JP2728112B2 - 鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、仕上鋼帯厚みが０．１
ｍｍから０．５ｍｍの範囲である一方向性電磁鋼板を製
造するに際し、連続鋳造もしくは鋼帯鋳造により製造さ
れかつＣ：０．００５％を超え、好ましくは０．０２か
ら０．１０％、Ｓｉ：２．５から６．５％及びＭｎ：
０．０３から０．１５％を含有するスラブを、まず、１
段もしくは２段で均熱し、次に熱間粗加工しそして熱延
鋼帯の最終厚みに圧延し、その後、最終厚みに圧延され
た鋼帯を焼鈍しそして急冷し、そして仕上鋼帯の厚みに
１段もしくは多段で冷間圧延し、次に冷間圧延された鋼
帯に、Ｈ2 及びＮ2 を含有する湿潤雰囲気中で同時に脱
炭を伴う再結晶焼鈍を施し、主としてＭｇＯを含有する
分離剤を冷間圧延鋼帯の両側に塗布し、高温焼鈍及び最
後に絶縁被覆をつけて最終焼鈍を行う一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
ｍｍから０．５ｍｍの範囲である一方向性電磁鋼板を製
造するに際し、連続鋳造もしくは鋼帯鋳造により製造さ
れかつＣ：０．００５％を超え、好ましくは０．０２か
ら０．１０％、Ｓｉ：２．５から６．５％及びＭｎ：
０．０３から０．１５％を含有するスラブを、まず、１
段もしくは２段で均熱し、次に熱間粗加工しそして熱延
鋼帯の最終厚みに圧延し、その後、最終厚みに圧延され
た鋼帯を焼鈍しそして急冷し、そして仕上鋼帯の厚みに
１段もしくは多段で冷間圧延し、次に冷間圧延された鋼
帯に、Ｈ2 及びＮ2 を含有する湿潤雰囲気中で同時に脱
炭を伴う再結晶焼鈍を施し、主としてＭｇＯを含有する
分離剤を冷間圧延鋼帯の両側に塗布し、高温焼鈍及び最
後に絶縁被覆をつけて最終焼鈍を行う一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板の製造において、スラ
ブを１段もしくは２段の熱間圧延に先立って１３５０℃
から最大では１４５０℃の温度に加熱し、そしてスラブ
を通して一様に加熱（均熱）するために十分な時間スラ
ブをその温度に保持することが知られている。なお、ス
ラブは厚みが約１５０から２５０ｍｍの連続鋳造スラブ
が好ましく、通常０．０２５から０．０８５％のＣ及び
２．０から４．０％のＳｉを含有し、そしてさらにマン
ガン、硫黄を含有し、さらにアルミニウムと窒素を含有
することがある。上記の均熱段階の役割は、例えば、粒
成長を阻止するインヒビターとして知られておりかつ高
温焼鈍（二次再結晶）で制御相として働く硫化物（Ｍｎ
Ｓ）及び窒化物（ＡｌＮ）等の粒子を完全に固溶させる
ところにある。
ブを１段もしくは２段の熱間圧延に先立って１３５０℃
から最大では１４５０℃の温度に加熱し、そしてスラブ
を通して一様に加熱（均熱）するために十分な時間スラ
ブをその温度に保持することが知られている。なお、ス
ラブは厚みが約１５０から２５０ｍｍの連続鋳造スラブ
が好ましく、通常０．０２５から０．０８５％のＣ及び
２．０から４．０％のＳｉを含有し、そしてさらにマン
ガン、硫黄を含有し、さらにアルミニウムと窒素を含有
することがある。上記の均熱段階の役割は、例えば、粒
成長を阻止するインヒビターとして知られておりかつ高
温焼鈍（二次再結晶）で制御相として働く硫化物（Ｍｎ
Ｓ）及び窒化物（ＡｌＮ）等の粒子を完全に固溶させる
ところにある。
【０００３】特に、スラブの２段階加熱及び均熱ならび
に固溶化焼鈍においては、第１段と第２段の中間におい
て、「予備圧延」（中間圧延）を行って、高温焼鈍に際
し不完全二次再結晶をもたらす過剰粒成長に対抗するこ
とが知られている（ＤＥ−Ｃ３ ２２ ５２ ７８４，
ＤＥ−Ｂ２ ２３ １６ ８０８）。単に約１２００℃
から約１３００℃の温度へ第１段加熱を行った後に行う
スラブの圧延では、圧下率をスラブの厚みに関連させる
かあるいは断面圧下を３０から８０％として、例えば８
０％を超える結晶粒の平均最大直径を２５ｍｍに調節す
る。次に、硫化マンガン及び窒化アルミニウムを溶解さ
せるために１４５０℃の最高温度まで加熱する第２加熱
段階を行いそしてこの温度でスラブを均熱し、その後既
に厚みが減少されたスラブを熱間粗加工しそして１．５
ｍｍから約５ｍｍの範囲，最大では約７ｍｍ以下の最終
厚みの熱延鋼帯に仕上圧延する。
に固溶化焼鈍においては、第１段と第２段の中間におい
て、「予備圧延」（中間圧延）を行って、高温焼鈍に際
し不完全二次再結晶をもたらす過剰粒成長に対抗するこ
とが知られている（ＤＥ−Ｃ３ ２２ ５２ ７８４，
ＤＥ−Ｂ２ ２３ １６ ８０８）。単に約１２００℃
から約１３００℃の温度へ第１段加熱を行った後に行う
スラブの圧延では、圧下率をスラブの厚みに関連させる
かあるいは断面圧下を３０から８０％として、例えば８
０％を超える結晶粒の平均最大直径を２５ｍｍに調節す
る。次に、硫化マンガン及び窒化アルミニウムを溶解さ
せるために１４５０℃の最高温度まで加熱する第２加熱
段階を行いそしてこの温度でスラブを均熱し、その後既
に厚みが減少されたスラブを熱間粗加工しそして１．５
ｍｍから約５ｍｍの範囲，最大では約７ｍｍ以下の最終
厚みの熱延鋼帯に仕上圧延する。
【０００４】一方、ＤＥ−Ｃ２ ２９ ０９ ５００が
開示する一方向性電磁鋼板の製造方法によれば、Ｓｉ
２．０から４．０％、Ｃ０．０８５％以下、Ａｌ０．０
６５％以下あるいはその他の公知のインヒビターを含有
するスラブを熱間圧延前に１段階だけで少なくとも１３
００℃、好ましくは１３５０℃より高い温度に加熱し、
その温度で均熱する、すなわち適切な時間保持する。こ
の意図は、熱間圧延に先立ってインヒビターを完全に溶
解させかつ早期析出を起こさせないことにより、熱間圧
延中に過剰に大きくかつ粗い析出が起こらないようにす
ることである。したがってこの従来技術法によると、後
続熱間圧延中に何らかの析出を防止するために、熱間圧
延の仕上圧延で９６０℃から１１９０℃の温度範囲にお
いて１パス当たり３０％を超える圧下を少なくとも１回
行う再結晶圧延を行っている。この特許の書面では熱間
圧延中にはインヒビターは析出しないと明記されてい
る。この従来技術方法によると、先に少なくとも１３５
０℃の温度で均熱を行った後再結晶圧延を１０５０℃か
ら１１５０℃の範囲で行うと、一切のインヒビター析出
を好ましく避けることができ、また特に何らかの場合に
析出する粒子の粗大化も好ましく避けることができる。
開示する一方向性電磁鋼板の製造方法によれば、Ｓｉ
２．０から４．０％、Ｃ０．０８５％以下、Ａｌ０．０
６５％以下あるいはその他の公知のインヒビターを含有
するスラブを熱間圧延前に１段階だけで少なくとも１３
００℃、好ましくは１３５０℃より高い温度に加熱し、
その温度で均熱する、すなわち適切な時間保持する。こ
の意図は、熱間圧延に先立ってインヒビターを完全に溶
解させかつ早期析出を起こさせないことにより、熱間圧
延中に過剰に大きくかつ粗い析出が起こらないようにす
ることである。したがってこの従来技術法によると、後
続熱間圧延中に何らかの析出を防止するために、熱間圧
延の仕上圧延で９６０℃から１１９０℃の温度範囲にお
いて１パス当たり３０％を超える圧下を少なくとも１回
行う再結晶圧延を行っている。この特許の書面では熱間
圧延中にはインヒビターは析出しないと明記されてい
る。この従来技術方法によると、先に少なくとも１３５
０℃の温度で均熱を行った後再結晶圧延を１０５０℃か
