JPH09143637A - 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法

Info

Publication number
JPH09143637A
JPH09143637A JP7307794A JP30779495A JPH09143637A JP H09143637 A JPH09143637 A JP H09143637A JP 7307794 A JP7307794 A JP 7307794A JP 30779495 A JP30779495 A JP 30779495A JP H09143637 A JPH09143637 A JP H09143637A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel sheet
grain
iron loss
annealing
oriented electrical
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP7307794A
Other languages
English (en)
Other versions
JP3470475B2 (ja
Inventor
Michiro Komatsubara
道郎 小松原
Kunihiro Senda
邦浩 千田
Takashi Suzuki
隆史 鈴木
Hiroaki Toda
広朗 戸田
Hiroshi Yamaguchi
山口　　広
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Priority to JP30779495A priority Critical patent/JP3470475B2/ja
Priority to US08/756,213 priority patent/US5718775A/en
Priority to DE69619624T priority patent/DE69619624T2/de
Priority to EP96118933A priority patent/EP0775752B1/en
Priority to KR1019960058161A priority patent/KR100297046B1/ko
Publication of JPH09143637A publication Critical patent/JPH09143637A/ja
Priority to US08/919,758 priority patent/US5853499A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP3470475B2 publication Critical patent/JP3470475B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D10/00—Modifying the physical properties by methods other than heat treatment or deformation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1227—Warm rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1288—Application of a tension-inducing coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

