JP2878501B2 - 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、通常磁場の強さ８０
０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ₈ が使用される。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）まで磁化した時の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、二次再結晶粒の
粒径に拘らず、鉄損特性の改善することができる。

【０００３】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＞軸を持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。

【０００４】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４
０−１５６４４号公報及び今中拓一等による特公昭５１
−１３４６９号公報記載の方法がある。前者においては
主なインヒビターとしてＭｎＳおよびＡｌＮを、後者で
はＭｎＳ、ＭｎＳｅ、Ｓｂ等を用いている。従って現在
の技術においてはこれらの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性に制御するこ
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を一旦完全固溶させ
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
に見られるように操業上の悪影響が大きい。

【０００５】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良いわけであるが、
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全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
ば次のようなものがあげられる。

【０００６】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
囲にする方法が開示され、特開昭５２−２４１１６号公
報ではＡｌの他、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｃ
ｒ、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℃の範囲にする方法を
開示している。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い、さらにＣｕの
添加により二次再結晶を安定化する技術を開示してい
る。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、Ｓ
ｂ、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５９−１９０３２４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
術を公開している。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。

【０００７】さて、特開昭５９−５６５２２号公報にお
いては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。

【０００８】

【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いるもの
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、工業化できない。本発明者らは、製造コ
ストの低減と磁気特性の両立を図ることをさらに追求す
べく、低温スラブ加熱による方法において、熱延板焼鈍
の省略を目指してきた。

【０００９】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４６−２３８２０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。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Ａ
ｌＮ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。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Ａ
ｌＮ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、歩留りが低下する結果となる。

【００１０】そこで本発明者らは、先に従来ほとんど注
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
却による製造法において熱延板焼鈍を省略する方法（特
開平２−２６３９２３号公報、特開平２−６２３９２４
号公報参照）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、１２８０℃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。しかし、
本発明者らは、これらの技術に基づく方向性電磁鋼板の
製造過程で、コイルの長手方向に磁性の変動が生ずる現
象を見出した。

【００１１】本発明者らは、この磁性変動の原因を詳細
に検討した結果、この現象が低温スラブ加熱時のスラブ
内の温度差に起因することを突き止めた。その結果、前
記温度差を解消する手法を見出した。すなわち、本発明
はスラブの成分調整と仕上焼鈍前の一次再結晶の平均粒
径を制御することにより、低温スラブ加熱でも磁性変動
のない優れた特性を有する一方向性電磁鋼板の製造方法
を提供するものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。すなわち、(1) 重量％で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．０
０３０％未満、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０
５〜０．８％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラ
ブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、次いで熱
延板焼鈍を施すことなく、圧下率８０％以上の最終冷
延、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、スラブの酸可溶性Ａｌ、Ｎの
含有量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｎ（％）とし
た時、下記の式の範囲に制御し、 Ａｌ（％）−27／14Ｎ（％）＞０．０１００ 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であり、(2) 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とすることを特徴とする前項（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、及び
(3) Ｓｎ：０．０１〜０．１５重量％含有するスラブを
用いることを特徴とする前項（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である。

【００１３】

【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
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程をはさ
んでスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、熱
延板焼鈍を施すことなく次いで圧下率８０％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。

【００１４】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
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スラブ内の温度差に基
づく、ＡｌＮの析出のバラツキに起因し、その磁性変動
の程度が、Ａｌ量、Ｎ量によって異なるという新知見を
得た。そして、その課題の解決策として、Ｎ量を低め
ることと、Ａｌ量、Ｎ量を両者の関係式で規定される所
定の範囲に押さえること，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制御すること，
Ｓｎを添加することが有効であることがわかった。