ら１１５０℃の範囲で行うと、一切のインヒビター析出
を好ましく避けることができ、また特に何らかの場合に
析出する粒子の粗大化も好ましく避けることができる。
【０００５】より詳しく述べると、Ａｌ含有スラブの場
合は低温で１段階均熱を行うと、熱間圧延に加えて低温
度域でも窒化アルミニウムの析出及び粗大化がもたらさ
れるために、次段階あるいは次工程段階での二次再結晶
が不完全になる。この結果、その製法により製造された
一方向性電磁鋼板の磁気的性質が不良になる。ＤＥ−Ｃ
２ ２９ ０９ ５００の上記教示とは反して、ＥＰ−
Ｂ１ ０ ２１９ ６１１にて公知の一方向性電磁鋼板
の製造方法によると、熱間圧延に先立って、すなわち粗
加工及び仕上圧延に先立って行うスラブの加熱は、どの
ような場合でも１０００℃を超え最大１２７０℃とし、
その温度で均熱すべきと提案されている。本発明はこの
技術より出発している。同時にＥＰ−Ｂ１ ０ ２１９
６１１ではスラブはＳｉ１．５から４．５％を含有
し、さらに、実施態様によると炭素、マンガン、アルミ
ニウム及び窒素を通常の含有量で含有するが、硫黄含有
量だけは０．００７％未満が好ましい。
合は低温で１段階均熱を行うと、熱間圧延に加えて低温
度域でも窒化アルミニウムの析出及び粗大化がもたらさ
れるために、次段階あるいは次工程段階での二次再結晶
が不完全になる。この結果、その製法により製造された
一方向性電磁鋼板の磁気的性質が不良になる。ＤＥ−Ｃ
２ ２９ ０９ ５００の上記教示とは反して、ＥＰ−
Ｂ１ ０ ２１９ ６１１にて公知の一方向性電磁鋼板
の製造方法によると、熱間圧延に先立って、すなわち粗
加工及び仕上圧延に先立って行うスラブの加熱は、どの
ような場合でも１０００℃を超え最大１２７０℃とし、
その温度で均熱すべきと提案されている。本発明はこの
技術より出発している。同時にＥＰ−Ｂ１ ０ ２１９
６１１ではスラブはＳｉ１．５から４．５％を含有
し、さらに、実施態様によると炭素、マンガン、アルミ
ニウム及び窒素を通常の含有量で含有するが、硫黄含有
量だけは０．００７％未満が好ましい。
【０００６】この従来技術法によると、スラブの熱間圧
延は通常の方法で行い、熱間圧延鋼帯を熱処理しかつ焼
鈍し、続いて公知の方法で１段又は２段で冷間圧延して
最終板厚とする。次に冷間圧延鋼帯を脱炭焼鈍し、その
後、冷延鋼帯の両表面に分離剤を塗布し、そして最後に
鋼帯に二次再結晶高温焼鈍を施す。しかしながら、この
方法によると（Ｓｉ，Ａｌ）Ｎ粒子の析出が主として起
こるが、この粒子はインヒビターとして明らかに活発で
あり、そして、一次再結晶及び脱炭焼鈍の終りでかつ二
次再結晶の開始に先立って冷延鋼帯に窒化を施す、すな
わち追加の別工程段階を行う場合に限って、必要な磁気
的性質をもつ一方向性電磁鋼板を製造することができ
る。
延は通常の方法で行い、熱間圧延鋼帯を熱処理しかつ焼
鈍し、続いて公知の方法で１段又は２段で冷間圧延して
最終板厚とする。次に冷間圧延鋼帯を脱炭焼鈍し、その
後、冷延鋼帯の両表面に分離剤を塗布し、そして最後に
鋼帯に二次再結晶高温焼鈍を施す。しかしながら、この
方法によると（Ｓｉ，Ａｌ）Ｎ粒子の析出が主として起
こるが、この粒子はインヒビターとして明らかに活発で
あり、そして、一次再結晶及び脱炭焼鈍の終りでかつ二
次再結晶の開始に先立って冷延鋼帯に窒化を施す、すな
わち追加の別工程段階を行う場合に限って、必要な磁気
的性質をもつ一方向性電磁鋼板を製造することができ
る。
【０００７】スラブの均熱及び固溶化焼鈍に必要な温度
を低くすると、そのような温度調節を行う炉では液体ス
ラグの発生が避けられる何よりの利点がある。さらに均
熱温度を低くすると、エネルギが明らかに節約され、炉
表面の寿命が実質的に延長され、特に、均熱スラブの製
造が改善されかつ安価になる点が顕著である。この理由
から、より最近その他の多数の欧州特許出願（ＥＰ−Ａ
１ ０ ３２１ ６９５，ＥＰ−Ａ１０ ３３９ ４７
４，ＥＰ−Ａ１ ０ ３９０ １４２，ＥＰ−Ａ１０
４００ ５４９）もスラブの均熱に必要な温度を約１２
００℃より低くした一方向性電磁鋼板の製造方法を開示
している。
を低くすると、そのような温度調節を行う炉では液体ス
ラグの発生が避けられる何よりの利点がある。さらに均
熱温度を低くすると、エネルギが明らかに節約され、炉
表面の寿命が実質的に延長され、特に、均熱スラブの製
造が改善されかつ安価になる点が顕著である。この理由
から、より最近その他の多数の欧州特許出願（ＥＰ−Ａ
１ ０ ３２１ ６９５，ＥＰ−Ａ１０ ３３９ ４７
４，ＥＰ−Ａ１ ０ ３９０ １４２，ＥＰ−Ａ１０
４００ ５４９）もスラブの均熱に必要な温度を約１２
００℃より低くした一方向性電磁鋼板の製造方法を開示
している。
【０００８】好ましくは、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
０％、Ｓ：約０．０１０％未満をスラブが含有する上記
諸例では、スラブの固溶化焼鈍中に窒化アルミは不完全
に固溶されるにすぎない。したがって、ＥＰ−Ｂ１ ０
２１９ ６１１で公知のように脱炭焼鈍に続いて鋼帯
を窒素化ないしは窒化することにより必要なインヒビタ
ーを作り出している。この窒素化ないしは窒化は、例え
ば、脱炭焼鈍後で高温焼鈍前に特別のアンモニア含有雰
囲気ガスを調整することによりかつ／又は主としてＭｇ
Ｏを含有する分離剤に窒素含有化合物を添加することに
より行うことができる（ＥＰ−Ａ１ ０ ３３９ ４７
４，ＥＰ−Ａ１ ０ ３９０ １４２の記載による）。
０％、Ｓ：約０．０１０％未満をスラブが含有する上記
諸例では、スラブの固溶化焼鈍中に窒化アルミは不完全
に固溶されるにすぎない。したがって、ＥＰ−Ｂ１ ０
２１９ ６１１で公知のように脱炭焼鈍に続いて鋼帯
を窒素化ないしは窒化することにより必要なインヒビタ
ーを作り出している。この窒素化ないしは窒化は、例え
ば、脱炭焼鈍後で高温焼鈍前に特別のアンモニア含有雰
囲気ガスを調整することによりかつ／又は主としてＭｇ
Ｏを含有する分離剤に窒素含有化合物を添加することに
より行うことができる（ＥＰ−Ａ１ ０ ３３９ ４７
４，ＥＰ−Ａ１ ０ ３９０ １４２の記載による）。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】これら従来技術すべて
の欠点は、最終高温焼鈍に先立って必要なインヒビター
を生成し以て制御相を調整するためには、少なくとも１
つ工程を別途付加することが必要な点である。工程を付
加すると、例えば、必要な磁気的性質をもつ一方向性電
磁鋼板製造の再現性が困難となる。さらに、この製造途
中でこれらの工程段階を実施すると、例えば、窒化処理
中の特別なガス雰囲気を正確に調整することが困難にな
るという技術的困難を伴う。
の欠点は、最終高温焼鈍に先立って必要なインヒビター
を生成し以て制御相を調整するためには、少なくとも１
つ工程を別途付加することが必要な点である。工程を付
加すると、例えば、必要な磁気的性質をもつ一方向性電
磁鋼板製造の再現性が困難となる。さらに、この製造途
中でこれらの工程段階を実施すると、例えば、窒化処理
中の特別なガス雰囲気を正確に調整することが困難にな
るという技術的困難を伴う。
【００１０】ＥＰ−Ｂ１ ０ ０９８ ３２４及びＥＰ
−Ａ２ ０ ３９２ ５３５では均熱温度が１２８０℃
未満でありまた窒化などの付加工程の絶対的必要性がな
