JP3348217B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 - 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。励磁特性を表わす数値としては、通常磁場の強さ８
００A/m における磁束密度Ｂ₈が使用される。また、鉄
損特性を表わす数値としては、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、鉄損特性の改善をすることができる。

【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。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特公昭
４０−１５６４４号公報及び特公昭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及びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ，ＭｎＳ
ｅ，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正に制御することが不可欠であ
る。

【０００４】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
は次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
の析出物等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。

【０００６】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。特
公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ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，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。

【０００７】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５９−１９０３２４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。

【０００８】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。さらに、特開昭５９−５６５２
２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。

【０００９】

【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、低温ス
ラブ加熱の工業化のため、最終仕上焼鈍前の一次再結
晶の平均粒径制御と、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柱とす
る技術を構築してきた。この窒化処理により形成される
窒化物は、二次再結晶開始時点では、主にＡｌＮになっ
ている。高温で変化しにくいインヒビターとして、Ａｌ
Ｎを選択しているわけであり、その意味において、スラ
ブ中にＡｌが含有されることは必須条件となる。

【００１０】他方、スラブ中にＮが必要以上に含有され
ることは、本技術体系からして、再考の余地があった。
つまり、スラブ中に必須のＡｌと、ある程度以上のＮ量
があれば、スラブ加熱から脱炭焼鈍までの工程で、Ａｌ
Ｎが形成され、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長に影
響を与えることとなる。本発明の目的は、この上工程で
のＡｌＮの析出制御方策を検討し、低温スラブ加熱で、
かつ、熱延板焼鈍を省略して、なお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ことにある。

【００１１】

【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。 （１）重量比で、 Ｃ ：０．０７５％以下、 Ｓｉ：２．２〜４．５
％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．０１３０％以下、 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、熱延を行い、引き
続き熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率８０％以上の最
終強圧下冷延を行い、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、スラ
ブの酸可溶性Ａｌ，Ｎの含有量（重量％）、スラブ加熱
温度ＳＴ（℃）を下記（１）式の範囲に制御し、粗熱延
の累積圧下率を６０％以上とし、粗熱延と仕上熱延の間
の時間を１秒以上とし、仕上熱延開始温度を８００〜１
１００℃とし、かつスラブの酸可溶性Ａｌ量（Ａｌ
（％）と表記）、Ｎ量（Ｎ（％）と表記）と仕上熱延開
始温度（ＦｏＴ（℃）と表記）が、下記（２）式の関係
を満たすようにし、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１８〜３５μｍとし、
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
０．００１０重量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理
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
鋼板の安定製造方法。 ＳＴ（℃） ≦950 ＋9500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)] ……（１） ＦｏＴ（℃）≦900 ＋9500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)] ……（２） 但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ （２）前記（１）において、スラブの成分としてＳｎ：
０．０１〜０．１５％を含有せしめ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安定製造方法。

【００１２】

【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
延板を焼鈍することなく、次いで圧下率が８０％以上と
なる最終冷延を施し、次いで、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、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
造する場合の磁性の変動の原因と解決策について詳細に
検討した。そして、その結果、スラブの酸可溶性Ａｌ
量、Ｎ量に応じて、スラブ加熱温度を制御し、粗熱延の
累積圧下率、粗熱延と仕上熱延の間の時間、仕上熱延開
始温度を制御することによって、その磁性変動を激減で
きることをつきとめた。

【００１３】先ず、実験結果を基に、本発明の効果を説
明する。図１に、スラブにおけるＡｌ（％）−（２７／
１４）×Ｎ（％）量（但しＡｌ：酸可溶性Ａｌ）、スラ
ブ加熱温度ＳＴ（℃）、仕上熱延開始温度ＦｏＴ（℃）
と製品の磁束密度の変動の関係を示す。但し、図１の場
合Ｙ（℃）＝９５０＋９５００×（Ａｌ（％）−（２７
／１４）×Ｎ（％））−ＳＴ（℃）なる量を定義し、こ
のＹを縦軸にとっており、ＦｏＴ（℃）を横軸にとって
いる。この場合、重量比で、Ｃ：０．０２５〜０．０３
８％、Ｓｉ：２．６〜３．２％、酸可溶性Ａｌ：０．０
２４〜０．０４１％、Ｎ：０．００４９〜０．００７５
％、Ｓ：０．００５〜０．００７％、Ｍｎ：０．１０〜
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。

