JP2671717B2

JP2671717B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2671717B2
Application number: JP4167345A
Authority: JP
Inventors: 裕義屋鋪; 輝雄金子
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-06-25
Filing date: 1992-06-25
Publication date: 1997-10-29
Anticipated expiration: 2012-10-29
Also published as: JPH0610049A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、変圧器や発電機、電
動機の鉄心材料として広く用いられる方向性電磁鋼板の
製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、ゴス方位と呼ばれる
｛１１０｝＜００１＞方位を主方位とする結晶配向を持
ち、圧延方向に著しく優れた励磁特性と鉄損特性を有す
る軟磁性材料である。この材料は一般には次のような工
程を経て製造される。Siを 3.0％前後含有する鋼のスラ
ブを熱間圧延し、そのまま、あるいは焼鈍 (熱延板焼
鈍) を行った後、１回または中間焼鈍を挟んで２回以上
の冷延を施して最終板厚とし、その後連続脱炭焼鈍を施
して一次再結晶させた後、焼き付き防止のための焼鈍分
離剤を塗布してコイルに巻取り、更に1100〜1200℃の超
高温での仕上げ焼鈍を行う。

【０００３】仕上げ焼鈍の目的は、二次再結晶を発生さ
せてゴス方位に集積した集合組織を形成することと、そ
のあと二次再結晶を発生させるのに用いたインヒビター
と呼ばれる析出物 AlN 、(Al 、Si)N を除去すること
にある。本発明では、前者を第１の仕上焼鈍、後者を第
２の仕上焼鈍という。この析出物の除去のための第２の
仕上焼鈍は、純化焼鈍とも呼ばれ、二次再結晶を発生さ
せる第１の仕上焼鈍と共に良好な磁気特性を得るために
は必須の工程と言える。

【０００４】以上のような製造方法による方向性電磁鋼
板は、その製造過程で連続脱炭焼鈍や1100℃以上での超
高温の仕上げ焼鈍というような特殊な工程が必要である
ので、極めてコストの高いものになる。

【０００５】このコストの問題を解決すべく、従来から
種々の研究開発が進められている。

【０００６】例えば、本発明者らは先に、その化学組成
が、Si:0.5〜2.5 ％、Mn:1.0〜2.0 ％、sol.Al:0.003〜
0.015 ％で、かつＣ: 0.01％以下、Ｎ:0.001〜0.010 ％
を含有することを主な特徴とする方向性電磁鋼板と、脱
炭焼鈍を必要とせず低温焼鈍が可能なその製造方法を発
明した (特開平１−119644号公報参照) 。この方法は、
連続脱炭焼鈍の省略と仕上げ焼鈍温度の低下によって、
方向性電磁鋼板の製造コストの低減に大きく貢献し得る
ものである。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】近年、省エネルギーの
気運が一段と高まる趨勢の中で、方向性電磁鋼板に対し
てはその鉄損をさらに小さくすることが強く要望される
ようになってきている。

【０００８】本発明は、上記の特開平１−119644号公報
に示した電磁鋼板およびその製造方法を更に改善するこ
とを課題とし、鉄損が低い方向性電磁鋼板とその製造方
法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記のと
おりの方法にある。

【００１０】重量％で、Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜4.0
％、Mn:1.0〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、sol.Al:0.015を
超え 0.030％まで、およびＮ:0.001〜0.010 ％を含有
し、かつ〔 Si(％) − 0.5×Mn (％) 〕≦ 2.0の式を満
足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼のスラ
ブを下記〜の工程で処理することを特徴とする方向
性電磁鋼板の製造方法。

【００１１】熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を行う
工程、連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程、 N₂を含む雰囲気中の 825〜925 ℃の温度域で７〜50時
間保持した後、 100％のH₂雰囲気に置換して、更にこの
温度域で４〜50時間保持して二次再結晶を起こさせる第
１の仕上焼鈍工程、 H₂雰囲気中で 925℃を超え、1050℃までの温度域で４
〜100 時間保持し純化する第２の仕上焼鈍工程。

