JPH07188754A - 磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPH07188754A JPH07188754A JP5331154A JP33115493A JPH07188754A JP H07188754 A JPH07188754 A JP H07188754A JP 5331154 A JP5331154 A JP 5331154A JP 33115493 A JP33115493 A JP 33115493A JP H07188754 A JPH07188754 A JP H07188754A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 方向性けい素鋼の製造に際し、熱延板焼鈍後
または中間焼鈍後のいずれかまたは双方の段階におい
て、鋼板の少なくとも片面に、リニアタイプの熱プラズ
マを一部または全面で照射し、照射域最表層の結晶粒を
照射前のそれの 1.5倍以上に粗大化させる。 【効果】 再結晶組織中のゴス方位が効果的に増大し、
それに伴って磁気特性が向上する。
または中間焼鈍後のいずれかまたは双方の段階におい
て、鋼板の少なくとも片面に、リニアタイプの熱プラズ
マを一部または全面で照射し、照射域最表層の結晶粒を
照射前のそれの 1.5倍以上に粗大化させる。 【効果】 再結晶組織中のゴス方位が効果的に増大し、
それに伴って磁気特性が向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、変圧器その他の電気
機器の鉄心などの用途に用いて良好な磁気特性に優れる
方向性けい素鋼板の製造方法に関するものである。
機器の鉄心などの用途に用いて良好な磁気特性に優れる
方向性けい素鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性けい素鋼板の磁気特性としては、
鉄損と磁束密度の両方が良好であることが必要とされ
る。近年、エネルギーコストの高騰を反映して、省エネ
ルギー、省資源の観点から、変圧器等の電気機器の電力
損失の低減、効率化に対する要請が一段と強まった。そ
れに伴い、鉄心材料である方向性けい素鋼板に対しても
一段と優れた磁気特性が要求されるようになってきた。
鉄損と磁束密度の両方が良好であることが必要とされ
る。近年、エネルギーコストの高騰を反映して、省エネ
ルギー、省資源の観点から、変圧器等の電気機器の電力
損失の低減、効率化に対する要請が一段と強まった。そ
れに伴い、鉄心材料である方向性けい素鋼板に対しても
一段と優れた磁気特性が要求されるようになってきた。
【０００３】方向性けい素鋼板の磁気特性改善技術の一
つとして、冷間圧延前の結晶組織を改善する技術が知ら
れているが、かような技術としては以下に述べるような
ものが提案されている。たとえば、特開昭58-55530号公
報には、熱延工程終了前の段階でＣを 0.006〜0.020 wt
％（以下単に％で示す）脱炭する技術が、また特開昭61
-12824号公報には、最終冷延前の焼鈍処理として脱炭雰
囲気中にて 750〜870 ℃の温度範囲内で板厚表層から脱
炭する第１段熱処理と、非酸化性雰囲気中にて 880〜10
50℃の温度範囲内で10分以下の時間保持し、板厚表面層
付近における再結晶粒の平均粒径を17μm 以上にする第
２段熱処理を施す技術が、それぞれ提案されている。こ
れらの技術の基本思想は、鋼板表面層のＣを減少させる
ことによって最終冷延前の焼鈍時におけるα→γ変態を
抑制し、一次再結晶組織において表面層のゴス組織を増
加させることにある。
つとして、冷間圧延前の結晶組織を改善する技術が知ら
れているが、かような技術としては以下に述べるような
ものが提案されている。たとえば、特開昭58-55530号公
報には、熱延工程終了前の段階でＣを 0.006〜0.020 wt
％（以下単に％で示す）脱炭する技術が、また特開昭61
-12824号公報には、最終冷延前の焼鈍処理として脱炭雰
囲気中にて 750〜870 ℃の温度範囲内で板厚表層から脱
炭する第１段熱処理と、非酸化性雰囲気中にて 880〜10
50℃の温度範囲内で10分以下の時間保持し、板厚表面層
付近における再結晶粒の平均粒径を17μm 以上にする第
２段熱処理を施す技術が、それぞれ提案されている。こ
れらの技術の基本思想は、鋼板表面層のＣを減少させる
ことによって最終冷延前の焼鈍時におけるα→γ変態を
抑制し、一次再結晶組織において表面層のゴス組織を増
加させることにある。
【０００４】その他、特開昭61−284523号公報には、最
終冷延前に焼鈍と軽加工を行い、最終冷延前の鋼板表層
の結晶粒を成長させる技術が提案されている。この技術
は、最終冷延前の結晶粒径を粗大化させることにより、
一次再結晶組織において板厚方向のゴス方位粒の存在領