【００１４】そして、９５０〜１２５０℃の温度に約９
０分保持した後、７パスで粗熱延を行い、４０mm厚と
し、次いで６パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱延
板とした。この熱延において、粗熱延でのパス間に水冷
を施したり、パス間時間を変更したり、粗熱延と仕上熱
延の間の時間を積極的に変更し、仕上熱延開始温度を広
範囲にとった。

【００１５】かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく
約８５％の圧下率で強圧下圧延を行って最終板厚０．３
３５mmの冷延板とし、８１０℃、８２０℃、８３
０℃、８４０℃の各温度に１５０秒保持する４条件の
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
吸収を生ぜしめた。

【００１６】この窒化処理後のＮ量は、０．０１８３〜
０．０２１９重量％であり、一次再結晶粒の平均粒径
（円相当直径の平均値）は、２０〜２７μｍであった。
かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯ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
の磁束密度を測定し、同一成分、同一熱延条件の熱延板
に対してとった４つの脱炭焼鈍条件でのＢ₈ の最高値と
最低値の差ΔＢ₈ を求めた。

【００１７】図１から明らかなように、Ｙ≧０、８００
≦ＦｏＴ≦１１００の範囲でΔＢ₈≦０．０２Ｔとな
り、安定した磁気特性となっている。本発明者らは図１
の知見についてさらに詳細に検討した。図１において、
Ｙ≧０、８００≦ＦｏＴ≦１１００であったものの中
で、スラブにおけるＡｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ
（％）量と仕上熱延開始温度ＦｏＴ（℃）と製品の磁束
密度の関係を図２に示す。図２から明らかなように、Ｆ
ｏＴ（℃）≦９００＋９５００×｛Ａｌ（％）−（２７
／１４）×Ｎ（％）｝の範囲で、ΔＢ₈ ≦０．０１Ｔと
なり、さらに安定した磁気特性となっている。

【００１８】図１，図２に示したスラブの酸可溶性Ａ
ｌ，Ｎの量に対応してスラブ加熱温度と仕上熱延開始温
度を制御する効果メカニズムについて、必ずしも明らか
ではないが、本発明者らは、以下のように推定してい
る。本発明は、本発明者らが特開平２−１８２８６６号
公報で開示した脱炭焼鈍後の結晶組織を適切なものにす
ることを基本とする技術体系に属する。一方、スラブ加
熱完了時に固溶していたＮは、熱延中、又は脱炭焼鈍時
（特に昇温時）微細な窒化物（主にＡｌＮ）となると考
えられる。

【００１９】この微細な窒化物は、脱炭焼鈍時のわずか
の温度変化においても、サイズ、析出量が変動すると考
えられる。しかしながら、析出物による粒成長抑制効果
（Ｚｅｎｅｒ因子）は、析出物のサイズに逆比例し、そ
の体積分率に比例する。従って、スラブ加熱完了時の固
溶Ｎ量を減少しすぎても、析出物の粒成長抑制効果が小
さくなりすぎ、その結果、脱炭焼鈍時の粒成長が顕著に
なりすぎ、結晶組織の制御が困難となる。

【００２０】図１におけるＹ≧０は、ＳＴ（℃）≦９５
０＋９５００×｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ
（％）｝と同じであり、スラブの酸可溶性Ａｌ量、Ｎ量
に応じて、スラブ加熱温度を規定することを意味する。
ここで、Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）が大き
い程スラブ加熱時の固溶Ｎ量は減少するので、固溶Ｎ量
が少ない成分系の場合、スラブ加熱温度の許容範囲が広
いことを意味する。また、ＦｏＴの上限は、ＡｌＮの析
出量を確保する意味と理解できる。

【００２１】つまり、ＦｏＴが１１００℃超の場合に
は、固溶Ｎ量が過多の状況で高速の仕上熱延に入ってそ
の後巻取られるため、熱延板の状態でのＡｌＮ析出量が
少なすぎるものと解される。ＦｏＴの下限は、ＡｌＮの
析出の観点よりむしろ熱延時の再結晶の点から理解され
る。つまり８００℃未満の温度で仕上熱延を行った場
合、熱延再結晶が生じ難く、この結果磁気特性が不安定
となるものと考えられる。

