JPH08279408A - 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH08279408A JPH08279408A JP7082984A JP8298495A JPH08279408A JP H08279408 A JPH08279408 A JP H08279408A JP 7082984 A JP7082984 A JP 7082984A JP 8298495 A JP8298495 A JP 8298495A JP H08279408 A JPH08279408 A JP H08279408A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】トランス等の鉄心として使用される鋼板。
【構成】重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５、Ｓ
ｉ：２．５〜４．０、可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
５０、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０、Ｓ、Ｓｅの１
種以上：０．００５０〜０．０１５０、Ｍｎ：０．０５
〜０．８、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５、残部がＦｅ
及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温
度で加熱し、熱延、熱延板焼鈍、中間焼鈍を挟む一回以
上の冷延を行い、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる
状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中でＡｌＲ
＝Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）で定義され
るＡｌＲが、０．４×ＡｌＲ≦Ｎ≦２．５×ＡｌＲを満
たすように窒化処理を行い、雰囲気ガス中のＮ２％を２
５％≦Ｎ２％≦９０％として最終仕上焼鈍を施す、磁気
特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
ｉ：２．５〜４．０、可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
５０、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０、Ｓ、Ｓｅの１
種以上：０．００５０〜０．０１５０、Ｍｎ：０．０５
〜０．８、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５、残部がＦｅ
及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温
度で加熱し、熱延、熱延板焼鈍、中間焼鈍を挟む一回以
上の冷延を行い、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる
状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中でＡｌＲ
＝Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）で定義され
るＡｌＲが、０．４×ＡｌＲ≦Ｎ≦２．５×ＡｌＲを満
たすように窒化処理を行い、雰囲気ガス中のＮ２％を２
５％≦Ｎ２％≦９０％として最終仕上焼鈍を施す、磁気
特性が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、機器の
小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励
磁特性を表す特性値として、磁場の強さ８００Ａ／ｍに
おける磁束密度Ｂ8 がＪＩＳで規格化されて通常使用さ
れる。又、エネルギー損失を示す特性値としては、周波
数５０Hzで１．７テスラー（Ｔ）まで磁化したときの鋼
板１kg当たりのエネルギー損失（鉄損）Ｗ17/50もＪＩ
Ｓで規格化されている。
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、機器の
小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励
磁特性を表す特性値として、磁場の強さ８００Ａ／ｍに
おける磁束密度Ｂ8 がＪＩＳで規格化されて通常使用さ
れる。又、エネルギー損失を示す特性値としては、周波
数５０Hzで１．７テスラー（Ｔ）まで磁化したときの鋼
板１kg当たりのエネルギー損失（鉄損）Ｗ17/50もＪＩ
Ｓで規格化されている。
【０００３】磁束密度は鉄損の最大支配因子であり、一
般的に磁束密度が高い（大きい）ほど鉄損特性が良好に
なる。又、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒
が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合
は、既に広く知られているように、磁区を制御すること
により、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善すること
ができる。
般的に磁束密度が高い（大きい）ほど鉄損特性が良好に
なる。又、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒
が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合
は、既に広く知られているように、磁区を制御すること
により、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善すること
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、鋼板表面に｛１１０｝、圧
延方向に〈００１〉軸をもったいわゆるゴス組織を有し
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、鋼板表面に｛１１０｝、圧
延方向に〈００１〉軸をもったいわゆるゴス組織を有し
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
製造技術は、古くから開発され、わが国ではいわゆるイ
ンヒビターとしてＭｎＳ，ＡｌＮを用いる方法（特開昭
４０−１５６４４号公報）、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等
を用いる方法（特開昭５１−１３４６９号公報）等があ
る。これらの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完
全固溶が求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊（スラブ）
の加熱温度を１３５０℃以上にすることが必要である。
製造技術は、古くから開発され、わが国ではいわゆるイ
ンヒビターとしてＭｎＳ，ＡｌＮを用いる方法（特開昭
４０−１５６４４号公報）、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等
を用いる方法（特開昭５１−１３４６９号公報）等があ
る。これらの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完