い方法を開示している。ＥＰ−Ａ２ ０ ３９２ ５３
５によると、最終熱間圧延温度、変形度（最終熱間圧延
３パスに関する）又は巻取温度などの熱間圧延因子を調
整することにより二次再結晶を安定している。ＥＰ−Ｂ
１ ０ ０９８ ３２４によると、焼鈍条件、熱間圧延
因子及び冷間圧延因子を調和させることにより安定化を
達成させている。
−Ａ２ ０ ３９２ ５３５では均熱温度が１２８０℃
未満でありまた窒化などの付加工程の絶対的必要性がな
い方法を開示している。ＥＰ−Ａ２ ０ ３９２ ５３
５によると、最終熱間圧延温度、変形度（最終熱間圧延
３パスに関する）又は巻取温度などの熱間圧延因子を調
整することにより二次再結晶を安定している。ＥＰ−Ｂ
１ ０ ０９８ ３２４によると、焼鈍条件、熱間圧延
因子及び冷間圧延因子を調和させることにより安定化を
達成させている。
【００１１】 上記で引用したすべての例が、本発明が
基礎とする銅及び硫黄含有量から出発していない。この
ような組成の電磁鋼は、例えば、ＤＥ−Ａ１ ２４ ２
２ ０７３又はＤＥ−Ｃ２ ３５ ３８ ６０９より公
知である。ＤＥ−Ｃ２ ３２ ２９ ２９５はすずと銅
の添加をすると、どのようにして磁気的性質が改善され
るかを開示している。しかし、最後に言及した３件の明
細書何れも、硫化銅がインヒビターとして作用をもち、
その他の化合物はほぼインヒビターとしての作用をもた
ないことを開示しておらず、また１３５０℃より低い均
熱温度も開示していない。
基礎とする銅及び硫黄含有量から出発していない。この
ような組成の電磁鋼は、例えば、ＤＥ−Ａ１ ２４ ２
２ ０７３又はＤＥ−Ｃ２ ３５ ３８ ６０９より公
知である。ＤＥ−Ｃ２ ３２ ２９ ２９５はすずと銅
の添加をすると、どのようにして磁気的性質が改善され
るかを開示している。しかし、最後に言及した３件の明
細書何れも、硫化銅がインヒビターとして作用をもち、
その他の化合物はほぼインヒビターとしての作用をもた
ないことを開示しておらず、また１３５０℃より低い均
熱温度も開示していない。
【００１２】 この点を前提として、本発明は、上記で
特定した方法を改良し以てスラブの固溶化焼鈍の温度を
有利に下げ、付加工程段階によることなく、電磁鋼の磁
気的性質達成値、より詳しく述べると鉄損Ｐ1.7/50をよ
り望ましいものとすることを目的とする。
特定した方法を改良し以てスラブの固溶化焼鈍の温度を
有利に下げ、付加工程段階によることなく、電磁鋼の磁
気的性質達成値、より詳しく述べると鉄損Ｐ1.7/50をよ
り望ましいものとすることを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明によると、上記課
題は、上記で特定した方法において、 （１）スラブが、 Ｓ： ０．０１０を超えから０．０５０ ％、 Ａｌ：０．０１０ から最大０．０３５ ％、 Ｎ： ０．００４５から ０．０１２０％、 Ｃｕ：０．０２０ から ０．３００ ％をさらに含
有し、 残部が不純物を含むＦｅであり、 （２）製造されたスラブを、熱間圧延に先立ち、特定Ｓ
ｉ含有量に依存する硫化マンガン固溶温度Ｔ1 より低い
温度でかつ、特定Ｓｉ含有量に依存する硫化銅固溶温度
Ｔ2 より高い温度で均熱し、 （３）次に、均熱されたスラブをまず中間厚みに熱間粗
加工し、続いてあるいはその後直ちに熱間仕上圧延して
１．５から７ｍｍの範囲の熱延鋼帯最終板厚とし、この
際の仕上圧延機への装入温度を少なくとも９６０℃と
し、最終圧延温度を８８０〜１０００℃として全窒素含
有量の少なくとも６０％の量の窒素を析出させて粗いＡ
ｌＮ粒子を形成させ、 （４）次に熱間圧延鋼帯を８８０℃から１１５０℃の範
囲の温度で１００から６００秒焼鈍し、その後１５Ｋ／
秒より高い冷却速度で冷却して全窒素含有量のうち最大
可能量までを粗い及び微細なＡｌＮ粒子の形態で析出さ
せかつ微細な硫化銅粒子を析出させる工程段階により解
決される。冷却速度の温度（分子）はＳＩ単位Ｋ（ケル
ビン）で表す。
題は、上記で特定した方法において、 （１）スラブが、 Ｓ： ０．０１０を超えから０．０５０ ％、 Ａｌ：０．０１０ から最大０．０３５ ％、 Ｎ： ０．００４５から ０．０１２０％、 Ｃｕ：０．０２０ から ０．３００ ％をさらに含
有し、 残部が不純物を含むＦｅであり、 （２）製造されたスラブを、熱間圧延に先立ち、特定Ｓ
ｉ含有量に依存する硫化マンガン固溶温度Ｔ1 より低い
温度でかつ、特定Ｓｉ含有量に依存する硫化銅固溶温度
Ｔ2 より高い温度で均熱し、 （３）次に、均熱されたスラブをまず中間厚みに熱間粗
加工し、続いてあるいはその後直ちに熱間仕上圧延して
１．５から７ｍｍの範囲の熱延鋼帯最終板厚とし、この
際の仕上圧延機への装入温度を少なくとも９６０℃と
し、最終圧延温度を８８０〜１０００℃として全窒素含
有量の少なくとも６０％の量の窒素を析出させて粗いＡ
ｌＮ粒子を形成させ、 （４）次に熱間圧延鋼帯を８８０℃から１１５０℃の範
囲の温度で１００から６００秒焼鈍し、その後１５Ｋ／
秒より高い冷却速度で冷却して全窒素含有量のうち最大
可能量までを粗い及び微細なＡｌＮ粒子の形態で析出さ
せかつ微細な硫化銅粒子を析出させる工程段階により解
決される。冷却速度の温度（分子）はＳＩ単位Ｋ（ケル
ビン）で表す。
【００１４】特徴（１）は本発明において必須であっ
て、スラブは、通常の窒素含有量であるＮ：０．００４
５から０．０１２０％に加えて、さらに付加した銅：Ｃ
ｕ：０．０２０から０．３００％を含有し、０．０１０
％を超えるＳ、０．０３５％未満のＡｌを含有する。さ
らに、本発明による工程段階（２）及び（３）の作用
は、硫化マンガンは実際的に固溶させないで、熱間圧延
後既に硫化マンガンを主として粗大粒子形態で析出させ
ることである。これを、いわゆるＲＧＯ電磁鋼（ＲＧＯ
＝regular grain oriented）の製造と対比してより詳し
く説明すると、本発明の製造法によれば硫化マンガンは
後続段階又は工程段階でインヒビターとして機能しな
い。さらに（２）に規定されるように本発明によるスラ
ブの均熱は窒化アルミニウムを僅かの割合だけ固溶する
作用をもち、したがって、（３）により熱間圧延を行っ
た後に窒化アルミニウムは析出され主として粗大粒子形
態の窒化アルミニウムが存在している。この割合ではや
はり後続工程段階でもはやインヒビターとして働かな
い。
て、スラブは、通常の窒素含有量であるＮ：０．００４
５から０．０１２０％に加えて、さらに付加した銅：Ｃ
ｕ：０．０２０から０．３００％を含有し、０．０１０
％を超えるＳ、０．０３５％未満のＡｌを含有する。さ
らに、本発明による工程段階（２）及び（３）の作用
は、硫化マンガンは実際的に固溶させないで、熱間圧延
後既に硫化マンガンを主として粗大粒子形態で析出させ
ることである。これを、いわゆるＲＧＯ電磁鋼（ＲＧＯ
＝regular grain oriented）の製造と対比してより詳し
く説明すると、本発明の製造法によれば硫化マンガンは
後続段階又は工程段階でインヒビターとして機能しな
い。さらに（２）に規定されるように本発明によるスラ
ブの均熱は窒化アルミニウムを僅かの割合だけ固溶する
作用をもち、したがって、（３）により熱間圧延を行っ
た後に窒化アルミニウムは析出され主として粗大粒子形
態の窒化アルミニウムが存在している。この割合ではや
はり後続工程段階でもはやインヒビターとして働かな
い。
【００１５】いわゆるＨＧＯ電磁鋼（ＨＧＯ＝High−pe
