JP2607331B2 - 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。

【０００３】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。

【０００４】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。

【０００５】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５１−１３４６９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Ｍｎ
Ｓ，ＭｎＳｅ，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。

【０００６】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。 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。

【０００７】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。

【０００８】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制御を充分
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。

【０００９】特公昭５４−２４６８５号公報では、Ａ
ｓ，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た。特開昭５２−２４１１
６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。

【００１０】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。

【００１１】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。

【００１２】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。

【００１３】

【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。

【００１４】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、脱炭焼鈍後の結晶組織を適切なもの
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。

【００１５】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４６−２３８
２０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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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９５０〜１２０
０℃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５１−２０７１
６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５
９−３２５２６号公報、特公昭５９−３５４１５号公
報）。

【００２１】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５９−３４２
１２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。

【００２２】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
場化するため工場実験を進め、その過程で、磁性変動が
生じ、問題となった。そこで、本発明者らは、広範にわ
たってこの原因を調査し、この磁性変動が、スラブ加熱
時の鋼中の固溶Ｎに起因することをつきとめた。

【００２３】

【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）重量比でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含
有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１
２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、次いで圧下
率８０％以上の最終冷延を行い、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、上記スラブ加熱完了時のスラブ中の固溶Ｎを０．
００４５重量％以下とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼
鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍ
とし、熱延後、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。

【００２４】本発明はまたＳｎ：０．０１〜０．１５重
量％を含有するスラブを用いること、熱延最終３パスの
累積圧下率を４０％以上とすること、熱延板をスラブ加
熱温度以下の温度で焼鈍することができる。

【００２５】

【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、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。

【００２６】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固溶Ｎに基づく、Ａ
ｌＮの析出の変動に起因することをつきとめた。

【００２７】まず、実験結果を基に、本発明の効果を説
明する。図１に、スラブ加熱完了時の固溶Ｎ量と製品の
磁束密度の変動との関係を示す。この場合、重量比で、
Ｃ；０．０３５〜０．０７０％、Ｓｉ；２．５〜３．６
％、酸可溶性Ａｌ；０．０１７〜０．０５５％、Ｎ；
０．００５１〜０．００９７％、Ｓ；０．００５〜０．
００７％、Ｍｎ；０．１０〜０．１６％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０mm厚の２０種類の
成分のスラブを作成した。そして１０００〜１２６０℃
の温度に６０分均熱後６パスで熱延し、約２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とした。

【００２８】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、８１０℃，８２０℃，８３０℃，
８４０℃に１５０秒保持する４条件の脱炭焼鈍を施し、
次いで、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気
中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめ
た。

【００２９】この窒化処理後のＮ量は、０．０２１４〜
０．０２３１重量％であった。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。しかる後、製品の磁束密度Ｂ₈ を測定
し、同一成分、同一熱延条件の熱延板に対してとった４
つの脱炭焼鈍条件でのＢ₈ の最高値と最低値の差ΔＢ₈
をもとめた。

【００３０】更に、上記スラブと同じ成分のものを用意
し、各スラブに対して、上記と同一のスラブ加熱条件で
加熱後即水冷し、Ｎ量と窒化物の量（Ｎ ａｓ Ｎｉｔ
ｒｉｄｅ）を測定し、その差をスラブ加熱完了時の固溶
Ｎ量とした。

【００３１】図１から明らかなように、スラブ加熱完了
時の固溶Ｎ量が０．００４５％以下の時にΔＢ₈ が０．
０３Ｔ以下となり、安定した磁気特性となっている。

【００３２】図１に示したスラブ加熱完了時の固溶Ｎ量
制御の効果のメカニズムについて、必ずしも明らかでは
ないが、本発明者らは、以下のように推定している。

【００３３】本発明は、本発明者らが特願平１−１７７
８号で開示した脱炭焼鈍後の結晶組織を適切なものにす
ることを基本とする技術体系に属する。一方、スラブ加
熱完了時に固溶していたＮは、熱延中、または脱炭焼鈍
時（特に昇温時）微細な窒化物（主にＡｌＮ）となると
考えられる。この微細な窒化物は、脱炭焼鈍時のわずか
の温度変化においても、サイズ、析出量が変動すると考
えられる。

【００３４】この析出物の変動は、結晶組織のバラツキ
を引き起こし、それが、磁気特性の変動につながるもの
と考えられる。従って、この結晶組織のバラツキの原因
となっているスラブ加熱完了時の固溶Ｎ量を低減するこ
とが、磁気特性の変動を低減するのに有効なものと考え
られる。

【００３５】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。

【００３６】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。

【００３７】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Ａ
ｌ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。

【００３８】Ｎについては、０．０１５０％を超えると
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
０．０１５０％以下とした。

【００３９】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。

【００４０】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、このような観点からＳあるいはＳｅを不必要に増す
ことは意味がない。

【００４１】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％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）、つまり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％を超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。

【００４２】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。一方スラブ加熱時Ｓ
ｎ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。

