JP2521585B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、トランス等の鉄心とし
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその
他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。励磁特性を表す数値としては、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
特性を表す数値としては、周波数５０Hzで１．７テスラ
ー（Ｔ）まで磁化したときの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、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好
になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再結
晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合がある。
これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径
に拘らず、鉄損特性を改善することができる。

【０００３】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、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、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田口
悟等による特公昭４０−１５６４４号公報及び今中拓一
等による特公昭５１−１３４６９号公報記載の方法があ
る。前者においてはMnS 及びAlN を後者ではMnS，MnS
e，Sb等を主なインヒビターとして用いている。従って
現在の技術においてはこれら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制御するこ
とが不可欠である。MnS に関して言えば、現在の工程で
は熱延前のスラブ加熱時にMnS をいったん完全固溶させ
た後、熱延時に析出する方法がとられている。二次再結
晶に必要な量のMnS を完全固溶するためには１４００℃
程度の温度が必要である。これ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
理には以下に述べるような不利な点がある。

【０００４】１） 方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱
炉が必要。 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
等にみられるように操業上の悪影響が大きい。 このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を
普通鋼並み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
あるいはまったく用いないことを意味し、必然的に二次
再結晶の不安定化をもたらす。このため低温スラブ加熱
化を実現するためには何らかの形でMnS以外の析出物な
どによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正常粒成
長の抑制を充分にする必要がある。このようなインヒビ
ターとしては硫化物の他、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
ものがあげられる。

【０００５】特公昭５４−２４６８５号公報ではAs，B
i，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
方法が開示された。特開昭５２−２４１１６号公報では
Alの他、Zr，Ti，Ｂ，Nb，Ta，Ｖ，Cr，Mo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℃の範囲にする方法が開示された。また、特
開昭５７−１５８３２２号公報ではMn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
熱化を行ない、さらにCuの添加により二次再結晶を安定
化する技術が開示された。一方、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、これにスラブの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。さらに特開昭５９−１９０３２４
号公報ではＳあるいはSeに加え、Al及びＢと窒素を主体
として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
定化する技術が公開された。このように方向性電磁鋼板
製造における低温スラブ加熱化実現のためには、これま
でに多大な努力が続けられてきている。

【０００６】さて、先に特開昭５９−５６５２２号公報
においてMnを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７％
以下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技
術が開示された。この方法により高温スラブ加熱時のス
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。

【０００７】

【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おるもの
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、工業化はできない。他方スラブ加熱を
低温化すると当然、熱延温度が低下する等熱延に関する
変更が生じる。しかしながら、これまでのところ、熱延
方法を組み込んだ低温スラブ加熱の一貫製造方法はほと
んど検討されていなかった。

【０００８】従来の高温スラブ加熱（例えば１３００℃
以上）の場合、熱延の主な役割は、粗大結晶粒の再結
晶による分断、MnS 、AlN 等の微細析出又は析出抑
制、｛１１０｝＜００１＞方位粒の剪断変形による形
成の３点であったが、低温スラブ加熱の場合は必要な
く、に関しては本発明者が特願平１−１７７８号で開
示している如く、脱炭焼鈍後の金属組織を適切なものと
すればよいので、熱延板での析出物制御は必須でない。
従って従来法での熱延に対する制約は低温スラブ加熱の
場合には少ないと言える。

【０００９】ところで、一方向性電磁鋼板の製造におい
ては通常熱延後組織の不均一化、析出処理等を目的とし
て熱延板焼鈍が行われている。例えばAlN を主インヒビ
ターとする製造方法においては、特公昭４６−２３８２
０号公報に示すように熱延板焼鈍においてAlN の析出処
理を行ってインヒビターを制御する方法がとられてい
る。

【００１０】通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍
−冷延−脱炭焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造
され、多量のエネルギーを必要としており、加えて普通
鋼製造プロセス等と比較して製造コストも高くなってい
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、工程、エネルギーの簡省
略化の要請が強まってきた。このような要請に応えるべ
く、AlN を主インヒビターとする製造方法において、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（特公昭５９−４５７３０号公報）が提案さ
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AlN 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】そこで本発明者らは、従来ほとんど注目さ
れていなかった仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目
し、この現象を利用して８０％以上の強圧下１回冷延に
よる製造法において熱延板焼鈍を省略する方法（特願平
１−８５５４０号、特願平１−８５５４１号）を提示し
た。これらの技術は、仕上熱延最終３パスの強圧下及び
熱延終了後の高温での保持により熱延板を微細再結晶組
織としたことに特徴があり、これらの技術により、１２
８０℃未満の温度でのスラブ加熱と、熱延板焼鈍の省略
の両立が可能となった。