rmeability grain oriented ）の通常の製法に対比して
本発明工程段階（１）から（４）を説明すると、決定的
な粒成長インヒビターが非常に微細に分布した硫化銅粒
子であり、その平均直径は約１００ｎｍより小さく、好
ましくは５０ｎｍより小さく、このことが、制御相が工
程段階の後の諸段階で実際的であり、必須でありかつ機
能をもつことと対応している。本発明の（４）によると
微細分布窒化アルミニウムはやはり析出するが、この窒
化アルミニウムがインヒビターとして機能しているのは
極少ない程度に過ぎない。このことは、スラブの硫黄含
有量を僅か０．００５％未満とし、その他の特徴及び工
程段階は本発明と同じとした、本発明によらない比較例
と対比すると、より明瞭になる。これらの場合ではイン
ヒビターとして働く十分な粒子は存在しない。
rmeability grain oriented ）の通常の製法に対比して
本発明工程段階（１）から（４）を説明すると、決定的
な粒成長インヒビターが非常に微細に分布した硫化銅粒
子であり、その平均直径は約１００ｎｍより小さく、好
ましくは５０ｎｍより小さく、このことが、制御相が工
程段階の後の諸段階で実際的であり、必須でありかつ機
能をもつことと対応している。本発明の（４）によると
微細分布窒化アルミニウムはやはり析出するが、この窒
化アルミニウムがインヒビターとして機能しているのは
極少ない程度に過ぎない。このことは、スラブの硫黄含
有量を僅か０．００５％未満とし、その他の特徴及び工
程段階は本発明と同じとした、本発明によらない比較例
と対比すると、より明瞭になる。これらの場合ではイン
ヒビターとして働く十分な粒子は存在しない。
【００１６】 本発明による方法と対比すると、ＲＧＯ
電磁鋼板を製造する従来の通常法（例えばＤＥ−Ａ１
４１ １６ ２４０）の特徴は、スラブはＡｌを最大で
０．００５％しか含有せず、熱間圧延に先立ってスラブ
は約１４００℃のオーダーの温度で均熱され、微細に分
布したＭｎＳ粒子が熱間圧延により実質的に機能するイ
ンヒビターとして調節される。また、必要により、約９
００℃から１１００℃の温度範囲で後続して行う圧延鋼
帯の熱処理により上記調節が行われる。電磁鋼板の磁束
密度Ｂ8 は原則として約１．８８Ｔ未満であるにすぎな
い。
電磁鋼板を製造する従来の通常法（例えばＤＥ−Ａ１
４１ １６ ２４０）の特徴は、スラブはＡｌを最大で
０．００５％しか含有せず、熱間圧延に先立ってスラブ
は約１４００℃のオーダーの温度で均熱され、微細に分
布したＭｎＳ粒子が熱間圧延により実質的に機能するイ
ンヒビターとして調節される。また、必要により、約９
００℃から１１００℃の温度範囲で後続して行う圧延鋼
帯の熱処理により上記調節が行われる。電磁鋼板の磁束
密度Ｂ8 は原則として約１．８８Ｔ未満であるにすぎな
い。
【００１７】 ＨＧＯ電磁鋼板を製造する従来の通常法
（例えばＤＥ−Ｃ２ ２９ ０９ ５００による）で
は、スラブは約０．０１０から０．０６５％のＡｌを含
有し、やはり、熱間圧延に先立ってスラブは約１４００
℃のオーダーの温度で均熱され、微細に分布したＡｌＮ
粒子が熱間圧延及びその後の熱延板焼鈍により必須のイ
ンヒビターとなり、一方、電磁鋼板の磁束密度Ｂ8 は
１．８８Ｔを超える好ましいものである。
（例えばＤＥ−Ｃ２ ２９ ０９ ５００による）で
は、スラブは約０．０１０から０．０６５％のＡｌを含
有し、やはり、熱間圧延に先立ってスラブは約１４００
℃のオーダーの温度で均熱され、微細に分布したＡｌＮ
粒子が熱間圧延及びその後の熱延板焼鈍により必須のイ
ンヒビターとなり、一方、電磁鋼板の磁束密度Ｂ8 は
１．８８Ｔを超える好ましいものである。
【００１８】 本発明の方法を詳しく説明すると、ＲＧ
Ｏ電磁鋼板の磁束密度Ｂ8 （テスラ、Ｔ）と同じでｋｇ
当たりのＷで表される鉄損Ｐ1.7/50（ｗ／ｋｇ）の値が
ＲＧＯより改良され、またＨＧＯ電磁鋼板についても磁
束密度Ｂ8が同じで鉄損Ｐ1.7/50（ｗ／ｋｇ）の値がＨ
ＧＯより改良された一方向性電磁鋼板が本発明法により
製造される。なお、この事は以下の実施態様により示さ
れるであろう。
Ｏ電磁鋼板の磁束密度Ｂ8 （テスラ、Ｔ）と同じでｋｇ
当たりのＷで表される鉄損Ｐ1.7/50（ｗ／ｋｇ）の値が
ＲＧＯより改良され、またＨＧＯ電磁鋼板についても磁
束密度Ｂ8が同じで鉄損Ｐ1.7/50（ｗ／ｋｇ）の値がＨ
ＧＯより改良された一方向性電磁鋼板が本発明法により
製造される。なお、この事は以下の実施態様により示さ
れるであろう。
【００１９】本発明の方法では、第一に、公知の連続鋳
造法により最初の厚みが１５０から３００ｍｍの範囲、
好ましくは２００から２５０ｍｍの範囲のスラブを製造
する。この代わりに、スラブは最初の厚みが約３０から
７０ｍｍの範囲のいわゆる薄いスラブもであってもよ
い。これらの場合は、工程段階（３）において熱延鋼帯
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。また鋼帯鋳造によりスラブ又は鋼帯を事前に
製造しておけば、一層薄い初期厚みのスラブ又は鋼帯を
用いて本発明方法により一方向性電磁鋼板を製造するこ
ともできる。
造法により最初の厚みが１５０から３００ｍｍの範囲、
好ましくは２００から２５０ｍｍの範囲のスラブを製造
する。この代わりに、スラブは最初の厚みが約３０から
７０ｍｍの範囲のいわゆる薄いスラブもであってもよ
い。これらの場合は、工程段階（３）において熱延鋼帯
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。また鋼帯鋳造によりスラブ又は鋼帯を事前に
製造しておけば、一層薄い初期厚みのスラブ又は鋼帯を
用いて本発明方法により一方向性電磁鋼板を製造するこ
ともできる。
【００２０】スラブ、薄いスラブ又は鋼帯（以下、スラ
ブと略称し、スラブはこれらを意味すると定義する）
は、請求項１の前提部及び特徴部に記載された炭素、け
い素、マンガン、窒素及び銅含有量を有し、（ＥＰ−Ｂ
１ ０ ２１９ ６１１に開示された）従来技術と対比
すると本発明の硫黄含有量は０．０１０％を超え、好ま
しくは０．０１５％を超え、０．０５０％以下の範囲と
含有量が多く、アルミニウム含有量は最大で０．０３５
％以下で０．０１０から０．０３０％の範囲と公知範囲
の低いところに意図的に減少させ、残部は不純物を含む
Ｆｅである。スラブが、Ｓｉ：３．０から３．３％、
Ｃ： ０．０４０から０．０７０％、Ｍｎ：０．０５０
から０．１５０％、Ｓ： ０．０２０から０．０３５
％、Ａｌ：０．０１５から０．０２５％、Ｎ： ０．０
０７０から０．００９０％、Ｃｕ：０．０２０から
０．２００％、のように、アルミニウムと硫黄の含有量
を調整することが好ましい。アルミニウム、硫黄以外の
合金化合物は、個々にあるいは組み合わせて上記範囲内
とすることが好ましい。
ブと略称し、スラブはこれらを意味すると定義する）
は、請求項１の前提部及び特徴部に記載された炭素、け
い素、マンガン、窒素及び銅含有量を有し、（ＥＰ−Ｂ
１ ０ ２１９ ６１１に開示された）従来技術と対比
すると本発明の硫黄含有量は０．０１０％を超え、好ま
しくは０．０１５％を超え、０．０５０％以下の範囲と
含有量が多く、アルミニウム含有量は最大で０．０３５
％以下で０．０１０から０．０３０％の範囲と公知範囲
の低いところに意図的に減少させ、残部は不純物を含む