【００１２】

【作用】まず本発明の基礎となった実験結果について述
べる。以下、合金成分についての％は全て重量％を意味
する。

【００１３】従来の技術では、 0.015％を超えるAlを含
有するとインヒビターとして作用するAlを含む窒化物が
粗大になり、安定した二次再結晶を発生させるには適正
ではないと考えられていた。また、Si、Mnの含有量を高
めると、冷間加工性が悪化するとされていた。しかし、
本発明者らは、適度に粗大化した窒化物を形成させる方
が窒化物粒子の成長速度が遅く、したがって、インヒビ
ター効果が長時間維持できるため、適度な温度と焼鈍雰
囲気においてはゴス方位粒の選択成長に有利であり、ゴ
ス方位への集積度の高い二次再結晶が発生すると考え
て、次のような実験を実施した。

【００１４】転炉で溶製し、真空処理で成分調整をして
連続鋳造により得られたＣ：0.0021％、Si：2.21％、M
n：1.51％、Ｓ： 0.002％、sol.Al： 0.023％および
Ｎ：0.0051％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなり、〔 Si(％) − 0.5×Mn(％) 〕が1.46である
鋼のスラブを加熱温度1250℃、仕上温度 820℃で 2.3mm
厚に熱間圧延し、脱スケール後に 700℃で１時間の熱延
板焼鈍をした後、更に0.35mm厚に冷間圧延した。その
後、非脱炭雰囲気中で、 875℃、30秒間均熱する連続焼
鈍を行い一次再結晶させた。次に、30℃/hの加熱速度で
875℃に昇温して48時間均熱後30℃/hで 975℃まで昇温
し、24時間均熱後に炉冷する仕上げ焼鈍を行った。

【００１５】この仕上げ焼鈍を次の３種類の雰囲気で実
施して、圧延方向の磁気特性を比較した。

【００１６】第１の雰囲気条件：仕上げ焼鈍の全工程を
H₂のみの雰囲気で行う。

【００１７】第２の雰囲気条件： 875℃の均熱終了まで
の第１の仕上焼鈍を、15％N₂＋85％H₂雰囲気とし、その
後の第２の仕上焼鈍をH₂雰囲気に置換して行う。

【００１８】第３の雰囲気条件： 875℃で24時間の均熱
まで、すなわち、第１の仕上焼鈍の半ばまでを15％N₂＋
85％H₂雰囲気とし、その後の第１の仕上焼鈍及び第２の
仕上焼鈍をH₂雰囲気に置換して行う。

【００１９】これらの仕上焼鈍のヒートサイクルと雰囲
気条件の関係を図１に、焼鈍後の磁気特性を表１に、そ
れぞれ示す。

【００２０】表１に示すように、前述の特開平１−1196
44号公報に示される鋼の適正なAl量(sol.Al: 0.003〜0.
015 ％) の上限を外れたsol.Alを 0.023％含有する前記
の鋼材を用いても、仕上げ焼鈍のヒートサイクルと焼鈍
雰囲気を調整することにより、上記のいずれの仕上げ焼
鈍の雰囲気条件においても良好な磁気特性が得られ、な
かでも第３の雰囲気条件の場合に、鉄損が最も低く、磁
束密度の特性も優れることが明らかとなった。

【００２１】本発明は、このような新しい知見を基にし
てなされたものである。

【００２２】

【表１】

【００２３】以下に、本発明の構成要件ごとに作用効果
を説明する。

【００２４】I 素材となる鋼スラブの組成 (a) Ｃ：製品中のＣは、その含有量が多くなると鉄損に
悪影響を及ぼす。この理由は、製品段階で残存したＣは
炭化物を生成し、これが磁壁移動の障害物となり鉄損が
増加するからである。よって、製品中のＣは、望ましく
は0.005 ％以下にする必要がある。しかし、素材となる
鋼スラブの段階でＣ含有量を0.01％以下にしておけば、
有害な炭化物の生成量が少なくなるので、最終冷間圧延
後の焼鈍を脱炭焼鈍としなくとも、仕上げ焼鈍での望ま
しい二次再結晶の発生にも悪影響はない。

