JPH10310822A - 磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH10310822A JPH10310822A JP9119937A JP11993797A JPH10310822A JP H10310822 A JPH10310822 A JP H10310822A JP 9119937 A JP9119937 A JP 9119937A JP 11993797 A JP11993797 A JP 11993797A JP H10310822 A JPH10310822 A JP H10310822A
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 方向性電磁鋼板の操業上の外乱による材質の
バラツキを無くし、安定した製品を製造する方法を提供
する。 【解決手段】 脱炭焼鈍工程の６５０℃以上の温度域を
材質モデルに基づいて所定の温度まで急速加熱して一次
再結晶組織を調整した後、窒化処理を行う。
バラツキを無くし、安定した製品を製造する方法を提供
する。 【解決手段】 脱炭焼鈍工程の６５０℃以上の温度域を
材質モデルに基づいて所定の温度まで急速加熱して一次
再結晶組織を調整した後、窒化処理を行う。
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
向性電磁鋼板を、材質予測モデルに基づき脱炭焼鈍パタ
−ンを制御することにより一次再結晶粒組織を調整し、
安定した磁気特性を作り込む製造方法を開示するもので
ある。
数で｛１１０｝＜００１＞方位に集積した、いわゆる方
向性電磁鋼板を、材質予測モデルに基づき脱炭焼鈍パタ
−ンを制御することにより一次再結晶粒組織を調整し、
安定した磁気特性を作り込む製造方法を開示するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、｛１１０｝＜００１
＞方位に集積した結晶粒により構成されたＳｉを０．８
〜４．８％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特性が要求される。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１．７Ｔ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が良好になる。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。
＞方位に集積した結晶粒により構成されたＳｉを０．８
〜４．８％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特性が要求される。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１．７Ｔ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が良好になる。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、一次
再結晶組織とインヒビタ−とよばれる微細析出物の調整
を行うことが必要である。
再結晶組織とインヒビタ−とよばれる微細析出物の調整
を行うことが必要である。
【０００４】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、特定の方位粒のみを優先成長
させる機能を持つ。これまでに工業的に用いられたイン
ヒビタ−として代表的なものとしては、M.F.Littmann
（特公昭３０−３６５１号公報），J.E.May ＆D.Turnbu
ll(Trans.Met.Soc.AIME212（１９５８年）p769等により
開示されたＭｎＳ、田口ら（特公昭４０−１５６４４号
公報）により開示されたＡｌＮ、今中ら（特公昭５１−
１３４６９号公報）により開示されたＭｎＳｅがある。
これらの析出物を微細析出させるために熱間圧延前のス
ラブ加熱時に析出物を完全固溶させた後に、熱間圧延及
びその後の焼鈍条件を制御して微細析出させる方法がと
られている。
一般の粒の成長を抑制し、特定の方位粒のみを優先成長
させる機能を持つ。これまでに工業的に用いられたイン
ヒビタ−として代表的なものとしては、M.F.Littmann
（特公昭３０−３６５１号公報），J.E.May ＆D.Turnbu
ll(Trans.Met.Soc.AIME212（１９５８年）p769等により
開示されたＭｎＳ、田口ら（特公昭４０−１５６４４号
公報）により開示されたＡｌＮ、今中ら（特公昭５１−
１３４６９号公報）により開示されたＭｎＳｅがある。
これらの析出物を微細析出させるために熱間圧延前のス
ラブ加熱時に析出物を完全固溶させた後に、熱間圧延及
びその後の焼鈍条件を制御して微細析出させる方法がと
られている。
【０００５】これらの析出物を完全固溶させるためには
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。
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。
【０００６】この問題を解消する低温スラブ加熱による
製造方法としては小松ら（特公昭６２ー４５２８５号公
報）は一次再結晶後に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。
製造方法としては小松ら（特公昭６２ー４５２８５号公
報）は一次再結晶後に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。
【０００７】一方、一次再結晶粒組織調整に関する知見
はほとんどなく、本願発明者らは例えば特開平２ー１８
２８６６号公報にその重要性を開示している。特に、低
温スラブ加熱による小松ら（特公昭６２ー４５２８５号
公報）による製造方法では一次再結晶焼鈍条件により一
次再結晶組織を大きく調整することができる。
はほとんどなく、本願発明者らは例えば特開平２ー１８
２８６６号公報にその重要性を開示している。特に、低
温スラブ加熱による小松ら（特公昭６２ー４５２８５号
公報）による製造方法では一次再結晶焼鈍条件により一