域を拡大し、もって二次再結晶を安定化させることにあ
る。
終冷延前に焼鈍と軽加工を行い、最終冷延前の鋼板表層
の結晶粒を成長させる技術が提案されている。この技術
は、最終冷延前の結晶粒径を粗大化させることにより、
一次再結晶組織において板厚方向のゴス方位粒の存在領
域を拡大し、もって二次再結晶を安定化させることにあ
る。
【０００５】上記した各改善技術のうち、特開昭58-555
30号公報および特開昭61-12824号公報で提案されている
表層脱炭技術は、脱炭量の制御が困難であるところに問
題を残していて、脱炭不足になると最終冷延前の焼鈍時
にα→γ変態が起こり、ゴス方位粒が破壊されて二次再
結晶不良となって磁気特性の劣化を招き、一方、過脱炭
になると固溶Ｃあるいは微細析出カーバイドが減少し、
冷延途中の変形帯の生成が減少するためにやはりゴス方
位が減少し、磁気特性が劣化するので、いずれにしても
安定操業が難しい。また磁気特性のレベルも、特開昭61
-12824号公報の実施例によると、磁束密度の値はＢ10値
で1.93Ｔ以下であり、現在要求されるレベルには達して
いない。
30号公報および特開昭61-12824号公報で提案されている
表層脱炭技術は、脱炭量の制御が困難であるところに問
題を残していて、脱炭不足になると最終冷延前の焼鈍時
にα→γ変態が起こり、ゴス方位粒が破壊されて二次再
結晶不良となって磁気特性の劣化を招き、一方、過脱炭
になると固溶Ｃあるいは微細析出カーバイドが減少し、
冷延途中の変形帯の生成が減少するためにやはりゴス方
位が減少し、磁気特性が劣化するので、いずれにしても
安定操業が難しい。また磁気特性のレベルも、特開昭61
-12824号公報の実施例によると、磁束密度の値はＢ10値
で1.93Ｔ以下であり、現在要求されるレベルには達して
いない。
【０００６】また、特開昭61−284523号公報で提案され
ている、冷延前にスキンパス圧延あるいはショットブラ
ストなどの軽加工を行う技術は、冷延前に粗大化してい
る結晶粒の方位がランダムとなりがちであるため、二次
再結晶は安定化するものの、実施例によると磁束密度の
値はＢ8 で1.92〜1.94Ｔであり、やはり磁束密度の改善
が十分とは言えない。
ている、冷延前にスキンパス圧延あるいはショットブラ
ストなどの軽加工を行う技術は、冷延前に粗大化してい
る結晶粒の方位がランダムとなりがちであるため、二次
再結晶は安定化するものの、実施例によると磁束密度の
値はＢ8 で1.92〜1.94Ｔであり、やはり磁束密度の改善
が十分とは言えない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、安定した冷延前組織の改善
の下で十分に満足のいく磁束密度を得ることができるけ
い素鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とす
る。
題を有利に解決するもので、安定した冷延前組織の改善
の下で十分に満足のいく磁束密度を得ることができるけ
い素鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とす
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】さて発明者らは、方向性
けい素鋼の冷延前組織について検討した結果、少なくと
も熱延板焼鈍板または中間焼鈍板のいずれかに、リニア
タイプの熱プラズマを鋼板の少なくとも片面に照射し、
照射域における最表層の結晶粒を粗大化させることが、
磁気特性の改善に極めて有効であることの知見を得た。
ここにリニアタイプの熱プラズマは、プラズマ流を磁界
を用いて線状に照射する技術であり、照射した表層領域
のみを極めて短時間に昇熱することが可能であるため、
通常の点状プラズマ流による照射と比較すると、鋼板全
面への照射に極めて適しているといえる。この発明は、
上記の知見に立脚するものである。
けい素鋼の冷延前組織について検討した結果、少なくと
も熱延板焼鈍板または中間焼鈍板のいずれかに、リニア
タイプの熱プラズマを鋼板の少なくとも片面に照射し、
照射域における最表層の結晶粒を粗大化させることが、
磁気特性の改善に極めて有効であることの知見を得た。
ここにリニアタイプの熱プラズマは、プラズマ流を磁界
を用いて線状に照射する技術であり、照射した表層領域
のみを極めて短時間に昇熱することが可能であるため、
通常の点状プラズマ流による照射と比較すると、鋼板全
面への照射に極めて適しているといえる。この発明は、
上記の知見に立脚するものである。
【０００９】すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブ
を、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したの
