JP2002129236A - 一方向性電磁鋼板の安定製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 一方向性電磁鋼鈑を安定して製造する方法を
提供する。 【解決手段】 Ａｌを含有する一方向性電磁鋼板のスラ
ブを加熱後熱間圧延し、その熱延板に焼鈍を施すことな
く、１回乃至中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延の後、
脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施
す一方向性電磁鋼板の製造方法で、一次再結晶時のイン
ヒビターとして窒化物を用いず、一次再結晶後二次再結
晶開始までの間に窒化処理を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主にトランス等の
鉄芯として使用される一方向性電磁鋼板の安定製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランス等の
電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特性、
鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求される。
励磁特性を表す指標としては通常、磁場の強さ８００Ａ
／ｍにおける磁束密度Ｂ₈が使用される。また、鉄損特
性を表す指標としては、周波数５０Ｈｚで１．７テスラ
（Ｔ）まで磁化した際の１ｋｇ当りの鉄損Ｗ_17/50を使
用している。磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であ
り、一般に磁束密度が高いほど鉄損特性が良好である。

【０００３】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上げ焼鈍
工程で二次再結晶を発現させ、鋼板面に｛１１０｝、圧
延方向に＜００１＞軸を持った、いわゆるゴス組織を発
達させることにより製造されている。良好な磁気特性を
得るためには、磁化容易軸である＜００１＞を圧延方向
に高度に揃えることが必要である。このような高磁束密
度一方向性電磁鋼板の製造技術として代表的なものに特
公昭４０−１５６４４号公報及び特公昭５１−１３４６
９号公報記載の方法がある。前者においては主なインヒ
ビターとしてＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ，Ｍ
ｎＳｅ，Ｓｂ等を用いている。これらの技術において
は、インヒビターとして機能する析出物の大きさ、形態
及び分散状態を適正に制御することが必要であり、Ａｌ
Ｎ，ＭｎＳ等のインヒビター機能を持つ析出物を、熱延
に先立つスラブ加熱時に一旦完全固溶させた後、最終冷
延までに析出させる方法が取られている。そのスラブ加
熱の際に、例えば、二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完
全固溶させるためには、約１４００℃の温度が必要とな
る。これらは、普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００
℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理では、 １）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。

【０００４】２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。 ３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出しが
必要。 ４）発生したノロにより、加熱炉内温度制御が困難。 など、操業上、メンテナンス上の悪影響が大きい。この
ような問題を回避するためにはスラブ加熱温度を普通鋼
並に下げればよいわけであるが、このことは同時にイン
ヒビターとして有効なＭｎＳの量を少なくするか或いは
全く用いないことを意味し、必然的に安定に二次再結晶
を実現させることが困難となる。つまり、スラブ加熱温
度を低温化しつつ、安定に二次再結晶させるためには、
スラブ加熱温度の低温化に伴って不足したインヒビター
強度を何らかの形で強化する必要がある。

【０００５】このようなインヒビターとして、硫化物以
外には、窒化物、酸化物及び粒界析出元素等が考えら
れ、公知の技術として例えば次のようなものが挙げられ
る。特開昭５０−１６１４１２号公報ではＡｓ，Ｂｉ，
Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有することによ
り、スラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃の範囲にす
る方法が開示され、特開昭５２−２４１１６号公報では
Ａｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ等の窒化物生成元素を含有することによりスラブ加熱
温度を１１００〜１２６０℃の範囲にする方法を開示し
ている。また、特開昭５７−１５８３２２号公報ではＭ
ｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以下にするこ
とにより低温スラブ加熱化を行い、更にＣｕの添加によ
り二次再結晶を安定化する技術を開示している。