次再結晶組織を大きく調整することができる。
【０００８】方向性電磁鋼板の製造は、各工程の種々の
変動要因がインヒビターや一次再結晶組織を変動させ二
次再結晶挙動に影響を及ぼすために、厳しい管理基準を
設けて製造を行っている。しかしながら操業上の外乱を
なくすことは困難である。製造の安定性の点で、特に問
題となる工程は製鋼工程でのインヒビター系の成分調整
と熱延工程である。例えば、スラブ加熱時のスキッドの
加熱むら、仕上熱延の通板速度のズーミングなどに伴う
圧延、冷却条件の変化、仕上温度、巻き取温度のバラツ
キなどがあげられる。これらの外乱は熱延板の組織、析
出物の状態を変化させ最終製品の磁気特性のバラツキの
原因となる。
変動要因がインヒビターや一次再結晶組織を変動させ二
次再結晶挙動に影響を及ぼすために、厳しい管理基準を
設けて製造を行っている。しかしながら操業上の外乱を
なくすことは困難である。製造の安定性の点で、特に問
題となる工程は製鋼工程でのインヒビター系の成分調整
と熱延工程である。例えば、スラブ加熱時のスキッドの
加熱むら、仕上熱延の通板速度のズーミングなどに伴う
圧延、冷却条件の変化、仕上温度、巻き取温度のバラツ
キなどがあげられる。これらの外乱は熱延板の組織、析
出物の状態を変化させ最終製品の磁気特性のバラツキの
原因となる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような問
題を解消しようとするものであり、脱炭焼鈍前の操業上
の外乱により生じた材質のバラツキ要因を事前に予測
し、材質モデルに基づき脱炭焼鈍の焼鈍パターンを速や
かに変化させることにより一次再結晶組織を調整し、磁
気特性の均一な方向性電磁鋼板を製造する方法を提供す
るものである。
題を解消しようとするものであり、脱炭焼鈍前の操業上
の外乱により生じた材質のバラツキ要因を事前に予測
し、材質モデルに基づき脱炭焼鈍の焼鈍パターンを速や
かに変化させることにより一次再結晶組織を調整し、磁
気特性の均一な方向性電磁鋼板を製造する方法を提供す
るものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、以下の通りで
ある。
ある。
【００１１】（１） 重量％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１２
８０℃以下の温度で加熱し熱間圧延した後、１回もしく
は焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延により最終板厚と
し、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方
法において、脱炭焼鈍工程で少なくとも６５０℃までは
平均加熱速度１０〜４０℃/secで加熱し、次いで６０℃
/sec以上の加熱速度で材質予測モデルに基づいて算出し
た温度まで加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整
し、その後窒化処理を行うことを特徴とする磁気特性の
安定した方向性電磁鋼板の製造方法。
％、Ｃ ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１
〜０．０６５％、Ｎ ：０．０１２％以下を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１２
８０℃以下の温度で加熱し熱間圧延した後、１回もしく
は焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延により最終板厚と
し、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方
法において、脱炭焼鈍工程で少なくとも６５０℃までは
平均加熱速度１０〜４０℃/secで加熱し、次いで６０℃
/sec以上の加熱速度で材質予測モデルに基づいて算出し
た温度まで加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整
し、その後窒化処理を行うことを特徴とする磁気特性の
安定した方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１２】（２） 重量％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１２
８０℃以下の温度で加熱し熱間圧延した後、一回もしく
は焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延により最終板厚と
し、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方
法において、脱炭焼鈍工程の後半で６０℃/sec以上の加
熱速度で材質予測モデルに基づいて算出した温度まで加
熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整し、その後窒化
処理を行うことを特徴とする磁気特性の安定した方向性
電磁鋼板の製造方法。
％、Ｃ ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１
〜０．０６５％、Ｎ ：０．０１２％以下を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１２
８０℃以下の温度で加熱し熱間圧延した後、一回もしく
は焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延により最終板厚と
し、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方
法において、脱炭焼鈍工程の後半で６０℃/sec以上の加
熱速度で材質予測モデルに基づいて算出した温度まで加
熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整し、その後窒化
処理を行うことを特徴とする磁気特性の安定した方向性
電磁鋼板の製造方法。
【００１３】本発明者らは、インヒビター成分、熱延板
の結晶組織と析出物の状態がわかっている冷延板を脱炭
焼鈍し、焼鈍条件と粒組織の関係を検討した結果、焼鈍
