JP3481491B2 - 磁気特性に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】

【発明の属する技術分野】本発明は、主にトランス等の
鉄芯として使用される一方向性電磁鋼板の製造方法に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板の製造において、スラ
ブを１３５０℃から最大では１４５０℃の超高温度に加
熱し、そしてスラブ全体を通して一様に加熱（均熱）す
るために十分な時間スラブをその温度に保持する方法が
広く知られている。これはＭｎＳ、ＡＩＮ等を固溶させ
てインヒビターとして機能させるためのものであるが、
この方法では、スラブの超高温度での加熱が必要であ
り、実生産において様々な問題を内在している。例え
ば、スラブ表層が溶解し鉱滓となり加熱炉のメンテナ
ンスが大変である、所定熱延温度の確保が困難であ
る、熱延後の鋼帯に巨大なエッジクラックが発生し歩
留まりが低い等である。

【０００３】この超高温スラブ加熱を避けるための技術
が種々提案されているが、これらは２つに分類できる。

【０００４】先ず第一の技術は、特願昭５７−１６５０
６６号公報、特開平５−１１２８２７号公報、特開平９
−１１８９６４号公報などに開示されているように、Ａ
ＩＮをインヒビターとして用い、スラブ加熱温度を１２
８０℃未満で行い、脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒
化する方法の組み合わせである。このような方法におい
ては、例えば特開平２−１８２８６６に示されるように
脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径を一定範囲、通常
１８〜３５μｍの範囲に制御することが、二次再結晶を
良好に行わせる上で非常に重要である。しかしながら、
このような範囲への調整方法として、主に脱炭焼鈍の温
度を調整しており、脱炭焼鈍後の酸化層の構成が工業生
産での不可避的変動に加えて変動せざるを得ない。ひい
ては、このために、ＭｇＯを主体として鋼板表面のＳｉ
Ｏ₂ と反応させて形成される一次皮膜（フォルステライ
トを主成分しスピネルを含むグラス皮膜）形成に障害が
生じることがある。または、障害を生じなくするために
はＭｇＯの成分規制の厳格化等、一次皮膜形成のための
諸条件の規制が厳しく求められる。また、脱炭酸化層の
成分構成が変化するため窒化条件も一定でなくなり、結
果として窒化量も変動し二次再結晶が不安定となること
がある。特に特開平９−１１８９６４号公報に開示され
た方法では、Ｍｎを多量に添加することで鋼板の固有抵
抗を増加させ鉄損を向上するという効果を得ることを目
的としているが、かえって一次皮膜に欠陥が生じ易く工
業生産に適していない。

【０００５】第二の技術は、特開平６−３２２４４３号
公報等に開示されているように、インヒビターとしてＣ
ｕ_x Ｓ（ｘ＝１．８、又は２）を用い、スラブ加熱温度
をＭｎＳの溶解温度以下Ｃｕ_x Ｓの溶解温度以上とする
ものである。この方法の特徴は、第一の方法における窒
化処理などの付加的な工程を不要とすることにあるが、
そもそも、Ｃｕ_x Ｓは二次再結晶を制御するためのイン
ヒビタ−としては公知であるが、集合組織が弱い最終冷
延率８０％を超える高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造
には適していない（鉄と鋼 ｐ．２０４９，Ｎ０．１
５，Ｖｏｌ．７０，Ｎ０．１９８４）。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記２つの技
術に関して双方の欠点を補い磁気特性が優れた一方向性
電磁鋼板の製造を安定かつ容易に実施しうることを目的
とするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下のと
おりである。

【０００８】（１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１
０％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０
１０〜０．０３５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０
％、Ｓ及びＳｅをＳｅｑ＝Ｓ＋０．４０６Ｓｅで０．０
０８〜０．０５％、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１０５０℃
以上１３５０℃未満の温度で再加熱し、熱間圧延を施し
て熱延鋼帯とし、この熱延鋼帯を焼鈍しもしくは焼鈍せ
ず、引き続き１回もしくは中間焼鈍を挾む２回以上の冷
間圧延を行って最終板厚とし、脱炭焼鈍を行い、脱炭焼
鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１８μ
ｍ未満とし、脱炭焼鈍後、ストリップ走行状態下で水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、
鋼板の窒素増量を０．００１〜０．０２０重量％とし、
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ
焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭
焼鈍後、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に優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法。

【０００９】

【００１０】（２）前記スラブの成分としてさらにＣ
ｕ：０．０１〜０．３０％を含有することを特徴とする
（１）に記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製
造方法。

【００１１】

【００１２】（３）前記脱炭焼鈍における昇温開始から
６５０〜９５０℃までの加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以
上とすることを特徴とする（１）又は（２）に記載の磁
気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１３】（４）前記熱間圧延における鋼帯の温度を
以下の範囲に調整することを特徴とする（１）〜（３）
のいずれかに記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板
の製造方法。８５０＋２５００×Ｓｅｑ＋４００×Ｍｎ
≦ＦＯＴ（℃）≦１１００＋３０００×Ｓｅｑ＋８００
×Ｍｎ≦１３５０℃ただし、ＦＯＴ：仕上げ入り口温度
（℃） ８００＋２５００×Ｓｅｑ＋４００×Ｍｎ≦ＦＴ（℃）
≦１０５０＋３０００×Ｓｅｑ＋８００×Ｍｎ≦１３５
０℃ただし、ＦＴ：仕上げ出口温度（℃）