【０００６】これらインヒビターの補強と組み合わせ
て、金属組織の側から改良を加えた技術も開示された。
すなわち特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加え
Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｂ等の元素を加
え、これにスラブ柱状晶率と二次冷延圧下率を組み合わ
せることにより、１１００〜１２５０℃の低温スラブ加
熱化を実現している。更に特開昭５９−１９０３２４号
公報ではＳ或いはＳｅに加え、Ａｌ及びＢと窒素を主体
としたインヒビターを構成し、これに冷延後の一次再結
晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次再結晶を安
定化する技術を公開している。

【０００７】この様に、方向性電磁鋼板製造におけるス
ラブ加熱の低温化実現には、これまで多大な努力が続け
られてきている。更に、特開昭５９−５６５２２号公報
においてはＭｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
８％以下にすることにより、スラブ加熱温度を普通鋼並
みに低温化する技術が開示された。この方法により高温
スラブ加熱時に生ずるスラブ結晶粒粗大化に起因する製
品の線状二次再結晶不良発生の問題が解消された。

【０００８】これまで、前述の特開昭５９−５６５２２
号公報の技術に立脚した低温スラブ加熱技術工業化のた
めに、１）特開平２−１８２８６６号公報に代表される
最終仕上げ焼鈍前の一次再結晶の平均粒径制御と、２）
特開昭６２−４０３１５号公報に代表される脱炭焼鈍
後、最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までに窒化処理を
施すことを柱とする技術が確立されてきた。この窒化処
理により形成される窒化物は、二次再結晶開始時点で
は、主にＡｌＮになっている。高温で変化し難いインヒ
ビターとして、ＡｌＮを選択しているわけであり、その
意味において、スラブ中にＡｌが含有されていることは
必須条件となる。

【０００９】一方、一方向性電磁鋼板は通常、鋳造−熱
延−焼鈍−冷延−脱炭焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を
経ており、普通鋼等と比較すると工程数の多い製造プロ
セスとなっている。近年多量のエネルギー消費をするこ
のような製造工程に対する見直しが進められ、省エネル
ギー化、工程エネルギーの簡省略化の要請が強まってい
る。工程数の多い製造法は当然多量のエネルギーを必要
とするので、上記要請に応えるべく、熱延板焼鈍工程を
省略する製造技術が検討されてきた。

【００１０】一方向性電磁鋼板の製造における熱延板焼
鈍工程は通常、主に、熱延後組織の不均一化、析出処理
等の目的で行われ、特に、ＡｌＮを主インヒビターとす
る製造方法においては、特公昭４６−２３８２０号公報
に示される如く、ＡｌＮの析出処理、及び、インヒビタ
ー制御の役割を担っている。例えば、特開昭５６−３３
４３１号公報では、熱延板焼鈍でのＡｌＮの析出処理
を、熱延後の高温巻取で代替する方法提案された。確か
に、この方法によって熱延板焼鈍を省略しても、磁気特
性をある程度確保することはできるが、５〜２０トンの
コイル状で巻取られる通常の方法においては、冷却過程
でコイル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必然的にＡ
ｌＮの析出が不均一となり最終的な磁気特性はコイル内
の場所によって変動し、歩留が低下する結果となる。

【００１１】また、特開平２−２６３９２３号公報、特
開平２−２６３９２４号公報では、仕上熱延最終３パス
の強圧下及び、熱延終了後高温での保持により熱延板を
微細再結晶組織とすることで、１２８０℃未満の温度で
のスラブ加熱と熱延板焼鈍省略の両立を指向したが、工
場での実機試験に際しては、磁気特性変動を生じた。更
に、特開平５−２９５４４３号、特開平５−１２５４４
５号、特開平７−１１８７４４号、特開平７−１１８７
４５号、特開平７−１１８７４７号、特開平７−１３８
６４１号の各公報では、スラブ加熱時の固溶窒素量や熱
延板でのＮａｓＡｌＮ量を所定量以下とすることが重要
とされ、成分を基に熱延条件を制御する技術が開示され
ている。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱による
方法は、元来、製造コストの低減を目的としているもの
の、当然のことながら良好な磁気特性を安定して得る技
術でなければ、工業化技術とは成り得ない。従来の技術
は、熱延工程に多大の負荷を掛けることで、安定製造を
実現しようとするものであった。そのため、熱延工程の
生産性低下を招く場合があり、また、設備等のトラブル
に関しては僅かなものでも当該鋼種の熱延不可となる可
能性があった。

