JP3485532B2 - 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JP3485532B2 JP3485532B2 JP2000268320A JP2000268320A JP3485532B2 JP 3485532 B2 JP3485532 B2 JP 3485532B2 JP 2000268320 A JP2000268320 A JP 2000268320A JP 2000268320 A JP2000268320 A JP 2000268320A JP 3485532 B2 JP3485532 B2 JP 3485532B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、結晶粒がミラー指
数で｛１１０｝＜００１＞方位に集積した、いわゆる方
向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。この鋼板
は、軟磁性材料として変圧器等の電気機器の鉄芯として
用いられる。
数で｛１１０｝＜００１＞方位に集積した、いわゆる方
向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。この鋼板
は、軟磁性材料として変圧器等の電気機器の鉄芯として
用いられる。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、｛１１０｝＜００１
＞方位（いわゆるゴス方位）に集積した結晶粒により構
成されたＳｉを４．８％以下含有した鋼板である。この
鋼板は磁気特性として励磁特性と鉄損得性が要求され
る。励磁特性を表す指標としては、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、
鉄損特性を表す指標としては、周波数５０Ｈｚで１．７
Ｔまで磁化した時の鋼板１ｋｇあたりの鉄損：Ｗ17/50
が用いられる。磁束密度：Ｂ8 は鉄損特性の最大の支配
因子であり、磁束密度：Ｂ8 値が高いほど鉄損特性も良
好になる。磁束密度：Ｂ8 を高めるためには結晶方位を
高度に揃えることが重要である。この結晶方位の制御は
二次再結晶とよばれるカタストロフィックな粒成長現象
を利用して達成される。
＞方位（いわゆるゴス方位）に集積した結晶粒により構
成されたＳｉを４．８％以下含有した鋼板である。この
鋼板は磁気特性として励磁特性と鉄損得性が要求され
る。励磁特性を表す指標としては、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、
鉄損特性を表す指標としては、周波数５０Ｈｚで１．７
Ｔまで磁化した時の鋼板１ｋｇあたりの鉄損：Ｗ17/50
が用いられる。磁束密度：Ｂ8 は鉄損特性の最大の支配
因子であり、磁束密度：Ｂ8 値が高いほど鉄損特性も良
好になる。磁束密度：Ｂ8 を高めるためには結晶方位を
高度に揃えることが重要である。この結晶方位の制御は
二次再結晶とよばれるカタストロフィックな粒成長現象
を利用して達成される。
【０００３】この二次再結晶を制御するためには、二次
再結晶前の一次再結晶組織の調整と、インヒビタ−とよ
ばれる微細析出物の調整を行うことが必要である。この
インヒビタ−は、一次再結晶組織のなかで一般の粒の成
長を抑制し、特定の｛１１０｝＜００１＞方位粒のみを
優先成長させる機能を持つ。析出物として代表的なもの
としては、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａｎｎ（特公昭３０−３
６５１号公報）及びＪ．Ｅ．Ｍａｙ＆Ｄ．Ｔｕｒｎｂｕ
ｌｌ（Ｔｒａｎｓ．Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．ＡＩＭＥ２１２
（１９５８年）ｐ７６９等はＭｎＳを、田口ら（特公昭
４０−１５６４４号公報）はＡｌＮを、今中ら（特公昭
５１−１３４６９号公報）はＭｎＳｅを提示している。
再結晶前の一次再結晶組織の調整と、インヒビタ−とよ
ばれる微細析出物の調整を行うことが必要である。この
インヒビタ−は、一次再結晶組織のなかで一般の粒の成
長を抑制し、特定の｛１１０｝＜００１＞方位粒のみを
優先成長させる機能を持つ。析出物として代表的なもの
としては、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａｎｎ（特公昭３０−３
６５１号公報）及びＪ．Ｅ．Ｍａｙ＆Ｄ．Ｔｕｒｎｂｕ
ｌｌ（Ｔｒａｎｓ．Ｍｅｔ．Ｓｏｃ．ＡＩＭＥ２１２
（１９５８年）ｐ７６９等はＭｎＳを、田口ら（特公昭
４０−１５６４４号公報）はＡｌＮを、今中ら（特公昭
５１−１３４６９号公報）はＭｎＳｅを提示している。
【０００４】これらの析出物は熱間圧延前のスラブ加熱
時に完全固溶させた後に、熱間圧延及びその後の焼鈍工
程で微細析出させる方法がとられている。これらの析出
物を完全固溶させるためには１３５０℃ないし１４００
℃以上の高温で加熱する必要があり、これは普通鋼のス
ラブ加熱温度に比べて約２００℃高く、次の問題点があ
る。 （１）専用の加熱炉が必要。（２）加熱炉のエネルギ−
原単位が高い。（３）溶融スケール量が多く、いわゆる
ノロ出し等の操業管理が必要である。
時に完全固溶させた後に、熱間圧延及びその後の焼鈍工
程で微細析出させる方法がとられている。これらの析出
物を完全固溶させるためには１３５０℃ないし１４００
℃以上の高温で加熱する必要があり、これは普通鋼のス
ラブ加熱温度に比べて約２００℃高く、次の問題点があ
る。 （１）専用の加熱炉が必要。（２）加熱炉のエネルギ−
原単位が高い。（３）溶融スケール量が多く、いわゆる
ノロ出し等の操業管理が必要である。
【０００５】そこで低温スラブ加熱による研究開発が進
められ、低温スラブ加熱による製造方法として小松ら
（特公昭６２ー４５２８５号公報）は、窒化処理により
形成した（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎをインヒビターとして用いる
方法を開示している。この窒化処理の方法として、小林
等は脱炭焼鈍後にストリップ状で窒化する方法を開示
（特開平２−７７５２５号公報）し、牛神等によりその
窒化物の挙動が報告されている（Materials Science Fo
rum, 204-206 (1996),pp593-598)。
められ、低温スラブ加熱による製造方法として小松ら
（特公昭６２ー４５２８５号公報）は、窒化処理により
形成した（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎをインヒビターとして用いる
方法を開示している。この窒化処理の方法として、小林
等は脱炭焼鈍後にストリップ状で窒化する方法を開示
（特開平２−７７５２５号公報）し、牛神等によりその
窒化物の挙動が報告されている（Materials Science Fo
rum, 204-206 (1996),pp593-598)。
【０００６】低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製
造方法においては、脱炭焼鈍時にインヒビタ−が形成さ
れていないので、脱炭焼鈍における一次再結晶組織の調
整が二次再結晶を制御するうえで重要となる。従来の高
温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造方法の研究に
おいては、二次再結晶前の一次再結晶組織調整に関する
知見はほとんどなく、本発明者らは例えば特公平８−３
２９２９号公報、特開平９−２５６０５１号公報等にそ
の重要性を開示している。特公平８−３２９２９号公報
において、一次再結晶粒組織の粒径分布の変動係数が
０．６より大きくなり粒組織が不均一になると二次再結
晶が不安定になることを開示している。
造方法においては、脱炭焼鈍時にインヒビタ−が形成さ
