JP3474594B2 - 磁気特性の優れた厚い板厚の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、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
晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を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＞軸を圧延方向に
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号公報記載の方法があ
る。前者においてはＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎ
Ｓ、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を一
旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられ
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。 【０００４】１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉
が必要である。 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
常粒成長の抑制を十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。 【０００５】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た。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５９−１９０３２４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。 【０００６】さて、先に特開昭５９−５６５２２号公報
において、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
７％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。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】ところで、近年タービ
ン発電機用鉄心材料等の用途に、現用の高級無方向性電
磁鋼板にかわって、方向性電磁鋼板を用いたいというニ
ーズが高まってきた。上記用途に関していえば、他の無
方向性電磁鋼板の用途と比較して、一方向の磁気特性が
重要とされるため、方向性電磁鋼板を用いたいというニ
ーズが高まってきたわけである。 【０００８】しかし、通常の酸洗ラインや、タンデム冷
延ラインでは、通板できる板厚に制限があり、厚い板厚
の冷延素材を通板すると破断が生じる可能性がある。そ
こで、０．５ｍｍ厚等の厚手材を１回冷延で製造しよう
とすると、冷延素材の板厚に上限があるため、冷延率を
低くとる必要が生じる。 【０００９】 【課題を解決するための手段】本発明に従い、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及び不可避的不純物からなるスラブを１
２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、熱延板焼鈍し、
引き続き圧下率６０〜７９％の冷延を行い、次いで脱炭
焼鈍、最終仕上焼鈍を施して０．４〜１．０ｍｍ厚の厚
手一方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延板焼
鈍を８５０〜１２００℃とし、冷延のパス間の鋼板の温
度を２５０℃以下とし、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１８〜３０
μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの
間に鋼板に窒化処理を施すことにより、磁気特性の優れ
た厚い板厚の一方向性電磁鋼板が安定して得られる。 【００１０】 【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延板とし、次いで
熱延板焼鈍を施し、圧下率６０〜７９％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。 【００１１】本発明者らは、冷延素材の板厚制限のた
め、圧下率を低める必要が生じ、８０％未満の圧下率で
磁気特性を良好ならしめる方策を広範にわたって検討し
た。その結果、冷延のパス間で板温を不必要に上げない
ことが圧下率８０％未満の低冷延率で良好な磁気特性を
得るのに有効であるという知見を得た。以下、実験結果
を基に詳細に説明する。 【００１２】図１は冷延時のパス間での鋼板の温度が製
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：０．０４５重量％、Ｓｉ：３．２５重量％、
酸可溶性Ａｌ：０．０３０重量％、Ｎ：０．００７５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４０ｍｍ
厚のスラブを１１５０℃に加熱し、６パスで２．０ｍｍ
厚の熱延板とした。 【００１３】しかる後、この熱延板を１０５０℃に１２
０秒保持する熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率７５％で
冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。この時、板厚
１．５ｍｍ、１．０ｍｍの時に５０℃×５分（均
熱）、１００℃×５分（均熱）、１５０℃×５分
（均熱）、２００℃×５分（均熱）、２５０℃×５
分（均熱）、３００℃×５分（均熱）、３５０℃×
５分（均熱）、時効処理なし、なる８種類の時効処理
を施した８種類の冷延板を作成した。次いで８３０℃に
４００秒保持し、８６０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を
施した。しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は０．０１９４〜
０．０２３２重量％であった。この鋼板の板厚全厚での
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２２〜２５μｍであった。次いで、
この窒化処理後の板に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。 【００１４】図１から明らかなようにパス間の鋼板温度
が２５０℃以下で良好な磁束密度が得られている。図１
に示した如き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。従来から、冷延率は冷延再結晶集合組織の支配因子
として知られており、特に二次再結晶方位に対する支配
因子として｛１１０｝＜００１＞、｛１１１｝＜１１２
＞方位粒の存在量が重要である。再結晶集合組織中のこ
の｛１１０｝＜００１＞方位粒は、６０〜７０％の圧下
率の時最大となり、７０％超の圧下率範囲では圧下率が
高まるにつれ、減少していく。一方、再結晶集合組織中
の｛１１１｝＜１１２＞の方位粒は、約９０％までの圧
下率範囲で、圧下率が高まるにつれ、増加する傾向があ
る。他方、冷延でのパス間時効は、冷延時変形帯の形成
を助長し、変形帯から核生する｛１１０｝＜００１＞方