全固溶が求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊（スラブ）
の加熱温度を１３５０℃以上にすることが必要である。
【０００６】この高温度の加熱には数々の不利、不便な
点がある。このため、この熱延時の鋼塊（スラブ）の加
熱温度を下げる試みが行われている。その一つを開示し
たものとして特開昭５９−５６５２２号公報がある。こ
の技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター
形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒
化を行う方法（特開昭６２−４５２８５号公報、特開昭
６０−１７９８５５号公報）、更にはストリップを走行
せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガス
を用いた窒化処理を行う方法（特開平２−７７５２５号
公報、特開平１−８２４００号公報、特開平３−１８０
４６０号公報、特開平１−３１７５９２号公報）が開示
された。
点がある。このため、この熱延時の鋼塊（スラブ）の加
熱温度を下げる試みが行われている。その一つを開示し
たものとして特開昭５９−５６５２２号公報がある。こ
の技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター
形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒
化を行う方法（特開昭６２−４５２８５号公報、特開昭
６０−１７９８５５号公報）、更にはストリップを走行
せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガス
を用いた窒化処理を行う方法（特開平２−７７５２５号
公報、特開平１−８２４００号公報、特開平３−１８０
４６０号公報、特開平１−３１７５９２号公報）が開示
された。
【０００７】又、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一
次再結晶粒径を制御する方法（特開平３−２９４４２５
号公報、特開平２−９６２７５号公報、特開平２−５９
０２０号公報、特開平１−８２３９３号公報）も開示さ
れた。しかし、これらの方法においてはＴｉは不可避不
純物として扱われ、その含有量は０．００３％以下、望
ましくは０．００２０％以下としている。
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一
次再結晶粒径を制御する方法（特開平３−２９４４２５
号公報、特開平２−９６２７５号公報、特開平２−５９
０２０号公報、特開平１−８２３９３号公報）も開示さ
れた。しかし、これらの方法においてはＴｉは不可避不
純物として扱われ、その含有量は０．００３％以下、望
ましくは０．００２０％以下としている。
【０００８】Ｔｉを積極的に利用した、低鋼塊加熱温度
による方向性電磁鋼板製造技術を開示したものとして特
公平６−８６６３２号公報がある。この方法においては
Ｔｉを０．００２０〜０．０１５０％含有させ、最終仕
上焼鈍における二次再結晶開始までの間に窒化させて磁
束密度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法が開示されて
いる。この場合は良好な磁気特性が得られるが、窒化を
高温仕上焼鈍（箱焼鈍）で行うため窒化が不均一傾向
で、二次再結晶は安定であるが（Ｂ8 ＝１．９４Ｔ程
度）いわゆるグラス被膜の形成が不安定となる場合があ
る。
による方向性電磁鋼板製造技術を開示したものとして特
公平６−８６６３２号公報がある。この方法においては
Ｔｉを０．００２０〜０．０１５０％含有させ、最終仕
上焼鈍における二次再結晶開始までの間に窒化させて磁
束密度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法が開示されて
いる。この場合は良好な磁気特性が得られるが、窒化を
高温仕上焼鈍（箱焼鈍）で行うため窒化が不均一傾向
で、二次再結晶は安定であるが（Ｂ8 ＝１．９４Ｔ程
度）いわゆるグラス被膜の形成が不安定となる場合があ
る。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】一方向性電磁鋼板が具
備すべき主たる特性は、良好な磁気特性（低鉄損、高磁
束密度）及び良好な被膜特性（被膜張力、密着性、外
観）である。この点で、特公平６−８６６３２号公報に
開示された技術は更に改善の余地がある。ところで、従
来の一方向性電磁鋼板の製造方法においては、Ｔｉが多
い場合は、既に広く知られている如く二次再結晶が不安
定となる。例えば特開平５−２９５４４２号公報の方法
で高Ｔｉ材も二次再結晶をさせることは可能であるが、
この場合にも熱延条件の制御を注意深く行うことが必要
であり、かつＴｉ含有量は８０ppm が限界である。
備すべき主たる特性は、良好な磁気特性（低鉄損、高磁
束密度）及び良好な被膜特性（被膜張力、密着性、外
観）である。この点で、特公平６−８６６３２号公報に
開示された技術は更に改善の余地がある。ところで、従
来の一方向性電磁鋼板の製造方法においては、Ｔｉが多
い場合は、既に広く知られている如く二次再結晶が不安
定となる。例えば特開平５−２９５４４２号公報の方法
で高Ｔｉ材も二次再結晶をさせることは可能であるが、
この場合にも熱延条件の制御を注意深く行うことが必要
であり、かつＴｉ含有量は８０ppm が限界である。
【００１０】溶鋼のＴｉの混入原因は、Ｆｅ−Ｓｉ合金
鉄からの不純物として混入、又溶鉱炉の安定操業のため
の砂鉄からの溶銑への混入、スクラップからの混入等が
考えられる。即ち高Ｔｉスラブを熱延加熱温度を１２８
０℃以下にして加熱し、脱炭焼鈍後に窒化して製造する
本発明は、いずれの場合も従来から製造に大きな困難性
を有している。
鉄からの不純物として混入、又溶鉱炉の安定操業のため
の砂鉄からの溶銑への混入、スクラップからの混入等が
考えられる。即ち高Ｔｉスラブを熱延加熱温度を１２８
０℃以下にして加熱し、脱炭焼鈍後に窒化して製造する
本発明は、いずれの場合も従来から製造に大きな困難性
を有している。
【００１１】そもそも、一方向性電磁鋼板は約３％のＳ
ｉを含有しており、Ｆｅ−Ｓｉ合金鉄を多量に用いる。
このため従来より、不純物の少ない特にＴｉ含有量の少
ない高品位のＦｅ−Ｓｉ合金が用いられている。ところ
が本発明を適用すると、磁気特性が向上するとともに、
更に合金鉄の品位を落すことも可能となり、コストダウ
ンも可能となる。本発明は、特公平６−８６６３２号公
報に開示された技術を更に発展させて更に良好な磁気特
性、被膜特性を得るとともに、上記のコストダウンを実
施可能な技術を提供することを課題とする。尚、一方向
性電磁鋼板のＢ8 は、ゴス方位の集積度に強く依存す
る。更に、ゴス方位の集積度は一次再結晶時の集合組織
に依存することが知られている（吉冨等，日本金属学会
誌，５８（１９９４），８８２）。Ｔｉ添加によっては
この一次再結晶集合組織は変化しないので、インヒビタ
ーの効果のみ考慮すれば良い。
ｉを含有しており、Ｆｅ−Ｓｉ合金鉄を多量に用いる。
このため従来より、不純物の少ない特にＴｉ含有量の少
ない高品位のＦｅ−Ｓｉ合金が用いられている。ところ
が本発明を適用すると、磁気特性が向上するとともに、
更に合金鉄の品位を落すことも可能となり、コストダウ
ンも可能となる。本発明は、特公平６−８６６３２号公
