JPH10176221A - 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH10176221A JPH10176221A JP8338016A JP33801696A JPH10176221A JP H10176221 A JPH10176221 A JP H10176221A JP 8338016 A JP8338016 A JP 8338016A JP 33801696 A JP33801696 A JP 33801696A JP H10176221 A JPH10176221 A JP H10176221A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 極めて高い磁束密度が安定して得られるAlN
を含有する方向性電磁鋼板を製造する。 【解決手段】 方向性電磁鋼板の製造方法において、脱
炭焼鈍後の１次再結晶粒径Ｄを５〜30μm に制御し、最
終仕上げ焼鈍での800 ℃から1100℃までの温度間の昇温
速度Ｈを、0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ
（μm ）＋18の範囲内に制御する。
を含有する方向性電磁鋼板を製造する。 【解決手段】 方向性電磁鋼板の製造方法において、脱
炭焼鈍後の１次再結晶粒径Ｄを５〜30μm に制御し、最
終仕上げ焼鈍での800 ℃から1100℃までの温度間の昇温
速度Ｈを、0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ
（μm ）＋18の範囲内に制御する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、トランス等の鉄
心に用いられる高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に
関するものである。
心に用いられる高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は軟磁性材料として、主
にトランスその他の電気機器の鉄心材料に使用されてお
り、磁気特性としては、Ｂ8(磁化力800 A/m における磁
束密度) に代表される励磁特性とW17/50（周波数50Hzで
1.7Tまで磁化したときのエネルギー損失) に代表される
鉄損特性の良好なものが要求される。
にトランスその他の電気機器の鉄心材料に使用されてお
り、磁気特性としては、Ｂ8(磁化力800 A/m における磁
束密度) に代表される励磁特性とW17/50（周波数50Hzで
1.7Tまで磁化したときのエネルギー損失) に代表される
鉄損特性の良好なものが要求される。
【０００３】このような特性を備えた方向性電磁鋼板
は、最終仕上げ焼鈍工程で２次再結晶現象を起させ、鋼
板面に｛110 ｝面、圧延方向に＜001 ＞軸をもったいわ
ゆるゴス組織を発達させることにより得ることがてき
る。したがって、良好な磁気特性を得るためには、磁化
容易軸である＜001 ＞軸を圧延方向に高度に揃えること
が重要である。
は、最終仕上げ焼鈍工程で２次再結晶現象を起させ、鋼
板面に｛110 ｝面、圧延方向に＜001 ＞軸をもったいわ
ゆるゴス組織を発達させることにより得ることがてき
る。したがって、良好な磁気特性を得るためには、磁化
容易軸である＜001 ＞軸を圧延方向に高度に揃えること
が重要である。
【０００４】２次再結晶を安定して起させるためには、
粒成長を抑制する効果のあるMnS 、MnSeおよびAlN など
の析出物やSb、Sn等の粒界に偏析する成分、いわゆるイ
ンヒビターが不可欠であり、これらのインヒビターを用
い、２次再結晶前の脱炭焼鈍後の平均粒径すなわち１次
再結晶粒径を適正化することが重要である。
粒成長を抑制する効果のあるMnS 、MnSeおよびAlN など
の析出物やSb、Sn等の粒界に偏析する成分、いわゆるイ
ンヒビターが不可欠であり、これらのインヒビターを用
い、２次再結晶前の脱炭焼鈍後の平均粒径すなわち１次
再結晶粒径を適正化することが重要である。
【０００５】これに関して従来技術では、１次再結晶粒
径を適正範囲とし、かつその他の工程条件を規定した手
段が多数開示されている。これらは、それぞれ脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径を制御した上でさらに、特開平5-12
5445号公報、特開平6-145801号公報、特開平6-145802号
公報、特開平6-145803号公報、特開平7-300620号公報お
よび特開平7-310124号公報等ではAlおよびＮ含有量を規
定する方法、特開平5-156361号公報、特開平5-295438号
公報および特開平6-17129 号公報等では２次再結晶直前
までに窒化処理を行う方法、特開平7-118744号公報では
AlおよびＮ含有量を規定しかつ２次再結晶直前までに窒
化処理を行う方法、特開平6-306474号公報にはMnとＳま
たはSeの比を規定する方法、特開平7-118745号公報、特
開平7-118747号公報および特開平7-138641号等では仕上
げ熱間圧延条件を規定する方法、特開平5-295443号公
報、特開平6-179916号公報、特開平6-179917号公報およ
び特開平7-138642号公報等では熱間圧延後の焼鈍条件を
規定する方法がそれぞれ提案されている。
径を適正範囲とし、かつその他の工程条件を規定した手
段が多数開示されている。これらは、それぞれ脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径を制御した上でさらに、特開平5-12
5445号公報、特開平6-145801号公報、特開平6-145802号
公報、特開平6-145803号公報、特開平7-300620号公報お
よび特開平7-310124号公報等ではAlおよびＮ含有量を規
定する方法、特開平5-156361号公報、特開平5-295438号
公報および特開平6-17129 号公報等では２次再結晶直前
までに窒化処理を行う方法、特開平7-118744号公報では
AlおよびＮ含有量を規定しかつ２次再結晶直前までに窒
化処理を行う方法、特開平6-306474号公報にはMnとＳま
たはSeの比を規定する方法、特開平7-118745号公報、特
開平7-118747号公報および特開平7-138641号等では仕上
げ熱間圧延条件を規定する方法、特開平5-295443号公
報、特開平6-179916号公報、特開平6-179917号公報およ
び特開平7-138642号公報等では熱間圧延後の焼鈍条件を
規定する方法がそれぞれ提案されている。
【０００６】また、１次再結晶粒径について、特開平6-
158165号公報では粒径分布から平均粒径を求める方法、