Ｆｅである。スラブが、Ｓｉ：３．０から３．３％、
Ｃ： ０．０４０から０．０７０％、Ｍｎ：０．０５０
から０．１５０％、Ｓ： ０．０２０から０．０３５
％、Ａｌ：０．０１５から０．０２５％、Ｎ： ０．０
０７０から０．００９０％、Ｃｕ：０．０２０から
０．２００％、のように、アルミニウムと硫黄の含有量
を調整することが好ましい。アルミニウム、硫黄以外の
合金化合物は、個々にあるいは組み合わせて上記範囲内
とすることが好ましい。
【００２１】 本発明の工程段階（３）を実施した後
に、熱延鋼帯のエッジに亀裂は極少ししか観察されなか
ったとの有利性があるので、熱延鋼帯のエッジは満足で
きるものでありまた相応の高い生産性が達成される。工
程段階（４）を行った後に、必須のインヒビターとして
働く硫化銅粒子がより微細に分布しているのが認めら
れ、また請求項１の前提部分に記載された工程を全体と
して完了すると、スラブのマンガン、銅及び硫黄の含有
量が、ＭｎとＣｕ含有量の積をＳで割った値を０．１か
ら０．４の範囲：（Ｍｎ×Ｃｕ）／Ｓ＝０．１〜０．４
にあるように調節し、しかも特に、Ｍｎ：０．０７０か
ら０．１００％及びＳ：０．０２０から０．０２５％に
調整すると、磁束密度Ｂ8 が高い一方向性電磁鋼板が製
造される。
に、熱延鋼帯のエッジに亀裂は極少ししか観察されなか
ったとの有利性があるので、熱延鋼帯のエッジは満足で
きるものでありまた相応の高い生産性が達成される。工
程段階（４）を行った後に、必須のインヒビターとして
働く硫化銅粒子がより微細に分布しているのが認めら
れ、また請求項１の前提部分に記載された工程を全体と
して完了すると、スラブのマンガン、銅及び硫黄の含有
量が、ＭｎとＣｕ含有量の積をＳで割った値を０．１か
ら０．４の範囲：（Ｍｎ×Ｃｕ）／Ｓ＝０．１〜０．４
にあるように調節し、しかも特に、Ｍｎ：０．０７０か
ら０．１００％及びＳ：０．０２０から０．０２５％に
調整すると、磁束密度Ｂ8 が高い一方向性電磁鋼板が製
造される。
【００２２】さらに、Ｓｎを添加することにより、スラ
ブが０．１５％以下のＳｎを含有するか、あるいはスラ
ブが０．０２から０．０６％のみのＳｎを含有すると、
磁気的性質がさらに改善される。
ブが０．１５％以下のＳｎを含有するか、あるいはスラ
ブが０．０２から０．０６％のみのＳｎを含有すると、
磁気的性質がさらに改善される。
【００２３】 合金組成が請求項１、好ましくは請求項
２、３及び４記載であるスラブを製造し、これに続いて
本発明の工程段階（２）に記載される範囲内の温度にス
ラブを加熱しそしてその温度に均熱する。この温度は、
与えられたマンガン、硫黄及びけい素含有量に依存し、
何れの場合でも、関連する硫化マンガン固溶温度Ｔ1 よ
り低く同時に関連する硫化銅固溶温度Ｔ2 より明らかに
高くなければならない。この温度範囲は、図１、２によ
る溶解度曲線を一緒に示す図３より導かれる。
２、３及び４記載であるスラブを製造し、これに続いて
本発明の工程段階（２）に記載される範囲内の温度にス
ラブを加熱しそしてその温度に均熱する。この温度は、
与えられたマンガン、硫黄及びけい素含有量に依存し、
何れの場合でも、関連する硫化マンガン固溶温度Ｔ1 よ
り低く同時に関連する硫化銅固溶温度Ｔ2 より明らかに
高くなければならない。この温度範囲は、図１、２によ
る溶解度曲線を一緒に示す図３より導かれる。
【００２４】 図１は、硫化マンガンの溶解度曲線Ｔ1
＝ｆ（Ｍｎ，Ｓ，３．０−３．２％ Ｓｉ）を、Ｍｎ＝
０．０５％，０．０６％，０．０７％，０．０８％，
０．０９％，０．１０％，０．１１％，０．１２％，
０．１３％，０．１４％，０．１５％について示し、図
２は、硫化銅の溶解度曲線Ｔ2 ＝ｆ（Ｃｕ，Ｓ，３．０
−３．２％Ｓｉ）を、Ｃｕ＝０．０２％，０．０４％，
０．０６％，０．０８％，０．１０％，０．１２％，
０．１４％，０．１６％，０．１８％，０．２０％につ
いて示す。図１、２及び３は、通常のＳｉ含有量の一方
向性電磁鋼板の固溶挙動を明らかにする。検討されてい
る含有量は図５、図６及び図７に対応している。
＝ｆ（Ｍｎ，Ｓ，３．０−３．２％ Ｓｉ）を、Ｍｎ＝
０．０５％，０．０６％，０．０７％，０．０８％，
０．０９％，０．１０％，０．１１％，０．１２％，
０．１３％，０．１４％，０．１５％について示し、図
２は、硫化銅の溶解度曲線Ｔ2 ＝ｆ（Ｃｕ，Ｓ，３．０
−３．２％Ｓｉ）を、Ｃｕ＝０．０２％，０．０４％，
０．０６％，０．０８％，０．１０％，０．１２％，
０．１４％，０．１６％，０．１８％，０．２０％につ
いて示す。図１、２及び３は、通常のＳｉ含有量の一方
向性電磁鋼板の固溶挙動を明らかにする。検討されてい
る含有量は図５、図６及び図７に対応している。
【００２５】工程段階（２）を行う結果、熱間圧延前の
スラブの均熱で硫化マンガンは実際上固溶されない。窒
化アルミニウムの溶解度曲線は硫化マンガンのものと類
似しているかあるいは比較できるから、窒化アルミニウ
ムの主たる部分は本発明法によるとやはりスラブの均熱
では析出している。この工程段階を終了すると、実際上
硫化銅のみがほぼ完全に固溶する。
スラブの均熱で硫化マンガンは実際上固溶されない。窒
化アルミニウムの溶解度曲線は硫化マンガンのものと類
似しているかあるいは比較できるから、窒化アルミニウ
ムの主たる部分は本発明法によるとやはりスラブの均熱
では析出している。この工程段階を終了すると、実際上
硫化銅のみがほぼ完全に固溶する。
【００２６】本発明の工程段階（３）によりスラブを固
溶化焼鈍した後に所定温度で仕上圧延機に装入し、必要
により、スラブを３から７パス、特に５から９パスでス
ラブに最初の粗加工を施す。パス数はスラブの最初の厚
みに依存する。次に、最大７ｍｍ、１．５から５ｍｍの
範囲で熱延鋼帯の最終厚みに仕上圧延を行う。最初の厚
みが１５０から３００ｍｍ、好ましくは２００から２５
０ｍｍの範囲のスラブを約３０から６０ｍｍの範囲の予
備鋼帯厚みに粗加工する。しかしスラブが鋼帯鋳造で製
造された薄いスラブもしくは鋼帯である場合は、粗加工
を省略できる利点がある。全体として、粗加工及び仕上
圧延のパス数はスラブの初期厚み及び必要な鋼帯最終厚
みに応じて定められる。
溶化焼鈍した後に所定温度で仕上圧延機に装入し、必要
により、スラブを３から７パス、特に５から９パスでス
ラブに最初の粗加工を施す。パス数はスラブの最初の厚
みに依存する。次に、最大７ｍｍ、１．５から５ｍｍの
範囲で熱延鋼帯の最終厚みに仕上圧延を行う。最初の厚
みが１５０から３００ｍｍ、好ましくは２００から２５
０ｍｍの範囲のスラブを約３０から６０ｍｍの範囲の予
備鋼帯厚みに粗加工する。しかしスラブが鋼帯鋳造で製
造された薄いスラブもしくは鋼帯である場合は、粗加工
を省略できる利点がある。全体として、粗加工及び仕上
圧延のパス数はスラブの初期厚み及び必要な鋼帯最終厚
みに応じて定められる。
【００２７】しかしながら、工程段階（３）の本質的特
徴は、最終圧延温度をできるだけ低くし、８８０℃から
１０００℃の範囲、より好ましくは９００℃から９８０
℃の範囲で鋼帯を仕上圧延することである。最終圧延温
度の下限は、鋼帯の非一様性及び断面ばらつきなどの難
点を起こさずに、問題がない成形と鋼帯圧延を行うため
に定められている。工程段階（２）と接続させ（３）を
完了すると、熱延鋼帯には、粗大なＭｎＳ粒子と、平均
直径が１００ｎｍを超える粗大なＡｌＮ粒子が非常に多
数存在しているのが認められる。本発明の熱間圧延を終