【００２２】図２においては、図１の仕上熱延開始温度
の上限値を、スラブの酸可溶性Ａｌ量、Ｎ量に応じて規
定することを意味する。ここで、Ａｌ（％）−（２７／
１４）×Ｎ（％）が大きい程、仕上熱延開始時の固溶Ｎ
量が減少するので、固溶Ｎ量が少ない成分系の場合、仕
上熱延開始温度の許容範囲が広いことを意味する。

【００２３】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、多くなりすぎると
脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないので０．０７５重
量％（以下単に％と略述）以下とした。なお磁気特性の
面で特に好ましい範囲は、０．０２０〜０．０７０％で
ある。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、２．２％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２．２％以上とした。

【００２４】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になるので０．０６０％以下とし
た。Ｎについては、０．０１３０％を超えるとブリスタ
ーと呼ばれる鋼板表面の膨れが発生するので０．０１３
０％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％とすべ
きである。

【００２５】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
生する確率は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、このような観点から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）、つまり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。

【００２６】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Ｓ
ｎ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、温度差があるにもかかわらず加
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、Ｓｎを添
加することはさらに製品の磁気特性の変動を低減させる
のに有効である。このＳｎの適正範囲を０．０１〜０．
１５％とした。この下限値未満では、粒成長抑制効果が
少なすぎて好ましくない。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。

【００２７】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さしつかえない。特に、Ｂ，Ｔｉ，
Ｎｂ等窒化物構成元素は、スラブ加熱時の鋼中の固溶Ｎ
量を低減するために積極的に添加してもかまわない。こ
れらのＡｌよりＮとの親和力の高い元素がある場合に
は、後述する（１）式を計算する際に、全Ｎ量から含有
するＢ，Ｔｉ，Ｎｂのために形成される窒化物のＮ量を
差し引きすることは、本発明における制御効果の精度を
高める上で好ましい。

【００２８】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。このスラブ加熱
温度ＳＴ（℃）は、スラブの酸可溶性Ａｌ，Ｎ量との関
係において、以下の（１）式を満たすように制御すると
限定した。 ＳＴ（℃）≦950 ＋9500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)] ………（１） 但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ

【００２９】これは図１に示した如く、磁気特性を安定
化させるために必要である。スラブ加熱温度の下限につ
いては、特に限定されるものではないが、後述する仕上
熱延開始温度制御の点及び熱延での負荷軽減の点では８
００℃以上で行うことが望ましい。加熱されたスラブ
は、引き続き熱延されて熱延板となる。熱延工程は、通
常１００〜４００mm厚のスラブを加熱した後、いずれも
複数回のパスで行う粗熱延と仕上熱延よりなる。

【００３０】この粗熱延の累積圧下率を６０％以上とす
る必要がある。本発明の如きＡｌＮ析出制御技術の場
合、ＡｌＮの析出核としての転位を多く導入する必要が
ある。累積圧下率が６０％未満ではこの転位の導入が不
十分であるので、６０％以上と規定した。この累積圧下
率の上限は、特に限定されるものではなく、９９．９％
程度まで許容される。

【００３１】粗熱延と仕上熱延の間の時間を１秒以上と
規定した。これは、このパス間でのＡｌＮの析出を生ぜ
しめるためであり、１秒未満では、その効果が少ない。
この時間の上限については、特に限定するものではない
が、１時間以上も時間をとることは、生産性の点で好ま
しくない。

【００３２】仕上熱延開始温度を８００〜１１００℃と
規定した。これは、図１に示すとおり、この範囲にする
ことが、磁気特性を安定化するために必要なためであ
る。さらに好ましくは、仕上熱延開始温度ＦｏＴ（℃）
を、スラブの酸可溶性Ａｌ量（Ａｌ（％）と表記）、Ｎ
量（Ｎ（％）と表記）に応じて、ＦｏＴ（℃）≦９００
＋９５００×｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ
（％）｝と規定した。これは、図２に示すとおり、この
範囲にすることによって磁気特性がさらに安定化するた
めである。