【００１２】一方、これまで一方向性電磁鋼板の熱延に
関しては、高温スラブ加熱（例えば１３００℃以上）時
のスラブ結晶粒の粗大成長に起因する二次再結晶不良
（圧延方向に連なった線状細粒発生）を防止するため
に、熱延時の９６０〜１１９０℃での温度で１パス当り
３０％以上の圧下率で再結晶化高圧下圧延を施し、粗大
結晶粒を分断する方法が提案されている（特公昭６０−
３７１７２号公報）。確かにこの方法によって線状細粒
発生が減少するが、熱延板焼鈍を施す製造プロセスを前
提としている。

【００１３】また、MnS ，MnSe，Sbをインヒビターとす
る製造方法において、熱延時の９５０〜１２００℃の温
度で圧下率１０％以上で連続して熱延し、引き続き３℃
/sec以上の冷却速度で冷却することによってMnS ，MnSe
を均一微細に析出させ、磁気特性を向上させる方法が提
案されている（特開昭５１−２０７１６号公報）。また
熱延を低温で行い再結晶の進行を抑制し、剪断変形で形
成される｛１１０｝＜００１＞方位粒が引き続く再結晶
で減少するのを防止することによって磁気特性を向上さ
せる方法が提案されている（特公昭５９−３２５２６号
公報、特公昭５９−３５４１５号公報）。これらの方法
においても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検
討さえされていない。また、超低炭素を含有する珪素鋼
スラブの熱延において、熱延板で歪を蓄積させる低温大
圧下熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により
超低炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法が提案され
ている（特公昭５９−３４２１２号公報）。しかしこの
方法においても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造
は検討さえされていない。

【００１４】従って、本発明者らが、先に示した低温ス
ラブ加熱と熱延板焼鈍の省略を両立させた技術（特願平
１−８５５４０号、特願平１−８５５４１号）の意義は
大きいことがわかる。本発明者らは、これらの技術を工
業化するため工場実験を進め、その過程でコイルの長手
方向に磁性の変動が生じることを確かめた。そこで、本
発明者らは、この磁性変動の原因を詳細に検討した結
果、この現象が低温スラブ加熱時のスラブ内の温度差に
起因することをつきとめた。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 重量でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Si：
２．５〜４．５％、酸可溶性Al：０．０１０〜０．０６
０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４
０５ Se ：０．０１４％以下、Mn：０．０５〜０．８
％、Sn：０．０１〜０．１５％を含有し、残部がFe及び
不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で
加熱し、加熱完了時１０℃以上の温度差が内在するスラ
ブを熱延し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含
み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を行
い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電
磁鋼板を製造する方法において、熱延終了温度を８５０
〜１０５０℃とし熱延の最終３パスの累積圧下率を４０
％以上とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの
間での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍとし、
脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼
板に窒化処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１６】（２） 熱延板をスラブ加熱温度以下の温
度で焼鈍することを特徴とする前項１記載の磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１７】

【作用】本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、
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
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで
圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間
焼鈍をはさむ１回以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を順次行うことによって製造される。

【００１８】本発明者らは、熱延板焼鈍を省略した１回
冷延法で低温スラブ加熱材を製造した場合の磁性の変動
の原因とその解消策について詳細に検討した。そしてそ
の結果、この現象がスラブ加熱時のスラブ内の温度差に
基づく、AlNの析出のバラツキに起因するという新知見
を得た。そしてその解消策として、Sn添加、熱延最終３
パスの強圧下、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の間での一次再結晶粒の平均粒径の制御が有効であると
いう新知見を得た。以下実験結果を基に詳細に説明す
る。以下の実験では、研究所で、スラブを温度を変えて
加熱し、工場でのスラブ加熱時のスラブ内の温度差によ
り生じる現象のシミュレートを行った。