報に開示された技術を更に発展させて更に良好な磁気特
性、被膜特性を得るとともに、上記のコストダウンを実
施可能な技術を提供することを課題とする。尚、一方向
性電磁鋼板のＢ8 は、ゴス方位の集積度に強く依存す
る。更に、ゴス方位の集積度は一次再結晶時の集合組織
に依存することが知られている（吉冨等，日本金属学会
誌，５８（１９９４），８８２）。Ｔｉ添加によっては
この一次再結晶集合組織は変化しないので、インヒビタ
ーの効果のみ考慮すれば良い。
【００１２】
【課題を解決するための手段】発明者等は鋭意研究を行
ったところ、特公平６−８６６３２号公報に開示された
技術と脱炭焼鈍までの工程は同様であるが、走行するス
トリップで窒化することを特徴とし、その窒化量の制御
及び／又はＢＡＦ（最終仕上焼鈍：二次再結晶を行わし
める箱型焼鈍）での雰囲気中の窒素分圧を制御すること
により、グラス被膜も良好で磁気特性が更に改善される
ことを知見した。
ったところ、特公平６−８６６３２号公報に開示された
技術と脱炭焼鈍までの工程は同様であるが、走行するス
トリップで窒化することを特徴とし、その窒化量の制御
及び／又はＢＡＦ（最終仕上焼鈍：二次再結晶を行わし
める箱型焼鈍）での雰囲気中の窒素分圧を制御すること
により、グラス被膜も良好で磁気特性が更に改善される
ことを知見した。
【００１３】具体的には、熱延加熱温度を１２８０℃以
下とする本発明では、初期のＡｌ，Ｎの量は脱炭焼鈍時
の一次再結晶粒径を制御するために用いられ、二次再結
晶のためのインヒビターとしては脱炭焼鈍後に行われる
ので、溶鋼段階でのＴｉの含有量は二次再結晶性に影響
しないことを見出した。更に、Ｔｉを適量添加するとＴ
ｉＮがＡｌＮに加わってインヒビターとして働き、スト
リップ窒化での窒化量の制御及び／又はＢＡＦ（最終仕
上焼鈍：二次再結晶を行わしめる箱型焼鈍）での雰囲気
中の窒素分圧を制御することにより、磁気特性が著しく
改善されることを見出した。
下とする本発明では、初期のＡｌ，Ｎの量は脱炭焼鈍時
の一次再結晶粒径を制御するために用いられ、二次再結
晶のためのインヒビターとしては脱炭焼鈍後に行われる
ので、溶鋼段階でのＴｉの含有量は二次再結晶性に影響
しないことを見出した。更に、Ｔｉを適量添加するとＴ
ｉＮがＡｌＮに加わってインヒビターとして働き、スト
リップ窒化での窒化量の制御及び／又はＢＡＦ（最終仕
上焼鈍：二次再結晶を行わしめる箱型焼鈍）での雰囲気
中の窒素分圧を制御することにより、磁気特性が著しく
改善されることを見出した。
【００１４】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。本発明者等
は、Ｔｉ含有量が比較的多い電磁鋼スラブを１２８０℃
以下の低い加熱温度で加熱し、得られた熱延板を用いて
必要に応じて熱延板焼鈍を施し一回以上の冷間圧延後の
脱炭焼鈍後にストリップを走行させる状態下で窒化処理
することによりインヒビターを形成する方法で製造可能
な、磁気特性及び被膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼
板を安定的に製造し得るプロセスについて鋭意研究開発
を重ねた。
は、Ｔｉ含有量が比較的多い電磁鋼スラブを１２８０℃
以下の低い加熱温度で加熱し、得られた熱延板を用いて
必要に応じて熱延板焼鈍を施し一回以上の冷間圧延後の
脱炭焼鈍後にストリップを走行させる状態下で窒化処理
することによりインヒビターを形成する方法で製造可能
な、磁気特性及び被膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼
板を安定的に製造し得るプロセスについて鋭意研究開発
を重ねた。
【００１５】まず、本発明において出発材とする電磁鋼
スラブの成分組成の限定理由は、以下のとおりである。
Ｃ：Ｃは、０．０２５〜０．０７０％とした。従来の発
明では、０．０２５％以下ではいわゆる３％Ｓｉ−Ｆｅ
材（方向性電磁鋼板の基本成分）では、変態相がなくな
る。０．０６５％を超えると脱炭焼鈍工程での３０ppm
以下とするためには、時間が掛かりすぎて生産性が阻害
される。Ｓｉ：Ｓｉはその含有量が２．５％未満になる
と、良好な鉄損が得られない。又、４．５％を超える
と、脆性のために冷間圧延等室温での鋼板処理が困難に
なる。
スラブの成分組成の限定理由は、以下のとおりである。
Ｃ：Ｃは、０．０２５〜０．０７０％とした。従来の発
明では、０．０２５％以下ではいわゆる３％Ｓｉ−Ｆｅ
材（方向性電磁鋼板の基本成分）では、変態相がなくな
る。０．０６５％を超えると脱炭焼鈍工程での３０ppm
以下とするためには、時間が掛かりすぎて生産性が阻害
される。Ｓｉ：Ｓｉはその含有量が２．５％未満になる
と、良好な鉄損が得られない。又、４．５％を超える
と、脆性のために冷間圧延等室温での鋼板処理が困難に
なる。
【００１６】Ｓ及びＳｅ：Ｓ及びＳｅは、０．０１５％
以下、望ましくは０．０１０％以下である。１２８０℃
以下のスラブ加熱温度で熱延板を製造し、その後熱延板
焼鈍、冷間圧延の後での、ストリップ窒化等による脱炭
焼鈍工程以降のインヒビターの作り込みで製造する一方
向性電磁鋼板では、多量のＳ，Ｓｅは一次再結晶粒の粒
成長を妨げ有害であるためである。０．００５％未満で
は、熱延での操業上の不可避的変動要素（スキッド上及
び間の温度履歴差、圧延速度の加速による熱延温度の変
動等）により、一次再結晶粒の粒成長に場所的変動が生
じ易くなり工業的に安定的に製品が製造できない。
以下、望ましくは０．０１０％以下である。１２８０℃
以下のスラブ加熱温度で熱延板を製造し、その後熱延板
焼鈍、冷間圧延の後での、ストリップ窒化等による脱炭
焼鈍工程以降のインヒビターの作り込みで製造する一方
向性電磁鋼板では、多量のＳ，Ｓｅは一次再結晶粒の粒
成長を妨げ有害であるためである。０．００５％未満で
は、熱延での操業上の不可避的変動要素（スキッド上及
び間の温度履歴差、圧延速度の加速による熱延温度の変
動等）により、一次再結晶粒の粒成長に場所的変動が生
じ易くなり工業的に安定的に製品が製造できない。
【００１７】Ｔｉ及びＮ：ＴｉはＮと強固な化合物を形
成する。本発明では、インヒビターとしてはＡｌＮばか
りでなくＴｉＮも利用するため、Ｎ量はＴｉの添加量と
密接に関係している。Ｔｉ＜０．００５％であるとイン
ヒビターとしてのＴｉＮの効果があまりなく、磁束密度
はＢ8 で１．９０〜１．９３Ｔ程度であるのでＴｉ≧
０．００５％とした。上限の０．０１５％は、これを超
えてＴｉを添加するとＴｉＮのサイズが大きく又個数が
多く（いわゆるＺＥＮＥＲ因子が強く）なり、二次再結
晶不良が生じることがある。更に、ＴｉＮは熱力学的に
安定であるため、最終製品まで存在し履歴損増加により
鉄損が劣化する。
成する。本発明では、インヒビターとしてはＡｌＮばか
りでなくＴｉＮも利用するため、Ｎ量はＴｉの添加量と
密接に関係している。Ｔｉ＜０．００５％であるとイン
ヒビターとしてのＴｉＮの効果があまりなく、磁束密度
はＢ8 で１．９０〜１．９３Ｔ程度であるのでＴｉ≧
０．００５％とした。上限の０．０１５％は、これを超
えてＴｉを添加するとＴｉＮのサイズが大きく又個数が
多く（いわゆるＺＥＮＥＲ因子が強く）なり、二次再結
晶不良が生じることがある。更に、ＴｉＮは熱力学的に
安定であるため、最終製品まで存在し履歴損増加により
鉄損が劣化する。
【００１８】ＮはＳｉ，Ａｌ及びＴｉと結合し、一次再
結晶粒成長の粒成長制御及び二次再結晶のためのインヒ
ビターとして働くので重要である。その範囲は０．００
４０〜０．０１３０％とする。上記範囲のＴｉと結合し
