JPH0688170A - 磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板 - Google Patents
磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は電気機器の鉄心等に用いられる磁気
特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板を提供するもの
である。 【構成】 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含有する
板厚０．３６〜１．００mmの厚手方向性電磁鋼板におい
て、鋼板のＣ量、磁束密度、結晶粒の粒界形状、粒内方
位分散度を制御することにより、板厚に対する鉄損の値
が良好であることを特徴とする厚い板厚の方向性電磁鋼
板。
特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板を提供するもの
である。 【構成】 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含有する
板厚０．３６〜１．００mmの厚手方向性電磁鋼板におい
て、鋼板のＣ量、磁束密度、結晶粒の粒界形状、粒内方
位分散度を制御することにより、板厚に対する鉄損の値
が良好であることを特徴とする厚い板厚の方向性電磁鋼
板。
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厚い板厚の方向性電磁鋼
板に関する。
て使用される磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼
板に関する。
【０００２】
【従来の技術】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。
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、近年のトランスメーカーの省力化、
コストダウンの観点から特に、積鉄心の分野で、積回数
を減すため、板厚の厚い方向性電磁鋼板のニーズが高ま
ってきた。また、大型回転器の分野において、以前から
方向性電磁鋼板を使用したいとの要望があり、この分野
においても、積回数を減すため、板厚の厚い方向性電磁
鋼板のニーズは高い。
コストダウンの観点から特に、積鉄心の分野で、積回数
を減すため、板厚の厚い方向性電磁鋼板のニーズが高ま
ってきた。また、大型回転器の分野において、以前から
方向性電磁鋼板を使用したいとの要望があり、この分野
においても、積回数を減すため、板厚の厚い方向性電磁
鋼板のニーズは高い。
【０００７】他方、板厚を厚くすることは、一般的に
は、鉄損特性の劣化につながるため、この課題を解決す
る磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板の開発の
期待が高まってきた。
は、鉄損特性の劣化につながるため、この課題を解決す
る磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板の開発の
期待が高まってきた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、板厚を厚く
し、かつ、優良な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を提
供するものである。
し、かつ、優良な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を提
供するものである。
【０００９】
【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、重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含有する板厚
０．３６〜１．００mmの厚手方向性電磁鋼板において、
鋼板のＣが重量で０．００５０％以下であって、磁束密
度Ｂ8 ≧１．８３Ｔであり、鋼板の直径（円相当直径）
５mm超の各結晶粒に関する粒界形状の特徴を表わす指標
として、式 ＳＦ＝（結晶粒の面積×４π）／（結晶粒界長）2 を定義する時、各ＳＦ値の鋼板としてのＳＦ（平均値）
が、ＳＦ（平均値）＜０．８０であって、鋼板の直径５
mm超の結晶粒における重心位置の結晶方位に対して、
０．２〜４度の方位分散が、存在し、製品の板厚をｔ(m
m)とした時に、鉄損Ｗ17/50 (w/kg)がＷ17/50 ≦３．３
×ｔ＋０．３５を満すことを特徴とする磁気特性の優れ
た厚い板厚の方向性電磁鋼板である。
ろは、重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含有する板厚
０．３６〜１．００mmの厚手方向性電磁鋼板において、
鋼板のＣが重量で０．００５０％以下であって、磁束密
度Ｂ8 ≧１．８３Ｔであり、鋼板の直径（円相当直径）
５mm超の各結晶粒に関する粒界形状の特徴を表わす指標
として、式 ＳＦ＝（結晶粒の面積×４π）／（結晶粒界長）2 を定義する時、各ＳＦ値の鋼板としてのＳＦ（平均値）
が、ＳＦ（平均値）＜０．８０であって、鋼板の直径５
mm超の結晶粒における重心位置の結晶方位に対して、
０．２〜４度の方位分散が、存在し、製品の板厚をｔ(m
m)とした時に、鉄損Ｗ17/50 (w/kg)がＷ17/50 ≦３．３
×ｔ＋０．３５を満すことを特徴とする磁気特性の優れ