(57)【要約】 【課題】 極めて低い鉄損を安定して得られる方向性電
磁鋼板を提案する。 【解決手段】 円相当径が３mm以下である微細結晶粒の
鋼板に占める面積比率が15％以下であり、この微細結晶
粒を除いた残余の結晶粒は、円相当の平均粒径が10mm以
上100 mm以下でかつこの残余の結晶粒の結晶粒界を直線
で近似した粒界直線と鋼板圧延方向又は圧延方向と直交
する方向とのなす角度により計算される斜角度が30°以
下であり、鋼板の1.0 Ｔにおける透磁率が0.03 H/m以上
であり、鋼板表面上に片面あたり0.4 〜2.0 kgf/mm2 の
張力を鋼板に付与する張力被膜が存在している方向性電
磁鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器や発電機
等の鉄心材料として使用される方向性電磁鋼板に関し、
特に磁気特性に優れる方向性電磁鋼板をその製造方法と
共に提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、大型の変圧器の積鉄
芯や巻鉄芯の材料として使用される。そのため、かかる
方向性電磁鋼板はエネルギー変換に伴うエネルギー損失
（鉄損）が少ないことが要求される。
【０００３】鉄損を低下させるための技術の一つは鉄の
結晶の容易磁化軸である〔００１〕軸を鋼板圧延方向に
揃えることである。そのためには製品の鋼板を構成する
結晶粒（これは「二次再結晶粒」と呼称される。）を
（１１０）〔００１〕方位（これは「ゴス方位」と呼称
される。）に高度に集積させることが必要とされる。
【０００４】このゴス方位への集積のための方法とし
て、二次再結晶現象が利用される。すなわち、通常の結
晶粒（これを「１次再結晶粒」と呼称する。）の熱的成
長過程において、方位選択性の極めて強い異常粒成長が
生じることを利用するものであり、この時、方位選択性
と異常粒成長速度の２点を制御することがゴス方位への
集積度の高い二次再結晶粒を得るために肝要である。
【０００５】このためには、二次再結晶前における１次
再結晶組織において、所定の集合組織とすること、及び
ゴス方位以外の結晶粒径さらには結晶粒成長を抑制する
ためのインヒビターの抑制力（これは分散第２相である
鋼中析出物や粒界偏析元素の偏析による粒界移動を抑制
する力）等のバランスを適正に保つことが重要になる。
【０００６】後者の目的のためには、強力な抑制作用を
有するAlN が最適であることが知られており、AlN をイ
ンヒビター成分として含有する方向性電磁鋼板の製造方
法が特公昭４６−２３８２０号公報に開示されている。
【０００７】しかし、この特公昭４６−２３８２０号公
報に開示の方法によって二次再結晶粒の方位がゴス方位
に集積したとしても、必ずしも製品の鉄損は低下しなか
った。これは、二次再結晶粒径が必然的に粗大化するた
めであり、この問題を解決するために、二次再結晶粒の
平均粒径を小さくして鉄損を低減する技術が特公昭５９
−２０７４５号公報に、また、微細な二次粒の数と分布
を制御して鉄損を低減する技術が特公平４−１９２９６
号公報にそれぞれ開示されている。
【０００８】しかしながら、微細粒や細粒を用いるこれ
らの技術は、Alを含有する方向性電磁鋼板の技術思想と
相容れないため、しばしば製品が二次再結晶不良を起
し、磁気特性の大幅な劣化を招いていた。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、極めて低
い鉄損を安定して得られる方向性電磁鋼板とその製造方
法を探究し、二次再結晶の大きさと結晶粒界及び、鋼板
表面被膜と透磁率が複合的に鉄損に及ぼす影響について
の全く新規な知見に基づいて、有利な電磁鋼板とその製
造方法を提案することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するこの
発明の要旨構成は、次のとおりである。 (1) Siを1.5 〜5.0 wt％含有する方向性電磁鋼板であっ
て、該鋼板の結晶粒は、円相当径が３mm以下である微細
結晶粒の鋼板に占める面積比率が15％以下であること、
この微細結晶粒を除いた残余の結晶粒は、円相当の平均
粒径が10mm以上100 mm以下で、かつこの残余の結晶粒の
結晶粒界を直線で近似した粒界直線と鋼板圧延方向又は
圧延方向と直交する方向とのなす角度により計算される
斜角度が30°以下であること、鋼板の1.0 Ｔにおける透
磁率が0.03 H/m以上であること、及び鋼板表面上に片面
あたり0.4 〜2.0 kgf/mm2 の張力を鋼板に付与する張力
被膜が存在していること、の結合を特徴とする極めて鉄
損の低い方向性電磁鋼板（第１発明）。 (2) 第１発明において、斜角度が25°以下であることを
特徴とする極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板（第２発
明）。 (3) 第１発明又は第２発明において、鋼板表面に溝を、
最大深さ12μm 以上、幅50〜500 μm の線状領域とし
て、圧延方向に３〜20mmの間隔で形成してなることを特
徴とする極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板（第３発
明）。 (4) 第１発明又は第２発明において、鋼板表層に微小歪
の存在する領域を圧延方向に３〜20mmの周期で形成して
なることを特徴とする極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板
（第４発明）。 (5) Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：1.5 〜5.0 wt％、Mn：0.
04〜2.0 wt％及びAl：0.005 〜0.050 wt％を含有する方
向性電磁鋼スラブを熱間圧延し、１回又は中間焼鈍を挟
む複数回の冷間圧延によって最終板厚とした後、脱炭焼
鈍、次いで最終仕上焼鈍を施す一連の工程により方向性
電磁鋼板を製造する方法において、最終冷間圧延の直前
に焼鈍を行い、この焼鈍にて脱珪層を形成させること、
最終冷間圧延を２〜10パスで行い、この最終冷間圧延の
うちの少なくとも２パスを150 〜300 ℃の温間圧延とす
ること、脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸化物組成を、赤外反
射スペクトルのファイヤライト(Af)とシリカ(As)とのピ
ーク比Af/As が0.8 以上になる組成とすること、最終仕
上焼鈍前に塗布する焼鈍分離剤中に、少なくとも800 〜
1050℃間で酸素を緩放出する金属酸化物を合計1.0 〜20
％の範囲で添加すること、最終仕上焼鈍に際し、870 ℃
から少なくとも1050℃までの昇温速度を５℃/h以上とす
ること、及び最終仕上焼鈍後の鋼板に張力コーティング
を被成させることの結合を特徴とする極めて鉄損の低い
方向性電磁鋼板の製造方法（第５発明）。 (6) 第５発明において、最終冷間圧延から脱炭焼鈍まで
の間に、鋼板表面に最大深さ12μm 以上である溝を圧延
方向に３〜20mmの間隔で設けることを特徴とする極めて
鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法（第６発明）。 (7) 第５発明において、最終仕上焼鈍以降に、鋼板表面
に最大深さ12μm 以上である溝を圧延方向に３〜20mmの
間隔で形成する処理及び鋼板表層に微小歪の存在する領
域を圧延方向に３〜20mmの周期で形成する処理のいずれ
か一方を施こすことを特徴とする極めて鉄損の低い方向
性電磁鋼板の製造方法（第７発明）。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、この発明につきより具体的
に説明する。発明者らは、鋼板内の微細結晶粒に依存す
ることなく、鉄損を低減する技術を検討した結果、結晶
粒が一定サイズ以上に粗大化しているときに、鉄損が極
めて大きく低下する場合があることを発見した。さら
に、このとき、微細結晶粒の面積比率が高いことは有害
であり、面積比率として一定値以下とすることが、鉄損
低減に有効であることがわかった。また、かかる有害な
微細結晶粒は、サイズとして円相当径で３mm以下のもの
であることが判明した。
【００１２】図１に３％のSiを含有する板厚0.23mmの方
向性電磁鋼板のなかでも微細結晶粒の面積比率が15％以
下の試料について、かかる有害な微細結晶粒を除いた残
余の粗大結晶粒の平均結晶粒径（円相当径）と鉄損値と
の関係を調べた結果をグラフで示す。また、図２に３％
のSiを含有する板厚0.23mmの方向性電磁鋼板であって、
粗大結晶粒の平均粒径が15〜50mmの範囲になる方向性電
磁鋼板について、微細結晶粒の面積比率と鉄損特性との
関係を調査した結果をグラフで示す。
【００１３】図１に示されるように微細結晶粒の面積比
率が小さいときには、粗大結晶粒の平均粒径が10〜100
mmの範囲でW17/50が0.85W/kg以下という、極めて低い鉄
損の方向性電磁鋼板が得られる場合がある。また、図２
に示されるように粗大結晶粒のサイズが大きいときに