【００１３】本願発明が解決しとうとする課題は、低温
スラブ加熱と熱延板焼鈍工程省略を両立しつつ、熱延の
工程負荷を最小限にする、一方向性電磁鋼板製造方法の
開発である。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明は上述した課題を
解決するために示されたものであり、その要旨は、下記
（１）〜（４）に示すとおりである。 （１） Ａｌを含有する一方向性電磁鋼板のスラブを加
熱後熱間圧延し、その熱延板に焼鈍を施すことなく、１
回乃至中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延の後、脱炭焼
鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施す一方
向性電磁鋼板の製造方法において、スラブ成分が質量％
で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．２〜４．
０％、酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．１００％、Ｎ：
０．００４０％以下、Ｓ及び／またはＳｅをＳｅｑ＝Ｓ
＋０．４０６Ｓｅで０．００２％以上０．０３０％以
下、Ｍｎ：０．０２〜０．０８％を含有し、熱延に先立
つスラブ加熱温度を、下式で表される温度Ｔ１，Ｔ２
（℃）以上とし、 Ｔ１＝１４８５５／｛６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×
［Ｓ］）｝−２７３ Ｔ２＝１０７３３／｛４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×
［Ｓｅ］）｝−２７３ さらに、一次再結晶後二次再結晶開始までの間に鋼板に
０．００１０質量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理
を施すことを特徴とする一方向電磁鋼板の安定製造方
法。ここで、［ ］は、スラブにおける成分の質量％を
表す。 （２） 前記スラブ成分において質量％で、Ｎ：０．０
０２０％以下とすることを特徴とする（１）記載の一方
向電磁鋼板の安定製造方法。

【００１５】

【発明の実施の形態】従来の低温スラブ加熱技術では、
熱延板焼鈍省略を実現するために、熱延加熱中の固溶窒
素量、及び、熱延板でのＮａｓＡｌＮ量を制御するが特
徴であり、熱延工程に多大な負荷を必要とていた。本願
発明者は、最終冷延前に形成するインヒビターに窒化物
を用いない製法とすることで、多大な熱延工程負荷を軽
減出来るとの着想のもと、低温スラブ加熱と熱延板焼鈍
工程省略を両立する新たな技術開発に取り組んだ。

【００１６】以下、実験に基づいて本発明の内容を説明
する。質量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．１％、Ａ
ｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２４％、Ｓ：０．００
７％、Ｓｎ：０．０４％、及び、１）Ｍｎ：０．０２
％，２）Ｍｎ：０．１３％を含有し、残部はＦｅ及び不
可避的不純物からなる２種類の成分のスラブを各１枚作
成した。１２００℃で加熱した後、２．３ｍｍに熱間圧
延を行い、熱延板とした。この熱延板の、Ｆ０Ｔが最高
温度であった部分と、最低であった部分から、試験片を
切出した。これらの試験片を焼鈍せずに酸洗した後、
０．２８５ｍｍに冷間圧延した。これに、８００℃〜９
００℃の温度でそれぞれ１５０秒間保持する脱炭焼鈍を
施した。その後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中
で７００℃１２０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後
の鋼板の全窒素量を２５０ｐｐｍ前後に調整した。次い
で、ＭｇＯ，ＴｉＯ₂を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その
後１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この板
を歪取り焼鈍した後、コロイダルシリカとリン酸アルミ
ニウムを主成分とする張力コーティング処理を行い磁気
特性を測定した。以上の各試験水準について磁気測定を
行った結果の内、各成分でＢ₈が最大となった脱炭焼鈍
温度材の結果を表１に示す。