特開平6-33141 号公報、特開平6-73509 号公報および特
開平7-268469号公報には１次再結晶粒の変動系数を制御
する方法などがそれぞれ提案されている。
158165号公報では粒径分布から平均粒径を求める方法、
特開平6-33141 号公報、特開平6-73509 号公報および特
開平7-268469号公報には１次再結晶粒の変動系数を制御
する方法などがそれぞれ提案されている。
【０００７】磁気特性の良好な２次再結晶粒径を発現さ
せるためには２次再結晶直前の１次再結晶粒径に最適な
範囲が存在すると考えられる。しかし、この最終仕上げ
焼鈍中の２次再結晶直前の１次再結晶粒径を測定する有
効な手段が存在しないため、これまでのように脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径をもって制御を行わなければならな
くなる。ところが、１次再結晶粒は最終仕上げ焼鈍中の
２次再結晶直前までにかなりの粒成長が起っており、こ
の成長の度合いは最終仕上げ焼鈍条件により変化するこ
とが考えられる。従来技術では、上記のように、脱炭焼
鈍後の１次再結晶粒径の制御と脱炭焼鈍以前の工程条件
の制御を組み合わせることにより磁気特性の改善もしく
は２次再結晶の安定化を意図した技術が多く開示されて
いて、１次再結晶粒径を制御し脱炭焼鈍以降の工程条件
を最適化する技術は少なく、そのほとんどが、脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径を所定の条件に整えたのちに、仕上
げ焼鈍中のＮ2 分圧調整により窒化制御する方法（特開
平5-295438号公報、特開平6- 17129号公報等) や脱炭焼
鈍後に窒化処理を行う方法等（特開平7-118744号公報、
特開平7-138642号公報等) である。
せるためには２次再結晶直前の１次再結晶粒径に最適な
範囲が存在すると考えられる。しかし、この最終仕上げ
焼鈍中の２次再結晶直前の１次再結晶粒径を測定する有
効な手段が存在しないため、これまでのように脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径をもって制御を行わなければならな
くなる。ところが、１次再結晶粒は最終仕上げ焼鈍中の
２次再結晶直前までにかなりの粒成長が起っており、こ
の成長の度合いは最終仕上げ焼鈍条件により変化するこ
とが考えられる。従来技術では、上記のように、脱炭焼
鈍後の１次再結晶粒径の制御と脱炭焼鈍以前の工程条件
の制御を組み合わせることにより磁気特性の改善もしく
は２次再結晶の安定化を意図した技術が多く開示されて
いて、１次再結晶粒径を制御し脱炭焼鈍以降の工程条件
を最適化する技術は少なく、そのほとんどが、脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径を所定の条件に整えたのちに、仕上
げ焼鈍中のＮ2 分圧調整により窒化制御する方法（特開
平5-295438号公報、特開平6- 17129号公報等) や脱炭焼
鈍後に窒化処理を行う方法等（特開平7-118744号公報、
特開平7-138642号公報等) である。
【０００８】したがって、脱炭焼鈍後の１次再結晶粒
が、これらの方法に開示されている適正粒径範囲にある
場合でも、２次再結晶不良等が発生し良好な磁気特性が
得られない場合が発生するという問題があった。
が、これらの方法に開示されている適正粒径範囲にある
場合でも、２次再結晶不良等が発生し良好な磁気特性が
得られない場合が発生するという問題があった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】そこで、この発明のう
ち請求項１の発明は、脱炭焼鈍後の１次再結晶粒径を制
御した上で最終仕上げ焼鈍条件を最適化することによ
り、極めて高い磁束密度が安定して得られるAlN を含有
する方向性電磁鋼板の製造方法を提案することを目的と
するものであり、加えて、請求項２の発明は素材にSbを
含有させることにより磁束密度のさらなる向上をはかる
ことを目的とするものである。
ち請求項１の発明は、脱炭焼鈍後の１次再結晶粒径を制
御した上で最終仕上げ焼鈍条件を最適化することによ
り、極めて高い磁束密度が安定して得られるAlN を含有
する方向性電磁鋼板の製造方法を提案することを目的と
するものであり、加えて、請求項２の発明は素材にSbを
含有させることにより磁束密度のさらなる向上をはかる
ことを目的とするものである。
【００１０】ところで、特開平6-172939号公報には、１
次再結晶粒径を制御し、焼鈍分離剤のMgO 中にSb系、Ｂ
系等の添加物を含有させた場合、添加物が低温溶融型で
あるか高温溶融型であるかを分けて最終仕上げ焼鈍での
昇温速度を限定する技術が開示されているが、これは、
より早く確実にフォルステライトの生成を行うことを目
的とするものであり、この発明の技術とは本質的に異な
るものである。
次再結晶粒径を制御し、焼鈍分離剤のMgO 中にSb系、Ｂ
系等の添加物を含有させた場合、添加物が低温溶融型で
あるか高温溶融型であるかを分けて最終仕上げ焼鈍での
昇温速度を限定する技術が開示されているが、これは、
より早く確実にフォルステライトの生成を行うことを目
的とするものであり、この発明の技術とは本質的に異な
るものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明者らは、種々実験・
検討を重ね、脱炭焼鈍後の鋼板を最終仕上げ焼鈍する際
に様々な速度で昇温した結果、脱炭焼鈍後の１次再結晶
粒径が前記従来技術に開示されている適正範囲内にあっ
ても、２次再結晶粒方位の劣化あるいは２次再結晶不良
が発生して良好な磁気特性が得られない場合があること
を確かめ、良好な２次再結晶を生成させるためには、脱
炭焼鈍後の１次再結晶粒径を制御し調整した上で、最終
仕上げ焼鈍時の昇温条件についても厳密に制御する必要
があることを新たに見出し、この発明を達成したもので
ある。すなわち、この発明の要旨とするところは以下の
通りである。
検討を重ね、脱炭焼鈍後の鋼板を最終仕上げ焼鈍する際
に様々な速度で昇温した結果、脱炭焼鈍後の１次再結晶
粒径が前記従来技術に開示されている適正範囲内にあっ
ても、２次再結晶粒方位の劣化あるいは２次再結晶不良
が発生して良好な磁気特性が得られない場合があること
を確かめ、良好な２次再結晶を生成させるためには、脱
炭焼鈍後の１次再結晶粒径を制御し調整した上で、最終
仕上げ焼鈍時の昇温条件についても厳密に制御する必要
があることを新たに見出し、この発明を達成したもので
ある。すなわち、この発明の要旨とするところは以下の
通りである。
【００１２】Ｃ：0.0030〜0.090 wt％、Si：2.0 〜4.