了すると、全窒素含有量の６０％を超える窒素がＡｌＮ
の形態でアルミニウムと結合している。アルミニウムと
結合して存在する窒素量の指標がＮ Beeghley 値であ
る。これは、「Analytical Chemistry」２１巻１２号、
１９４９年１２月に記載されている化学的方法により定
められる。これと対比すると、ＨＧＯ電磁鋼板の製造に
おいては、スラブを固溶化焼鈍し熱間圧延が完了したと
きに存在するＭｎＳ粒子は非常に僅かであり、またこの
粒子寸法（すなわち１００ｎｍより小さい）ＡｌＮ粒子
は実際上存在していない。
徴は、最終圧延温度をできるだけ低くし、８８０℃から
１０００℃の範囲、より好ましくは９００℃から９８０
℃の範囲で鋼帯を仕上圧延することである。最終圧延温
度の下限は、鋼帯の非一様性及び断面ばらつきなどの難
点を起こさずに、問題がない成形と鋼帯圧延を行うため
に定められている。工程段階（２）と接続させ（３）を
完了すると、熱延鋼帯には、粗大なＭｎＳ粒子と、平均
直径が１００ｎｍを超える粗大なＡｌＮ粒子が非常に多
数存在しているのが認められる。本発明の熱間圧延を終
了すると、全窒素含有量の６０％を超える窒素がＡｌＮ
の形態でアルミニウムと結合している。アルミニウムと
結合して存在する窒素量の指標がＮ Beeghley 値であ
る。これは、「Analytical Chemistry」２１巻１２号、
１９４９年１２月に記載されている化学的方法により定
められる。これと対比すると、ＨＧＯ電磁鋼板の製造に
おいては、スラブを固溶化焼鈍し熱間圧延が完了したと
きに存在するＭｎＳ粒子は非常に僅かであり、またこの
粒子寸法（すなわち１００ｎｍより小さい）ＡｌＮ粒子
は実際上存在していない。
【００２８】次に、熱間圧延鋼帯の熱処理を、本発明の
工程段階（４）により８８０℃から１１５０℃、好まし
くは１段階だけで９５０℃から１１００℃の温度範囲で
行う。しかし１段より多い熱処理を行うこともできる。
この熱処理の結果、後工程段階でインヒビターとして働
く、１００ｎｍより小さく好ましくは５０ｎｍより小さ
い粒子が析出する。したがって本発明の方法によると、
熱延板の焼鈍後に、この粒子寸法の微細な硫化銅粒子が
多数認められ、これに対比するとＡｌＮ粒子の数は非常
に少ない。これに対してＨＧＯ電磁鋼板の製造法では上
記寸法の微細なＡｌＮ粒子が存在しており、他の粒子は
事実上存在していない。
工程段階（４）により８８０℃から１１５０℃、好まし
くは１段階だけで９５０℃から１１００℃の温度範囲で
行う。しかし１段より多い熱処理を行うこともできる。
この熱処理の結果、後工程段階でインヒビターとして働
く、１００ｎｍより小さく好ましくは５０ｎｍより小さ
い粒子が析出する。したがって本発明の方法によると、
熱延板の焼鈍後に、この粒子寸法の微細な硫化銅粒子が
多数認められ、これに対比するとＡｌＮ粒子の数は非常
に少ない。これに対してＨＧＯ電磁鋼板の製造法では上
記寸法の微細なＡｌＮ粒子が存在しており、他の粒子は
事実上存在していない。
【００２９】図８、９は、析出物の性質と寸法すなわち
析出物のインヒビターとしての有効性が本発明の方法に
よりどのように影響されるかを明らかにする図表であ
る。この図表より、従来法（ＨＧＯ，ＲＧＯ）で起こる
析出との相違点も明らかである。
析出物のインヒビターとしての有効性が本発明の方法に
よりどのように影響されるかを明らかにする図表であ
る。この図表より、従来法（ＨＧＯ，ＲＧＯ）で起こる
析出との相違点も明らかである。
【００３０】実施例１４及び１５（図７）と比較すると
本発明の必須の特長は、スラブの硫黄含有量は０．０１
０％より多い必要があり、好ましくは０．０１５％より
多く、また、微細な硫化銅粒子を析出させるためには工
程段階（４）に記載されたとおり熱延板焼鈍を実施する
必要があること、が分かる。もし熱延板焼鈍（４）を行
わないと、工程段階（２）及び（３）で起こるＭｎＳ及
びＡｌＮの粒子の析出は早過ぎるために、１００ｎｍよ
り小さく好ましくは５０ｎｍより小さいインヒビターと
して働く十分な粒子が次の工程段階で形成されない。
本発明の必須の特長は、スラブの硫黄含有量は０．０１
０％より多い必要があり、好ましくは０．０１５％より
多く、また、微細な硫化銅粒子を析出させるためには工
程段階（４）に記載されたとおり熱延板焼鈍を実施する
必要があること、が分かる。もし熱延板焼鈍（４）を行
わないと、工程段階（２）及び（３）で起こるＭｎＳ及
びＡｌＮの粒子の析出は早過ぎるために、１００ｎｍよ
り小さく好ましくは５０ｎｍより小さいインヒビターと
して働く十分な粒子が次の工程段階で形成されない。
【００３１】熱延板焼鈍（４）を完了すると、鋼帯を好
ましくは１段で冷間圧延して、０．１から０．５ｍｍの
範囲の最終鋼帯厚みとする。熱延板の最終板厚に従って
冷間圧延を２段階で行うことができ（請求項１２）、一
方請求項１４によると好ましくは第１回冷間圧延段階に
先立って予備焼鈍を行う。これにより、後続の高温焼鈍
において二次再結晶が安定化する利点がある。
ましくは１段で冷間圧延して、０．１から０．５ｍｍの
範囲の最終鋼帯厚みとする。熱延板の最終板厚に従って
冷間圧延を２段階で行うことができ（請求項１２）、一
方請求項１４によると好ましくは第１回冷間圧延段階に
先立って予備焼鈍を行う。これにより、後続の高温焼鈍
において二次再結晶が安定化する利点がある。
【００３２】 必要な最終厚みへの冷間圧延を行った
後、鋼帯を公知の方法で、湿潤Ｈ2 及びＮ2 を含有する
雰囲気で７５０℃から９００℃の温度範囲、好ましくは
８２０℃から８８０℃の温度範囲で再結晶及び脱炭焼鈍
を鋼帯に施す。次に大部分がＭｇＯを含有する焼鈍分離
剤を塗布する。次に、公知の方法で、鋼帯をフードを密
にした焼鈍炉内で長時間焼鈍する。少なくとも１１５０
℃へは１０から１００Ｋ／ｈ，好ましくは１５から２５
Ｋ／ｈの徐加熱で行い、この温度でＨ2 及びＮ2 からな
る雰囲気で鋼帯を焼鈍し、０．５から３０時間保持した
後にふたたび徐冷する。最後に、やはり公知の絶縁被覆
とともに最終焼鈍を行う。
後、鋼帯を公知の方法で、湿潤Ｈ2 及びＮ2 を含有する
雰囲気で７５０℃から９００℃の温度範囲、好ましくは
８２０℃から８８０℃の温度範囲で再結晶及び脱炭焼鈍
を鋼帯に施す。次に大部分がＭｇＯを含有する焼鈍分離
剤を塗布する。次に、公知の方法で、鋼帯をフードを密
にした焼鈍炉内で長時間焼鈍する。少なくとも１１５０
℃へは１０から１００Ｋ／ｈ，好ましくは１５から２５
Ｋ／ｈの徐加熱で行い、この温度でＨ2 及びＮ2 からな
る雰囲気で鋼帯を焼鈍し、０．５から３０時間保持した
後にふたたび徐冷する。最後に、やはり公知の絶縁被覆
とともに最終焼鈍を行う。
【００３３】また、本発明には次の実施態様が含まれ
る。 （１）熱間圧延における装入温度が１０００℃より高
い。 （２）最終圧延温度が９００℃から９８０℃の範囲であ
る。 （３）熱延鋼帯を９５０℃から１１００℃の温度範囲で
焼鈍する。 （４）焼鈍に続いて熱延鋼帯を２５Ｋ／秒より高い冷却
速度で冷却する。 （５）熱間圧延最終板厚まで圧延された鋼帯を７００℃
より低い巻取温度まで急冷する。 （６）工程段階（４）に先立って熱間圧延鋼帯をまず第
１回冷間圧延段階により中間厚みまで粗加工し、工程段
階（４）の後に焼鈍された鋼帯を第２回冷間圧延段階で
少なくとも６５％の圧下率で仕上コイル厚みまで圧延す
る。 （７）焼鈍された鋼帯を第２回冷間圧延段階にて少なく