た厚い板厚の方向性電磁鋼板である。
【００１０】
【作用】本発明が対象としている方向性電磁鋼板は、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、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。
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、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】本発明者等は、厚い板厚の方向性電磁鋼板
の製造工程において、磁気特性を良好ならしめるための
必要条件について広範囲にわたって検討し、製品が具備
すべき要件を見い出した。
の製造工程において、磁気特性を良好ならしめるための
必要条件について広範囲にわたって検討し、製品が具備
すべき要件を見い出した。
【００１２】以下実験結果を基に詳細に説明する。図１
に、製品のＣ量と磁束密度が、製品の鉄損特性に与える
影響を示す。
に、製品のＣ量と磁束密度が、製品の鉄損特性に与える
影響を示す。
【００１３】この場合、重量で、Ｓｉ：３．２１〜３．
３０％、Ｃ：０．０２５〜０．０８５％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２５〜０．０３０％、Ｎ：０．００７５〜
０．００８６％、Ｍｎ：０．０７０〜０．１６１％、
Ｓ：０．００５〜０．０２９％、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなる珪素鋼スラブを１１５０〜１３８０℃
に１時間加熱し、熱延して、２．８mm厚の熱延板とし、
次いで、（１）９００〜１１００℃の熱延板焼鈍を施
す、（２）熱延板焼鈍を施さない、なる２種類の条件で
処理し、次いで、圧下率約８３％で冷延し、０．４８mm
厚の冷延板とした。
３０％、Ｃ：０．０２５〜０．０８５％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２５〜０．０３０％、Ｎ：０．００７５〜
０．００８６％、Ｍｎ：０．０７０〜０．１６１％、
Ｓ：０．００５〜０．０２９％、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなる珪素鋼スラブを１１５０〜１３８０℃
に１時間加熱し、熱延して、２．８mm厚の熱延板とし、
次いで、（１）９００〜１１００℃の熱延板焼鈍を施
す、（２）熱延板焼鈍を施さない、なる２種類の条件で
処理し、次いで、圧下率約８３％で冷延し、０．４８mm
厚の冷延板とした。
【００１４】かかる冷延板を８１０〜８６０℃の温度域
で２５０秒間脱炭焼鈍（雰囲気：２５％Ｎ2 −７５％Ｈ
2 、露点６５℃）し、次いで、（ａ）７５０℃×３０秒
の追加焼鈍時にＮＨ3 ガスを用いて、Ｎ増量で、０．０
１０２〜０．０１９５％の窒化処理を施す。（ｂ）処理
なし、なる２種類の条件で処理し、次いで、ＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、内径の直径２００〜１
５００mmのコイル状（５トン）とし、Ｎ2 を１０〜１０
０％（残部Ｈ2 ）を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。
で２５０秒間脱炭焼鈍（雰囲気：２５％Ｎ2 −７５％Ｈ
2 、露点６５℃）し、次いで、（ａ）７５０℃×３０秒
の追加焼鈍時にＮＨ3 ガスを用いて、Ｎ増量で、０．０
１０２〜０．０１９５％の窒化処理を施す。（ｂ）処理
なし、なる２種類の条件で処理し、次いで、ＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、内径の直径２００〜１
５００mmのコイル状（５トン）とし、Ｎ2 を１０〜１０
０％（残部Ｈ2 ）を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。
【００１５】しかる後、ＳＳＴサイズに切断し、平板状
とし、８５０℃に４時間保持する歪取り焼鈍を施し、張
力コーティングを施し、磁気測定を行った。最終製品の
板厚は０．５０mmであった。
とし、８５０℃に４時間保持する歪取り焼鈍を施し、張
力コーティングを施し、磁気測定を行った。最終製品の
板厚は０．５０mmであった。
【００１６】図１から明らかなように、製品のＣ量０．
００５０％以下、磁束密度Ｂ8 ≧１．８３Ｔの条件での
みＷ17/50 ≦２．００w/kgなる良好な鉄損特性をもつ製
品が得られた。但し、この条件を満しても、Ｗ17/50 ＞
２．００w/kgとなる場合も生じたので、この原因を詳細
に検討した。
００５０％以下、磁束密度Ｂ8 ≧１．８３Ｔの条件での
みＷ17/50 ≦２．００w/kgなる良好な鉄損特性をもつ製
品が得られた。但し、この条件を満しても、Ｗ17/50 ＞
２．００w/kgとなる場合も生じたので、この原因を詳細
に検討した。
【００１７】この検討結果について、以下説明する。図
２に、図１に示した実験において、Ｃ量０．００５０％
以下、磁束密度Ｂ8≧１．８３Ｔなる製品における直径
（円相当直径）５mm超の結晶粒の粒界形状因子（ＳＦ）
及び直径５mm超の結晶粒における方位分散（Δθ）
（度）と鉄損特性との関係を示す。
２に、図１に示した実験において、Ｃ量０．００５０％
以下、磁束密度Ｂ8≧１．８３Ｔなる製品における直径
（円相当直径）５mm超の結晶粒の粒界形状因子（ＳＦ）
及び直径５mm超の結晶粒における方位分散（Δθ）