5 wt％、Mn：0.05〜0.15wt％、Sol.Al：0.0050〜0.040
wt％、Ｎ：0.0010〜0.0150wt％および．ＳもしくはSeの
うちの１種または２種の合計：0.010 〜0.040 wt％を含
有するけい素鋼スラブを素材とし、該スラブを熱間圧延
し、熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延を施し、ついで、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を
塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる
方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍後の１次
再結晶粒径Ｄを５〜30μｍの範囲内に制御し、最終仕上
げ焼鈍の昇温過程での800 ℃の温度から1100℃の温度ま
での昇温速度Ｈ（℃／ｈ）を脱炭焼鈍後の１次再結晶粒
径Ｄ（μm ）との関係下記式(1) を満たす範囲に制御す
ることを特徴とする磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の
製造方法。 〔記〕 0.6 Ｄ＋２≦Ｈ≦0.4 Ｄ＋18 ---(1) （第１発明）である。
5 wt％、Mn：0.05〜0.15wt％、Sol.Al：0.0050〜0.040
wt％、Ｎ：0.0010〜0.0150wt％および．ＳもしくはSeの
うちの１種または２種の合計：0.010 〜0.040 wt％を含
有するけい素鋼スラブを素材とし、該スラブを熱間圧延
し、熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延を施し、ついで、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を
塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる
方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍後の１次
再結晶粒径Ｄを５〜30μｍの範囲内に制御し、最終仕上
げ焼鈍の昇温過程での800 ℃の温度から1100℃の温度ま
での昇温速度Ｈ（℃／ｈ）を脱炭焼鈍後の１次再結晶粒
径Ｄ（μm ）との関係下記式(1) を満たす範囲に制御す
ることを特徴とする磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の
製造方法。 〔記〕 0.6 Ｄ＋２≦Ｈ≦0.4 Ｄ＋18 ---(1) （第１発明）である。
【００１３】 素材が、Sb:0.005〜0.20wt％含有する
ことを特徴とする第１発明に記載の磁気特性に優れる方
向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）である。
ことを特徴とする第１発明に記載の磁気特性に優れる方
向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）である。
【００１４】
【発明の実施の形態】まず、この発明を達成するに至っ
た実験例について以下に述べる。
た実験例について以下に述べる。
【００１５】実験１ 素材として、Ｃ：0.068 wt％（以下単に％であらわ
す）、Si:3.2％、sol.Al:0.028％、Ｎ：0.0080％、Se:
0.024％、Sb:0.029％およびCu:0.05 ％を含有する鋼塊
を用意し、該鋼塊を1300℃の温度に加熱したのち熱間圧
延し板厚:2.3mmの熱延板とした。ついで1000℃・３分間
の熱延板焼鈍後、950 ℃および1100℃の加熱温度でそれ
ぞれ２分間の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で最終冷延
板厚：0.23mmに仕上げたのち、湿水素雰囲気中にて820
℃および860 ℃の均熱温度でそれぞれ４分間保持する脱
炭・１次再結晶焼鈍を行った。
す）、Si:3.2％、sol.Al:0.028％、Ｎ：0.0080％、Se:
0.024％、Sb:0.029％およびCu:0.05 ％を含有する鋼塊
を用意し、該鋼塊を1300℃の温度に加熱したのち熱間圧
延し板厚:2.3mmの熱延板とした。ついで1000℃・３分間
の熱延板焼鈍後、950 ℃および1100℃の加熱温度でそれ
ぞれ２分間の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で最終冷延
板厚：0.23mmに仕上げたのち、湿水素雰囲気中にて820
℃および860 ℃の均熱温度でそれぞれ４分間保持する脱
炭・１次再結晶焼鈍を行った。
【００１６】得られた各脱炭焼鈍板の平均１次再結晶粒
径を光学顕微鏡および画像解析装置で測定した。このと
き、中間焼鈍を950 ℃の温度でかつ脱炭焼鈍を820 ℃の
温度で行った脱炭焼鈍板の平均１次再結晶粒径Ｄ（以下
単に粒径Ｄであらわす）は6.8 μm であり、中間焼鈍を
1100℃の温度でかつ脱炭焼鈍を860 ℃の温度で行った脱
炭焼鈍板の粒径Ｄは２5.3 μm であった。
径を光学顕微鏡および画像解析装置で測定した。このと
き、中間焼鈍を950 ℃の温度でかつ脱炭焼鈍を820 ℃の
温度で行った脱炭焼鈍板の平均１次再結晶粒径Ｄ（以下
単に粒径Ｄであらわす）は6.8 μm であり、中間焼鈍を
1100℃の温度でかつ脱炭焼鈍を860 ℃の温度で行った脱
炭焼鈍板の粒径Ｄは２5.3 μm であった。
【００１７】つづいて、これらの脱炭焼鈍板にそれぞれ
MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼
鈍を行い製品とした。この最終仕上げ焼鈍は、焼鈍開始
から800 ℃の温度までを30℃／ｓの昇温速度で急速加熱
後、800 ℃から1100℃の温度までの昇温速度H(以下単に
昇温速度Ｈであらわす）を５，10, 15, 20, 25および30
℃／ｈとそれぞれ変化させた。かくして得られた製品の
磁束密度Ｂ8 を測定した。これらの測定結果を図１に示
す。
MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼
鈍を行い製品とした。この最終仕上げ焼鈍は、焼鈍開始
から800 ℃の温度までを30℃／ｓの昇温速度で急速加熱
後、800 ℃から1100℃の温度までの昇温速度H(以下単に
昇温速度Ｈであらわす）を５，10, 15, 20, 25および30
℃／ｈとそれぞれ変化させた。かくして得られた製品の
磁束密度Ｂ8 を測定した。これらの測定結果を図１に示
す。
【００１８】図１は、粒径Ｄをパラメーターとする昇温
速度Ｈと磁束密度Ｂ8 との関係を示すグラフである。図
１から明らかなように、昇温速度Ｈが変化するにつれて