板の粒組織に一定の関係があること、そしてこれを予測
することにより優れた磁気特性が安定して得られること
が分かった。
の結晶組織と析出物の状態がわかっている冷延板を脱炭
焼鈍し、焼鈍条件と粒組織の関係を検討した結果、焼鈍
板の粒組織に一定の関係があること、そしてこれを予測
することにより優れた磁気特性が安定して得られること
が分かった。
【００１４】図１は焼鈍板の一時再結晶組織を予測する
材質モデルを概念的に示すものである。すなわち、熱延
板の成分、熱履歴および圧下履歴と、熱延板焼鈍の熱履
歴から、熱延板各部のフェライト粒径及び析出物（Ａｌ
Ｎ等）を計算して冷延前組織を予測し、求めた前記フェ
ライト粒径及び析出物の状態と、冷延板の熱履歴および
圧下履歴から目的の一時再結晶後の平均粒径となる一時
再結晶熱履歴（脱炭焼鈍温度）を求め、得られた条件に
基づいて一時再結晶の粒組織を調整した後窒化処理を施
し、インヒビターを形成し、仕上げ焼鈍を行うことによ
り、二次再結晶が安定し、磁気特性が均一になる事を確
認した。
材質モデルを概念的に示すものである。すなわち、熱延
板の成分、熱履歴および圧下履歴と、熱延板焼鈍の熱履
歴から、熱延板各部のフェライト粒径及び析出物（Ａｌ
Ｎ等）を計算して冷延前組織を予測し、求めた前記フェ
ライト粒径及び析出物の状態と、冷延板の熱履歴および
圧下履歴から目的の一時再結晶後の平均粒径となる一時
再結晶熱履歴（脱炭焼鈍温度）を求め、得られた条件に
基づいて一時再結晶の粒組織を調整した後窒化処理を施
し、インヒビターを形成し、仕上げ焼鈍を行うことによ
り、二次再結晶が安定し、磁気特性が均一になる事を確
認した。
【００１５】しかしながら、従来の脱炭焼鈍設備におい
ては、通常輻射熱を利用したラジアントチューブやエレ
マによる加熱が主体となるために前工程の外乱に応じて
焼鈍サイクルを短時間で変更することはできない。そこ
で、短時間で加熱温度を変更可能な誘電加熱、通電加熱
等を用いて焼鈍パターンを変化させることにより、一次
再結晶組織の調整を行うことにより製品の磁気特性を安
定化させる検討を行った。
ては、通常輻射熱を利用したラジアントチューブやエレ
マによる加熱が主体となるために前工程の外乱に応じて
焼鈍サイクルを短時間で変更することはできない。そこ
で、短時間で加熱温度を変更可能な誘電加熱、通電加熱
等を用いて焼鈍パターンを変化させることにより、一次
再結晶組織の調整を行うことにより製品の磁気特性を安
定化させる検討を行った。
【００１６】方向性電磁鋼板の脱炭焼鈍を急速加熱で行
うことは例えば、特開平１ー２９０７１６号公報に開示
されている。しかしながら、この開示された発明の目的
は室温から６７５℃以上の温度域まで１００℃/sec以上
の加熱速度で急速加熱を行うことにより二次再結晶組織
を微細にして鉄損得性を向上させることである。このよ
うな方法で急速加熱を行うと一次再結晶集合組織が大き
く変動するために、一次再結晶粒径を一定にしても磁気
特性が一定に制御できず長手方向等の磁気特性の均一化
には効果がないことが分かった。従って、従来の急速加
熱技術を単純に適用して焼鈍パターンを変化させた場合
には磁気特性を安定化させることができない。
うことは例えば、特開平１ー２９０７１６号公報に開示
されている。しかしながら、この開示された発明の目的
は室温から６７５℃以上の温度域まで１００℃/sec以上
の加熱速度で急速加熱を行うことにより二次再結晶組織
を微細にして鉄損得性を向上させることである。このよ
うな方法で急速加熱を行うと一次再結晶集合組織が大き
く変動するために、一次再結晶粒径を一定にしても磁気
特性が一定に制御できず長手方向等の磁気特性の均一化
には効果がないことが分かった。従って、従来の急速加
熱技術を単純に適用して焼鈍パターンを変化させた場合
には磁気特性を安定化させることができない。
【００１７】本発明者等は焼鈍パターンに関する研究を
重ね、急速加熱を開始する温度を適切に選ぶことによ
り、急速加熱焼鈍を採用しても一次再結晶集合組織に影
響を与えずに一次再結晶組織調整のみを行うことが可能
なことを確認した。
重ね、急速加熱を開始する温度を適切に選ぶことによ
り、急速加熱焼鈍を採用しても一次再結晶集合組織に影
響を与えずに一次再結晶組織調整のみを行うことが可能
なことを確認した。
【００１８】以下、インヒビター系の成分（酸可溶性Ａ
ｌ）に関して行った実験結果を基に説明する。重量でＳ
ｉ：３．２％、Ｃ：０．０５％、酸可溶性Ａｌ：（１）
０．０２４、及び（２）０．０２９％、Ｎ：０．０８％
を含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、
２．３mm厚に熱間圧延した。その後、１１２０℃で焼鈍
してから０．２３mm厚まで冷間圧延し、８１０〜８７０
℃の温度域で脱炭焼鈍し、アンモニア含有雰囲気で焼鈍
し窒素を０．０２％とした。ついでＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を行った。表１に
脱炭焼鈍後の一次再結晶組織（平均粒径）、及び製品の
磁気特性（Ｂ8 ）を示す。
ｌ）に関して行った実験結果を基に説明する。重量でＳ
ｉ：３．２％、Ｃ：０．０５％、酸可溶性Ａｌ：（１）
０．０２４、及び（２）０．０２９％、Ｎ：０．０８％
を含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、
２．３mm厚に熱間圧延した。その後、１１２０℃で焼鈍
してから０．２３mm厚まで冷間圧延し、８１０〜８７０
℃の温度域で脱炭焼鈍し、アンモニア含有雰囲気で焼鈍
し窒素を０．０２％とした。ついでＭｇＯを主成分とす
る焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を行った。表１に
脱炭焼鈍後の一次再結晶組織（平均粒径）、及び製品の
磁気特性（Ｂ8 ）を示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】表１より、鋼板１（酸可溶性Ａｌ：０．０
２４％）及び、鋼板２（酸可溶性Ａｌ：０．０２９％）
を同一の焼鈍温度で脱炭焼鈍すると製品の磁束密度（Ｂ
8 ）に相違が生じることが分かる。一方、脱炭焼鈍後の
一次再結晶平均粒径が同じ場合には、酸可溶性Ａｌの含
有量が相違するにもかかわらず、製品の磁気特性は同じ