れていないので、脱炭焼鈍における一次再結晶組織の調
整が二次再結晶を制御するうえで重要となる。従来の高
温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造方法の研究に
おいては、二次再結晶前の一次再結晶組織調整に関する
知見はほとんどなく、本発明者らは例えば特公平８−３
２９２９号公報、特開平９−２５６０５１号公報等にそ
の重要性を開示している。特公平８−３２９２９号公報
において、一次再結晶粒組織の粒径分布の変動係数が
０．６より大きくなり粒組織が不均一になると二次再結
晶が不安定になることを開示している。
【０００７】その後、更に特開平９−２５６０５１号公
報において、二次再結晶の制御因子である一次再結晶組
織とインヒビターに関する研究を行った結果、一次再結
晶粒組織の粒組織として脱炭焼鈍後の集合組織において
ゴス方位粒の成長を促進すると考えられる｛１１１｝及
び｛４１１｝方位の粒の比率；Ｉ[111] ／Ｉ[411] の比
率を調整することにより、製品の磁束密度が向上するこ
とを示した。ここで、Ｉ[111] 及びＩ[411] はそれぞれ
｛１１１｝及び｛４１１｝面が板面に平行である粒の割
合であり、Ｘ線回折測定により板厚１／１０層において
測定された回折強度値を表している。この脱炭焼鈍後の
一次再結晶を制御する方法としては、例えば脱炭焼鈍工
程の加熱速度、均熱温度、均熱時間等の脱炭焼鈍の焼鈍
サイクルを調整することにより制御される。
報において、二次再結晶の制御因子である一次再結晶組
織とインヒビターに関する研究を行った結果、一次再結
晶粒組織の粒組織として脱炭焼鈍後の集合組織において
ゴス方位粒の成長を促進すると考えられる｛１１１｝及
び｛４１１｝方位の粒の比率；Ｉ[111] ／Ｉ[411] の比
率を調整することにより、製品の磁束密度が向上するこ
とを示した。ここで、Ｉ[111] 及びＩ[411] はそれぞれ
｛１１１｝及び｛４１１｝面が板面に平行である粒の割
合であり、Ｘ線回折測定により板厚１／１０層において
測定された回折強度値を表している。この脱炭焼鈍後の
一次再結晶を制御する方法としては、例えば脱炭焼鈍工
程の加熱速度、均熱温度、均熱時間等の脱炭焼鈍の焼鈍
サイクルを調整することにより制御される。
【０００８】このような二次再結晶制御のインヒビタ−
制御プロセス開発の目的と共に、良好な磁気特性を持つ
製品を安定して製造する技術である必要がある。方向性
電磁鋼板の磁気特性を向上させるための一つの技術は、
Ｓｉ量を増加させ鋼板の比抵抗を高めることにより鉄損
特性の向上をめざすものである。その場合の技術的課題
は二次再結晶の方位制御がＳｉ量をあげると困難になる
ことである。これまで特開平６−１７１２９号公報に、
仕上げ焼鈍中の窒素分圧を鋼板のＳｉ量に応じて所定の
範囲に制御して析出物を管理することにより、二次再結
晶の方位制御を行う技術が開示されている。
制御プロセス開発の目的と共に、良好な磁気特性を持つ
製品を安定して製造する技術である必要がある。方向性
電磁鋼板の磁気特性を向上させるための一つの技術は、
Ｓｉ量を増加させ鋼板の比抵抗を高めることにより鉄損
特性の向上をめざすものである。その場合の技術的課題
は二次再結晶の方位制御がＳｉ量をあげると困難になる
ことである。これまで特開平６−１７１２９号公報に、
仕上げ焼鈍中の窒素分圧を鋼板のＳｉ量に応じて所定の
範囲に制御して析出物を管理することにより、二次再結
晶の方位制御を行う技術が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、脱炭焼鈍過
程の加熱速度を鋼板のＳｉ量に応じて所定の範囲に制御
して一次再結晶組織を調整することにより、高Ｓｉ材に
おいても工業的に安定して優れた磁気特性をもつ方向性
電磁鋼板を製造する方法を開示するものである。
程の加熱速度を鋼板のＳｉ量に応じて所定の範囲に制御
して一次再結晶組織を調整することにより、高Ｓｉ材に
おいても工業的に安定して優れた磁気特性をもつ方向性
電磁鋼板を製造する方法を開示するものである。
【００１０】
【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）質量で、 Ｓｉ：０．８〜４．８％、 Ｃ：０．０
８５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、 Ｎ：０．０
１２％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延
し、次いで冷間圧延を施して最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍の加熱速度をＡ（℃
／秒）とし、鋼板のＳｉ含有量を［Ｓｉ］（％）とした
場合、下記の条件を満足するように制御することを特徴
とするＢ 8 ／Ｂｓが０．９３以上の方向性電磁鋼板の製
造方法。 Ａ（℃／秒）≧１０×［Ｓｉ］（％）−１５ （２）質量で、 Ｓｉ：０．８〜４．８％、 Ｃ：０．０
８５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、 Ｎ：０．０
１２％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延
し、次いで冷間圧延を施して最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍の加熱速度をＡ（℃
／秒）とし、鋼板のＳｉ含有量を［Ｓｉ］（％）とした
場合、下記の条件を満足するように制御することを特徴
とするＢ 8 ／Ｂｓが０．９５以上の方向性電磁鋼板の製
造方法。 Ａ（℃／秒）≧８×［Ｓｉ］（％）＋１０ （３）脱炭焼鈍工程の均熱過程において、均熱温度７７
０〜９００℃の温度域で雰囲気ガスの酸化度（Ｐ H2 O
／Ｐ H2 ）：０．１５以上１．１以下の範囲内で鋼板の
酸素量が２．３ｇ／ｍ2 以下となるような時間焼鈍する
ことを特徴とする請求項１または２記載のＢ 8 ／Ｂｓが
０．９３以上の方向性電磁鋼板の製造方法。 （４）質量でＳｎを０．０２〜０．１５％添加すること
を特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のＢ 8 ／
Ｂｓが０．９３以上の方向性電磁鋼板の製造方法。
ろは下記のとおりである。 （１）質量で、 Ｓｉ：０．８〜４．８％、 Ｃ：０．０
８５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、 Ｎ：０．０
１２％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延
し、次いで冷間圧延を施して最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍の加熱速度をＡ（℃
／秒）とし、鋼板のＳｉ含有量を［Ｓｉ］（％）とした
場合、下記の条件を満足するように制御することを特徴
とするＢ 8 ／Ｂｓが０．９３以上の方向性電磁鋼板の製
造方法。 Ａ（℃／秒）≧１０×［Ｓｉ］（％）−１５ （２）質量で、 Ｓｉ：０．８〜４．８％、 Ｃ：０．０
８５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、 Ｎ：０．０
１２％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延
し、次いで冷間圧延を施して最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍の加熱速度をＡ（℃
／秒）とし、鋼板のＳｉ含有量を［Ｓｉ］（％）とした
場合、下記の条件を満足するように制御することを特徴
とするＢ 8 ／Ｂｓが０．９５以上の方向性電磁鋼板の製
造方法。 Ａ（℃／秒）≧８×［Ｓｉ］（％）＋１０ （３）脱炭焼鈍工程の均熱過程において、均熱温度７７