は、微細結晶粒の面積比率が低い程、極めて低い鉄損の
方向性電磁鋼板が得られる場合がある。かかる極めて低
い鉄損の方向性電磁鋼板を得る条件は、微細結晶粒の面
積比率が15％以下である。
【００１４】このような微細結晶粒の存在が有害である
のは、結晶方位が（１１０）〔００１〕からずれてお
り、鋼板の圧延方向における磁束の流れを妨げる結果、
磁束密度分布が不均一になるためであると考えられる。
【００１５】しかしながら、鋼板の結晶粒を、上記のよ
うな好適な結晶粒径の範囲に限定しても、図１，図２に
示されるように、鉄損値は大きく分散しており、低鉄損
の方向性電磁鋼板を常に得られることは到底云いがた
い。
【００１６】発明者らは、この鉄損値の分散をもたらす
理由について鋭意研究を進めた結果、隣り合う結晶粒を
区画する粒界の、圧延方向又は圧延直角方向に対する角
度（以下、この明細書で「斜角」という。）が極めて鉄
損に大きな影響を及ぼすことを新規に発見した。
【００１７】さらに、かかる結晶粒界の斜角について
は、粒界の概略的な角度によって決まっており、粒界の
微細な構造及び、微細な結晶粒の存在には依存しないこ
とを発見した。ちなみに図３ｂは３％方向性電磁鋼板の
磁区構造の１例であり、図３ａはその結晶粒界を示す
が、図３ａで示される結晶粒界の湾曲部や、粒界の微細
な凹凸の存在や粒界、粒内の微細な結晶粒の存在は、粗
大な結晶粒の磁区構造に何ら影響を及ぼしていないこと
がわかる。
【００１８】かかる新規な知見を基とし、粒界を近似直
線で代表し、その斜角の鋼板全体における傾向を示す
「斜角度」を制御することが、鉄損低減に極めて有効で
あることの発見がこの発明の端緒となった。
【００１９】図４ａ〜ｃに、結晶粒界の向きと圧延方向
との関係を示す。図４ａに示すように粒界１a の向き
が、圧延方向と直交する方向の場合（斜角０°）におい
ては、結晶粒界には磁極が発生しない。また、図４ｃに
示すように粒界１c の向きが圧延方向の場合（同じく斜
角０°）においては、結晶粒界に高密度の磁極が発生す
るが、磁極の影響を受ける磁区は図４ｃ中の斜線部だけ
であり、極めて狭い領域であるために、磁束密度の大部
分の分布は均一となる。
【００２０】これらに対し、図４ｂに示すように粒界１
b の向きが圧延方向に対し、45°の場合、粒界に一定密
度の磁極が発生し、この磁極の影響を受ける磁区は図４
ｂの斜線部のように大きな範囲にわたるため、磁束密度
が低下した領域が増大し、分布の不均一をもたらす結
果、鉄損を大きく劣化させる。したがって、斜角45°の
ような大きな斜角を有する結晶粒界を低減することが、
鉄損の向上には有効であることを知見した。
【００２１】次に、かかる粒界の性格を定量化するため
に、発明者らは斜角度を定義した。以下、斜角度を求め
る手法を示す。基本的には、鋼板のマクロエッチ後の表
面組織において、円相当径が３mm以下の結晶粒を除いた
残余の結晶粒が10個以上存在する領域を画像処理するこ
とによって斜角度を求めることができる。
【００２２】まず、円相当径が３mm以下といった微細
結晶粒は、面積比率15％以下であればほとんど鉄損に影
響を及ぼさなくなるので、縮小消滅させる。このときの
消滅方向の中心点としては、微細結晶粒の重心の位置と
する。
【００２３】次に、３個の粗大結晶粒が互いに隣接す
る、結晶粒界上の点（三重点）を調べ、隣り合う三重点
間を直線で結ぶ（結んだ直線を「粒界直線」と呼称す
る。）。なお、測定領域と非測定領域との境界上では、
結晶粒界と測定領域の境界とが交わる点を三重点とす
る。
【００２４】次に、この粒界直線ｉの斜角θi （圧延
方向と粒界直線とのなす角及び圧延直角方向と粒界直線
となす角のうち小さい方の角を斜角とする）を測定し、
その粒界直線の長さｌi でθi を荷重平均した値、すな
わち
【数１】 を斜角度〈θ〉と定義する。
【００２５】ここに、上記の粒界直線に比較すると現実
の粒界はもっと複雑ではあるが、前述したとおり、粒界
の複雑な構造は磁束密度の均一性にほとんど影響を及ぼ
さず、粒界の大きな配向のみが磁束密度分布に影響を及
ぼす。したがって、現実の粒界よりも粒界直線の方が指
標としては優れているのである。
【００２６】かかる手法で実際の電磁鋼板について、マ
クロエッチを行って粒界から、粗大結晶粒の粒界直線化
処理を行い、斜角度を求めた実例を図５に示す。図５よ
り、斜角度が小さい試料ａやｂの鉄損が低いことがわか
る。
【００２７】かかる斜角度の評価をもって、図２に示し
た製品の鉄損データのうち微細結晶粒の面積率が15％以
下であるものを整理して図６に示す。図６より、斜角度
が30°以下、より好ましくは、25°以下において、極め
て低い鉄損が得られることがわかる。
【００２８】但し、斜角度が30°以下であっても、鉄損
の高い製品もある（図６中の△印）。発明者らの調査の
結果、これらは1.0 Ｔにおける透磁率が低い製品である
ことがわかった。1.0 Ｔでの透磁率は、磁壁の最も移動
量の大きい磁束密度における磁壁の易動度を示すもので
あり、この1.0 Ｔでの透磁率が大きい場合、磁束の圧延
方向への流れが容易となり、磁束密度の均一性が向上す
ると思われる。
【００２９】なお、1.0 Ｔにおける透磁率を高めるため
には、Ｃ，Ｓ，Ｎといった鋼中不純物が低減されている
と同時に、地鉄と被膜との界面が平滑になっていること
が必要である。
【００３０】最後に、極めて低い鉄損の方向性電磁鋼板
としては、以上の構成要件の他に、特開昭52−25296 号
公報に示されるような張力被膜を被成させることが必須
である。この目的のためには、従来から知られているよ
うに片面当たり0.4 kgf/mm2以上の張力が必要である
が、2.0 kgf/mm2 を超えると、被膜の剥落をもたらすの
で好ましくない。なお、被膜の張力効果としては、最終
仕上焼鈍時に形成されるフォルステライト被膜による張
力効果を含めてよいことは云うまでもない。
【００３１】かかる方向性電磁鋼板の鉄損をさらに低減
する技術として、従来公知の磁区細分化技術を重ねて適
用することができる。かかる磁区細分化技術には、鋼板
表面に溝を形成する特公平３−６９９６８号公報等に開
示される技術と、鋼板中に微小歪の存在する領域を形成
する特開昭６２−９６６１７号公報等に開示される技術
とがあるが、この発明の鋼板においてはいずれを適用し
ても優れた効果が得られる。
【００３２】図７は、線幅150 μm の幅の圧延直角方向
の直線領域で、圧延方向に４mmの間隔でこの発明の鋼板
（微細結晶粒面積比率３〜７％、粗大結晶粒の円相当平
均粒径が15〜25mm、粒界直線の斜角度が20〜25°、1.0
Ｔにおける透磁率が0.03 H/m以上、鋼板表面の被膜張力
が片面0.6 〜0.8 kgf/mm2)に溝をエッチング法で設け、
溝の最大深さを種々の値に変えた時の鉄損値と溝の最大
深さ（ここで、溝の内部の形状を測定した場合の鋼板表
面からの最も深い点における深さをもって最大深さとい
う。）との関係を示したものである。
【００３３】図７に示されるように、この発明の方向性
電磁鋼板に磁区細分化処理を施こすことによって、さら
に優れた鉄損特性が得られることがわかる。この目的の
ためには、溝の場合、最大深さとして12μm 以上である
ことが必要であり、溝の幅として50〜500 μm 圧延方向
に３〜20mmの間隔で鋼板表面に形成することが必要であ
り、微小歪の場合、その領域を圧延方向に３〜20mmの周
期で設けることが必要である。なお溝深さは８μm 以下
とすることが磁性のため好ましい。
【００３４】次にかかる極めて鉄損の低い方向性電磁鋼
板の製造方法について述べる。まず、方向性電磁鋼板の
スラブ成分としては、鋼中にＣ及びAlを含有させ、含有
量をそれぞれ0.01〜0.10wt％及び0.005 〜0.050 wt％に
調整することにより、円相当径として３mm以下の微細結
晶粒の面積比率を15％以下とすることが可能である。
【００３５】次に、最終冷間圧延の直前の焼鈍、すなわ
ち、冷延１回法の場合は熱延板焼鈍、冷延２回法の場合
は中間焼鈍において、鋼板表層に脱珪層を形成させるこ
とにより、微細結晶粒を除いた残余の粗大結晶粒につい
て、円相当の平均粒径を10〜100 mmの範囲に制御するこ
とができる。
【００３６】さらに、前述の弱脱珪処理に加えて、最終
冷間圧延では150 〜300 ℃の温間圧延を少なくとも２パ
スは行うこと、及び脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸化物組成
を、赤外反射スペクトルのファイヤライト（Af) とシリ
カ(As)とのピーク比Af/As が0.8 以上になる組成に制御
することにより、粗大結晶粒の粒界直線の斜角度を30°
以下とすることができる。
【００３７】すなわち、最終冷間圧延前の鋼板表面に脱
珪層を設け、最終冷間圧延を行うことにより、鋼板表層
部の圧延変形挙動が変化し、１次再結晶粒の集合組織が
変化し、二次再結晶粒の成長速度の方向依存性が変化す
ると考えられる。詳述すれば、かかる処理を行うことに
より、二次再結晶粒の成長速度が、圧延方向及び圧延直
角方向のみならず、圧延方向から45°の方向に飛躍的に