【００３３】仕上熱延開始温度を上記範囲にする方策に
ついては特に限定するものではない。スラブ加熱温度を
（１）式の範囲の中で調整することに加えて、粗熱延の
パス間時間の調整、粗熱延と仕上熱延のパス間時間の調
整、粗熱延及びそのパス間の冷却制御、粗熱延と仕上熱
延の間の保温又は水冷等による温度制御等を実施するこ
とができる。引き続く仕上熱延は、通常４〜１０パスの
高速連続圧延で行われる。通常仕上熱延の圧下配分は前
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１００〜３００
０ｍ/minとなっており、パス間の時間は０．０１〜１０
０秒となっている。

【００３４】本発明では、仕上熱延条件を限定している
ものではないが、ＡｌＮ析出を行わしめるため、本発明
の特徴の１つである仕上熱延開始温度の制御に加え、仕
上熱延終了温度を調整したり、圧下配分を調整すること
は積極的に行うべきである。ＡｌＮの析出しやすい温度
域（８００〜９５０℃）、又はその近傍で、積極的に圧
下率を高め、加工誘起析出を生ぜしめることも、ＡｌＮ
析出量制御に有効な手段となる。

【００３５】熱延の最終パス後、鋼板は通常０．１〜１
００秒程度空冷された後水冷され、３００〜７００℃の
温度で巻取られ、徐冷される。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
冷等を行い、鋼板をＡｌＮの析出温度域にできるだけ長
時間保持する等の方法をＡｌＮ析出量制御に利用するこ
とは好ましい。

【００３６】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％以上の最終冷延を行う。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｝〈０
０１〉方位粒と、これに蚕食されやすい対応方位粒
（｛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。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１８〜３５μｍに制御することは必要
である。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。

【００３７】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ＮＨ₃ 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
物が分離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
る方法等いずれの方法でもよい。窒化量については二次
再結晶を安定して発現させるために１０ppm 以上は必要
である。

【００３８】

【実施例】実施例１ 重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０３４％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００６３％、Ｍｎ：
０．１３％、Ｓ：０．００７％を含有する２５０mm厚の
スラブに対して、Ｚ（℃）＝９５０＋９５００×｛Ａｌ
（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝を計算したとこ
ろ、１１６７であった。図１より、スラブ加熱温度を１
１６７℃以下にすることが良好な磁気特性を得るために
必要なことが予測できた。そこで、スラブを（１）１１
００℃、及び、比較のために、（２）１２００℃の各温
度で９０分保持した後、７パスで４０mm厚まで粗熱延し
（累積圧下率：８４％）、しかる後、仕上圧延開始ま
で、１０秒空冷した後、６パスで仕上熱延を行い、２．
３mm厚の熱延板とした。この時の仕上熱延開始温度は、
各スラブ加熱温度に対して、（１）１００２℃、（２）
１０９８℃であった。

【００３９】これらの熱延板を、酸洗し、約８５％の圧
下率で冷延して、０．３３５mm厚の冷延板とし、８１
０℃、８２０℃、８３０℃、８４０℃の各温度に
１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ₂ 、
露点６２℃）を施し、しかる後、７７０℃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。窒化後の鋼板のＮ量は０．
０２２１〜０．０２４２％であり、鋼板の一次再結晶粒
の平均粒径は、２１〜２７μｍ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、公知
の方法で、最終仕上焼鈍を施した。実験条件と磁気特性
の結果を表１に示す。

【００４０】

【表１】

【００４１】実施例２ 重量％で、Ｓｉ：２．８５％、Ｃ：０．０２９％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００６０％、Ｍｎ：
０．１４％、Ｓ：０．００６％を含有する２５０mm厚の
スラブに対して、Ｚ（℃）＝９５０＋９５００×｛Ａｌ
（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝を計算したとこ
ろ、１１７３であった。図１より、スラブ加熱温度を１
１７３℃以下にすることが良好な磁気特性を得るために
必要なことが予測できた。そこで、（１）スラブを１１
５０℃に６０分保持した後、７パスで６０mm厚まで粗熱
延し（累積圧下率：７６％）、しかる後、仕上熱延開始
まで、１０秒空冷した後、６パスで仕上熱延を行い、
２．３mm厚の熱延板とした。この時の仕上熱延開始温度
は、１０４２℃であった。また、比較のため、（２）同
一成分のスラブを１１５０℃に６０分保持した後、７パ
スで６０mm厚まで粗熱延し（累積圧下率：７６％）、し
かる後、仕上熱延開始まで、１０秒間保熱カバーを鋼板
にかぶせ、かつ、保熱カバーの内側のバーナーで加熱し
た後、６パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱延板と
した。この時の仕上熱延開始温度は、１１１５℃であっ
た。

