JP3008003B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、トランス等の鉄心とし
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表す数値としては、磁場の強さ８００Ａ
／ｍにおける磁束密度Ｂ8 が通常使用される。また、鉄
損特性を表す数値としては、周波数５０Ｈｚで１．７テ
スラー（Ｔ）まで磁化したときの１ｋｇ当りの鉄損Ｗ
17/50 を使用している。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。
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Ｗ
17/50 を使用している。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。
【０００３】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。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４０−１５６４４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Ｍｎ
Ｓ、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。ＭｎＳに関して言え
ば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳを一
旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられ
ている。二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全に固溶さ
せるためには１４００℃程度の温度が必要である。これ
は普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上も高
く、この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような不
利な点がある。
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。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４０−１５６４４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Ｍｎ
Ｓ、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。ＭｎＳに関して言え
ば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳを一
旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられ
ている。二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全に固溶さ
せるためには１４００℃程度の温度が必要である。これ
は普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上も高
く、この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような不
利な点がある。
【０００４】１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉
が必要。 ２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。 ３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
にみられるように操業上の悪影響が大きい。 このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を
普通鋼並みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量を少なくする
か、あるいはまったく用いないことを意味し、必然的に
二次再結晶の不安定化をもたらす。このため低温スラブ
加熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ以外の析
出物などによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正
常粒成長の抑制を充分にする必要がある。このようなイ
ンヒビターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物及び粒
界析出元素等が考えられ、公知の技術として、例えば次
のようなものがあげられる。
が必要。 ２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。 ３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
にみられるように操業上の悪影響が大きい。 このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を
普通鋼並みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量を少なくする
か、あるいはまったく用いないことを意味し、必然的に
二次再結晶の不安定化をもたらす。このため低温スラブ
加熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ以外の析
出物などによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正
常粒成長の抑制を充分にする必要がある。このようなイ
ンヒビターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物及び粒
界析出元素等が考えられ、公知の技術として、例えば次
のようなものがあげられる。
【０００５】特公昭５４−２４６８５号公報には、Ａ
ｓ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有さ
せることによりスラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃
の範囲にする方法が開示され、特開昭５２−２４１１６
号公報には、Ａｌの他、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有させることに
よりスラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にす
る方法が開示され、また特開昭５７−１５８３２２号公
報には、Ｍｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以
下にすることにより低温スラブ加熱化を行い、さらにＣ
ｕの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示され
ている。一方、これらインヒビターの補強と組み合わせ
て金属組織の側から改良を加えた技術も開示されてい
る。すなわち、特開昭５７−８９４３３号公報では、Ｍ