増加する結果、菱形の二次再結晶粒から正方形又は長方
形の二次再結晶粒に変化する。それ故に、粒界直線の斜
角度は低下することになる。
【００３８】さらに、鋼板表層部に存在する脱珪層の存
在及び脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸化物組成としてAf/As
を0.8 以上とすること及び最終仕上焼鈍前に塗布する焼
鈍分離剤中に、CuO2, SnO2, MnO2, Fe3O4, Fe2O3, Cr2O
3, TiO2 等の如き800 〜1050℃の温度間で酸素を徐々に
放出する金属酸化物を添加することにより、最終仕上焼
鈍中における鋼板表層部の窒化を抑制し、隣接する結晶
方位関係の優れた結晶粒を二次再結晶させ、粒界直線の
斜角度を低下できる。
【００３９】このとき、鋼板中心部のインヒビター抑制
力を劣化させないためには、最終仕上焼鈍において、87
0 ℃から二次再結晶直前まで（少なくとも1050℃まで)
の昇温速度を５℃/h以上とすることが必要である。
【００４０】次に、製品の1.0 Ｔにおける透磁率を0.03
H/m以上とするためには、前述した脱炭焼鈍後の鋼板表
面の酸化物組成としてAf/As を0.8 以上に制御するこ
と、及び最終仕上焼鈍前に塗布する焼鈍分離剤中に800
〜1050℃の温度間で酸素を徐々に放出する金属酸化物を
添加することにより達成できる。
【００４１】これは、脱炭焼鈍板のサブスケールの形態
が変わるとともに、最終仕上焼鈍で形成される下地被膜
と地鉄との界面が金属酸化物の存在によって平滑にな
り、さらに鋼中のＮ，Ｃ，Ｓ，Se等の不純物が低減され
るためである。
【００４２】最終仕上焼鈍を終えた鋼板表面にはフォル
ステライトを主体とした酸化物の下地被膜が形成され、
かかる被膜も張力付与効果を有するのであるが、一般に
は下地被膜に重ねてコロイダルシリカを含有させたリン
酸塩系被膜を張力被膜として塗布焼付けすることが多
い。この他にもTiN やガラスコーティング等の公知の張
力被膜があり、これらの張力被膜により、鋼板表面に0.
4 〜2.0 kgf/mm2 （片面あたり）の張力を印加し、鉄損
を低減することが可能となる。
【００４３】さらに、かかる方向性電磁鋼板の製造工程
において、磁区細分化処理を施こすことにより、より鉄
損の低減が可能である。公知のように溝を付与すること
による磁区細分化を行う技術においては、最終冷間圧延
後、脱炭焼鈍前の段階で溝を設ける技術と最終仕上焼鈍
後に溝を付与する技術があり、いずれもこの発明の方向
性電磁鋼板の製造方法に適用できる。また、微小歪を付
与して磁区細分化処理を行う技術においては、最終仕上
焼鈍以降の工程において適用される。
【００４４】次に、この発明における方向性電磁鋼板に
ついて、各構成要件につき数値限定した理由について詳
細に述べる。Siを1.5 〜5.0 wt％含有させることが必要
である。Siは鋼板の電気抵抗を高めて渦電流損を低下さ
せるのに寄与するため、鉄損低減に有効である。このた
めには1.5 wt％以上含有させることが必要であるが、5.
0 wt％を超えた場合、圧延性が極端に低下し、製品のコ
ストが増大するので、Siは1.5 〜5.0 wt％とする。
【００４５】この他、鋼板中に含有する成分としては、
鋼中へ置換型で固溶する成分であるならば如何なる元素
であっても良い。その含有量もこの発明の主旨を逸脱し
ない範囲内で適宜定めることができる。
【００４６】次に、かかる鋼板を構成する結晶粒につい
て、円相当径が３mm以下である微細結晶粒及び３mmを超
える粗大結晶粒が、それぞれ以下のとおりになることが
必要である。
【００４７】まず、微細結晶粒の鋼板に占める面積比率
が15％以下であることが必要である。該微細結晶粒の面
積比率が15％を超える場合、磁束の圧延方向への流れが
妨げられ、磁束密度の分布に不均一を生じ鉄損が増加す
る。また、かかる面積比率の算出に当たっては、該鋼板
の表面被膜を除去し、マクロエッチした際に得られる鋼
板面と結晶粒界とが用いられる。
【００４８】次に、該微細結晶粒を除いた粗大結晶粒の
円相当の平均粒径が10〜100 mmであることが必要であ
る。粗大結晶粒の平均粒径が10mm未満である場合、数多
くの粒界において、圧延方向への磁束の流れが妨げられ
る結果、低い鉄損値は得られない。また逆に100 mmを超
える場合は粒界のわずかな斜角度の増加によっても磁束
の流れは大きく変化する結果、鉄損値の劣化をもたら
す。したがって、圧延方向への磁束の流れを妨げる粒界
の作用を極力低減し、鉄損を低減するためには、粗大結
晶粒の平均粒径を10〜100 mmの範囲とすることが必要で
ある。
【００４９】次に、該粗大結晶粒の粒界直線の斜角度が
30゜以下、より好ましくは25゜以下であることが、粒界
における磁束の流れを妨げず、磁束密度の分布の均一化
を図り、鉄損を低減するためには必要である。粒界直線
斜角度が30゜を超える場合、粒界に発生する磁極によっ
て影響を受け、磁束密度の低下を来す領域が広範囲にわ
たり、磁束密度の不均一性が増加し、微細結晶粒の低減
及び結晶粒の粗大化にも拘らず、大幅に鉄損が増加す
る。
【００５０】さらに、 1.0Ｔにおける透磁率が0.03 H/m
以上であることが必要である。これによって、磁束の流
れが平滑となり、粒界直線の斜角度が低いことによる鉄
損低減効果が有利に得られる。1.0 Ｔにおける透磁率が
0.03 H/m以上を得るためにはＣ，Ｎ，Ｓ等の不純物が低
いことが必要であり、また、被膜と地鉄との界面が平滑
であることが必要である。
【００５１】さらに、鋼板表面には、張力被膜が存在す
ることが必要である。この目的のためには２種類以上の
被膜からなる多層膜であってもよい。単層膜、多層膜の
場合を含めて張力として片面当たり0.4 〜2.0 kgf/mm2
の張力が存在することが鉄損低減のためには必要であ
る。付与する張力が0.4 kgf/mm2 未満の場合は鉄損低減
効果に乏しく、逆に2.0 kgf/mm2 を超える場合、張力効
果が被膜の密着性を上まわり、被膜の剥落をもたらす。
【００５２】以上の構成要件の結合により、極めて鉄損
の低い電磁鋼板が新規に得られるが、この発明の電磁鋼
板に磁区細分化技術を適用することによって、さらに優
れた鉄損低減効果が得られる。すなわち、この発明の電
磁鋼板の鉄損低減技術は、主として圧延方向への磁束の
流れを平滑にし、磁束密度分布を均一化することにより
得られるものであるから、磁区細分化による鉄損低減を
行えば、その効果が加算的に得られる。
【００５３】この磁区細分化による鉄損低減という目的
のためには鋼板表面に溝を設けるか、微小歪みの領域を
設けることが必要で、前者の場合、溝の最大深さが12μ
m 以上で溝の幅が50〜500 μm の線状領域であって、圧
延方向に３〜20mmの間隔で鋼板表面に形成されることが
必要で、これ以外の条件では、十分な鉄損低減効果が得
られない。なお、ここで線状領域とは概ね一定の幅を有
する一方向に伸びた領域を意味し、例えば、多数の円が
一方向に連なるような場合をも含むものとする。この線
状領域の向きは、圧延方向と直交する方向から±15°程
度がより好ましい。
【００５４】後者の場合、微小歪の存在する領域が圧延
方向に３〜20mmの周期で存在することが必要で、かかる
領域は線状に配列していても、点状に配列していても、
不都合はない。これを外れる条件においては、十分な鉄
損低減効果が得られない。なお、この微小歪の存在する
領域の向きは、圧延方向と直交する方向であることがよ
り好ましい。また、微小歪付与の方式としてはボールペ
ンやパルス型レーザー光線のように被膜の上から機械的
に歪を付与する方法であっても、連続レーザー光や、プ
ラズマジェットのように急熱急冷によって鋼板内部から
熱歪の形で付与する方法であっても、いずれの方法であ
っても効果はあるが、後者の方が被膜の損傷がない点で
優れている。
【００５５】次に、この発明の方向性電磁鋼板を製造す
る方法について、各構成要件を数値限定した理由につい
て述べる。この発明で対象としている方向性電磁鋼板
は、従来から用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連
続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工
程を経てスラブとし、該スラブを熱間圧延して熱延板と
したのち、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延
を施して最終板厚となし、続いて脱炭焼鈍後、焼鈍分離
剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍とからな
る最終仕上げ焼鈍を施すことによって製造される。
【００５６】そして、その方向性電磁鋼スラブの好適組
成範囲は以下のとおりである。Ｃは熱延組織を改善し、
円相当径３mm以下の微細結晶粒の面積比率を低減するの
に有効であり、この目的のためには0.01wt％以上を含有
させることが必要であるが、0.10wt％を超える含有量で
は脱炭が困難になり、またγ変態への影響が大きくな