磁束密度Ｂ8 が変化し、昇温速度Ｈがある値で磁束密度
Ｂ8 が最大となるピークを有することがわかった。しか
もＢ8 が最も高くなる昇温速度Ｈは、粒径Ｄが6.8 μm
のときは昇温速度Ｈが11℃／ｈであり、粒径Ｄが25.3μ
m のときは昇温速度Ｈが23℃／ｈであることから、最も
高い磁束密度Ｂ8 を与える昇温速度Ｈは粒径Ｄによって
異なることが明確になった。また、これに伴い、磁束密
度Ｂ8 が1.92T を超える高磁束密度が得られる昇温速度
Ｈの範囲も粒径Ｄにより変化することがわかった。
速度Ｈと磁束密度Ｂ8 との関係を示すグラフである。図
１から明らかなように、昇温速度Ｈが変化するにつれて
磁束密度Ｂ8 が変化し、昇温速度Ｈがある値で磁束密度
Ｂ8 が最大となるピークを有することがわかった。しか
もＢ8 が最も高くなる昇温速度Ｈは、粒径Ｄが6.8 μm
のときは昇温速度Ｈが11℃／ｈであり、粒径Ｄが25.3μ
m のときは昇温速度Ｈが23℃／ｈであることから、最も
高い磁束密度Ｂ8 を与える昇温速度Ｈは粒径Ｄによって
異なることが明確になった。また、これに伴い、磁束密
度Ｂ8 が1.92T を超える高磁束密度が得られる昇温速度
Ｈの範囲も粒径Ｄにより変化することがわかった。
【００１９】実験２ さらに、1050℃から1150℃の範囲での中間焼鈍温度と78
0 ℃から880 ℃の範囲での脱炭焼鈍温度を組合せた以外
は上記実験１と同様にしてそれぞれ脱炭焼鈍板とし、そ
の結果得られた平均粒径Ｄが４〜35μm の範囲の脱炭焼
鈍板について、昇温速度Ｈを５，10, 15, 20, 25, 30お
よび35℃／ｈと変化させて最終仕上げ焼鈍を行いそれぞ
れ製品とした。かくして得られた各製品について、それ
ぞれ測定した磁束密度Ｂ8 を整理し図2に示す。
0 ℃から880 ℃の範囲での脱炭焼鈍温度を組合せた以外
は上記実験１と同様にしてそれぞれ脱炭焼鈍板とし、そ
の結果得られた平均粒径Ｄが４〜35μm の範囲の脱炭焼
鈍板について、昇温速度Ｈを５，10, 15, 20, 25, 30お
よび35℃／ｈと変化させて最終仕上げ焼鈍を行いそれぞ
れ製品とした。かくして得られた各製品について、それ
ぞれ測定した磁束密度Ｂ8 を整理し図2に示す。
【００２０】図２は粒径Ｄおよび昇温速度Ｈに対する磁
束密度Ｂ8 を示すグラフである。この図において、磁束
密度Ｂ8 が1.92T を超える磁気特性が良好なものを○
印、２次再結晶は起ったがＢ8 が1.92T に満たないもの
を△印そして２次再結晶不良となったものを×印として
それぞれ示した。
束密度Ｂ8 を示すグラフである。この図において、磁束
密度Ｂ8 が1.92T を超える磁気特性が良好なものを○
印、２次再結晶は起ったがＢ8 が1.92T に満たないもの
を△印そして２次再結晶不良となったものを×印として
それぞれ示した。
【００２１】図２より明らかなように、良好な磁気特性
が得られる昇温速度Ｈの範囲は、粒径Ｄが５〜30μm の
範囲でかつこの粒径Ｄによって定まり、その昇温速度Ｈ
の範囲は、0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ
（μm ）＋18であらわされることがわかる。
が得られる昇温速度Ｈの範囲は、粒径Ｄが５〜30μm の
範囲でかつこの粒径Ｄによって定まり、その昇温速度Ｈ
の範囲は、0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ
（μm ）＋18であらわされることがわかる。
【００２２】以上より、最終仕上げ焼鈍中の800 ℃から
1100℃の温度までの昇温速度Ｈについては、最も高い磁
束密度Ｂ8 が得られる昇温速度Ｈは脱炭・１次再結晶板
の平均１次再結晶粒径Ｄによって異なること、および、
昇温速度Ｈが0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ≦0.4 Ｄ
（μm ）＋18の範囲において高磁束密度の製品を得るこ
とができることを新規に見い出したものである。
1100℃の温度までの昇温速度Ｈについては、最も高い磁
束密度Ｂ8 が得られる昇温速度Ｈは脱炭・１次再結晶板
の平均１次再結晶粒径Ｄによって異なること、および、
昇温速度Ｈが0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ≦0.4 Ｄ
（μm ）＋18の範囲において高磁束密度の製品を得るこ
とができることを新規に見い出したものである。
【００２３】つぎに、この発明の方向性電磁鋼板の素材
の成分組成や製造方法について、この発明の効果を得る
ための要件とその作用などについて以下に述べる。
の成分組成や製造方法について、この発明の効果を得る
ための要件とその作用などについて以下に述べる。
【００２４】この発明の対象とする方向性電磁鋼板の製
造においては、従来用いられている製鋼法で得られた溶
鋼を連続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて
分塊工程を挟んで素材とするスラブを得たのち、熱間圧
延を行う。この時の素材の成分組成の限定理由を以下に
述べる。
造においては、従来用いられている製鋼法で得られた溶
鋼を連続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて
分塊工程を挟んで素材とするスラブを得たのち、熱間圧
延を行う。この時の素材の成分組成の限定理由を以下に
述べる。
【００２５】まず、２次再結晶を生じさせるためのイン
ヒビターとしてsol.AlおよびＮを含有させることを必須
とする。 sol.Al:0.0050 〜0.040 ％、Ｎ：0.0010〜0.0150％ sol.AlおよびＮは、AlN として２次再結晶前に微細に分
散し、１次再結晶粒の成長に対し強い抑制作用を有す
る。この作用を発揮させるためにはAl：0.0050〜0.040
％の範囲およびＮ：0.0010〜0.0150％の範囲で含有させ
ることが必要である。この上限を超えると析出物が粗大
化して抑制力が減少し、下限未満ではAlN の量が不足し
抑制力が不十分となる。
ヒビターとしてsol.AlおよびＮを含有させることを必須
とする。 sol.Al:0.0050 〜0.040 ％、Ｎ：0.0010〜0.0150％ sol.AlおよびＮは、AlN として２次再結晶前に微細に分
散し、１次再結晶粒の成長に対し強い抑制作用を有す
る。この作用を発揮させるためにはAl：0.0050〜0.040
％の範囲およびＮ：0.0010〜0.0150％の範囲で含有させ
ることが必要である。この上限を超えると析出物が粗大
化して抑制力が減少し、下限未満ではAlN の量が不足し
抑制力が不十分となる。
【００２６】Ｃ：0.0030〜0.090 ％ Ｃは、熱間圧延組織の改善に必要な成分であるが、多す
ぎると脱炭が困難となるため、その含有量は0.0030〜0.