てこのような効果を奏せしめるには、Ｔｉ：０．００４
〜０．０１５％であることが必要である。
結晶粒成長の粒成長制御及び二次再結晶のためのインヒ
ビターとして働くので重要である。その範囲は０．００
４０〜０．０１３０％とする。上記範囲のＴｉと結合し
てこのような効果を奏せしめるには、Ｔｉ：０．００４
〜０．０１５％であることが必要である。
【００１９】Ａｌ：Ａｌは、窒素とともに脱炭焼鈍時の
一次再結晶粒成長を制御するために添加される。１２８
０℃以下のスラブ加熱でもＡｌＮは適切な溶解度を持
つ。有効なＡｌＮ形成のために０．０１０〜０．０５０
％となる。 Ｍｎ：Ｍｎは、少ないと二次再結晶は不安定になり、多
いとＢ8 は高くなるが、一定量以上入れると、コストが
高くなる。従って０．０５〜０．８％とする。
一次再結晶粒成長を制御するために添加される。１２８
０℃以下のスラブ加熱でもＡｌＮは適切な溶解度を持
つ。有効なＡｌＮ形成のために０．０１０〜０．０５０
％となる。 Ｍｎ：Ｍｎは、少ないと二次再結晶は不安定になり、多
いとＢ8 は高くなるが、一定量以上入れると、コストが
高くなる。従って０．０５〜０．８％とする。
【００２０】Ｓｎ及びＳｂ：二次再結晶粒のサイズを小
さくするために添加されるのが望ましい。少ないと効果
が少なく、多すぎるとグラス被膜の劣化または脱炭不良
傾向であり望ましくない。このため添加する場合には、
０．０３〜０．１５％とする。その他、グラス被膜形成
を容易化及び集合組織の改善のためにＣｒ，Ｐ等を添加
することも本発明の主旨を損なうものではない。
さくするために添加されるのが望ましい。少ないと効果
が少なく、多すぎるとグラス被膜の劣化または脱炭不良
傾向であり望ましくない。このため添加する場合には、
０．０３〜０．１５％とする。その他、グラス被膜形成
を容易化及び集合組織の改善のためにＣｒ，Ｐ等を添加
することも本発明の主旨を損なうものではない。
【００２１】脱炭焼鈍後の一次再結晶粒成長の粒成長制
御するためには、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，ＴｉＮ等
が有効であるが、本発明では、Ｓ，Ｓｅの含有量が従来
の方向性電磁鋼板より少ないためＭｎＳ，ＭｎＳｅによ
る効果は小さいが、ＴｉＮ，ＡｌＮの効果は大きい。こ
のように、Ａｌ，Ｎ，Ｔｉの量は一次再結晶粒成長の粒
成長制御及び二次再結晶のためのインヒビターとして働
くので、相互関係が重要となる。
御するためには、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，ＴｉＮ等
が有効であるが、本発明では、Ｓ，Ｓｅの含有量が従来
の方向性電磁鋼板より少ないためＭｎＳ，ＭｎＳｅによ
る効果は小さいが、ＴｉＮ，ＡｌＮの効果は大きい。こ
のように、Ａｌ，Ｎ，Ｔｉの量は一次再結晶粒成長の粒
成長制御及び二次再結晶のためのインヒビターとして働
くので、相互関係が重要となる。
【００２２】Ｔｉ含有量が０．００３％未満の場合は、
ＴｉＮの効果は少ない。しかし本発明の範囲０．００５
％以上では、上述したように優先的にＴｉＮが形成され
るので、ＡｌＮに消費されるＮが減り補償する必要が生
じる。この補償する方法としては、溶製段階でＴｉＮ
当量分余分に含有させる、ストリップ窒化量を増や
す、ＢＡＦでの窒素分圧を上げ脱窒を防ぐ等がある。
ＴｉＮの効果は少ない。しかし本発明の範囲０．００５
％以上では、上述したように優先的にＴｉＮが形成され
るので、ＡｌＮに消費されるＮが減り補償する必要が生
じる。この補償する方法としては、溶製段階でＴｉＮ
当量分余分に含有させる、ストリップ窒化量を増や
す、ＢＡＦでの窒素分圧を上げ脱窒を防ぐ等がある。
【００２３】次に、溶製、鋳造及び熱延等の処理条件に
ついて述べる。本発明に関する溶製及び鋳造は、公知の
通常の方法で行われる。即ち、溶製は転炉又は電気炉等
を用い、溶銑を主原料としても良いしスクラップを用い
ても良い。成分調整は真空脱ガス装置で行うのが通常で
あるが、成分さえ範囲内であればその必要はない。鋳造
は連続鋳造機で行われるが、インゴット法でも良い。
ついて述べる。本発明に関する溶製及び鋳造は、公知の
通常の方法で行われる。即ち、溶製は転炉又は電気炉等
を用い、溶銑を主原料としても良いしスクラップを用い
ても良い。成分調整は真空脱ガス装置で行うのが通常で
あるが、成分さえ範囲内であればその必要はない。鋳造
は連続鋳造機で行われるが、インゴット法でも良い。
【００２４】その後の分塊圧延は、熱延の仕上厚みと熱
延機の能力（圧下代）のバランスで採用される。熱延は
通常の連続熱延機で行うが、いわゆる可逆のステッケル
ミルでも良い。熱延時のスラブ加熱温度は最大１２８０
℃である。これは、本発明の如く脱炭焼鈍後に同一ライ
ン又は別のラインにてストリップを走行せしめるので、
溶体化のためにこの温度を超えての加熱は必要はない。
又エネルギーコストの低減及び熱延板の耳割れ等の欠陥
低減の観点も低い方が良い。
延機の能力（圧下代）のバランスで採用される。熱延は
通常の連続熱延機で行うが、いわゆる可逆のステッケル
ミルでも良い。熱延時のスラブ加熱温度は最大１２８０
℃である。これは、本発明の如く脱炭焼鈍後に同一ライ
ン又は別のラインにてストリップを走行せしめるので、
溶体化のためにこの温度を超えての加熱は必要はない。
又エネルギーコストの低減及び熱延板の耳割れ等の欠陥
低減の観点も低い方が良い。
【００２５】熱延後の工程については特に限定されるも
のではないが、最終冷間圧延率は８０〜９５％が望まし
い。必要に応じて中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行
う。熱延板焼鈍は、熱延の不均一性の緩和、ＡｌＮの析
出形態の制御のために必要に応じて行うのであり、処理
条件は特に限定されるものではないが、最高温度は１１
６０℃として、冷却速度はＡｌＮの量、Ｓｉ／Ｃのバラ
ンスにより適正化されるのが望ましい。
のではないが、最終冷間圧延率は８０〜９５％が望まし
い。必要に応じて中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行
う。熱延板焼鈍は、熱延の不均一性の緩和、ＡｌＮの析
出形態の制御のために必要に応じて行うのであり、処理
条件は特に限定されるものではないが、最高温度は１１
６０℃として、冷却速度はＡｌＮの量、Ｓｉ／Ｃのバラ
ンスにより適正化されるのが望ましい。
【００２６】脱炭焼鈍は通常の方法で行われ、炭素レベ
ルを製品の磁気時効防止のために０．００３０％以下ま
で脱炭される。又、良好なグラス被膜を形成するために
酸化層を形成せしめる。窒化は脱炭焼鈍設備と同一ライ
ン又は別のラインにてストリップを走行せしめる状態下
で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理が行
われる。この窒化処理において、ＡｌR ＝Ａｌ−２７／
１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）で定義されるＡｌR が、
０．４×ＡｌR ≦Ｎ≦２．５×ＡｌR を満たす量で行
う。下限の０．４倍は、本発明のようなＴｉ含有の方向
性電磁鋼板特有の二次再結晶の安定性のために規定さ
れ、上限の２．５倍は、本発明特有の成分系でのグラス
被膜の安定的形成のために規定される（図１）。
ルを製品の磁気時効防止のために０．００３０％以下ま
で脱炭される。又、良好なグラス被膜を形成するために
酸化層を形成せしめる。窒化は脱炭焼鈍設備と同一ライ
ン又は別のラインにてストリップを走行せしめる状態下