０〜９００℃の温度域で雰囲気ガスの酸化度（Ｐ H2 O
／Ｐ H2 ）：０．１５以上１．１以下の範囲内で鋼板の
酸素量が２．３ｇ／ｍ2 以下となるような時間焼鈍する
ことを特徴とする請求項１または２記載のＢ 8 ／Ｂｓが
０．９３以上の方向性電磁鋼板の製造方法。 （４）質量でＳｎを０．０２〜０．１５％添加すること
を特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のＢ 8 ／
Ｂｓが０．９３以上の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】本発明者等は、Ｓｉ量を変化させた場合の
二次再結晶方位制御について種々の観点から研究を行っ
た結果、Ｓｉ量に応じて脱炭焼鈍の加熱速度を制御する
必要があるという知見を得た。
二次再結晶方位制御について種々の観点から研究を行っ
た結果、Ｓｉ量に応じて脱炭焼鈍の加熱速度を制御する
必要があるという知見を得た。
【００１２】以下、実験結果を基に詳細に説明する。図
１はＳｉ量、脱炭焼鈍の加熱速度と磁気特性の関係を示
す。ここでは、Ｓｉ：２．０〜４．８％、Ｃ：０．０５
５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００８
％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１１５
０℃に加熱し、２．０ｍｍ厚とした。この熱間圧延板を
１１２０℃で３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒
保持後急冷する焼鈍を行った後、冷間圧延し最終板厚
０．２ｍｍとした。その後、加熱速度５℃／秒〜１００
℃／秒の範囲で８５０℃まで加熱した後に室温まで冷却
した。
１はＳｉ量、脱炭焼鈍の加熱速度と磁気特性の関係を示
す。ここでは、Ｓｉ：２．０〜４．８％、Ｃ：０．０５
５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００８
％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１１５
０℃に加熱し、２．０ｍｍ厚とした。この熱間圧延板を
１１２０℃で３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒
保持後急冷する焼鈍を行った後、冷間圧延し最終板厚
０．２ｍｍとした。その後、加熱速度５℃／秒〜１００
℃／秒の範囲で８５０℃まで加熱した後に室温まで冷却
した。
【００１３】その後加熱速度３０℃／秒で加熱し、８３
０℃で２分間、酸化度（Ｐ H2 O ／Ｐ H2 ）：０．３３
の雰囲気ガスで９０秒焼鈍した後、アンモニア含有雰囲
気中で７５０℃で３０秒焼鈍し、鋼板中の窒素量を０．
０２％とした。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後、Ｎ2 ：２５％−Ｈ2 ：７５％の雰囲気
ガスで１５℃／ｈｒの加熱速度で１２００℃まで昇温
し、Ｈ2 ：１００％の雰囲気ガスに切り替え１２００℃
で２０時間保持する仕上げ焼鈍を施した。
０℃で２分間、酸化度（Ｐ H2 O ／Ｐ H2 ）：０．３３
の雰囲気ガスで９０秒焼鈍した後、アンモニア含有雰囲
気中で７５０℃で３０秒焼鈍し、鋼板中の窒素量を０．
０２％とした。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後、Ｎ2 ：２５％−Ｈ2 ：７５％の雰囲気
ガスで１５℃／ｈｒの加熱速度で１２００℃まで昇温
し、Ｈ2 ：１００％の雰囲気ガスに切り替え１２００℃
で２０時間保持する仕上げ焼鈍を施した。
【００１４】図１から明らかなように、脱炭焼鈍後の加
熱速度をＡ（℃／秒）とし、鋼板のＳｉ含有量を［Ｓ
ｉ］（％）とした場合、下記の条件（１）、（２）を満
足するように制御することにより、それぞれＢ8 ／Ｂｓ
≧０．９３、Ｂ8 ／Ｂｓ≧０．９５以上の良好な磁気特
性が得られた。ここで、Ｂｓは飽和磁束密度でＳｉ量に
より飽和磁束密度が異なるので｛１１０｝＜００１＞の
集積度に対応させるためにＢ8 ／Ｂｓ比率で評価を行っ
た。 Ａ（℃／秒）≧１０×［Ｓｉ］（％）−１５ …… （１） Ａ（℃／秒）≧ ８×［Ｓｉ］（％）＋１０ …… （２）
熱速度をＡ（℃／秒）とし、鋼板のＳｉ含有量を［Ｓ
ｉ］（％）とした場合、下記の条件（１）、（２）を満
足するように制御することにより、それぞれＢ8 ／Ｂｓ
≧０．９３、Ｂ8 ／Ｂｓ≧０．９５以上の良好な磁気特
性が得られた。ここで、Ｂｓは飽和磁束密度でＳｉ量に
より飽和磁束密度が異なるので｛１１０｝＜００１＞の
集積度に対応させるためにＢ8 ／Ｂｓ比率で評価を行っ
た。 Ａ（℃／秒）≧１０×［Ｓｉ］（％）−１５ …… （１） Ａ（℃／秒）≧ ８×［Ｓｉ］（％）＋１０ …… （２）
【００１５】この磁気向上効果のメカニズムについて、
本発明者らは以下のように推察している。本発明の材料
において尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結
晶粒として優先成長させるためには、｛１１０｝＜００
１＞方位と対応方位関係にある｛１１１｝＜１１２＞及
び｛４１１｝＜１４８＞等のマトリックスの集合組織の
調整が重要である。鋼中のＳｉ量が増すと、熱間圧延工
程やその後の焼鈍過程におけるα相とγ相の体積分率が
変化し、冷延前の鋼板の結晶組織が異なるものとなる。
本発明者らは以下のように推察している。本発明の材料
において尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結
晶粒として優先成長させるためには、｛１１０｝＜００
１＞方位と対応方位関係にある｛１１１｝＜１１２＞及
び｛４１１｝＜１４８＞等のマトリックスの集合組織の
調整が重要である。鋼中のＳｉ量が増すと、熱間圧延工
程やその後の焼鈍過程におけるα相とγ相の体積分率が
変化し、冷延前の鋼板の結晶組織が異なるものとなる。
【００１６】この結晶組織の影響によって、一次再結晶
組織の｛１１１｝＜１１２＞及び｛４１１｝＜１４８＞
等のマトリックスの集合組織が、｛１１０｝＜００１＞
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｛１１０｝＜００１＞方位の
集積度が低下し、磁束密度（Ｂ8 ）が低下するものと考
えられる。この現象は、一次再結晶に及ぼすＳｉ量の影
響に起因するものであり、Ｓｉ量が高くなるほどその傾
向は顕著となる。従って、Ｓｉ量の増加に対応して、脱
炭焼鈍の加熱速度を高め、｛１１１｝＜１１２＞及び
｛４１１｝＜１４８＞等の一次再結晶マトリックスの集
合組織を調整することが有効だったものと推測される。
組織の｛１１１｝＜１１２＞及び｛４１１｝＜１４８＞
等のマトリックスの集合組織が、｛１１０｝＜００１＞
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｛１１０｝＜００１＞方位の
集積度が低下し、磁束密度（Ｂ8 ）が低下するものと考
えられる。この現象は、一次再結晶に及ぼすＳｉ量の影
響に起因するものであり、Ｓｉ量が高くなるほどその傾
向は顕著となる。従って、Ｓｉ量の増加に対応して、脱
炭焼鈍の加熱速度を高め、｛１１１｝＜１１２＞及び
｛４１１｝＜１４８＞等の一次再結晶マトリックスの集
合組織を調整することが有効だったものと推測される。
【００１７】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施形態を述べ
る。本発明鋼の成分としては、Ｓｉ：０．８〜４．８
％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜
０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下が必要である。Ｓ