【００１５】以下これらの点について詳細に説明する。
本発明者らは、スラブ加熱時のＡｌＮの固溶、析出に着
目した。本発明の前提としている１２８０℃未満の温度
では、本発明のＡｌ、Ｎ、Ｓｉの成分範囲では、α相で
のＡｌＮの完全固溶は保障されていない。一方、スラブ
加熱の方式は種々あるが、スラブを炉に装入後、プッシ
ャーで移動させながら出口から出す方式やスキッド上に
スラブを置き、スキッドを動かしてスラブを入口から出
口方向へ移動させる方式等が一般的に行われている。そ
してスラブの中でスキッドや炉の下面に接する部分は、
温度が低めとなることが多い。従って、このスラブ内の
温度差に起因するＡｌＮの析出量、固溶Ｎ量の差が生じ
ることが考えられた。そして、熱延から脱炭焼鈍までの
工程で、スラブ加熱時に固溶していたＮは、大部分Ａｌ
Ｎとして微細析出し、その程度がスラブ加熱時の固溶Ｎ
量に依存することが考えられた。実際、工場で実験を行
った際、磁気特性の変動が生じたコイルの、脱炭焼鈍後
の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、その平均粒径が変動しているこ
とが判明した。そして、そのバラツキの程度は、Ａｌ、
Ｎ量によって異なっていた。

【００１６】そこで本発明者らは、変動するＡｌＮ量を
減らすことを考えた。そのためには、ＡｌまたはＮ量を
減らすことが有効であるが、二次再結晶時のインヒビ
ターとしてのＡｌＮ量を確保する必要がある点，Ｎは
鋼板に窒化で導入することが可能であるが、Ａｌは、鋼
板に導入することが困難である点を考慮し、Ｎ量を減ら
すことを検討した。そして、Ｎ量を製鋼段階で減らすこ
とは技術的に制約があるかもしくはコストアップにつな
がることも考慮し、固溶するＮ量と強い相関があると予
想されるＡｌ_R （％）＝Ａｌ（％）−27／14Ｎ（％）
〔Ａｌ（％）：酸可溶性Ａｌの重量％，Ｎ（％）：Ｎの
重量％〕という量を定義し、Ｎ（％）、Ａｌ_R （％）と
磁気特性の変動との関係を次の実験に基づいて調査し
た。すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４５％、Ｓｉ＝３．
２５％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１０〜０．０５２％、Ｎ
＝０．０００３〜０．０１１３％、Ｓ＝０．００７％、
Ｍｎ＝０．１４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる２５０mm厚のスラブを作成した。そして１
１００℃，１２００℃の２水準の温度で各スラブを６
０分均熱後１１パスの熱延で２．３mm厚とし、約２秒後
に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５５０℃の温度に
１時間保持した。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０．３３５
mmの冷延板とした。この冷延板を８４０℃に１５０秒保
持し、引き続き８７５℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施
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。この窒化処理後のＮ量は、０．０１８３〜０．０
２１５重量％であった。かかる窒化処理後の鋼板にＭｇ
Ｏ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
成分のスラブに対してとった２つのスラブ均熱条件での
Ｂ₈ の差△Ｂ₈ 〔スラブ加熱温度１１００℃におけるＢ
₈ （Ｔ）−同温度１２００℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求
め、図１に示した。

【００１７】図１から明らかなように、Ｎ（％）＜０．
００３０、Ａｌ_R （％）＞０．０１００の範囲で、スラ
ブ加熱温度差に起因する製品の磁束密度の差△Ｂ
₈ （Ｔ）が０．０２Ｔ未満におさまっている。図１で示
された現象のメカニズムについて、本発明者らは、次の
ように考えている。本実験では、加熱炉内でのスラブ内
の温度差により生じている現象を、スラブ加熱温度を変
えてシュミレートした。それによると、本発明のＡｌ、
Ｎの成分範囲では１２８０℃未満のスラブ加熱温度条件
の場合、スラブの高温部と低温部でＡｌＮの固溶、析出
量に差が生じる。すなわち、スラブ加熱時のスラブ高温
部では固溶Ｎが多く、引き続く熱延及び脱炭焼鈍時に、
この固溶Ｎは、ＡｌＮの形で微細析出する。他方スラブ
加熱時のスラブ低温部では固溶Ｎが少なく、引き続く熱
延及び脱炭焼鈍時に微細に析出するＡｌＮ量は少ない。
このようなＡｌＮの析出の場所的不均一は、脱炭焼鈍時
の一次再結晶粒の粒成長の場所的不均一を生じさせる。
つまり、スラブ加熱時のスラブ内高温部に相当する部分
では、脱炭焼鈍時微細なＡｌＮが多いため、一次再結晶
粒の粒成長は抑制される。一方、スラブ加熱時のスラブ
内低温部に相当する部分では、脱炭焼鈍時微細なＡｌＮ
が少ないため、一次再結晶粒は粒成長しやすい。このた
め、脱炭焼鈍完了時、コイル内に、スラブ加熱時のスラ
ブ内の温度差に起因する一次再結晶粒径の場所的不均一
が生じる。本発明者らが、特開平２−１８２８６６号公
報で開示したように、この脱炭焼鈍完了時の一次再結晶
粒径は、製品の磁束密度と極めて強い相関がある。従っ
て、この一次再結晶粒径の場所的不均一は、製品での磁
束密度の場所的不均一を生ぜしめることとなる。それゆ
え、その磁束密度のバラツキの原因となっているスラブ
加熱時におけるスラブ内の固溶Ｎ量のバラツキを所定の
範囲に入れれば、製品の磁束密度のバラツキが低減され
るものと考えられる。