ち、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施
して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで鋼板
表面に MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、
二次再結晶焼鈍および鈍化焼鈍を施す一連の工程からな
る方向性けい素鋼の製造方法において、熱延板焼鈍後ま
たは中間焼鈍後のいずれかまたは双方において、鋼板の
少なくとも片面に、リニアタイプの熱プラズマを一部ま
たは全面で照射し、照射域最表層の結晶粒を照射前のそ
れの 1.5倍以上に粗大化させることを特徴とする磁気特
性に優れる方向性けい素鋼の製造方法である。
を、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したの
ち、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施
して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで鋼板
表面に MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、
二次再結晶焼鈍および鈍化焼鈍を施す一連の工程からな
る方向性けい素鋼の製造方法において、熱延板焼鈍後ま
たは中間焼鈍後のいずれかまたは双方において、鋼板の
少なくとも片面に、リニアタイプの熱プラズマを一部ま
たは全面で照射し、照射域最表層の結晶粒を照射前のそ
れの 1.5倍以上に粗大化させることを特徴とする磁気特
性に優れる方向性けい素鋼の製造方法である。
【００１０】この発明において、リニアタイプの熱プラ
ズマ照射に用いる原料ガスとしては、その組成中に水素
を１ vol％以上含有するものを用いることが好ましい。
ズマ照射に用いる原料ガスとしては、その組成中に水素
を１ vol％以上含有するものを用いることが好ましい。
【００１１】
【作用】この発明により磁気特性が向上する理由につい
ては、まだ明確に解明されたわけではないが、発明者ら
は以下のように考えている。冷延前の組織として表層の
結晶粒を粗大化させることにより、粒界密度が低下し、
冷延後、粒内に生成する変形帯が再結晶核となり易くな
る。変形帯における再結晶核の方位はゴス方位が多いた
めに、再結晶集合組織中にゴス方位粒が増加することが
知られている。前述した表層脱炭技術および冷延前に軽
加工する技術も、結晶粒を粗大化させて、一次再結晶集
合組織中のゴス方位粒を増加させる効果を利用している
ものと考えられ、この点、本技術もゴス方位粒の増加に
ついては同じ効果を利用しているわけであるが、その効
果の程度がはるかに大きい。
ては、まだ明確に解明されたわけではないが、発明者ら
は以下のように考えている。冷延前の組織として表層の
結晶粒を粗大化させることにより、粒界密度が低下し、
冷延後、粒内に生成する変形帯が再結晶核となり易くな
る。変形帯における再結晶核の方位はゴス方位が多いた
めに、再結晶集合組織中にゴス方位粒が増加することが
知られている。前述した表層脱炭技術および冷延前に軽
加工する技術も、結晶粒を粗大化させて、一次再結晶集
合組織中のゴス方位粒を増加させる効果を利用している
ものと考えられ、この点、本技術もゴス方位粒の増加に
ついては同じ効果を利用しているわけであるが、その効
果の程度がはるかに大きい。
【００１２】本技術の新規な点は、リニアタイプの熱プ
ラズマを熱延板焼鈍板または／および中間焼鈍板の表面
に照射し、最表層の結晶粒のみを粗大化させる点にあ
る。リニアタイプの熱プラズマによる表層のみの短時間
急速加熱により、鋼板最表層粒は所期の目的どうりに粗
大化するが、板厚内部にはほとんど熱影響がない。その
ため板厚内部のインヒビター効果は劣化することがない
ので、二次再結晶が損なわれることはない。また、ゴス
方位への集積の先鋭性を損なう冷延前の軽加工を行わな
くとも、表層結晶粒を粗大化できることから、磁束密度
を効果的に向上させることができるのである。上述した
とおり、この発明は、熱延板焼鈍板または／および中間
焼鈍板の表面にリニアタイプの熱プラズマを照射するこ
とによって再結晶粒を粗大化させることにより、磁気特
性の格段の向上を達成したものである。
ラズマを熱延板焼鈍板または／および中間焼鈍板の表面
に照射し、最表層の結晶粒のみを粗大化させる点にあ
る。リニアタイプの熱プラズマによる表層のみの短時間
急速加熱により、鋼板最表層粒は所期の目的どうりに粗
大化するが、板厚内部にはほとんど熱影響がない。その
ため板厚内部のインヒビター効果は劣化することがない
ので、二次再結晶が損なわれることはない。また、ゴス
方位への集積の先鋭性を損なう冷延前の軽加工を行わな