で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理が行
われる。この窒化処理において、ＡｌR ＝Ａｌ−２７／
１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）で定義されるＡｌR が、
０．４×ＡｌR ≦Ｎ≦２．５×ＡｌR を満たす量で行
う。下限の０．４倍は、本発明のようなＴｉ含有の方向
性電磁鋼板特有の二次再結晶の安定性のために規定さ
れ、上限の２．５倍は、本発明特有の成分系でのグラス
被膜の安定的形成のために規定される（図１）。
【００２７】その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材
を塗布する。続く仕上焼鈍の昇温度時に二次再結晶が起
こるので、窒素分圧は非常に重要である。２５％より少
ないと鋼板内のＡｌＮの分解がたやすく起こり、インヒ
ビターがＴｉＮのみとなり二次再結晶不良となる。上限
の９０％は良好なグラス被膜形成のために必要である。
を塗布する。続く仕上焼鈍の昇温度時に二次再結晶が起
こるので、窒素分圧は非常に重要である。２５％より少
ないと鋼板内のＡｌＮの分解がたやすく起こり、インヒ
ビターがＴｉＮのみとなり二次再結晶不良となる。上限
の９０％は良好なグラス被膜形成のために必要である。
【００２８】要するに、本発明の最大のポイントは、鋼
塊の加熱温度を低くする方向性電磁鋼板製造方法におい
て、所定のＴｉ，Ｎの添加によるＡｌＮとＴｉＮの複合
インヒビター効果、ストリップ窒化による均一なＡｌＮ
の形成、Ｔｉ含有成分系ならではの窒化条件の特定、及
び仕上焼鈍中のＮ2 分圧の特定によるＡｌＮの分解防止
及びグラス被膜改善効果、の４者の有機的な結合によっ
て、良好な磁気特性（Ｂ8 ＝１．９５Ｔ）と被膜特性を
得るとともに、コストダウンを実現することにある。
塊の加熱温度を低くする方向性電磁鋼板製造方法におい
て、所定のＴｉ，Ｎの添加によるＡｌＮとＴｉＮの複合
インヒビター効果、ストリップ窒化による均一なＡｌＮ
の形成、Ｔｉ含有成分系ならではの窒化条件の特定、及
び仕上焼鈍中のＮ2 分圧の特定によるＡｌＮの分解防止
及びグラス被膜改善効果、の４者の有機的な結合によっ
て、良好な磁気特性（Ｂ8 ＝１．９５Ｔ）と被膜特性を
得るとともに、コストダウンを実現することにある。
【００２９】
（実施例１） Ｃ：０．０５２％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ：１．０２
％、Ｓ：０．０１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、
Ｎ：０．００８５％とし、Ｔｉの量を次のように変化さ
せＴｉ：０．００１，０．００２，０．００３，０．０
０５，０．００８，０．０１０，０．０１３，０．０１
５，０．０１６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る溶製された溶鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを
得、１１５０℃で加熱した後１０８０℃で熱延を開始し
て２．６mmとして５５０℃で巻き取った。その後、１１
２０℃で２分間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、１８５〜
２１０℃で温間圧延し０．２８５mmに冷間圧延した。そ
の後、８３０℃でＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気
ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱炭、一次再結晶
及び酸化被膜形成を行った。
％、Ｓ：０．０１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、
Ｎ：０．００８５％とし、Ｔｉの量を次のように変化さ
せＴｉ：０．００１，０．００２，０．００３，０．０
０５，０．００８，０．０１０，０．０１３，０．０１
５，０．０１６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る溶製された溶鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを
得、１１５０℃で加熱した後１０８０℃で熱延を開始し
て２．６mmとして５５０℃で巻き取った。その後、１１
２０℃で２分間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、１８５〜
２１０℃で温間圧延し０．２８５mmに冷間圧延した。そ
の後、８３０℃でＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気
ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱炭、一次再結晶
及び酸化被膜形成を行った。
【００３０】ストリップ状態で窒化させ、窒化量を０．
５×ＡｌR ≦Ｎ≦２．０×ＡｌR を満たせしめ、続いて
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布した。続く仕上
焼鈍で１５℃／時間の昇温度時の雰囲気をＮ2 を３５％
≦Ｎ2 ≦８５とした。その後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰
囲気中で１２００℃で３０時間で純化焼鈍を行った。最
後に歪取り焼鈍を行い磁気特性を測定した。この場合の
Ｔｉに対する磁気特性の関係を｛磁束密度（Ｂ8 （Ｔ）
と鉄損（Ｗ17/50 （W/kg））のグラフ｝図２，３に示
す。このようにＴｉを添加すると磁束密度及び鉄損が改
善されている。
５×ＡｌR ≦Ｎ≦２．０×ＡｌR を満たせしめ、続いて
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布した。続く仕上
焼鈍で１５℃／時間の昇温度時の雰囲気をＮ2 を３５％
≦Ｎ2 ≦８５とした。その後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰
囲気中で１２００℃で３０時間で純化焼鈍を行った。最
後に歪取り焼鈍を行い磁気特性を測定した。この場合の
Ｔｉに対する磁気特性の関係を｛磁束密度（Ｂ8 （Ｔ）
と鉄損（Ｗ17/50 （W/kg））のグラフ｝図２，３に示
す。このようにＴｉを添加すると磁束密度及び鉄損が改
善されている。
【００３１】（実施例２）Ｃ：０．０５２％、Ｓｉ：
３．３０％、Ｍｎ：１．０２％、Ｓ：０．０１０％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｓｂ：
０．０７％とし、Ｔｉの量を次のように変化させＴｉ：
０．００１，０．００６，０．００９，０．０
１１，０．０１７％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる溶製された溶鋼を通常の方法で連続鋳造してスラ
ブを得、１１５０℃で加熱した後１０８０℃で熱延を開
始して２．７mmとして５５０℃で巻き取った。その後、
１１２０℃で２分間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、１８
５〜２１０℃で温間圧延し０．２８５mmに冷間圧延し
た。
３．３０％、Ｍｎ：１．０２％、Ｓ：０．０１０％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｓｂ：
