JPH0754044A - 磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH0754044A JPH0754044A JP5205193A JP20519393A JPH0754044A JP H0754044 A JPH0754044 A JP H0754044A JP 5205193 A JP5205193 A JP 5205193A JP 20519393 A JP20519393 A JP 20519393A JP H0754044 A JPH0754044 A JP H0754044A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 変態を有する無方向性電磁鋼板のγ処理（γ
〜α変態時冷速を≦50℃/sとする）において冷却速度を
確保するための処理及びγ域焼鈍の雰囲気での窒化防止
のために特定元素を添加する。 【構成】 Si≦2.5 ％、Al≦1.0 ％かつSi＋2Al :2.5％
を含有する無方向性電磁鋼板の製造工程で、熱間圧延
時のγ処理、溶鋼を移動更新する冷却体表面により凝
固せしめて鋼帯を製造する場合のγ処理、熱延で得ら
れた熱延鋼帯のγ処理を行い、各場合の溶鋼の段階で S
n, Sb, P, Cr, Ge, Te, As, Ni, Cu, Seのうちの少くと
も１つを、Sn, Sb, Ge, Te, Cuでは0.01〜0.8 ％、 P,
As, Seでは0.02〜0.15％、Cr, Niでは0.05〜1.5 ％添加
する。 【効果】 上記元素の添加により、γ処理時の窒化を防
止でき、仕上げ焼鈍時の再結晶及び結晶粒成長が充分達
成され、極めて優れた磁束密度と共に鉄損が得られる。
〜α変態時冷速を≦50℃/sとする）において冷却速度を
確保するための処理及びγ域焼鈍の雰囲気での窒化防止
のために特定元素を添加する。 【構成】 Si≦2.5 ％、Al≦1.0 ％かつSi＋2Al :2.5％
を含有する無方向性電磁鋼板の製造工程で、熱間圧延
時のγ処理、溶鋼を移動更新する冷却体表面により凝
固せしめて鋼帯を製造する場合のγ処理、熱延で得ら
れた熱延鋼帯のγ処理を行い、各場合の溶鋼の段階で S
n, Sb, P, Cr, Ge, Te, As, Ni, Cu, Seのうちの少くと
も１つを、Sn, Sb, Ge, Te, Cuでは0.01〜0.8 ％、 P,
As, Seでは0.02〜0.15％、Cr, Niでは0.05〜1.5 ％添加
する。 【効果】 上記元素の添加により、γ処理時の窒化を防
止でき、仕上げ焼鈍時の再結晶及び結晶粒成長が充分達
成され、極めて優れた磁束密度と共に鉄損が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、磁束密度が極めて高
く、鉄損が低い無方向性珪素鋼板（以下無方向性電磁鋼
板という）の製造方法に関するものである。
く、鉄損が低い無方向性珪素鋼板（以下無方向性電磁鋼
板という）の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、小型回転機用電磁鋼板としての無
方向性電磁鋼板に対する品質向上の要求は省エネルギー
の観点から、益々強くなっている。鉄鋼メーカーの側で
もこの要望に応えるべく鋭意その研究開発が進められて
おり、工業的には、ＪＩＳに規定されている数々のいわ
ゆる低級グレードの無方向性電磁鋼板の製造が行われて
いる。この種のグレードの無方向性電磁鋼板の製造にお
いては、低鉄損を得るためには、高純度鋼の溶製、珪素
の含有量を増加させる、最終焼鈍温度時間を十分に採る
こと等が従来行われてきているが、これらの方法では、
よく知られているように、鉄損は改善されるものの、磁
束密度は、一般に低下する。この解決方法として、いわ
ゆる熱間圧延での自己焼鈍、変態点以下での熱延板焼鈍
等が行われている。しかし、これらの方策を用いて製造
された無方向性電磁鋼板でもってしても、近年益々強く
要求されている、高効率化（省エネルギー化）には限界
があった。
方向性電磁鋼板に対する品質向上の要求は省エネルギー
の観点から、益々強くなっている。鉄鋼メーカーの側で
もこの要望に応えるべく鋭意その研究開発が進められて
おり、工業的には、ＪＩＳに規定されている数々のいわ
ゆる低級グレードの無方向性電磁鋼板の製造が行われて
いる。この種のグレードの無方向性電磁鋼板の製造にお
いては、低鉄損を得るためには、高純度鋼の溶製、珪素
の含有量を増加させる、最終焼鈍温度時間を十分に採る
こと等が従来行われてきているが、これらの方法では、
よく知られているように、鉄損は改善されるものの、磁
束密度は、一般に低下する。この解決方法として、いわ
ゆる熱間圧延での自己焼鈍、変態点以下での熱延板焼鈍
等が行われている。しかし、これらの方策を用いて製造
された無方向性電磁鋼板でもってしても、近年益々強く
要求されている、高効率化（省エネルギー化）には限界
があった。
【０００３】本発明者らは、鋭意検討を重ね、変態を有
する無方向性電磁鋼板において、最終冷延前の工程でγ
相を生じせしめ、冷却時のγ〜α変態時冷却速度を５０
℃／秒以下とすることにより（以後の説明において、本
発明で示すγ〜α変態時の冷却速度を５０℃／秒以下に
する処理をγ処理という。）、最終焼鈍後の製品板の集
合組織を制御して、磁束密度が極めて高く、鉄損が良好
な極めて優れた無方向性電磁鋼板が得られることを見出
した。
する無方向性電磁鋼板において、最終冷延前の工程でγ
相を生じせしめ、冷却時のγ〜α変態時冷却速度を５０
℃／秒以下とすることにより（以後の説明において、本
発明で示すγ〜α変態時の冷却速度を５０℃／秒以下に
する処理をγ処理という。）、最終焼鈍後の製品板の集
合組織を制御して、磁束密度が極めて高く、鉄損が良好
な極めて優れた無方向性電磁鋼板が得られることを見出
した。
【０００４】しかし、この方法で、無方向性電磁鋼板を
製造する場合、一般的によく用いられる雰囲気ガスは、
安価な窒素である。窒素は、いわゆる発生期の窒素でな
くても、無方向性電磁鋼板のように、珪素、アルミニウ
ムを多く含有する鋼材では、窒化しやすい。このため、
γ処理により集合組織的に改善され磁束密度は著しく向
上するも、ＡｌＮ，Ｓｉ3 Ｎ4 ，ＴｉＮ，ＢＮ等の窒化
物を（特に表層部）に形成し、仕上げ焼鈍時の粒成長を
阻害するので、期待するほどの、鉄損の改善が生じない
場合があった。
製造する場合、一般的によく用いられる雰囲気ガスは、
安価な窒素である。窒素は、いわゆる発生期の窒素でな
くても、無方向性電磁鋼板のように、珪素、アルミニウ
ムを多く含有する鋼材では、窒化しやすい。このため、
γ処理により集合組織的に改善され磁束密度は著しく向
上するも、ＡｌＮ，Ｓｉ3 Ｎ4 ，ＴｉＮ，ＢＮ等の窒化
物を（特に表層部）に形成し、仕上げ焼鈍時の粒成長を
阻害するので、期待するほどの、鉄損の改善が生じない