090 ％の範囲とする。
ぎると脱炭が困難となるため、その含有量は0.0030〜0.
090 ％の範囲とする。
【００２７】Si:2.0〜4.5 ％ Siは、電気抵抗を増大させ鉄損を低減させるために不可
欠の成分であるが、多すぎると冷間圧延が困難になるの
で、その含有量は2.0 〜4.5 ％の範囲とする。
欠の成分であるが、多すぎると冷間圧延が困難になるの
で、その含有量は2.0 〜4.5 ％の範囲とする。
【００２８】また、Mn, Ｓおよび／またはSeをインヒビ
ター形成成分として含有させる。これらはMnS, MnSe 等
のインヒビターを形成し、AlN を補強するインヒビター
として有効に作用する。 Mn:0.05 〜0.15％ Mnは、上記の通りインヒビター形成成分として必要であ
るが、多すぎると溶体化が困難となるため、その含有量
は0.05〜0.15％の範囲とする。 ＳもしくはSeのうちの１種または２種の合計：0.010 〜
0.040 ％ Ｓおよび／またはSeは、上記と同様にインヒビター形成
成分として必要であり、MnS, MnSe を析出させるために
単独または併用のいずれの場合も、前記実験の通りその
含有量は0.01〜0.04％の範囲がよい。
ター形成成分として含有させる。これらはMnS, MnSe 等
のインヒビターを形成し、AlN を補強するインヒビター
として有効に作用する。 Mn:0.05 〜0.15％ Mnは、上記の通りインヒビター形成成分として必要であ
るが、多すぎると溶体化が困難となるため、その含有量
は0.05〜0.15％の範囲とする。 ＳもしくはSeのうちの１種または２種の合計：0.010 〜
0.040 ％ Ｓおよび／またはSeは、上記と同様にインヒビター形成
成分として必要であり、MnS, MnSe を析出させるために
単独または併用のいずれの場合も、前記実験の通りその
含有量は0.01〜0.04％の範囲がよい。
【００２９】更に、インヒビター補強成分であるSbを添
加することがよく、磁気特性のさらなる向上に有効であ
る。 Sb:0.005〜0.20％ Sbは、粒界に偏析し、最終仕上げ焼鈍中に１次粒成長の
抑制力を補うことにより磁気特性をさらに改善させるも
のと考えられる。ただし多すぎると加工が困難になるの
で、その含有量は0.005 〜0.20％の範囲がよい。
加することがよく、磁気特性のさらなる向上に有効であ
る。 Sb:0.005〜0.20％ Sbは、粒界に偏析し、最終仕上げ焼鈍中に１次粒成長の
抑制力を補うことにより磁気特性をさらに改善させるも
のと考えられる。ただし多すぎると加工が困難になるの
で、その含有量は0.005 〜0.20％の範囲がよい。
【００３０】なお、上記成分に加えて、Cu:0.02 〜0.20
％、Sn:0.02 〜0.30％、Ge:0.01 〜0.30％、Ni:0.02 〜
0.20％およびMo:0.01 〜0.05％のそれぞれの範囲で単独
または複合して含有させることも磁気特性を改善する上
で好ましい。
％、Sn:0.02 〜0.30％、Ge:0.01 〜0.30％、Ni:0.02 〜
0.20％およびMo:0.01 〜0.05％のそれぞれの範囲で単独
または複合して含有させることも磁気特性を改善する上
で好ましい。
【００３１】熱間圧延後は、熱延板焼鈍を行い、１回も
しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終冷
延板厚とする。このとき、最終の冷間圧延下率は80％未
満では２次再結晶粒の方位が悪くなり、95％を超えると
２次再結晶が困難となるので、その圧下率は80〜95％の
範囲とすることが好ましい。
しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終冷
延板厚とする。このとき、最終の冷間圧延下率は80％未
満では２次再結晶粒の方位が悪くなり、95％を超えると
２次再結晶が困難となるので、その圧下率は80〜95％の
範囲とすることが好ましい。
【００３２】ついで脱炭焼鈍を行う。この脱炭焼鈍で
は、脱炭焼鈍後の粒径Ｄを５〜30μmの範囲にすること
がこの発明の一つの必要条件である。脱炭焼鈍板の粒径
Ｄが小さくなると粒界面積が増加し粒界エネルギーが増
すため、２次再結晶粒が成長する際の駆動力が大きくな
り、再結晶しやすくなる。しかしながら、成長しにくい
と考えられる２次再結晶粒すなわちゴス方位からのずれ
が大きい方位の結晶粒の成長が可能となり、鋼板全体の
平均結晶方位が悪くなることが考えられ、磁気特性が劣
化する。また、粒径Ｄが大きくなると、逆に２次再結晶
粒が成長する際の駆動力が小さくなり、この駆動力の低
下により、ある程度の粒径Ｄまでは結晶方位の悪い成長
しにくい２次再結晶粒に対して結晶方位の良い成長しや
すい２次再結晶粒の成長が優位になるが、さらに粒径Ｄ
が大きくなると２次再結晶が困難になることが考えられ
る。以上り粒径Ｄには最適な範囲があり、その範囲が５
〜30μm となる。
は、脱炭焼鈍後の粒径Ｄを５〜30μmの範囲にすること
がこの発明の一つの必要条件である。脱炭焼鈍板の粒径
Ｄが小さくなると粒界面積が増加し粒界エネルギーが増
すため、２次再結晶粒が成長する際の駆動力が大きくな
り、再結晶しやすくなる。しかしながら、成長しにくい
と考えられる２次再結晶粒すなわちゴス方位からのずれ
が大きい方位の結晶粒の成長が可能となり、鋼板全体の
平均結晶方位が悪くなることが考えられ、磁気特性が劣
化する。また、粒径Ｄが大きくなると、逆に２次再結晶
粒が成長する際の駆動力が小さくなり、この駆動力の低
下により、ある程度の粒径Ｄまでは結晶方位の悪い成長
しにくい２次再結晶粒に対して結晶方位の良い成長しや
すい２次再結晶粒の成長が優位になるが、さらに粒径Ｄ
が大きくなると２次再結晶が困難になることが考えられ
る。以上り粒径Ｄには最適な範囲があり、その範囲が５
〜30μm となる。
【００３３】続いて、脱炭焼鈍板にMgO を主成分とする
焼鈍分離剤を塗布したのち、最終仕上げ焼鈍を行う。こ
の最終仕上げ焼鈍において、800 ℃から1100℃の温度ま