くとも、表層結晶粒を粗大化できることから、磁束密度
を効果的に向上させることができるのである。上述した
とおり、この発明は、熱延板焼鈍板または／および中間
焼鈍板の表面にリニアタイプの熱プラズマを照射するこ
とによって再結晶粒を粗大化させることにより、磁気特
性の格段の向上を達成したものである。
【００１３】図１に、この発明の実施に用いて好適なリ
ニアタイプの熱プラズマの発生装置を示す。図中、番号
１は陽極、２は陰極、３は原料ガスの導入孔、４は絶縁
物、５は直流電流、６はノズル先端のオリフィス、そし
て７がプラズマ流である。なお８は鋼板、９は磁界発生
装置、10は交流電源である。このプラズマ発生装置は、
陽極１がスリット状の開孔部を有し、この開孔部の直上
に線状に陰極の先端を配設し、かつ陽極１および陰極２
の先端部を取り囲む状態で磁界発生装置を敷設したもの
である。陽極１と陰極２との間には直流電圧が印加さ
れ、これによりプラズマ流７が発生する。また陽極１と
陰極２との間には原料ガスが導入され、これがプラズマ
流７の担い手となると同時に、プラズマガスの冷却効果
によってプラズマ流７の収束性を高める。陽極先端と陰
極先端との一部の間で発生したプラズマは、磁界発生装
置による磁界の揺動により、シート状のプラズマ流７と
なって陽極スリットより照射される。それ故、磁界発生
装置の存在がこの発明の装置には必要不可欠である。
ニアタイプの熱プラズマの発生装置を示す。図中、番号
１は陽極、２は陰極、３は原料ガスの導入孔、４は絶縁
物、５は直流電流、６はノズル先端のオリフィス、そし
て７がプラズマ流である。なお８は鋼板、９は磁界発生
装置、10は交流電源である。このプラズマ発生装置は、
陽極１がスリット状の開孔部を有し、この開孔部の直上
に線状に陰極の先端を配設し、かつ陽極１および陰極２
の先端部を取り囲む状態で磁界発生装置を敷設したもの
である。陽極１と陰極２との間には直流電圧が印加さ
れ、これによりプラズマ流７が発生する。また陽極１と
陰極２との間には原料ガスが導入され、これがプラズマ
流７の担い手となると同時に、プラズマガスの冷却効果
によってプラズマ流７の収束性を高める。陽極先端と陰
極先端との一部の間で発生したプラズマは、磁界発生装
置による磁界の揺動により、シート状のプラズマ流７と
なって陽極スリットより照射される。それ故、磁界発生
装置の存在がこの発明の装置には必要不可欠である。
【００１４】この発明で対象とする鋼種については、従
来公知のいわゆるけい素鋼であればいずれもが適合す
る。代表組成は、Si：2.0 〜4.5 ％、Ｃ：0.03〜0.10％
を含む他、Al：0.010 〜0.065 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150
％、Mn：0.02〜0.20％、ＳおよびSeのうち少なくとも一
種：0.010 〜0.040 ％、Sb：0.01〜0.20％、Cu：0.02〜
0.20％、Mo：0.01〜0.05％、Sn：0.02〜0.20％、Ｐ：0.
02〜0.30％、Ni：0.02〜0.20％等を適宜含有することが
できる。
来公知のいわゆるけい素鋼であればいずれもが適合す
る。代表組成は、Si：2.0 〜4.5 ％、Ｃ：0.03〜0.10％
を含む他、Al：0.010 〜0.065 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150
％、Mn：0.02〜0.20％、ＳおよびSeのうち少なくとも一
種：0.010 〜0.040 ％、Sb：0.01〜0.20％、Cu：0.02〜
0.20％、Mo：0.01〜0.05％、Sn：0.02〜0.20％、Ｐ：0.
02〜0.30％、Ni：0.02〜0.20％等を適宜含有することが
できる。
【００１５】Siは、製品の電気抵抗を高めることによっ
て渦電流損を低減させる上で必要な元素であり、 2.0％
未満では最終仕上げ焼鈍中にα→γ変態によって結晶方
位が損なわれ、一方 4.5％を超えると冷延性に問題が生
じるために、 2.0〜4.5 ％とすることが好ましい。Ｃ
は、0.03％に満たないと良好な一次再結晶組織を得られ
ず、一方0.10％を超えると脱炭不良となり磁気特性が劣
化するので、0.03〜0.10％程度とすることが好ましい。
析出分散相としては、AlＮ系およびMnＳ，MnSe系のいず
れもが利用できる。AlＮ系において良好な鉄損を得るた
めには、Al：0.010 〜0.065 ％、Ｎ：0.0010〜0.0150％
程度が必要である。これを超える量では、AlＮの粗大化
を招いて抑制力の低下を招き、一方これ未満ではAlＮの
絶対量が不足する。MnＳ，MnSe系については、Mnとして
0.02％未満、ＳまたはSe単独あるいは合計で 0.010％未
満では粒成長抑制効果が不十分であり、一方Mnとして0.