位粒を再結晶集合組織中で増加させる傾向がある。この
パス間時効は、その反面再結晶集合組織中での｛１１
１｝＜１１２＞方位粒の存在量を減少させる傾向があ
る。従って、｛１１０｝＜００１＞方位粒と｛１１１｝
＜１１２＞方位粒の再結晶集合組織中の存在量の観点か
らすると、パス間時効を施すことは、冷延率を低めたの
と同じ影響を与えることになる。このため、通常８０％
以上の高冷延率で得られる再結晶集合組織に、８０％未
満の低冷延率のものをできるだけ近づけるためには、本
発明のようにパス間時効の影響を極力排除することが有
効と考えられる。 【００１５】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、スラブ加熱温度及び熱
延板焼鈍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。 【００１６】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。Ａｌは二次再結晶の安定化
に必要なＡｌＮもしくは（Ａｌ、Ｓｉ）ｎｉｔｒｉｄｅ
ｓ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。 【００１７】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
３０％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、０．０１
３０％を超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。Ｍｎ
Ｓ、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＋０．４０
５Ｓｅ）≦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。 【００１８】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）、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。この
他、インヒビター構成元素として知られているＳｎ、Ｓ
ｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ等を微量に含有するこ
とはさしつかえない。 【００１９】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。引き続く熱延工
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熱延と仕上熱延より
成る。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。 【００２０】焼延板焼鈍温度の下限値は８５０℃であ
る。８５０℃未満では、スラブ加熱時のスラブ台となる
炉中のスキッドによる冷却効果により発生する固溶Ｎの
スラブ長手方向でのバラツキを解消できないため、成品
磁性に影響する脱炭焼鈍後の一次再結晶粒径がコイル長
手方向内で大きく変動する結果、製品コイル長手方向で
の磁性変動が発生し、工業的に好ましくない。一方、１
２００℃を超える温度では、焼鈍炉の損傷等が激しくな
り、工業的に好ましくないため、上限を１２００℃とし
た。冷却条件については、特に限定するものではない
が、過度の急冷は、固溶Ｃ、Ｎ量が多くなりすぎる等の
理由で好ましくない。 【００２１】冷延板の板厚を０．４〜１．０ｍｍと規定
したのは、厚手一方向性電磁鋼板を得る本発明の目的の
ためである。また、１．０ｍｍ超では、脱炭焼鈍に時間
がかかりすぎて好ましくない。この圧下率を６０〜７９
％と規定したのは、冷延素材として厚すぎるものは、酸
洗ラインや、冷延ラインの通板時破断を生じやすいので
必然的に冷延率を低める必要があるためである。この上
限値は冷延素材の板厚制限からきており、一方、下限値
は磁束密度を高位に保つ必要から規定した。冷延のパス
間での鋼板の温度は、２５０℃以下とした。この温度を
超えると、図１に示した如く、パス間時効の影響が顕著
にでるので、本発明の如き低冷延率の場合には、かえっ
て磁束密度が低下する結果となり好ましくない。 【００２２】この冷延の方式については特に限定するも
のではない。タンデム方式、リバース方式どちらでもよ
い。パス間の温度を２５０℃以下にしておけば十分であ
る。パス回数についても特に限定するものではないが、
不必要に１００回以上もパス回数をとることは意味がな
い。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、最終仕上焼鈍が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としたのは、こ
の値の範囲でＢ₈ （Ｔ）≧１．９０なる良好な磁束密度
が得られるからである。 【００２３】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、脱炭焼鈍後ひ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
る方法等いずれの方法でもよい。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。 【００２４】 【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０３８重量％、Ｓｉ：３．１３重量％、Ｍｎ：
０．１８重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２８重量％、Ｎ：０．００７５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、通常の方法で
熱延し、厚さ２．０ｍｍの熱延板とした。 【００２５】次に、この熱延板に１０５０℃に１２０秒
保持する熱延板焼鈍を施した後、圧下率７５％で冷延
し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。この時、１．２ｍ
ｍ厚の時に、時効処理なし、１００℃×５分（均
熱）、３００℃×５分（均熱）なる３種類の時効処理
を施した３種類の冷延板を作成した。次いで８３０℃に
３００秒保持し、８７０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を
施した。しかる後７７０℃に３０秒保持する熱処理中、
雰囲気ガス中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収
を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は、０．０１９８〜
０．０２３３重量％であった。また、この鋼板の板厚全
厚で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２３〜２５μｍであった。次
いでこの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、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。 【００２６】実験条件と製品の磁気特性を表１に示す。 【００２７】 【表１】【００２８】実施例２ Ｃ：０．０４９重量％、Ｓｉ：３．２８重量％、Ｍｎ：
０．１３重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２８重量％、Ｎ：０．００７７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、厚さ２．３ｍ
ｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に１０００℃に
１２０秒保持する熱延板焼鈍を施した後、圧下率７８％
で同一方向に冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。
その際、１．５ｍｍと１．０ｍｍ厚の時に、時効処理
なし、３００℃×５分（均熱）なる２種類の時効処理
を施した２種類の冷延板を作成した。次いで、８３０℃
に３００秒保持し、８８０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍
を施した。しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は０．０２０７〜
０．０２３０重量％であった。また、この鋼板の板厚全
厚で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２４〜２６μｍであった。次
いでこの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、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。 【００２９】実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。 【００３０】 【表２】 【００３１】実施例３ Ｃ：０．０４０重量％、Ｓｉ：３．１８重量％、Ｍｎ：
０．１０重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３３重量％、Ｎ：０．００７３重量％を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３０ｍｍ厚の
スラブを１１５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍ
ｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に９５０℃に１
２０秒保持する熱延板焼鈍を施した後、圧下率７８％で
冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。この時、１．
８ｍｍ、１．２ｍｍ、０．８ｍｍ厚の時に、５０℃×
５分（均熱）３００℃×５分（均熱）なる２種類の時
効処理を施した２種類の冷延板を作成した。次いで８３
５℃に４００秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、
７５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮ
Ｈ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。こ
の時鋼板のＮ量は、０．０２０３〜０．０２２８重量％
であった。また、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒
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、２２〜２３μｍであった。次いで、この窒化処
理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。 【００３２】実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。 【００３３】 【表３】 【００３４】実施例４ Ｃ：０．０４５重量％、Ｓｉ：３．００重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、可溶性Ａｌ：
０．０３０重量％、Ｎ：０．００６０重量％、Ｓｎ：
０．０５０重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる鋼スラブを、スキッドの有る加熱炉にて加熱
した。この時、スキッド上でのスラブ温度は１１００℃
であり、スキッド間でのスラブ温度は１１６０℃であっ
た。その後、粗圧延、仕上圧延を経て、厚さ２．３ｍｍ
の熱延板とし、連続焼鈍炉にて焼鈍した。この時の焼鈍
温度として、９５０℃×１２０秒、８００℃×１２
０秒なる２種類の処理を施した。次いで、圧下率７８％
で時効処理の無い冷延を行い、０．５ｍｍ厚の冷延板と
した後、８４０℃に３５０秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。しかる後に７５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰
囲気ガス中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を
生ぜしめた。この時の鋼板の窒素量は０．０２２０〜
０．０２３０重量％であった。また、この鋼板の板厚全
厚で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所、の熱延板焼鈍条件材のスラブ
加熱炉スキッド上相当部位では２０〜２１μｍであり、
スキッド間相当部位では２１〜２２μｍであった。一
方、の熱延板焼鈍条件材のスラブ加熱炉スキッド上相
当部位では１６〜１７μｍであり、スキッド間相当部位
では２１〜２２μｍであった。次いで、この窒化処理後
の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、公
知の方法で最終仕上焼鈍を行った。 【００３５】実験条件と製品の磁気特性を表４に示す。 【００３６】 【表４】 【００３７】 【発明の効果】以上説明したように、本発明において、
熱延板焼鈍温度・冷延パス間の鋼板の温度・脱炭焼鈍完
了後、最終仕上焼鈍開始迄の間での一次再結晶粒の平均
粒径を制御し、鋼板に窒化処理を施すことにより、低冷
延率で良好な磁気特性を有する厚い板厚の一方向性電磁
鋼板を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】冷延時のパス間での鋼板の温度が製品の磁束密
度に与える影響を表したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小野 正雄 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２−70020（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 C21D 9/46 501 C22C 38/00 - 38/60 H01F 1/16 - 1/18

Claims (1)

1. (57)【特許請求の範囲】 【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、熱延板焼鈍し引き続き圧下率６０〜７９％の冷延を
   行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して０．４〜
   １．０ｍｍ厚の厚手一方向性電磁鋼板を製造する方法に
   おいて、８５０〜１２００℃で熱延板焼鈍を施し、冷延
   のパス間の鋼板の温度を２５０℃以下とし、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１８〜３０μｍ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窒化処理を施すことを特
   徴とする磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板
   の製造方法。