JP2807351B2 - 板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、板幅方向に均一な磁
気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法に関し、
特にスラブの合金成分とスラブ加熱方法に工夫を加える
ことによって板幅方向における磁気特性の均一化を鋼板
表面の平坦度改善に併せて実現しようとするものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】一方向性けい素鋼板は、主として変圧器
およびその他の電気機器の鉄心材料、いわゆる積み鉄
芯、または巻鉄心素として使用され、磁束密度および鉄
損値等の磁気特性に優れることが基本的に重要である。
かかる鋼板の表面には、通常、電気絶縁被膜が被成さ
れ、積層して使用する場合に各鋼板間を電気的に絶縁
し、渦電流損失を低減する方策が取られている。しかし
ながら鋼板の表面に凹凸があり平滑性に劣る場合には、
商品価値が低下するのみならず、占積率を低下させ、ま
た鋼板加工処理中に凸部分絶縁被膜が薄くなったり剥げ
たりして、鉄心組立時の締め付けによって絶縁性が低下
し、局所的に発熱を起こすなど、変圧器事故の原因とな
る。

【０００３】一方向性けい素鋼板の製造において特に重
要なことは、いわゆる最終仕上げ焼鈍工程で一次再結晶
粒を｛110 ｝＜001> 方位の結晶粒に二次再結晶させる
ことである。このような二次再結晶を効果的に促進させ
るためには、一つは、一次再結晶粒の成長を抑制するイ
ンヒビターと呼ばれる分散相を均一かつ適正なサイズに
分散させることである。かかるインヒビターとして代表
的なものは、MnS, MnSe, AlNおよびVNのような硫化物や
窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用い
られている。このため従来から、熱間圧延前にスラブを
高温加熱して、インヒビター元素を完全に固溶させる方
法がとられ、熱延工程以降、二次再結晶までの工程で析
出分散状態を制御している。なお、Sb、Sn、As、Pb、G
e、CuおよびMo等の粒界偏析型元素もインヒビターとし
て利用されている。

【０００４】もう一つは、１回または２回以上の冷間圧
延および１回または２回以上の焼鈍によって得られる一
次再結晶粒組織を、板厚方向全体にわたって適当な大き
さの結晶粒でしかも均一な分布とすることであり、かか
る二つの条件を確保することが重要なことは周知のとお
りである。

【０００５】一方、製品中の介在物や析出物は磁化した
時に磁壁の移動を妨げ、鉄損を増大させることがよく知
られており、従来から鋼の高純度化の方策が種々とられ
てきた。また二次再結晶に必要なインヒビターとして
も、二次再結晶後のいわゆる最終仕上げ焼鈍の後半で分
解してけい素鋼に固溶するかあるいは鋼板の被膜中また
は系外に移動する元素が選ばれる。

【０００６】従来、一方向性けい素鋼板を製造する場合
には、厚さ 100〜300mm のスラブを1250℃以上の温度で
長時間かけて加熱し、インヒビターを完全に固溶させた
後、熱延板とし、ついでこの熱延板を１回または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、
脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶お
よび純化を目的として最終仕上げ焼鈍を行うのが一般的
である。ところで上記の高温・長時間のスラブ加熱では
結晶粒が異常成長を起こし、熱延後に粗大な延伸粒とし
て残る。この粗大な延伸粒は冷延・焼鈍を経た後も再結
晶しにくく、その部分はたとえインヒビターの抑制力効
果が十分であっても最終仕上げ焼鈍で｛110 ｝＜001>
方位の二次再結晶が不完全となっていわゆる帯状細粒組
織となり、磁気特性の劣化を招く。また圧延方向に平行
な圧延集合組織がポリゴン化した粗大な延伸粒は、外力
に対して一定の変形をするため、製品の表裏面に規則性
のある外面凹凸変化いわゆるリッジングを発生し、占積
率や絶縁抵抗の低下を招く。この問題は中間焼鈍を行わ
ない、いわゆる冷延１回法において顕著に発生する。