【００２５】また、仕上げ焼鈍の後半に実施される純化
焼鈍時に所望の低いＣ含有量にまで低減できる。よっ
て、鋼スラブの段階でのＣ含有量は、0.01％以下とす
る。

【００２６】(b) Si：Siは磁気特性に大きな影響を与え
る元素であり、含有量が増加するほど鋼板の電気抵抗は
上昇するため、渦電流損は低下し、結果として鉄損が低
減する。しかし、４％を超える含有量では二次再結晶が
不安定になるとともに、加工性が低下して冷間圧延が困
難となる。一方、 1.5％未満の含有量では鋼板の電気抵
抗が低く、鉄損の低減ができない。従って、Si含有量は
1.5〜4.0 ％の範囲が適当である。

【００２７】(c) Mn：Mnは本発明の方法の対象となる鋼
のような高Siの極低炭素鋼スラブにおいて、α−γ変態
を生じさせるのに有効な元素であり、この変態の発生が
熱間圧延中の熱延板の組織の微細化と均質化を促進し、
この結果として第１の仕上げ焼鈍でゴス方位への集積度
の高い二次再結晶が安定して発生する。α−γ変態の発
生は、フェライト形成元素であるSiとオーステナイト形
成元素であるMnとの含有量のバランスで決まるから、Si
とMnの含有量は関連させて調整しなければならない。こ
のため、〔Si (％) −0.5 × Mn(％）〕≦ 2.0となるよ
うにMnを含有させることが、熱延板の適切なα−γ変態
の発生に必要である。

【００２８】本発明の範囲の上限Si含有量である４％の
場合に上記の式を満たすためには、4.0 ％以上のMn含有
量が必要になる。Si含有量が 2.0％未満の材料でも 1.0
％以上のMn含有量が二次再結晶の安定化に有効である。
また、MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上昇させるのに
有効であり、鉄損低減の目的からも 1.0％以上のMn含有
量が必要となる。しかし 6.0％を超えるMn含有量は冷間
加工性を劣化させるから、その上限を 6.0％とする。即
ち、Mnの適正な含有量の範囲は 1.0〜6.0 ％で、かつ
〔 Si(％) −0.5 ×Mn (％) 〕≦ 2.0の条件を満足させ
ることが必要である。

【００２９】(d) Ｓ：ＳはMnと結合してMnＳを形成す
る。本発明では主要なインヒビターとしてAlN、 (Al、S
i)NやMnを含む窒化物を用いている。従って、一般の方
向性電磁鋼板のようにMnＳを主要なインヒビターとして
用いないので、Ｓを多量に添加する必要はない。製品段
階で多量のMnS 粒子が鋼中に残存すると鉄損の劣化をき
たす。更に、本発明では仕上げ焼鈍温度が1050℃以下と
低いため、純化焼鈍において脱硫効果は期待できない。
このため、Ｓ含有量は製品においても、素材の鋼スラブ
においても 0.010％以下とする。なお、鉄損低減の観点
から 0.005％以下とすることが望ましい。

【００３０】(e) sol.Al：Alは、二次再結晶の発生に重
要な役割を果たす主要なインヒビターであるAlNや (A
l、Si)N のような窒化物を形成する元素である。適正な
インヒビター効果を得るには、sol.Alの含有量が0.015
％を超えることが必要である。前記特開平１−119644
号公報に示す鋼の適正Al範囲であるsol.Alが 0.003〜0.
015％の範囲でも二次再結晶は生じるが、本発明が目的
とするような低鉄損を実現するほどのゴス方位集積度は
得られない。しかし、sol.Alが0.030％を超えると、イ
ンヒビター量が多すぎるとともに、その分散状態も不適
切になり安定した二次再結晶が生じない。