ｉは添加量を多くすると電気抵抗が高くなり、鉄損特性
が改善される。しかしながら、４．８％を超えると圧延
時に割れやすくなってしまう。また、０．８％より少な
いと、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ結晶方位が損なわれ
てしまう。
る。本発明鋼の成分としては、Ｓｉ：０．８〜４．８
％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜
０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下が必要である。Ｓ
ｉは添加量を多くすると電気抵抗が高くなり、鉄損特性
が改善される。しかしながら、４．８％を超えると圧延
時に割れやすくなってしまう。また、０．８％より少な
いと、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ結晶方位が損なわれ
てしまう。
【００１８】Ｃは一次再結晶組織を制御するうえで有効
な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので仕上げ
焼鈍前に脱炭する必要がある。Ｃが０．０８５％より多
いと脱炭焼鈍時間が長くなり生産性が損なわれてしま
う。
な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので仕上げ
焼鈍前に脱炭する必要がある。Ｃが０．０８５％より多
いと脱炭焼鈍時間が長くなり生産性が損なわれてしま
う。
【００１９】酸可溶性Ａｌは、本発明においてＮと結合
して、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎとしてインヒビターとしての機
能を果たすために必須の元素である。二次再結晶が安定
する０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。
して、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎとしてインヒビターとしての機
能を果たすために必須の元素である。二次再結晶が安定
する０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。
【００２０】Ｎは、０．０１２％を超えると冷延時にブ
リスターとよばれる鋼板中の空孔を生じる。
リスターとよばれる鋼板中の空孔を生じる。
【００２１】Ｓｎは上記の脱炭焼鈍後の｛１１１｝及び
｛４１１｝等の集合組織を改善し、磁束密度の高い製品
を安定して製造することに有効な元素である。後述の実
施例５に示すように、Ｓｎは０．０２〜０．１５％添加
することが望ましい。この下限値未満では集合組織改善
効果が少なく、実質的な磁束密度向上効果が得られな
い。またこの上限値を超えると鋼板中への窒化が難しく
なり、二次再結晶が不安定になる場合を生じる。
｛４１１｝等の集合組織を改善し、磁束密度の高い製品
を安定して製造することに有効な元素である。後述の実
施例５に示すように、Ｓｎは０．０２〜０．１５％添加
することが望ましい。この下限値未満では集合組織改善
効果が少なく、実質的な磁束密度向上効果が得られな
い。またこの上限値を超えると鋼板中への窒化が難しく
なり、二次再結晶が不安定になる場合を生じる。
【００２２】その他、Ｓは磁気特性に悪影響を及ぼすの
で０．０１５％以下とすることが望ましい。Ｃｒは脱炭
焼鈍の酸化層を改善し、グラス被膜形成に有効な元素で
ある。０．０３〜０．２％添加することが望ましい。そ
の他、微量のＣｕ，Ｓｂ，Ｍｏ，Ｂｉ，Ｔｉ等を鋼中に
含有することは、本発明の主旨を損なうものではない。
で０．０１５％以下とすることが望ましい。Ｃｒは脱炭
焼鈍の酸化層を改善し、グラス被膜形成に有効な元素で
ある。０．０３〜０．２％添加することが望ましい。そ
の他、微量のＣｕ，Ｓｂ，Ｍｏ，Ｂｉ，Ｔｉ等を鋼中に
含有することは、本発明の主旨を損なうものではない。
【００２３】上記の珪素鋼スラブは転炉、または電気炉
等により鋼を溶製し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処
理し、次いで連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延すること
によって得られる。その後、熱間圧延に先立ってスラブ
加熱がなされる。本発明においては、スラブ加熱温度は
１２８０℃以下として、先述の高温スラブ加熱の諸問題
を回避する。
等により鋼を溶製し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処
理し、次いで連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延すること
によって得られる。その後、熱間圧延に先立ってスラブ
加熱がなされる。本発明においては、スラブ加熱温度は
１２８０℃以下として、先述の高温スラブ加熱の諸問題
を回避する。
【００２４】上記の熱間圧延板は、通常、磁気特性を高
めるために９００〜１２００℃で３０秒〜３０分間の短
時間焼鈍を施す。その後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二
回以上の冷間圧延により最終板厚とする。望む製品の特
性レベルとコストを勘案して採否を決めるとよい。その
後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二回以上の冷間圧延によ
り最終板厚とする。冷間圧延としては、最終冷間圧延率
を８０％以上とすることが、｛１１１｝、｛４１１｝等
の一次再結晶方位を発達させるうえで必要である。
めるために９００〜１２００℃で３０秒〜３０分間の短
時間焼鈍を施す。その後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二
回以上の冷間圧延により最終板厚とする。望む製品の特
性レベルとコストを勘案して採否を決めるとよい。その
後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二回以上の冷間圧延によ
り最終板厚とする。冷間圧延としては、最終冷間圧延率
を８０％以上とすることが、｛１１１｝、｛４１１｝等
の一次再結晶方位を発達させるうえで必要である。
【００２５】冷間圧延後の鋼板は、鋼中に含まれるＣを
除去するために湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を施す。その
際、Ｓｉ量に応じて加熱速度を制御して脱炭焼鈍後の
｛１１１｝及び｛４１１｝等の一次再結晶集合組織を調
整することが本願発明のポイントである。
除去するために湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を施す。その
際、Ｓｉ量に応じて加熱速度を制御して脱炭焼鈍後の
｛１１１｝及び｛４１１｝等の一次再結晶集合組織を調
整することが本願発明のポイントである。
【００２６】脱炭焼鈍の加熱速度は、一次再結晶集合組
織（｛１１１｝、｛４１１｝）を制御する大きな因子で
ある。この加熱速度で加熱する必要がある温度域は少な
くとも６００℃から７５０〜９００℃までの温度域であ
る。６００℃以上では一次再結晶が開始し集合組織が変
化し始めるので、６００℃以下の温度から所定の加熱速
度で加熱を行う必要がある。また、上限温度が７５０℃
未満で効果が発揮されないのは、７５０℃未満では一次
再結晶が完了しておらず、所望の一次再結晶集合組織を
得るためには再結晶を完了させる必要があるためであ
る。また、９００℃超の温度まで加熱すると、試料の一
部に変態組織が生じ、その後の脱炭焼鈍完了時点での組
織が混粒組織になるためであると考えられる。
織（｛１１１｝、｛４１１｝）を制御する大きな因子で