【００１９】図１は、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均
粒径と製品の磁束密度の関係に及ぼすSn量の影響を示
す。この場合、Ｃ：０．０５３重量％、Si：３．２８重
量％、酸可溶性Al：０．０２７重量％、Ｎ：０．００６
８重量％、Ｓ：０．００７重量％、Mn：０．１４重量
％、Ａ Sn：０．００３重量％、Ｂ Sn：０．０５１重
量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる４０
mm厚のスラブを、研究所で１１５０℃、１１００℃
の２水準の条件で各６０分均熱後、６パスで熱延し、約
１秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５５０℃に
１時間保持して炉冷する巻取りシミュレーションを施し
た。この場合、６パスの圧下配分は、４０→１５→７→
３．５→３→２．６→２．３mmであり、最終３パスの累
積圧下率は３４％であった。そして、上記４つのスラブ
の熱延終了温度は、８６３〜９１８℃であった。かかる
熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約８５％の強圧下圧
延を行って最終板厚０．３３５mmの冷延板とし、８４０
℃に１５０秒保持し、引き続き８７０℃に２０秒保持す
る脱炭焼鈍を施し、次いで、７５０℃に３０秒保持する
焼鈍時、焼鈍雰囲気中にNH₃ ガスを混入させて、鋼板に
窒素を吸収せしめた。この窒化処理後のＮ量は、０．０
１９０〜０．０２２３重量％であった。また、この窒化
処理後の鋼板の板厚断面全厚での結晶粒の平均粒径を光
学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した。かかる窒化処
理後の鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
最終仕上焼鈍を行った。

【００２０】図１から明らかなように、Sn添加を行った
Ｂ材（Sn：０．０５１重量％）は、Ａ材（Sn：０．００
３重量％）と比較して、平均粒径が小さく、スラブ加熱
温度の違いによる平均粒径の差も小さいことがわかる。
そして、その結果、スラブ加熱温度の違いによる磁束密
度の変動も小さいことがわかる。次に、図２に脱炭焼鈍
後の一次再結晶粒の平均粒径と製品の磁束密度の関係に
及ぼす熱延最終３パスの累積圧下率の影響を示す。この
場合、Ｃ：０．０５５重量％、Si：３．３０重量％、酸
可溶性Al：０．０２９重量％、Ｎ：０．００６７重量
％、Ｓ：０．００７重量％、Mn：０．１５重量％、Sn：
０．０５３重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物
からなる４０mm厚のスラブを研究所で１１５０℃、
１１２５℃、１１００℃の３水準の条件で各６０分均
熱後、６パスで熱延し、約１秒後に水冷し、５５０℃ま
で冷却した後、５５０℃に１時間保持して炉冷する巻取
りシミュレーションを施した。この場合、６パスの圧下
配分は、Ａ ４０→１５→７→３．５→３→２．６→
２．３mm、Ｂ ４０→３０→２０→１０→５→３→２mm
の２水準とした。この場合、最終３パスの累積圧下率
は、Ａ：３４％、Ｂ：８０％であった。そして、上記４
つのスラブの熱延終了温度は、８６８〜９５８℃であっ
た。かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約８５％
の強圧下圧延を行って最終板厚０．３３５mmの冷延板と
し、８４０℃に１５０秒保持し、引き続き８７５℃に２
０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、７５０℃に３０
秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中にNH₃ ガスを混入さ
せ、鋼板に窒素を吸収せしめた。この窒化処理後のＮ量
は、０．０１８８〜０．０２１５重量％であった。ま
た、この窒化処理後の鋼板の板厚断面全厚での結晶粒の
平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した。
かかる窒化処理後の鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。