20％、ＳまたはSe単独あるいは合計で 0.040％を超える
とスラブ加熱温度に要する温度が高すぎて実用的でない
ので、Mnは0.02〜0.20％、ＳまたはSe単独あるいは合計
で 0.010〜0.040 ％とするのが好ましい。
て渦電流損を低減させる上で必要な元素であり、 2.0％
未満では最終仕上げ焼鈍中にα→γ変態によって結晶方
位が損なわれ、一方 4.5％を超えると冷延性に問題が生
じるために、 2.0〜4.5 ％とすることが好ましい。Ｃ
は、0.03％に満たないと良好な一次再結晶組織を得られ
ず、一方0.10％を超えると脱炭不良となり磁気特性が劣
化するので、0.03〜0.10％程度とすることが好ましい。
析出分散相としては、AlＮ系およびMnＳ，MnSe系のいず
れもが利用できる。AlＮ系において良好な鉄損を得るた
めには、Al：0.010 〜0.065 ％、Ｎ：0.0010〜0.0150％
程度が必要である。これを超える量では、AlＮの粗大化
を招いて抑制力の低下を招き、一方これ未満ではAlＮの
絶対量が不足する。MnＳ，MnSe系については、Mnとして
0.02％未満、ＳまたはSe単独あるいは合計で 0.010％未
満では粒成長抑制効果が不十分であり、一方Mnとして0.
20％、ＳまたはSe単独あるいは合計で 0.040％を超える
とスラブ加熱温度に要する温度が高すぎて実用的でない
ので、Mnは0.02〜0.20％、ＳまたはSe単独あるいは合計
で 0.010〜0.040 ％とするのが好ましい。
【００１６】さらに磁束密度の向上のためには、Sb, Cu
の添加が有利である。しかしながらSbが0.20％を超える
と脱炭性が悪くなり、一方0.01％未満では効果がないの
で、0.01〜0.20％程度が好ましい。またCuが0.20％を超
えると酸洗性が悪化し、一方0.01％未満では効果がない
ので、0.01〜0.20％程度が好ましい。
の添加が有利である。しかしながらSbが0.20％を超える
と脱炭性が悪くなり、一方0.01％未満では効果がないの
で、0.01〜0.20％程度が好ましい。またCuが0.20％を超
えると酸洗性が悪化し、一方0.01％未満では効果がない
ので、0.01〜0.20％程度が好ましい。
【００１７】表面性状を改善するためにはMoの添加が有
利であるが、0.05％を超えると脱炭性が悪くなり、一方
0.01％未満では効果がないので0.01〜0.05％が好まし
い。鉄損を向上させるために、Sn, Ｐ, Niを添加するこ
ともできる。ここに、Snは0.30％を超えると脆化し、一
方0.01％未満では効果がないので0.01〜0.30％が好まし
い。またＰは0.30％を超えると良好な一次再結晶組織が
得られず、一方0.02％未満では効果がないので0.02〜0.
30％が好ましい。さらにNiは0.20％を超えると熱間強度
が低下し、一方0.01％未満では効果がないので、0.01〜
0.20％が好ましい。
利であるが、0.05％を超えると脱炭性が悪くなり、一方
0.01％未満では効果がないので0.01〜0.05％が好まし
い。鉄損を向上させるために、Sn, Ｐ, Niを添加するこ
ともできる。ここに、Snは0.30％を超えると脆化し、一
方0.01％未満では効果がないので0.01〜0.30％が好まし
い。またＰは0.30％を超えると良好な一次再結晶組織が
得られず、一方0.02％未満では効果がないので0.02〜0.