（度）と鉄損特性との関係を示す。
【００１８】この場合、粒界形状因子（ＳＦ）は、式 ＳＦ＝（結晶粒の面積×４π）／（結晶粒界長）2 を定義し、粒界形状を定量化した。ＳＦの値は、結晶粒
が円形の時１となり、粒界形状の凹凸が増すと、このＳ
Ｆの値が小さくなる。
が円形の時１となり、粒界形状の凹凸が増すと、このＳ
Ｆの値が小さくなる。
【００１９】また、直径５mm超の結晶粒における方位分
散（Δθ）（度）は、結晶粒の重心位置に対する結晶粒
内の方位差を表し、本発明の如く、コイル状で二次再結
晶を生ぜしめ、その後平坦化され製品とされる場合に
は、通常、その結晶粒内での圧延方向距離が重心位置か
ら離れる程、方位分散（Δθ）は大きくなる傾向があ
る。そして、ＳＦの測定には画像解析を用い、Δθの測
定には、ＥＣＰを用いた。なお、図２内の１点は図１に
示した各実験条件のＳＳＴを用い、ＳＦについては直径
５mm超の結晶粒１０１〜１５１個の平均値（ＳＦ（平均
値))を示し、Δθについては、直径５mm超の結晶粒８１
〜１１３個の各結晶粒の最大方位分散（重心位置と重心
位置から圧延方向に最も離れた位置との方位差）のΔθ
（平均値）を示す。
散（Δθ）（度）は、結晶粒の重心位置に対する結晶粒
内の方位差を表し、本発明の如く、コイル状で二次再結
晶を生ぜしめ、その後平坦化され製品とされる場合に
は、通常、その結晶粒内での圧延方向距離が重心位置か
ら離れる程、方位分散（Δθ）は大きくなる傾向があ
る。そして、ＳＦの測定には画像解析を用い、Δθの測
定には、ＥＣＰを用いた。なお、図２内の１点は図１に
示した各実験条件のＳＳＴを用い、ＳＦについては直径
５mm超の結晶粒１０１〜１５１個の平均値（ＳＦ（平均
値))を示し、Δθについては、直径５mm超の結晶粒８１
〜１１３個の各結晶粒の最大方位分散（重心位置と重心
位置から圧延方向に最も離れた位置との方位差）のΔθ
（平均値）を示す。
【００２０】図２から明らかなように、ＳＦ（平均値）
＜０．８０、Δθ（平均値）（度）＝０．２〜４の条件
の場合は、いずれもＷ17/50 ≦２．００w/kgなる良好な
磁気特性が得られている。
＜０．８０、Δθ（平均値）（度）＝０．２〜４の条件
の場合は、いずれもＷ17/50 ≦２．００w/kgなる良好な
磁気特性が得られている。
【００２１】本発明者等は、上記知見を更に発展させる
ため、図１を説明するに用いたスラブを出発材とし、熱
延板の板厚を２．３〜５．０mmとし、板厚０．３６〜
１．００mm厚の製品を作成した。その他のプロセス条件
は、図１を説明したものと同一にとった。
ため、図１を説明するに用いたスラブを出発材とし、熱
延板の板厚を２．３〜５．０mmとし、板厚０．３６〜
１．００mm厚の製品を作成した。その他のプロセス条件
は、図１を説明したものと同一にとった。
【００２２】その実験結果を図３に示す。図３から明ら
かなように、本発明の製品具備条件であるＣ≦０．００
５０％、Ｂ8 ≧１．８３Ｔ、ＳＦ（平均値）＜０．８
０、Δθ（平均値）（度）＝０．２〜４の条件をすべて
満足した場合、Ｗ17/50 ≦３．３×ｔ＋０．３５（但
し、Ｗ17/50 (w/kg)、ｔ：製品板厚(mm)）なる優れた鉄
損特性が得られている。
かなように、本発明の製品具備条件であるＣ≦０．００
５０％、Ｂ8 ≧１．８３Ｔ、ＳＦ（平均値）＜０．８
０、Δθ（平均値）（度）＝０．２〜４の条件をすべて
満足した場合、Ｗ17/50 ≦３．３×ｔ＋０．３５（但
し、Ｗ17/50 (w/kg)、ｔ：製品板厚(mm)）なる優れた鉄
損特性が得られている。
【００２３】本発明の効果メカニズムについては、必ず
しも明らかではないが、本発明者等は以下のように推定
している。磁束密度が高い程鉄損特性が良好であるが、
一般的に磁束密度が高い程、結晶粒径が大きくなり、そ
の点においては、不利となる。しかし、本発明の如く、
板厚が厚い場合には、製品の結晶粒径が過大となり難い
傾向がみられ、この意味において、本発明の如き厚手材
の場合には、磁束密度と鉄損との相関はより明確とな
る。
しも明らかではないが、本発明者等は以下のように推定
している。磁束密度が高い程鉄損特性が良好であるが、
一般的に磁束密度が高い程、結晶粒径が大きくなり、そ
の点においては、不利となる。しかし、本発明の如く、
板厚が厚い場合には、製品の結晶粒径が過大となり難い
傾向がみられ、この意味において、本発明の如き厚手材
の場合には、磁束密度と鉄損との相関はより明確とな
る。
【００２４】一方、製品にＣが残存すると、炭化物を形
成し、磁化する時の磁壁の移動の妨げとなり鉄損特性を
劣化させる原因となる。本発明の如き厚手材の場合に
は、脱炭焼鈍工程での脱炭が不十分となり易いので、こ
の製品のＣ量の規制は、特に重要である。
成し、磁化する時の磁壁の移動の妨げとなり鉄損特性を
劣化させる原因となる。本発明の如き厚手材の場合に
は、脱炭焼鈍工程での脱炭が不十分となり易いので、こ
の製品のＣ量の規制は、特に重要である。
【００２５】更に、本発明の骨格となるのが、製品の結
晶粒の形状と方位分散の組合せ効果である。粒界近傍に
は、通常スパイク磁区が発生しやすいが、結晶粒内に方
位分散がある場合には、この傾向がより顕著となる。
晶粒の形状と方位分散の組合せ効果である。粒界近傍に
は、通常スパイク磁区が発生しやすいが、結晶粒内に方
位分散がある場合には、この傾向がより顕著となる。
【００２６】更に、本発明の如く、結晶粒界の形状の凹
凸度が高まっている（ＳＦ値が低まっている）場合に
は、粒界面積が増加していることを意味し、スパイク磁
区の発生頻度がより多くなる。この本発明により増加せ