場合があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】かかる観点から本発明
は、窒素雰囲気においても表面窒化を引き起こすことの
ないγ処理方法を提供するものである。
は、窒素雰囲気においても表面窒化を引き起こすことの
ないγ処理方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】すなわち本発明は、
（１）Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量％で且
つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する珪素鋼
スラブを通常の方法で溶製後、熱延し、１回の冷間圧延
で、所定の板厚とし、この鋼板を仕上げ焼鈍する工程を
経て得られる無方向性珪素鋼板の製造方法において、さ
らに添加元素として、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔ
ｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれる何れか
１つまたは２つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕ
にあっては、０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａｓ，Ｓｅ
にあっては、０．０２〜０．１５重量％、Ｃｒ，Ｎｉに
あっては、０．０５〜１．５重量％添加した鋼材を使用
し、熱延でのコイルの巻き取り温度をＡｒ3 以上とし、
その後冷却してα相に変態する時の冷却速度（Ａｒ3か
らＡｒ1 間の平均冷却速度）を５０℃／秒以下とするこ
とを特徴とする磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼
板の製造方法。および（２）Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ
≦１．０重量％で且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以
下を含有する溶鋼を、移動更新する冷却体表面により凝
固せしめて鋼帯を製造し、次いで前記鋼帯を冷間圧延
で、所定の板厚とし、仕上げ焼鈍する工程を経て得られ
る無方向性珪素鋼板の製造方法において、さらに添加元
素としてＳｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれる何れか１つまたは２
つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕにあっては、
０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａｓ，Ｓｅにあっては、
０．０２〜０．１５重量％、Ｃｒ，Ｎｉにあっては、
０．０５〜１．５重量％添加した鋼材を使用し、溶鋼よ
り凝固させ直接に鋼帯を製造する時の冷却過程における
γ→α変態時の冷却速度（Ａｒ3 からＡｒ1 間の平均冷
却速度）を５０℃／秒以下とすることを特徴とする磁気
特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法、であ
り、（３）Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量％で
且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する珪素
鋼スラブを通常の方法で溶製、熱間圧延して得られた熱
延鋼帯を必要に応じて焼鈍し、１回または、焼鈍を挟ん
で２回以上の冷間圧延で、所定の板厚とし、仕上げ焼鈍
する工程を経て得られる無方向性珪素鋼板の製造方法に
おいて、さらに添加元素としてＳｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，
Ｇｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれ
る何れか１つまたは２つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔ
ｅ，Ｃｕにあっては、０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａ
ｓ，Ｓｅにあっては、０．０２〜０．１５重量％、Ｃ
ｒ，Ｎｉにあっては、０．０５〜１．５重量％添加した
鋼材を使用し、最終冷間圧延の前の熱処理で、γ域まで
加熱し、γ相に変態させ、その後、冷却させてα相に再
変態する時の冷却速度（Ａｒ3 からＡｒ1 間の平均冷却
速度）を５０℃／秒以下とすることを特徴とする磁気特
性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法である。
（１）Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量％で且
つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する珪素鋼
スラブを通常の方法で溶製後、熱延し、１回の冷間圧延
で、所定の板厚とし、この鋼板を仕上げ焼鈍する工程を
経て得られる無方向性珪素鋼板の製造方法において、さ
らに添加元素として、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔ
ｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれる何れか
１つまたは２つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕ
にあっては、０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａｓ，Ｓｅ
にあっては、０．０２〜０．１５重量％、Ｃｒ，Ｎｉに
あっては、０．０５〜１．５重量％添加した鋼材を使用
し、熱延でのコイルの巻き取り温度をＡｒ3 以上とし、
その後冷却してα相に変態する時の冷却速度（Ａｒ3か
らＡｒ1 間の平均冷却速度）を５０℃／秒以下とするこ
とを特徴とする磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼
板の製造方法。および（２）Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ
≦１．０重量％で且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以
下を含有する溶鋼を、移動更新する冷却体表面により凝
固せしめて鋼帯を製造し、次いで前記鋼帯を冷間圧延