レベルになる。
２４％）及び、鋼板２（酸可溶性Ａｌ：０．０２９％）
を同一の焼鈍温度で脱炭焼鈍すると製品の磁束密度（Ｂ
8 ）に相違が生じることが分かる。一方、脱炭焼鈍後の
一次再結晶平均粒径が同じ場合には、酸可溶性Ａｌの含
有量が相違するにもかかわらず、製品の磁気特性は同じ
レベルになる。
【００２１】したがって、方向性電磁鋼板の製造におい
て、脱炭焼鈍前の操業上の外乱により鋼板長手方向で上
記鋼板１と２とのように材質のバラツキが生じたとして
も、鋼板長手方向で一次再結晶平均粒径をほぼ均一とす
れば、製品の磁気特性の均一化を図ることができる。
て、脱炭焼鈍前の操業上の外乱により鋼板長手方向で上
記鋼板１と２とのように材質のバラツキが生じたとして
も、鋼板長手方向で一次再結晶平均粒径をほぼ均一とす
れば、製品の磁気特性の均一化を図ることができる。
【００２２】例えば、鋼板１及び２から磁束密度
（Ｂ8 ）が約１．９３Ｔの製品を製造するためには、一
次再結晶平均粒径を約２５μｍに調整すれば良い。両鋼
板の一次再結晶平均粒径を約２５μｍとするには、鋼板
１では８７０℃、鋼板２では８５０℃と焼鈍温度を変更
する必要がある。
（Ｂ8 ）が約１．９３Ｔの製品を製造するためには、一
次再結晶平均粒径を約２５μｍに調整すれば良い。両鋼
板の一次再結晶平均粒径を約２５μｍとするには、鋼板
１では８７０℃、鋼板２では８５０℃と焼鈍温度を変更
する必要がある。
【００２３】そこで、エレマによる輻射加熱方式（１０
℃/sec）と通電加熱（６０、３００℃/sec）とを組み合
わせて、加熱途中までは輻射加熱方式により加熱し、次
いで通電加熱によって鋼板を加熱し、鋼板１については
均熱温度８７０℃で、鋼板２については８５０℃で脱炭
焼鈍を行った。その後アンモニア含有雰囲気で焼鈍し窒
素を０．０２％とした。ついでＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を行い、得られた製品
の磁束密度Ｂ8 を測定した。
℃/sec）と通電加熱（６０、３００℃/sec）とを組み合
わせて、加熱途中までは輻射加熱方式により加熱し、次
いで通電加熱によって鋼板を加熱し、鋼板１については
均熱温度８７０℃で、鋼板２については８５０℃で脱炭
焼鈍を行った。その後アンモニア含有雰囲気で焼鈍し窒
素を０．０２％とした。ついでＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を行い、得られた製品
の磁束密度Ｂ8 を測定した。
【００２４】図２（ａ）に鋼板１から得られた製品の磁
束密度Ｂ8 （Ｔ）と急速加熱開始温度Ｔｒ（℃）との相
関を、図２（ｂ）に鋼板２から得られた製品の磁束密度
Ｂ8（Ｔ）と急速加熱開始温度Ｔｒ（℃）との相関をそ
れぞれ示す。なお、ここで急速加熱開始温度Ｔｒとは、
通電加熱によって鋼板を加熱し始める温度をいう。図２
より明らかなように、いずれの鋼板においても急速加熱
装置による加熱開始温度が６５０℃より低い場合には磁
束密度（Ｂ8 ）は加熱速度により大きく変化するが、急
速加熱開始温度を６５０℃以上とすれば二次再結晶後の
磁気特性（Ｂ8 ）は一次再結晶粒径に応じて安定するこ
とが分かる。いずれの焼鈍サイクルによっても焼鈍後の
一次再結晶平均粒径は２４．５〜２６μｍの範囲にある
ので、急速加熱開始温度が６５０℃より低い場合に磁束
密度（Ｂ8 ）が加熱速度により大きく変化したのは集合
組織の影響と考えられる。
束密度Ｂ8 （Ｔ）と急速加熱開始温度Ｔｒ（℃）との相
関を、図２（ｂ）に鋼板２から得られた製品の磁束密度
Ｂ8（Ｔ）と急速加熱開始温度Ｔｒ（℃）との相関をそ
れぞれ示す。なお、ここで急速加熱開始温度Ｔｒとは、
通電加熱によって鋼板を加熱し始める温度をいう。図２
より明らかなように、いずれの鋼板においても急速加熱
装置による加熱開始温度が６５０℃より低い場合には磁
束密度（Ｂ8 ）は加熱速度により大きく変化するが、急
速加熱開始温度を６５０℃以上とすれば二次再結晶後の
磁気特性（Ｂ8 ）は一次再結晶粒径に応じて安定するこ
とが分かる。いずれの焼鈍サイクルによっても焼鈍後の
一次再結晶平均粒径は２４．５〜２６μｍの範囲にある
ので、急速加熱開始温度が６５０℃より低い場合に磁束
密度（Ｂ8 ）が加熱速度により大きく変化したのは集合
組織の影響と考えられる。
【００２５】以上のように、上記のような材質のバラツ
キを有する方向性電磁鋼板を連続的に製造する場合に、
従来のように室温から急速加熱を行い粒径調整を行って
も磁気特性は安定化しないが、急速加熱を開始する温度
を適切に選ぶことにより一次再結晶集合組織に影響を与
えずに一次再結晶組織の粒径調整することが可能であ
る。このような加熱方法を用いて、一次再結晶組織の粒
径を均一化するべく鋼板長手方向の各部位において均熱
温度を変更することにより、鋼板長手方向の磁気特性が
安定した製品を製造できる。
キを有する方向性電磁鋼板を連続的に製造する場合に、
従来のように室温から急速加熱を行い粒径調整を行って
も磁気特性は安定化しないが、急速加熱を開始する温度
を適切に選ぶことにより一次再結晶集合組織に影響を与
えずに一次再結晶組織の粒径調整することが可能であ
る。このような加熱方法を用いて、一次再結晶組織の粒
径を均一化するべく鋼板長手方向の各部位において均熱
温度を変更することにより、鋼板長手方向の磁気特性が
安定した製品を製造できる。
【００２６】また、本発明では鋼板長手方向の各部位に
おいて均熱温度を変更するものであるが、その均熱温度
は焼鈍板の一次再結晶組織を予測する材質モデルによっ
て決定する。
おいて均熱温度を変更するものであるが、その均熱温度
は焼鈍板の一次再結晶組織を予測する材質モデルによっ
て決定する。
【００２７】図１は本発明における材質モデルを示す概
略図であるが、より具体的には、例えば冷延前のフェラ
イト粒径（Ｄ0 ）、析出物の量（Ｉ0 ）、析出物の平均
粒径（ｒ0 ）、冷延の熱履歴｛例えば温度（Ｔc ）、滞
在時間（ｔc ）、圧下履歴［パス回数（Ｎp ）、圧下率
（Ｒ）等］｝、脱炭焼鈍履歴［加熱速度（ｄＴ）、均熱
温度（Ｔs ）、均熱時間（ｔs ）］等の金属学的に重要
な因子と、一次再結晶粒径（Ｄ）との関係を、理論と実
験により回帰式、すなわち、 Ｄ＝ｆ｛Ｄ0 ，Ｉ0 ，ｒ0 ，Ｔc ，ｔc ，Ｎp ，Ｒ，ｄ
Ｔ，Ｔs ，ｔs ・・・｝ として予め求めてこれを材質予測モデルとしてもよい。
例えば、このような回帰式から所望の結晶粒径Ｄを得る
ための脱炭焼鈍温度（均熱温度：Ｔs ）を求めるには、
Ｔs 以外の値を入力して、Ｔs を算出すればよい。
略図であるが、より具体的には、例えば冷延前のフェラ
イト粒径（Ｄ0 ）、析出物の量（Ｉ0 ）、析出物の平均
粒径（ｒ0 ）、冷延の熱履歴｛例えば温度（Ｔc ）、滞
在時間（ｔc ）、圧下履歴［パス回数（Ｎp ）、圧下率
（Ｒ）等］｝、脱炭焼鈍履歴［加熱速度（ｄＴ）、均熱
温度（Ｔs ）、均熱時間（ｔs ）］等の金属学的に重要
な因子と、一次再結晶粒径（Ｄ）との関係を、理論と実
験により回帰式、すなわち、 Ｄ＝ｆ｛Ｄ0 ，Ｉ0 ，ｒ0 ，Ｔc ，ｔc ，Ｎp ，Ｒ，ｄ
Ｔ，Ｔs ，ｔs ・・・｝ として予め求めてこれを材質予測モデルとしてもよい。
例えば、このような回帰式から所望の結晶粒径Ｄを得る
ための脱炭焼鈍温度（均熱温度：Ｔs ）を求めるには、
Ｔs 以外の値を入力して、Ｔs を算出すればよい。
【００２８】また、本発明者等は脱炭焼鈍の後半に急速
加熱装置を用いて材質モデルに基づいた温度まで加熱す
ることによっても、一次再結晶集合組織に影響を与えず
に、一次再結晶組織の粒径調整のみが可能であることを
も確認した。
加熱装置を用いて材質モデルに基づいた温度まで加熱す
ることによっても、一次再結晶集合組織に影響を与えず
に、一次再結晶組織の粒径調整のみが可能であることを
も確認した。
【００２９】前述の鋼板をもとに、鋼板２については均
熱温度８５０℃で脱炭焼鈍を行った。そして鋼板１につ
いては、一部の試料は均熱８５０℃の温度で脱炭焼鈍を
行った後、通電加熱（６０、３００℃/sec）により８７
０〜９２０℃まで加熱して短時間の追加焼鈍を行い粒径
調整をした。さらに鋼板１の一部の試料については、室
温から８７０℃まで通電加熱（６０、３００℃/sec）に
より急速加熱して粒径調整を行った。その後アンモニア
含有雰囲気で焼鈍し窒素を０．０２％とした。ついでＭ
ｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍
を行った。
熱温度８５０℃で脱炭焼鈍を行った。そして鋼板１につ
いては、一部の試料は均熱８５０℃の温度で脱炭焼鈍を
行った後、通電加熱（６０、３００℃/sec）により８７
０〜９２０℃まで加熱して短時間の追加焼鈍を行い粒径
調整をした。さらに鋼板１の一部の試料については、室
温から８７０℃まで通電加熱（６０、３００℃/sec）に
より急速加熱して粒径調整を行った。その後アンモニア
含有雰囲気で焼鈍し窒素を０．０２％とした。ついでＭ
ｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍
を行った。
【００３０】
【表２】
【００３１】表２より明らかなように、加熱速度６０℃
/sec、及び３００℃/secにいずれの加熱速度においても
加熱温度８７０〜９１０℃で焼鈍して一次再結晶平均粒
径を約２５μｍに調整することにより磁束密度
（Ｂ8 ）：約１．９３Ｔの製品が製造できることが分か
る。一方、脱炭焼鈍の最初から急速加熱装置により急速
加熱を施した試料は、一次再結晶平均粒径はほぼ同じで
も製品の磁気特性が大きく異なる。これは脱炭焼鈍の低
温域を急速加熱すると集合組織が大きく変化するのでそ
のためであると考えられる。
/sec、及び３００℃/secにいずれの加熱速度においても
加熱温度８７０〜９１０℃で焼鈍して一次再結晶平均粒
径を約２５μｍに調整することにより磁束密度
（Ｂ8 ）：約１．９３Ｔの製品が製造できることが分か
る。一方、脱炭焼鈍の最初から急速加熱装置により急速
加熱を施した試料は、一次再結晶平均粒径はほぼ同じで
も製品の磁気特性が大きく異なる。これは脱炭焼鈍の低
温域を急速加熱すると集合組織が大きく変化するのでそ
のためであると考えられる。
【００３２】以上のように従来の脱炭焼鈍設備により焼
鈍した後、材質予測モデルに応じて急速加熱設備により
粒径調整を行うことによって、二次再結晶後の磁気特性
（Ｂ8 ）の安定した製品を製造できる。従って、無方向
性電磁鋼板を連続して製造する際に、材質予測モデルに
基づいて急速加熱装置により追加焼鈍し粒径調整を行う
ことにより、安定して同一レベルの磁気特性を持つ製品
が製造できる。
鈍した後、材質予測モデルに応じて急速加熱設備により
粒径調整を行うことによって、二次再結晶後の磁気特性
（Ｂ8 ）の安定した製品を製造できる。従って、無方向
性電磁鋼板を連続して製造する際に、材質予測モデルに
基づいて急速加熱装置により追加焼鈍し粒径調整を行う
ことにより、安定して同一レベルの磁気特性を持つ製品
が製造できる。
【００３３】
【発明の実施の形態】次に、本願発明の実施形態を述べ
る。本願発明において、Ｓｉ：０．８〜４．８％，Ｃ：
０．０８５％以下，酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６
５％，Ｎ：０．０１２％以下が必要である。
る。本願発明において、Ｓｉ：０．８〜４．８％，Ｃ：
０．０８５％以下，酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６
５％，Ｎ：０．０１２％以下が必要である。
【００３４】Ｓｉ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％より少ないと仕上焼鈍時にγ変態が生じ結晶方
位が損なわれてしまう。
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％より少ないと仕上焼鈍時にγ変態が生じ結晶方
位が損なわれてしまう。
【００３５】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。
【００３６】酸可溶性Ａｌは、本願発明においてＮと結
合して（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎとしてインヒビターとしての機
能をはたすために必須の元素である。二次再結晶が安定
しする０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。Ｎは
０．０１２％をこえるとブリスターとよばれる鋼板中の
空孔を生じる。
合して（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎとしてインヒビターとしての機
能をはたすために必須の元素である。二次再結晶が安定
しする０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。Ｎは
０．０１２％をこえるとブリスターとよばれる鋼板中の
空孔を生じる。
【００３７】その他、Ｓは磁気特性に悪影響をので０．
０１５％以下とすることが望ましい。Ｓｎは脱炭焼鈍後
の集合組織を改善し、二次再結晶を安定化する。０．０
２〜０．１５％添加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、本願特許の主旨を損なうものではない。
０１５％以下とすることが望ましい。Ｓｎは脱炭焼鈍後
の集合組織を改善し、二次再結晶を安定化する。０．０
２〜０．１５％添加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、本願特許の主旨を損なうものではない。
【００３８】上記、珪素鋼スラブは転炉、または電気炉
等により鋼を溶性し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処
理し、つ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、熱間圧延に先だってスラブ
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、高温スラブ加熱の諸問題を回避
する。
等により鋼を溶性し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処
理し、つ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、熱間圧延に先だってスラブ
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、高温スラブ加熱の諸問題を回避
する。
【００３９】上記、熱間圧延して得られた鋼板は、必要
に応じて９００〜１２００℃で３０秒〜３０分間短時間
焼鈍した後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二回以上に冷間
圧延により最終板厚とする。この焼鈍を行うことにより
熱延板の組織を再結晶により調整し、また析出物を調整
することができるので製品の磁気特性が一般に良くな
る。冷間圧延としては、特公昭４０ー１５６４４号公報
に示されるように最終冷間圧延率を８０％以上とするこ
とが、一次再結晶集合組織を調整するうえで必要であ
る。
に応じて９００〜１２００℃で３０秒〜３０分間短時間
焼鈍した後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二回以上に冷間
圧延により最終板厚とする。この焼鈍を行うことにより
熱延板の組織を再結晶により調整し、また析出物を調整
することができるので製品の磁気特性が一般に良くな
る。冷間圧延としては、特公昭４０ー１５６４４号公報
に示されるように最終冷間圧延率を８０％以上とするこ
とが、一次再結晶集合組織を調整するうえで必要であ
る。
【００４０】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。この脱
炭焼鈍工程において少なくとも６５０℃までは平均加熱
速度１０〜４０℃/secで加熱し、引き続いて材質予測モ
デルに基づいて算出した焼鈍温度まで６０℃/sec以上の
加熱速度で加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整す
る。
除去するために湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を施す。この脱
炭焼鈍工程において少なくとも６５０℃までは平均加熱
速度１０〜４０℃/secで加熱し、引き続いて材質予測モ
デルに基づいて算出した焼鈍温度まで６０℃/sec以上の
加熱速度で加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整す
る。
【００４１】急速加熱の開始温度を６５０℃以上と限定
したのは、この温度より低温から急速加熱をおこなうと
一次再結晶集合組織が大きく変化してかえって磁気特性
が変動するからである。なお、急速加熱を行う前の平均
加熱速度を１０〜４０℃/secとしたのは、下限の限定は
材質上の問題というよりは１０℃/sec未満では時間がか
かりすぎ、炉長も長くなりコストが高くなるためであ
る。また、上限は４０℃/secより速くなると集合組織が
大きく変化してしまい粒組織のみでは磁気特性が整理で
きなくなるからである。
したのは、この温度より低温から急速加熱をおこなうと
一次再結晶集合組織が大きく変化してかえって磁気特性
が変動するからである。なお、急速加熱を行う前の平均
加熱速度を１０〜４０℃/secとしたのは、下限の限定は
材質上の問題というよりは１０℃/sec未満では時間がか
かりすぎ、炉長も長くなりコストが高くなるためであ
る。また、上限は４０℃/secより速くなると集合組織が
大きく変化してしまい粒組織のみでは磁気特性が整理で
きなくなるからである。
【００４２】また、脱炭焼鈍工程において脱炭焼鈍後半
に材質予測モデルに基づいて算出した温度まで６０℃/s
ec以上の加熱速度で急速加熱して一次再結晶組織の平均
粒径を調整してもよい。
に材質予測モデルに基づいて算出した温度まで６０℃/s
ec以上の加熱速度で急速加熱して一次再結晶組織の平均
粒径を調整してもよい。
【００４３】急速加熱の方法は特に限定するものではな
く、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が
ある。
く、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が
ある。
【００４４】上記条件で一次再結晶組織を調整した後、
窒化処理によりインヒビター（（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ）を調
整する。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して仕上焼鈍中
に行う方法等がある。窒化処理後の窒素量としては二次
再結晶を安定的に行わせるためには鋼中のＡｌ量に対し
てＮ／Ａｌが重量比として０．５以上、好ましくは０．
６７以上とする必要がある。その後、仕上焼鈍を行い
｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結晶により優先成
長させる。
窒化処理によりインヒビター（（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ）を調
整する。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して仕上焼鈍中
に行う方法等がある。窒化処理後の窒素量としては二次
再結晶を安定的に行わせるためには鋼中のＡｌ量に対し
てＮ／Ａｌが重量比として０．５以上、好ましくは０．
６７以上とする必要がある。その後、仕上焼鈍を行い
｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結晶により優先成
長させる。
【００４５】
［実施例１］Ｓｉ：３．２％，Ｃ：０．０５％，酸可溶
性Ａｌ：０．０３％，Ｎ：０．００７％，Ｍｎ：０．１
％，Ｓ：０．００７％，Ｃｒ：０．１％，Ｓｎ：０．０
５％含有する珪素鋼スラブを１１５０℃に加熱し、熱間
圧延して２．３mm厚とした。この材料の長手方向のスラ
ブ加熱時のスキッドによる加熱温度履歴の差等を基に、
まず熱延板の各部の析出物粒径（ＡｌＮ等）及び、フェ
ライト粒径を算出した。次に、これらのデータとあわせ
て冷延時の温度履歴をインプットし一次再結晶平均粒径
が一定（２２μｍ）となる一次再結晶焼鈍温度を算出し
たところ、８６０℃〜８８０℃の温度範囲で長手方向の
焼鈍温度を変更すれば、磁束密度（Ｂ8）として１．９
０Ｔの製品を安定して製造できることが分かった。そこ
で、この材質モデルに基づいて長手方向の焼鈍パターン
を変更して脱炭焼鈍を行った後、アンモニア含有雰囲気
中でし、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、１２００℃で２
０時間仕上焼鈍を施した。製品の長手方向の磁気特性
（鉄損：Ｗ17/50 ）を図３に示す。図３より、材質モデ
ルに基づいて脱炭焼鈍の焼鈍パターンを制御することに
より、スキッドに起因する熱延工程の加熱むらに影響さ
れず磁気特性が安定化することが分かる。
性Ａｌ：０．０３％，Ｎ：０．００７％，Ｍｎ：０．１
％，Ｓ：０．００７％，Ｃｒ：０．１％，Ｓｎ：０．０
５％含有する珪素鋼スラブを１１５０℃に加熱し、熱間
圧延して２．３mm厚とした。この材料の長手方向のスラ
ブ加熱時のスキッドによる加熱温度履歴の差等を基に、
まず熱延板の各部の析出物粒径（ＡｌＮ等）及び、フェ
ライト粒径を算出した。次に、これらのデータとあわせ
て冷延時の温度履歴をインプットし一次再結晶平均粒径
が一定（２２μｍ）となる一次再結晶焼鈍温度を算出し
たところ、８６０℃〜８８０℃の温度範囲で長手方向の
焼鈍温度を変更すれば、磁束密度（Ｂ8）として１．９
０Ｔの製品を安定して製造できることが分かった。そこ
で、この材質モデルに基づいて長手方向の焼鈍パターン
を変更して脱炭焼鈍を行った後、アンモニア含有雰囲気
中でし、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、１２００℃で２
０時間仕上焼鈍を施した。製品の長手方向の磁気特性
（鉄損：Ｗ17/50 ）を図３に示す。図３より、材質モデ
ルに基づいて脱炭焼鈍の焼鈍パターンを制御することに
より、スキッドに起因する熱延工程の加熱むらに影響さ
れず磁気特性が安定化することが分かる。
【００４６】［実施例２］Ｓｉ：３．２％，Ｃ：０．０
５％，酸可溶性Ａｌ：０．０２５％，Ｎ：０．００７
％，Ｍｎ：０．１％，Ｓ：０．００７％，Ｃｒ：０．１
％，Ｓｎ：０．０５％を含有する珪素鋼スラブ（鋼板
１）、及び、Ｓｉ：３．２％，Ｃ：０．０５％，酸可溶
性Ａｌ：０．０２７％，Ｎ：０．００８％，Ｍｎ：０．
１％，Ｓ：０．００８％，Ｃｒ：０．１％，Ｓｎ：０．
０４％を含有する珪素鋼スラブ（鋼板２）を１１５０℃
で３０秒間加熱し、熱間圧延して２．３mm厚とした。そ
の後１１２０℃で熱延板を焼鈍した後、冷間圧延して最
終板厚０．２３mmとした。これらの材料の成分、及び熱
延及びその後の焼鈍の履歴を基に、まず冷延前の鋼板各
部位の析出物粒径（ＡｌＮ等）及び、フェライト粒径を
算出した。次に、これらのデータとあわせて冷延時の温
度履歴をインプットし一次再結晶平均粒径が２５μｍと
一定となる一次再結晶焼鈍温度を算出したところ、均熱
温度８４０℃で９０秒焼鈍した後、急速加熱（１００℃
/sec）し８６０〜８８０℃の温度範囲で３０秒長手方向
の焼鈍温度を変更すれば良いことが分かった。そこで、
上記の２コイルをつなぎこの材質モデルに基づいて長手
方向の焼鈍パターンを変更して脱炭焼鈍を行った。比較
として全コイルを８５０℃で１２０秒焼鈍を行った。こ
れらのコイルをアンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、窒素
量を０．０２％とし、次いで、ＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布した後、１２００℃で２０時間仕上焼鈍
を施した。
５％，酸可溶性Ａｌ：０．０２５％，Ｎ：０．００７
％，Ｍｎ：０．１％，Ｓ：０．００７％，Ｃｒ：０．１
％，Ｓｎ：０．０５％を含有する珪素鋼スラブ（鋼板
１）、及び、Ｓｉ：３．２％，Ｃ：０．０５％，酸可溶
性Ａｌ：０．０２７％，Ｎ：０．００８％，Ｍｎ：０．
１％，Ｓ：０．００８％，Ｃｒ：０．１％，Ｓｎ：０．
０４％を含有する珪素鋼スラブ（鋼板２）を１１５０℃
で３０秒間加熱し、熱間圧延して２．３mm厚とした。そ
の後１１２０℃で熱延板を焼鈍した後、冷間圧延して最
終板厚０．２３mmとした。これらの材料の成分、及び熱
延及びその後の焼鈍の履歴を基に、まず冷延前の鋼板各
部位の析出物粒径（ＡｌＮ等）及び、フェライト粒径を