しめられるスパイク磁区は、グラスフィルム及びコーテ
ィングにより鋼板に付与される張力下で、磁区細分化を
生ぜしめ鉄損特性を向上させることとなる。
凸度が高まっている（ＳＦ値が低まっている）場合に
は、粒界面積が増加していることを意味し、スパイク磁
区の発生頻度がより多くなる。この本発明により増加せ
しめられるスパイク磁区は、グラスフィルム及びコーテ
ィングにより鋼板に付与される張力下で、磁区細分化を
生ぜしめ鉄損特性を向上させることとなる。
【００２７】本発明の如き厚手材の場合、単純な手法
（鋼板へ付与する張力アップ等）だけでは、磁区細分化
効果を実現し難いので、本発明の如き粒界形状制御と粒
内方位分散制御の組合わせを行うことが、良好な鉄損特
性を実現する上で必要となる。次に本発明の構成要件の
限定理由について述べる。本発明において使用されるス
ラブの成分は、特に限定されるものではないけれども、
製品の磁束密度を安定し、必要量までの脱炭を容易にす
る上で、重量で、０．０２５〜０．０７５％Ｃが望まし
い。
（鋼板へ付与する張力アップ等）だけでは、磁区細分化
効果を実現し難いので、本発明の如き粒界形状制御と粒
内方位分散制御の組合わせを行うことが、良好な鉄損特
性を実現する上で必要となる。次に本発明の構成要件の
限定理由について述べる。本発明において使用されるス
ラブの成分は、特に限定されるものではないけれども、
製品の磁束密度を安定し、必要量までの脱炭を容易にす
る上で、重量で、０．０２５〜０．０７５％Ｃが望まし
い。
【００２８】製品の鉄損特性を良好ならしめるために
は、２．５〜４．５％のＳｉを含有していることが望ま
しい。また、インヒビター形成元素として、Ａｌ，Ｎ，
Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｓｎ，
Ｔｉ，Ｂｉ等を添加することができる。
は、２．５〜４．５％のＳｉを含有していることが望ま
しい。また、インヒビター形成元素として、Ａｌ，Ｎ，
Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｓｎ，
Ｔｉ，Ｂｉ等を添加することができる。
【００２９】このスラブの加熱温度は、特に限定される
ものではないが、エネルギーコスト等の観点から１３０
０℃以下にすることが望ましい。加熱されたスラブは、
次いで、熱間圧延されて熱延板とされる。熱延板は、必
要に応じて焼鈍された後、１回或は、中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延によって最終板厚とされる。
ものではないが、エネルギーコスト等の観点から１３０
０℃以下にすることが望ましい。加熱されたスラブは、
次いで、熱間圧延されて熱延板とされる。熱延板は、必
要に応じて焼鈍された後、１回或は、中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延によって最終板厚とされる。
【００３０】最終冷間圧延における圧下率は、特に限定
するものではないけれども、８０％以上とすることが製
品の磁束密度（Ｂ8 値）を高める上で望ましい。最終冷
間圧延における圧下率を８０％以上とすることによっ
て、脱炭焼鈍板において尖鋭な｛１１０｝〈００１〉方
位粒と、これに蚕食され易い対応方位粒（｛１１１｝
〈１１２〉方位粒等）を適正量得ることができる。これ
によりＢ8 ≧１．８３Ｔとすることができる。
するものではないけれども、８０％以上とすることが製
品の磁束密度（Ｂ8 値）を高める上で望ましい。最終冷
間圧延における圧下率を８０％以上とすることによっ
て、脱炭焼鈍板において尖鋭な｛１１０｝〈００１〉方
位粒と、これに蚕食され易い対応方位粒（｛１１１｝
〈１１２〉方位粒等）を適正量得ることができる。これ
によりＢ8 ≧１．８３Ｔとすることができる。
【００３１】最終冷間圧延後、冷延板は７００〜１００
０℃で脱炭焼鈍される。本発明の如く、製品板厚が０．
３６〜１．００mmと厚手の場合には、必要とされるレベ
ルまで脱炭するのに要する脱炭焼鈍時間が長くなりがち
なので、この対策として、出鋼Ｃ量を低めとしたり、脱
炭焼鈍温度を高めにしたり、焼鈍雰囲気の露点を高める
ことは有利である。
０℃で脱炭焼鈍される。本発明の如く、製品板厚が０．
３６〜１．００mmと厚手の場合には、必要とされるレベ
ルまで脱炭するのに要する脱炭焼鈍時間が長くなりがち
なので、この対策として、出鋼Ｃ量を低めとしたり、脱
炭焼鈍温度を高めにしたり、焼鈍雰囲気の露点を高める
ことは有利である。
【００３２】脱炭された鋼板に対して、インヒビター強
度が二次再結晶を生ぜしめるに不十分な場合は、ＮＨ3
ガスを用いて窒化処理等によるインヒビター強化策を施
すことは望ましい。
度が二次再結晶を生ぜしめるに不十分な場合は、ＮＨ3
ガスを用いて窒化処理等によるインヒビター強化策を施
すことは望ましい。
【００３３】次いで、鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布した後、コイルの内径で直径１０〜１０
０，０００mmのコイル状とし、次いで最終仕上焼鈍が施
される。仕上焼鈍中のコイルの内径をこのような範囲に
することで、鋼板の直径５mm超の結晶粒において重心位
置の結晶方位に対し０．２〜４度の方位分散を存在せし
めることが可能となる。
分離剤を塗布した後、コイルの内径で直径１０〜１０
０，０００mmのコイル状とし、次いで最終仕上焼鈍が施
される。仕上焼鈍中のコイルの内径をこのような範囲に
することで、鋼板の直径５mm超の結晶粒において重心位