で、所定の板厚とし、仕上げ焼鈍する工程を経て得られ
る無方向性珪素鋼板の製造方法において、さらに添加元
素としてＳｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれる何れか１つまたは２
つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕにあっては、
０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａｓ，Ｓｅにあっては、
０．０２〜０．１５重量％、Ｃｒ，Ｎｉにあっては、
０．０５〜１．５重量％添加した鋼材を使用し、溶鋼よ
り凝固させ直接に鋼帯を製造する時の冷却過程における
γ→α変態時の冷却速度（Ａｒ3 からＡｒ1 間の平均冷
却速度）を５０℃／秒以下とすることを特徴とする磁気
特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法、であ
り、（３）Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量％で
且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する珪素
鋼スラブを通常の方法で溶製、熱間圧延して得られた熱
延鋼帯を必要に応じて焼鈍し、１回または、焼鈍を挟ん
で２回以上の冷間圧延で、所定の板厚とし、仕上げ焼鈍
する工程を経て得られる無方向性珪素鋼板の製造方法に
おいて、さらに添加元素としてＳｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，
Ｇｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれ
る何れか１つまたは２つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔ
ｅ，Ｃｕにあっては、０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａ
ｓ，Ｓｅにあっては、０．０２〜０．１５重量％、Ｃ
ｒ，Ｎｉにあっては、０．０５〜１．５重量％添加した
鋼材を使用し、最終冷間圧延の前の熱処理で、γ域まで
加熱し、γ相に変態させ、その後、冷却させてα相に再
変態する時の冷却速度（Ａｒ3 からＡｒ1 間の平均冷却
速度）を５０℃／秒以下とすることを特徴とする磁気特
性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法である。
【０００７】以下に本発明を詳細に説明する。まず本発
明鋼に通常含有する成分および添加成分について説明す
る。機械特性の向上、磁性、耐錆性等の向上或いは、そ
の他の目的のために、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒを１種または２
種以上の含有量を増加させても本発明の効果は本質的に
は損なわれない。
明鋼に通常含有する成分および添加成分について説明す
る。機械特性の向上、磁性、耐錆性等の向上或いは、そ
の他の目的のために、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒを１種または２
種以上の含有量を増加させても本発明の効果は本質的に
は損なわれない。
【０００８】（Ｃ）低級グレードの無方向性電磁鋼板の
用途は、主に小型回転機であり、特性の安定性の観点か
ら、その使用中に磁気特性の劣化（磁気時効）を起こさ
ないことが要求されるが、このγ処理により、炭化物
は、十分析出凝集するので、磁気時効現象は減少する。
このためには、従来いわれているように極低炭素である
必要はなく０．０５００％以下であればよい。 （Ｓ）硫黄は、溶製時に不可避的に混入する元素であ
る。０．０１００％以下とするのが望ましいのである
が、本発明のγ処理の適用により無害化が可能であり、
０．０２０％以下であればよい。
用途は、主に小型回転機であり、特性の安定性の観点か
ら、その使用中に磁気特性の劣化（磁気時効）を起こさ
ないことが要求されるが、このγ処理により、炭化物
は、十分析出凝集するので、磁気時効現象は減少する。
このためには、従来いわれているように極低炭素である
必要はなく０．０５００％以下であればよい。 （Ｓ）硫黄は、溶製時に不可避的に混入する元素であ
る。０．０１００％以下とするのが望ましいのである
が、本発明のγ処理の適用により無害化が可能であり、
０．０２０％以下であればよい。
【０００９】（Ｎ）従来の無方向性電磁鋼板の製造方法
では、窒素は、硫黄と同様にその含有量が多いと、熱延
のスラブ加熱時に一部再固溶し、熱延中にＡｌＮ等の析
出物を形成し、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成長を妨げた
り製品板磁化時に磁壁移動のピニング効果のため、製品
で、低鉄損が得られなかった。しかし、本発明のγ処理
により、析出物は粗大化し無害化が可能であり、溶鋼段
階では、０．０１０％以下であればよい。 （Ｓｉ，Ａｌ）Ｓｉ，Ａｌは、鋼板の固有抵抗を増加さ
せ渦流損を低減するため添加されるが、炭素が０．０２
％以下では、Ｓｉ＋Ａｌが２．５０％を超えると変態が
なくなるので、２．５０％以下とする。
では、窒素は、硫黄と同様にその含有量が多いと、熱延
のスラブ加熱時に一部再固溶し、熱延中にＡｌＮ等の析
出物を形成し、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成長を妨げた
り製品板磁化時に磁壁移動のピニング効果のため、製品
で、低鉄損が得られなかった。しかし、本発明のγ処理
により、析出物は粗大化し無害化が可能であり、溶鋼段
階では、０．０１０％以下であればよい。 （Ｓｉ，Ａｌ）Ｓｉ，Ａｌは、鋼板の固有抵抗を増加さ
せ渦流損を低減するため添加されるが、炭素が０．０２
％以下では、Ｓｉ＋Ａｌが２．５０％を超えると変態が
なくなるので、２．５０％以下とする。
【００１０】（Ｍｎ）Ｍｎは０．１％より少ないと加工
性が悪くなり、またＳの無害化のため一般的に添加され
るが、２．０％を超えると磁束密度が著しく劣化するの
で最高２．０％を目安とする。 （Ｂ）Ｂは、Ｎの無害化のために、添加できる。Ｎの量
とのバランスが必要であるので最大０．００５％とす
る。しかし、γ処理のため、添加の必要性は、少ない。
性が悪くなり、またＳの無害化のため一般的に添加され
るが、２．０％を超えると磁束密度が著しく劣化するの
で最高２．０％を目安とする。 （Ｂ）Ｂは、Ｎの無害化のために、添加できる。Ｎの量
とのバランスが必要であるので最大０．００５％とす
る。しかし、γ処理のため、添加の必要性は、少ない。
【００１１】本発明はさらにＳｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇ
ｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅ等の粒界偏析元素の
少なくとも１種を添加してγ処理時の窒化防止をする。 （Ｐ，Ａｓ，Ｓｅ）Ｐは、鋼板の打ち抜き性を高めるた
めにも添加する。０．２重量％以下であれば、磁気特性
の点では問題がない。しかし、効果とコストの兼ね合い
より、０．０２〜０．１５重量％とする。また、粒界偏
析元素であるので、吸窒を幾分防止する効果がある。Ａ
ｓ，Ｓｅは、０．０１重量％未満では、窒化防止効果が
少なく、また、０．１５重量％を超えると仕上げ焼鈍時
の粒成長を著しく阻害して、γ処理本来の効果を失わせ
しめる。このため０．０２〜０．１５重量％とする。
ｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅ等の粒界偏析元素の
少なくとも１種を添加してγ処理時の窒化防止をする。 （Ｐ，Ａｓ，Ｓｅ）Ｐは、鋼板の打ち抜き性を高めるた
めにも添加する。０．２重量％以下であれば、磁気特性
の点では問題がない。しかし、効果とコストの兼ね合い
より、０．０２〜０．１５重量％とする。また、粒界偏
析元素であるので、吸窒を幾分防止する効果がある。Ａ
ｓ，Ｓｅは、０．０１重量％未満では、窒化防止効果が
少なく、また、０．１５重量％を超えると仕上げ焼鈍時
の粒成長を著しく阻害して、γ処理本来の効果を失わせ
しめる。このため０．０２〜０．１５重量％とする。
【００１２】（Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕ）Ｓｎ，
Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕは、古くから、粒界偏析元素と
して知られており、薄板鋼材の集合組織制御に用いられ
てきた。しかし、本発明の目的は、γ処理時の窒化防止
のためであり、このためには、０．０１〜０．８重量％
の添加が望ましい。０．０１重量％より少ないと窒化防
止の効果がなく、０．８重量％より多いとコストが著し
く上昇するし、熱間圧延時の表面疵の原因となる。特
に、Ｃｕ疵が有名である。このため、含有量は、０．０
１〜０．８重量％とする。
Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕは、古くから、粒界偏析元素と
して知られており、薄板鋼材の集合組織制御に用いられ
てきた。しかし、本発明の目的は、γ処理時の窒化防止
のためであり、このためには、０．０１〜０．８重量％
の添加が望ましい。０．０１重量％より少ないと窒化防
止の効果がなく、０．８重量％より多いとコストが著し
く上昇するし、熱間圧延時の表面疵の原因となる。特
に、Ｃｕ疵が有名である。このため、含有量は、０．０
１〜０．８重量％とする。
【００１３】（Ｃｒ，Ｎｉ）Ｃｒ，Ｎｉは、ステンレス
鋼で含有されるように、表面に濃縮偏在し地金の保護の
効果がある。０．０５重量％未満では効果が少ない。
１．５重量％を超えて添加してもγ処理時の窒化防止と
いう本来の目的は達成するが、コストが上昇するし、防
錆性無方向性電磁鋼板という他の目的材となる。このた
め、本発明では０．０５〜１．５重量％とする。
鋼で含有されるように、表面に濃縮偏在し地金の保護の
効果がある。０．０５重量％未満では効果が少ない。
１．５重量％を超えて添加してもγ処理時の窒化防止と
いう本来の目的は達成するが、コストが上昇するし、防
錆性無方向性電磁鋼板という他の目的材となる。このた
め、本発明では０．０５〜１．５重量％とする。
【００１４】次に、γ処理条件について説明する。まず
熱間圧延時の場合について述べる。従来から、相変態を
有する無方向性電磁鋼（以下変態鋼と略す）の熱延条件
を制御することにより、熱延後の熱延板焼鈍がある場合
とない場合では、個別に熱延板の粒サイズを制御してい
たが、熱延仕上げ後に高温で巻き取りγ→α変態をさせ
ることは、今まで返り見られなかった。その理由は、冷
却時に変態（γ→α）させることにより、結晶粒の方位
がランダムになり、熱延板の結晶粒サイズが小さくなる
ため磁性の改善には適していないと考えられていたため
である。しかし、本発明者らが、鋭意研究をしたとこ
ろ、Ａｒ3 点以上の高温で巻き取り、この変態通過時の
冷却速度を制御することにより、理由は明確ではない
が、最終製品板での集合組織が改善されることを発見し
た。このため、最終焼鈍時の焼鈍条件を従来より温度が
高く、時間を長くして粒成長をさせて鉄損を改善して
も、磁束密度が下がらず鉄損が改善される。また、γ処
理では、高温巻き取り後の冷却速度が遅いため、α相で
の溶解度が小さい不純物の析出が充分行われ凝集し、最
終焼鈍時の結晶粒成長が妨げられなくなり（不純物の無
害化）従来の条件で最終焼鈍しても鉄損も低く磁束密度
も高い無方向性電磁鋼が得られる場合が多い。
熱間圧延時の場合について述べる。従来から、相変態を
有する無方向性電磁鋼（以下変態鋼と略す）の熱延条件
を制御することにより、熱延後の熱延板焼鈍がある場合
とない場合では、個別に熱延板の粒サイズを制御してい
たが、熱延仕上げ後に高温で巻き取りγ→α変態をさせ
ることは、今まで返り見られなかった。その理由は、冷
却時に変態（γ→α）させることにより、結晶粒の方位
がランダムになり、熱延板の結晶粒サイズが小さくなる
ため磁性の改善には適していないと考えられていたため
である。しかし、本発明者らが、鋭意研究をしたとこ
ろ、Ａｒ3 点以上の高温で巻き取り、この変態通過時の
冷却速度を制御することにより、理由は明確ではない
が、最終製品板での集合組織が改善されることを発見し
た。このため、最終焼鈍時の焼鈍条件を従来より温度が
高く、時間を長くして粒成長をさせて鉄損を改善して
も、磁束密度が下がらず鉄損が改善される。また、γ処
理では、高温巻き取り後の冷却速度が遅いため、α相で
の溶解度が小さい不純物の析出が充分行われ凝集し、最
終焼鈍時の結晶粒成長が妨げられなくなり（不純物の無
害化）従来の条件で最終焼鈍しても鉄損も低く磁束密度
も高い無方向性電磁鋼が得られる場合が多い。
【００１５】次に実際について述べる。この処理は、熱
延で行われるので、変態点（Ａｒ3）の低い材料が好ま
れるが、変態温度（Ａｒ3 ）が高い場合は、熱延仕上げ
スタンドの直後に巻き取り装置（リール）を設置するこ
とにより実現できる。ただし、平均冷却速度５０℃／秒
以下を実現するためには、巻き取り後に保温カバーを設
置したり、弱い加熱装置を設置することによって達成で
きる。この場合、後工程の酸洗性を改善するため、カバ
ー内に、窒素等のガスを注入する。保定温度時間は、γ
相となる温度（Ａｒ3 以上）であるが、これは、鋼の成
分で異なる。実際の条件は、Ａｒ3 点＋５０℃以上で９
０秒程度で充分である。また、冷却速度の実際は、Ａｒ
3 点からＡｒ1 範囲を平均５０℃／秒以下で冷却すれば