とも７５％の圧下率で圧延する。 （８）最初に先行する冷間圧延段階に先立って熱間圧延
最終厚みに圧延された鋼帯を８００℃から１０００℃の
範囲の温度で焼鈍する。 （９）最終冷間圧延段階において鋼帯を少なくとも１パ
ス１００℃から３００℃の範囲の温度に保つ。 （１０）熱延板焼鈍に続いて硫化銅粒子の６０％を超え
る量がインヒビターとして存在する。 （１１）硫化銅粒子の８０％を超える量がインヒビター
として存在する。 （１２）硫化銅粒子の一部が硫化銅鉄粒子又は硫化銅マ
ンガン粒子として存在する。
る。 （１）熱間圧延における装入温度が１０００℃より高
い。 （２）最終圧延温度が９００℃から９８０℃の範囲であ
る。 （３）熱延鋼帯を９５０℃から１１００℃の温度範囲で
焼鈍する。 （４）焼鈍に続いて熱延鋼帯を２５Ｋ／秒より高い冷却
速度で冷却する。 （５）熱間圧延最終板厚まで圧延された鋼帯を７００℃
より低い巻取温度まで急冷する。 （６）工程段階（４）に先立って熱間圧延鋼帯をまず第
１回冷間圧延段階により中間厚みまで粗加工し、工程段
階（４）の後に焼鈍された鋼帯を第２回冷間圧延段階で
少なくとも６５％の圧下率で仕上コイル厚みまで圧延す
る。 （７）焼鈍された鋼帯を第２回冷間圧延段階にて少なく
とも７５％の圧下率で圧延する。 （８）最初に先行する冷間圧延段階に先立って熱間圧延
最終厚みに圧延された鋼帯を８００℃から１０００℃の
範囲の温度で焼鈍する。 （９）最終冷間圧延段階において鋼帯を少なくとも１パ
ス１００℃から３００℃の範囲の温度に保つ。 （１０）熱延板焼鈍に続いて硫化銅粒子の６０％を超え
る量がインヒビターとして存在する。 （１１）硫化銅粒子の８０％を超える量がインヒビター
として存在する。 （１２）硫化銅粒子の一部が硫化銅鉄粒子又は硫化銅マ
ンガン粒子として存在する。
【００３４】図５の表は、８つの実施態様により初期厚
みが２１５ｍｍのスラブに本請求項１に記載された方法
を適用した結果を示している。図６の表は請求項１に記
載された方法に従属請求項６及び７の方法を組み合わせ
た方法により得られた別の結果を示している。これらで
は冷間圧延は２段階で行い、第１回冷間圧延に先立つ予
備焼鈍（請求項１４）がある場合とない場合である。
みが２１５ｍｍのスラブに本請求項１に記載された方法
を適用した結果を示している。図６の表は請求項１に記
載された方法に従属請求項６及び７の方法を組み合わせ
た方法により得られた別の結果を示している。これらで
は冷間圧延は２段階で行い、第１回冷間圧延に先立つ予
備焼鈍（請求項１４）がある場合とない場合である。
【００３５】
【発明の効果】図５及び図６の表から、ＲＧＯ及びＨＧ
Ｏ級の一方向性電磁鋼板のような高い磁束密度Ｂ8 をも
つ一方向性電磁鋼板を製造できることが導かれる。だ
が、本発明によるとこれらの品質は請求項１に記載の工
程段階をもつ単一工程によるだけで達成できることとな
った。さらに、該当する炉でスラブの固溶化温度を下げ
る利点に加えて、鉄損につき本質的により望ましい値が
得られる利点も組み合わされる。この点は、仕上鋼帯の
厚みが０．３０ｍｍである一方向性電磁鋼板について図
５、６に示された磁束密度及び鉄損をＴＧＯ（Thyssen
grain oriented）グラフ曲線の形態で示すところから、
明らかである。さらに、ＴＧＯと対比して、図４に示さ
れるＲＧＯ及びＨＧＯ級の一方向性電磁鋼板の典型的な
両値は、独立した別個の二つの方法により専ら公知の方
法で得られたものである。
Ｏ級の一方向性電磁鋼板のような高い磁束密度Ｂ8 をも
つ一方向性電磁鋼板を製造できることが導かれる。だ
が、本発明によるとこれらの品質は請求項１に記載の工
程段階をもつ単一工程によるだけで達成できることとな
った。さらに、該当する炉でスラブの固溶化温度を下げ
る利点に加えて、鉄損につき本質的により望ましい値が
得られる利点も組み合わされる。この点は、仕上鋼帯の
厚みが０．３０ｍｍである一方向性電磁鋼板について図
５、６に示された磁束密度及び鉄損をＴＧＯ（Thyssen
grain oriented）グラフ曲線の形態で示すところから、
明らかである。さらに、ＴＧＯと対比して、図４に示さ
れるＲＧＯ及びＨＧＯ級の一方向性電磁鋼板の典型的な
両値は、独立した別個の二つの方法により専ら公知の方
法で得られたものである。
【図１】 ＭｎＳ／Ｍｎ＋Ｓ溶解度平衡を示す図であ
る。１１本の曲線は右側の１１個のＭｎ値と対応してい
る。
る。１１本の曲線は右側の１１個のＭｎ値と対応してい
る。
【図２】 Ｃｕ2 Ｓ／２Ｃｕ＋Ｓ溶解度平衡を示す図で
ある。１０本の曲線は右側の１０個のＭｎ値と対応して
いる。
ある。１０本の曲線は右側の１０個のＭｎ値と対応して
いる。
【図３】 図２と３を合体させたＭｎＳ／Ｍｎ＋Ｓ及び
Ｃｕ2 Ｓ／２Ｃｕ＋Ｓ溶解度平衡を示す図である。
Ｃｕ2 Ｓ／２Ｃｕ＋Ｓ溶解度平衡を示す図である。
【図４】 鋼帯の厚みが０．３０ｍｍである一方向性電
磁鋼板について表１、２に示された磁束密度及び鉄損を
ＴＧＯについて、またＲＧＯ及びＨＧＯ級の一方向性電
磁鋼板について示すグラフである。
磁鋼板について表１、２に示された磁束密度及び鉄損を
ＴＧＯについて、またＲＧＯ及びＨＧＯ級の一方向性電
磁鋼板について示すグラフである。
【図５】 厚みが２１５ｍｍのスラブから請求項１に記
載された方法により仕上鋼帯厚みを０．２３から０．３
５ｍｍの範囲として製造した一方向性電磁鋼板で達成さ
れた鉄損Ｐ1.7/50及び達成された磁束密度Ｂ8 を示す図
表である。
載された方法により仕上鋼帯厚みを０．２３から０．３
５ｍｍの範囲として製造した一方向性電磁鋼板で達成さ
れた鉄損Ｐ1.7/50及び達成された磁束密度Ｂ8 を示す図
表である。
【図６】 厚みが２１５ｍｍのスラブから請求項６及び
７に記載された方法により仕上鋼帯厚みを０．２３から
０．３０ｍｍの範囲として製造した一方向性電磁鋼板で
達成された鉄損Ｐ1.7/50及び達成された磁束密度Ｂ8 を
示す図表である。
７に記載された方法により仕上鋼帯厚みを０．２３から
０．３０ｍｍの範囲として製造した一方向性電磁鋼板で
達成された鉄損Ｐ1.7/50及び達成された磁束密度Ｂ8 を
示す図表である。
【図７】 本発明による実施例１４、１５と、厚みが２
１５ｍｍのＳｎ含有スラブから本発明方法により仕上鋼
帯厚みを０．３０ｍｍ（１６、１７）として製造した一
方向性電磁鋼板で達成された鉄損Ｐ1.7/50及び達成され
た磁束密度Ｂ8 を示す図表である。
１５ｍｍのＳｎ含有スラブから本発明方法により仕上鋼
帯厚みを０．３０ｍｍ（１６、１７）として製造した一
方向性電磁鋼板で達成された鉄損Ｐ1.7/50及び達成され
た磁束密度Ｂ8 を示す図表である。
【図８】 従来のＨＧＯと対比して本発明の析出形態を
全量に対して示す図表である。
全量に対して示す図表である。
【図９】 従来のＲＧＯと対比して本発明の析出形態を
全量に対して示す図表である。
全量に対して示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 マンフレッド エスペンハーン ドイツ、デー 45259 エッセン、オス トプロイセンシュトラーセ 65 (72)発明者 クリストフ ホルツアプフエル ドイツ、デー 40476 デユッセルドル フ、 グロッケンシュトラーセ 23
Claims (20)
- 【請求項１】 仕上鋼帯厚みが０．１ｍｍから０．５ｍ