置の結晶方位に対し０．２〜４度の方位分散を存在せし
めることが可能となる。
【００３４】次いで、鋼板に歪取り及び張力コーティン
グを施す処理が行われ最終製品となる。この製品にレー
ザー等を用いた磁区制御を施すことは、鉄損特性を向上
させる上で好ましい。
グを施す処理が行われ最終製品となる。この製品にレー
ザー等を用いた磁区制御を施すことは、鉄損特性を向上
させる上で好ましい。
【００３５】最終製品板は、重量でＳｉ：２．５〜４．
５％を含有する必要がある。２．５％未満では、鉄損特
性を良好にし難く、４．５％超では、通常の冷間圧延時
脆性の問題が生じる。
５％を含有する必要がある。２．５％未満では、鉄損特
性を良好にし難く、４．５％超では、通常の冷間圧延時
脆性の問題が生じる。
【００３６】製品板厚は、本発明の如き厚手材の場合
０．３６〜１．００mmとなる。０．３６mm未満では、製
品板の具備条件が、良好な鉄損特性を得る上で、必須で
ない場合も生じる。また、製品板厚が１．００mmを超え
ると、本発明の如きＣ量レベルまた脱炭するための焼鈍
時間が長くなり過ぎて、コストアップの原因となり好ま
しくない。
０．３６〜１．００mmとなる。０．３６mm未満では、製
品板の具備条件が、良好な鉄損特性を得る上で、必須で
ない場合も生じる。また、製品板厚が１．００mmを超え
ると、本発明の如きＣ量レベルまた脱炭するための焼鈍
時間が長くなり過ぎて、コストアップの原因となり好ま
しくない。
【００３７】製品板のＣ量及び磁束密度は各々０．００
５０％以下、Ｂ8 ≧１．８３Ｔでなければならない。こ
れは、図１に示した如く、この範囲にすることが良好な
鉄損特性を得る上で必要だからである。好ましくは、
０．００３０％以下である。
５０％以下、Ｂ8 ≧１．８３Ｔでなければならない。こ
れは、図１に示した如く、この範囲にすることが良好な
鉄損特性を得る上で必要だからである。好ましくは、
０．００３０％以下である。
【００３８】一方、製品板の直径（円相当径）５mm超の
結晶粒の粒界形状の特徴を表す形状因子ＳＦの鋼板とし
ての平均値ＳＦ（平均値）は、ＳＦ（平均値）＜０．８
０でなければならない。
結晶粒の粒界形状の特徴を表す形状因子ＳＦの鋼板とし
ての平均値ＳＦ（平均値）は、ＳＦ（平均値）＜０．８
０でなければならない。
【００３９】また、直径５mm超の結晶粒における方位分
散度（Δθ）は、Δθ＝０．２〜４度としなければなら
ない。これらは図２に示した如く、この範囲にすること
が良好な鉄損特性を得る上で必要だからである。
散度（Δθ）は、Δθ＝０．２〜４度としなければなら
ない。これらは図２に示した如く、この範囲にすること
が良好な鉄損特性を得る上で必要だからである。
【００４０】このＳＦ値を制御する方法については、特
に限定するものでなく、二次再結晶発現前の一次再結晶
粒径を制御する方法、Ｓｎ等粒界偏析元素を利用する方
法、二次再結晶時のインヒビター強度を調整する方法等
いずれの方法でもよい。
に限定するものでなく、二次再結晶発現前の一次再結晶
粒径を制御する方法、Ｓｎ等粒界偏析元素を利用する方
法、二次再結晶時のインヒビター強度を調整する方法等
いずれの方法でもよい。
【００４１】一方、Δθ値を制御する方法についても、
特に限定するものではなく、製品の結晶粒径にあったコ
イル径として、最終仕上焼鈍を施す方法、凝固からスラ
ブ加熱までの熱履歴を利用してスラブの結晶粒サイズを
制御する方法等いずれの方法でもよい。このΔθの効果
は、製品板の１個の粒に所定の方位分散があっても鉄損
向上効果がある。
特に限定するものではなく、製品の結晶粒径にあったコ
イル径として、最終仕上焼鈍を施す方法、凝固からスラ
ブ加熱までの熱履歴を利用してスラブの結晶粒サイズを
制御する方法等いずれの方法でもよい。このΔθの効果
は、製品板の１個の粒に所定の方位分散があっても鉄損
向上効果がある。
【００４２】上記製品の具備条件を満足すれば、Ｗ
17/50 ≦３．３×ｔ＋０．３５（但し、Ｗ17/50 (w/k
g)、ｔ：製品の板厚(mm)）なる良好な鉄損特性を有する
厚い板厚の方向性電磁鋼板が得られる。
17/50 ≦３．３×ｔ＋０．３５（但し、Ｗ17/50 (w/k
g)、ｔ：製品の板厚(mm)）なる良好な鉄損特性を有する
厚い板厚の方向性電磁鋼板が得られる。
【００４３】
実施例１ 重量でＣ：０．０５３％、Ｓｉ：３．２６％、Ｍｎ：
０．１５％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０
２９％、Ｎ：０．００７６％を含有するスラブを、１１
５０℃の温度に加熱した後、熱延して、２．８mmの熱延
板とした。
０．１５％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０
２９％、Ｎ：０．００７６％を含有するスラブを、１１
５０℃の温度に加熱した後、熱延して、２．８mmの熱延
板とした。
【００４４】この熱延板を１１２０℃に保持し引き続き
９００℃に保持する熱延板焼鈍を施した後、圧下率約８
６％で最終板厚まで冷延して０．３８mmの冷延板とし、
８００℃で１５０秒保持、８３０℃で１５０秒保
持、８６０℃で２００秒保持なる３水準の脱炭焼鈍
（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点６５℃）を施し、次い
で、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時に焼鈍雰囲気中に
ＮＨ3 ガスを混入せしめ鋼板に窒化を生ぜしめた。