充分である。この時の窒化防止のために、添加元素すな
わちＰ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｎ，
Ｃｒ，Ｎｉの少なくとも１種を含有させたものである。
また、連続熱間圧延法のみでなく、可逆熱間圧延法（例
えばステッケルミルを用いる熱間圧延）でも、上記熱履
歴を確保できれば、γ処理は可能である。
延で行われるので、変態点（Ａｒ3）の低い材料が好ま
れるが、変態温度（Ａｒ3 ）が高い場合は、熱延仕上げ
スタンドの直後に巻き取り装置（リール）を設置するこ
とにより実現できる。ただし、平均冷却速度５０℃／秒
以下を実現するためには、巻き取り後に保温カバーを設
置したり、弱い加熱装置を設置することによって達成で
きる。この場合、後工程の酸洗性を改善するため、カバ
ー内に、窒素等のガスを注入する。保定温度時間は、γ
相となる温度（Ａｒ3 以上）であるが、これは、鋼の成
分で異なる。実際の条件は、Ａｒ3 点＋５０℃以上で９
０秒程度で充分である。また、冷却速度の実際は、Ａｒ
3 点からＡｒ1 範囲を平均５０℃／秒以下で冷却すれば
充分である。この時の窒化防止のために、添加元素すな
わちＰ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｎ，
Ｃｒ，Ｎｉの少なくとも１種を含有させたものである。
また、連続熱間圧延法のみでなく、可逆熱間圧延法（例
えばステッケルミルを用いる熱間圧延）でも、上記熱履
歴を確保できれば、γ処理は可能である。
【００１６】次に移動更新する冷却体表面により凝固せ
しめる場合について述べる。従来から変態鋼の熱延板等
を、再加熱により変態させると、結晶粒の方位がランダ
ムになり、冷却変態時（γ→α）に結晶粒サイズが小さ
くなるため磁性の改善には適していないといわれ返り見
られなかった。また、このことは、直接溶鋼から鋼帯を
製造する場合も同様であった。しかし、本発明者らが、
鋭意研究をしたところ、この変態通過時の冷却速度を制
御することにより、理由は定かでないが、最終製品板で
の集合組織が著しく改善されることを見出した。このた
め、最終焼鈍時の焼鈍条件を従来より温度が高く、時間
を長くして粒成長をさせて鉄損を改善しても、磁束密度
が下がらず鉄損が改善される。また、先に記したがこの
場合のγ処理では冷却速度が遅いため、α相での溶解度
が小さい不純物の析出が充分行われ、最終焼鈍時の結晶
粒成長を妨げなくなり（不純物の無害化）従来の条件で
最終焼鈍しても鉄損も低く磁束密度も高い無方向性電磁
鋼板が得られる。すなわち本発明が移動更新する冷却体
表面に溶鋼を凝固させる方法を採用する場合には、この
γ処理は、直接溶鋼より得られる鋼帯（３．５〜０．５
mm）の冷却速度を制御するものであり、鋼帯がＡｒ3 か
らＡｒ1 間を徐冷する手段としては、前記した場合と同
様に加熱装置の設置、保温装置の設置、またはＡｒ3 ＋
５０℃以上の高温で巻き取り保温する方法等が考えられ
る。この時の雰囲気ガスに窒素を使う場合の窒化防止の
ために、本発明では添加元素が役立つものである。
しめる場合について述べる。従来から変態鋼の熱延板等
を、再加熱により変態させると、結晶粒の方位がランダ
ムになり、冷却変態時（γ→α）に結晶粒サイズが小さ
くなるため磁性の改善には適していないといわれ返り見
られなかった。また、このことは、直接溶鋼から鋼帯を
製造する場合も同様であった。しかし、本発明者らが、
鋭意研究をしたところ、この変態通過時の冷却速度を制
御することにより、理由は定かでないが、最終製品板で
の集合組織が著しく改善されることを見出した。このた
め、最終焼鈍時の焼鈍条件を従来より温度が高く、時間
を長くして粒成長をさせて鉄損を改善しても、磁束密度
が下がらず鉄損が改善される。また、先に記したがこの
場合のγ処理では冷却速度が遅いため、α相での溶解度
が小さい不純物の析出が充分行われ、最終焼鈍時の結晶
粒成長を妨げなくなり（不純物の無害化）従来の条件で
最終焼鈍しても鉄損も低く磁束密度も高い無方向性電磁
鋼板が得られる。すなわち本発明が移動更新する冷却体
表面に溶鋼を凝固させる方法を採用する場合には、この
γ処理は、直接溶鋼より得られる鋼帯（３．５〜０．５
mm）の冷却速度を制御するものであり、鋼帯がＡｒ3 か
らＡｒ1 間を徐冷する手段としては、前記した場合と同
様に加熱装置の設置、保温装置の設置、またはＡｒ3 ＋
５０℃以上の高温で巻き取り保温する方法等が考えられ
る。この時の雰囲気ガスに窒素を使う場合の窒化防止の
ために、本発明では添加元素が役立つものである。
【００１７】また、一度室温まで急冷して再びγ域まで
加熱して制御冷却をすることもコスト的な不利はある
が、技術的には可能である。
加熱して制御冷却をすることもコスト的な不利はある
が、技術的には可能である。
【００１８】さらに通常の熱間圧延にて得られた鋼帯の
最終冷間圧延前の焼鈍時の場合について述べる。前記し
たように、変態鋼の熱延板等に変態通過時の冷却速度を
制御する処理をすることにより、最終焼鈍時の焼鈍条件
を従来より温度が高く、時間を長くして粒成長をさせた
り、従来の条件で最終焼鈍しても鉄損も低く磁束密度も
高い無方向性電磁鋼が得られる。本発明において、この
γ処理を最終冷間圧延前の焼鈍工程で実施することによ
りこのような優れた特性付与が達成できる。このγ処理
は、連続焼鈍炉で行われてもよいし、箱型焼鈍炉のどち
らで行われてもよい。連続焼鈍炉でγ処理を行う場合
は、平均冷却速度を５０℃／秒以下を実現するために
は、例えば特開昭５７−１９８２１４号公報で規定され
ている、高磁束密度一方向性電磁鋼板の焼鈍条件（以下
二段均熱という）を適用してもよい。均熱条件は、γ相
とする温度（Ａｃ3 以上）であるが、これは、鋼の成分
で異なる。実際の焼鈍条件は、Ａｃ3 点＋５０℃以上で
９０秒で充分である。また、冷却速度の実際は、Ａｒ3
点からＡｒ1 範囲を平均５０℃／秒以下で冷却すれば充
分である。この時の雰囲気ガスに窒素を使う場合の窒化
防止のために、本発明の添加元素が役立つものである。
最終冷間圧延前の焼鈍時の場合について述べる。前記し
たように、変態鋼の熱延板等に変態通過時の冷却速度を
制御する処理をすることにより、最終焼鈍時の焼鈍条件
を従来より温度が高く、時間を長くして粒成長をさせた
り、従来の条件で最終焼鈍しても鉄損も低く磁束密度も
高い無方向性電磁鋼が得られる。本発明において、この
γ処理を最終冷間圧延前の焼鈍工程で実施することによ
りこのような優れた特性付与が達成できる。このγ処理
は、連続焼鈍炉で行われてもよいし、箱型焼鈍炉のどち
らで行われてもよい。連続焼鈍炉でγ処理を行う場合
は、平均冷却速度を５０℃／秒以下を実現するために
は、例えば特開昭５７−１９８２１４号公報で規定され
ている、高磁束密度一方向性電磁鋼板の焼鈍条件（以下
二段均熱という）を適用してもよい。均熱条件は、γ相
