に、張力を付与するコーティングやレーザー等を用
いた磁区制御を施すと磁気特性が一層向上する。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４０】
【実施例】 実施例１ 重量％でＳｉ：３．２５％、（Ａ）Ｃ：０．０７９％，
（Ｂ）Ｃ：０．０４０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６
％、Ｎ：０．００８１％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：
０．０２４％を含有する２５０mm厚の２種類のスラブを
１３５０℃に１時間保持した後熱延し、２．３mm厚の熱
延板とした。
（Ｂ）Ｃ：０．０４０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６
％、Ｎ：０．００８１％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：
０．０２４％を含有する２５０mm厚の２種類のスラブを
１３５０℃に１時間保持した後熱延し、２．３mm厚の熱
延板とした。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４１】この熱延板に１１００℃に３０秒保持した
後９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し
た後圧下率約８８％で０．２８５mm厚まで冷延し、８５
０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％
Ｈ2 、露点６８℃の雰囲気ガス中）を施した。光学顕微
鏡と画像解析機を用い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒
の平均直径ＡＧＳと直径の変動係数σ＊を測定した。
後９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し
た後圧下率約８８％で０．２８５mm厚まで冷延し、８５
０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％
Ｈ2 、露点６８℃の雰囲気ガス中）を施した。光学顕微
鏡と画像解析機を用い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒
の平均直径ＡＧＳと直径の変動係数σ＊を測定した。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４５】実施例２ 重量％でＳｉ：３．２０％、Ｃ：０．０７４％、酸可溶
性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８４％、Ｍｎ：
０．０８０％、Ｓ：０．０２６％を含有し、更に（Ａ）
Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％、（Ｂ）Ｓｂ：
０．０８％、（Ｃ）Ｓｅ：０．０３％、Ｓｂ：０．０５
％を含有する２５０mm厚の３種類のスラブを１３５０℃
に１時間保持した後熱延し、２．３mmの熱延板とした。
性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８４％、Ｍｎ：
０．０８０％、Ｓ：０．０２６％を含有し、更に（Ａ）
Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％、（Ｂ）Ｓｂ：
０．０８％、（Ｃ）Ｓｅ：０．０３％、Ｓｂ：０．０５
％を含有する２５０mm厚の３種類のスラブを１３５０℃
に１時間保持した後熱延し、２．３mmの熱延板とした。
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４７】かかる冷延板を８４０℃に１５０秒保持す
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点６２℃の雰
囲気ガス中）を施した。光学顕微鏡と画像解析機を用
い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均直径ＡＧＳと
直径の変動係数のσ＊を測定した。かかる脱炭焼鈍板に
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１０℃／hr
で１２００℃まで昇温し、１２００℃で２０時間保持す
る最終仕上焼鈍を施した。かかる最終仕上焼鈍の１２０
０℃での保持中の焼鈍雰囲気は１００％Ｈ2 とし、昇温
中の雰囲気ガスを１０％Ｎ2 ＋９０％Ｈ2 とし、昇温中
の９００〜１１００℃の温度範囲で２５℃間隔で、試料
の一部を焼鈍炉から引き出し急冷し、結晶組織を光学顕
微鏡と画像解析機を用いて調査し、一次再結晶粒の平均
直径を測定した。
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点６２℃の雰
囲気ガス中）を施した。光学顕微鏡と画像解析機を用
い、この脱炭焼鈍板の一次再結晶粒の平均直径ＡＧＳと
直径の変動係数のσ＊を測定した。かかる脱炭焼鈍板に
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１０℃／hr
で１２００℃まで昇温し、１２００℃で２０時間保持す
る最終仕上焼鈍を施した。かかる最終仕上焼鈍の１２０
０℃での保持中の焼鈍雰囲気は１００％Ｈ2 とし、昇温
中の雰囲気ガスを１０％Ｎ2 ＋９０％Ｈ2 とし、昇温中
の９００〜１１００℃の温度範囲で２５℃間隔で、試料
の一部を焼鈍炉から引き出し急冷し、結晶組織を光学顕
微鏡と画像解析機を用いて調査し、一次再結晶粒の平均
直径を測定した。
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４８】表２に、工程条件と磁気特性の関係を示
す。表２に示した条件は、すべて本発明の条件となって
おり、いずれの場合も、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁
気特性が得られている。
す。表２に示した条件は、すべて本発明の条件となって
おり、いずれの場合も、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁
気特性が得られている。
【手続補正１２】
【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 増井 浩昭 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 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％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを
１３００℃以上の温度で加熱し、熱延を施し、次いで熱
延板に必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、
脱炭焼鈍後の鋼板の一次再結晶粒の平均直径を６〜１１
μｍとし、一次再結晶粒の直径の変動係数を０．５以下
とし、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始直前までに、一次
再結晶粒の平均直径を脱炭焼鈍後の鋼板での平均直径に
対して５〜３０％大きくすることを特徴とする一方向性
電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 スラブに、０．４％以下のＳｎ，Ｃｕ，
Ｓｂ，Ｓｅの１種又は２種以上を含有することを特徴と
する請求項１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4184200A JP2562257B2 (ja) | 1992-07-10 | 1992-07-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4184200A JP2562257B2 (ja) | 1992-07-10 | 1992-07-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0633141A true JPH0633141A (ja) | 1994-02-08 |
| JP2562257B2 JP2562257B2 (ja) | 1996-12-11 |
Family
ID=16149111
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4184200A Expired - Lifetime JP2562257B2 (ja) | 1992-07-10 | 1992-07-10 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2562257B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0726328A1 (en) * | 1995-02-13 | 1996-08-14 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing grain-oriented silicon steel sheet having excellent characteristics |
| US5720196A (en) * | 1995-04-18 | 1998-02-24 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-rolling method of steel piece joint during continuous hot-rolling |
| CN100455690C (zh) * | 2005-11-30 | 2009-01-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种基于薄板坯连铸连轧的取向硅钢及其制造方法 |
-
1992
- 1992-07-10 JP JP4184200A patent/JP2562257B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0726328A1 (en) * | 1995-02-13 | 1996-08-14 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing grain-oriented silicon steel sheet having excellent characteristics |
| US5665178A (en) * | 1995-02-13 | 1997-09-09 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing grain-oriented silicon steel sheet having excellent magnetic characteristics |
| US5720196A (en) * | 1995-04-18 | 1998-02-24 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-rolling method of steel piece joint during continuous hot-rolling |
| CN100455690C (zh) * | 2005-11-30 | 2009-01-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种基于薄板坯连铸连轧的取向硅钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2562257B2 (ja) | 1996-12-11 |
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