ある。この加熱速度で加熱する必要がある温度域は少な
くとも６００℃から７５０〜９００℃までの温度域であ
る。６００℃以上では一次再結晶が開始し集合組織が変
化し始めるので、６００℃以下の温度から所定の加熱速
度で加熱を行う必要がある。また、上限温度が７５０℃
未満で効果が発揮されないのは、７５０℃未満では一次
再結晶が完了しておらず、所望の一次再結晶集合組織を
得るためには再結晶を完了させる必要があるためであ
る。また、９００℃超の温度まで加熱すると、試料の一
部に変態組織が生じ、その後の脱炭焼鈍完了時点での組
織が混粒組織になるためであると考えられる。
【００２７】上記の脱炭焼鈍の加熱速度を制御する方法
は特に限定するものではなく、４０〜１００℃／秒程度
の加熱速度に対しては、従来の通常輻射熱を利用したラ
ジアントチューブやエレマによる脱炭焼鈍設備を改造し
た設備、また１００℃／秒以上の加熱速度に対しては、
新たなレーザー、プラズマ等の高エネルギー熱源を利用
する方法、誘導加熱、通電加熱装置等を適用することが
有効である。また、従来の通常輻射熱を利用したラジア
ントチューブやエレマによる脱炭焼鈍設備に新たなレー
ザー、プラズマ等の高エネルギー熱源を利用する方法、
誘導加熱、通電加熱装置等を適用する方法等を組み合わ
せることも可能である。
は特に限定するものではなく、４０〜１００℃／秒程度
の加熱速度に対しては、従来の通常輻射熱を利用したラ
ジアントチューブやエレマによる脱炭焼鈍設備を改造し
た設備、また１００℃／秒以上の加熱速度に対しては、
新たなレーザー、プラズマ等の高エネルギー熱源を利用
する方法、誘導加熱、通電加熱装置等を適用することが
有効である。また、従来の通常輻射熱を利用したラジア
ントチューブやエレマによる脱炭焼鈍設備に新たなレー
ザー、プラズマ等の高エネルギー熱源を利用する方法、
誘導加熱、通電加熱装置等を適用する方法等を組み合わ
せることも可能である。
【００２８】均熱温度に関しては、例えば特開平２−１
８２８６６号公報に示されるような一次再結晶粒組織の
調整を勘案して設定する。通常は７７０〜９００℃の範
囲で行う。また、均熱の前段で脱炭した後に、粒調整の
ために均熱の後段の温度を高める方法も粒組織調整のた
めには有効な手段である。
８２８６６号公報に示されるような一次再結晶粒組織の
調整を勘案して設定する。通常は７７０〜９００℃の範
囲で行う。また、均熱の前段で脱炭した後に、粒調整の
ために均熱の後段の温度を高める方法も粒組織調整のた
めには有効な手段である。
【００２９】雰囲気ガスの酸化度（Ｐ H2 0 ／Ｐ H2 ）
は、０．１５以上１．１以下の範囲で行う必要がある。
０．１５未満だと鋼板表面に形成されるグラス被膜の密
着性が劣化し、１．１を超えるとグラス被膜に欠陥が生
じる。また、昇温段階での加熱速度を高めた場合、また
Ｓｉ量を高めた場合には均熱時の酸化が促進され、鋼板
酸素量が２．３ｇ／ｍｍ2 超となると実施例２乃至３に
示すように、二次再結晶が不安定になる場合がある。従
って、工業的に安定して磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板を製造するためには、鋼板酸素量を２．３ｇ／ｍｍ
2 以下になるように雰囲気酸化度、または均熱時間を制
御する必要がある。
は、０．１５以上１．１以下の範囲で行う必要がある。
０．１５未満だと鋼板表面に形成されるグラス被膜の密
着性が劣化し、１．１を超えるとグラス被膜に欠陥が生
じる。また、昇温段階での加熱速度を高めた場合、また
Ｓｉ量を高めた場合には均熱時の酸化が促進され、鋼板
酸素量が２．３ｇ／ｍｍ2 超となると実施例２乃至３に
示すように、二次再結晶が不安定になる場合がある。従
って、工業的に安定して磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板を製造するためには、鋼板酸素量を２．３ｇ／ｍｍ
2 以下になるように雰囲気酸化度、または均熱時間を制
御する必要がある。
【００３０】加熱速度を高めた場合には、加熱時間と均
熱時間の両方を合わせた在炉時間が短いにもかかわら
ず、脱炭焼鈍後の鋼板の表面酸化量が多くなるのは、加
熱速度により鋼板の加熱過程における初期酸化状態が変
化して、その後の均熱過程における酸化挙動に影響を与
えたものと考えられる。また、雰囲気ガスの酸化度を高
めた場合も表面酸化量が多くなる。この表面酸化層の二
次再結晶に及ぼす影響にを調べたところ、多量の表面酸
化物が形成された場合には、仕上げ焼鈍の二次再結晶温
度域において（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビターが急速に分
解して二次再結晶が不安定になってしまうことが解明さ
れた。表面酸化物が多量に形成された場合（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎインヒビターの分解速度が速まるのは、表面酸化
層の改質による脱Ｎ促進、ないしは表面酸化物によるＡ
ｌの酸化が促進されるためであると推定される。
熱時間の両方を合わせた在炉時間が短いにもかかわら
ず、脱炭焼鈍後の鋼板の表面酸化量が多くなるのは、加
熱速度により鋼板の加熱過程における初期酸化状態が変
化して、その後の均熱過程における酸化挙動に影響を与
えたものと考えられる。また、雰囲気ガスの酸化度を高
めた場合も表面酸化量が多くなる。この表面酸化層の二
次再結晶に及ぼす影響にを調べたところ、多量の表面酸
化物が形成された場合には、仕上げ焼鈍の二次再結晶温
度域において（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビターが急速に分
解して二次再結晶が不安定になってしまうことが解明さ
れた。表面酸化物が多量に形成された場合（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎインヒビターの分解速度が速まるのは、表面酸化
層の改質による脱Ｎ促進、ないしは表面酸化物によるＡ
ｌの酸化が促進されるためであると推定される。
【００３１】二次再結晶が不安定になる原因は一次再結
晶組織の影響ではなく、インヒビタ−の影響である。従
って、脱炭焼鈍の均熱帯の温度と雰囲気ガスの酸化度を
管理して、一次再結晶粒組織の調整と併せて、表面酸化
層の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下の範囲に限定すること
により、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビタ−の分解を抑制し
て、二次再結晶が安定させることができたものと推定さ
れる。
晶組織の影響ではなく、インヒビタ−の影響である。従
って、脱炭焼鈍の均熱帯の温度と雰囲気ガスの酸化度を
管理して、一次再結晶粒組織の調整と併せて、表面酸化
層の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下の範囲に限定すること
により、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビタ−の分解を抑制し
て、二次再結晶が安定させることができたものと推定さ
れる。
【００３２】窒化処理としては、アンモニア等の窒化能
のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する方法、ＭｎＮ
等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すること等
により仕上げ焼鈍中に行う方法等がある。脱炭焼鈍の加
熱速度を高めた場合に二次再結晶を安定的に行わせるた
めは、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの組成比率を調整する必要があ
り、窒化処理後の窒素量としては鋼中のＡｌ量に対して