【００２１】図２から明らかなように、熱延最終３パス
の累積圧下率が高い条件Ｂ（８０％）の場合、条件Ａ
（３４％）と比較して、平均粒径が大きく、スラブ加熱
温度の差による平均粒径の変動も小さいことがわかる。
そして、その結果、スラブ加熱温度の違いによる磁束密
度の変動も小さいことがわかる。次に、図３に種々の脱
炭焼鈍条件での脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径と
製品の磁束密度の関係を示す。図２の結果を得たものと
同一成分の４０mm厚のスラブを、研究所で１１００〜１
１５０℃の温度条件で各６０分均熱後、６パスで熱延
し、約１秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５５
０℃に１時間保持して炉冷する巻取りシミュレーション
を施した。この場合、６パスの圧下配分を４０→３０→
２０→１０→５→３→２mmとした。この場合、最終３パ
スの累積圧下率は８０％であり、熱延終了温度は、９２
１〜９５３℃であった。かかる熱延板に熱延板焼鈍を施
すことなく、約８５％の強圧下圧延を行って最終板厚
０．３３５mmの冷延板とし、８００〜９５０℃の脱炭焼
鈍を施し、次いで、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、
焼鈍雰囲気中にNH₃ ガスを混入し、鋼板に窒素を吸収せ
しめた。この窒化処理後のＮ量は、０．０１７９〜０．
０２３１重量％であった。また、この窒化処理後の鋼板
の板厚断面全厚での結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画
像解析機を用いて測定した。かかる窒化処理後の鋼板に
MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍
を行った。

【００２２】図３から明らかなように、脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒の平均粒径が１８〜３０μｍの範囲で、B₈≧
１．９０（Ｔ）なる良好な磁束密度が得られ、かつ、平
均粒径変動による磁束密度の変動が少ないことがわか
る。図１、図２、図３に示した関係が成立する理由につ
いては必ずしも明らかではないが、本発明者らは次のよ
うに推察している。

【００２３】本発明の前提としている１２８０℃未満の
温度では、本発明のAl，Ｎの成分範囲では、α相でのAl
N の完全固溶は保障されていない。一方、スラブ加熱の
方式は種々あるが、スラブを炉に挿入後、プッシャーで
移動させながら出口から出す方式や、スキット上にスラ
ブをおき、スキットを動かしてスラブを入口から出口方
向へ移動させる方式等が一般に行なわれている。そし
て、スラブの中でスキットや炉の下面に接する部分は、
温度が低めとなることが多い。この加熱炉内でのスラブ
内の温度差を、研究所でスラブ加熱温度を変えてシミュ
レートした。本発明のAl，Ｎの成分範囲ではスラブ内の
高温部と低温部でAlN の固溶、析出量に差が生じる。ス
ラブ加熱時のスラブ内の高温部では固溶Ｎが多く、引き
続く熱延及び脱炭焼鈍時にこの固溶ＮはAlNの形で微細
析出する。他方、スラブ加熱時のスラブ内の低温部では
固溶Ｎが少なく、引き続く熱延及び脱炭焼鈍時に微細に
析出するAlN 量は少ない。このようなAlN の析出の場所
的不均一は、脱炭焼鈍時の粒成長の場所的不均一を生じ
させる。つまり、スラブ加熱時のスラブ内の高温部に相
当する部分では、脱炭焼鈍時微細なAlN が多いため、一
次再結晶粒の粒成長は抑制される。一方、スラブ加熱時
のスラブ内の低温部に相当する部分では、脱炭焼鈍時微
細なAlN が少ないため、一次再結晶粒は粒成長しやす
い。このため、脱炭焼鈍完了時、コイル内にスラブ加熱
のスラブ内の温度差に起因する一次再結晶粒径の場所的
不均一が生じる。本発明者らが特願平１−１７７８号で
開示した如く、この脱炭焼鈍完了時の一次再結晶粒径は
製品の磁束密度と極めて強い相関がある。従って、この
一次再結晶の粒径の場所的不均一は製品での磁束密度の
場所的不均一を生ぜしめることとなる。

【００２４】本発明者らが推察した上記の製品での磁束
密度の場所的不均一性の発生メカニズムに立脚し、本発
明によるこの製品の磁束密度の場所的変動の解消メカニ
ズムについては次のように考えられる。Snは粒界偏析元
素として知られており、粒成長を抑制する元素である。
一方本発明範囲のSn量では、スラブ加熱時Snは完全固溶
しており、通常考えられる数１０℃の温度差を有する加
熱時のスラブ内でも一様に固溶していると考えられる。
従って、温度差があるにもかかわらず加熱時のスラブ内
で均一に分布しているSnは、脱炭焼鈍時の粒成長抑制効
果についても、場所的に均一に作用すると考えられる。
このため、SnはAlN の場所的不均一に起因する脱炭焼鈍
時の粒成長の場所的不均一を希釈する効果があるものと
考えられる。