ｍの範囲である一方向性電磁鋼板を製造するに際し、連
続鋳造もしくは鋼帯鋳造により製造されかつＣ：０．０
０５％を超え、好ましくは０．０２から０．１０％、Ｓ
ｉ：２．５から６．５％及びＭｎ：０．０３から０．１
５％を含有するスラブを、まず、１段もしくは２段で均
熱し、次に熱間粗加工しそして熱延鋼帯の最終厚みに圧
延し、その後、最終厚みに圧延された鋼帯を焼鈍しそし
て急冷し、そして仕上鋼帯の厚みに１段もしくは多段で
冷間圧延し、次に冷間圧延された鋼帯に、Ｈ2 及びＮ2
を含有する湿潤雰囲気中で同時に脱炭を伴う再結晶焼鈍
を施し、主としてＭｇＯを含有する分離剤を冷間圧延鋼
帯の両側に塗布し、高温焼鈍及び最後に絶縁被覆をつけ
て最終焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、 （１）スラブが、 Ｓ： ０．０１０を超えから０．０５０ ％、 Ａｌ：０．０１０ から最大０．０３５ ％、 Ｎ： ０．００４５から ０．０１２０％、 Ｃｕ：０．０２０ から ０．３００ ％をさらに含
有し、 残部が不純物を含むＦｅであり、 （２）製造されたスラブを、熱間圧延に先立ち、特定Ｓ
ｉ含有量に依存する硫化マンガン固溶温度Ｔ1 より低い
温度でかつ、特定Ｓｉ含有量に依存する硫化銅固溶温度
Ｔ2 より高い温度で均熱し、 （３）次に、均熱されたスラブをまず中間厚みに熱間粗
加工し、続いてあるいはその後直ちに熱間仕上圧延して
１．５から７ｍｍの範囲の熱延鋼帯最終板厚とし、この
際の仕上圧延機への装入温度を少なくとも９６０℃と
し、最終圧延温度を８８０℃〜１０００℃の範囲として
全窒素含有量の少なくとも６０％の量の窒素を析出させ
て粗いＡｌＮ粒子を形成させ、 （４）次に熱間圧延鋼帯を８８０℃から１１５０℃の範
囲の温度で１００から６００秒焼鈍し、その後１５Ｋ／
秒より高い冷却速度で冷却して全窒素含有量のうち最大
可能量までを粗い及び微細なＡｌＮ粒子の形態で析出さ
せかつ微細な硫化銅粒子を析出させることを特徴とする
一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 スラブが、 Ｓｉ：３．０から３．３％ Ｃ： ０．０４０から０．０７０％ Ｍｎ：０．０５０から０．１５０％ Ｓ： ０．０２０から０．０３５％ Ａｌ：０．０１５から０．０２５％ Ｎ： ０．００７０から０．００９０％ Ｃｕ：０．０２０から ０．２００％を含有し 残部が不純物を含むＦｅであることを特徴とする請求項
１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 スラブのＭｎ，Ｃｕ及びＳ含有量を、Ｍ
ｎとＣｕ含有量の積をＳで割った値が０．１から０．４
の範囲： （Ｍｎ×Ｃｕ）／Ｓ＝０．１〜０．４ 内に調節したことを特徴とする請求項１又は２記載の一
方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 スラブが、 Ｍｎ：０．０７０から０．１００％及び Ｓ： ０．０２０から０．０２５％ を含有することを特徴とする請求項１から３までの何れ
か１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 スラブが０．１５％以下のＳｎをさらに
含有することを特徴とする請求項１から４までの何れか
１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 スラブが０．０２から０．０６％のＳｎ
を含有することを特徴とする請求項５項記載の一方向性
電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 熱間圧延における装入温度が１０００℃
より高いことを特徴とする請求項１から６までの何れか
１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 最終圧延温度が９００℃から９８０℃の
範囲であることを特徴とする請求項１から７までの何れ
か１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 熱間圧延鋼帯を９５０℃から１１００℃
の温度範囲で焼鈍することを特徴とする請求項１から８
までの何れか１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】 焼鈍に続いて熱間圧延鋼帯を２５Ｋ／
秒より高い冷却速度で冷却することを特徴とする請求項
１から９までの何れか１項記載の一方向性電磁鋼板の製
造方法。 - 【請求項１１】 熱間圧延最終板厚まで圧延された鋼帯
を７００℃より低い巻取温度まで急冷することを特徴と
する請求項１から１０までの何れか１項記載の一方向性
電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１２】 工程段階（４）に先立って熱間圧延鋼
帯をまず第１回冷間圧延段階により中間厚みまで粗加工
し、工程段階（４）の後に焼鈍された鋼帯を第２回冷間
圧延段階で少なくとも６５％の圧下率で仕上コイル厚み
まで圧延することを特徴とする請求項１から１１までの
何れか１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１３】 焼鈍された鋼帯を第２回冷間圧延段階
において少なくとも７５％の圧下率で圧延することを特
徴とする請求項１２記載の一方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項１４】 最初に先行する冷間圧延段階に先立っ
て熱間圧延最終厚みに圧延された鋼帯を８００℃から１
０００℃の範囲の温度で焼鈍することを特徴とする請求
項１２又は１３記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１５】 最終冷間圧延段階において鋼帯を少な
くとも１パスで、１００℃から３００℃の範囲の温度に
保つことを特徴とする請求項１から１４までの何れか１
項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１６】 熱延板焼鈍に後続して硫化銅粒子の６
０％を超える量がインヒビターとして存在することを特
徴とする請求項１から１５までの何れか１項記載の一方
向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１７】 硫化銅粒子の８０％を超える量がイン
ヒビターとして存在することを特徴とする請求項１６記
載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１８】 硫化銅粒子の一部が硫化銅鉄粒子又は
硫化銅マンガン粒子として存在することを特徴とする請
求項１６又は１７記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項１９】 存在する硫化銅粒子の平均直径が１０
０ｎｍより小さいことを特徴とする請求項１６から１８
までの何れか１項記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２０】 存在する硫化銅粒子の平均直径が５０
ｎｍより小さいことを特徴とする請求項１９記載の一方
向性電磁鋼板の製造方法。
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