30％が好ましい。さらにNiは0.20％を超えると熱間強度
が低下し、一方0.01％未満では効果がないので、0.01〜
0.20％が好ましい。
【００１８】この発明の対象としている方向性けい素鋼
板の製造については、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いは造塊法で鋳造し、必要に応
じて分塊圧延工程を挟んでスラブとし、続いて熱間圧延
をし、必要に応じて熱延板焼鈍を行う。その後、１回ま
たは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚
の冷延板とする。この発明では、上記の熱延板焼鈍段階
または／および中間焼鈍段階において、鋼板の表面にリ
ニアタイプの熱プラズマを照射し、結晶粒を粗大化させ
るわけであるが、粗大化させた結晶粒の粒径が照射前の
それの 1.5倍に満たないと、一次再結晶組織中のゴス方
位粒の増加が不十分で満足いくほどの磁気特性改善効果
が得られないので、熱プラズマ照射を行うに当たって
は、照射面の結晶粒径が照射前のそれの 1.5倍以上とな
るようにすることが肝要である。
板の製造については、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いは造塊法で鋳造し、必要に応
じて分塊圧延工程を挟んでスラブとし、続いて熱間圧延
をし、必要に応じて熱延板焼鈍を行う。その後、１回ま
たは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚
の冷延板とする。この発明では、上記の熱延板焼鈍段階
または／および中間焼鈍段階において、鋼板の表面にリ
ニアタイプの熱プラズマを照射し、結晶粒を粗大化させ
るわけであるが、粗大化させた結晶粒の粒径が照射前の
それの 1.5倍に満たないと、一次再結晶組織中のゴス方
位粒の増加が不十分で満足いくほどの磁気特性改善効果
が得られないので、熱プラズマ照射を行うに当たって
は、照射面の結晶粒径が照射前のそれの 1.5倍以上とな
るようにすることが肝要である。
【００１９】熱プラズマ照射は、鋼板の片面でも両面で
も良いが、両面に照射する場合は、予め片面に照射し、
照射面の結晶粒径が照射前のそれの 1.5倍以上となるプ
ラズマ条件を求め、その条件で他面を照射すれば良い。
また、熱プラズマの照射領域は、必ずしも鋼板の全面で
なければならないわけではなく、その一部（好ましくは
面積率で50％以上）であってもほぼ同等の効果を得るこ
とができる。さらに、上記の熱プラズマ照射に際し、原
料ガス組成として水素を１％以上含有させると、鋼板表
面の酸化が抑制され、磁気特性の改善効果が大きいの
で、水素含有量を１％以上とすることは有利である。な
お、この発明の熱プラズマ照射は、熱延板焼鈍板または
中間焼鈍板のいずれか一方に行えば十分効果があるが、
双方に施せばさらに有利になることは言うまでもない。
も良いが、両面に照射する場合は、予め片面に照射し、
照射面の結晶粒径が照射前のそれの 1.5倍以上となるプ
ラズマ条件を求め、その条件で他面を照射すれば良い。
また、熱プラズマの照射領域は、必ずしも鋼板の全面で
なければならないわけではなく、その一部（好ましくは
面積率で50％以上）であってもほぼ同等の効果を得るこ
とができる。さらに、上記の熱プラズマ照射に際し、原
料ガス組成として水素を１％以上含有させると、鋼板表
面の酸化が抑制され、磁気特性の改善効果が大きいの
で、水素含有量を１％以上とすることは有利である。な
お、この発明の熱プラズマ照射は、熱延板焼鈍板または
中間焼鈍板のいずれか一方に行えば十分効果があるが、
双方に施せばさらに有利になることは言うまでもない。
【００２０】
実施例１ Ｃ：0.073 ％、Si：3.33％、Mn：0.069 ％、Se：0.023
％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13％およびS
b：0.027 ％を含み、残部は実質的にFeの組成になるけ
い素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施
して板厚：2.2 mmの熱延板とした。ついで、1000℃, １
分間の熱延板焼鈍を行ったのち、1.5 mmまで冷延し、11
00℃で60秒の中間焼鈍を施した。その後、冷延前に、リ
ニアプラズマを種々の条件で鋼板の片側全面に照射し、
最表層の結晶粒を表１で示す粒径に粗大化させた。その
後、さらに0.23mmまで冷間圧延したのち、 840℃, ２分
間の脱炭焼鈍後、鋼板表面にMgO を塗布してから、1200
℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製
品の磁気特性について調べた結果を表１に併記する。
％、Al：0.023 ％、Ｎ：0.0083％、Cu：0.13％およびS
b：0.027 ％を含み、残部は実質的にFeの組成になるけ
い素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施
して板厚：2.2 mmの熱延板とした。ついで、1000℃, １
分間の熱延板焼鈍を行ったのち、1.5 mmまで冷延し、11
00℃で60秒の中間焼鈍を施した。その後、冷延前に、リ
ニアプラズマを種々の条件で鋼板の片側全面に照射し、
最表層の結晶粒を表１で示す粒径に粗大化させた。その
後、さらに0.23mmまで冷間圧延したのち、 840℃, ２分
間の脱炭焼鈍後、鋼板表面にMgO を塗布してから、1200
℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製
品の磁気特性について調べた結果を表１に併記する。
【００２１】
【表１】
【００２２】同表から明らかなように、この発明に従う
リニアプラズマ照射により、照射域の結晶粒径を照射前
のそれよりも 1.5倍以上に粗大化させた場合には、磁束
密度および鉄損とも格段に向上している。
リニアプラズマ照射により、照射域の結晶粒径を照射前
のそれよりも 1.5倍以上に粗大化させた場合には、磁束
密度および鉄損とも格段に向上している。
【００２３】実施例２ Ｃ：0.082 ％、Si：3.35％、Mn：0.060 ％、Se：0.020
％、Al：0.025 ％、Ｎ：0.0088％およびSb：0.027 ％を
含み、残部は実質的にFeの組成になるけい素鋼スラブ
を、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して板厚：2.