９００℃に保持する熱延板焼鈍を施した後、圧下率約８
６％で最終板厚まで冷延して０．３８mmの冷延板とし、
８００℃で１５０秒保持、８３０℃で１５０秒保
持、８６０℃で２００秒保持なる３水準の脱炭焼鈍
（２５％Ｎ2 ＋７５％Ｈ2 、露点６５℃）を施し、次い
で、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時に焼鈍雰囲気中に
ＮＨ3 ガスを混入せしめ鋼板に窒化を生ぜしめた。
【００４５】この窒化後のＮ量は、０．０１９５〜０．
０２１１重量％であった。しかる後、この鋼板にＭｇＯ
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、コイル内径の直径
が６００mmの５ｔコイルとし、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。
０２１１重量％であった。しかる後、この鋼板にＭｇＯ
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、コイル内径の直径
が６００mmの５ｔコイルとし、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。
【００４６】この時、昇温中の雰囲気ガスを２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 とし、１２００℃で保持中の雰囲気ガスを
１００％Ｈ2 とした。次いで、ＳＳＴサイズの試料と
し、平板状とし、張力コーティングを施し、８５０℃の
歪取り焼鈍を行い、磁気測定を行った。最終製品の板厚
は０．４０mmであった。工程条件と製品板の特徴量を表
１に示す。
＋７５％Ｈ2 とし、１２００℃で保持中の雰囲気ガスを
１００％Ｈ2 とした。次いで、ＳＳＴサイズの試料と
し、平板状とし、張力コーティングを施し、８５０℃の
歪取り焼鈍を行い、磁気測定を行った。最終製品の板厚
は０．４０mmであった。工程条件と製品板の特徴量を表
１に示す。
【００４７】
【表１】
【００４８】実施例２ 重量でＣ：０．０４５％、Ｓｉ：３．０１％、Ｍｎ：
０．１４％、Ｓ：０．００８％、酸可溶性Ａｌ：０．０
３５％、Ｎ：０．００６１％に、Ｓｎ：０．０５％、
Ｓｎ＜０．０１％なる２水準のＳｎレベルとし、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、１１５０℃
の温度に加熱し、２．３mm厚の熱延板とした。
０．１４％、Ｓ：０．００８％、酸可溶性Ａｌ：０．０
３５％、Ｎ：０．００６１％に、Ｓｎ：０．０５％、
Ｓｎ＜０．０１％なる２水準のＳｎレベルとし、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、１１５０℃
の温度に加熱し、２．３mm厚の熱延板とした。
【００４９】この熱延板に焼鈍を施すことなく、圧下率
約７９％で最終板厚まで冷延して０．４８mmの冷延板と
した。かかる冷延板に８３０℃×３００秒（２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 、露点６２℃）なる脱炭焼鈍を施し、その
後の工程は、実施例１記載の条件で処理した。最終製品
の板厚は、０．５０mmであった。工程条件と製品板の特
徴量を表２に示す。
約７９％で最終板厚まで冷延して０．４８mmの冷延板と
した。かかる冷延板に８３０℃×３００秒（２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 、露点６２℃）なる脱炭焼鈍を施し、その
後の工程は、実施例１記載の条件で処理した。最終製品
の板厚は、０．５０mmであった。工程条件と製品板の特
徴量を表２に示す。
【００５０】
【表２】
【００５１】実施例３ 重量でＣを０．０７８％、０．０５３％、０．０
３９％の３水準とし、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．１
２％、Ｓ：０．００９％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４
％、Ｎ：０．００６０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなるスラブを、１２００℃の温度に加熱し、３．０
mm厚の熱延板とした。
３９％の３水準とし、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．１
２％、Ｓ：０．００９％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４
％、Ｎ：０．００６０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなるスラブを、１２００℃の温度に加熱し、３．０
mm厚の熱延板とした。
【００５２】この熱延板に焼鈍を施すことなく、圧下率
約８１％で最終板厚まで冷延して０．５８mmの冷延板と
した。かかる冷延板に８３０℃×４５０秒（２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 、露点６２℃）なる脱炭焼鈍を施し、その
後の工程は、実施例１記載の条件で処理した。最終製品
の板厚は０．６０mmであった。工程条件と製品板の特徴
量を表３に示す。
約８１％で最終板厚まで冷延して０．５８mmの冷延板と