【００４２】これらの熱延板に熱延板焼鈍を施すことな
く酸洗し、約８８％の圧下率で冷延して、０．２８５mm
厚の冷延板とした。しかる後、８１０℃、８２０
℃、８３０℃、８４０℃の各温度に１５０秒保持す
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ₂ 、露点６４℃）を
施し、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。窒化後の鋼板のＮ量は０．０２２３〜
０．０２４２％であり、鋼板の一次再結晶粒の平均粒径
は、２２〜２８μｍであった。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、公知の方法で、
最終仕上焼鈍を施した。実験条件と磁気特性の結果を表
２に示す。

【００４３】

【表２】

【００４４】実施例３ 重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０３９％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８０％、Ｍｎ：
０．１３％、Ｓ：０．００７％を含有する２５０mm厚の
スラブに対して、Ｚ（℃）＝９５０＋９５００×｛Ａｌ
（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝を計算したとこ
ろ、１０６９であった。図１より、スラブ加熱温度を１
０６９℃以下にすることが良好な磁気特性を得るために
必要なことが予測できた。また、図１より、仕上熱延開
始温度を８００〜１１００℃にすることが良好な磁気特
性を得るために必要なことが予測できた。次いで、Ｗ
（℃）＝９００＋９５００×｛Ａｌ（％）−（２７／１
４）×Ｎ（％）｝を計算したところ、１０１９であっ
た。図２より、仕上熱延開始温度を１０１９℃以下にす
ることが良好な磁気特性を得るためにさらに好ましいこ
とが予測できた。

【００４５】そこで、（Ａ）スラブを１０５０℃に６０
分保持した後、７パスで４０mm厚まで粗熱延し（累積圧
下率：８４％）、しかる後、仕上熱延開始まで、１５秒
空冷した後、６パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱
延板とした。この時の仕上熱延開始温度は、９５１℃で
あった。また、比較のため、（Ｂ）同一成分のスラブを
１０２０℃に６０分保持した後、５パスで７５mm厚まで
粗熱延し（累積圧下率：７０％）、６パスで仕上熱延を
行い、２．３mm厚の熱延板とした。この時の仕上熱延開
始温度は、１０３０℃であった。さらに、比較のため、
（Ｃ）同一成分のスラブを１０５０℃に６０分保持した
後、７パスで３０mm厚まで粗熱延し（累積圧下率：８８
％）、しかる後、仕上熱延開始まで、４０秒水冷した
後、６パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱延板とし
た。この時の仕上熱延開始温度は、７９０℃であった。

【００４６】これらの熱延板に熱延板焼鈍を施すことな
く酸洗し、約８５％の圧下率で冷延して、０．３３５mm
厚の冷延板とした。しかる後、８１０℃、８２０
℃、８３０℃、８４０℃の各温度に１５０秒保持す
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ₂ 、露点６２℃）を
施し、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。窒化後の鋼板のＮ量は０．０２２９〜
０．０２４１％であり、鋼板の一次再結晶粒の平均粒径
は、２１〜３０μｍであった。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、公知の方法で、
最終仕上焼鈍を施した。実験条件と磁気特性の結果を表
３に示す。

【００４７】

【表３】

【００４８】実施例４ 重量％で、Ｓｉ：２．９８％、Ｃ：０．０３２％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００７５％、Ｍｎ：
０．１２％、Ｓ：０．００７％を含有し、さらに、
（１）Ｓｎ＜０．００５％、（２）Ｓｎ：０．０６％を
含有する１５０mm厚の２種類のスラブに対して、Ｚ
（℃）＝９５０＋９５００×｛Ａｌ（％）−（２７／１
４）×Ｎ（％）｝を計算したところ、１０５０であっ
た。図１より、スラブ加熱温度を１０５０℃以下にする
ことが良好な磁気特性を得るために必要なことが予測で
きた。