ｎに加え、Ｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂ等の
元素を加え、これにスラブの柱状晶率と二次冷延圧下率
を組み合わせることにより１１００〜１２５０℃の低温
スラブ加熱化を実現している。さらに特開昭５９−１９
０３２４号公報では、ＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及び
Ｂと窒素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷
延後の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことによ
り、二次再結晶を安定化する技術が開示されている。こ
のように方向性電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化
実現のためには、これまでに多大な努力が続けられてき
ている。
ｓ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有さ
せることによりスラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃
の範囲にする方法が開示され、特開昭５２−２４１１６
号公報には、Ａｌの他、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有させることに
よりスラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にす
る方法が開示され、また特開昭５７−１５８３２２号公
報には、Ｍｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以
下にすることにより低温スラブ加熱化を行い、さらにＣ
ｕの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示され
ている。一方、これらインヒビターの補強と組み合わせ
て金属組織の側から改良を加えた技術も開示されてい
る。すなわち、特開昭５７−８９４３３号公報では、Ｍ
ｎに加え、Ｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂ等の
元素を加え、これにスラブの柱状晶率と二次冷延圧下率
を組み合わせることにより１１００〜１２５０℃の低温
スラブ加熱化を実現している。さらに特開昭５９−１９
０３２４号公報では、ＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及び
Ｂと窒素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷
延後の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことによ
り、二次再結晶を安定化する技術が開示されている。こ
のように方向性電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化
実現のためには、これまでに多大な努力が続けられてき
ている。
【０００６】さて、特開昭５９−５６５２２号公報に
は、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７％以
下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技術
が開示されているが、この技術により高温スラブ加熱時
のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶
不良発生の問題が解消された。
は、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７％以
下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技術
が開示されているが、この技術により高温スラブ加熱時
のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶
不良発生の問題が解消された。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱による
方法は元来、製造コストの低減を目的としておるもの
の、当然のことながら、良好な磁気特性を安定して得る
技術でなければ、工業化はできない。そこで、本発明者
らは、Ｓｉ量を増加させることにより、鉄損特性を向上
させるべく研究を進めてきたが、二次再結晶方位制御が
困難で、目標特性が得られなかった。
方法は元来、製造コストの低減を目的としておるもの
の、当然のことながら、良好な磁気特性を安定して得る
技術でなければ、工業化はできない。そこで、本発明者
らは、Ｓｉ量を増加させることにより、鉄損特性を向上
させるべく研究を進めてきたが、二次再結晶方位制御が
困難で、目標特性が得られなかった。
【０００８】かかる状況を打開すべく広範にわたって研
究した結果、二次再結晶時の析出物制御が重要であると
いう認識に達した。
究した結果、二次再結晶時の析出物制御が重要であると
いう認識に達した。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
３．６８〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．
０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋
０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．８％を含有し、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、引き続き熱延板焼鈍を行い、もしくは行わず、次い
で圧下率８０％以上の最終冷延を１回もしくは中間焼鈍
をはさむ２回以上の工程で行い、次いで脱炭焼鈍、最終
仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法にお
いて、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの一次再
結晶粒の平均粒径を１８〜３２μｍとし、脱炭焼鈍後、
最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に０．０
０１０重量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理を施
し、最終仕上焼鈍の昇温過程における鋼板の温度が９０
０〜１１５０℃の範囲において、焼鈍雰囲気の窒素分圧
をＰN2（％）とし、Ｓｉの含有量を重量％を単位として
Ｓｉ（％）とした時、このＰN2（％）を下記の範囲に制
御することを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法。
ろは下記のとおりである。 （１）重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
３．６８〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．
０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋
０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．８％を含有し、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、引き続き熱延板焼鈍を行い、もしくは行わず、次い
で圧下率８０％以上の最終冷延を１回もしくは中間焼鈍
をはさむ２回以上の工程で行い、次いで脱炭焼鈍、最終
仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法にお
いて、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの一次再
結晶粒の平均粒径を１８〜３２μｍとし、脱炭焼鈍後、
最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に０．０
０１０重量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理を施
し、最終仕上焼鈍の昇温過程における鋼板の温度が９０
０〜１１５０℃の範囲において、焼鈍雰囲気の窒素分圧
をＰN2（％）とし、Ｓｉの含有量を重量％を単位として
Ｓｉ（％）とした時、このＰN2（％）を下記の範囲に制
御することを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法。
【００１０】 ＰN2（％）≧１５×Ｓｉ（％）−２５ （２）重量で０．０１〜０．１５％のＳｎをスラブに含
有することを特徴とする前項１記載の磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法。
有することを特徴とする前項１記載の磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
この熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をは
さむ１回以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次行
うことによって製造される。
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
この熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をは
さむ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。
【００１２】本発明者らは、Ｓｉ量を増加した場合の二
次再結晶方位制御について種々の観点から広範にわたっ
て研究したところ、Ｓｉ量に応じて、最終仕上焼鈍の焼
鈍雰囲気を制御する必要があるという新知見を得た。以
下実験結果を基に詳細に説明する。図１に、Ｓｉ量、最
終仕上焼鈍の昇温過程の９００〜１１５０℃の間の焼鈍
雰囲気の窒素分圧（ＰN2（％））と磁気特性の関係を示
す。この場合、Ｃ：０．０５５重量％，Ｓｉ：２．２〜
４．７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２重量％、Ｎ：
０．００８３重量％、Ｍｎ：０．１３重量％、Ｓ：０．
００７重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる珪素鋼の４０ｍｍ厚スラブを１１５０℃で１時間
加熱後１．８ｍｍ厚まで熱延した。得られた熱延板に、
１１００℃に３０秒保持に引き続き９００℃に３０秒保
持して急冷する熱延板焼鈍を施した後、０．１７０ｍｍ
まで冷延し、次いで８３５℃に９０秒保持する脱炭焼鈍
（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．
＝６２℃）を施した後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍
（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．
＜０℃）中に焼鈍雰囲気中にＮＨ3 ガスを混入し、鋼板
に窒素吸収を生ぜしめた。この場合窒化量（増窒素量）
は０．０１２８重量％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径は２２〜２６μｍ（円相当直径）であっ
た。この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、１２００℃まで１５℃／ｈｒで昇温し、１２００℃
に２０時間Ｈ2 中で保持する最終仕上焼鈍を施した。こ
の最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まではＮ2 ：２５
％、Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃か
ら１２００℃まではＮ2 とＨ2 の分圧比を種々に変えた
各条件下で処理した。図１から明らかなように、９００
〜１２００℃の間のＰN2（％）がＰN2（％）≧１５×Ｓ
ｉ（％）−２５の場合に、Ｂ8 ／ＢS ≧０．９５
（ＢS：飽和磁束密度）なる良好な磁気特性が得られ
た。
次再結晶方位制御について種々の観点から広範にわたっ
て研究したところ、Ｓｉ量に応じて、最終仕上焼鈍の焼
鈍雰囲気を制御する必要があるという新知見を得た。以
下実験結果を基に詳細に説明する。図１に、Ｓｉ量、最
終仕上焼鈍の昇温過程の９００〜１１５０℃の間の焼鈍
雰囲気の窒素分圧（ＰN2（％））と磁気特性の関係を示
す。この場合、Ｃ：０．０５５重量％，Ｓｉ：２．２〜
４．７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２重量％、Ｎ：
０．００８３重量％、Ｍｎ：０．１３重量％、Ｓ：０．
００７重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる珪素鋼の４０ｍｍ厚スラブを１１５０℃で１時間
加熱後１．８ｍｍ厚まで熱延した。得られた熱延板に、
１１００℃に３０秒保持に引き続き９００℃に３０秒保
持して急冷する熱延板焼鈍を施した後、０．１７０ｍｍ
まで冷延し、次いで８３５℃に９０秒保持する脱炭焼鈍
（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．
＝６２℃）を施した後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍
（焼鈍雰囲気 Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％、Ｄ．Ｐ．
＜０℃）中に焼鈍雰囲気中にＮＨ3 ガスを混入し、鋼板
に窒素吸収を生ぜしめた。この場合窒化量（増窒素量）
は０．０１２８重量％であり、この窒化処理後の鋼板の
平均結晶粒径は２２〜２６μｍ（円相当直径）であっ
た。この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、１２００℃まで１５℃／ｈｒで昇温し、１２００℃
に２０時間Ｈ2 中で保持する最終仕上焼鈍を施した。こ
の最終仕上焼鈍の昇温過程の９００℃まではＮ2 ：２５
％、Ｈ2 ：７５％の焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃か
ら１２００℃まではＮ2 とＨ2 の分圧比を種々に変えた
各条件下で処理した。図１から明らかなように、９００
〜１２００℃の間のＰN2（％）がＰN2（％）≧１５×Ｓ
ｉ（％）−２５の場合に、Ｂ8 ／ＢS ≧０．９５
（ＢS：飽和磁束密度）なる良好な磁気特性が得られ
た。
【００１３】図１で示された磁束密度向上効果のメカニ