り、二次再結晶が不安定になる。したがって、その含有
量は0.01〜0.10wt％とする。
【００５７】Siは、1.5 wt％未満では固有抵抗が低過ぎ
て所望の鉄損が得られず、一方、0.5 wt％を超えると圧
延が困難になる。したがって、その含有量は1.5 wt％以
上5.0 wt％以下とする。
【００５８】Mnは、MnS やMnSe等のインヒビター成分と
して、また熱間圧延性向上のために0.04wt％以上は必要
であるが、2.0 wt％を超えるとγ変態への影響が大きく
なり、二次再結晶が不安定となる。したがって、その含
有量は0.04wt％以上、2.0 wt％以下とする。
【００５９】AlはAlN のインヒビター成分として必須の
元素であり、Alの含有によって二次再結晶粒径の粗大化
を図ることができる。この目的のためには0.005 wt％以
上含有させることが必要であるが、0.05wt％を超えた場
合、二次再結晶が不完全となるので、0.005 wt％以上、
0.05wt％以下とする。
【００６０】上記成分の他に、インヒビター成分として
知られるＳ, Se, Te, Ｂのうちから選んだいずれか１種
以上を含有させることは可能である。また、安定な二次
再結晶を得るために、Cu, Ni, Sn, Sb, As, Bi, Cr, Mo
及びＰのうちから選んだいずれか一つ以上を含有させて
もよい。これらの好適な含有量は、Cu, Ni, Sn, Crにつ
いては0.01〜0.25wt％であり、Sb, As, Mo, Ｐについて
は0.005 〜0.10wt％であり、Biについては0.001 〜0.01
wt％程度である。
【００６１】なお、Ｎについては AlNの成分として必要
な元素であるが、不足する量については製造工程の途中
において窒化処理を施すことにより、補足的に含有させ
ることが可能である。
【００６２】かかる成分に調整された方向性電磁鋼スラ
ブは、熱間圧延により熱延板とされる。その後、必要に
応じて熱延板焼鈍を行い、１回もしくは中間焼鈍を伴う
複数回の冷間圧延によって、最終板厚とされるが、最終
冷間圧延の直前の焼鈍において、脱珪層を形成させるこ
とが必須であり、これにより、粗大結晶粒の円相当径を
10〜100 mmの範囲に制御できるとともに、後に続く最終
圧延工程、脱炭焼鈍工程の制御と相まって粗大粒の粒界
直線の斜角度を30゜以下とすることができる。
【００６３】このための好ましい脱珪層は鋼板表面から
の厚さが２〜25μm である。２μm未満であると、粗大
粒の粒界直線の斜角度が増加して鉄損が劣化し、逆に25
μmを超えると粗大粒の円相当径が10mm未満となって、
やはり鉄損が劣化する。
【００６４】上記のような脱珪層を形成させるために
は、弱脱珪処理として、焼鈍雰囲気の酸化性を鋼中Siを
酸化させるに十分な程度にまで、少なくとも焼鈍熱サイ
クルの一部において高めればよい。このための雰囲気制
御のためにはH2, N2, Ar, H2O,O2, CO, CO2等のガスを
適宜混合して使用する。
【００６５】最終冷間圧延は２〜10パスで行う。１パス
の圧延で最終仕上げ厚にすることは、鋼板の仕上げ形状
を劣化させるし、10パスを超える圧延で最終仕上げ厚に
することは、各圧延パスの圧下率が低下して温間圧延の
効果が低減する。
【００６６】温間圧延の効果は、鋼板圧延変形のマクロ
的変形挙動を変え、二次再結晶粒の核生成位置を制御
し、二次再結晶粒のうち粗大結晶粒の斜角度を低減する
ことである。この効果を得るためには、温間圧延は温度
条件として150 ℃以上が必要であり、かつ圧延パスでの
回数としては少なくとも２回以上が必要である。しかし
ながら、温間圧延の温度が300 ℃を超えると鋼中の微細
炭化物の溶解をもたらすため圧延集合組織が劣化し、二
次再結晶粒の斜角度が増加しかつ、微細結晶粒の面積比
率が増加し、粗大結晶粒の平均粒径も低下する結果、鉄
損が劣化する。
【００６７】最終冷間圧延後のコイルは、脱脂処理を施
す。磁区細分化技術により鉄損がさらに低い方向性電磁
鋼板を製造する場合には、脱脂処理の後に鋼板表面に溝
を形成することができる。このとき、溝の最大深さとし
て12μm 以上、圧延方向における溝と溝との間隔が３〜
20mmであることが必要で、この条件を満たす場合に磁区
細分化効果が最大となり、更なる鉄損の低減効果が得ら
れる。なお溝深さの上限は、優れた磁気特性確保の観点
により50μm が望ましく、溝幅は50〜500 μmが好まし
い。かかる溝を形成するための方法としては、例えば鋼
板表面をマスキングして、エッチングする方法がある。
【００６８】次工程の脱炭焼鈍は一般に、H2, H2O と中
性ガスとの混合雰囲気で行われ、0.0030％以下のＣ含有
量に脱炭すると同時に、鋼板表層にサブスケールを形成
させる。このときに形成されるサブスケールについて、
鋼板表面の酸化物の組成を制御することが必要で、赤外
反射スペクトルの吸光度の比としてファイヤライトの吸
収ピーク強度(Af)とシリカの吸収ピーク強度(As)の比Af
／Asが0.8 以上になる組成であることが必要である。Af
／Asの値が0.8 未満の場合は、最終仕上げ焼鈍時に鋼板
表面の窒化が進行し、斜角度が増加するために鉄損が劣
化する。かかる比を0.8 以上にするには、ファイヤライ
ト生成域の酸素ポテンシャル（PH2O/PH2）でかつ脱炭性
を損なわない限りの低酸素ポテンシャルの雰囲気下での
焼鈍等を行うことが有利である。
【００６９】次工程の最終仕上焼鈍の前に鋼板表面に焼
鈍分離剤を塗布するが、かかる焼鈍分離剤中に、800 〜
1050℃間で酸素を緩放出する金属酸化物を合計 1.0〜20
％の範囲で添加することが必要である。かかる金属酸化
物の1.0 ％以上の添加によって、二次再結晶前における
最終仕上焼鈍での窒化が抑制され、さらに二次再結晶粒
の成長方向が制御されて、粗大結晶粒の斜角度が低減
し、鉄損が向上する。酸素の放出の温度域としては 800
〜1050℃の間であることが重要で、800 ℃未満では二次
再結晶に影響を及ぼさず、1050℃を超えると二次再結晶
が既に開始しているために、十分な効果が得られない。
【００７０】かかる酸化物から放出される酸素は、最終
的に鋼中のAlN, MnSやMnSeといったインヒビターの分解
や酸化を促進すると同時に、鋼板表面の酸素ポテンシャ
ルを増加させＮポテンシャルを低下させて、鋼板窒化能
を低減し、二次再結晶挙動を変化させる。かかる機能は
二次再結晶前に持続して維持されることが必要で、その
ためには、800 〜1050℃間での酸素放出は緩やかになさ
れることが必要であり、急激な鋼板の酸化の進行は界面
形状を不均一とし1.0 Ｔでの透磁率を劣化させるといっ
た悪影響が発生するので避ける必要がある。このために
は、かかる金属酸化物の合計添加量を20％以下とするこ
とが必要である。
【００７１】この目的に適う金属酸化物の例としては、
CuO2, SnO2, MnO2, Fe3O4, Fe2O3,Cr2O3, TiO2 等の多
価酸化物でこれらは、例えば
【数２】MO2 → MO2-x ＋ XO MO2-x → MO＋(1-X) O MO → MO1-x ＋ XO MO1-x → M ＋(1-X) O という形で徐々に酸素を放出し広い温度範囲にわたっ
て、鋼板表面の酸素ポテンシャルを増加させる効果を有
する。なお、かかる金属酸化物の添加は１種であっても
２種以上を複合添加させても良い。
【００７２】最終仕上焼鈍においては、870 ℃から二次
再結晶前（少なくとも1050℃）までは昇温速度を５℃/h
以上とすることが必要である。これは、焼鈍分離剤への
酸素放出金属酸化物の添加によって、鋼板表層部のイン
ヒビターが劣化するが、昇温速度を低下させた場合、鋼
板板厚中央部のインヒビターにもこの影響が及び全体の
抑制力が劣化し、二次再結晶不良が発生し勝ちになるた
めである。これを防止し、完全な二次再結晶を完了させ
るためには、870 ℃から少なくとも1050℃までは昇温速
度５℃/h以上とすることが必要である。なおその上限は
20℃/hとすることが好ましい。なお、870 ℃未満におけ
る昇温速度の低下もしくは定温保持は、二次再結晶粒核
の選択性を高めるので磁気特性上有利である。
【００７３】最終仕上焼鈍後は、一般に未反応の焼鈍分
離剤を除去し、張力コーティングを塗布焼付ける。この
とき、同時に鋼板の平坦化処理もなされる。また、最終
仕上焼鈍で形成される下地被膜を除去した後、TiN やガ
ラスコーティングが鋼板表面に被成されることもある。
いずれにしても、鋼板表面に 0.4〜2.0 kgf/mm2 （片面
あたり）の張力を印加することにより鉄損を低減させ
る。
【００７４】この被膜により鋼板に与える張力が0.4 kg
f/mm2 未満の場合には張力効果が小さく鉄損の低下が小
さく、逆に2.0 kgf/mm2 を超えると被膜の接着力を張力
が上回り、被膜の剥落を招くので好ましくない。
【００７５】さらに、磁区細分化処理によって、さらな
る鉄損の低減効果が得られるが、これは、既に述べた最
終冷間圧延から脱炭焼鈍までの間で鋼板表面に溝形成を
する方法の他、最終仕上焼鈍工程から張力コーティング
工程にかかる工程のいずれかの時点で鋼板表面に溝もし
