JP2787776B2 - 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】 〔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。

〔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、二次再結晶の粒径に拘らず、鉄損特性を改
善することができる。

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号公報等の
方法がある。前者においてはMnS及びAlNを後者ではMnS,
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。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。

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式のよ
うなものがあげられる。

特公昭54−24685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始された。特開昭52−24
116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59−19
0324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。

さて本発明者等は先に特開昭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を開示した。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。

〔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
の一貫製造方法は検討さえ行われていなかった。

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くいと言える。

そこで本発明者らは、二次再結晶制御のために、熱延
板の金属組織を従来の高温スラブ加熱では実現不可能で
あった極限まで適切なものとする熱延方法を検討した。
例えば、熱延最終パス後の金属物理学現象に関しては、
MnS、AlN等の微細析出又は析出抑制が従来法では最重要
制御項目であり、他の現象はあまり顧みられなかった。

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
現象を利用して熱延板の金属組織を制御して、低温スラ
ブ加熱を前提とする80％以上の最終強圧下冷延による製
造法において製品の磁気特性を良好かつ安定なものとす
る熱延方法を検討した。

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
を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、この方法は、高温スラブ加熱を施
す製造プロセスを前提としている。低温スラブ加熱（12
80℃未満）の場合、上記高温スラブ加熱に起因するスラ
ブ結晶粒の粗大化は起こらず、当然のことながら、粗大
結晶粒分断を目的とした再結晶化高圧下圧延は必要でな
い。

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、引続き３℃/sec以上の冷却速度で冷
却してMnS,MnSeを均一微細に析出させることによって磁
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、低温スラブ加熱を前提とする80％以上の最
終強圧下冷延での製造は検討さえされていない。また、
0.02重量％以下の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素特有の
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は、良好な
磁気特性を安定して得ることは難しい。

そこで本発明者らは、従来ほとんど注目されていなか
った仕上熱延の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％以上の最終強圧下冷延による製造法
において優れた磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板を安定
して得ることを目的として研究を行った。

〔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:0.010〜0.060％、N:0.0030〜0.0130％、Ｓ＋
0.405Se: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1280℃未満の温
度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行い、次いで圧
下率80％以上の最終冷延を含み、１回又は中間焼鈍を挟
む２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、
熱延の仕上圧延の終了温度を700〜1150℃とし、熱延の
仕上圧延の最終３パスの累積圧下率を40％以上とするこ
とを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製
造方法。

（２）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＋
0.405Se: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
冷延を含み、１回又は中間焼鈍を挟む２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、熱延の仕上圧延の終
了温度を700〜1150℃とし、熱延の仕上圧延の最終３パ
スの累積圧下率を40％以上とすることを特徴とする磁気
特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

（３）熱延の仕上圧延の最終パスの圧下率が20％以上で
あることを特徴とする前項１又は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。

〔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圧延とし、次いでこの熱
延板に必要に応じて焼鈍を施し、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。

本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に
注目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したと
ころ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを
発見した。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧
下率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフであ
る。ここでは、C:0.054重量％,Si:3.27重量％，酸可溶
性Al:0.029重量％,N:0.080重量％,S:0.007重量％,Mn:0.
14重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる
20〜60mm厚のスラブを1100〜1280℃に加熱し、６パスで
2.3mm厚の熱延板に熱延し、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
シミレーションを施し、次いでこの熱延板に、1120℃に
30秒保持し次いで900℃に30秒保持して急冷する熱延板
焼鈍を施し、引き続き約88％の最終強圧下圧延を行って
最終板厚0.285mmの冷延板とし、830〜1000℃の温度で脱
炭焼鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布して最終仕上焼鈍を行った。

第１図から明らかなように熱延終了温度700〜1150℃
でかつ最終３パスの累積圧下率40％以上の場合にB₈≧1.
90Tの高い磁束密度が得られている。また本発明者らは
この新知見をさらに詳細に検討した。

第２図は第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度700〜1150℃でかつ熱延の最終３パスの累積圧下率40
％以上の場合における熱延の最終パスの圧下率と磁束密
度との関係を表したグラフである。