【００１８】次に本発明の構成要件を限定した理由につ
いて述べる。先ず、スラブ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０．０２５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０．０２５％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。

【００１９】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。また、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。

【００２０】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となるので０．０６０％以下とし
た。

【００２１】Ｎ量については、図１に示した如く、０．
００３０％未満にすることが必要である。そして、これ
がスラブ加熱時の温度偏差に起因する磁性の変動を低減
するのに有効である。Ｎ量の下限については特に限定す
るものではないが、製鋼段階でＮを０．０００１％以下
にすることは工業的には難しい。

【００２２】酸可溶性ＡｌとＮ量は図１に示した如く、
Ａｌ_R ＝Ａｌ−27／14Ｎ＞０．０１００とすることが必
要である。これも、スラブ加熱時の温度偏差に起因する
磁性の変動を低減するのに有効である。Ａｌ_R ＝Ａｌ−
27／14Ｎの上限は、酸可溶性ＡｌとＮ量の規定から定ま
るものであるが、０．０６０％まで許容される。

【００２３】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
にすることは可能である。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。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
高くなると共に、最終仕上焼鈍で純化するのに要する時
間が長くなり過ぎて好ましくなく、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。

【００２４】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）不良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。

【００２５】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
Ｓｎ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、温度差があるにも拘らず加熱
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。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Ｎ
量、Ａｌ_R 量を制限する技術及び、後述する一次再結晶
粒径の制御に加え、Ｓｎを添加することはさらに製品の
磁気特性の場所的バラツキを低減させるのに有効であ
る。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過ぎて
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。

【００２６】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差し支えない。特に、Ｂ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ等窒化物構成元素は、スラブ内の温度差に起因するＡ
ｌＮの場所的差を低減するために積極的に添加しても構
わない。

【００２７】スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコスト
ダウンを行うという目的から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。この熱延方法
については、特に限定されるものではないが、熱延の終
了温度を８５０〜１０５０℃とし、熱延の最終了パスの
累積圧下率を４０％以上とすることは、製品の磁性の場
所的バラツキを低減し、かつ磁性を向上させる上でさら
に好ましい。

【００２８】この熱延板は次いで、熱延板焼鈍を施すこ
となく、圧下率８０％以上の冷延を施す。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、これに蚕食されやすい対応方位粒（｛１１
１｝＜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。

【００２９】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、Ｎ、Ａｌ_R 量の制御に加え、さらに好ま
しい。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。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。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ＮＨ
₃ 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
中に窒化物が分解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
を窒化する方法等何れの方法でも良い。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。

【００３０】

【実施例】以下実施例を説明する。 ［実施例１］Ｃ：０．０５１重量％、Ｓｉ：３．２０重
量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、
酸可溶性Ａｌ：０．０３２重量％、を基本成分とし、Ｎ
量を０．００８０重量％，０．００６３重量％，
０．００２５重量％，０．００１６重量％なる４水準
で添加した４種類の２５０mm厚スラブを作成した。この
場合Ａｌ_R （％）は、０．０１６６重量％，０．０
１９９重量％，０．０２７２重量％，０．０２８９
重量％であった。

【００３１】かかるスラブをａ：１１８０℃、ｂ：１１
１０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３
mm厚の熱延板とした。次いで、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
冷する巻取りシュミレーションを行った。

【００３２】この熱延板を酸洗して圧下率約８５％で
０．３３５mmの冷延板とし、８２０℃で１５０秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。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
０．０１８８〜０．０２０３重量％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、
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％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。実験条件と磁気特性の結果を表１に示す。

【００３３】

【表１】

【００３４】［実施例２］Ｃ：０．０４３重量％、Ｓ
ｉ：３．２０重量％、Ｍｎ：０．１５重量％、Ｓ：０．
００７重量％、Ｎ：０．００２５重量％を基本成分と
し、酸可溶性Ａｌを、０．０１１重量％，０．０１
４重量％，０．０２９重量％，０．０３４重量％な
る４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４種類の２５０mm厚スラブを作成した。この
場合Ａｌ_R （％）は、０．００６２重量％，０．０
０９２重量％，０．０２４２重量％，０．０２９２
重量％であった。

【００３５】かかるスラブをａ：１１７０℃、ｂ：１１
１０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３
mm厚の熱延板とした。次いで、この熱延板を最終仕上焼
鈍まで実施例１の条件で処理した。窒化後のＮ量は０．
０１９１〜０．０２０４重量％であった。実験条件と製
品の磁気特性を表２に示す。

【００３６】

【表２】

【００３７】［実施例３］Ｃ：０．０４７重量％、Ｓ
ｉ：３．０５重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．
００６重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３５重量％、Ｎ：
０．００２１重量％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなるスラブを作成した。この場合Ａｌ_R （％）
は、０．０３１０重量％であった。

【００３８】かかるスラブをａ：１１５０℃、ｂ：１０
９０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３
mm厚の熱延板とした。次いで、かかる熱延板を酸洗して
圧下率約８５％で０．３３５mmの冷延板とし、８００
℃，８２０℃，８４０℃，８５０℃の各温度で１
５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。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吸収を生ぜしめた。窒化後のこ
の鋼板のＮ量は０．０１９５〜０．０２１４重量％であ
った。そしてこの鋼板の平均結晶粒径を、光学顕微鏡と
画像解析機を用いて測定した。次いで、この鋼板にＭｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ５０％、Ｈ
₂ ５０％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％雰囲気ガス中で１
２００℃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３に示す。

【００３９】

【表３】

【００４０】［実施例４］Ｃ：０．０５２重量％、Ｓ
ｉ：３．２５重量％、Ｍｎ：０．１５重量％、Ｓ：０．
００７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３７重量％、Ｎ：
０．００２０重量％を基本成分とし、Ｓｎ量を添加な
し（＜０．０１重量％），０．０５重量％，０．１
２重量％なる３水準で添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる３種類の２５０mm厚のスラブを作成した。
この場合Ａｌ_R （％）は、０．０３３１重量％であっ
た。

【００４１】かかるスラブをａ：１１７０℃、ｂ：１０
９０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３
mm厚の熱延板とした。

【００４２】次いでこの熱延板を最終仕上焼鈍まで実施
例３の条件で処理した。ただし、脱炭焼鈍条件について
は、８００℃×１５０秒（均熱），８２０℃×１５
０秒（均熱）のみ行った。窒化後のＮ量は、０．０１８
４〜０．０２１１重量％であった。実験条件と製品の磁
気特性を表４に示す。

【００４３】

【表４】

【００４４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において
は、Ｎ量、Ａｌ_R 量（Ａｌ_R ＝Ａｌ−27／14Ｎ）を制御
し、さらには脱炭焼鈍完了後、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し、さらにはＳｎ
添加することにより、熱延板焼鈍を省略して、良好な磁
気特性をスラブ加熱時のスラブの温度偏差に起因する場
所的バラツキなく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】Ｎ量、Ａｌ_R 量（Ａｌ_R ＝Ａｌ−27／14Ｎ）と
スラブ加熱温度差起因の磁気特性差との関係を表すグラ
フである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中村 吉男 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 平３−211232（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/12

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ：０．００３０％未満、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラ
   ブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、次いで熱
   延板焼鈍を施すことなく、圧下率８０％以上の最終冷
   延、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、スラブの酸可溶性Ａｌ、Ｎの
   含有量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｎ（％）とし
   た時、下記の式の範囲に制御し、 Ａｌ（％）−27／14Ｎ（％）＞０．０１００ 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】 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】 Ｓｎ：０．０１〜０．１５重量％含有す
   るスラブを用い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。