【００４３】このため、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、Ｓｎは希釈す
る効果があるものと考えられる。従って、本発明の固溶
Ｎ量の上限を制限する技術に加え、Ｓｎを添加すること
はさらに製品の磁気特性の変動を低減させるのに有効で
ある。

【００４４】このＳｎの適性範囲を０．０１〜０．１５
％とした。この下限値未満では、粒成長抑制効果が少な
すぎて好ましくない。一方、この上限値を超えると鋼板
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。

【００４５】この他インヒビター構成元素として知られ
ているＳｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等を微
量に含有することはさしつかえない。特に、Ｂ，Ｔｉ，
Ｎｂ等窒化物構成元素は、スラブ加熱時の鋼中の固溶Ｎ
量を低減するために積極的に添加してもかまわない。

【００４６】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
時のスラブ中の固溶Ｎ量は０．００４５％以下にしなけ
ればならない。０．００４５％を超えると、図１に示し
た如く、磁性変動が大きくなり好ましくない。

【００４７】加熱されたスラブは、引き続き熱延されて
熱延板となる。熱延最終３パスの累積圧下率を４０％以
上とすることは、製品の磁束密度の場所的バラツキを低
減する上でさらに好ましい。

【００４８】熱延工程は、通常１００〜４００mm厚のス
ラブを加熱した後、いず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。

【００４９】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１００〜３０００ｍ／min とな
っており、パス間の時間は０．０１〜１００秒となって
いる。

【００５０】本発明で限定しているのは、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。

【００５１】通常、１００〜３００mm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、ＡｌＮ析出量の変動が後工程まで継承
されるのを極力抑制するのに有効と考えられる。

【００５２】次いで上記熱延条件の限定理由について述
べる。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。

【００５３】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。こ
の熱延板は次いで、圧下率８０％以上の最終冷延を施
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）を適性量得
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。

【００５４】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固溶Ｎに
起因する製品の磁気特性の変動が発生する。従って、こ
の場合も、本発明のスラブ内の固溶Ｎ制限、Ｓｎ添加、
熱延最終３パスの強圧下、後述する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。

【００５５】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に制
御することは、必要である。その理由はこの平均粒径の
範囲で良好な磁束密度が得られやすく、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。

【００５６】そして、熱延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。

【００５７】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
分離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。

【００５８】

【実施例】

実施例１ Ｃ：０．０４９重量％、Ｓｉ：３．２１重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％を基本成分と
し、酸可溶性Ａｌ：０．０２７重量％、Ｎ：０．００８
０重量％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る４０mm厚のスラブを作成した。

【００５９】次いで、かかるスラブを、１２５０℃、
１０８０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、ただ
ちに熱延を開始し、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４０→１５→７→３．５→３
→２．６→２．３（mm）とした。また、上記と同一成分
のスラブを，の条件でスラブ加熱完了後スラブを水
焼入れし、Ｎと窒化物の分析を行い、固溶Ｎ量を測定し
たところ、０．００５５重量％、０．００２５重量
％であった。

【００６０】上記熱延終了後は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、ａ：８１０
℃，ｂ：８２０℃，ｃ：８３０℃，ｄ：８４０℃の４つ
の温度条件で１５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。

【００６１】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。窒化後のこの鋼板のＮ量は０．０２
１３〜０．０２３２重量％であった。この鋼板の断面全
厚における一次再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ところ、２０〜２６μｍであっ
た。

【００６２】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、Ｎ₂ ２５％、Ｈ₂ ７５％の雰囲気
ガス中で１５℃／時の速度で１２００℃まで昇温し、引
き続きＨ₂ １００％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。実験条件と製品の
磁気特性を表１に示す。

【００６３】

【表１】

【００６４】本発明のものは脱炭焼鈍による磁気特性の
バラツキが少なくなっている。

【００６５】実施例２ Ｃ：０．０５４重量％、Ｓｉ：３．０８重量％、Ｍｎ：
０．１６重量％、Ｓ：０．００６重量％、Ｎ：０．００
８５重量％を基本成分とし、酸可溶性Ａｌを、０．０
１９重量％、０．０４０重量％なる２水準のレベルで
添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２種類の
２５０mm厚スラブを作成した。

【００６６】次いで、かかるスラブを、１１８０℃の温
度で６０分均熱した後、１０８０℃で熱延を開始して
２．３mmの熱延板とした。熱延の圧下配分、熱延後の冷
却条件、及び熱延後最終仕上焼鈍までの工程条件は、実
施例１記載の条件で行った。スラブ加熱完了時の固溶Ｎ
量は０．００６１重量％、０．００３２重量％であ
った。窒化後のＮ量は０．０２０３〜０．０２１４重量
％であり、窒化後の一次再結晶粒の平均粒径は、１８〜
２６μｍであった。実験条件と製品の磁気特性を表２に
示す。

【００６７】

【表２】

【００６８】本発明のものは脱炭焼鈍による磁気特性の
バラツキが少なくなっている。

【００６９】実施例３ Ｃ：０．０３８重量％、Ｓｉ：３．０５重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３０重量％、Ｎ：０．００８５重量％を基本
成分として含有し、Ｓｎ：０．００２重量％、Ｓ
ｎ：０．０７重量％なる２種類の成分で、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなる２種類の２５０mm厚のスラブを
作成した。