０．０７％とし、Ｔｉの量を次のように変化させＴｉ：
０．００１，０．００６，０．００９，０．０
１１，０．０１７％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる溶製された溶鋼を通常の方法で連続鋳造してスラ
ブを得、１１５０℃で加熱した後１０８０℃で熱延を開
始して２．７mmとして５５０℃で巻き取った。その後、
１１２０℃で２分間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、１８
５〜２１０℃で温間圧延し０．２８５mmに冷間圧延し
た。
【００３２】その後、８３０℃でＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：
７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱
炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリップ
状態で窒化させ総含有量０．０１９〜０．０２３％とな
るように窒化させた。続いてＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離材を塗布し、Ｎ2 ：２０％，Ｈ2 ：８０％、Ｎ
2 ：３５％，Ｈ2 ：６５％、Ｎ2 ：５０％，Ｈ2 ：５
０％、Ｎ2 ：７５％，Ｈ2 ：２５％、Ｎ2 ：５％，
Ｈ2 ：９５％、の雰囲気中で１５℃／時間の速度で１２
００℃まで昇温し、その後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰囲
気中で１２００℃で３０時間で純化焼鈍を行った。最後
に歪取り焼鈍を行い磁気特性を測定した。この結果を表
１に示す。
７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱
炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリップ
状態で窒化させ総含有量０．０１９〜０．０２３％とな
るように窒化させた。続いてＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離材を塗布し、Ｎ2 ：２０％，Ｈ2 ：８０％、Ｎ
2 ：３５％，Ｈ2 ：６５％、Ｎ2 ：５０％，Ｈ2 ：５
０％、Ｎ2 ：７５％，Ｈ2 ：２５％、Ｎ2 ：５％，
Ｈ2 ：９５％、の雰囲気中で１５℃／時間の速度で１２
００℃まで昇温し、その後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰囲
気中で１２００℃で３０時間で純化焼鈍を行った。最後
に歪取り焼鈍を行い磁気特性を測定した。この結果を表
１に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】（実施例３）Ｃ：０．０５２％、Ｓｉ：
３．２３％、Ｍｎ：１．０％、Ｓ：０．０１２％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００７３％、Ｐ：
０．０２３％とし、Ｔｉの量を次のように変化させ、Ｔ
ｉ：０．００１，０．００３，０．００５，０．００
８，０．０１０，０．０１３，０．０１５，０．０１６
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶製された溶
鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを得、１１５０℃
で加熱した後１０８０℃で熱延を開始して２．８mmとし
て５７０℃で巻き取った。その後熱延板焼鈍することな
く、酸洗後、タンデム冷間圧延機で１．７０mmとして脱
脂後、９８０℃で１２５秒の中間焼鈍を行った。
３．２３％、Ｍｎ：１．０％、Ｓ：０．０１２％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００７３％、Ｐ：
０．０２３％とし、Ｔｉの量を次のように変化させ、Ｔ
ｉ：０．００１，０．００３，０．００５，０．００
８，０．０１０，０．０１３，０．０１５，０．０１６
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶製された溶
鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを得、１１５０℃
で加熱した後１０８０℃で熱延を開始して２．８mmとし
て５７０℃で巻き取った。その後熱延板焼鈍することな
く、酸洗後、タンデム冷間圧延機で１．７０mmとして脱
脂後、９８０℃で１２５秒の中間焼鈍を行った。
【００３５】その後、冷間圧延機で製品厚みの０．１７
mmに冷間圧延した。その後、８３５℃でＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で９０秒焼鈍
し脱炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリ
ップ状態で窒化させ、窒化量を０．５×ＡｌR ≦Ｎ≦
２．０×ＡｌR を満たせしめ、続いてＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で１５℃／時
間の昇温度時の雰囲気をＮ2 を３５％≦Ｎ2 ≦８５とし
た。その後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰囲気中で１２００
℃で３０時間で純化焼鈍を行った。最後に歪取り焼鈍を
行い磁気特性を測定した。この場合のＴｉに対する磁気
特性の関係を｛磁束密度（Ｂ8 （Ｔ）と鉄損（Ｗ17/50
（W/kg））のグラフ｝図４，５に示す。このようにＴｉ
を添加すると熱延板厚みを無理に薄くすることなく、従
来の２回圧延法冷延に比べて圧下率が高くでき、従来製
造が難しかった０．２０mm以下の製品の製造も可能とな
った。これは、ＴｉＮのインヒビター効果と推定され
る。
mmに冷間圧延した。その後、８３５℃でＮ2 ：２５％、
Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で９０秒焼鈍
し脱炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリ
ップ状態で窒化させ、窒化量を０．５×ＡｌR ≦Ｎ≦
２．０×ＡｌR を満たせしめ、続いてＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で１５℃／時
間の昇温度時の雰囲気をＮ2 を３５％≦Ｎ2 ≦８５とし
た。その後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰囲気中で１２００
℃で３０時間で純化焼鈍を行った。最後に歪取り焼鈍を
行い磁気特性を測定した。この場合のＴｉに対する磁気
特性の関係を｛磁束密度（Ｂ8 （Ｔ）と鉄損（Ｗ17/50
（W/kg））のグラフ｝図４，５に示す。このようにＴｉ
を添加すると熱延板厚みを無理に薄くすることなく、従
来の２回圧延法冷延に比べて圧下率が高くでき、従来製
造が難しかった０．２０mm以下の製品の製造も可能とな
った。これは、ＴｉＮのインヒビター効果と推定され
る。
【００３６】（実施例４）Ｃ：０．０４５％、Ｓｉ：
３．２０％、Ｍｎ：０．９％、Ｓ：０．０１１％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００６８％、Ｐ：