【００３１】(f) Ｎ：Ｎはインヒビターとなる窒化物を
形成するのに必要な元素であり、二次再結晶が完了する
までは不可欠な元素である。鋼スラブの段階で 0.001％
未満では、窒化物の析出量が少なすぎて所望のインヒビ
ター効果が得られず、一方、 0.010％を超えて含有させ
るとその効果が飽和することから 0.001〜0.010 ％の範
囲が適当である。

【００３２】製品中のＮは、その含有量が多くなると鉄
損に悪影響を及ぼす。製品段階で残存したＮは窒化物を
生成し、これが磁壁移動の障害物となり鉄損が増加する
からである。このため製品中のＮは、望ましくは 0.006
％以下、さらに最も望ましくは 0.003％以下にする必要
がある。しかし、鋼スラブの段階で上記の範囲にしてお
けば、仕上げ焼鈍の後半に実施される純化焼鈍時に所望
の低いＮ含有量にまで低減できる。

【００３３】II 製造工程 (a)第１の工程（熱間圧延）：素材鋼のスラブは上記の
組成をもつものである。これは、転炉、電気炉等で溶製
し、必要があれば真空脱ガス等の処理を施した溶鋼を、
連続鋳造法でスラブにしたもの、またはインゴットにし
て分塊圧延したもののいずれでもよい。

【００３４】熱間圧延の条件については特に制約はない
が、望ましいのは、加熱温度1150〜1270℃、仕上げ温度
700〜900 ℃の範囲である。

【００３５】(b)第２の工程（冷間圧延）：熱延鋼板を
１回または複数回の冷間圧延によって、所定の製品板厚
まで圧延する。このとき、冷間圧延開始前に焼鈍（いわ
ゆる熱延板焼鈍）を行ってもよい。

【００３６】この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。

【００３７】熱延板焼鈍を連続焼鈍で行う場合は、 700
〜1100℃で10秒から５分の均熱、箱焼鈍で行う場合は、
650〜950 ℃で30分〜24時間の均熱とするのが望まし
い。

【００３８】また、複数回の冷間圧延を行う場合は中間
に焼鈍工程を挟む。この中間焼鈍は、700 〜950 ℃の温
度で行うのが望ましい。また、連続焼鈍で良好な一次再
結晶組織を得るためには、最終の冷間圧延の圧下率とし
て40〜90％が望ましく、更に言えば70〜90％が効果的で
ある。

【００３９】(c)第３の工程（仕上げ焼鈍前の連続焼
鈍、一次再結晶焼鈍）：後述の仕上げ焼鈍で安定した二
次再結晶を発生させるためには、その前工程で急速加熱
による一次再結晶焼鈍が必要であり、このために連続焼
鈍が有効である。焼鈍温度としては、 700〜1000℃が望
ましい。

【００４０】(d)第４の工程（仕上げ焼鈍の中の第１の
焼鈍、二次再結晶焼鈍）：仕上げ焼鈍の工程は、二次再
結晶の発生を目的とする前半の焼鈍（第１の焼鈍）と、
次の(e) で述べるその後の析出物の除去（純化）を目的
とする焼鈍（第２の焼鈍）とに分けられる。この (d)お
よび(e) で述べる雰囲気条件が、前述の第３の雰囲気条
件そのものである。

【００４１】ゴス方位への集積度の高い二次再結晶を発
生させるためには、二次再結晶が発生する温度域でイン
ヒビターの効果すなわち強度を適切に制御することが重
要である。仕上げ焼鈍の中の第１の焼鈍を、先ずN₂を含
む雰囲気中の 825〜925 ℃の温度域で７〜50時間保持し
て行うのは、インヒビターである窒化物が脱窒により減
少し二次再結晶が不安定になるのを防止するためであ
る。更に積極的な意味としては、焼鈍雰囲気からの吸窒
によりインヒビターとなる窒化物の析出量を増加させ
て、ゴス方位への集積度の高い二次再結晶を発生させる
ためである。このためには焼鈍雰囲気中のN₂含有量は 5
〜50％であることが望ましい。N₂以外の雰囲気ガス成分
としてはH₂またはArが使用できるが、前者が一般的であ
る。