【００７０】次いで、かかるスラブを、１１５０℃の温
度で６０分均熱した後、１１００℃で熱延を開始して
２．３mmの熱延板とした。熱延の圧下配分、熱延後の冷
却条件、及び冷延までの工程条件は、実施例１記載の条
件で行った。しかる後、かかる冷延板をａ：８２０℃，
ｂ：８３０℃，ｃ：８４０℃，ｄ：８５０℃なる４つの
温度条件で１５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。

【００７１】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。窒化後のＮ量は０．０２０７〜
０．０２２８重量％であり、窒化後の一次再結晶粒の平
均粒径は２０〜２６μｍであった。

【００７２】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、Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気
ガス中で１０℃／時の速度で１２００℃まで昇温し、引
き続きＨ₂ １００％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。上記成分のスラブ
加熱完了時の固溶Ｎの測定値は、０．００４０重量
％、０．００３９重量％であった。実験条件と製品の
磁気特性を表３に示す。

【００７３】

【表３】

【００７４】本発明の場合磁気特性のバラツキが少な
かったがＳｎを添加したの場合は更に良好であった。

【００７５】実施例４ Ｃ：０．０５４重量％、Ｓｉ：３．４５重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０４９重量％、Ｎ：０．０１０８重量％を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０mm厚スラ
ブを作成した。次いで、かかるスラブを、１１５０℃の
温度で３０分均熱した後、ただちに熱延を開始して、
１．８mmの熱延板とした。この時圧下配分を４０→１
６→７→２．９→２．５→２．１→１．８（mm）、４
０→３０→２０→１０→５→２．５→１．８（mm）の２
条件とした。熱延後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。

【００７６】この熱延板を圧下率約８６％で０．２６０
mm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。スラブ加熱完了時の固
溶Ｎ量の測定値は０．００２５重量％であった。そし
て、窒化後のＮ量は０．０２１３〜０．０２２９重量％
であり、窒化後の一次再結晶粒の平均粒径は２１〜２７
μｍであった。実験条件、製品の磁気特性を表４に示
す。

【００７７】

【表４】

【００７８】本発明の場合脱炭焼鈍による磁気特性の
バラツキは小さかった。熱延最終３パスの累積圧下率の
大きいは更に小さかった。

【００７９】実施例５ Ｃ：０．０５９重量％、Ｓｉ：３．４８重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３５重量％、Ｎ：０．００８０重量％を添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０mm厚スラ
ブを作成した。次いで、かかるスラブを、１１５０℃の
温度で６０分均熱した後、ただちに熱延を開始して２．
３mmの熱延板とした。４０mmからの熱延の圧下配分、熱
延後の冷却条件、及び冷延までの工程条件は、実施例１
記載の条件で行った。かかる冷延板を、８００℃に１
５０秒保持、８４０℃に１５０秒保持、８８０℃に
１５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。

【００８０】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。窒化後のＮ量は、０．０２０７〜
０．０２３２重量％であった。この鋼板の断面全厚にお
ける一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析を
用いて測定した。

【００８１】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、実施例１記載の条件で最終仕上焼
鈍を行った。スラブ加熱完了時の固溶Ｎの測定値は、
０．００３５重量％であった。実験条件と製品の磁気特
性を表５に示す。

【００８２】

【表５】

【００８３】実施例６ 実施例１記載の２種類の熱延板に９８０℃×２分（均
熱）後急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで約８８％の圧
下率で０．２８５mm厚の冷延板とし、実施例１の条件で
脱炭焼鈍を施した。しかる後、７６０℃で３０秒保持す
る焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入し、鋼
板に窒素を吸収せしめた。

【００８４】窒化後のＮ量は、０．０２０１〜０．０２
１０重量％であり、窒化後の一次再結晶粒の平均粒径は
２２〜２６μｍであった。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、実施例１記載の条件で
最終仕上焼鈍を施した。実験条件と製品の磁気特性を表
６に示す。

【００８５】

【表６】

【００８６】本発明は脱炭焼鈍による磁気特性の差が比
較例に比べ小さかった。

【００８７】

【発明の効果】本発明においては、スラブ加熱完了時の
スラブ内の固溶Ｎ量の制限、さらにはＳｎ添加及び熱延
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
粒径を制御することにより、熱延板焼鈍を省略して、良
好な磁気特性を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】スラブ加熱完了時の固溶Ｎ量と製品の磁束密度
の変動との関係を表すグラフである。

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０２１〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．０１５０％以下、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 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、熱延を行い、次いで圧下率８０
   ％以上の最終冷延を行い、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、
   上記スラブ加熱完了時のスラブ中の固溶Ｎを０．００４
   ５重量％以下とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始
   までの一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍとし、
   熱延後、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】 重量比でＳｎ：０．０１〜０．１５％を
   含有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。
3. 【請求項３】 熱延最終３パスの累積圧下率を４０％以
   上とすることを特徴とする請求項１または２記載の磁気
   特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 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または２または３記載
   の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。