【００２５】一方、仕上熱延最終３パスでの強圧下によ
る磁束密度の場所的不均一性解消の効果については次の
ように考えられる。通常、１００〜４００mm厚のスラブ
が１〜５mm厚の熱延板となる熱延工程において、熱延中
板厚が薄くなるにつれて、板厚方向の熱伝導が容易とな
るため、スラブ内にあった温度差は徐々に少なくなって
くる。この段階で、AlN の析出をさらに促進するために
は、歪を加えAlN の析出核としての転位を多くすること
が有効である。従って、鋼板中の温度差が最も軽減され
る仕上熱延の後段で加工歪を加え、AlN の析出促進をは
かることは、スラブ加熱時にスラブ内の温度差のために
生じたＮの固溶量、AlN 析出量の場所的不均一性が後工
程まで継承されるのを極力抑制するのに有効と考えられ
る。

【００２６】さらに、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開
始までの間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍ
とすることの効果については次のように考えている。図
３に示した如く、この粒径の範囲で、B₈≧１．９０
（Ｔ）なる良好な磁束密度が得られており、かつ、粒径
変動による製品の磁束密度の変動が少なくなっている。
従って、スラブ加熱時のスラブ内の温度差に起因する脱
炭焼鈍後の粒径の場所的変動が生じたとしても、粒径の
範囲を１８〜３０μｍにしておけば、磁束密度の場所的
変動は少ないと考えられる。

【００２７】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。先ず、スラブの成分と、スラブ加熱温度に関し
て限定理由を詳細に説明する。Ｃは０．０２１重量％
（以下単に％と略述）未満になると二次再結晶が不安定
になり、かつ二次再結晶した場合でもB₈≧１．８０
（Ｔ）が得がたいので０．０２１％以上とした。一方、
Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的で
ないので０．０７５％以下とした。

【００２８】Siは４．５％を超えると冷延時の割れが著
しくなるので４．５％以下とした。又、２．５％未満で
は素材の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄心材料として必
要な低鉄損が得られないので２．５％以上とした。望ま
しくは３．２％以上である。Alは二次再結晶の安定化に
必要なAlN もしくは (Al,Si)N を確保するため、酸可溶
性Alとして０．０１０％以上が必要である。酸可溶性Al
が０．０６０％を超えると熱延板のAlN が不適切となり
二次再結晶が不安定になるので０．０６０％以下とし
た。

【００２９】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
３０％未満にすることが困難であり、かつ経済的に好ま
しくないので０．００３０％以上とし、一方、０．０１
３０％を越えるとブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふ
くれ”が発生するので０．０１３０％以下とした。MnS
，MnSeが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適性に
選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能であ
る。しかしながらＳやSeが高いと線状細粒と呼ばれる二
次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二次再結晶
不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋０．４０５Se）
≦０．０１４％とすべきである。ＳあるいはSeが上記値
を超える場合には製造条件をいかに変更しても二次再結
晶不良部が発生する確率が高くなり好ましくない。また
最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなりすぎ
て好ましくなく、この様な観点からＳあるいはSeを不必
要に増すことは意味がない。

【００３０】Mnの下限値は０．０５％である。０．０５
％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、就中、ストリップの側縁部が波形状となり
製品歩留りを低下させる問題が発生する。一方、Mn量が
０．８％を越えると製品の磁束密度を低下させ、好まし
くないので、Mn量の上限を０．８％とした。Snの下限値
は０．０１％である。この値未満では、粒成長抑制効果
が少なすぎて好ましくない。一方上限値は０．１５％と
した。Snは表面に偏析するので、この値を超えると鋼板
の窒化が難しくなり、二次再結晶不良の原因となるため
好ましくない。

【００３１】この他、インヒビター構成元素として知ら
れているSb，Cr，Cu，Ni，Ｂ，Ti等を微量に含有するこ
とはさしつかえない。スラブ加熱温度は、普通鋼並にし
てコストダウンを行なうという目的から１２８０℃未満
と限定した。好ましくは１２００℃以下である。スラブ
加熱完了時のスラブ内の温度差を１０℃以上とした。１
０℃未満の場合には、本発明の如き、スラブ内の温度偏
差に起因する問題の解消策をとる必要性が薄れるためで
ある。