くは微小歪を付与することによっても達成できる。
【００７６】溝を形成する場合には、最大深さ12μm 以
上で圧延方向に３〜20mmの間隔で設けることが必要で、
これは一般的には突起ロールを用いて行われる。この突
起ロール以外にも歯型金型をプレスする方法が挙げられ
る。溝幅は、好ましくは50〜500 μm とする。
【００７７】また、微小歪を付与する場合には、微小歪
の存在領域を圧延方向に３〜20mmの周期で設けることが
必要で、これはパルスレーザーや回転体けがきのよう
に、被膜の上から機械的に行う方法や、連続レーザーや
プラズマジェットのように鋼板内部に高熱を投入して急
激な温度の上昇冷却による熱歪を用いる方法がある。
【００７８】
【実施例】
（実施例１）Ｃ：0.072 wt％、Si：3.35wt％、Mn：0.07
2 wt％、Ｐ：0.008 wt％、Ｓ：0.003 wt％、Al：0.026
wt％、Se：0.018 wt％、Sb：0.026 wt％及びＮ：0.008
wt％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼
スラブ11本（Ａ〜Ｋ）を1420℃に加熱した後、熱間圧延
で2.2mm の板厚とした。その後、1000℃で30秒間の熱延
板焼鈍を施した後、第１回目の冷間圧延で1.5 mmの中間
板厚に冷間圧延した。
【００７９】その後、Ａ〜Ｊについては中間焼鈍を弱脱
珪処理として30％H2と70％のN2で露点40℃の雰囲気で、
Ｋについては比較例として30％H2と70％のN2の乾燥雰囲
気下で、それぞれ1100℃で60秒間行い、その後は350 ℃
まで40℃/sの急冷をミスト水を用いて行ってから、350
℃±20℃の範囲で20秒間保持した後、80℃の酸洗槽に通
入し表面外部スケールを除去した。これらの鋼板の表層
部を観察したところ、Ａ〜Ｊについては10〜15μm の脱
珪層が形成されていたが、Ｋについては、脱珪層は存在
しなかった。
【００８０】その後、Ａ〜Ｋのコイルをゼンジマー圧延
機により６パスの圧延で0.22mmの最終板厚に圧延する
際、一部のパスにおいてクーラント油を絞ることにより
180〜230 ℃の温度範囲での温間圧延を行った。すなわ
ち、Ａ〜Ｅ及びＫのコイルについては５パスにつき温間
圧延を行い、Ｆのコイルについては３パスにつき温間圧
延を行い、Ｇコイルについては２パスにつき温間圧延を
行い、Ｈのコイルについては１パスにつき温間圧延を行
い、Ｉのコイルについては全て通常の冷間圧延を行っ
た。またＪのコイルについては、５パスにつき 370〜39
0 ℃での温間圧延を行った。したがって、この圧延段階
においてこの発明に対する比較例はＨ，Ｉ，Ｊのコイル
である。
【００８１】最終冷間圧延後のコイルは脱脂処理を施
し、70％H2, 30％N2の雰囲気下でかつＡ〜Ｄ及びＦ〜Ｋ
のコイルは露点を45℃に調整し、Ｅのコイルは露点を25
℃に調整し、いずれも850 ℃で３分間の脱炭焼鈍を施し
た。この結果、Ｃ含有量はＡ〜Ｄ及びＦ〜Ｋのコイルに
ついて12〜22ppm 、Ｅのコイルについて26ppm であり、
鋼板表面の酸化物組成のAf／Asの値はＡ〜Ｄ及びＦ〜Ｋ
のコイルについて1.58〜27、Ｅコイルについて0.32であ
った。したがって、脱炭焼鈍段階においてこの発明に対
する比較例はＥのコイルである。
【００８２】次に最終仕上焼鈍前に塗布する焼鈍分離剤
として３wt％のSnO2と７wt％のTiO2を含有するMgO を焼
鈍分離剤として、Ａ〜Ｃ及びＥ〜Ｋのコイルについて塗
布し、ＤのコイルについてはMgO 単味を焼鈍分離剤とし
て塗布した。したがって、焼鈍分離剤への添加物として
はＤのコイルが比較例である。
【００８３】次にコイル状に巻きとった各コイルの最終
仕上焼鈍の条件としてＡ，Ｂ及びＤ〜Ｋのコイルについ
ては 850℃で15時間、N2中で保持した後、25％N2と75％
H2の雰囲気下で1200℃まで15℃/hの昇温速度で昇温し、
H2中で1200℃、５時間保持した後、降温した。一方、比
較例としてＣのコイルはN2中で 850℃まで昇温した後、
25％N2と75％H2の雰囲気に切替えて15℃/hの昇温速度で
900℃まで昇温した後、15時間保持し、再び1200℃まで
15℃/hの昇温速度で昇温した後、H2中で1200℃、５時間
保持した後、降温した。
【００８４】最終仕上焼鈍後は、未反応の焼鈍分離剤を
除去し、Ａ及びＣ〜Ｋのコイルについては、コロイダル
シリカを50％含有するリン酸マグネシウムを主成分とす
る張力コーティング剤を塗布し、800 ℃で１分間、平坦
化焼鈍を兼ねて焼付けて製品とした。比較例としてＢの
コイルは、800 ℃で１分間の平坦化焼鈍を行った後、リ
ン酸マグネシウムの絶縁コーティングを300 ℃で１分間
焼き付けて製品とした。
【００８５】各Ａ〜Ｋの製品の鉄損を測定し、また磁区
細分化処理として、プラズマジェットを圧延直角方向に
線状に、また圧延方向において５mmの周期で照射し、鉄
損を測定した。各Ａ〜Ｋの製品の 1.0Ｔにおける透磁率
及び片面あたりの被膜張力及びマクロエッチ後の微細結
晶粒面積比率、粗大結晶粒の平均粒径、粗大結晶粒の粒
界直線の斜角度を測定し、これらの結果を表１に示す。
【００８６】
【表１】
【００８７】表１に示されるようにこの発明の方向性電
磁鋼板の構成要件を全て具備するＡ，Ｆ，Ｇのコイル
は、製品の 1.0Ｔでの透磁率及び、被膜張力、鋼板を構
成する結晶粒の微細結晶粒の面積比率、粗大結晶粒の平
均粒径、粗大結晶粒の斜角度が適正値となっているため
に優れた鉄損特性が得られる。また、プラズマジェット
(PJ)照射による磁区細分化技術の適用によって、さらに
優れた鉄損値が得られる。
【００８８】（実施例２）Ｃ：0.068 wt％、Si：3.25wt
％、Mn：0.75wt％、Ｐ：0.012 wt％、Ｓ：0.015wt％、A
l：0.027 wt％、Sn：0.08wt％、Sb：0.018 wt％、Cu：
0.15wt％、Mo：0.012 wt％及びＮ：0.008 wt％を含有
し、残部と鉄及び不可避的不純物からなる方向性電磁鋼
スラブを６本用意し、熱間圧延により３本のスラブは板
厚2.6 mm（記号Ｌ，Ｍ，Ｎ）、２本のスラブは板厚2.2
mm（記号Ｏ，Ｐ）、１本のスラブは板厚2.0 mm（記号
Ｑ）とした。
【００８９】Ｏ，Ｐ，Ｑのコイルは1000℃で30秒間の熱
延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延でそれぞれ 1.5
mm（ＯおよびＰ）と1.4mm （Ｑ）の板厚に圧延した。
Ｌ，Ｍ，Ｎのコイルは酸洗した後、1.8mm の厚さに圧延
した。この後、Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑの各コイルは11
00℃で60秒間、45℃の露点で60％H2と40％N2の雰囲気中
で中間焼鈍した後、330 ℃までをミスト水により冷却速
度50℃/sで急冷し、引き続き330 ℃で20秒間保持した
後、100 ℃まで冷却し、80℃の HCl浴中に通入して表面
外部スケールを除去した。焼鈍後、各鋼板の表面脱珪層
の厚さはＬは18μm、Ｍが16μm 、Ｎが17μm 、Ｏが14
μm 、Ｐが16μm 、Ｑが19μm であった。
【００９０】各コイルはゼンジマー圧延機で５パスで最
終板厚に圧延したが、このときクーラント油を絞って、
２パス目から４パス目までをコイルＬ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ
については 180〜240 ℃の温度に制御し、コイルＭにつ
いては比較例として 350〜370 ℃の温度に制御して温間
圧延した。なお、１パス目及び５パス目の圧延温度はい
ずれも 150℃以下の温度とした。各コイルの最終板厚は
Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏが0.26mm、Ｐが0.22mm、Ｑが0.19であ
る。
【００９１】この後、各鋼板は脱脂処理を施し、マスキ
ング剤を鋼板表面に選択的に塗布し、非塗布部分を電界
エッチングすることにより、鋼板表面に深さ25μm 、幅
150μm で圧延方向から85゜の方向に延びた溝を、圧延
方向における間隔４mmで鋼板表面に設けた。
【００９２】この後、脱炭焼鈍として 850 ℃で60％
H2、40％N2、露点45℃の雰囲気下で２分間の焼鈍を施し
た。このとき、赤外反射法によって脱炭焼鈍板表面の酸
化物を解析した結果、いずれもファイヤライトのみであ
った。
【００９３】この後、Ｌ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑのコイルにつ
いては、TiO2を８％、Fe2O3 を２％、 Sr(OH)2・８H2O
を３％含有する MgOを焼鈍分離剤を、コイルＮについて
は比較例としてTiO2を20％、Fe2O3 を５％、 Sr(OH)2・
８H2O を３％含有するMgO を焼鈍分離剤として鋼板表面
に10g/m2塗布し、コイル状に巻取った後、最終仕上焼鈍
を施した。
【００９４】最終仕上焼鈍の条件は、840 ℃で45時間N2