０．０３０％とし、Ｔｉの量を次のように変化させ、Ｔ
ｉ：０．００１５，０．００３，０．００５，０．００
７，０．０１１，０．０１３，０．０１５，０．０１６
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶製された溶
鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを得、１１００℃
で加熱した後１０８０℃で熱延を開始して２．８mmとし
て５９０℃で巻き取った。その後、熱延板焼鈍すること
なく、酸洗して１８５〜２１０℃で温間圧延し０．２８
５mmに冷間圧延した。
３．２０％、Ｍｎ：０．９％、Ｓ：０．０１１％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００６８％、Ｐ：
０．０３０％とし、Ｔｉの量を次のように変化させ、Ｔ
ｉ：０．００１５，０．００３，０．００５，０．００
７，０．０１１，０．０１３，０．０１５，０．０１６
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶製された溶
鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを得、１１００℃
で加熱した後１０８０℃で熱延を開始して２．８mmとし
て５９０℃で巻き取った。その後、熱延板焼鈍すること
なく、酸洗して１８５〜２１０℃で温間圧延し０．２８
５mmに冷間圧延した。
【００３７】その後、８４０℃でＮ2 ：２５％、Ｈ2 ：
７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱
炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリップ
状態で窒化させ、窒化量を０．５×ＡｌR ≦Ｎ≦２．０
×ＡｌR を満たせしめ、続いてＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で１５℃／時間の昇
温度時の雰囲気をＮ2 を３５％≦Ｎ2 ≦８５とした。そ
の後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰囲気中で１２００℃で３
０時間で純化焼鈍を行った。最後に歪取り焼鈍を行い磁
気特性を測定した。この場合のＴｉに対する磁気特性の
関係を｛磁束密度（Ｂ8 （Ｔ）と鉄損（Ｗ17/50 （W/k
g））のグラフ｝図６，７に示す。このようにＴｉを添
加すると磁束密度及び鉄損が改善されている。
７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱
炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリップ
状態で窒化させ、窒化量を０．５×ＡｌR ≦Ｎ≦２．０
×ＡｌR を満たせしめ、続いてＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で１５℃／時間の昇
温度時の雰囲気をＮ2 を３５％≦Ｎ2 ≦８５とした。そ
の後Ｈ2 ：１００％のｄｒｙ雰囲気中で１２００℃で３
０時間で純化焼鈍を行った。最後に歪取り焼鈍を行い磁
気特性を測定した。この場合のＴｉに対する磁気特性の
関係を｛磁束密度（Ｂ8 （Ｔ）と鉄損（Ｗ17/50 （W/k
g））のグラフ｝図６，７に示す。このようにＴｉを添
加すると磁束密度及び鉄損が改善されている。
【００３８】
【発明の効果】本発明により、磁気特性、被膜特性が極
めて良好な方向性電磁鋼板を、鋼塊温度を低くする製造
方法によって安価に製造できる。その工業的意義は極め
て大きい。
めて良好な方向性電磁鋼板を、鋼塊温度を低くする製造
方法によって安価に製造できる。その工業的意義は極め
て大きい。
【図１】本発明の磁気特性と被膜特性を両立させる条件
を表す図表である。
を表す図表である。
【図２】実施例１のＴｉ含有量とＢ8 の関係を示す図表
である。
である。
【図３】実施例１のＴｉ含有量とＷ17/50 の関係を示す
図表である。
図表である。
【図４】実施例３のＴｉ含有量とＢ8 の関係を示す図表
である。
である。
【図５】実施例３のＴｉ含有量とＷ17/50 の関係を示す
図表である。
図表である。
【図６】実施例４のＴｉ含有量とＢ8 の関係を示す図表
である。
である。
【図７】実施例４のＴｉ含有量とＷ17/50 の関係を示す
図表である。
図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 8/26 Ｃ２３Ｃ 8/26 (72)発明者 山崎 幸司 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 (72)発明者 北河 久和 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 (72)発明者 黒木 克郎 北九州市戸畑区大字中原46−59 日鐵プラ ント設計株式会社内 (72)発明者 田中 収 北九州市戸畑区大字中原46−59 日鐵プラ ント設計株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００４０〜０．０１３０％、 Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００５０〜０．０１５
０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 Ｔｉ：０．００５％以上、０．０１５％以下、 残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行
い、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中でＡｌR ＝Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１
４／４８Ｔｉ）で定義されるＡｌR が、０．４×ＡｌR
≦Ｎ≦２．５×ＡｌR を満たすように窒化処理を行い、
雰囲気ガス中のＮ2 ％を２５％≦Ｎ2 ％≦９０％として
最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性が優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量比で Ｃ ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ ：０．００４０〜０．０１３０％、 Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００５０〜０．０１５
０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 Ｔｉ：０．００５％以上、０．０１５％以下、 残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行わ
ず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中でＡｌR ＝Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１
４／４８Ｔｉ）で定義されるＡｌR が、０．４×ＡｌR
≦Ｎ≦２．５×ＡｌR を満たすように窒化処理を行い、
雰囲気ガス中のＮ2 ％を２５％≦Ｎ2 ％≦９０％として