【００３２】加熱されたスラブは、引き続き熱延されて
熱延板となる。この熱延の終了温度を８５０〜１０５０
℃とし、熱延最終３パスの累積圧下率を４０％以上とし
た。熱延工程は、通常１００〜４００mm厚のスラブを加
熱した後、いづれも複数回のパスで行う粗熱延と仕上熱
延よりなる。粗熱延の方法については特に限定するもの
ではなく、通常の方法で行われる。粗熱延後仕上熱延開
始までの時間については、特に限定するものではない
が、１秒以上かけて仕上熱延を開始することは、AlN の
析出促進の点で好ましい。本発明の特徴は粗熱延に引き
続く仕上熱延にある。仕上熱延は通常４〜１０パスの高
速連続圧延で行われる。通常仕上熱延の圧下配分は前段
が圧下率が高く後段に行くほど圧下率を下げて形状を良
好なものとしている。圧延速度は通常１００〜３０００
ｍ/minとなっており、パス間の時間は０．０１〜１００
秒となっている。本発明で限定しているのは、熱延終了
温度と熱延最終３パスの累積圧下率だけであり、その他
の条件は特に限定するものではないが、粗熱延、仕上熱
延の前段で強圧下を行うことも、幾分なりとも加工誘起
析出を生ぜしめることになり好ましい。又、最終３パス
でも特に最終パスでの強圧下が効果的である。

【００３３】次いで上記熱延条件の限定理由について述
べる。熱延終了温度を８５０〜１０５０℃とした。１０
５０℃を越ると、AlN の析出が生じにくく、本発明のAl
N 析出の場所的不均一の解消効果が十分でない。一方、
８５０℃未満では、熱延終了後に引き続く再結晶が生じ
にくく、製品の磁束密度が低下するので好ましくない。

【００３４】一方、仕上熱延最終３パスでの累積圧下率
を４０％以上とした。この値未満では、AlN の加工誘起
析出の効果が不十分なので好ましくない。なお、最終３
パスの累積圧下率の上限については特に限定するもので
はないが、工業的には９９．９％以上の累積圧下を加え
ることは困難である。熱延の最終パス後、通常０．１〜
１００秒程度空冷された後水冷され３００〜７００℃の
温度で巻取られ、徐冷される。この冷却プロセスについ
ては特に限定されるものではないが、熱延後１秒以上空
冷等を行い、鋼板をAlN の析出温度域にできるだけ長時
間保持することは、AlN の析出を進ませる上で好まし
い。

【００３５】この熱延板は次いで、圧下率８０％以上の
最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以
上の冷延を施す。最終冷延の圧下率を８０％以上とした
のは、圧下率を上記範囲とすることによって、脱炭板に
おいて尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位粒と、これに蚕
食され易い対応方位粒（｛１１１｝＜１１２＞方位粒
等）を適正量得ることができ、磁束密度を高める上で好
ましいためである。

【００３６】本発明は、熱延板焼鈍省略プロセスを基に
構成したものであるが、スラブ加熱温度以下の温度で熱
延板焼鈍を施す場合も、同様にスラブ加熱時のスラブ内
の温度差に起因する製品の磁束密度の場所的変動が発生
する。従って、この場合も、本発明のSn添加、熱延最終
３パスの強圧下、脱炭焼鈍後の粒径の制御を用いること
ができ、かつ熱延板焼鈍省略プロセスよりも良好な特性
が得られる。

【００３７】かかる冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭
焼鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製
品となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍとし
たのは、図３から明らかなように、この値の範囲でB
₈（Ｔ）≧１．９０なる良好な磁束密度が得られ、か
つ、粒径変動に対する磁束密度の変化が少ないからであ
る。

【００３８】そして、脱炭焼鈍後、最終仕上焼鈍の二次
再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定した
のは、本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセ
スでは、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足が
ちになるからである。窒化の方法としては特に限定する
ものではなく、脱炭焼鈍後、引き続き焼鈍雰囲気にNH₃
ガスを混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、
焼鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に
窒化物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、
最終仕上焼鈍の雰囲気のN₂分圧を高めとし、鋼板を窒化
する方法等いずれの方法でもよい。窒化量については特
に限定するものではないが、１ppm 以上は必要である。