での昇温速度Ｈが粒径Ｄの関係式0.6 Ｄ（μm ）＋２≦
Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ（μm ）＋18を満たす範囲に制御
することがこの発明の特徴とするところである。
焼鈍分離剤を塗布したのち、最終仕上げ焼鈍を行う。こ
の最終仕上げ焼鈍において、800 ℃から1100℃の温度ま
での昇温速度Ｈが粒径Ｄの関係式0.6 Ｄ（μm ）＋２≦
Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ（μm ）＋18を満たす範囲に制御
することがこの発明の特徴とするところである。
【００３４】最終仕上げ焼鈍での昇温中の800 〜1100℃
の温度域にては、前記実験の通り、粒径Ｄにより適切な
昇温速度Ｈは変化する。粒径Ｄがおおきくなるほど磁気
特性が良好となる昇温速度Ｈは全体として速くなり、粒
径Ｄとの関係で昇温速度Ｈが、0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ
（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ（μm ）＋18を満たす範囲で磁気特
性が良好となる。
の温度域にては、前記実験の通り、粒径Ｄにより適切な
昇温速度Ｈは変化する。粒径Ｄがおおきくなるほど磁気
特性が良好となる昇温速度Ｈは全体として速くなり、粒
径Ｄとの関係で昇温速度Ｈが、0.6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ
（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ（μm ）＋18を満たす範囲で磁気特
性が良好となる。
【００３５】このメカニズムは明らかではないが、発明
者らは次のように考えている。２次再結晶直前での１次
再結晶粒径には最適な範囲があり、初期の１次再結晶粒
径（粒径Ｄ）が最終仕上げ焼鈍中の２次再結晶直前まで
に最適な１次再結晶粒径範囲へと成長することによって
２次再結晶が良好に起るものと考えられる。したがっ
て、まず粒径Ｄが小さいとき、最終仕上げ焼鈍中に最適
１次再結晶粒径に成長させるには、適切な温度で十分な
時間を要するので、昇温速度Ｈは比較的緩やかにする必
要があり、逆に粒径Ｄが大きいときは、最適１次再結晶
粒に成長するまでの時間が短くなり、昇温速度Ｈは比較
的早くする必要があるものと考えられる。
者らは次のように考えている。２次再結晶直前での１次
再結晶粒径には最適な範囲があり、初期の１次再結晶粒
径（粒径Ｄ）が最終仕上げ焼鈍中の２次再結晶直前まで
に最適な１次再結晶粒径範囲へと成長することによって
２次再結晶が良好に起るものと考えられる。したがっ
て、まず粒径Ｄが小さいとき、最終仕上げ焼鈍中に最適
１次再結晶粒径に成長させるには、適切な温度で十分な
時間を要するので、昇温速度Ｈは比較的緩やかにする必
要があり、逆に粒径Ｄが大きいときは、最適１次再結晶
粒に成長するまでの時間が短くなり、昇温速度Ｈは比較
的早くする必要があるものと考えられる。
【００３６】また、最終仕上げ焼鈍中の２次再結晶直前
の１次再結晶粒径が最適範囲から外れた場合に磁気特性
が劣化する理由については、以下のように推察される。
すなわち、最適粒径範囲より小さい場合は、２次再結晶
粒成長の駆動力は１次再結晶粒径の逆数に比例するの
で、駆動力が大きくなり方位がゴス方位（110) 001 か
らはずれた核の成長する余地を与えてしまい、このため
２次再結晶はするが磁束密度は劣化する。逆に最適粒径
範囲より大きい場合は、２次再結晶粒成長の駆動力が低
下してしまい、２次再結晶させること自体が困難となり
２次再結晶不良を起こすことになる。
の１次再結晶粒径が最適範囲から外れた場合に磁気特性
が劣化する理由については、以下のように推察される。
すなわち、最適粒径範囲より小さい場合は、２次再結晶
粒成長の駆動力は１次再結晶粒径の逆数に比例するの
で、駆動力が大きくなり方位がゴス方位（110) 001 か
らはずれた核の成長する余地を与えてしまい、このため
２次再結晶はするが磁束密度は劣化する。逆に最適粒径
範囲より大きい場合は、２次再結晶粒成長の駆動力が低
下してしまい、２次再結晶させること自体が困難となり
２次再結晶不良を起こすことになる。
【００３７】なお、上記の最終仕上げ焼鈍後に、鋼板に
張力を付与するコーティングを施してもよく、これによ
り鉄損が一段と低下し、さらなる低鉄損の製品を得るこ
とが可能となる。
張力を付与するコーティングを施してもよく、これによ
り鉄損が一段と低下し、さらなる低鉄損の製品を得るこ
とが可能となる。
【００３８】
【実施例】表１に示す成分組成を含み残部は実質的にFe
よりなる鋼塊を用意した。
よりなる鋼塊を用意した。
【００３９】
【表１】
【００４０】実施例１ 表１に示した鋼塊符号Ａ，ＢおよびＣを、それぞれ1350
℃の温度に加熱したのち熱間圧延し板厚：2.3 mmの熱延
板とした。これらの熱延板にそれぞれ1000℃・３分間の
加熱後急冷する熱延板焼鈍を施したのち、板厚：1.6 mm
までの冷間圧延を行い、ついで、1000〜1100℃の温度範
囲で２分間の加熱後急冷する中間焼鈍ののち、最終冷延
板厚：0.23mmとする冷間圧延をそれぞれ行った。
℃の温度に加熱したのち熱間圧延し板厚：2.3 mmの熱延
板とした。これらの熱延板にそれぞれ1000℃・３分間の
加熱後急冷する熱延板焼鈍を施したのち、板厚：1.6 mm
までの冷間圧延を行い、ついで、1000〜1100℃の温度範
囲で２分間の加熱後急冷する中間焼鈍ののち、最終冷延
板厚：0.23mmとする冷間圧延をそれぞれ行った。
【００４１】その後、これらの冷延板に脱炭・１次再結
晶焼鈍を施すにあたり、均熱温度を700 〜880 ℃の間で
変化させ１次再結晶粒径すなわち粒径Ｄをそれぞれ変化
させた。このとき均熱時間は全て４分間とした。また、
各脱炭焼鈍板についてそれぞれ粒径Ｄを測定した。
晶焼鈍を施すにあたり、均熱温度を700 〜880 ℃の間で