とする温度（Ａｃ3 以上）であるが、これは、鋼の成分
で異なる。実際の焼鈍条件は、Ａｃ3 点＋５０℃以上で
９０秒で充分である。また、冷却速度の実際は、Ａｒ3
点からＡｒ1 範囲を平均５０℃／秒以下で冷却すれば充
分である。この時の雰囲気ガスに窒素を使う場合の窒化
防止のために、本発明の添加元素が役立つものである。
【００１９】既に述べたように、γ処理の特徴は、γ相
からの冷却速度を規定するものであるが、γ域での窒素
の固溶度が大きく、冷却速度がかなり遅いため、さらに
無方向性電磁鋼板では、珪素、アルミニウムを多く含有
しているので、いわゆる発生期の窒素でなくでも、液化
窒素でもかなり容易に窒化される。そして、ＡｌＮ，Ｓ
ｉ3 Ｎ4 ，ＴｉＮ，ＢＮ等の窒化物を特に表層部に形成
し、仕上げ焼鈍時の粒成長を阻害するので、期待するほ
どの、鉄損の改善が生じない場合があった。発明者ら
は、鋭意研究開発を行い、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇ
ｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅの如くの粒界偏析元
素を添加して、これらの元素の界面（表面）偏析により
窒化防止層を形成せしめ、γ処理時の窒化防止に成功し
たものである。
からの冷却速度を規定するものであるが、γ域での窒素
の固溶度が大きく、冷却速度がかなり遅いため、さらに
無方向性電磁鋼板では、珪素、アルミニウムを多く含有
しているので、いわゆる発生期の窒素でなくでも、液化
窒素でもかなり容易に窒化される。そして、ＡｌＮ，Ｓ
ｉ3 Ｎ4 ，ＴｉＮ，ＢＮ等の窒化物を特に表層部に形成
し、仕上げ焼鈍時の粒成長を阻害するので、期待するほ
どの、鉄損の改善が生じない場合があった。発明者ら
は、鋭意研究開発を行い、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇ
ｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅの如くの粒界偏析元
素を添加して、これらの元素の界面（表面）偏析により
窒化防止層を形成せしめ、γ処理時の窒化防止に成功し
たものである。
【００２０】
〔実施例１〕表１に示す成分のスラブ（残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる珪素スラブ）を通常の方法で加
熱し、熱延で２．５mm厚とし、１０５０〜９５０℃で熱
延を終了し、１０００〜９００℃で巻き取り、便宜的に
１０００〜８５０℃間の平均冷却速度を ５００℃／秒（常温水に焼き入れ） ５０℃／秒（強制空冷） １０℃／秒（空冷） １℃／秒（保温カバー使用） ０．０７℃／秒（保温カバー内で弱く加熱） の各冷却速度で冷却した。その後、酸洗を施し、０．５
０mmの厚みに冷間圧延をした。冷間圧延された鋼板を脱
脂し、連続焼鈍炉にて、８５０℃（材料１，２）および
８００℃（材料３，４）で３０秒焼鈍した。その後、磁
気特性（Ｌ＋Ｃの平均）を測定した。これらの値を表２
に示す。表３は比較法（前記１０００〜８５０℃間のγ
→α変態点における冷却調整なし）であるａ）熱延板焼
鈍なし、ｂ）熱延８００℃巻き取り後２時間保定の自己
焼鈍材、ｃ）ａ）材を９２５℃で１５０秒の連続熱延板
焼鈍した材料の測定値を比較のために示した。
不可避的不純物からなる珪素スラブ）を通常の方法で加
熱し、熱延で２．５mm厚とし、１０５０〜９５０℃で熱
延を終了し、１０００〜９００℃で巻き取り、便宜的に
１０００〜８５０℃間の平均冷却速度を ５００℃／秒（常温水に焼き入れ） ５０℃／秒（強制空冷） １０℃／秒（空冷） １℃／秒（保温カバー使用） ０．０７℃／秒（保温カバー内で弱く加熱） の各冷却速度で冷却した。その後、酸洗を施し、０．５
０mmの厚みに冷間圧延をした。冷間圧延された鋼板を脱
脂し、連続焼鈍炉にて、８５０℃（材料１，２）および
８００℃（材料３，４）で３０秒焼鈍した。その後、磁
気特性（Ｌ＋Ｃの平均）を測定した。これらの値を表２
に示す。表３は比較法（前記１０００〜８５０℃間のγ
→α変態点における冷却調整なし）であるａ）熱延板焼
鈍なし、ｂ）熱延８００℃巻き取り後２時間保定の自己
焼鈍材、ｃ）ａ）材を９２５℃で１５０秒の連続熱延板
焼鈍した材料の測定値を比較のために示した。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】このように本発明の方法を用いると、γ処
理条件、最終焼鈍条件が、同じにも関わらず、Ｓｎ，Ｓ
ｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ａｓの添加により窒化が抑制され磁束密
度、鉄損ともに優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能で
ある。また、材料１と２について熱延後１０００〜８５
０℃の平均冷却速度０．０７℃／秒を採用したものの最
終焼鈍後の金属組織の写真の例を図１（ａ），（ｂ）に
示す。Ｓｂの添加により、結晶粒サイズ特に、表面層の
結晶粒サイズに著しい差異が生じていることがわかる。
理条件、最終焼鈍条件が、同じにも関わらず、Ｓｎ，Ｓ
ｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ａｓの添加により窒化が抑制され磁束密
度、鉄損ともに優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能で
ある。また、材料１と２について熱延後１０００〜８５
０℃の平均冷却速度０．０７℃／秒を採用したものの最
終焼鈍後の金属組織の写真の例を図１（ａ），（ｂ）に
示す。Ｓｂの添加により、結晶粒サイズ特に、表面層の
結晶粒サイズに著しい差異が生じていることがわかる。
【００２５】〔実施例２〕表４に示す成分の溶鋼（残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素スラブ）を移動
更新する冷却体表面にて凝固せしめて、直接２．５mmの
鋼帯を得たが、Ａｒ3 ＋５０℃からＡｒ1 −５０℃間を
次の条件で冷却した。平均冷却速度を ５００℃／秒（常温水を掛けて冷却） ５０℃／秒（空冷） １０℃／秒（巻き取らず冷却時に保温カバー使用） １℃／秒（Ａｒ3 ＋５０℃以上で巻き取りそのま
ま冷却） ０．０７℃／秒（Ａｒ3 ＋５０℃以上で巻き取り保温
カバーを掛けて冷却）
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素スラブ）を移動
更新する冷却体表面にて凝固せしめて、直接２．５mmの
鋼帯を得たが、Ａｒ3 ＋５０℃からＡｒ1 −５０℃間を