【００３９】

【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０５２重量％、Si：３．２８重量％、Mn：０．
１６重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Al：０．
０３０重量％、Ｎ：０．００７０重量％を基本成分と
し、Snの添加量を＜０．００１重量％、０．０５重
量％、０．１０重量％、０．３１重量％残部Fe及び
不可避的不純物からなる２００mm厚の４種類のスラブ
を、ａ １１５０℃、ｂ １０８０℃の２水準の温度で
６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０
mm厚に熱延した後、次いで６パスで熱延して２．３mmの
熱延板とした。この時圧下配分を４０→３０→２０→１
０→５→３→２．３（mm）とした。この時、熱延終了温
度は８８７〜９３２℃であり、熱延最終３パスの累積圧
下率は７７％であった。

【００４０】次いで、熱延終了後は１秒間空冷後５５０
℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持した後炉冷する巻
取りシミュレーションを行った。この熱延板を酸洗して
圧下率約８５％で０．３３５mmの冷延板とし、８４０℃
で１５０秒保持し、次いで８７０℃に２０秒保持する脱
炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持する
焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にNH₃ ガスを混入させ鋼板に
窒素を吸収せしめた。この鋼板の板厚断面全厚における
結晶粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した。
次いで、この鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗
布し、N₂２５％、H₂７５％の雰囲気ガス中で１５℃／時
の速度で１２００℃まで昇温し、引き続きH₂１００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。

【００４１】実験条件と製品の磁気特性を表１に示す。

【００４２】

【表１】

【００４３】実施例２ Ｃ：０．０５４重量％、Si：３．２１重量％、Mn：０．
１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Al：０．
０３１重量％、Ｎ：０．００７１重量％、Sn：０．０７
重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる４
０mm厚のスラブを、ａ １１５０℃、ｂ １０８０℃の
温度で６０分均熱した後、１０５０℃で熱延を開始し、
６パスで熱延して１．８mmの熱延板とした。この時圧下
配分を４０→１６→７→２．９→２．５→２．１→
１．８（mm）、４０→３０→２０→１０→５→２．５
→１．８（mm）の２条件とした。熱延後の冷却を実施例
１と同じ条件で行った。この熱延板を酸洗して圧下率約
８６％で０．２６０mmの冷延板とし、引き続き最終仕上
焼鈍までの工程条件を実施例１と同じ条件で行った。

【００４４】実験条件、製品の磁気特性を表２に示す。

【００４５】

【表２】

【００４６】実施例３ Ｃ：０．０３３重量％、Si：３．０５重量％、Mn：０．
１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Al：０．
０２９重量％、Ｎ：０．００６８重量％、Sn：０．０６
重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる２
６mm厚のスラブを、ａ １２００℃、ｂ １１３０℃の
温度で６０分均熱した後、１０５０℃、９００℃で
熱延を開始し、６パスで熱延して２．３mmの熱延板とし
た。この時圧下配分を２６→１５→１０→７→５→３→
２．３（mm）とした。熱延終了後の冷却条件、引き続く
窒化処理までの工程条件は実施例１と同じ条件で行っ
た。得られた鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗
布し、N₂２５％、H₂７５％の雰囲気ガス中で１０℃／時
の速度で８８０℃まで昇温し、引き続き１２００℃まで
N₂７５％、H₂２５％の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度
で昇温し、次いでH₂１００％の雰囲気ガス中で１２００
℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。

【００４７】実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。

【００４８】

【表３】

【００４９】実施例４ Ｃ：０．０５０重量％、Si：３．４１重量％、Mn：０．
１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Al：０．
０２９重量％、Ｎ：０．００６５重量％、Sn：０．１２
重量％、残余Fe及び不可避的不純物からなる２５０mm厚
のスラブを、ａ１１５０℃、ｂ １０７０℃の２水準の
温度で４５分均熱した後、すみやかに熱延を開始し５パ
スで４０mm厚まで熱延した後、６パスで熱延して２．３
mmの熱延板とした。この時、圧下配分を４０→３０→２
０→１０→６→４→２．３（mm）とした。次いで、熱延
終了後、４秒間空冷後４００℃まで水冷し、４００℃に
１時間保持した後炉冷する巻取りシミュレーションを行
った。しかる後、この熱延板を酸洗して圧下率約８５％
で０．３３５mmの冷延板とし、８１０℃に１５０秒保
持、８３０℃に１５０秒保持、８５０℃に１５０秒
保持、８８０℃に１５０秒保持なる４つの条件で脱炭
焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持する焼
鈍を行い、焼鈍雰囲気中にNH₃ ガスを混入させ、鋼板に
窒素を吸収せしめた。この鋼板の板厚全厚における結晶
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した。次い
でこの鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
N₂２５％、H₂７５％の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度
で１２００℃まで昇温し、引き続きH₂１００％雰囲気ガ
ス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行
った。実験条件と製品の磁気特性を表４に示す。