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は以下のように推察している。本発明の材料の場合、二
次再結晶を生ぜしめるための主インヒビターはＡｌＮで
あるが、鋼中のＳｉ量が増すとＡｌＮが不安定化し、
（Ａｌ、Ｓｉ）ＮやＳｉ3 Ｎ4 が安定化してくることが
考えられる。本発明のように、脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍
の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す場
合、窒化後に鋼板表面近傍に窒素が濃化し、その部分に
Ｓｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基の窒化物が析出する。そして、最終
仕上焼鈍の昇温中に、このＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物が分解
し、板厚全厚での窒素量が均一化するのと並行して、安
定なＡｌＮの析出が生じる。本発明の如く、Ｓｉ量を増
加させると、このような窒化物の変化に影響が生じる。
つまり、Ｓｉ量の増加に伴いＳｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基窒化物
が安定化し、上記の如き板厚方向の窒素量の均一化、窒
化物の均一化が生じにくくなり、ＡｌＮの析出も生じに
くくなる。このように板厚方向に不均一な析出物で、か
つＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物の割合が多い状態で二次再結晶
が開始すると、Ｓｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基窒化物は高温で分
解しやすい、板厚中心部では窒化物が不足する、等の
理由で、インヒビター強度が低い状態で二次再結晶が進
行することとなる。インヒビター強度が低い状態では、
粒界移動の粒界性格依存性が低く、Σ９対応粒界密度の
低いＧｏｓｓ方位から分散した方位粒も二次再結晶しや
すくなる。その結果、二次再結晶方位のＧｏｓｓ集積度
が低下し、磁束密度が低くなってしまう。この現象は、
窒化物に対するＳｉ量の影響に起因するものであり、Ｓ
ｉ量が高い程その傾向は顕著となる。従ってこの高Ｓｉ
化に伴う二次再結晶方位制御の課題を解決するのに、Ｓ
ｉ量増加に伴って二次再結晶が生じる温度域での焼鈍雰
囲気の窒素分圧を高め、窒化物の分解を抑制することが
有効だったものと考えられる。
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者ら
は以下のように推察している。本発明の材料の場合、二
次再結晶を生ぜしめるための主インヒビターはＡｌＮで
あるが、鋼中のＳｉ量が増すとＡｌＮが不安定化し、
（Ａｌ、Ｓｉ）ＮやＳｉ3 Ｎ4 が安定化してくることが
考えられる。本発明のように、脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍
の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す場
合、窒化後に鋼板表面近傍に窒素が濃化し、その部分に
Ｓｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基の窒化物が析出する。そして、最終
仕上焼鈍の昇温中に、このＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物が分解
し、板厚全厚での窒素量が均一化するのと並行して、安
定なＡｌＮの析出が生じる。本発明の如く、Ｓｉ量を増
加させると、このような窒化物の変化に影響が生じる。
つまり、Ｓｉ量の増加に伴いＳｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基窒化物
が安定化し、上記の如き板厚方向の窒素量の均一化、窒
化物の均一化が生じにくくなり、ＡｌＮの析出も生じに
くくなる。このように板厚方向に不均一な析出物で、か
つＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物の割合が多い状態で二次再結晶
が開始すると、Ｓｉ3 Ｎ4 等Ｓｉ基窒化物は高温で分
解しやすい、板厚中心部では窒化物が不足する、等の
理由で、インヒビター強度が低い状態で二次再結晶が進
行することとなる。インヒビター強度が低い状態では、
粒界移動の粒界性格依存性が低く、Σ９対応粒界密度の
低いＧｏｓｓ方位から分散した方位粒も二次再結晶しや
すくなる。その結果、二次再結晶方位のＧｏｓｓ集積度
が低下し、磁束密度が低くなってしまう。この現象は、
窒化物に対するＳｉ量の影響に起因するものであり、Ｓ
ｉ量が高い程その傾向は顕著となる。従ってこの高Ｓｉ
化に伴う二次再結晶方位制御の課題を解決するのに、Ｓ
ｉ量増加に伴って二次再結晶が生じる温度域での焼鈍雰
囲気の窒素分圧を高め、窒化物の分解を抑制することが
有効だったものと考えられる。
【００１４】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して
限定理由を詳細に説明する。Ｃは０．０２５重量％（以
下単に％と略述）未満になると二次再結晶が不安定にな
り、かつ二次再結晶した場合でもＢ8 ＞１．８０（Ｔ）
が得がたいので０．０２５％以上とした。一方、Ｃが多
くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないの
で０．０７５％以下とした。
述べる。先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して
限定理由を詳細に説明する。Ｃは０．０２５重量％（以
下単に％と略述）未満になると二次再結晶が不安定にな
り、かつ二次再結晶した場合でもＢ8 ＞１．８０（Ｔ）
が得がたいので０．０２５％以上とした。一方、Ｃが多
くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないの
で０．０７５％以下とした。
【００１５】Ｓｉは５．０％を超えると冷延時の割れが
著しくなるので５．０％以下とした。一方、Ｓｉ量の下
限は３．６８％とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必
要なＡｌＮを確保するため、酸可溶性Ａｌとして０．０
１５％以上が必要である。酸可溶性Ａｌが０．０８０％
を超えると熱延板のＡｌＮが不適切となり、二次再結晶
が不安定になるので０．０８０％以下とした。
著しくなるので５．０％以下とした。一方、Ｓｉ量の下
限は３．６８％とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必
要なＡｌＮを確保するため、酸可溶性Ａｌとして０．０
１５％以上が必要である。酸可溶性Ａｌが０．０８０％
を超えると熱延板のＡｌＮが不適切となり、二次再結晶
が不安定になるので０．０８０％以下とした。
【００１６】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
３０％未満にすることが困難であり、かつ経済的に好ま
しくないので０．００３０％以上とし、一方、０．０１
３０％を超えるとブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふ
くれ”が発生するので０．０１３０％以下とした。Ｍｎ
Ｓ、ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適
性に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能
である。しかしながら、ＳやＳｅが高いと線状細粒と呼
ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二
次再結晶不良部の発生を予防するために（Ｓ＋０．４０
５Ｓｅ）≦０．０１４％とする。ＳあるいはＳｅが上記
値を超える場合には製造条件をいかに変更しても二次再
結晶不良部が発生する確率が高くなり好ましくない。ま
た最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなりす
ぎて好ましくなく、このような観点からＳあるいはＳｅ
を不必要に増すことは意味がない。
３０％未満にすることが困難であり、かつ経済的に好ま
しくないので０．００３０％以上とし、一方、０．０１
３０％を超えるとブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふ
くれ”が発生するので０．０１３０％以下とした。Ｍｎ
Ｓ、ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適
性に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能
である。しかしながら、ＳやＳｅが高いと線状細粒と呼
ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二
次再結晶不良部の発生を予防するために（Ｓ＋０．４０
５Ｓｅ）≦０．０１４％とする。ＳあるいはＳｅが上記
値を超える場合には製造条件をいかに変更しても二次再
結晶不良部が発生する確率が高くなり好ましくない。ま
た最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなりす
ぎて好ましくなく、このような観点からＳあるいはＳｅ
を不必要に増すことは意味がない。
【００１７】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、就中ストリップの側縁部は波形状となり、
歩留りを低下させるので、Ｍｎは０．０５％以上と規定
した。一方、Ｍｎ量が０．８％を超えると製品の磁束密
度を低下せしめるので好ましくない。従って、Ｍｎ量の
上限値を０．８％とした。
５％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、就中ストリップの側縁部は波形状となり、
歩留りを低下させるので、Ｍｎは０．０５％以上と規定
した。一方、Ｍｎ量が０．８％を超えると製品の磁束密
度を低下せしめるので好ましくない。従って、Ｍｎ量の
上限値を０．８％とした。
【００１８】Ｓｎを０．０１〜０．１５％添加すること
は、二次再結晶でのインヒビター強度を高めることによ
り磁気特性を高位安定化する上でさらに好ましい。０．
０１％未満では、この効果が十分でなく、０．１５％超
では、窒化処理が困難となり好ましくない。この他、イ
ンヒビター構成元素として公知なＳｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ
ｉ、Ｎｂ等を添加することはさしつかえない。
は、二次再結晶でのインヒビター強度を高めることによ
り磁気特性を高位安定化する上でさらに好ましい。０．
０１％未満では、この効果が十分でなく、０．１５％超
では、窒化処理が困難となり好ましくない。この他、イ
ンヒビター構成元素として公知なＳｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ
ｉ、Ｎｂ等を添加することはさしつかえない。
【００１９】スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコスト
ダウンを行うという目的から１２８０℃未満と限定し
た。好ましくは１２００℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。この熱延板
に、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率８０
％以上の最終冷延を含みかつ必要に応じて中間焼鈍をは
さむ１回以上の冷延を施す。最終冷延の圧下率を８０％
以上としたのは、圧下率を上記範囲とすることによっ
て、脱炭板において尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒
と、これに蚕食され易い対応方位粒（｛１１１｝＜１１
２＞方位粒等）を適正量得ることができ、磁束密度を高
める上で好ましいためである。
ダウンを行うという目的から１２８０℃未満と限定し
た。好ましくは１２００℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。この熱延板
に、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率８０
％以上の最終冷延を含みかつ必要に応じて中間焼鈍をは
さむ１回以上の冷延を施す。最終冷延の圧下率を８０％
以上としたのは、圧下率を上記範囲とすることによっ
て、脱炭板において尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒
と、これに蚕食され易い対応方位粒（｛１１１｝＜１１
２＞方位粒等）を適正量得ることができ、磁束密度を高
める上で好ましいためである。
【００２０】冷延後、鋼板には順次、脱炭焼鈍、焼鈍分
離剤塗布、仕上焼鈍が施されて最終製品となる。ここで
脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結
晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍに制御することが良好
な磁気特性を得るために必要である。平均粒径が１８μ
ｍ未満では二次再結晶方位制御が困難となり、３５μｍ
超では二次再結晶が不安定となり、好ましくない。
離剤塗布、仕上焼鈍が施されて最終製品となる。ここで
脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結
晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍに制御することが良好
な磁気特性を得るために必要である。平均粒径が１８μ
ｍ未満では二次再結晶方位制御が困難となり、３５μｍ
超では二次再結晶が不安定となり、好ましくない。
【００２１】そして、脱炭焼鈍後、最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定した
のは、本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセ
スでは、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足が
ちになるからである。窒化の方法としては特に限定する
ものではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ3
ガスを混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、