次の条件で冷却した。平均冷却速度を ５００℃／秒（常温水を掛けて冷却） ５０℃／秒（空冷） １０℃／秒（巻き取らず冷却時に保温カバー使用） １℃／秒（Ａｒ3 ＋５０℃以上で巻き取りそのま
ま冷却） ０．０７℃／秒（Ａｒ3 ＋５０℃以上で巻き取り保温
カバーを掛けて冷却）
【００２６】その後、酸洗を施し、０．５０mmの厚みに
冷間圧延をした。冷間圧延された鋼板を脱脂し、連続焼
鈍炉にて、８５０℃（材料１，２）および８００℃（材
料３，４）で３０秒焼鈍した。その後、磁気特性（Ｌ＋
Ｃの平均）を測定した。これらの値を表５に示した。表
６は表３と同様の比較法であるａ）熱延板焼鈍なし、
ｂ）熱延８００℃巻き取り後２時間保定のいわゆる自己
焼鈍材、ｃ）ａ）材を９２５℃で１５０秒の連続熱延板
焼鈍した材料の測定値を示す。
冷間圧延をした。冷間圧延された鋼板を脱脂し、連続焼
鈍炉にて、８５０℃（材料１，２）および８００℃（材
料３，４）で３０秒焼鈍した。その後、磁気特性（Ｌ＋
Ｃの平均）を測定した。これらの値を表５に示した。表
６は表３と同様の比較法であるａ）熱延板焼鈍なし、
ｂ）熱延８００℃巻き取り後２時間保定のいわゆる自己
焼鈍材、ｃ）ａ）材を９２５℃で１５０秒の連続熱延板
焼鈍した材料の測定値を示す。
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】このように本発明の方法を用いると、γ処
理条件、最終焼鈍条件が、同じにも関わらず、Ｐ，Ｃ
ｒ，Ｔｅ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅの添加により、磁束密度、
鉄損ともに優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能であ
る。また、材料１と２について鋳造後Ａｒ3 ＋５０℃か
らＡｒ1 −５０℃の平均冷却速度１．０℃／秒を採用し
たものの最終焼鈍後の金属組織写真を図２（ａ），
（ｂ）に示す。γ処理条件、最終焼鈍条件が、同じにも
関わらずＣｒの添加により、結晶粒サイズ、特に表面層
の結晶粒サイズに著しい差異が生じている。
理条件、最終焼鈍条件が、同じにも関わらず、Ｐ，Ｃ
ｒ，Ｔｅ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅの添加により、磁束密度、
鉄損ともに優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能であ
る。また、材料１と２について鋳造後Ａｒ3 ＋５０℃か
らＡｒ1 −５０℃の平均冷却速度１．０℃／秒を採用し
たものの最終焼鈍後の金属組織写真を図２（ａ），
（ｂ）に示す。γ処理条件、最終焼鈍条件が、同じにも
関わらずＣｒの添加により、結晶粒サイズ、特に表面層
の結晶粒サイズに著しい差異が生じている。
【００３１】〔実施例３〕表７に示す成分のスラブ（残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素スラブ）を通
常の方法で加熱し、２．５mm厚とし次いで、 条件１）熱延板焼鈍を連続的に１１００℃で２分間行
い、便宜的に１０００〜８５０℃間の平均冷却速度を ５００℃／秒（常温水に焼き入れ） ５０℃／秒（空冷） １０℃／秒（二段均熱） １℃／秒（二段均熱） の各冷却速度で冷却した。 条件２）箱焼鈍で１１００℃１０分焼鈍後、切電後炉
中冷却した。この場合冷却速度は、０．０７℃／秒であ
った。その後、酸洗を施し、０．５０mmの厚みに冷間圧
延をした。冷間圧延された鋼板を脱脂し、連続焼鈍炉に
て、８５０℃（材料１，２）および８００℃（材料３，
４）で３０秒焼鈍した。その後、磁気特性（Ｌ＋Ｃの平
均）を測定した。これらの値を表８に示した。表９は表
３と同様に比較法であるａ）熱延板焼鈍なし、ｂ）熱延
８００℃巻き取り後２時間保定のいわゆる自己焼鈍材、
ｃ）ａ）材を９２５℃で１５０秒の連続熱延板焼鈍した
材料の測定値を比較のために示した。
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素スラブ）を通
常の方法で加熱し、２．５mm厚とし次いで、 条件１）熱延板焼鈍を連続的に１１００℃で２分間行
い、便宜的に１０００〜８５０℃間の平均冷却速度を ５００℃／秒（常温水に焼き入れ） ５０℃／秒（空冷） １０℃／秒（二段均熱） １℃／秒（二段均熱） の各冷却速度で冷却した。 条件２）箱焼鈍で１１００℃１０分焼鈍後、切電後炉
中冷却した。この場合冷却速度は、０．０７℃／秒であ
った。その後、酸洗を施し、０．５０mmの厚みに冷間圧
延をした。冷間圧延された鋼板を脱脂し、連続焼鈍炉に
て、８５０℃（材料１，２）および８００℃（材料３，
４）で３０秒焼鈍した。その後、磁気特性（Ｌ＋Ｃの平
均）を測定した。これらの値を表８に示した。表９は表
３と同様に比較法であるａ）熱延板焼鈍なし、ｂ）熱延
８００℃巻き取り後２時間保定のいわゆる自己焼鈍材、
ｃ）ａ）材を９２５℃で１５０秒の連続熱延板焼鈍した
材料の測定値を比較のために示した。
【００３２】
【表７】
【００３３】
【表８】
【００３４】
【表９】
【００３５】このように本発明の方法を用いると、γ処
理条件、最終焼鈍条件が、同じにも関わらず、Ｓｎ，Ｓ
ｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔｅの添加により、磁束密度、鉄
損ともに優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能である。
また、材料１と２について１０００〜８５０℃の平均冷
却速度１０℃／秒を採用した場合の最終焼鈍後の金属組
織写真を図３（ａ），（ｂ）に示す。γ処理条件、最終
焼鈍条件が、同じにも関らずＧｅの添加により、結晶粒
サイズ特に、表面層の結晶粒サイズに著しい差異が生じ
ている。
理条件、最終焼鈍条件が、同じにも関わらず、Ｓｎ，Ｓ
ｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔｅの添加により、磁束密度、鉄
損ともに優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能である。
また、材料１と２について１０００〜８５０℃の平均冷
却速度１０℃／秒を採用した場合の最終焼鈍後の金属組
織写真を図３（ａ），（ｂ）に示す。γ処理条件、最終
焼鈍条件が、同じにも関らずＧｅの添加により、結晶粒
サイズ特に、表面層の結晶粒サイズに著しい差異が生じ
ている。
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
γ処理時の窒化を防止することにより、磁束密度および
鉄損の極めて優れた無方向性電磁鋼板を得ることができ
る。
γ処理時の窒化を防止することにより、磁束密度および
鉄損の極めて優れた無方向性電磁鋼板を得ることができ
る。
【図１】（ａ）は実施例１における材料１、（ｂ）は同