［Ｎ］／［Ａｌ］が質量比として１／２また特に加熱速
度を高めた場合には２／３以上として（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ
を安定化させることに有効である。
のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する方法、ＭｎＮ
等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すること等
により仕上げ焼鈍中に行う方法等がある。脱炭焼鈍の加
熱速度を高めた場合に二次再結晶を安定的に行わせるた
めは、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの組成比率を調整する必要があ
り、窒化処理後の窒素量としては鋼中のＡｌ量に対して
［Ｎ］／［Ａｌ］が質量比として１／２また特に加熱速
度を高めた場合には２／３以上として（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ
を安定化させることに有効である。
【００３３】その後、マグネシアを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を行い｛１１０｝＜０
０１＞方位粒を二次再結晶により優先成長させる。その
際、特開平６−１７１２９号公報に開示されているよう
に、仕上げ焼鈍中の窒素分圧を鋼板のＳｉ量に応じて所
定の範囲に制御して析出物を管理することは、二次再結
晶の方位制御を行ううえで有効な手段である。
離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を行い｛１１０｝＜０
０１＞方位粒を二次再結晶により優先成長させる。その
際、特開平６−１７１２９号公報に開示されているよう
に、仕上げ焼鈍中の窒素分圧を鋼板のＳｉ量に応じて所
定の範囲に制御して析出物を管理することは、二次再結
晶の方位制御を行ううえで有効な手段である。
【００３４】
【実施例】［実施例１］Ｓｉ：３．５％、Ｃ：０．０６
５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１％、Ｓｎ：０．０５％、Ｍｎ：０．１
％、Ｓ：０．００８％を含有する珪素鋼スラブを１１５
０℃加熱し、板厚２．３ｍｍに熱間圧延した。この熱間
圧延板を１１２０℃で焼鈍し、その後、０．２２ｍｍ厚
に冷間圧延した。この冷延板を５〜１００℃／秒で８０
０℃に加熱した後、８２０℃で１１０秒間、雰囲気酸化
度０．５２で脱炭焼鈍した。その後、７５０℃で３０秒
間アンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、鋼板中の窒素量を
０．０２５％とした。鋼板酸素量はいずれの場合も２．
２ｇ／ｍｍ2 以下であった。その後ＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布した後、窒素２５％−水素７５％の
雰囲気ガス中で１２００℃まで昇温し、水素雰囲気中１
２００℃で２０時間仕上げ焼鈍を施した。製品の特性値
を表１に示す。脱炭焼鈍の加熱速度を高めることによ
り、製品の磁気特性が向上することが確認された。
５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１％、Ｓｎ：０．０５％、Ｍｎ：０．１
％、Ｓ：０．００８％を含有する珪素鋼スラブを１１５
０℃加熱し、板厚２．３ｍｍに熱間圧延した。この熱間
圧延板を１１２０℃で焼鈍し、その後、０．２２ｍｍ厚
に冷間圧延した。この冷延板を５〜１００℃／秒で８０
０℃に加熱した後、８２０℃で１１０秒間、雰囲気酸化
度０．５２で脱炭焼鈍した。その後、７５０℃で３０秒
間アンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、鋼板中の窒素量を
０．０２５％とした。鋼板酸素量はいずれの場合も２．
２ｇ／ｍｍ2 以下であった。その後ＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布した後、窒素２５％−水素７５％の
雰囲気ガス中で１２００℃まで昇温し、水素雰囲気中１
２００℃で２０時間仕上げ焼鈍を施した。製品の特性値
を表１に示す。脱炭焼鈍の加熱速度を高めることによ
り、製品の磁気特性が向上することが確認された。
【００３５】
【表１】
【００３６】［実施例２］Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０
６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１％、Ｓｎ：０．０５％、Ｍｎ：０．１
％、Ｓ：０．００８％含有する珪素鋼スラブを１１５０
℃加熱し、板厚２．０ｍｍに熱間圧延した。この熱間圧
延板を１１２０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保
持焼鈍し、その後、０．２ｍｍ厚に冷間圧延した。この
冷延板を４０℃／秒で８００℃に加熱した後、８３０℃
で１１０秒間、雰囲気酸化度０．３３〜０．７２で脱炭
焼鈍した。その後、７５０℃で３０秒間アンモニア含有
雰囲気中で焼鈍し鋼板中の窒素量を０．０２２％とし
た。その後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布した後、窒素２５％−水素７５％の雰囲気ガス中で１
２００℃まで昇温し、水素雰囲気中１２００℃で２０時
間仕上げ焼鈍を施した。表２から鋼板酸素量が２．３ｇ
／ｍｍ2 超になると二次再結晶が不安定になり磁束密度
（Ｂ8 ）が低下することがわかる。
６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００７
％、Ｃｒ：０．１％、Ｓｎ：０．０５％、Ｍｎ：０．１
％、Ｓ：０．００８％含有する珪素鋼スラブを１１５０
℃加熱し、板厚２．０ｍｍに熱間圧延した。この熱間圧
延板を１１２０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保
持焼鈍し、その後、０．２ｍｍ厚に冷間圧延した。この
冷延板を４０℃／秒で８００℃に加熱した後、８３０℃
で１１０秒間、雰囲気酸化度０．３３〜０．７２で脱炭
焼鈍した。その後、７５０℃で３０秒間アンモニア含有
雰囲気中で焼鈍し鋼板中の窒素量を０．０２２％とし
た。その後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布した後、窒素２５％−水素７５％の雰囲気ガス中で１
２００℃まで昇温し、水素雰囲気中１２００℃で２０時
間仕上げ焼鈍を施した。表２から鋼板酸素量が２．３ｇ
／ｍｍ2 超になると二次再結晶が不安定になり磁束密度
（Ｂ8 ）が低下することがわかる。
【００３７】
【表２】
【００３８】［実施例３］Ｓｉ：４．１％、Ｃ：０．０
７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００７％、
Ｃｒ：０．１％、Ｓｎ：０．０５％、Ｍｎ：０．１％、
Ｓ：０．００８％含有する珪素鋼スラブを１１５０℃加
熱し、板厚２．０ｍｍに熱間圧延した。この熱間圧延板
を１１２０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保持焼
鈍し、その後、０．２ｍｍ厚に冷間圧延した。この冷延
板を５０℃／秒で８００℃に加熱した後、８３０℃で１
１０秒間、雰囲気酸化度０．３３〜０．７２で脱炭焼鈍
した。その後、７５０℃で３０秒間アンモニア含有雰囲
気中で焼鈍し鋼板中の窒素量を０．０２２％とした。そ
の後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した
後、窒素２５％−水素７５％の雰囲気ガス中で１２００