【００５０】

【表４】

【００５１】実施例５ Ｃ：０．０５０重量％、Si：３．２８重量％、Mn：０．
１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Al：０．
０２９重量％、Ｎ：０．００６８重量％、Sn：０．０６
重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる４
０mm厚のスラブを、ａ １１８０℃、ｂ １１００℃の
温度で６０分均熱した後、１０５０℃で熱延を開始し６
パスで熱延して２．３mm厚の熱延板とした。この時圧下
配分を４０→１５→７→３．５→３→２．６→２．３
（mm）、４０→３０→２０→１０→５→３→２．３
（mm）の２条件とした。熱延終了後は２秒間空冷後５５
０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持した後炉冷する
巻取りシミュレーションを行った。この熱延板に、９０
０℃に２分保持して急冷する熱延板焼鈍を行い、次いで
圧下率約８８％で０．２８５mm厚の冷延板とし、８３０
℃で１５０秒保持し、次いで８７０℃に２０秒保持する
脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃に３０秒保持す
る焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にNH₃ ガスを混入させ、鋼
板に窒素を吸収せしめた。この鋼板の板厚全厚における
結晶粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した。
次いで、この鋼板に、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、N₂７５％、H₂２５％の雰囲気ガス中で１０℃／
時の速度で１２００℃まで昇温し、引き続きH₂１００％
雰囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上
焼鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性を表５に示
す。

【００５２】

【表５】

【００５３】実施例６ Ｃ：０．０５７重量％、Si：３．４５重量％、Mn：０．
１５重量％、酸可溶性Al：０．０３１重量％、Ｎ：０．
００６４重量％、Sn：０．０９重量％を含有し、残部Fe
及び不可避的不純物からなる４０mm厚のスラブを実施例
５記載の条件でスラブ加熱から巻取りシミュレーション
を行った。この熱延板に、９８０℃に２分保持して急冷
する熱延板焼鈍を行い、次いで実施例５記載の条件で最
終仕上焼鈍までの工程を処理した。

【００５４】実験条件と製品の磁気特性を表６に示す。

【００５５】

【表６】

【００５６】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において
は、Sn添加及び熱延終了温度と熱延最終３パスの累積圧
下率の制御とさらに脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始
までの間での一次再結晶粒の平均粒径を制御し、鋼板に
窒化処理を施すことにより、熱延板焼鈍を省略して、良
好な磁気特性を場所的バラツキなく安定して得ることが
できるので、その工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径と
製品の磁束密度の関係に及ぼすSn量の影響を表したグラ
フである。

【図２】図２は脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径と
製品の磁束密度の関係に及ぼす熱延最終３パスの累積圧
下率の影響を表したグラフである。

【図３】図３は種々の脱炭焼鈍条件での脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒の平均粒径と製品の磁束密度の関係を表した
グラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石橋 希瑞 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (72)発明者 永岡 歳邦 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量でＣ：０．０２１〜０．０７５％、
   Si：２．５〜４．５％、酸可溶性Al：０．０１０〜０．
   ０６０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋
   ０．４０５ Se ：０．０１４％以下、Mn：０．０５〜
   ０．８％、Sn：０．０１〜０．１５％を含有し、残部が
   Fe及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の
   温度で加熱し、加熱完了時１０℃以上の温度差が内在す
   るスラブを熱延し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延
   を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延
   を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向
   性電磁鋼板を製造する方法において、熱延終了温度を８
   ５０〜１０５０℃とし熱延の最終３パスの累積圧下率を
   ４０％以上とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
   での間での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍと
   し、脱炭焼鈍後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間
   に鋼板に窒化処理を施すことを特徴とする磁気特性の優
   れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 熱延板をスラブ加熱温度以下の温度で焼
   鈍することを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れ
   た一方向性電磁鋼板の製造方法。