【０００７】製品の磁気特性の測定は、通常ＪＩＳ法に
基づき幅30mm, 長さ 280mm寸法の試片約 500 g（４の倍
数）をコイル幅方向に採取したもので行われるが、かか
る試片中にかりに幅30mm程度の帯状細粒が１〜２条混入
していても磁気特性はわずかしか劣化せず、かような不
良部の存在に気づかないのが現状である。しかもかかる
製品板は最終仕上げ焼鈍において、二次再結晶、純化お
よびフォルステライト被膜形成を同一工程で行っている
ため、一旦製品化したものは外見からの区別もできず、
不良部を容易に除去できない欠点がある。特に、通常の
製品コイル幅約1000mmから、50mmまたは 100mm程度の板
幅にスリットして巻鉄心用材とする場合には、帯条細粒
がスリット幅全体に占める割合が極端に高まり鉄心の磁
気特性を著しく悪化させるので、変圧器の製造に際して
は細心の注意を必要とする。

【０００８】一般に、インヒビターの溶体化は、高温・
長時間であるほど完全状態に近づくが、その反面、スラ
ブの結晶粒は粗大化が進行する。そのため両者の関係を
うまく両立させることを狙った方策、例えば、低温鋳造
あるいは鋳造時の溶鋼の電磁的撹拌により鋳造組織を微
細化する方法、鋳造後スラブに予め歪みを加えて粗大な
柱状晶を破壊しておき、スラズ加熱時に再結晶させる方
法、スラブ加熱時の急速昇熱により特定の結晶粒の成長
を抑制する方法等が既に提案されている。しかしながら
上記した方策はいずれも、スラブ加熱温度が極めて高い
領域では依然として効果が不十分なところに問題を残し
ていた。

【０００９】帯状細粒の防止策として、特公昭54-27820
号公報、特公昭50-37009号公報及び特開昭62−130217号
公報にはそれぞれ、連続鋳造スラブを加熱する前に予め
５〜50％、30〜70％、10〜50％の圧延を施した後、1260
〜1420℃に再加熱し、最終の熱間圧延を行う方法が提案
されている。これらの方法はいずれも、連鋳スラブに予
め歪みを加えておき、スラブ加熱で再結晶させることに
より、結晶粒の粗大化を抑えようとするものである。し
かし連鋳スラブには通常、中心部近傍に濃厚偏析帯が存
在し、その濃厚偏析したインヒビターを溶体化するには
1380℃以上の高温でかなり長時間の保持を必要とする。
そのためスラブ結晶粒は表層部から中心部まで著しく粗
大化し、この粗大結晶粒に起因してリッジングや帯状細
粒が発生し、期待どおりの平坦度や磁気特性改善効果が
得られないという問題があった。一方、スラブ結晶粒の
粗大化を回避すべく加熱処理を低温・短時間とした場合
には、濃厚偏析部のインヒビターに溶体化不足を生じ、
熱延工程での分散状態が不均一となり、磁気特性はむし
ろ大幅に劣化し、前者の問題との両立は困難であった。
またスラブを予め圧延する技術は、すなわち鋼塊法にお
ける分塊工程に相当する技術であり、連続鋳造法本来の
目的からみても合理的な方法とは言えない。

【００１０】特公昭56-18654号公報には、1260℃以上の
スラブ加熱に際し、1250〜1310℃までの温度範囲を平均
昇温速度 150℃/h以上で加熱する方法が提案されてい
る。この方法は、スラブの加熱温度が1370℃以下の場合
には結晶粒の粗大化抑制効果を現すが、おおむね1380℃
以上の高温側において粒成長抑制効果が急激に弱まり、
1400℃以上ではさらに著しい表層の酸化と著しい結晶粒
の粗大化が起こり、所期した磁気特性、平坦度および表
面性状の鋼板は得られなかった。