変化させ１次再結晶粒径すなわち粒径Ｄをそれぞれ変化
させた。このとき均熱時間は全て４分間とした。また、
各脱炭焼鈍板についてそれぞれ粒径Ｄを測定した。
【００４２】つづいて、これらの脱炭焼鈍板にTiO2を５
％添加したMgO を焼鈍分離剤として塗布してから最終仕
上げ焼鈍を行いそれぞれ製品とした。この最終仕上げ焼
鈍では、800 〜1100℃の温度間の昇温速度Ｈをそれぞれ
５、10、15、20、25および３５℃／ｈとして行った。
％添加したMgO を焼鈍分離剤として塗布してから最終仕
上げ焼鈍を行いそれぞれ製品とした。この最終仕上げ焼
鈍では、800 〜1100℃の温度間の昇温速度Ｈをそれぞれ
５、10、15、20、25および３５℃／ｈとして行った。
【００４３】かくして得られた各製品について、２次再
結晶状況および磁束密度B8を調査した。粒径Ｄ、昇温速
度Ｈ、２次再結晶状況および磁束密度B8の調査結果を表
２にまとめて示す。
結晶状況および磁束密度B8を調査した。粒径Ｄ、昇温速
度Ｈ、２次再結晶状況および磁束密度B8の調査結果を表
２にまとめて示す。
【００４４】
【表２】
【００４５】表２に示す通り、粒径Ｄおよび昇温速度Ｈ
がこの発明に適合する適合例は、２次再結晶が安定して
おり、磁束密度B8が1.92Ｔを超える良好な磁気特性が得
られている。
がこの発明に適合する適合例は、２次再結晶が安定して
おり、磁束密度B8が1.92Ｔを超える良好な磁気特性が得
られている。
【００４６】実施例２ 前掲表１に示した鋼塊符号Ａを、それぞれ1350℃の温度
に加熱した後、熱間圧延し板厚：2.5 mmの熱延板とし
た。これらの熱延板にそれぞれ900 〜1100℃の温度範囲
で３分間の加熱後急冷する熱延板焼鈍を施したのち、最
終冷延板厚：0.35mmとする冷間圧延をそれぞれ行った。
その後、これらの冷延板に脱炭・１次再結晶焼鈍を施す
にあたり、均熱温度を700 〜880 ℃の温度間で変化させ
１次再結晶粒径すなわち粒径Ｄをそれぞれ変化させた。
このときの均熱時間はすべて４分間とした。また、各脱
炭焼鈍板についてそれぞれ粒径Ｄを測定した。
に加熱した後、熱間圧延し板厚：2.5 mmの熱延板とし
た。これらの熱延板にそれぞれ900 〜1100℃の温度範囲
で３分間の加熱後急冷する熱延板焼鈍を施したのち、最
終冷延板厚：0.35mmとする冷間圧延をそれぞれ行った。
その後、これらの冷延板に脱炭・１次再結晶焼鈍を施す
にあたり、均熱温度を700 〜880 ℃の温度間で変化させ
１次再結晶粒径すなわち粒径Ｄをそれぞれ変化させた。
このときの均熱時間はすべて４分間とした。また、各脱
炭焼鈍板についてそれぞれ粒径Ｄを測定した。
【００４７】つづいて、これらの脱炭焼鈍板に TiO2 を
５％添加したMgO を焼鈍分離剤として塗布してから最終
仕上げ焼鈍を行いそれぞれ製品とした。この最終仕上げ
焼鈍では、800 〜1100℃の温度間の昇温速度Ｈをそれぞ
れ５，10, 15, 20, 25および35℃／ｈとして行った。か
くして得られた各製品について、２次再結晶状況および
磁束密度Ｂ8 を調査した。粒径Ｄ、昇温速度Ｈ、２次再
結晶状況および磁束密度Ｂ8 の調査結果を表３にまとめ
て示す。
５％添加したMgO を焼鈍分離剤として塗布してから最終
仕上げ焼鈍を行いそれぞれ製品とした。この最終仕上げ
焼鈍では、800 〜1100℃の温度間の昇温速度Ｈをそれぞ
れ５，10, 15, 20, 25および35℃／ｈとして行った。か
くして得られた各製品について、２次再結晶状況および
磁束密度Ｂ8 を調査した。粒径Ｄ、昇温速度Ｈ、２次再
結晶状況および磁束密度Ｂ8 の調査結果を表３にまとめ
て示す。
【００４８】
【表３】
【００４９】表３に示す通り、１回の冷間圧延により鋼
板を製造した場合においても、粒径Ｄおよび昇温速度Ｈ
がこの発明に適合する適合例は、２次再結晶が安定して
おり、磁束密度Ｂ8 が1.92Ｔを超える良好な磁気特性が
得られている。
板を製造した場合においても、粒径Ｄおよび昇温速度Ｈ
がこの発明に適合する適合例は、２次再結晶が安定して
おり、磁束密度Ｂ8 が1.92Ｔを超える良好な磁気特性が
得られている。
【００５０】実施例３ 前掲表１に示した鋼塊符号Ｄ、Ｅ、ＦおよびＧをそれぞ
れ1350℃の温度に加熱したのち熱間圧延し板厚：2.3 mm
の熱延板とした。これらの熱延板にそれぞれ1000℃・３
分間の加熱後急冷する熱延板焼鈍を施したのち、板厚：
1.6 mmまでの冷間圧延を行い、ついで、1050℃・２分間
の加熱後急冷する中間焼鈍ののち、最終冷延板厚：0.23
mmとする冷間圧延をそれぞれ行った。
れ1350℃の温度に加熱したのち熱間圧延し板厚：2.3 mm
の熱延板とした。これらの熱延板にそれぞれ1000℃・３
分間の加熱後急冷する熱延板焼鈍を施したのち、板厚：
1.6 mmまでの冷間圧延を行い、ついで、1050℃・２分間
の加熱後急冷する中間焼鈍ののち、最終冷延板厚：0.23
mmとする冷間圧延をそれぞれ行った。
【００５１】その後、これらの冷延板に脱炭・１次再結
晶焼鈍を施すにあたり、粒径Ｄが約12μm （脱炭焼鈍板
１）および約25μm （脱炭焼鈍板２）となるように、均
熱時間を４分間として均熱温度を780 〜880 ℃の間で変
化させた。
晶焼鈍を施すにあたり、粒径Ｄが約12μm （脱炭焼鈍板
１）および約25μm （脱炭焼鈍板２）となるように、均
熱時間を４分間として均熱温度を780 〜880 ℃の間で変
化させた。
【００５２】つづいて、これらの脱炭焼鈍板にTiO2を５
％添加したMgO を焼鈍分離剤として塗布してからそれぞ
れ最終仕上げ焼鈍を施し製品とした。この最終仕上げ焼
鈍では、800 〜1100℃の温度間の昇温速度Ｈを、脱炭焼
鈍板１については15℃／ｈ、脱炭焼鈍板２ついては25℃
／ｈとして行った。
％添加したMgO を焼鈍分離剤として塗布してからそれぞ
れ最終仕上げ焼鈍を施し製品とした。この最終仕上げ焼
鈍では、800 〜1100℃の温度間の昇温速度Ｈを、脱炭焼
鈍板１については15℃／ｈ、脱炭焼鈍板２ついては25℃