【００１７】

【表１】

【００１８】スラブ成分のＭｎを下げることで、コイル
内のＢ₈変動ΔＢ₈が小さくなることが判った。そこで、
成分１）のスラブを４本用意した。これらスラブを、
（ｉ）１１００℃，（ii）１１５０℃，（iii) １２０
０℃，（iv）１２５０℃の各温度で加熱した後熱延を施
し、４本の熱延板を作成した。この熱延板の、Ｆ０Ｔが
最高温度であった部分と、最低であった部分から、試験
片を切出した。これらの試験片を焼鈍せずに酸洗した
後、０．２８５ｍｍに冷間圧延した。これに、８００℃
〜９００℃の温度でそれぞれ１５０秒間保持する脱炭焼
鈍を施した。その後、水素、窒素、アンモニアの混合ガ
ス中で７００℃１２０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒
化後の鋼板の全窒素量を２５０ｐｐｍ前後に調整した。
次いで、ＭｇＯ，ＴｉＯ₂を主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、
その後１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。こ
の板を歪取り焼鈍した後、コロイダルシリカとリン酸ア
ルミニウムを主成分とする張力コーティング処理を行い
磁気特性を測定した。以上の各試験水準について磁気測
定を行った結果の内、各成分でＢ₈が最大となった脱炭
焼鈍温度材の結果を表２に示す。

【００１９】

【表２】

【００２０】この成分のスラブを用いた場合、スラブ加
熱温度によっては、磁気特性は熱延Ｆ０Ｔ（熱延仕上入
口温度）の影響を殆ど受けておらず、安定製造が非常に
容易であることが判った。この要因として本発明者ら
は、以下の様に考えている。即ち、一次再結晶時のイン
ヒビター（一次インヒビター）として、ＡｌＮのみを用
いていた従来法では、特開平７−１３８６４１号公報に
開示されている如く、Ｆ０Ｔ差に起因して熱延板でＡｌ
Ｎ析出量差が生じ、その回避のため、熱延に大きな負荷
を必要としていた。しかし、硫化物やセレン化物は、熱
延板では熱延Ｆ０Ｔの影響を受けず、その殆どが析出し
ているため、これらを一次インヒビターとして用いた場
合には、スラブ加熱段階での溶体化の程度が一次インヒ
ビター強度に強く影響するので、スラブ全体にわたって
溶体化させることが、安定製造のキーポイントとなって
いるのである。

【００２１】上記試験では、Ｍｎ減量によって、Ｍｎ濃
度と濃度Ｓの積が小さくなったため、ＭｎＳが低温で完
全固溶するようになり、熱延後、微細析出することで、
一次インヒビターへの寄与分が大きくなり、ＡｌＮの寄
与分が小さくなったため、コイル内のＢ₈変動が小さく
なったと考えられる。つまり、一次インヒビターとして
ＡｌＮを用いず、硫化物やセレン化物等を用い、かつ、
スラブ加熱時に完全固溶させることで、熱延条件の影響
を受け難い製法とすることが可能であるとの新知見を得
たのである。

【００２２】次に本発明におけるスラブの成分範囲の限
定理由について述べる。Ｃは、０．０２５％より少ない
と一次再結晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％を
超えると脱炭が困難になり工業生産に適していない。Ｓ
ｉは、２．２％より少ないと良好な鉄損が得られず、
４．０％を超えると冷延が極めて困難となり工業生産に
適していない。

【００２３】Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、主
に二次インヒビターとして機能する。このＡｌＮは、窒
化前に形成されるものと窒化後高温焼鈍時に形成される
ものがあり、この両方のＡｌＮ量確保のために、Ａｌは
酸可溶性Ａｌ（以下、Ａｌとは酸可溶性Ａｌを指す。）
として鋼中に０．００６〜０．１００％必要である。こ
の範囲を外れると、低い場合は、二次インヒビターとし
ての働きが不充分な為良好なＧｏｓｓ方位を持った二次
再結晶粒を安定的に得られず、高い場合には、後工程の
必要窒化量が増大し、被膜に甚大なダメージを与える。

【００２４】Ｎは、０．００４０％を越えると、ＡｌＮ
が一次インヒビターとして働き、熱延条件の影響を受け
易くなるので、熱延工程での負荷軽減のため、０．００
４０％以下とした。好ましくは、０．００２０％以下で
ある。ＭｎＳ，ＭｎＳｅは、本発明においては一次イン
ヒビターとして活用する必要があり、ＳもしくはＳｅを
スラブに適量含んでいる必要がある。しかしながら、Ｓ
やＳｅが高いと一次再結晶粒の粒径調整が困難になり高
磁束密度の鋼板が得られ難くなる。従ってＳ、或いはＳ
ｅを単独又は複合で０．００２％以上、０．０３０％以
下とした。

【００２５】Ｍｎは、０．０２％より低くするために
は、製鋼工程までで多大の負荷がかかるので下限値は、
０．０２％である。一方、Ｍｎ量が０．０８％を越える
と、ＭｎＳやＭｎＳｅのスラブ加熱時の完全固溶を妨
げ、スラブ加熱温度を必要以上に高くせねばならなくな
るので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。Ｃｕは、上述
のＭｎＳ，ＭｎＳｅに加えて、特にＭｎが低い場合に、
ＣｕｘＳ，ＣｕｘＳｅ（ｘ＝１．８or２）として一次イ
ンヒビターとして活用することが可能であり、その際に
は、０．０２％〜０．２％含有することが望ましい。

【００２６】なお、インヒビター形成成分としては、上
記したＡｌ，Ｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｍｎ，Ｃｕの他、Ｂ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｐ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｄ，Ｇｅ，Ｔｅ及びＢｉ
なども有利に適合し、また、Ｎｉは一次，二次インヒビ
ターとしての析出物の均一分散に著しい効果があるの
で、それぞれ少量併せて含有させることもできる。ここ
に上記成分の好適添加範囲はそれぞれ、Ｂ：０．０００
５〜０．００６０％、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐ及びＣｒ：０．０
２〜０．３０％、Ｃｕ，Ｍｏ，Ｃｄ：０．００８〜０．
３％、Ｇｅ，Ｔｅ及びＢｉ：０．００５〜０．１％、そ
してＮｉ：０．０３〜０．３０％であり、これらの各元
素についても、単独使用及び複合使用いずれもが可能で
ある。

【００２７】次に本発明における製造工程の限定理由に
ついて述べる。本発明の方法では、第一に、公知のイン
ゴット鋳造法もしくは連続鋳造法により初期の厚みが１
５０ｍｍから３００ｍｍの範囲、好ましくは２００ｍｍ
から２５０ｍｍの範囲のスラブを製造する。この代わり
に、スラブは初期の厚みが約３０ｍｍから７０ｍｍの範
囲のいわゆる薄いスラブであってもよく、この場合は、
熱延鋼帯を製造する際、中間厚みに粗加工をする必要が
ないとの利点がある。形状を確保するため、鋳込みスラ
ブに分塊圧延を施しても何ら問題ない。

【００２８】冷間圧延における最終冷延率が８０％未満
であると一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ方位粒の方位
集積度が得難いため高磁束密度が確保し難く、９５％を
超えると一次再結晶集合組織中Ｇｏｓｓ方位粒数が極端
に少なくなるため二次再結晶が不安定になる。最終冷間
圧延は常温で実施してもよく、タンデム冷延機を用いて
生産性良く圧延してもよいが、少なくとも１パスを１０
０〜３００℃の温度範囲に１分以上保つと一次再結晶集
合組織が改善され磁気特性が極めて良好になる。

【００２９】脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板に窒化
処理を施すことは本発明では必須である。その方法は、
仕上げ焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（窒化クロム，窒化
マンガン等）を混合させる方法や、脱炭焼鈍後にストリ
ップを走行させた状態下でアンモニアを含んだ雰囲気で
窒化させる方法がある。どちらの方法を採用しても良い
が、後者の方が工業的に安定している。この窒化時の増
窒素量は、０．００１０％未満では二次再結晶が不安定
となる。また、この増窒化量が０．０２５％を超えると
地鉄が露出した一次皮膜欠陥が多発するので、好ましく
は、０．００３〜０．０２５％である。但し、グラス皮
膜のない製品製造に、本発明を適用する場合には、この
上限値規制はその限りではない。

【００３０】

【実施例】＜実施例１＞表３に示す３）〜６）の成分組
成のスラブを、１１７０℃で加熱した後、２．３ｍｍに
熱延した。この熱延板の、熱延仕上入口温度（Ｆ０Ｔ）
が最高温度であった部分と、最低であった部分から、試
験片を切出した。これらの試験片を焼鈍せずに酸洗した
後、０．２６０ｍｍに冷間圧延した。これに、８００〜
９００℃で１２０秒間保持する脱炭焼鈍を施した。その
後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で７００℃９
０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後の鋼板の全窒素
量を２５０ｐｐｍ前後に調整した。次いで、ＭｇＯ，Ｔ
ｉＯ₂を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２００℃ま
で１５℃／時の昇温速度で加熱し、その後１２００℃で
２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この板を歪取り焼鈍し
た後、コロイダルシリカとリン酸アルミニウムを主成分
とする張力コーティング処理を行い磁気特性を測定し
た。以上の各試験水準について磁気測定を行った結果の
内、各成分でＢ ₈が最大となった脱炭焼鈍温度材の結果
を表４に示す。

【００３１】

【表３】

【００３２】

【表４】

【００３３】＜実施例２＞表５に示す７）〜１０）の成
分組成のスラブを、１２００℃で加熱した後、２．３ｍ
ｍに熱延した。この熱延板の、熱延仕上入口温度（Ｆ０
Ｔ）が最高温度であった部分と、最低であった部分か
ら、試験片を切出した。これらの試験片を焼鈍せずに酸
洗した後、０．２２０ｍｍに冷間圧延した。これに、８
００〜９００℃で１００秒間保持する脱炭焼鈍を施し
た。その後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で７
００℃８０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後の鋼板
の全窒素量を２５０ｐｐｍ前後に調整した。次いで、Ｍ
ｇＯ，ＴｉＯ₂を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し１２
００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その後１２
００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この板を歪取
り焼鈍した後、コロイダルシリカとリン酸アルミニウム
を主成分とする張力コーティング処理を行い磁気特性を
測定した。以上の各試験水準について磁気測定を行った
結果の内、各成分でＢ₈が最大となった脱炭焼鈍温度材
の結果を表６に示す。

【００３４】

【表５】

【００３５】

【表６】

【００３６】＜実施例３＞質量％で、Ｃ：０．０５％、
Ｓｉ：３．３％、Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００１
４％、Ｍｎ：０．０３％、Ｓ：０．００２％、Ｓｅ：
０．００５％、Ｓｂ：０．０６％、Ｃｒ：０．１０％を
含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分の
スラブを、（ｉ）１０５０℃，（ii）１１００℃，（ii
i) １１５０℃，（iv）１２００℃の各温度で加熱した
後熱延を施し、４本の熱延板を作成した。この熱延板
の、Ｆ０Ｔが最高温度であった部分と、最低であった部
分から、試験片を切出した。これらの試験片を焼鈍せず
に酸洗した後、０．３４０ｍｍに冷間圧延した。これ
に、８００〜９００℃で１８０秒間保持する脱炭焼鈍を
施した。その後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中
で７００℃１６０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後
の鋼板の全窒素量を２５０ｐｐｍ前後に調整した。次い
で、ＭｇＯ，ＴｉＯ₂を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その
後１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この板
を歪取り焼鈍した後、コロイダルシリカとリン酸アルミ
ニウムを主成分とする張力コーティング処理を行い磁気
特性を測定した。以上の各試験水準について磁気測定を
行った結果の内、各成分でＢ₈が最大となった脱炭焼鈍
温度材の結果を表７に示す。

【００３７】

【表７】

【００３８】＜実施例４＞質量％で、Ｃ：０．０４％、
Ｓｉ：２．８％、Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．０００
９％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．０２３％、Ｓｎ：
０．０４％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物か
らなる成分のスラブを、（ｖ）１１５０℃，（vi）１２
００℃，（vii) １２５０℃，（viii）１３００℃の各
温度で加熱した後熱延を施し、４本の熱延板を作成し
た。この熱延板の、Ｆ０Ｔが最高温度であった部分と、
最低であった部分から、試験片を切出した。これらの試
験片を焼鈍せずに酸洗した後、０．３４０ｍｍに冷間圧
延した。これに、８００〜９００℃で１８０秒間保持す
る脱炭焼鈍を施した。その後、水素、窒素、アンモニア
の混合ガス中で７００℃１６０秒間保持する窒化焼鈍を
行い、窒化後の鋼板の全窒素量を２５０ｐｐｍ前後に調
整した。次いで、ＭｇＯ，ＴｉＯ₂を主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で
加熱し、その後１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行
った。この板を歪取り焼鈍した後、コロイダルシリカと
リン酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処
理を行い磁気特性を測定した。以上の各試験水準につい
て磁気測定を行った結果の内、各成分でＢ₈が最大とな
った脱炭焼鈍温度材の結果を表８に示す。

【００３９】

【表８】

【００４０】

【発明の効果】本発明の製造方法を適用することによ
り、一方向性電磁鋼板の低温スラブ加熱製法において、
熱延の工程負荷を増すことなく、熱延板焼鈍工程を省略
して、工業的に安定な生産が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｎ量と｛加熱温度−（Ｔ１とＴ２の大きい
値）｝に対するコイル内磁気特性差の相関関係を示す図
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 紀宏 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 岡田 慎吾 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 荒牧 毅郎 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA01 CA02 CA03 CA09 FA01 JA04 LA01 MA03 MA04 5E041 AA02 AA19 CA02 HB11 NN01 NN18

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ａｌを含有する一方向性電磁鋼板のスラ
   ブを加熱後熱間圧延し、その熱延板に焼鈍を施すことな
   く、１回乃至中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延の後、
   脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施
   す一方向性電磁鋼板の製造方法で、スラブ成分が質量％
   で、 Ｃ：０．０２５〜０．１０％、 Ｓｉ：２．２〜４．０％、 酸可溶性Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｓ及び／またはＳｅをＳｅｑ＝Ｓ＋０．４０６Ｓｅで
   ０．００２％以上０．０３０％以下、 Ｍｎ：０．０２〜０．０８％ を含有し、熱延に先立つスラブ加熱温度を、下式で表さ
   れる温度Ｔ１，Ｔ２（℃）以上とし、 Ｔ１＝１４８５５／｛６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×
   ［Ｓ］）｝−２７３ Ｔ２＝１０７３３／｛４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×
   ［Ｓｅ］）｝−２７３ さらに、一次再結晶後二次再結晶開始までの間に鋼板に
   ０．００１０質量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理
   を施すことを特徴とする一方向電磁鋼板の安定製造方
   法。
2. 【請求項２】 スラブ成分において、質量％で、Ｎ：
   ０．００２０％以下とすることを特徴とする請求項１記
   載の一方向電磁鋼板の安定製造方法。