【００４２】二次再結晶の発生温度としては 825〜925
℃の範囲が有効であり、 825℃未満ではインヒビターの
結晶粒成長抑制力が強すぎて二次再結晶が発生しない。
一方、 925℃を超える温度域ではインヒビター効果が弱
いため、ゴス方位の集積度の弱い二次再結晶が発生する
か、あるいは正常粒の成長により一次再結晶粒が粗大化
するだけである。

【００４３】825〜925 ℃の範囲でゴス方位の選択成長
を発生させるための保持時間は、７時間未満では充分で
はなく、一方、50時間を超える保持は意味がなく経済的
にも不利である。これらの理由で、仕上げ焼鈍工程の第
１の焼鈍の前半は、二次再結晶の発生を目的に、N₂含有
雰囲気中において 825〜925 ℃で７〜50時間保持するこ
ととした。

【００４４】次いで、上記の条件の後、 100％のH₂雰囲
気に置換して、更にこの温度域で４〜50時間保持して第
１の焼鈍の後半を処理するのは、N₂含有雰囲気のままで
はインヒビター効果が強くなりすぎて、ゴス方位の選択
成長が非常に遅く、鋼板全体に二次再結晶が広がらない
ので、雰囲気を 100％H₂に置換して４〜50時間保持し、
適度の脱窒反応を生じさせて、二次再結晶粒の成長を促
進させるためである。

【００４５】この場合も、保持時間が４時間未満では脱
窒反応が充分進まず、一方、50時間以内に二次再結晶は
完了するので50時間を超える保持はその意味がなくな
る。

【００４６】この時の温度域の条件を定めた理由は、上
記の第１の仕上焼鈍の前半と同様である。

【００４７】(e)第５の工程（仕上げ焼鈍の中の第２の
仕上げ焼鈍、純化焼鈍）：インヒビターとして作用した
窒化物は、二次再結晶が発生した後においては磁気特性
上有害なものであり、これを除去するための純化焼鈍工
程が必要である。

【００４８】このためには、H₂ 100％雰囲気中での焼鈍
が有効であり、その効果は 925℃以下の温度では充分で
はない。しかし、1050℃を超えると窒化物の除去効果は
飽和するので意味がない。

【００４９】純化焼鈍の保持時間は少なくとも４時間が
必要であるが、 100時間を超える保持は不必要であり、
経済的にも見合わない。従って、第２の仕上げ焼鈍（純
化焼鈍）は、H₂雰囲気中において 925℃を超える温度か
ら1050℃までの温度域で４〜100 時間の条件で処理を行
うこととした。

【００５０】純化焼鈍の前に焼鈍時の焼き付き防止のた
めの焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向性電磁鋼
板の製造方法と同じである。純化焼鈍後の工程としては
通常の方向性電磁鋼板と同様に、焼鈍分離剤を除去した
後、必要に応じて絶縁コーティングを施したり、あるい
は平坦化焼鈍を行うことになる。

【００５１】

【実施例】

（試験１）転炉で溶製し、真空処理で成分調整をして連
続鋳造により得られた本発明で定める範囲の、Ｃ：0.00
50％、Si：2.45％、Mn：2.04％、Ｓ：0.0006％、sol.A
l：0.020％、Ｎ：0.0035％を含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物からなり、〔Si(％) −0.5 ×Mn (％) 〕
が1.43である供試鋼Ａのスラブを、加熱温度1220℃、仕
上温度 800℃で熱間圧延し 1.8mm厚に仕上げた。