材料２について、熱延巻き取り時のγ処理した製品の金
属組織を示す顕微鏡写真。
材料２について、熱延巻き取り時のγ処理した製品の金
属組織を示す顕微鏡写真。
【図２】（ａ）は実施例２における材料１、（ｂ）は同
材料２について、移動更新する冷却体表面により急冷さ
れた材料の凝固直後の冷却過程でγ処理した製品の金属
組織を示す顕微鏡写真。
材料２について、移動更新する冷却体表面により急冷さ
れた材料の凝固直後の冷却過程でγ処理した製品の金属
組織を示す顕微鏡写真。
【図３】（ａ）は実施例３における材料１、（ｂ）は同
材料２について、最終冷延前の熱処理の冷却過程でのγ
処理した製品の金属組織を示す顕微鏡写真。
材料２について、最終冷延前の熱処理の冷却過程でのγ
処理した製品の金属組織を示す顕微鏡写真。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量
％で且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する
珪素鋼スラブを通常の方法で溶製後、熱延し、１回の冷
間圧延で、所定の板厚とし、この鋼板を仕上げ焼鈍する
工程を経て得られる無方向性珪素鋼板の製造方法におい
て、さらに添加元素として、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇ
ｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選ばれる
何れか１つまたは２つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔ
ｅ，Ｃｕにあっては、０．０１〜０．８重量％、Ｐ，Ａ
ｓ，Ｓｅにあっては、０．０２〜０．１５重量％、Ｃ
ｒ，Ｎｉにあっては、０．０５〜１．５重量％添加し、
熱延でのコイルの巻き取り温度をＡｒ3 以上とし、その
後冷却してα相に変態する時の冷却速度（Ａｒ3 からＡ
ｒ1 間の平均冷却速度）を５０℃／秒以下とすることを
特徴とする磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】 Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量
％で且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する
溶鋼を、移動更新する冷却体表面により凝固せしめて鋼
帯を製造し、次いで前記鋼帯を冷間圧延で、所定の板厚
とし、仕上げ焼鈍する工程を経て得られる無方向性珪素
鋼板の製造方法において、さらに添加元素としてＳｎ，
Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅ
のうちから選ばれる何れか１つまたは２つ以上を、Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｃｕにあっては、０．０１〜
０．８重量％、Ｐ，Ａｓ，Ｓｅにあっては、０．０２〜
０．１５重量％、Ｃｒ，Ｎｉにあっては、０．０５〜
１．５重量％添加し、溶鋼より凝固させ直接に鋼帯を製
造する時の冷却過程におけるγ→α変態時の冷却速度
（Ａｒ3 からＡｒ1 間の平均冷却速度）を５０℃／秒以
下とすることを特徴とする磁気特性が極めて優れた無方
向性珪素鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．０重量
％で且つ、Ｓｉ＋２Ａｌ：２．５重量％以下を含有する
珪素鋼スラブを通常の方法で溶製、熱間圧延して得られ
た熱延鋼帯を必要に応じて焼鈍し、１回または、焼鈍を
挟んで２回以上の冷間圧延で、所定の板厚とし、仕上げ
焼鈍する工程を経て得られる無方向性珪素鋼板の製造方
法において、さらに添加元素としてＳｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃ
ｒ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｅのうちから選
ばれる何れか１つまたは２つ以上を、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇ
ｅ，Ｔｅ，Ｃｕにあっては、０．０１〜０．８重量％、
Ｐ，Ａｓ，Ｓｅにあっては、０．０２〜０．１５重量
％、Ｃｒ，Ｎｉにあっては、０．０５〜１．５重量％添
加し、最終冷間圧延の前の熱処理で、γ域まで加熱し、
γ相に変態させ、その後、冷却させてα相に再変態する
時の冷却速度（Ａｒ3からＡｒ1 間の平均冷却速度）を
５０℃／秒以下とすることを特徴とする磁気特性が極め
て優れた無方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20519393A JP3387980B2 (ja) | 1993-08-19 | 1993-08-19 | 磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20519393A JP3387980B2 (ja) | 1993-08-19 | 1993-08-19 | 磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0754044A true JPH0754044A (ja) | 1995-02-28 |
| JP3387980B2 JP3387980B2 (ja) | 2003-03-17 |
Family
ID=16502949
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20519393A Expired - Lifetime JP3387980B2 (ja) | 1993-08-19 | 1993-08-19 | 磁気特性が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3387980B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08291375A (ja) * | 1995-04-21 | 1996-11-05 | Kawasaki Steel Corp | 被膜密着性に優れた無方向性電磁鋼板 |
| JPH1171650A (ja) * | 1997-06-27 | 1999-03-16 | Nkk Corp | 鉄損の低い無方向性電磁鋼板 |
| JPH11293338A (ja) * | 1998-04-15 | 1999-10-26 | Nippon Steel Corp | 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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