中で保持した後、30％N2と70％H2で1200℃まで12℃/hの
昇温速度で昇温し、1200℃で５時間H2中で保持した後、
降温した。この最終仕上焼鈍後のコイルは未反応の焼鈍
分離剤を除去した後、50％のコロイダルシリカを含有す
るリン酸マグネシウムを主成分とする張力コーティング
を塗布し、平坦化焼鈍を兼ねて 800℃で１分間焼付けて
製品とした。
【００９５】これらの製品の鉄損特性と、 1.0Ｔにおけ
る透磁率及び片面あたりの被膜張力及びマクロエッチ後
の微細結晶粒の面積比率、粗大結晶粒の平均粒径、粗大
結晶粒の粒界直線の斜角度の値を表２に示す。
【００９６】
【表２】
【００９７】
【発明の効果】この発明によれば、方向性電磁鋼板に関
して微細結晶粒の面積比率、粗大結晶粒の平均粒径、粗
大結晶粒の粒界直線の斜角度、 1.0Ｔにおける透磁率及
び被膜張力を特定することにより、極めて鉄損の低い方
向性電磁鋼板が得られる。また、かかる方向性電磁鋼板
を製造するに当たり、脱珪層の形成、温間圧延、脱炭焼
鈍板最表面の酸化物の組成、焼鈍分離剤中への添加物、
最終仕上焼鈍時の特定時期の昇温速度及びコーティング
物性の各条件を制御による方法は優れて有利に適合す
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】粗大結晶粒の平均粒径と鉄損との関係を示す図
である。
【図２】微細結晶粒の面積比率と鉄損との関係を示す図
である。
【図３】粒界構造と磁区構造との関係を示す図である。
【図４】粒界直線（太線）と自発磁化方向（太矢印）と
磁極の生成の影響領域（ハッチング）との関係を示す説
明図である。
【図５】マクロエッチによる粒界から粗大線結晶粒の粒
界直線化処理を行い、さらに斜角度を求めた実例を示す
図である。
【図６】粒界直線斜角度と鉄損との関係を示す図であ
る。
【図７】溝による磁区細分化処理を施した際の溝の最大
深さと鉄損の関係を示す図である。
【符号の説明】
１a 、１b 、１c 結晶粒界
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鈴木 隆史 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 戸田 広朗 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 山口 広 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (7)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 Siを1.5 〜5.0 wt％含有する方向性電磁
    鋼板であって、 該鋼板の結晶粒は、円相当径が３mm以下である微細結晶
    粒の鋼板に占める面積比率が15％以下であること、 この微細結晶粒を除いた残余の結晶粒は、円相当の平均
    粒径が10mm以上100 mm以下で、かつこの残余の結晶粒の
    結晶粒界を直線で近似した粒界直線と鋼板圧延方向又は
    圧延方向と直交する方向とのなす角度により計算される
    斜角度が30°以下であること、 鋼板の1.0 Ｔにおける透磁率が0.03 H/m以上であるこ
    と、及び鋼板表面上に片面あたり0.4 〜2.0 kgf/mm2 の
    張力を鋼板に付与する張力被膜が存在していること、の
    結合を特徴とする極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板。
  2. 【請求項２】 斜角度が25°以下であることを特徴とす
    る請求項１記載の極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板。
  3. 【請求項３】 鋼板表面に溝を、最大深さ12μm 以上、
    幅50〜500 μm の線状領域として、圧延方向に３〜20mm
    の間隔で形成してなることを特徴とする請求項１又は２
    記載の極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板。
  4. 【請求項４】 鋼板表層に微小歪の存在する領域を圧延
    方向に３〜20mmの周期で形成してなることを特徴とする
    請求項１又は２記載の極めて鉄損の低い方向性電磁鋼
    板。
  5. 【請求項５】 Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：1.5 〜5.0 wt
    ％、Mn：0.04〜2.0wt％及びAl：0.005 〜0.050 wt％を
    含有する方向性電磁鋼スラブを熱間圧延し、１回又は中
    間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延によって最終板厚とした
    後、脱炭焼鈍、次いで最終仕上焼鈍を施す一連の工程に
    より方向性電磁鋼板を製造する方法において、 最終冷間圧延の直前に焼鈍を行い、この焼鈍にて脱珪層
    を形成させること、 最終冷間圧延を２〜10パスで行い、この最終冷間圧延の
    うちの少なくとも２パスを150 〜300 ℃の温間圧延とす
    ること、 脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸化物組成を、赤外反射スペク
    トルのファイヤライト(Af)とシリカ(As)とのピーク比Af
    /As が0.8 以上になる組成とすること、 最終仕上焼鈍前に塗布する焼鈍分離剤中に、少なくとも
    800 〜1050℃間で酸素を緩放出する金属酸化物を合計1.
    0 〜20％の範囲で添加すること、 最終仕上焼鈍に際し、870 ℃から少なくとも1050℃まで
    の昇温速度を５℃/h以上とすること、及び最終仕上焼鈍
    後の鋼板に張力コーティングを被成させることの結合を
    特徴とする極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方
    法。
  6. 【請求項６】 最終冷間圧延から脱炭焼鈍までの間に、
    鋼板表面に最大深さ12μm 以上である溝を圧延方向に３
    〜20mmの間隔で設けることを特徴とする請求項５記載の
    極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 【請求項７】 最終仕上焼鈍以降に、鋼板表面に最大深
    さ12μm 以上である溝を圧延方向に３〜20mmの間隔で形
    成する処理及び鋼板表層に微小歪の存在する領域を圧延
    方向に３〜20mmの周期で形成する処理のいずれか一方を
    施こすことを特徴とする請求項５記載の極めて鉄損の低
    い方向性電磁鋼板の製造方法。
JP30779495A 1995-11-27 1995-11-27 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法 Expired - Fee Related JP3470475B2 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP30779495A JP3470475B2 (ja) 1995-11-27 1995-11-27 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法
US08/756,213 US5718775A (en) 1995-11-27 1996-11-25 Grain-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same
DE69619624T DE69619624T2 (de) 1995-11-27 1996-11-26 Kornorientiertes Elektrostahlblech und dessen Herstellungsverfahren
EP96118933A EP0775752B1 (en) 1995-11-27 1996-11-26 Grain-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same
KR1019960058161A KR100297046B1 (ko) 1995-11-27 1996-11-27 매우철손이낮은방향성전자강판과그제조방법
US08/919,758 US5853499A (en) 1995-11-27 1997-08-28 Grain-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP30779495A JP3470475B2 (ja) 1995-11-27 1995-11-27 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPH09143637A true JPH09143637A (ja) 1997-06-03
JP3470475B2 JP3470475B2 (ja) 2003-11-25