／ｈとして行った。
【００５３】かくして得られた各製品についてそれぞれ
磁束密度B8を測定した。これらの磁束密度B8の測定結果
を素材のSb含有量で整理して図３に示す。図３は素材中
のSb含有量に対する磁束密度B8の変化を示すグラフであ
る。
磁束密度B8を測定した。これらの磁束密度B8の測定結果
を素材のSb含有量で整理して図３に示す。図３は素材中
のSb含有量に対する磁束密度B8の変化を示すグラフであ
る。
【００５４】図３に示すように、粒径Ｄおよび昇温速度
Ｈがこの発明に適合し、素材のSb含有量がこの発明の第
２発明に限定する範囲にある場合２次再結晶がさらに安
定し、磁束密度B8がより良好となる磁気特性が得られて
いる。
Ｈがこの発明に適合し、素材のSb含有量がこの発明の第
２発明に限定する範囲にある場合２次再結晶がさらに安
定し、磁束密度B8がより良好となる磁気特性が得られて
いる。
【００５５】
【発明の効果】この発明のうち請求項１の発明は、脱炭
焼鈍後の粒径Ｄを５〜30μm に制御し、最終仕上げ焼鈍
での800 ℃から1100℃までの温度間の昇温速度Ｈを、0.
6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ（μm ）＋18
の範囲内に制御するものであり、請求項１の発明によれ
ば、２次再結晶が安定であり磁束密度の高い方向性電磁
鋼板を安定して製造することができる。また、請求項２
の発明は、素材にSbを0.005 〜0.20wt％の範囲で含有さ
せたうえで、上記の条件に制御するものであり、請求項
２の発明によればさらに高い磁束密度を安定して得るこ
とができる。
焼鈍後の粒径Ｄを５〜30μm に制御し、最終仕上げ焼鈍
での800 ℃から1100℃までの温度間の昇温速度Ｈを、0.
6 Ｄ（μm ）＋２≦Ｈ（℃／ｈ）≦0.4 Ｄ（μm ）＋18
の範囲内に制御するものであり、請求項１の発明によれ
ば、２次再結晶が安定であり磁束密度の高い方向性電磁
鋼板を安定して製造することができる。また、請求項２
の発明は、素材にSbを0.005 〜0.20wt％の範囲で含有さ
せたうえで、上記の条件に制御するものであり、請求項
２の発明によればさらに高い磁束密度を安定して得るこ
とができる。
【図１】粒径Ｄをパラメーターとする昇温速度Ｈと磁束
密度B8との関係を示すグラフである。
密度B8との関係を示すグラフである。
【図２】粒径Ｄおよび昇温速度Ｈに対する磁束密度B8を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図３】素材中のSb含有量に対する磁束密度B8の変化を
示すグラフである。
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.0030〜0.090 wt％、 Si：2.0 〜4.5 wt％、 Mn：0.05〜0.15wt％、 Sol.Al：0.0050〜0.040 wt％、 Ｎ：0.0010〜0.0150wt％および ＳもしくはSeのうちの１種または２種の合計：0.010 〜
0.040 wt％を含有するけい素鋼スラブを素材とし、該ス
ラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍
を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで、脱炭焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す一
連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、 脱炭焼鈍後の１次再結晶粒径Ｄを５〜30μｍの範囲内に
制御し、最終仕上げ焼鈍の昇温過程での800 ℃の温度か
ら1100℃の温度までの昇温速度Ｈ（℃／ｈ）を脱炭焼鈍
後の１次再結晶粒径Ｄ（μm ）との関係下記式(1) を満
たす範囲に制御することを特徴とする磁気特性に優れる
方向性電磁鋼板の製造方法。 〔記〕 0.6 Ｄ＋２≦Ｈ≦0.4 Ｄ＋18 ---(1) - 【請求項２】 素材が、Sb:0.005〜0.20wt％含有するこ
とを特徴とする請求項１に記載の磁気特性に優れる方向
性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33801696A JP4075088B2 (ja) | 1996-12-18 | 1996-12-18 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33801696A JP4075088B2 (ja) | 1996-12-18 | 1996-12-18 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10176221A true JPH10176221A (ja) | 1998-06-30 |
| JP4075088B2 JP4075088B2 (ja) | 2008-04-16 |
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ID=18314159
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33801696A Expired - Fee Related JP4075088B2 (ja) | 1996-12-18 | 1996-12-18 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4075088B2 (ja) |
-
1996
- 1996-12-18 JP JP33801696A patent/JP4075088B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JP4075088B2 (ja) | 2008-04-16 |
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