焼鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に
窒化物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、
最終仕上焼鈍の雰囲気のＮ2 分圧を高めとし、鋼板を窒
化する方法等いずれの方法でもよい。窒化量について
は、１０ｐｐｍ以上は必要である。
再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定した
のは、本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセ
スでは、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足が
ちになるからである。窒化の方法としては特に限定する
ものではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ3
ガスを混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、
焼鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に
窒化物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、
最終仕上焼鈍の雰囲気のＮ2 分圧を高めとし、鋼板を窒
化する方法等いずれの方法でもよい。窒化量について
は、１０ｐｐｍ以上は必要である。
【００２２】さらに、図１から明らかなように、最終仕
上焼鈍の昇温過程における鋼板の温度が９００〜１１５
０℃の範囲において、焼鈍雰囲気の窒素分圧ＰN2（％）
をＰN2（％）≧１５×Ｓｉ（％）−２５の範囲にするこ
とは、優れた磁気特性を得る上で必要である。９００℃
未満の温度範囲の焼鈍雰囲気は特に規定しない。二次再
結晶は通常９００〜１１５０℃で生じるので、この温度
範囲での焼鈍雰囲気を制御すれば十分である。昇温は通
常１１００〜１２５０℃まで行われ、昇温中に通常二次
再結晶が完了し、純化のための恒温保持に入る。この昇
温に引き続く恒温保持は、通常５〜５０時間行われる
が、この恒温保持は、通常Ｈ2 ガスまたはＨ2 ガスが主
な焼鈍雰囲気中で行われる。二次再結晶のために、例え
ば１０００〜１１００℃で恒温保持し、その後さらに昇
温して純化のための恒温保持に入る場合は、純化に入る
までの温度範囲が昇温過程と解される。上記９００〜１
１５０℃の昇温過程でのＰN2の上限は特に規定するもの
ではなく、１００％まで許容される。
上焼鈍の昇温過程における鋼板の温度が９００〜１１５
０℃の範囲において、焼鈍雰囲気の窒素分圧ＰN2（％）
をＰN2（％）≧１５×Ｓｉ（％）−２５の範囲にするこ
とは、優れた磁気特性を得る上で必要である。９００℃
未満の温度範囲の焼鈍雰囲気は特に規定しない。二次再
結晶は通常９００〜１１５０℃で生じるので、この温度
範囲での焼鈍雰囲気を制御すれば十分である。昇温は通
常１１００〜１２５０℃まで行われ、昇温中に通常二次
再結晶が完了し、純化のための恒温保持に入る。この昇
温に引き続く恒温保持は、通常５〜５０時間行われる
が、この恒温保持は、通常Ｈ2 ガスまたはＨ2 ガスが主
な焼鈍雰囲気中で行われる。二次再結晶のために、例え
ば１０００〜１１００℃で恒温保持し、その後さらに昇
温して純化のための恒温保持に入る場合は、純化に入る
までの温度範囲が昇温過程と解される。上記９００〜１
１５０℃の昇温過程でのＰN2の上限は特に規定するもの
ではなく、１００％まで許容される。
【００２３】
【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０５９重量％、Ｓｉ：３．７０重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３０１重量％、Ｎ：０．００８１重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚
のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、熱延して
１．８ｍｍ厚の熱延板とした。
０．１４重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３０１重量％、Ｎ：０．００８１重量％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚
のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、熱延して
１．８ｍｍ厚の熱延板とした。
【００２４】この熱延板に、１１２０℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施
し、次いで圧下率約９０．６％で０．１７０ｍｍ厚の冷
延板とし、８４０℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を行い、
しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガ
スを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１３１重量％で
あり、この窒化処理後の鋼板の平均結晶粒径（円相当直
径）は２４μｍであった。この窒化処理後の鋼板にＭｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃まで
１５℃／ｈｒで昇温し、Ｈ2 中で１２００℃に２０時間
保持する最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上焼鈍の昇
温過程の９００℃までは、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％
の焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃から１２００℃まで
は、（ａ）Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％、（ｂ）Ｎ2 ：
５０％、Ｈ2 ：５０％、（ｃ）Ｎ2 ：７５％、Ｈ2 ：２
５％なる３水準の条件で処理した。
し、９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施
し、次いで圧下率約９０．６％で０．１７０ｍｍ厚の冷
延板とし、８４０℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を行い、
しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガ
スを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１３１重量％で
あり、この窒化処理後の鋼板の平均結晶粒径（円相当直
径）は２４μｍであった。この窒化処理後の鋼板にＭｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃まで
１５℃／ｈｒで昇温し、Ｈ2 中で１２００℃に２０時間
保持する最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上焼鈍の昇
温過程の９００℃までは、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％