最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性が優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 更にＳｎ，Ｓｂの少なくとも１種を０．
０３〜０．１５％含有させることを特徴とする請求項１
又は２記載の磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7082984A JP3056970B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 磁気特性が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 |
|---|---|---|---|
| JP7082984A JP3056970B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08279408A true JPH08279408A (ja) | 1996-10-22 |
| JP3056970B2 JP3056970B2 (ja) | 2000-06-26 |
Family
ID=13789489
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7082984A Expired - Lifetime JP3056970B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3056970B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003087420A1 (fr) * | 2002-03-28 | 2003-10-23 | Nippon Steel Corporation | Bande ou feuille d'acier magnetique laminee a chaud orientee possedant une tres grande adherence au revetement et procede de production de celle-ci |
| EP1889928A1 (en) * | 2005-06-10 | 2008-02-20 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented magnetic steel sheet with extremely high magnetic property and process for producing the same |
| WO2011102456A1 (ja) * | 2010-02-18 | 2011-08-25 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2011102455A1 (ja) * | 2010-02-18 | 2011-08-25 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US8303730B2 (en) | 2008-09-10 | 2012-11-06 | Nippon Steel Corporation | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet |
-
1995
- 1995-04-07 JP JP7082984A patent/JP3056970B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003087420A1 (fr) * | 2002-03-28 | 2003-10-23 | Nippon Steel Corporation | Bande ou feuille d'acier magnetique laminee a chaud orientee possedant une tres grande adherence au revetement et procede de production de celle-ci |
| US7291230B2 (en) | 2002-03-28 | 2007-11-06 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in film adhesiveness and method for producing the same |
| EP1889928A1 (en) * | 2005-06-10 | 2008-02-20 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented magnetic steel sheet with extremely high magnetic property and process for producing the same |
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
| EP1889928A4 (en) * | 2005-06-10 | 2015-01-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | MAGNETIC STEEL SHEET WITH ORIENTED GRAINS HAVING EXTREMELY HIGH MAGNETIC PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| US8303730B2 (en) | 2008-09-10 | 2012-11-06 | Nippon Steel Corporation | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet |
| JP4943559B2 (ja) * | 2010-02-18 | 2012-05-30 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN102762751A (zh) * | 2010-02-18 | 2012-10-31 | 新日本制铁株式会社 | 方向性电磁钢板的制造方法 |
| CN102762752A (zh) * | 2010-02-18 | 2012-10-31 | 新日本制铁株式会社 | 方向性电磁钢板的制造方法 |
| WO2011102455A1 (ja) * | 2010-02-18 | 2011-08-25 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2011102456A1 (ja) * | 2010-02-18 | 2011-08-25 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US9175362B2 (en) | 2010-02-18 | 2015-11-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheet |
| EP2537947A4 (en) * | 2010-02-18 | 2017-07-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Manufacturing method for grain-oriented electromagnetic steel sheet |
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