℃まで昇温し、水素雰囲気中１２００℃で２０時間仕上
げ焼鈍を施した。表３から、鋼板酸素量が２．３ｇ／ｍ
ｍ2 超になると、二次再結晶が不安定になり磁束密度
（Ｂ8 ）が低下することがわかる。
７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００７％、
Ｃｒ：０．１％、Ｓｎ：０．０５％、Ｍｎ：０．１％、
Ｓ：０．００８％含有する珪素鋼スラブを１１５０℃加
熱し、板厚２．０ｍｍに熱間圧延した。この熱間圧延板
を１１２０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保持焼
鈍し、その後、０．２ｍｍ厚に冷間圧延した。この冷延
板を５０℃／秒で８００℃に加熱した後、８３０℃で１
１０秒間、雰囲気酸化度０．３３〜０．７２で脱炭焼鈍
した。その後、７５０℃で３０秒間アンモニア含有雰囲
気中で焼鈍し鋼板中の窒素量を０．０２２％とした。そ
の後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した
後、窒素２５％−水素７５％の雰囲気ガス中で１２００
℃まで昇温し、水素雰囲気中１２００℃で２０時間仕上
げ焼鈍を施した。表３から、鋼板酸素量が２．３ｇ／ｍ
ｍ2 超になると、二次再結晶が不安定になり磁束密度
（Ｂ8 ）が低下することがわかる。
【００３９】
【表３】
【００４０】［実施例４］実施例１で用いた冷延板を４
０℃／秒で８００℃に加熱した後、８２０℃で１１０秒
間、雰囲気酸化度０．５２で脱炭焼鈍した。その後、７
５０℃で３０秒間アンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、ア
ンモニア含有量を変えることにより鋼板中の窒素量を変
更した。これらの鋼板にマグネシアを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍
は１２００℃まではＮ2 ：２５％＋Ｈ2 ：７５％の雰囲
気ガス中で１５℃／ｈｒの加熱速度で行い、１２００℃
でＨ2 ：１００％に切りかえ２０時間焼鈍を行った。表
４から、［Ｎ］／［Ａｌ］を０．５以上とする場合に高
い磁束密度が得られることがわかる。
０℃／秒で８００℃に加熱した後、８２０℃で１１０秒
間、雰囲気酸化度０．５２で脱炭焼鈍した。その後、７
５０℃で３０秒間アンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、ア
ンモニア含有量を変えることにより鋼板中の窒素量を変
更した。これらの鋼板にマグネシアを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍
は１２００℃まではＮ2 ：２５％＋Ｈ2 ：７５％の雰囲
気ガス中で１５℃／ｈｒの加熱速度で行い、１２００℃
でＨ2 ：１００％に切りかえ２０時間焼鈍を行った。表
４から、［Ｎ］／［Ａｌ］を０．５以上とする場合に高
い磁束密度が得られることがわかる。
【００４１】
【表４】
【００４２】［実施例５］質量でＳｉ：３．４％、Ｃ：
０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．０
７％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、またＳｎを
０〜０．２％含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱
した後、１．８ｍｍ厚に熱間圧延した。その後、１１２
０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保持焼鈍した
後、０．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。次いで、加熱速度
４０℃／秒で８００℃まで加熱した後、８２０℃の温度
で２分間、酸化度０．５２の窒素及び水素混合雰囲気で
脱炭焼鈍した後、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して窒素
を０．０１８〜０．０２２％とした。次いでＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を行っ
た。仕上げ焼鈍は１２００℃まではＮ2 ：２５％＋
Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で１５℃／ｈｒの加熱速度
で行い、１２００℃でＨ2 ：１００％に切りかえ２０時
間焼鈍を行った。得られた製品の磁気特性を表５に示
す。表５より、Ｓｎを０．０２〜０．１５％添加するこ
とにより磁束密度（Ｂ8 ）が高くなることが分かる。
０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．０
７％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、またＳｎを
０〜０．２％含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱
した後、１．８ｍｍ厚に熱間圧延した。その後、１１２
０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保持焼鈍した
後、０．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。次いで、加熱速度
４０℃／秒で８００℃まで加熱した後、８２０℃の温度
で２分間、酸化度０．５２の窒素及び水素混合雰囲気で
脱炭焼鈍した後、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して窒素
を０．０１８〜０．０２２％とした。次いでＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を行っ
た。仕上げ焼鈍は１２００℃まではＮ2 ：２５％＋
Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で１５℃／ｈｒの加熱速度
で行い、１２００℃でＨ2 ：１００％に切りかえ２０時
間焼鈍を行った。得られた製品の磁気特性を表５に示
す。表５より、Ｓｎを０．０２〜０．１５％添加するこ
とにより磁束密度（Ｂ8 ）が高くなることが分かる。
【００４３】
【表５】
【００４４】［実施例６］質量でＳｉ：３．４％、Ｃ：
０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．０
７％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、またＳｎを
０〜０．２％含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱
した後、１．８ｍｍ厚に熱間圧延した。その後、１１２
０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保持焼鈍した
後、０．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。次いで、加熱速度
（１）２０℃／秒及び（２）４０℃／秒で８００℃まで
加熱した後、８２０℃の温度で２分間、酸化度０．５２
の窒素及び水素混合雰囲気で脱炭焼鈍した後、アンモニ
ア含有雰囲気で焼鈍して窒素を０．０１８〜０．０２２
％とした。鋼板酸素量はいずれの試料も２．３ｇ／ｍｍ
2 以下であった。次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍は９
００℃まではＮ2 ：２５％＋Ｈ2 ：７５％の雰囲気中で
処理し、９００℃〜１２００℃までを（Ａ）Ｎ2 ：２５
％＋Ｈ2 ：７５％及び（Ｂ）Ｎ2：７５％＋Ｈ2 ：２５