の焼鈍雰囲気中で処理し、９００℃から１２００℃まで
は、（ａ）Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％、（ｂ）Ｎ2 ：
５０％、Ｈ2 ：５０％、（ｃ）Ｎ2 ：７５％、Ｈ2 ：２
５％なる３水準の条件で処理した。
【００２５】工程条件と磁気特性の関係を表１に示す。
表１から明らかなように、本発明の条件である（ｂ）、
（ｃ）の場合Ｂ8 ≧１．９３Ｔなる良好な磁気特性が得
られている。
表１から明らかなように、本発明の条件である（ｂ）、
（ｃ）の場合Ｂ8 ≧１．９３Ｔなる良好な磁気特性が得
られている。
【００２６】
【表１】
【００２７】実施例２ Ｃ：０．０６０重量％、Ｓｉ：４．０４重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３０３重量％、Ｎ：０．００８２重量％、Ｓ
ｎ：０．００２重量％、０．０７重量％、０．３
０重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る３種類の４０ｍｍ厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、熱延して１．８ｍｍ厚の熱延板とした。
０．１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３０３重量％、Ｎ：０．００８２重量％、Ｓ
ｎ：０．００２重量％、０．０７重量％、０．３
０重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る３種類の４０ｍｍ厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、熱延して１．８ｍｍ厚の熱延板とした。
【００２８】この熱延板に、１１２０℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施
し、次いで圧下率約９０．６％で０．１７０ｍｍ厚の冷
延板とし、８３５℃で７０秒保持する脱炭焼鈍を行い、
しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガ
スを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１３２重量％で
あり、この窒化処理後の鋼板の平均結晶粒径（円相当直
径）は２３〜２５μｍであった。この窒化処理後の鋼板
にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００
℃まで１５℃／ｈｒで昇温し、Ｈ2 中で１２００℃に２
０時間保持する最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上焼
鈍の昇温過程の８８０℃までは、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：
７５％の焼鈍雰囲気中で処理し、８８０℃から１２００
℃までは、Ｎ2 ：７５％、Ｈ2 ：２５％の条件で処理し
た。
し、９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施
し、次いで圧下率約９０．６％で０．１７０ｍｍ厚の冷
延板とし、８３５℃で７０秒保持する脱炭焼鈍を行い、
しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ3 ガ
スを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒化処理を施した。
この場合、窒化量（増窒素量）は０．０１３２重量％で
あり、この窒化処理後の鋼板の平均結晶粒径（円相当直
径）は２３〜２５μｍであった。この窒化処理後の鋼板
にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００
℃まで１５℃／ｈｒで昇温し、Ｈ2 中で１２００℃に２
０時間保持する最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上焼
鈍の昇温過程の８８０℃までは、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：
７５％の焼鈍雰囲気中で処理し、８８０℃から１２００
℃までは、Ｎ2 ：７５％、Ｈ2 ：２５％の条件で処理し
た。
【００２９】工程条件と磁気特性の関係を表２に示す。
表２から明らかなように、本実験の条件はすべて本発明
の条件となっており、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁気
特性が得られている。とりわけＳｎの含有量が本発明の
条件を満すの条件の場合、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなる極め
て良好な磁気特性が得られている。
表２から明らかなように、本実験の条件はすべて本発明
の条件となっており、Ｂ8 ≧１．９２Ｔなる良好な磁気
特性が得られている。とりわけＳｎの含有量が本発明の
条件を満すの条件の場合、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなる極め
て良好な磁気特性が得られている。
【００３０】
【表２】
【００３１】実施例３ Ｃ：０．０５８重量％、Ｓｉ：３．６８重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３９重量％、Ｎ：０．００８８重量％、Ｓ
ｎ：０．００１重量％、０．０５重量％を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２種類の４０ｍｍ
厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後熱延して
１．８ｍｍ厚の熱延板とした。
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３９重量％、Ｎ：０．００８８重量％、Ｓ
ｎ：０．００１重量％、０．０５重量％を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２種類の４０ｍｍ
厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後熱延して
１．８ｍｍ厚の熱延板とした。
【００３２】この熱延板を１．４ｍｍまで冷延した後、
１１２０℃に３０秒保持し、９００℃に３０秒保持して
急冷する焼鈍を施し、次いで圧下率約８９．６％で０．
１４５ｍｍ厚の冷延板とし、８３０℃で７０秒保持する
脱炭焼鈍を行い、しかる後、７５０℃に３０秒保持する
焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒
化処理を施した。この場合、窒化量（増窒素量）は０．
０１３１〜０．０１４２重量％であり、この窒化処理後
の鋼板の平均結晶粒径（円相当直径）は２４〜２５μｍ
であった。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃まで１０℃／ｈｒで
昇温し、Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕
上焼鈍を施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００
℃までは、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中