Family

ID=17973323

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP30779495A Expired - Fee Related JP3470475B2 (ja) 1995-11-27 1995-11-27 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (2) US5718775A (ja)
EP (1) EP0775752B1 (ja)
JP (1) JP3470475B2 (ja)
KR (1) KR100297046B1 (ja)
DE (1) DE69619624T2 (ja)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008031495A (ja) * 2006-07-26 2008-02-14 Jfe Steel Kk 一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2008031498A (ja) * 2006-07-26 2008-02-14 Jfe Steel Kk 一方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2011111645A (ja) * 2009-11-26 2011-06-09 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2012140665A (ja) * 2010-12-28 2012-07-26 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2019505664A (ja) * 2015-12-18 2019-02-28 ポスコＰｏｓｃｏ 方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤、方向性電磁鋼板、および方向性電磁鋼板の製造方法
WO2019131853A1 (ja) * 2017-12-28 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法
CN112469840A (zh) * 2018-07-31 2021-03-09 日本制铁株式会社 方向性电磁钢板
CN112513305A (zh) * 2018-07-31 2021-03-16 日本制铁株式会社 方向性电磁钢板

Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69706388T2 (de) * 1996-10-21 2002-02-14 Kawasaki Steel Co Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech
KR100440994B1 (ko) * 1996-10-21 2004-10-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성전자강판및그제조방법
BR9800978A (pt) * 1997-03-26 2000-05-16 Kawasaki Steel Co Chapas elétricas de aço com grão orientado tendo perda de ferro muito baixa e o processo de produção da mesma
JP3552501B2 (ja) * 1997-10-28 2004-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
US6200395B1 (en) 1997-11-17 2001-03-13 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic
IT1299137B1 (it) * 1998-03-10 2000-02-29 Acciai Speciali Terni Spa Processo per il controllo e la regolazione della ricristallizzazione secondaria nella produzione di lamierini magnetici a grano orientato
US6322635B1 (en) 1998-10-27 2001-11-27 Kawasaki Steel Corporation Electromagnetic steel sheet and process for producing the same
US6206983B1 (en) 1999-05-26 2001-03-27 University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability
KR100359622B1 (ko) * 1999-05-31 2002-11-07 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고자장 철손 특성이 우수한 고자속밀도 일방향성 전자 강판 및 그의 제조방법
JP2002057019A (ja) * 2000-05-30 2002-02-22 Nippon Steel Corp 低騒音トランス用一方向性電磁鋼板
JP2002220642A (ja) * 2001-01-29 2002-08-09 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
US6955980B2 (en) * 2002-08-30 2005-10-18 Texas Instruments Incorporated Reducing the migration of grain boundaries
CN101896626B (zh) * 2007-12-12 2012-07-18 新日本制铁株式会社 利用激光照射磁区得以控制的方向性电磁钢板的制造方法
BRPI1008994B1 (pt) * 2009-03-11 2020-12-22 Nippon Steel Corporation método para produção de chapa de aço elétrica com grão orientado
JP5754097B2 (ja) * 2010-08-06 2015-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5593942B2 (ja) * 2010-08-06 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN103097557B (zh) * 2010-09-09 2014-07-09 新日铁住金株式会社 方向性电磁钢板
US10629346B2 (en) 2012-04-26 2020-04-21 Jfe Steel Corporation Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheet
IN2014MN01807A (ja) * 2012-04-26 2015-07-03 Jfe Steel Corp
CN103834856B (zh) 2012-11-26 2016-06-29 宝山钢铁股份有限公司 取向硅钢及其制造方法
KR101719231B1 (ko) * 2014-12-24 2017-04-04 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101762339B1 (ko) * 2015-12-22 2017-07-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
KR101751523B1 (ko) * 2015-12-24 2017-06-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
WO2019131974A1 (ja) 2017-12-28 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
US20210087690A1 (en) * 2018-03-30 2021-03-25 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical sheet and continuous film-forming device
RU2764010C1 (ru) 2018-07-31 2022-01-12 Ниппон Стил Корпорейшн Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
BR112021013547A2 (pt) * 2019-01-16 2021-09-14 Nippon Steel Corporation Método para produzir uma chapa de aço elétrico de grão orientado
EP3913096A4 (en) * 2019-01-16 2022-09-28 Nippon Steel Corporation METHOD OF MANUFACTURING GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET
CN113302317B (zh) * 2019-01-16 2024-01-09 日本制铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3971678A (en) * 1972-05-31 1976-07-27 Stahlwerke Peine-Salzgitter Aktiengesellschaft Method of making cold-rolled sheet for electrical purposes
JPS5917521B2 (ja) 1975-08-22 1984-04-21 川崎製鉄株式会社 方向性けい素鋼板に耐熱性のよい上塗り絶縁被膜を形成する方法
JPS5319913A (en) * 1976-08-10 1978-02-23 Nippon Steel Corp Preparation of unidirectional silicon steel sheet superior in magnetism from continuous casting slab
JPS5920745B2 (ja) * 1980-08-27 1984-05-15 川崎製鉄株式会社 鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板とその製造方法
JPS5920745A (ja) 1982-07-28 1984-02-02 Hashimoto Forming Co Ltd モ−ルデイングの製造方法
EP0143548B1 (en) * 1983-10-27 1988-08-24 Kawasaki Steel Corporation Grain-oriented silicon steel sheet having a low iron loss free from deterioration due to stress-relief annealing and a method of producing the same
JPH0772300B2 (ja) 1985-10-24 1995-08-02 川崎製鉄株式会社 低鉄損方向性珪素鋼板の製造方法
US4897131A (en) * 1985-12-06 1990-01-30 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet having improved glass film properties and low watt loss
US5223048A (en) * 1988-10-26 1993-06-29 Kawasaki Steel Corporation Low iron loss grain oriented silicon steel sheets and method of producing the same
FR2647813B1 (fr) * 1989-06-01 1991-09-20 Ugine Aciers Tole magnetique obtenue a partir d'une bande d'acier laminee a chaud contenant notamment du fer, du silicium et de l'aluminium
JPH0369968A (ja) 1989-08-09 1991-03-26 Canon Inc 複写装置
JPH0419296A (ja) 1990-05-14 1992-01-23 Yamaha Motor Co Ltd サイドスラスタ
JPH0756048B2 (ja) * 1990-11-30 1995-06-14 川崎製鉄株式会社 被膜特性と磁気特性に優れた薄型方向性けい素鋼板の製造方法
DE69326792T2 (de) * 1992-04-07 2000-04-27 Nippon Steel Corp Kornorientiertes Siliziumstahlblech mit geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren
JP3367053B2 (ja) 1992-07-09 2003-01-14 住友化学工業株式会社 スチレン系樹脂フィルムの製造方法
DE69328998T2 (de) * 1992-09-17 2001-03-01 Nippon Steel Corp Kornorientierte Elektrobleche und Material mit sehr hoher magnetischer Flussdichte und Verfahren zur Herstellung dieser
JPH07188775A (ja) * 1993-12-28 1995-07-25 Kawasaki Steel Corp 磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008031495A (ja) * 2006-07-26 2008-02-14 Jfe Steel Kk 一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2008031498A (ja) * 2006-07-26 2008-02-14 Jfe Steel Kk 一方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2011111645A (ja) * 2009-11-26 2011-06-09 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2012140665A (ja) * 2010-12-28 2012-07-26 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2019505664A (ja) * 2015-12-18 2019-02-28 ポスコＰｏｓｃｏ 方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤、方向性電磁鋼板、および方向性電磁鋼板の製造方法
US11505843B2 (en) 2015-12-18 2022-11-22 Posco Annealing separator for oriented electrical steel sheet, oriented electrical steel sheet, and manufacturing method of oriented electrical steel sheet
WO2019131853A1 (ja) * 2017-12-28 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法
JP6601649B1 (ja) * 2017-12-28 2019-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法
US11459633B2 (en) 2017-12-28 2022-10-04 Jfe Steel Corporation Low-iron-loss grain-oriented electrical steel sheet and production method for same
CN112469840A (zh) * 2018-07-31 2021-03-09 日本制铁株式会社 方向性电磁钢板
CN112513305A (zh) * 2018-07-31 2021-03-16 日本制铁株式会社 方向性电磁钢板
CN112513305B (zh) * 2018-07-31 2022-07-15 日本制铁株式会社 方向性电磁钢板

Also Published As

Publication number Publication date
KR970027327A (ko) 1997-06-24
JP3470475B2 (ja) 2003-11-25
US5853499A (en) 1998-12-29
EP0775752A1 (en) 1997-05-28
DE69619624T2 (de) 2002-08-01
EP0775752B1 (en) 2002-03-06
DE69619624D1 (de) 2002-04-11
US5718775A (en) 1998-02-17
KR100297046B1 (ko) 2001-10-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP3470475B2 (ja) 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法
KR960010811B1 (ko) 자성이 우수한 입자배향 전기 강 시트의 제조방법
TWI448566B (zh) 方向性電磁鋼板的製造方法
JP3387914B1 (ja) 皮膜特性と高磁場鉄損に優れる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH05112827A (ja) 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3537339B2 (ja) 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP6436316B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2020162611A1 (ja) 方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法、及び方向性電磁鋼板の製造方法
RU2771318C1 (ru) Способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
JP2000063950A (ja) 磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP3337958B2 (ja) 磁気特性が優れた鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10130726A (ja) 磁束密度が高い低鉄損鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3489945B2 (ja) 鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10121135A (ja) 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP5434524B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP7265187B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP3312000B2 (ja) 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法
JP3885428B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2599069B2 (ja) グラス被膜特性が優れ、磁気特性の良好な高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JPS637333A (ja) グラス皮膜特性のすぐれた低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001303131A (ja) 表面欠陥が極めて少なくかつ磁気特性に優れる高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP3148092B2 (ja) 鉄損の低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0756047B2 (ja) 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JP3148093B2 (ja) 鉄損の低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法
JP3154935B2 (ja) 磁束密度の高い低鉄損鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080912

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080912

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090912

Year of fee payment: 6

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090912

Year of fee payment: 6

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100912

Year of fee payment: 7

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100912

Year of fee payment: 7

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110912

Year of fee payment: 8

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110912

Year of fee payment: 8

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120912

Year of fee payment: 9

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120912

Year of fee payment: 9

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130912

Year of fee payment: 10

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees