JP2001040449A - 磁束密度および鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法と同鋼板製造用の最終冷間圧延前鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＡｌＮをインヒビターとして、より高磁束密
度で、かつ低鉄損の一方向性電磁鋼板を安定して製造す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.025 〜0.10％、Ｓｉ：
2.5 〜4.5 ％、Ｍｎ：0.05〜0.45％、Ｓおよび／または
Ｓｅ：0.04％以下、Ａｌ：0.015 〜0.04％、Ｎ：0.02％
以下、Ｃｒ：0.01〜0.20％、Ｐ：0.003 〜0.10％を含有
し、かつ、降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／引張強度Ｔ
Ｓ）が0.7 〜0.8 の最終冷間圧延前鋼板。また、一方向
性電磁鋼板を製造する方法において、最終冷延前の焼鈍
加熱に続く冷却過程で、Ａｒ₁ ＋50℃から550 ℃までの
温度域における冷却速度ＣＲを、下記（１）式に従って
制御する。 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ）≧5.36−2.36Ｍｎ_eq（％）…
…（１） ただし、Ｍｎ_eq＝Ｍｎ（％）＋0.45Ｓｉ（％）＋1.15Ｃ
ｒ（％）＋2.0 Ｐ（％）。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、磁気特性および
鉄損の優れる一方向性電磁鋼板の製造方法と同鋼板製造
用の鋼板に関し、特に、最終冷間圧延前に施す焼鈍の冷
却過程において、この冷却速度を所定の式に従い制御
し、鋼板における降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／熱延方
向の引張強度ＴＳ）を所定の範囲に調整することによっ
て、磁束密度および鉄損の向上を図るものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板には、磁気特性とし
て、磁束密度が高いことと、鉄損が低いことが要求され
る。近年、製造技術の進歩により、例えば、０．２３ｍ
ｍの板厚の鋼板では、磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／
ｍにおける値）：１．９２Ｔのものが得られ、また、鉄
損特性Ｗ１７／５０（５０Ｈｚで１．７Ｔの最大磁化の
時の値）が０．８５Ｗ／ｋｇの如き優れた製品が工業的
規模で生産可能となっている。

【０００３】かかる優れた磁気特性を有する一方向性電
磁鋼板は、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が、鋼
板の圧延方向に高度に揃った結晶組織で構成されるもの
であり、このような結晶集合組織は、一方向性電磁鋼板
の製造工程中、最終仕上焼鈍の際に、いわゆるゴス方位
と称される（１１０）〔００１〕方位を有する結晶粒を
優先的に巨大成長させる２次再結晶と呼ばれる現象を通
じて形成される。この（１１０）〔００１〕方位の２次
再結晶粒を十分に成長させるための基本的な要件とし
て、２次再結晶過程において（１１０）〔００１〕方位
以外の好ましくない方位を有する結晶粒の成長を抑制す
るインヒビターの存在と、（１１０）〔００１〕方位の
２次再結晶粒が十分に発達するのに好適な１次再結晶組
織の形成とが不可欠であることは周知の事実である。

【０００４】ここに、インヒビターとしては、一般に、
ＡｌＮ、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、Ｃｕ₂Ｓ等の微細析出物が
利用され、さらに、これらに加えて、Ｓｎ、Ｓｂなどの
粒界偏析型の成分が、インヒビターの効果を補強する複
合添加成分として利用されている。一般に、ＭｎＳやＭ
ｎＳｅを主要インヒビターとするものは、２次再結晶粒
径が小さくなるので、鉄損の低下の点で有利であった
が、近年、レーザー照射法や機械的磁区制御法など、人
工的に擬似粒界を導入し、磁区細分化が図れるようにな
って以後、２次再結晶粒径のサイズが小さいことによる
優位性を失い、磁束密度の高いことが、優位性を有する
ようになってきている。

【０００５】磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を得る方
法は古くから知られており、例えば、特公昭４６−２３
８２０号公報には、 ａ．高温スラブ加熱により、ＡｌＮのインヒビター成分
を固溶させる、 ｂ．鋼中にインヒビター成分としてＡｌを含有させる、 ｃ．最終冷延前の焼鈍後の冷却を急冷にしてＡｌＮを析
出させる、 ｄ．最終冷延の圧下率を６５％から９５％と高圧下率と
する、 の４点の結合により、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板
を製造できることが開示されている。

【０００６】しかしながら、この方法においても、Ｂ８
≧１．９４Ｔ以上の製品を安定的に製造することは困難
であった。一方、特開昭６２−４０３１５号公報には、
ＡｌＮインヒビターを後工程で作り込み、スラブ加熱を
低温スラブ加熱とする方法が開示されている。この方法
は、前記ａ点に必然的に伴なう設備的デメリットを回避
するために開発されたものであるが、相反して、熱間圧
延におけるＡｌＮの溶解が不充分なため前記ｃ点のＡｌ
Ｎ析出効果が活かされず、これに代わる磁束密度Ｂ８を
向上せしめる技術の開発が急務であった。

【０００７】なお、本発明者らは、後述するように、最
終の冷間圧延の前に施す焼鈍の後に生成する無拡散変態
相（ベイナイト相、マルテンサイト相）に着目して、問
題解決の糸口を把んだものであるが、前述の特公昭４６
−２３８２０号公報は、同公報記載の実施例１で、焼鈍
後、１００℃の湯中に鋼板を投入して急冷する技術を開
示しているものの、急冷後の変態相については、何ら言
及していない。そして、上記実施例１によると、１００
０℃→７５０℃までの冷却が約１０秒、７５０℃→１０
０℃までの冷却が約２５秒であるから、この場合、数十
Åの極めて微細な炭化物が析出するか、もしくは、炭化
物の析出が抑えられて、炭素が鋼中に過飽和のまま固溶
した状態になっているものと推定される。

【０００８】一方、無拡散変態相は、オーステナイト相
が存在する変態温度（Ａｒ₁ 点＝約７２５℃）以上から
急冷した場合に生成する。そして、その際、冷却速度が
早いと、変態相がより硬くなり、変態相周辺には、転位
が高密度に生成するようになる。他に、焼鈍後の冷却に
関する技術が、特公昭５６−３８９２号公報、特開昭５
８−１５７９１７号公報及び特開昭６１−１４９４３２
号公報に開示されている。

【０００９】特公昭５６−３８９２号公報は、２回冷延
法における最終冷延前の焼鈍後の冷却で、６００℃から
３００℃までの間を１５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で
冷却し、冷却後の固溶Ｃを増加する技術を開示してい
る。この技術は、鋼中の固溶Ｃを増加させ、かつ、冷間
圧延時のパス間での時効効果を有効に作用させることに
より、磁気特性を向上せしめるものである。

【００１０】特開昭５８−１５７９１７号公報は、１０
０Åから５００Åまでの微細炭化物を、多数、中間焼鈍
後の冷却時に析出させる技術、すなわち、中間焼鈍後の
冷却を３００℃まで急冷し、３００℃から１５０℃まで
の温度域を８秒から３０秒間で徐冷して、１００Åから
５００Åのサイズの微細炭化物を析出させ、これによ
り、再結晶後の（１１０）強度を増加し、磁気特性を向
上せしめる技術を開示している。

【００１１】特開昭６１−１４９４３２号公報は、中間
焼鈍に引続く降温の際に、冷却速度を１０℃／ｓ以上と
し、冷却段階で１０００℃から４００℃までの間で１％
から３０％までの加工歪を付加した後、次の最終圧延を
１００℃から４００℃までの温度で行う技術を開示して
いる。この技術は、１０００℃から４００℃までの極め
てＣの拡散速度の早い温度域で、１％から３０％までの
加工歪を加えて高密度の転位を導入することにより、転
位へのＣの微細な析出を図り、（１１０）強度を高める
ことを目的とし、転位中にＣを微細高密度に析出させる
ため、加工は圧延ロールでなされ、かつ、析出処理時の
冷却速度は１０℃／ｓ以上と早いものである。

【００１２】しかし、これら技術は、いずれも、炭化物
の形態や固溶Ｃに着目したものであり、変態相について
は考慮されてなく、さらに、変態温度近傍における冷却
速度についても考慮されていないものである。そして、
このような固溶Ｃの効果は、一般の冷延鋼板では良く知
られているものであり、冷間圧延前の固溶Ｃや固溶Ｎが
増加した場合に、冷間圧延後の再結晶焼鈍における再結
晶組織中の（１１０）強度が増加することは、通常知ら
れている現象である。

【００１３】一方向性電磁鋼では、この（１１０）粒が
２次再結晶の核となり、結果的に、２次再結晶粒が多数
形成されて２次再結晶粒径が細粒化し、磁気特性が向上
すると考えられているが、これらの方法で達成できる磁
気特性は、板厚０．３ｍｍのものにおいて、磁束密度
が、Ｂ１０で１．９１〜１．９４Ｔ（Ｂ８で１．８９〜
１．９２Ｔ）と低く、必ずしも十分な値とはいえないも
のである。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明におい
ては、一方向性電磁鋼板において、高い磁束密度を安定
して得、かつ、鉄損の改善も同時になすことを目的とす
る。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ａｌ含有
の一方向性電磁鋼板においては、最終の冷間圧延の前に
施す焼鈍における冷却過程で生成する無拡散変態相が、
その周辺の転位を増殖させ、さらに、最終の冷間圧延か
ら脱炭焼鈍を経て得られる再結晶組織において、｛１１
０｝＜００１＞強度を増加させるという作用効果をな
し、その結果、極めて高い磁束密度が安定して得られる
ということを新らたに見い出して、この発明を完成させ
た。

【００１６】そして、本発明の要旨は以下のとおりであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、Ｓお
よび／またはＳｅ：０．０４％以下、Ａｌ：０．０１５
〜０．０４％、Ｎ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０１〜
０．２０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％を含有し、か
つ、降伏強度ＹＳと熱延方向の引張強度ＴＳの比、すな
わち、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が、０．７以上、
０．８以下であることを特徴とする磁束密度および鉄損
が優れた一方向性電磁鋼板製造用の最終冷間圧延前鋼
板。 （２）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、Ｓお
よび／またはＳｅ：０．０４％以下、Ａｌ：０．０１５
〜０．０４％、Ｎ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０１〜
０．２０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％を含有する電
磁鋼スラブに熱間圧延を施し、一回の冷間圧延または中
間焼鈍を介挿する二回以上の冷間圧延により最終仕上板
厚とした後、一次再結晶焼鈍、次に、二次再結晶焼鈍を
施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、最終仕上板
厚までの冷間圧延に先立つ焼鈍加熱に続く冷却過程で、
Ａｒ ₁ ＋５０℃から５５０℃までの温度域における冷却
速度ＣＲ（℃／ｓｅｃ）を、下記（１）式に従って制御
することを特徴とする磁束密度および鉄損が優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法。

【００１７】 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ）≧５．３６―２．３６Ｍｎ_eq（％）……（１） 〔ただし、Ｍｎ_eq＝Ｍｎ（％）＋０．４５Ｓｉ（％）＋
１．１５Ｃｒ（％）＋２．０Ｐ（％）〕

【００１８】

【発明の実施の形態】まず、本発明の基礎となった実験
結果について説明する。Ａｌと、補助的インヒビターと
してＭｎＳ、ＭｎＳｅを含有する電磁鋼スラブを、１３
５０℃と１４００℃に加熱（高温スラブ加熱）して、
２．３ｍｍ厚の熱延板を製造した。また、同じく、上記
電磁鋼スラブを、１１００℃と１１５０℃に加熱（低温
スラブ加熱）して、２．３ｍｍ厚の熱延板を製造した。

【００１９】冷間圧延は、最終圧下率８５〜９１％の一
回冷延法または２回冷延法で行ない、最終冷延の１．２
ｍｍ、０．８ｍｍ、０．６ｍｍ、および０．４ｍｍの板
厚で、２００℃で５分のエイジング処理を施した。最終
の冷間圧延の前に施す焼鈍は、１１００℃＋８５０℃の
二段サイクルの加熱とし、加熱後の冷却は、鋼板を８５
０℃から温度を変更した湯中に投入する方法で急冷し
た。そのとき、熱電対を用いて冷却速度を測定した。成
分組成と工程条件を表１に示す。なお、０．２３ｍｍ厚
の冷延板において、高温スラブ加熱のもの（表１中、材
料ａと材料ｂ）については、通常の方法で、脱炭焼鈍と
仕上焼鈍を行い、低温スラブ加熱のもの（表１中、材料
ｃと材料ｄ）については、脱炭焼鈍と仕上焼鈍の間に窒
化処理を追加して行ない、インヒビターを補強した。

【００２０】

【表１】

【００２１】表１に示すように、冷却速度が速いものほ
ど高磁束密度が得られている。しかし、各材料成分に応
じて高磁束密度が得られる下限の冷却速度が異なってい
る。この原因を調査するため、最終冷間圧延前鋼板の引
張試験を行い、降伏応力ＹＰと引張応力ＴＳを測定し、
降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）と磁束密度Ｂ８（Ｔ）の関
係を調査した。この結果を図１に示す。

【００２２】図１に示すように、いずれの材料について
も磁束密度が良好なものは、降伏比ＹＲが０．７〜０．
８の範囲内にあることが判明した。また、一次再結晶集
合組織を測定した結果、この範囲内では（１１０）強度
の増加と（１１１）強度の減少が認められた。さらに、
最終の冷間圧延の前に行なう焼鈍の後の電顕観察の結
果、上記降伏比の範囲内では、５〜５０μｍ程度のベイ
ナイト相もしくはマルテンサイト相が観察され、その周
囲に転位が密集していることが判明した。

【００２３】これに対し、上記降伏比の範囲外の鋼板で
は、炭化物とフェライト相からなるパーライト組織が観
察され、この組織においては、転位密度も極めて減少し
ていることを確認した。また、変態相の硬度を測定する
と、ベイナイト相もしくはマルテンサイト相は、パーラ
イト組織の１．３〜１．７倍程度の硬度を有していた。

【００２４】従って、急冷側の条件下では、無拡散変態
相が析出し、この析出による硬い相または高転位密度
が、引き続く冷間圧延における結晶粒の回転系列に影響
を及ぼし、その結果、一次再結晶組織の（１１０）強度
が増加したものと考えられる。また、以上の結果から、
最終の冷間圧延の前の鋼板における変態相の形態変化を
反映する指標として、降伏比ＹＲが有効であることが判
った。変態相の形態が降伏比ＹＲを変化させる原因は、
転位密度の増減であると推定される。すなわち、急冷側
の条件下で生成した無拡散変態相は、マトリックスと格
子定数が不整合であり、その不整合により、その周囲の
転位密度が増加し、この増加の結果、降伏点が下がると
ともに、硬い無拡散変態相と析出効果により引張強度が
増し、結果として、降伏比ＹＲが低下すると考えられ
る。

【００２５】上述のように、降伏比ＹＲを適正範囲に調
整することにより、磁束密度が向上する要因もしくは理
由は、今のところ明確でないが、以下のように考えられ
る。一般に、（１１０）〔００１〕粒を増加させること
は、二次再結晶粒核成長を増加させ、（１１１）〔１１
２〕粒を増加させることは、二次再結晶粒の選択成長を
促進させると考えられるが、本発明のように、降伏比Ｙ
Ｒを適正範囲に調整することは、二次再結晶粒の核数を
確保するとともに、（１１０）〔００１〕から分散した
方位の二次再結晶核の成長を抑えるべく、（１１１）
〔１１２〕粒の粒数を抑制する方向に作用し、その結
果、結晶方位がより収束することとなって、良好な磁束
密度の製品が得られたものと考えられる。

【００２６】また、表１に示すように、冷却速度が速い
場合に、低鉄損（Ｗ１７／５０≦０．８０Ｗ／ｋｇ）が
得られているが、低鉄損を得るに必要な冷却速度の下限
値は、各材料成分に応じて異なっている。そこで、この
原因について調査した。上述のように、本発明は焼入に
よる変態制御を応用するものであるから、成分によるオ
ーステナイト相安定性と焼入性の変化が関与するものと
考えられる。一般に、オーステナイト相安定化元素とし
てＭｎ、焼入性向上元素としてはＳｉ、Ｃｒ、Ｐが、効
果が大きい元素として知られている。そこで、低鉄損
値：Ｗ１７／５０≦０．８０Ｗ／ｋｇが得られる範囲と
して、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｐから計算されるＭｎ_eqと冷
却速度との関係を統計的手法を用いて整理した。結果を
図２に示す。図２から判るように、 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ．）≧５．３６―２．３６Ｍｎ
_eq（％） ただし、Ｍｎ_eq＝Ｍｎ（％）＋０．４５Ｓｉ（％）＋
１．１５Ｃｒ（％）＋２．０Ｐ（％） を満足することにより、安定して高い磁束密度が得られ
ることを見いだした。

【００２７】すなわち、無拡散変態相を得るためには、
冷却速度が遅いほどオーステナイト相安定化元素と焼入
性向上元素を増やす必要があること、言い換えれば、Ｍ
ｎとＳｉは、インヒビター成分と目標鉄損から選ばれる
ものであるが、これら成分の含有量も含め、製造条件の
選定に応じて冷却速度を制御することが、磁束密度およ
び鉄損が優れた一方向性電磁鋼板を得るうえで重要であ
ることを知見した。

【００２８】次に、本発明の一方向性電磁鋼の成分組成
における成分範囲の限定理由について説明する。Ｃは、
オーステナイト形成のため重要な元素であり、０．０２
５％以上は必要である。ただし、多過ぎると、脱炭が困
難となるので、０．１０％を上限とする。

【００２９】Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を所定レベルに確
保するために重要な元素である。あまり少ないと電気抵
抗が小さくなって良好な鉄損特性が得られないので、
２．５％以上は必要である。一方、多過ぎると冷間圧延
が困難になるので、４．５％を上限とする。Ｍｎは、オ
ーステナイト相安定化とインヒビター成分として重要な
元素である。両方の観点から下限を０．０５％とする。
一方、多過ぎると、高温スラブ加熱を前提とする場合
に、溶体化が困難となるので、０．４５％を上限とす
る。

【００３０】Ｓおよび／またはＳｅは、前記Ｍｎと結合
して、インヒビターとして作用するＭｎＳおよび／また
はＭｎＳｅを形成するが、ＭｎＳおよび／またはＭｎＳ
ｅを微細に析出させるためには高温スラブ加熱が必要で
あり、この場合、Ｓおよび／またはＳｅは０．０１％以
上必要である。しかし、多過ぎても、所要の効果は得ら
れないので、０．０４％を上限とする。一方、後工程で
窒化処理を行なう低温スラブ加熱法を用いる場合におい
ては、微細なＭｎＳ，ＭｎＳｅは不必要となるため、
０．０１％以下が望ましい。

【００３１】酸可溶Ａｌは、スラブ加熱温度に関わら
ず、高磁束密度を得るためのインヒビター成分として不
可欠な元素である。そのため、０．０１５％以上は必要
である。しかし多過ぎると、溶体化のための仕上焼鈍時
間が長くなり、生産性が悪化するので、０．０４％を上
限とする。Ｎは、ＡｌＮを形成する元素として、重要な
元素である。高温スラブ加熱を前提とする場合、最終の
冷間圧延の前の焼鈍において、ＡｌＮを形成する必要が
あるので、０．００３％以上は必要である。しかし、多
過ぎると、ＡｌＮの溶体化のための仕上焼鈍時間が長く
なり、生産性が悪化するので、０．０２％を上限とす
る。一方、低温スラブ加熱法においては、一次再結晶後
に窒化処理でＡｌＮを形成させるから、それ以前の段階
で、Ｎは、０．００３％以下が望ましい。

【００３２】ＣｒおよびＰは、最終の冷間圧延の前の鋼
板において焼入性を確保するために重要な元素である。
それ故、Ｃｒは、０．０１％以上は必要で、Ｐは、０．
００３％以上は必要である。しかし、Ｃｒが多過ぎる
と、脱炭焼鈍の際の酸化が過度となり皮膜形成に悪影響
を及ぼすので、０．２０％をＣｒの上限とする。また、
Ｐが多過ぎると、粒界脆化をもたらして冷間圧延を難し
くするので、Ｐの上限を０．１０％とする。

【００３３】以上の他、磁性の向上のため、さらに、Ｃ
ｕ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｂ、Ｖ、Ｇｅ等のイ
ンヒビター補強成分も適宜添加することができる。その
場合の添加量は、公知の範囲でよい。次に、本発明の製
造工程について説明する。公知の製法で製造した所定の
成分組成のインゴットまたはスラブを、必要に応じて再
生し、サイズを合わせた後、加熱し、熱延する。スラブ
加熱温度は、必要に応じ１１００℃〜１４５０℃の範囲
にする。熱間圧延後の鋼板は、１回冷間圧延法、または
複数回冷間圧延法によって最終仕上板厚とする。

【００３４】最終の冷間圧延の前に施す焼鈍は、再結晶
とオーステナイト安定化のため、８５０℃〜１２００℃
の範囲での高温加熱が必要で、かつ焼鈍後、無拡散変態
相の形成ため、５５０℃以下までの急冷処理が必要であ
る。したがって、上述したように、Ａｒ₁ 点以上の温度
から５５０℃までの温度域における冷却速度ＣＲを、下
記に従って制御する。

【００３５】 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ）≧５．３６―２．３６Ｍｎ_eq（％） ……（１） 〔ただし、Ｍｎ_eq＝Ｍｎ（％）＋０．４５Ｓｉ（％）＋
１．１５Ｃｒ（％）＋２．０Ｐ（％）〕 Ａｒ₁ 点は、狙うべき冷却速度における変態温度であ
り、成分組成によって変化するので熱分析等を用いて測
定する。また、計算状態図等の情報も有効である。

【００３６】Ａｒ₁ 点における冷却速度が重要であるか
ら、急冷開始温度は、Ａｒ₁ 点以上であればよいが、Ａ
ｒ₁ 点測定時の誤差やオーステナイト相量の安定確保の
観点から、最高でもＡｒ₁ ＋５０℃とする。因みに、表
１における４０℃／ｓｅｃにおけるＡｒ₁ 点は、材料ａ
で７０５℃、材料ｂで７１５℃、材料ｃで７２９℃、材
料ｄで７２１℃であった。また、Ａｒ₁ 点以下の高温領
域で緩冷却すると、Ｃの拡散により、炭化物の析出や転
位密度の減少が起こり、効果が消失するため、急冷完了
の温度を５５０℃とする。

【００３７】なお、前述した炭化物と固溶Ｃの制御技術
である、５５０℃以下を急冷する、５００℃から２
００℃までの間において０．０５％以上３．０％以下の
範囲の歪を付加する間又は付加した後、上記温度域内の
温度で６０秒から１８０秒までの間保持し冷却する、あ
るいは５００℃より６０秒から１８０秒までの間にわ
たり２℃／ｓ以下の速度で徐冷する、等の方法を併用し
ても、本発明の効果を損なうものでない。

【００３８】無拡散変態相の形成状況を表す指標とし
て、最終の冷間圧延の前の焼鈍板の機械特性が有効であ
る。前述したとおり、降伏強度ＹＳと熱延方向の引張強
度ＴＳの比、すなわち降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）を、
０．７以上０．８以下にすることが本発明における第二
の特徴である。実際の操業において、この指標を、中間
品質判定や品質管理に用いることが好ましい。引張試験
は、通常の方法で室温で行われる。引張方向、基本的に
は、熱延方向と平行、直角のどちらでもかまわないが、
組織の影響のため数値が異なるため、本発明の場合、熱
延方向に限定した。

【００３９】その後、鋼板は最終の冷間圧延に供される
が、この時、高磁束密度を得るためには、従来より知ら
れているように、８０％から９５％の範囲の圧下率とす
ることが必要である。それは、圧下率が８０％より少な
いと、高磁束密度が得られず、９５％を超えると２次再
結晶が困難になるからである。また、この冷間圧延の途
中において、従来より公知の時効処理や、温間圧延を施
すこと等の方法を併用しても、本発明の効果を損なうも
のでない。特に、高温スラブ加熱の場合、時効処理は、
固溶Ｃ、Ｎの固着効果以外に、線状細粒発生防止の観点
から有効であることが知られている。この時の時効温度
は２００℃から４００℃の範囲が有利である。

【００４０】最終の冷間圧延の後の鋼板は、脱脂処理を
施された後、脱炭と一次再結晶を兼ねた焼鈍が施され
る。スラブ加熱温度が１２５０℃以下の低温スラブ加熱
法の場合は、従来知見のとおり、一次再結晶から二次再
結晶の間に窒化処理を行い、ＡｌＮインヒビターを形成
させることが有効である。窒化処理の条件は公知の条件
でよく、焼鈍温度を６５０〜８５０℃とすることが、窒
化にとって有利である。良好な二次再結晶粒を安定して
発達させるには、窒素量は１２０ｐｐｍ以上、好ましく
は１５０ｐｐｍ以上必要である。

【００４１】次いで、鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を塗布してから、コイル状に巻き、最終仕上焼鈍
に供し、その後、絶縁コーティングを施す。その後、さ
らに、レーザー、プラズマ、機械的方法、エッチング、
その他の手法によって磁区細分化処理を施すことも可能
である。

【００４２】

【実施例】Ａｌと、補助的インヒビターとしてＭｎＳ、
ＭｎＳｅを含有する電磁鋼スラブを、１３５０℃と１４
００℃に加熱（高温スラブ加熱）して、２．３ｍｍ厚の
熱延板を製造した。また、同じく、上記電磁鋼スラブ
を、１１００℃と１１５０℃に加熱（低温スラブ加熱）
して、２．３ｍｍ厚の熱延板を製造した。

【００４３】冷間圧延は、最終圧下率８５〜９１％の一
回冷延法または２回冷延法で行ない、最終冷延の１．２
ｍｍ、０．８ｍｍ、０．６ｍｍ、および、０．４ｍｍの
板厚で、２００℃×５分のエイジング処理を施した。最
終の冷間圧延の前に施す焼鈍は、１１００℃＋８５０℃
の二段サイクルの加熱とし、加熱後の冷却は、鋼板を８
５０℃から温度を変更した湯中に投入する方法で急冷し
た。そのとき、熱電対を用いて冷却速度を測定した。成
分組成と工程条件を表１に示す。なお、０．２３ｍｍ厚
の冷延板において、高温スラブ加熱のもの（表１中、材
料ａと材料ｂ）については、通常の方法で、脱炭焼鈍と
仕上焼鈍を行い、低温スラブ加熱のもの（表１中、材料
ｃと材料ｄ）については、脱炭焼鈍と仕上焼鈍の間に窒
化処理を追加して行ない、インヒビターを補強した。ま
た、最終冷間圧延前鋼板については、引張試験を行い、
降伏応力ＹＰと引張応力ＴＳを測定し、降伏比ＹＲ（＝
ＹＳ／ＴＳ）を求めた。仕上焼鈍板は、歪取焼鈍後に、
磁気特性として磁束密度（Ｂ８）を測定し、絶縁コーテ
ィングとレーザー磁区制御を施した後に、鉄損（Ｗ１７
／５０）を測定した。この結果は、表１に示されている
が、表１中、○印が、本発明例で、△印が比較例であ
る。

【００４４】表１から、 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ）≧５．３６―２．３６Ｍｎ_eq
（％） 〔ただし、Ｍｎ_eq＝Ｍｎ（％）＋０．４５Ｓｉ（％）＋
１．１５Ｃｒ（％）＋２．０Ｐ（％）〕。を満足するこ
とにより安定して高い磁束密度と低鉄損値が得られてい
ることが判る。

【００４５】また、磁束密度が良好なものは、降伏比Ｙ
Ｒが０．７〜０．８の範囲内にあることが判かる。さら
に、冷間圧延中にエイジングを行うことにより、さら
に、高磁束密度が得られることが判る。

【００４６】

【発明の効果】本発明は、Ａｌを含有する電磁鋼スラブ
を用いて、最終の冷間圧延の前に施す焼鈍加熱に続く冷
却過程で、制御冷却を行ない、降伏比（降伏応力と引張
応力との比）を適正範囲に制御することにより、磁束密
度が高く、かつ低鉄損の一方向性電磁鋼板を安定して製
造できるものである。したがって、本発明により製造す
る一方向性電磁鋼板は、トランスの鉄心などに使用して
好適なものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】磁束密度Ｂ８（Ｔ）に及ぼす降伏比ＹＲ（＝Ｙ
Ｓ／ＴＳ）の影響を示す図である。

【図２】磁束密度と鉄損に及ぼす冷却速度ｌｏｇＣＲと
Ｍｎ_eqの影響を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０
   ％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
   ５％、Ｓおよび／またはＳｅ：０．０４％以下、Ａｌ：
   ０．０１５〜０．０４％、Ｎ：０．０２％以下、Ｃｒ：
   ０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％を
   含有し、かつ、降伏強度ＹＳと熱延方向の引張強度ＴＳ
   との比、すなわち、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が、
   ０．７以上、０．８以下であることを特徴とする磁束密
   度および鉄損が優れた一方向性電磁鋼板製造用の最終冷
   間圧延前鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０
   ％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．４
   ５％、Ｓおよび／またはＳｅ：０．０４％以下、Ａｌ：
   ０．０１５〜０．０４％、Ｎ：０．０２％以下、Ｃｒ：
   ０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．００３〜０．１０％を
   含有する電磁鋼スラブに熱間圧延を施し、一回の冷間圧
   延または中間焼鈍を介挿する二回以上の冷間圧延により
   最終仕上板厚とした後、一次再結晶焼鈍、次に、二次再
   結晶焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、
   最終仕上板厚までの冷間圧延に先立つ焼鈍加熱に続く冷
   却過程で、Ａｒ₁ ＋５０℃から５５０℃までの温度域に
   おける冷却速度ＣＲ（℃／ｓｅｃ）を、下記（１）式に
   従って制御することを特徴とする磁束密度および鉄損が
   優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ）≧５．３６―２．３６Ｍｎ_eq（％） ……（１） 〔ただし、Ｍｎ_eq＝Ｍｎ（％）＋０．４５Ｓｉ（％）＋
   １．１５Ｃｒ（％）＋２．０Ｐ（％）〕