7 mmの熱延板とした。ついで、1050℃, ２分間の熱延板
焼鈍を行ったのち、リニアタイプの熱プラズマを種々の
条件で両側全面に照射し、最表層の結晶粒を表２で示す
粒径に粗大化させた。この時、熱プラズマの原料ガスと
してはN2：90％、H2：10％の混合ガスを用いた。ついで
冷間圧延にて0.30mmの最終板厚まで冷間圧延し、 840
℃，２分間の脱炭焼鈍後、 MgOを塗布してから、1200
℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製
品の磁気特性について調べた結果を表２に併記する。
％、Al：0.025 ％、Ｎ：0.0088％およびSb：0.027 ％を
含み、残部は実質的にFeの組成になるけい素鋼スラブ
を、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して板厚：2.
7 mmの熱延板とした。ついで、1050℃, ２分間の熱延板
焼鈍を行ったのち、リニアタイプの熱プラズマを種々の
条件で両側全面に照射し、最表層の結晶粒を表２で示す
粒径に粗大化させた。この時、熱プラズマの原料ガスと
してはN2：90％、H2：10％の混合ガスを用いた。ついで
冷間圧延にて0.30mmの最終板厚まで冷間圧延し、 840
℃，２分間の脱炭焼鈍後、 MgOを塗布してから、1200
℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製
品の磁気特性について調べた結果を表２に併記する。
【００２４】
【表２】
【００２５】同表から明らかなように、この発明に従っ
て、リニアプラズマ照射を施すことにより、磁束密度だ
けでなく鉄損特性が大幅に向上した。
て、リニアプラズマ照射を施すことにより、磁束密度だ
けでなく鉄損特性が大幅に向上した。
【００２６】実施例３ Ｃ：0.043 ％、Si：3.23％、Mn：0.069 ％、Se：0.022
％およびSb：0.025 ％を含み、残部は実質的にFeの組成
になるけい素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間
圧延して板厚：2.0 mmの板厚の熱延板とした。ついで 9
50℃, １分間の熱延板焼鈍を行ったのち、0.70mmまで冷
延し、1000℃で60秒の中間焼鈍を施した。その後、冷延
前に、リニアプラズマを種々の条件で鋼板の片側全面に
照射し、最表層の結晶粒を表３に示す粒径に粗大化させ
た。この時、熱プラズマの原料ガスとしてはN2：90％、
H2：10％の混合ガスを用いた。その後、さらに0.23mmま
で冷間圧延したのち、 820℃, ２分間の脱炭焼鈍後、Mg
O を塗布してから、1200℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施し
た。かくして得られた製品の磁気特性について調べた結
果を表３に併記する。
％およびSb：0.025 ％を含み、残部は実質的にFeの組成
になるけい素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間
圧延して板厚：2.0 mmの板厚の熱延板とした。ついで 9
50℃, １分間の熱延板焼鈍を行ったのち、0.70mmまで冷
延し、1000℃で60秒の中間焼鈍を施した。その後、冷延
前に、リニアプラズマを種々の条件で鋼板の片側全面に
照射し、最表層の結晶粒を表３に示す粒径に粗大化させ
た。この時、熱プラズマの原料ガスとしてはN2：90％、
H2：10％の混合ガスを用いた。その後、さらに0.23mmま
で冷間圧延したのち、 820℃, ２分間の脱炭焼鈍後、Mg
O を塗布してから、1200℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施し
た。かくして得られた製品の磁気特性について調べた結
果を表３に併記する。
【００２７】
【表３】
【００２８】同表から明らかなように、この発明に従っ
て、リニアプラズマ照射を施すことにより、磁束密度だ
けでなく鉄損特性が大幅に向上した。
て、リニアプラズマ照射を施すことにより、磁束密度だ
けでなく鉄損特性が大幅に向上した。
【００２９】実施例４ 表４に示す種々の組成になるけい素鋼スラブを、1430℃
で30分間加熱後、熱間圧延を施して板厚：2.2 mmのの熱
延板とした。ついで、1000℃, １分間の熱延板焼鈍を施
したのち、1.5 mmまで冷延してから、1100℃, ２分間の
中間焼鈍を施した。その後、冷間圧延前に、リニアプラ
ズマを鋼板の片側の一部（面積率で80％）に照射し、最
表層の結晶粒を照射前のそれの 2.2倍にまで粗大化させ
た。熱プラズマの原料ガスとしては、N2：80％、H2：20
％の混合ガスを用いた。その後、冷間圧延にて0.23mmの
最終板厚に仕上げたのち、 840℃, ２分間の脱炭焼鈍を
施し、MgO を塗布してから、1200℃, ５時間の仕上げ焼
鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性について
調べた結果を表４に併記する。
で30分間加熱後、熱間圧延を施して板厚：2.2 mmのの熱
延板とした。ついで、1000℃, １分間の熱延板焼鈍を施
したのち、1.5 mmまで冷延してから、1100℃, ２分間の
中間焼鈍を施した。その後、冷間圧延前に、リニアプラ
ズマを鋼板の片側の一部（面積率で80％）に照射し、最
表層の結晶粒を照射前のそれの 2.2倍にまで粗大化させ
た。熱プラズマの原料ガスとしては、N2：80％、H2：20
％の混合ガスを用いた。その後、冷間圧延にて0.23mmの
最終板厚に仕上げたのち、 840℃, ２分間の脱炭焼鈍を
施し、MgO を塗布してから、1200℃, ５時間の仕上げ焼
鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性について
調べた結果を表４に併記する。
【００３０】
【表４】
【００３１】同表から明らかなように、成分組成の如何