【００４９】そこで、（Ａ）スラブを１０００℃に６０
分保持した後、７パスで４０mm厚まで粗熱延し（累積圧
下率：７３％）、しかる後、仕上熱延開始まで、２０秒
空冷した後、６パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱
延板とした。この時の仕上熱延開始温度は、８９７℃で
あった。また、比較のため、（Ｂ）同一成分のスラブを
１０００℃に６０分保持した後、７パスで６５mm厚まで
粗熱延し（累積圧下率：５７％）、しかる後、仕上熱延
開始まで、１０秒空冷した後、６パスで仕上熱延を行
い、２．３mm厚の熱延板とした。この時の仕上熱延開始
温度は、９２３℃であった。さらに比較のため、（Ｃ）
同一成分のスラブを１０００℃に６０分保持した後、７
パスで３０mm厚まで粗熱延し（累積圧下率：８０％）、
しかる後、仕上熱延開始まで、２０秒水冷した後、６パ
スで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱延板とした。この
時の仕上熱延開始温度は、７８０℃であった。

【００５０】これらの熱延板に熱延板焼鈍を施すことな
く酸洗し、約８８％の圧下率で冷延して、０．２８５mm
厚の冷延板とした。しかる後、８１０℃、８２０
℃、８３０℃、８４０℃の各温度に１５０秒保持す
る脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ₂ 、露点６４℃）を
施し、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。窒化後の鋼板のＮ量は０．０２３２〜
０．０２４５％であり、鋼板の一次再結晶粒の平均粒径
は、２１〜３０μｍであった。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、公知の方法で、
最終仕上焼鈍を施した。実験条件と磁気特性の結果を表
４に示す。

【００５１】

【表４】

【００５２】

【発明の効果】本発明においては、スラブ加熱温度を酸
可溶性Ａｌ量、Ｎ量を基に制御し、粗熱延の累積圧下
率、粗熱延と仕上熱延間の時間、仕上熱延開始温度を各
々制御し、一次再結晶粒の平均粒径を制御し、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
理を施し、さらには、仕上熱延開始温度を酸可溶性Ａｌ
量、Ｎ量を基に制御し、Ｓｎ添加を行うことにより、低
温スラブ加熱でかつ熱延板焼鈍を省略してもなお良好な
磁気特性を安定して得ることができるので、その工業的
効果は大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】酸可溶性Ａｌ量、Ｎ量、スラブ加熱温度、仕上
熱延開始温度と磁束密度の変動の関係を表すグラフであ
る。

【図２】酸可溶性Ａｌ量、Ｎ量、仕上熱延開始温度と磁
束密度の変動の関係を表すグラフである。

フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 H01F 1/16 C22C 38/00 303 C22C 38/60

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で、 Ｃ ：０．０７５％以下、 Ｓｉ：２．２〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．０１３０％以下、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８
   ０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き熱延板
   焼鈍を施すことなく、圧下率８０％以上の最終強圧下冷
   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、スラブの酸可溶
   性Ａｌ，Ｎの含有量（重量％）、スラブ加熱温度ＳＴ
   （℃）を下記（１）式の範囲に制御し、粗熱延の累積圧
   下率を６０％以上とし、粗熱延と仕上熱延の間の時間を
   １秒以上とし、仕上熱延開始温度を８００〜１１００℃
   とし、かつスラブの酸可溶性Ａｌ量（Ａｌ（％）と表
   記）、Ｎ量（Ｎ（％）と表記）と仕上熱延開始温度（Ｆ
   ｏＴ（℃）と表記）が、下記（２）式の関係を満たすよ
   うにし、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１８〜３５μｍとし、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０．００１
   ０重量％以上の窒素吸収を行わせる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安定
   製造方法。 ＳＴ（℃） ≦950 ＋9500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)] ……（１） ＦｏＴ（℃）≦900 ＋9500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)] ……（２） 但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ
2. 【請求項２】 スラブの成分としてＳｎ：０．０１〜
   ０．１５％を含有せしめ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安定製造方
   法。