【００５２】次に、 850℃で１分間均熱の熱延板焼鈍を
行った後、酸洗により脱スケールし、１回の冷間圧延で
0.27mm厚とした。この冷延鋼板を非脱炭雰囲気（50％N₂
＋25％H₂で露点は−15℃以下）中で、 875℃、30秒間均
熱する連続焼鈍で一時再結晶させた。次に、焼鈍分離剤
を塗布後、30℃/hの加熱速度で 875℃に昇温して48時間
均熱する第１の仕上焼鈍に付し、引き続き、30℃/hで 9
75℃まで昇温し24時間均熱後に炉冷する第２の仕上げ焼
鈍（純化焼鈍）を行った。

【００５３】この仕上げ焼鈍は、前述の図１と同様の３
種類の雰囲気として、圧延方向の磁気特性を比較した。
試験No.1は第１の雰囲気条件であり、仕上げ焼鈍の全工
程をH₂のみの雰囲気で行うものである。試験No.2は第２
の雰囲気条件であり、 875℃の均熱終了までは15％N₂＋
85％H₂雰囲気とし、その後H₂雰囲気に置換して焼鈍を行
うものである。試験 No.3 は第３の雰囲気条件であり、
875℃で24時間の均熱までは15％N₂＋85％H₂雰囲気と
し、その後H₂雰囲気に置換して 875℃で更に24時間均熱
し、引き続き30℃/hの加熱速度で 975℃まで昇温して24
時間均熱後、炉冷したものである。得られた鋼板の圧延
方向の磁気特性を表２に示す。

【００５４】鋼の化学組成が本発明で定める範囲であっ
ても、焼鈍雰囲気が本発明の範囲から外れた試験 No.
１、２では、インヒビター効果を適正に制御できず、良
好な磁気特性は得られていない。これらに対し、全ての
条件が本発明で定める範囲の試験 No.３は極めて鉄損が
低値であると同時に磁束密度も高く、良好な磁気特性が
得られている。

【００５５】

【表２】

【００５６】（試験２）表３に示すようなsol.Al以外の
組成はほぼ同一で、sol.Al量を変化させた３種類の転炉
−真空処理鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ（Ｂ、Ｄは、sol.Alが本発明の
範囲を外れるもの）のスラブを試験１と同じ条件で熱間
圧延して 2.3mm厚に仕上げた。この熱延板を酸洗して脱
スケールし、 750℃で２時間均熱する箱焼鈍による熱延
板焼鈍に付し、次いで１回の冷間圧延で0.35mm厚とし
た。

【００５７】これらの冷延板を用いて非脱炭雰囲気（75
％N₂＋25％H₂で露点は−25℃以下）中で、 875℃、30秒
間保持均熱する連続焼鈍に付し一次再結晶させた後、焼
鈍分離剤を塗布して、次のような本発明で定める範囲の
１種類の条件で仕上げ焼鈍を行った（試験No.4、５、
６）。第１の仕上げ焼鈍の前半では、15％N₂＋85％H₂雰
囲気中で加熱速度30℃/hで 880℃に昇温し24時間均熱
を、その後の後半は、H₂雰囲気に切り替えてさらに 880
℃で24時間均熱を付し、引き続いて同じ雰囲気中で、30
℃/hの加熱速度で 980℃まで昇温して24時間均熱する純
化焼鈍後炉冷した。

【００５８】得られた鋼板の圧延方向の磁気特性を表４
に示す。

【００５９】sol.Alが本発明で定める下限よりも低い試
験No.4では、インヒビター効果が弱く、ゴス方位に集積
した二次再結晶が得られていないので、鉄損が高い上、
磁束密度も低く、良好な磁気特性を示さない。sol.Alが
本発明で定める上限よりも高い試験No.6では、二次再結
晶が発生していないので磁気特性は非常に悪いものとな
っている。これらに対して、本発明の方法による電磁鋼
板の例に相当する試験No.5では、鉄損が低値であると同
時に磁束密度も高く、良好な磁気特性を示している。