％の雰囲気ガス中で処理し、１２００℃でＨ2 ：１００
％に切りかえ２０時間焼鈍を行った。表６から、加熱速
度を高めることにより磁束密度（Ｂ8 ）が向上するこ
と、また特開平６−１７１２９号公報に開示されるよう
に、仕上げ焼鈍中の窒素分圧を鋼板のＳｉ量に応じて所
定の範囲に制御して析出物を管理することにより、更に
磁束密度（Ｂ8 ）が向上することが分かる。
０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．０
７％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、またＳｎを
０〜０．２％含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱
した後、１．８ｍｍ厚に熱間圧延した。その後、１１２
０℃で３０秒保持し、９００℃で３０秒保持焼鈍した
後、０．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。次いで、加熱速度
（１）２０℃／秒及び（２）４０℃／秒で８００℃まで
加熱した後、８２０℃の温度で２分間、酸化度０．５２
の窒素及び水素混合雰囲気で脱炭焼鈍した後、アンモニ
ア含有雰囲気で焼鈍して窒素を０．０１８〜０．０２２
％とした。鋼板酸素量はいずれの試料も２．３ｇ／ｍｍ
2 以下であった。次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍は９
００℃まではＮ2 ：２５％＋Ｈ2 ：７５％の雰囲気中で
処理し、９００℃〜１２００℃までを（Ａ）Ｎ2 ：２５
％＋Ｈ2 ：７５％及び（Ｂ）Ｎ2：７５％＋Ｈ2 ：２５
％の雰囲気ガス中で処理し、１２００℃でＨ2 ：１００
％に切りかえ２０時間焼鈍を行った。表６から、加熱速
度を高めることにより磁束密度（Ｂ8 ）が向上するこ
と、また特開平６−１７１２９号公報に開示されるよう
に、仕上げ焼鈍中の窒素分圧を鋼板のＳｉ量に応じて所
定の範囲に制御して析出物を管理することにより、更に
磁束密度（Ｂ8 ）が向上することが分かる。
【００４５】
【表６】
【００４６】
【発明の効果】本発明により、従来の高温スラブ加熱に
起因する諸問題の無い低温スラブ加熱による方向性電磁
鋼板の製造方法を基に、Ｓｉ量に応じて脱炭焼鈍の加熱
速度を制御することにより、磁束密度の高い優れた磁気
特性をもつ方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造する
ことができる。
起因する諸問題の無い低温スラブ加熱による方向性電磁
鋼板の製造方法を基に、Ｓｉ量に応じて脱炭焼鈍の加熱
速度を制御することにより、磁束密度の高い優れた磁気
特性をもつ方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造する
ことができる。
【図１】製品の磁束密度（Ｂ8 ）に及ぼすＳｉ量と脱炭
焼鈍工程の加熱速度の影響を示した図である。
焼鈍工程の加熱速度の影響を示した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平９−256051（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−17129（ＪＰ，Ａ)
特公 平８−32929（ＪＰ，Ｂ２)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 303
C21D 8/12
C22C 38/06
Claims (4)
- 【請求項１】 質量で、 Ｓｉ：０．８〜４．８％、 Ｃ ：０．０８５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、 Ｎ ：０．０１２％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延
し、次いで冷間圧延を施して最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す方向性電磁
鋼板の製造方法において、 脱炭焼鈍の加熱速度をＡ（℃／秒）とし、鋼板のＳｉ含
有量を［Ｓｉ］（％）とした場合、下記の条件を満足す
るように制御することを特徴とするＢ 8 ／Ｂｓが０．９
３以上の方向性電磁鋼板の製造方法。 Ａ（℃／秒）≧１０×［Ｓｉ］（％）−１５ - 【請求項２】 質量で、 Ｓｉ：０．８〜４．８％、 Ｃ ：０．０８５％以下、 酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、 Ｎ ：０．０１２％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼ス
ラブを１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延
し、次いで冷間圧延を施して最終板厚とし、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す方向性電磁
鋼板の製造方法において、 脱炭焼鈍の加熱速度をＡ（℃／秒）とし、鋼板のＳｉ含
有量を［Ｓｉ］（％）とした場合、下記の条件を満足す
るように制御することを特徴とするＢ 8 ／Ｂｓが０．９
５以上の磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。 Ａ（℃／秒）≧８×［Ｓｉ］（％）＋１０ - 【請求項３】 脱炭焼鈍工程の均熱過程において、均熱
温度７７０〜９００℃の温度域で雰囲気ガスの酸化度
（Ｐ H2 O ／Ｐ H2 ）：０．１５以上１．１以下の範囲
内で鋼板の酸素量が２．３ｇ／ｍ2 以下となるような時
間焼鈍することを特徴とする請求項１または２記載のＢ
8 ／Ｂｓが０．９３以上の方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 質量でＳｎを０．０２〜０．１５％添加
することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載
のＢ 8 ／Ｂｓが０．９３以上の方向性電磁鋼板の製造方
法。
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| EP01118756A EP1179603B1 (en) | 2000-08-08 | 2001-08-07 | Method to produce grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
| DE60144270T DE60144270D1 (de) | 2000-08-08 | 2001-08-07 | Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Elektrobleches mit hoher magnetischer Flussdichte |
| EP09159921.7A EP2107130B1 (en) | 2000-08-08 | 2001-08-07 | Method to produce grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
| US09/924,353 US6613160B2 (en) | 2000-08-08 | 2001-08-07 | Method to produce grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
| KR10-2001-0047756A KR100442101B1 (ko) | 2000-08-08 | 2001-08-08 | 자속밀도가 높은 방향성 전기 강판의 제조 방법 |
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