第２図から明らかなように最終パスの圧下率が20％以
上の場合にB₈≧1.92Tの高い磁束密度が得られている。

熱延の仕上圧延の終了温度、熱延の仕上圧延の最終３
パスの累積圧下率、最終パスの圧下率と製品の磁束密度
との間に第１図及び第２図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。

第３図，第４図，第５図に各々熱延条件の異る熱延板
金属組織、熱延板焼鈍後の金属組織、脱炭焼鈍後（脱炭
板）の集合組織（板厚1/4地点）の例を示す。この場合
第１図で説明したものと同一成分の33.2,26mm厚のスラ
ブを1150℃で加熱後（Ａ）33.2→18.6→11.9→8.6→5.1
→3.2→2.3（mm），（Ｂ）26→11.8→6.7→3.5→3.0→
2.6→2.3（mm）のパススケジュールで2.3mm厚の熱延板
とし、第１図で説明したものと同じ条件で冷却した。こ
の時熱延の仕上圧延の終了温度は各々（Ａ）:925℃、
（Ｂ）:910℃であった。次いでこの熱延板に熱延板焼
鈍、最終強圧下圧延を行って最終板厚0.285mmの冷延板
とし、引き続きN₂25％,H₂75％，露点60℃の雰囲気中で8
30℃に150秒保持する脱炭焼鈍を行った。

第３図から明らかなように本発明の条件を満たす
（Ａ）の場合、（Ｂ）と比較して熱延板の再結晶率が極
めて高く、結晶粒径が小さい。また、第４図から明らか
なように本発明の条件を満す（Ａ）の場合、（Ｂ）と比
較して熱延板焼鈍後の結晶粒径が小さい。また第５図か
ら明らかなように本発明の条件を満たす（Ａ）の場合、
（Ｂ）と比較して、脱炭板の｛111｝方位粒が多く、｛1
00｝方位粒が少く、｛110｝方位粒には差がない。

なお、熱延板の再結晶率（板厚1/4地点）は、本発明
者らが開発したECP（Electron channelling pattern）
を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属学会秋
期講演大会概要集（1988.11）にP289）を用いて測定
し、標準試料の焼鈍板に1.5％冷延した場合のECPの鮮明
度より高い値を示す粒の面積率（低歪粒の面積率）を再
結晶率と呼んでいる。この方法は従来の金属組織を目視
判定している再結晶率を測定する方法と比較して格段に
精度がよい。

第３図、第４図、第５図から明らかなように、本発明
である条件（Ａ）の場合、熱延板の再結晶率が極めて高
く（歪が少なく）かつ結晶粒径が小さくなっており、ま
た、熱延板焼鈍後には結晶粒径が小さくなっており、こ
れを冷延再結晶させると、｛110｝方位粒に影響を与え
ることなく｛111｝方位粒が多く、｛100｝方位粒が少い
集合組織を得ることができる。

従来から｛110｝＜001＞二次再結晶粒の母体は熱延時
表面層での剪断変形で形成されると考えられており、熱
延板での｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結晶後に富化す
るためには、熱延板での｛110｝＜001＞方位粒を粗粒で
かつ歪の少ない状態にすることが有効と考えられてい
る。本発明においては熱延板の結晶粒径は小さいが歪が
少ない状態となっており、これが熱延板焼鈍後にも継承
され、結果的には、脱炭焼鈍後の状態で｛110｝＜001＞
方位粒に影響を与えない。

他方脱炭板の主方位である｛111｝＜112＞，｛100｝
＜025＞は｛100｝＜001＞と二次再結晶粒の粒成長に影
響を与える方位として知られており、｛111｝＜112＞が
多いほど｛100｝＜025＞が少ないほど｛100｝＜001＞二
次再結晶粒の粒成長が容易となると考えられる。本発明
においては、熱延の仕上圧延の最終３パスで高圧下を加
えることによって最終パス後に引き続く再結晶での核生
成サイトが増加し、再結晶が進み、結晶粒も微細化され
る。この熱延板に引き続き熱延板焼鈍を施すと、熱延板
の状態で核化状態となっていた多数の粒が再結晶粒とな
り、熱延板で微細な再結晶粒となっていたものと共に鋼
板全体を占め、結果的には、微細な結晶粒で占められた
金属組織となる。次いで、この熱延板焼鈍後の板を冷延
再結晶させると冷延前の粒径が小さいがために粒界近傍
から｛111｝＜112＞が多く核生し、粒内から核生する
｛100｝＜025＞が相対的に減少する。

従って、本発明においては、熱延最終パス後に引き続
く再結晶によって熱延板が低歪でかつ多数の再結晶粒が
発生したことにより、結晶粒径が小さい状態となり、こ
の影響が引き続く、熱延板焼鈍、冷延、脱炭焼鈍後にま
で引き継がれ、脱炭板の状態で、｛110｝＜001＞方位粒
に影響を与えることなく、｛110｝＜001＞方位粒の粒成
長に有利な｛111｝＜112＞方位粒を増加させ、｛110｝
＜001＞方位粒の粒成長を妨げる｛100｝＜025＞方位粒
を減少させることに成功した。これにより良好な磁気特
性を安定して得ることが可能となる。

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。

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,S
i）nitrides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。

Ｎについては通常の製鋼作業では0.0030％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、0.0130％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正
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％であることが望ましい。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。

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
る問題を生じる。一方、良好なフォルステライト皮膜を
形成せしめるという観点からは、Mnは｛0.05＋７（Ｓ＋
0.405Se）％％以上であることが望ましい。すなわち、
フォルステライト皮膜の生成反応であるMgO・SiO₂固相
反応に際し、MnOが触媒的に機能する。このために必要
なMn活量を鋼中に確保するためには、Ｓ或いはSeをMnS
或いはMnSeの形でトラップするに必要な量を越える量の
Mnが必要となる。また｛0.05＋７（Ｓ＋0.405 Se）｝％
未満のMn量ではフォルステライトの結晶粒径が大きくな
り、皮膜の密着性が劣化する。

従って、Mn含有量の下限は、好ましくは｛0.05＋７
（Ｓ＋0.405 Se）｝％である。

一方、Mn量が0.8％を越えると製品の磁束密度を低下
せしめる。

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。

加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板とな
る。本発明の特徴はこの熱延工程にある。つまり熱延の
仕上圧延の終了温度を700〜1150℃とし、熱延の仕上圧
延の最終３パスの累積圧下率を40％以上とする。さらに
加えて、最終パスの圧下率が20％以上であることが良好
な磁気特性を得る上で一層好ましい。

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圧延と仕上圧延により成
る。粗圧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。本発明の特徴は粗圧延に引
き続く仕上圧延にある。仕上圧延は通常４〜10パスの高
速連続圧延で行われる。通常仕上圧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。本発明で限定しているのは、熱延の仕上圧延の終了
温度と熱延の仕上圧延の最終３パスの累積圧下率とさら
に加えて熱延の仕上圧延の最終パスの圧下率だけであ
り、その他の条件は特に限定するものではないが、熱延
の仕上圧延の最終３パスのパス間時間を1000秒以上と異
常に長くとるとパス間の回復、再結晶で歪が解放され、
蓄積歪の効果が得られにくくなるので好ましくない。そ
の他仕上圧延前段の数パスでの圧下率については、最終
パスまで加えた歪が残っていることが期待しにくいので
特に限定せず、最終３パスだけを重視すれば十分であ
る。

次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。

熱延の仕上圧延終了温度を700〜1150℃、最終３パス
の累積圧下率を40％以上としたのは、第１図から明らか
なようにこの範囲でB₈≧1.90（Ｔ）の良好な磁束密度B₈
をもつ製品が得られるためである。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。またさらに好ましくは最終パスの圧下率を20％
以上としたのは第２図から明らかなようにこの範囲にお
いて、B₈≧1.92（Ｔ）の一層良好な磁束密度B₈をもつ製
品が得らるためである。なお最終パスの圧下率の上限は
特に限定するものではないが、工業的には90％以上の圧
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、除冷される。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秒以上空冷することは、再結晶を進ませる
上で好ましい。

この熱延板は必要に応じて熱延板焼鈍を施し、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。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗
布、仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍
後の状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不
足している場合には、仕上焼鈍等においてインヒビター
を強化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一
例としては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガ
スの窒素分圧を高めに設定する方法等が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

−実施例１− C:0.056重量％,Si:3.28重量％,Mn:0.14重量％,S:0.00
5重量％，酸可溶性Al:0.029重量％,N:0.0078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1150℃の温度で加熱した後、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→2.8→2.3（mm）、40→30→20→10
→５→３→23（mm）の３条件とした。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
に、1120℃に30秒保持し900℃に30秒保持して急冷する
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秒保持する脱炭焼鈍を施した。
得られた脱炭焼鈍板に、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。

熱延条件、熱延の仕上圧延の終了温度と製品の磁気特
性を第１表に示す。

−実施例２− C:0.053重量％,Si:3.28重量％,Mn:0.15重量％,S:0.00
6重量％，酸可溶性Al:0.030重量％,N:0.0081重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して2.3m
m厚の熱延板とした。この時圧下配分を26→15→10→７
→５→2.8→2.3（mm）とし、熱延開始温度を1000℃、
900℃、800℃、700℃の４条件とした。熱延終了
後の冷却条件、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は
実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件、熱延の仕上圧延の終了温度と製品の磁気特
性を第２表に示す。

−実施例３− C:0.051重量％,Si:3.30重量％,Mn:0.14重量％,S:0.00
6重量％，酸可溶性Al:0.031重量％,N:0.0082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1250℃の温度で加熱した後６パスで熱延して2.0mm
厚の熱延板とした。この時圧下配分を40→30→20→10→
５→３→３（mm）とし、熱延開始温度を1250℃、11
00℃、1000℃の３条件した。熱延終了後は実施例１と
同じ条件で冷却した。この熱延板に、1120℃に30秒保持
し900℃に30秒保持し急冷する熱延板焼鈍を施し、圧下
率89％で0.220mm厚の冷延板とし、830℃で120秒保持し
て引き続き910℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得
られた脱炭板に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8
80℃まで昇温し、引き続きN₂75％,H₂25％の雰囲気ガス
中で15℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH₂10
0％の雰囲気ガス中で1200℃で２時間保持する最終仕上
焼鈍を行った。

熱延条件、熱延の仕上圧延の終了温度、製品の磁気特
性を第３表に示す。

−実施例４− C:0.052重量％,Si:3.21重量％,Mn:0.14重量％,S:0.00
6重量％，酸可溶性Al:0.030重量％,N:0.0080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1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し６
パスで熱延して1.6mm厚の熱延板とした。この時圧下配
分を40→16→７→2.6→2.0→1.8→1.6（mm）、40→
30→20→10→５→2.5→1.6（mm）、40→30→22→12→
６→3.1→1.6（mm）、40→30→20→11→4.5→2.9→1.
6（mm）の４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。この熱延板に、1120℃に30秒保持し90
0℃に30秒保持する熱延板焼鈍を施し、圧下率89％で0.1
70mm厚の冷延板とし、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。

熱延条件、熱延の仕上圧延の終了温度、製品の磁気特
性を第４表に示す。

〔発明の効果〕 以上説明したように本発明においては、熱延終了温度
と熱延最終３パスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延
の最終パスの圧下率を制御することにより、低温スラブ
加熱を前提とする製造方法で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】

第１図は熱延の仕上圧延の終了温度及び熱延の仕上圧延
の最終３パスの累積圧下率が製品の磁束密度に与える影
響を表にしたグラフであり、第２図は熱延の最終パスの
圧下率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフで
あり、第３図は熱延条件の異る熱延板金属組織の例を示
す顕微鏡写真であり、第４図は、熱延条件の異る熱延板
焼鈍後の金属組織の例を示す顕微鏡写真であり、第５図
は、熱延条件の異る場合の脱炭板集合組織の例である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 菅 洋三 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (72)発明者 高橋 延幸 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内

Claims (3)

(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＋0.405Se: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1280℃
   未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行い、
   次いで圧下率80％以上の最終冷延を含み、１回又は中間
   焼鈍を挟む２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、熱延の仕上圧延の終了温度を700〜1150℃と
   し、熱延の仕上圧延の最終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％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＋0.405Se: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
   上の最終冷延を含み、１回又は中間焼鈍を挟む２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、熱延の仕上
   圧延の終了温度を700〜1150℃とし、熱延の仕上圧延の
   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】熱延の仕上圧延の最終パスの圧下率が20％
   以上であることを特徴とする請求項１又は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。