【００１１】特開昭63−109115号公報には、スラブ中心
温度が1350℃以上になるように加熱し、この加熱に際し
て表面温度1420〜1495℃で 5〜60分保持すると共に、表
面温度が1320℃以上において1420〜1495℃に達するまで
８℃／分以上で急速昇温して結晶粒の粗大化を抑制する
方法が提案されている。この方法はスラブ温度が従来の
ガス加熱炉のみの方式より著しく高く、かつ保持時間が
比較的短い。しかしながらこのような高温領域では著し
い粒成長が起こり、製品に帯状細粒が発生したり、著し
い表面酸化や粒界の選択酸化により、製品価値がなくな
るほどの穴や表面疵が多発する場合があった。

【００１２】特開昭62−103322号公報は、誘導加熱炉に
おいてスラブ中心温度を1300〜1400℃に加熱保持する
際、表皮効果によるオーバーヒートを防ぎ、均一加熱を
めざして周波数を50〜200 Hzに変えるものであり、この
発明の目的とは異なる。

【００１３】特開昭62-10214号公報に開示の方法は、表
面と内部の温度差を利用して効率よく加熱する方法であ
り、また特開昭62−100128号公報に開示の技術は、スラ
ブの中心温度を1300〜1450℃に加熱し、後工程の粗圧延
段階で生じる線状ヘゲのごときの表面欠陥を防止するた
めに粗圧延開始温度を規制する技術であり、いずれも帯
状細粒を防止する技術とは異なる。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述の諸
問題を解決することを目的とし、鉄心材料に対する需要
家の要請に応え、平坦度が優れ、均一でかつ良好な磁気
特性を有する方向性けい素鋼板を安定して製造する方法
を提案するものである。

【００１５】

【課題を解決するための手段】さて発明者らは、上記の
目的を達成すべく、誘導式加熱炉を用いて、一方向性け
い素鋼用の連鋳スラブから帯状細粒のない均一にして磁
気特性の優れた製品を得るためのスラブ加熱方法および
成分に関して鋭意検討した結果、スラブ中の酸素含有量
が帯状細粒と鋼板凹凸の発生に深い関係のあり、スラブ
中の酸素含有量を所定範囲に制限すると共に加熱条件を
改善することにより、所期した目的が有利に達成される
ことの知見を得た。この発明は、上記の知見立脚するも
のである。

【００１６】すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブ
を、加熱した後、熱間圧延し、ついで１回または中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷延圧延を施して最終板厚に仕上
げたのち、脱炭焼鈍を施し、その後鋼板表面に焼鈍分離
剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程に
よって一方向性けい素鋼板を製造するに当り、スラブと
して酸素含有量：0.0015〜0.0030wt％（以下単に％で示
す）のスラブを用い、かつ上記のスラブ加熱に際し、13
80〜1440℃の温度域に下記 (1)式で示される時間保持す
ることからなる板幅方向に均一な磁気特性を有する一方
向性けい素鋼板の製造方法である。 記

【００１７】以下、この発明の基礎となった実験結果に
ついて具体的に説明する。Ｃ：0.032 〜0.034 ％, Si：
3.08〜3.12％, Mn：0.070 〜0.073 ％およびＳ：0.017
〜0.018 ％を含有する徐冷却したＡおよびＢの２種類の
厚さ 210mmの連鋳スラブから、 210×300 ×300mm の試
片を切り出し、多数のサンプルを酸素濃度3000 ppmの小
型誘導加熱炉に装入し、10℃/minの昇熱速度で所定温度
に加熱・保持した。

【００１８】図１に、加熱処理における保持時間と最大
結晶粒径との関係を示す。同図から明らかなように、同
一処理条件でも結晶粒径には大きな違いのあることが判
る。すなわち、1440℃以下の温度域において、Ａ材は加
熱温度が高くまた保持時間が長くなるほど結晶粒は粗大
化し、昇温速度10℃/minのような急速昇温を行った場合
でも結晶粒の粗大化は免れ得ない。この点、Ｂ材ではこ
のような超高温領域でも結晶粒の成長は遅い。

【００１９】そこで上記の原因につき詳細に調査したと
ころ、Ａでは鋼中酸素量が0.0008％であったのに対し、
Ｂのそれは0.0020％であり、成分上の差に起因している
可能性をつかんだ。そこで、上述した酸素量の差異によ
る影響を再確認するため、Ｃ：0.031 〜0.035 ％，Si：
3.08〜3.14％、Mn：0.070 〜0.074 ％、Ｓ：0.017 〜0.
019 ％の組成範囲で酸素濃度をそれぞれ、(1) 0.0007
％、(2) 0.0010％、(3) 0.0016％、(4) 0.0030％、(5)
0.0042％と変化させたスラブから、 210×300 ×300mm
試片を多数切り出し、酸素濃度3000ppm の小型誘導加熱
炉に装入し、10℃/minの昇温速度で1440℃まで昇温し、
この温度に20min 保持する熱処理後における結晶粒径と
酸素濃度との関係について調査した。その結果を図２に
示す。

【００２０】図２から明らかなように、結晶粒径を15mm
以下に抑制するには、少なくとも0.0015％の酸素量が必
要なことが判った。酸素含有量が多い場合に、結晶粒が
抑制される機構は十分に解明されていないが、SiO₂, Al
₂O₃ 等の酸化物が粒界を拘束するためと推察される。従
って、同じ酸化物でもスラブ加熱温度より融点が低いFe
O 、Fe₂O₃ 、MnO₂等では効果が弱いと考えられる。上述
したような好適酸化物であっても、酸化物サイズが２μ
m 未満では粒成長の抑制効果が弱く、２〜10μm のサイ
ズのものがとりわけ効果的であった。

【００２１】なお発明者らは、スラブ中心部 1/3厚の結
晶粒が15mm以下であれば、熱間圧延、冷間圧延および焼
鈍工程において微細組織となり、製品板に帯状細粒が発
生しないことを予め確認している。

【００２２】次に、図２と同一成分のスラブを誘導加熱
炉に挿入し、1420℃まで10℃/minで昇熱し、20分間保持
して磁気特性評価用の試験片に供した。すなわち加熱抽
出したスラブを、熱延にて 2.5mm厚の熱延板とし、酸洗
でミルスケールを除いたのち、一次冷間圧延により0.72
mmの中間厚としてから、水素中で 950℃, ２分間の中間
焼鈍を施した。ついで二次冷間圧延にて0.30mm厚の最終
板厚としたのち、湿水素中で 820℃, ３分間の脱炭焼鈍
を施し、引続き MgOを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表
面に塗布して乾燥後、水素中で1200℃, ５時間の仕上げ
焼鈍を施した。かくして得られた製品試験片について、
ＪＩＳに準拠した磁気特性の測定を、0.30×30×280mm
試験片１枚づつについて行った結果を、図３に平均値と
ばらつきで示す。

【００２３】図３から明らかなように、優れた磁気特性
が安定して得られるのは酸素含有量が0.0015〜0.0030％
の範囲である。酸素量が0.0015％未満での磁気特性の劣
化は、スラブ加熱中における結晶粒成長の抑制力が不十
分なために粗大結晶粒が発生し、製品板に帯状細粒が発
生するからであり、一方酸素量が0.0030％を超えた場合
の磁気特性の劣化は、磁化過程で酸化物による磁壁移動
の妨げが著しくなるからである。

【００２４】次に、インヒビターの溶体化条件を決める
ために、図１の成績を得た実験に用いたのと同じＢ材
を、小型誘導加熱炉で所定の温度×時間で処理したの
ち、熱延にて 2.5mm厚の熱延板とし、酸洗でミルスケー
ルを除いた後、一次冷延圧延により0.80mm厚の中間厚と
してから、水素中で 950℃, ２分間の中間焼鈍を施し
た。ついで二次冷間圧延にて0.35mm厚の最終板厚とした
後、湿水素中で 820, ３分間の脱炭焼鈍を施し、引続き
MgOを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布して乾
燥後、水素中で1180℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。

【００２５】かくして得られた製品板から切り出した0.
35×30×280mm の試験片１枚づつについて磁気特性を測
定した結果を、図４に平均値とばらつきで示す。また図
５には、優れた磁気特性が安定して得られる加熱温度と
保持時間との関係を整理して示す。図５から明らかなよ
う、高磁束密度を得るためには加熱温度が1380〜1440℃
の範囲で、かつ次式 で示される時間、保持する必要があることが判る。しか
しながら保持時間が60分を超えてても磁束密度の著しい
向上を得られず、かえって経済的に不利となるため、保
持時間の上限は60分に定めた。

【００２６】以上、図１〜図５に示したところから明ら
かなように、磁気特性の板幅方向における均一性が高
く、また平坦度の優れた鋼板を得るには、 含けい素鋼スラブに0.0015〜0.0030％の酸素を含有
させる、 スラブ加熱は1380〜1440℃の温度範囲で、次式(1)
に示される時間保持する ことが肝要なわけである。

【００２７】

【作用】この発明の素材である含けい素鋼としては、従
来公知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組
成を掲げると次の通りである。

【００２８】Ｃ：0.01〜0.10％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
0.01％の添加が好ましい。しかしながら0.10％を越えて
含有されると脱炭が困難となり、かえってゴス方位に乱
れが生じるので上限は0.01％が好ましい。

【００２９】Si：2.5 〜4.5 ％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与する
が、4.5 ％を上回ると冷延性が損なわれ、一方、2.5 ％
に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、二次再結晶
・純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−γ変態に
よって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損改善効
果が得られないので、Si量は2.5 〜4.5％程度とするの
が好ましい。

【００３０】Mn：0.02〜0.12％ Mnは、熱間脆化を防止するため少なくとも0.02％程度以
上を必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣化
させるので上限は0.12％程度に定めるのが好ましい。イ
ンヒビターとしては、いわゆるMnＳ, MnSe系とAlＮ系と
がある。MnＳ, MnSe系の場合は、Se, Ｓのうちから選ば
れる少なくとも一種：0.005 〜0.60％、Se、Ｓはいずれ
も方向性けい素鋼板の二次再結晶を抑制するインヒビタ
ーとして有力な元素である。抑制力の観点からは、少な
くとも 0.005％程度を必要とするが、0.06％を超えると
その効果が損なわれるので、その下限、上限はそれぞれ
0.005 ％、0.06％程度とするのが好ましい。AlＮ系の場
合は、 Al：0.005 〜0.10％、Ｎ：0.004 〜0.015 ％ AlおよびＮの範囲についても、上述したMnＳ, MnSe系の
場合と同様な理由により、上記の範囲に定めた。ここに
上記したMnＳ,MnSe系およびAlＮ系はそれぞれ併用が可
能である。

【００３１】インヒビター成分としては上記したＳ, S
e, Alの他、Cu, Sn, SbおよびMo等も有利に適合するの
で、それぞれ小量併せて含有させることもできる。ここ
に上記成分の好適添加範囲はそれぞれ、Cu, Sn：0.01〜
0.15％、Sb, Mo：0.005 〜0.1％であり、これらの各イ
ンヒビター成分についても、単独使用および複合使用い
ずれもが可能である。

【００３２】なおスラブは、連続鋳造されたものもしく
はインゴットより分塊されたものも対象とするが、連続
鋳造された後に、分塊再圧されたスラブも対象に含まれ
ないことはいうまでもよい。

【００３３】上記した成分条件を満たすスラブは、スラ
ブ加熱でインヒビターを溶体化する必要がある。通常イ
ンヒビターの溶体化には1250℃以上で、しかも比較的低
温では長時間保持し、高温では短時間保持が利用されて
いる。この発明法ではスラブ加熱で結晶粒が粗大化して
起こる弊害を防ぐために、酸素を0.0015〜0.0030％含有
するスラブを用い、1380〜1440℃範囲内で次式(1) で示される時間保持することにより達成できる。

【００３４】この高温のスラブ加熱には、密閉構造にし
易く、容易に酸素濃度を下げられること、保護ガスによ
って酸化を防止できること、温度制御が可能であること
および高温に効率よく加熱できること等の理由から、誘
導加熱炉や抵抗加熱炉などの電気的加熱炉を用いるのが
有利である。次に上掲(1) 式で示した短時間加熱でイン
ヒビターを溶体化するには、1380℃が下限であり、一方
1440℃を超えると粒界脆弱化による表面欠陥を発生しや
すくなるので上限を1440℃とした。ついでスラブ加熱
後、熱間圧延で1.4〜3.5mm 厚の熱延鋼帯とする。この
熱延鋼帯の酸洗工程、その後の１回の冷間圧延または中
間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延、それに続く脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布および最終仕上げ焼鈍工程は、公知
の手段を用いることができる。

【００３５】

【実施例】実施例１ Ｃ：0.030 〜0.033 ％, Si：3.02〜3.05％, Mn：0.069
〜0.072 ％およびＳ：0.017 〜0.018 ％の他、酸素を
(1) 0.0007％、(2) 0.0018％、(3) 0.0036％含有し、残
部実質的にFeよりなる 210mm厚のスラブを、ガス加熱炉
で1200℃に予熱した後、引続き誘導加熱炉に装入し、周
波数、投入電力量および保護ガス吹き付け温度を適切に
変え、表１に示す５条件でスラブ加熱したのち、粗圧延
機と仕上げ圧延機で 2.5mm厚の熱延鋼板とした。その後
熱延鋼板を酸洗し、一次冷間圧延で0.80mmの中間厚とし
たのち、 900℃×２分間の中間焼鈍を施し、引続き二次
冷間圧延で0.35mmの最終厚に仕上げた。ついで湿水素中
で 820℃, ３分間の脱炭焼鈍を施したのち、 MgOを主体
とする焼鈍分離剤を塗布し、水素中で1200℃, ５時間の
仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品板から、両
エッジ15mmを除去した後、100mm 幅のサンプル10枚を切
り出し、磁気特性と二次再結晶状況について調査した。
また同一部分のサンプル30×280 mm、24枚での占積率も
併せて調査した。得られた結果を表１に併記する。

【００３６】

【表１】

【００３７】表１から明らかなように、この発明に従う
合金組成のスラブを用い、かつ適切なスラブ熱を実施す
ることにより、平坦性に優れ、しかも帯状細粒の発生の
ない磁気特性の均一化に優れた製品板が得られることが
判る。

【００３８】実施例２ Ｃ：0.043 〜0.046 ％, Si：3.33〜3.35％, Mn：0.072
〜0.075 ％, Se:0.019〜0.020 ％, Sb：0.025 〜0.030
％およびMo：0.012 〜0.015 ％の他、酸素を(1) 0.0007
％、(2) 0.0021％、(3) 0.0038％含有し、残部実質的に
Feの組成になる 240mm厚のスラブを、ガス加熱炉で1170
℃に予熱した後、引続き誘導加熱炉に装入し、周波数、
投入電力量および保護ガス吹き付け温度を適切に変え、
表２に示す６条件でスラブ加熱した後、2.0mm 厚の熱延
鋼板とした。その後熱延鋼板に980 ℃, １分間の熱延板
焼鈍を施したのち、一次冷間圧延で0.60mm厚とし、次に
水素中にて1000℃, ２分間の中間焼鈍を施したのち、二
次冷間圧延で0.23mm厚の最終板厚に仕上げた。ついで湿
水素中で 820℃, ３分間の脱炭焼鈍を施した後、MgO を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、水素中で1180
℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製
品板から、両エッジ15mmを除去した後、100mm 幅のサン
プル10枚を切り出し、磁気特性と二次再結晶状況につい
て調査した。また同一部分のサンプル30×280 mm、32枚
での占積率も併せて調査した。得られた結果を表２に併
記する。

【００３９】

【表２】

【００４０】表２から明らかなように、この発明法に従
えば、製品厚みの薄いものでも所望の効果があることが
判る。

【００４１】実施例３ Ｃ：0.068 〜0.072 ％, Si：3.15〜3.18％, Mn：0.075
〜0.078 ％, Se:0.019〜0.020 ％, Sb：0.025 〜0.027
％, Al：0.024 〜0.026 ％, Cu：0.07〜0.08％、Sn：0.
03〜0.04％及びＮ：0.0075〜0.0083％の他、酸素を(1)
0.0005％、(2)0.0015％、(3) 0.0034％を含有し、残部
実質的にFeの組成になる 215mm厚のスラブを、ガス加熱
炉で1150℃に予熱し、引続き誘導加熱炉で周波数、投入
電力量おにび保護ガス吹き付け温度を適切に選び、表３
に示す４条件にてスラブ加熱処理を実施した後、熱間圧
延して 1.8mmの熱延板とした。その後熱延鋼板に1180
℃,１分間の焼鈍と酸洗を施した後、冷間圧延によって
0.30mm厚仕上げ、引続き840℃, ３分間の湿水素中で脱
炭焼鈍を施した後、 MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布してから、75％H₂＋25％N₂雰囲気中で1200℃, 20時間
の仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板とした。かくし
て得られた製品板から、両エッジ15mmを除去した後、10
0mm 幅のサンプル10枚を切り出し、磁気特性と二次再結
晶状況について調査した。また同一部分のサンプル30×
280 mm、32枚での占積率も併せて調査した。得られた結
果を表３に併記する。

【００４２】

【表３】

【００４３】表３から明らかなように、この発明法に従
ってスラブ加熱を施すことにより、冷延１回法において
も平坦度が優れ、均一な磁気特性の製品が得られること
がわる。

【００４４】

【発明の効果】かくしてこの発明に従い、スラブ中の酸
素含有量を規制すると共に、適切なスラブ加熱条件を採
用することにより、スラブ結晶粒の粗大化を効果的に抑
制できるので、帯状細粒の発生がなくなり、優れた磁気
特性を均一に得ることができ、また鋼板の平坦度も改善
することができ、製品の品質向上に大きく貢献する。で
ある。

【図面の簡単な説明】

【図１】スラブの加熱条件と最大結晶粒径との関係を示
すグラフである。

【図２】スラブの酸素含有量とスラブ加熱後の最大結晶
粒径との関係を示すグラフである。

【図３】スラブの酸素含有量と磁束密度Ｂ₈ および鉄損
Ｗ_17/50 との関係を示すグラフである。

【図４】スラブ加熱の際の保持時間と磁束密度Ｂ₈ との
関係をしめすグラフである。

【図５】磁気特性に及ぼす加熱温度および保持時間の関
係を示したグラフである

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−138418（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/12

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 含けい素鋼スラブを、加熱した後、熱間
   圧延し、ついで１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の
   冷延圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、脱炭焼鈍を
   施し、その後鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、最
   終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性けい素
   鋼板を製造するに当り、 スラブとして酸素含有量：0.0015〜0.0030wt％のスラブ
   を用い、かつ上記のスラブ加熱に際し、1380〜1440℃の
   温度域に下記 (1)式で示される時間保持することを特徴
   とする板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい
   素鋼板の製造方法。 記