【００６０】

【表３】

【００６１】

【表４】

【００６２】（試験３）sol.Alと同時にSi、Mnを高めた
本発明の方法の素材となる鋼の冷間加工性を調査する目
的も兼ねて、次のような試験を実施した。

【００６３】表５に示す組成の鋼Ｅ〜Ｉのスラブを熱間
圧延し、 2.0mm厚に仕上げた。スラブの製造方法および
熱間圧延条件は、前記と同じである。これらの供試鋼で
は、表５のように、低鉄損化を図るために一般の方向性
電磁鋼板（固有抵抗が約50μΩ・cm）に比べ大幅に固有
抵抗を増加させており、しかもほぼ同一の固有抵抗を持
つようにSiとMnのバランスを種々に変えた。

【００６４】次に、 880℃で１分間の連続焼鈍方式の熱
延板焼鈍を行った後、酸洗により脱スケールし、さらに
0.30mm厚まで１回の冷間圧延で仕上げることを試みた
（試験No.7〜11）。しかし、本発明で定める組成範囲を
外れる試験No.7〜９の熱延板では、冷間圧延中に鋼板エ
ッジ部より亀裂が発生したり、あるいは破断が発生する
事態に至ったため、所定の板厚（ 0.30 mm) まで圧延で
きなかった。これに対し、SiとMnの関係も本発明で定め
る範囲の試験 No.10、11では、破断することなく所定の
板厚まで圧延できた。

【００６５】

【表５】

【００６６】（試験４）上記（試験３）の試験 No.11で
得られた0.30mm厚の冷延板を、非脱炭雰囲気 (50％N₂＋
50％H₂で露点は−20℃以下) 中で、 880℃、30秒均熱の
連続焼鈍により一次再結晶させた後、焼鈍分離材を塗布
して、次のような本発明で定める範囲の条件で仕上げ焼
鈍を実施した。すなわち、第１の仕上げ焼鈍の全工程を
通してその温度を 885℃に、引き続く純化焼鈍の温度
を 950℃にそれぞれ変え、その他の条件は試験２と同じ
とした。得られた鋼板の磁気特性は、鉄損Ｗ_17/50＝1.0
0W/kg、磁束密度Ｂ₈(T) ＝1.84を示し、良好であった。

【００６７】

【発明の効果】本発明の方法によれば、鉄損が低く、変
圧器や発電機、電動機の鉄心材料や磁気シールド材とし
て用いるのに好適な方向性電磁鋼板を製造することがで
きる。

【００６８】この電磁鋼板の素材は、さらに冷間加工性
にも優れている。本発明の方法は、長時間を要する脱炭
焼鈍工程や超高温での仕上げ焼鈍工程を含まないから、
製造コストの低減にも寄与する。

【図面の簡単な説明】

【図１】仕上げ焼鈍のヒートサイクルと雰囲気条件との
関係を示す図である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ: 0.01％以下、Si:1.5〜4.0
％、Mn:1.0〜6.0 ％、Ｓ: 0.01％以下、sol.Al:0.015を
超え 0.030％まで、およびＮ:0.001〜0.010％を含有
し、かつ〔 Si(％) − 0.5×Mn (％) 〕≦ 2.0の式を満
足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼のスラ
ブを下記〜の工程で処理することを特徴とする方向
性電磁鋼板の製造方法。熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してから、
１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を行う
工程、連続焼鈍により一次再結晶を起こさせる工程、 N₂を含む雰囲気中の 825〜925 ℃の温度域で７〜50時
間保持した後、 100％のH₂雰囲気に置換して、更にこの
温度域で４〜50時間保持し、二次再結晶を起こさせる第
１の仕上焼鈍工程、 H₂雰囲気中で 925℃を超え、1050℃までの温度域で４
〜100 時間保持し純化する第２の仕上焼鈍工程。