算出した。次に、これらのデータとあわせて冷延時の温
度履歴をインプットし一次再結晶平均粒径が２５μｍと
一定となる一次再結晶焼鈍温度を算出したところ、均熱
温度８４０℃で９０秒焼鈍した後、急速加熱（１００℃
/sec）し８６０〜８８０℃の温度範囲で３０秒長手方向
の焼鈍温度を変更すれば良いことが分かった。そこで、
上記の２コイルをつなぎこの材質モデルに基づいて長手
方向の焼鈍パターンを変更して脱炭焼鈍を行った。比較
として全コイルを８５０℃で１２０秒焼鈍を行った。こ
れらのコイルをアンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、窒素
量を０．０２％とし、次いで、ＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布した後、１２００℃で２０時間仕上焼鈍
を施した。
【００４７】製品の長手方向の磁気特性を表３に示す。
表３より、材質モデルに基づいて脱炭焼鈍のパターンを
制御することにより、長手方向で磁気特性が安定化する
ことが分かる。
表３より、材質モデルに基づいて脱炭焼鈍のパターンを
制御することにより、長手方向で磁気特性が安定化する
ことが分かる。
【００４８】
【表３】
【００４９】
【発明の効果】本発明により、製鋼・熱延工程の操業上
のバラツキを軽減し、工業的に安定した磁気特性を持つ
方向性電磁鋼板を製造することができる。
のバラツキを軽減し、工業的に安定した磁気特性を持つ
方向性電磁鋼板を製造することができる。
【図１】材質予測モデルシステムの模式図である。
【図２】脱炭焼鈍の焼鈍サイクルと仕上焼鈍後の製品の
磁束密度：Ｂ8 の関係を示した図表である。
磁束密度：Ｂ8 の関係を示した図表である。
【図３】（ａ）材質モデルに基づいて脱炭焼鈍の焼鈍パ
ターンを制御した製品の長手方向の磁気特性（鉄損：Ｗ
17/50 ）を示す図表。 （ｂ）焼鈍パターンを制御しなかった製品の長手方向の
磁気特性（鉄損：Ｗ17 /50 ）を示す図表。
ターンを制御した製品の長手方向の磁気特性（鉄損：Ｗ
17/50 ）を示す図表。 （ｂ）焼鈍パターンを制御しなかった製品の長手方向の
磁気特性（鉄損：Ｗ17 /50 ）を示す図表。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％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１２８０℃以下の温度で加熱し熱間圧延した
後、１回もしくは焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延によ
り最終板厚とし、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍工程で少なくとも６
５０℃までは平均加熱速度１０〜４０℃/secで加熱し、
次いで６０℃/sec以上の加熱速度で材質予測モデルに基
づいて算出した温度まで加熱して一次再結晶組織の平均
粒径を調整し、その後窒化処理を行うことを特徴とする
磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％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１２８０℃以下の温度で加熱し熱間圧延した
後、一回もしくは焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延によ
り最終板厚とし、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を行う方向性電磁
鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍工程の後半で６０℃
/sec以上の加熱速度で材質予測モデルに基づいて算出し
た温度まで加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整
し、その後窒化処理を行うことを特徴とする磁気特性の
安定した方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9119937A JPH10310822A (ja) | 1997-05-09 | 1997-05-09 | 磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9119937A JPH10310822A (ja) | 1997-05-09 | 1997-05-09 | 磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10310822A true JPH10310822A (ja) | 1998-11-24 |
Family
ID=14773865
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9119937A Pending JPH10310822A (ja) | 1997-05-09 | 1997-05-09 | 磁気特性の安定した方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10310822A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015537112A (ja) * | 2012-09-27 | 2015-12-24 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 高磁束密度汎用方向性ケイ素鋼の製造方法 |
-
1997
- 1997-05-09 JP JP9119937A patent/JPH10310822A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015537112A (ja) * | 2012-09-27 | 2015-12-24 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 高磁束密度汎用方向性ケイ素鋼の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020716 |