した。かかる冷延板に８３０℃×４５０秒（２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 、露点６２℃）なる脱炭焼鈍を施し、その
後の工程は、実施例１記載の条件で処理した。最終製品
の板厚は０．６０mmであった。工程条件と製品板の特徴
量を表３に示す。
【００５３】
【表３】
【００５４】
【発明の効果】本発明に従って、製品板のＣ量制御、磁
束密度制御、結晶粒形状制御及び結晶粒内方位分散制御
を組み合わせた効果を用いることにより、磁気特性の優
れた厚い板厚の方向性電磁鋼板を得ることができるの
で、その工業的意義は極めて大である。
束密度制御、結晶粒形状制御及び結晶粒内方位分散制御
を組み合わせた効果を用いることにより、磁気特性の優
れた厚い板厚の方向性電磁鋼板を得ることができるの
で、その工業的意義は極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】製品のＣ量及び磁束密度と鉄損特性の関係を示
す図表である。
す図表である。
【図２】製品板の結晶粒の粒界形状因子及び結晶粒内方
位分散と鉄損特性の関係を示す図表である。
位分散と鉄損特性の関係を示す図表である。
【図３】製品板厚と鉄損特性の関係（本発明材及び比較
材）を示す図表である。
材）を示す図表である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年１１月１１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１５】しかる後、形状矯正及び張力コーティング
のための焼鈍を施し、ＳＳＴサイズに切断し、平板状と
し、８５０℃に４時間保持する歪取り焼鈍を施し、磁気
測定を行った。最終製品の板厚は０．５０mmであった。
のための焼鈍を施し、ＳＳＴサイズに切断し、平板状と
し、８５０℃に４時間保持する歪取り焼鈍を施し、磁気
測定を行った。最終製品の板厚は０．５０mmであった。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４６】この時、昇温中の雰囲気ガスを２５％Ｎ2
＋７５％Ｈ2 とし、１２００℃で保持中の雰囲気ガスを
１００％Ｈ2 とした。次いで、形状矯正及び張力コーテ
ィングのための焼鈍を施し、ＳＳＴサイズに切断し、平
板状とし、８５０℃に４時間保持する歪取り焼鈍を施
し、磁気測定を行った。最終製品の板厚は０．４０mmで
あった。工程条件と製品板の特徴量を表１に示す。
＋７５％Ｈ2 とし、１２００℃で保持中の雰囲気ガスを
１００％Ｈ2 とした。次いで、形状矯正及び張力コーテ
ィングのための焼鈍を施し、ＳＳＴサイズに切断し、平
板状とし、８５０℃に４時間保持する歪取り焼鈍を施
し、磁気測定を行った。最終製品の板厚は０．４０mmで
あった。工程条件と製品板の特徴量を表１に示す。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含有
する板厚０．３６〜１．００mmの厚手方向性電磁鋼板に
おいて、鋼板のＣが重量で０．００５０％以下であっ
て、磁束密度Ｂ8 ≧１．８３Ｔであり、鋼板の直径（円
相当直径）５mm超の各結晶粒に関する粒界形状の特徴を
表わす指標として、式 ＳＦ＝（結晶粒の面積×４π）／（結晶粒界長）2 を定義する時、各ＳＦ値の鋼板としてのＳＦ（平均値）
が、ＳＦ（平均値）＜０．８０であって、鋼板の直径５
mm超の結晶粒における重心位置の結晶方位に対して、
０．２〜４度の方位分散が、存在し、製品の板厚をｔ(m
m)とした時に、鉄損Ｗ17/50 (w/kg)がＷ17/50 ≦３．３
×ｔ＋０．３５を満すことを特徴とする磁気特性の優れ
た厚い板厚の方向性電磁鋼板。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4237150A JP2659655B2 (ja) | 1992-09-04 | 1992-09-04 | 磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板 |
| EP93114263A EP0585956B1 (en) | 1992-09-04 | 1993-09-06 | Thick grain-oriented electrical steel sheet exhibiting excellent magnetic properties |
| DE1993616114 DE69316114T2 (de) | 1992-09-04 | 1993-09-06 | Dicke kornorientierte Elektrostahlbleche mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften |
| US09/783,408 US6858095B2 (en) | 1992-09-04 | 2001-02-14 | Thick grain-oriented electrical steel sheet exhibiting excellent magnetic properties |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4237150A JP2659655B2 (ja) | 1992-09-04 | 1992-09-04 | 磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0688170A true JPH0688170A (ja) | 1994-03-29 |