にかかわらず、この発明に従って、リニアプラズマ照射
を施すことにより、優れた磁束密度および鉄損値が得ら
れている。
にかかわらず、この発明に従って、リニアプラズマ照射
を施すことにより、優れた磁束密度および鉄損値が得ら
れている。
【００３２】
【発明の効果】かくしてこの発明に従い、冷延前の熱延
板焼鈍板または／および中間焼鈍板に対して、リニアタ
イプの熱プラズマを照射し、照射域最表層の結晶粒を照
射前の1.5 倍以上に粗大化することにより、再結晶組織
中のゴス方位を効果的に増大して、安定した磁気特性の
向上を達成できる。
板焼鈍板または／および中間焼鈍板に対して、リニアタ
イプの熱プラズマを照射し、照射域最表層の結晶粒を照
射前の1.5 倍以上に粗大化することにより、再結晶組織
中のゴス方位を効果的に増大して、安定した磁気特性の
向上を達成できる。
【図１】この発明の実施に用いて好適なリニアタイプの
熱プラズマの発生装置を示した図である。
熱プラズマの発生装置を示した図である。
１ 陽極 ２ 陰極 ３ 原料ガスの導入孔 ４ 絶縁物 ５ 直流電源 ６ ノズル先端のオリフィス ７ プラズマ流 ８ 鋼板 ９ 磁界発生装置 10 交流電源
Claims (2)
- 【請求項１】 含けい素鋼スラブを、熱間圧延後、必要
に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍
を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚としたの
ち、脱炭焼鈍を施し、ついで鋼板表面に MgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および
鈍化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性けい素鋼の製
造方法において、 熱延板焼鈍後または中間焼鈍後のいずれかまたは双方に
おいて、鋼板の少なくとも片面に、リニアタイプの熱プ
ラズマを一部または全面で照射し、照射域最表層の結晶
粒を照射前のそれの 1.5倍以上に粗大化させることを特
徴とする磁気特性に優れる方向性けい素鋼の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、リニアタイプの熱プ
ラズマ照射に用いる原料ガスの組成が、水素を１ vol％
以上含有するものである磁気特性に優れる方向性けい素
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5331154A JPH07188754A (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | 磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5331154A JPH07188754A (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | 磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07188754A true JPH07188754A (ja) | 1995-07-25 |
Family
ID=18240480
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5331154A Pending JPH07188754A (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | 磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07188754A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20180080127A1 (en) * | 2015-03-27 | 2018-03-22 | Jfe Steel Corporation | Insulating-coated oriented magnetic steel sheet and method for manufacturing same |
| US10982329B2 (en) * | 2015-03-27 | 2021-04-20 | Jfe Steel Corporation | Insulation-coated oriented magnetic steel sheet and method for manufacturing same |
-
1993
- 1993-12-27 JP JP5331154A patent/JPH07188754A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20180080127A1 (en) * | 2015-03-27 | 2018-03-22 | Jfe Steel Corporation | Insulating-coated oriented magnetic steel sheet and method for manufacturing same |
| US10920323B2 (en) * | 2015-03-27 | 2021-02-16 | Jfe Steel Corporation | Insulating-coated oriented magnetic steel sheet and method for manufacturing same |
| US10982329B2 (en) * | 2015-03-27 | 2021-04-20 | Jfe Steel Corporation | Insulation-coated oriented magnetic steel sheet and method for manufacturing same |
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