で処理し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：７５
％、Ｈ2 ：２５％なる条件で処理した。
１１２０℃に３０秒保持し、９００℃に３０秒保持して
急冷する焼鈍を施し、次いで圧下率約８９．６％で０．
１４５ｍｍ厚の冷延板とし、８３０℃で７０秒保持する
脱炭焼鈍を行い、しかる後、７５０℃に３０秒保持する
焼鈍中にＮＨ3 ガスを焼鈍雰囲気に混入させ、鋼板に窒
化処理を施した。この場合、窒化量（増窒素量）は０．
０１３１〜０．０１４２重量％であり、この窒化処理後
の鋼板の平均結晶粒径（円相当直径）は２４〜２５μｍ
であった。この窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃まで１０℃／ｈｒで
昇温し、Ｈ2 中で１２００℃に２０時間保持する最終仕
上焼鈍を施した。この最終仕上焼鈍の昇温過程の９００
℃までは、Ｎ2 ：２０％、Ｈ2 ：８０％の焼鈍雰囲気中
で処理し、９００℃から１２００℃までは、Ｎ2 ：７５
％、Ｈ2 ：２５％なる条件で処理した。
【００３３】工程条件と磁気特性の関係を表３に示す。
本実験条件はすべて本発明の条件に入っており、Ｂ8 ≧
１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得られた。さらに本発
明のＳｎの条件となるの場合、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなる
さらに良好な磁気特性が得られた。
本実験条件はすべて本発明の条件に入っており、Ｂ8 ≧
１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得られた。さらに本発
明のＳｎの条件となるの場合、Ｂ8 ≧１．９４Ｔなる
さらに良好な磁気特性が得られた。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に従って、
脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間での一次再
結晶粒の平均粒径の制御、脱炭焼鈍後、最終仕上焼鈍の
二次再結晶開始までの間の窒化処理、最終仕上焼鈍の昇
温過程でのＳｉ量に応じた焼鈍雰囲気の窒素分圧制御を
行うことにより、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を
安定して製造することができ、さらにＳｎを添加するこ
とにより、いっそう優れた磁気特性を有する一方向性電
磁鋼板を安定して製造できるので、これらの技術の工業
的意義は極めて大である。
脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間での一次再
結晶粒の平均粒径の制御、脱炭焼鈍後、最終仕上焼鈍の
二次再結晶開始までの間の窒化処理、最終仕上焼鈍の昇
温過程でのＳｉ量に応じた焼鈍雰囲気の窒素分圧制御を
行うことにより、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を
安定して製造することができ、さらにＳｎを添加するこ
とにより、いっそう優れた磁気特性を有する一方向性電
磁鋼板を安定して製造できるので、これらの技術の工業
的意義は極めて大である。
【図１】最終仕上焼鈍の昇温過程における窒素分圧、Ｓ
ｉ量と磁気特性の関係を示すグラフである。
ｉ量と磁気特性の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増井 浩昭 福岡県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 石橋 希瑞 福岡県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 (56)参考文献 特開 平４−297524（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、
Ｓｉ：３．６８〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５
〜０．０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、
Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０
５〜０．８％を含有し、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、引き続き熱延板焼鈍を行い、もしくは行わず、次
いで圧下率８０％以上の最終冷延を１回もしくは中間焼
鈍をはさむ２回以上の工程で行い、次いで脱炭焼鈍、最
終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法に
おいて、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの一次
再結晶粒の平均粒径を１８〜３２μｍとし、脱炭焼鈍
後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に
０．００１０重量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理
を施し、最終仕上焼鈍の昇温過程における鋼板の温度が
９００〜１１５０℃の範囲において、焼鈍雰囲気の窒素
分圧をＰN2（％）とし、Ｓｉの含有量を重量％を単位と
してＳｉ（％）とした時、このＰN2（％）を下記の範囲
に制御することを特徴とする磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法。 ＰN2（％）≧１５×Ｓｉ（％）−２５ - 【請求項２】 重量で０．０１〜０．１５％のＳｎをス
ラブに含有することを特徴とする請求項１記載の磁気特
性の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 |
|---|---|---|---|
| JP8765093A JP3008003B2 (ja) | 1992-04-16 | 1993-04-14 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-96859 | 1992-04-16 | ||
| JP9685992 | 1992-04-16 | ||
| JP8765093A JP3008003B2 (ja) | 1992-04-16 | 1993-04-14 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0617129A JPH0617129A (ja) | 1994-01-25 |
| JP3008003B2 true JP3008003B2 (ja) | 2000-02-14 |
Family
ID=26428902
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8765093A Expired - Fee Related JP3008003B2 (ja) | 1992-04-16 | 1993-04-14 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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