| JP2659655B2 JP2659655B2 (ja) | 1997-09-30 |
Family
ID=17011148
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4237150A Expired - Lifetime JP2659655B2 (ja) | 1992-09-04 | 1992-09-04 | 磁気特性の優れた厚い板厚の方向性電磁鋼板 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0585956B1 (ja) |
| JP (1) | JP2659655B2 (ja) |
| DE (1) | DE69316114T2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006501371A (ja) * | 2002-11-11 | 2006-01-12 | ポスコ | 高珪素方向性電気鋼板の製造方法 |
| US9866087B2 (en) | 2014-10-29 | 2018-01-09 | Mitsubishi Electric Corporation | Cooling structure for cooling a stator core of a rotating electrical machine and method of manufacturing the cooling structure |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7736444B1 (en) | 2006-04-19 | 2010-06-15 | Silicon Steel Technology, Inc. | Method and system for manufacturing electrical silicon steel |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61117215A (ja) * | 1984-10-31 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 鉄損の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS6240315A (ja) * | 1985-08-15 | 1987-02-21 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| EP0378131B1 (en) * | 1989-01-07 | 1997-05-28 | Nippon Steel Corporation | A method of manufacturing a grain-oriented electrical steel strip |
| EP0390142B2 (en) * | 1989-03-30 | 1999-04-28 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
| JPH0372027A (ja) * | 1989-08-11 | 1991-03-27 | Nippon Steel Corp | 鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2620438B2 (ja) * | 1991-10-28 | 1997-06-11 | 新日本製鐵株式会社 | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-09-04 JP JP4237150A patent/JP2659655B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1993
- 1993-09-06 EP EP93114263A patent/EP0585956B1/en not_active Revoked
- 1993-09-06 DE DE1993616114 patent/DE69316114T2/de not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006501371A (ja) * | 2002-11-11 | 2006-01-12 | ポスコ | 高珪素方向性電気鋼板の製造方法 |
| US9866087B2 (en) | 2014-10-29 | 2018-01-09 | Mitsubishi Electric Corporation | Cooling structure for cooling a stator core of a rotating electrical machine and method of manufacturing the cooling structure |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0585956B1 (en) | 1998-01-07 |
| EP0585956A1 (en) | 1994-03-09 |
| JP2659655B2 (ja) | 1997-09-30 |
| DE69316114T2 (de) | 1998-04-23 |
| DE69316114D1 (de) | 1998-02-12 |
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