【００１４】（５）前記熱延鋼帯の焼鈍条件の最高温度
を９５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒
以下とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれか
に記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方
法。

【００１５】（６）前記スラブの成分として、更に、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０％
含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに
記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１６】（７）前記スラブの成分として、更に、Ｃ
ｒを０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする
（１）〜（６）のいずれかに記載の磁気特性に優れた一
方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１７】（８）前記スラブの成分として、更に、Ｎ
ｉ：０．０３〜０．３０％含有することを特徴とする
（１）〜（７）のいずれかに記載の磁気特性に優れた一
方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１８】（９）前記スラブの成分として更に、Ｍ
ｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００８〜０．３％含有
することを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載
の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１９】（１０）前記冷間圧延における最終冷延率
を８０〜９２％とすることを特徴とする（１）〜（９）
のいずれかに記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板
の製造方法。

【００２０】（１１）前記冷間圧延における最終冷間圧
延の少なくとも１パスにおいて、鋼帯を１００〜３００
℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）〜
（１０）のいずれかに記載の磁気特性に優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。

【００２２】本発明の最大の特徴は、ＭｎＳを二次再結
晶の主なインヒビターとしないことにより従来より低温
スラブ加熱を達成する一方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、一次再結晶粒径を制御する一次インヒビターとし
てＭｎＳ（又はＭｎＳｅ）、Ｃｕ_x Ｓ（又はＣｕＳｅ）
などを機能せしめ、二次再結晶を制御する二次インヒビ
ターとして、脱炭焼鈍後仕上焼鈍の二次再結晶開始まで
の間の窒化処理により形成される窒化物（ＡＩＮ、Ｓｉ
₃ Ｎ₄ 、Ｍｎ等の単独又は複合析出物）を機能せしめ、
この２つのインヒビターを効果的に機能させることで磁
気特性の良好な一方向性電磁鋼板を製造することにあ
る。即ち本発明の目的は、方向性電磁鋼板の製造に関し
て大きな役割を有するインヒビターの機能発揮段階を冶
金的に分離し、それぞれ異なる物質を用いてその機能を
行わしめることにある。

【００２３】方向性電磁鋼板の製造において一次再結晶
が行われる脱炭焼鈍の温度は、一般に９３０℃以下と低
いので、この段階では従来法の高温熱間圧延で形成させ
る強力なインヒビターは必要ない。本発明ではこの一次
インヒビターとして硫化物、セレン化物を用いるため、
一次再結晶粒の温度依存性が極めて小さく、一次再結晶
焼鈍（実際的には脱炭焼鈍）温度を大きく変える必要が
ない。この結果、一次酸化層の構成組成および引き続く
窒化処理における窒化量が著しく安定し、一次皮膜欠陥
が激減し、また二次再結晶の不均一性も解消して安定的
な工業生産が可能になる。

【００２４】一方、二次再結晶において磁気特性を良好
たらしめる先鋭化されたＧｏｓｓ方位を得るためには、
硫化物、セレン化物に加えて高温まで安定なインヒビタ
ーが必要であり、本発明ではこれを窒化処理によりＡｌ
Ｎを形成させることで確保するのである。

【００２５】次に本発明におけるスラブの成分範囲の限
定理由について述べる。

【００２６】Ｃは、０．０２５％より少ないと一次再結
晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％を超えると脱
炭が困難になり工業生産に適していない。

【００２７】Ｓｉは、２．５％より少ないと良好な鉄損
が得られず、４．０％を超えると冷延が極めて困難とな
り工業生産に適していない。

【００２８】Ｍｎは、０．０２％より少ない熱延鋼帯で
は割れが発生しやすく、歩留まりが低下する。一方０．
２０％を超えるとＭｎＳ、ＭｎＳｅが多くなり、固溶の
程度が場所により不均一となり実工業生産では安定生産
に問題が生じる。

【００２９】ＳおよびＳｅは、Ｍｎ、Ｃｕと結合して主
に一次インヒビターを形成するが、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４
０６×Ｓｅが０．００８％より少ないと、一次インヒビ
ター強度が弱すぎて一次再結晶を抑制できなくなる。こ
の結果脱炭焼鈍温度に対する一次再結晶粒径変動が大き
くなり、脱炭焼鈍の温度を成分に応じて変更させる必要
が生じる。一方、Ｓｅｑが０．０５０％を超えると、イ
ンヒビター強度が強くなりすぎて一次再結晶が不十分と
なり、二次再結晶不良を生じる。

【００３０】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、主に
二次インヒビターとして機能する。このＡｌＮは、窒化
前に形成されるものと窒化後高温焼鈍時に形成されるも
のがあり、この両方のＡｌＮの量確保のために０．０１
０〜０．０３５％必要である。この範囲を外れると一次
再結晶粒径の制御が困難になり、安定な二次再結晶が行
われない。

【００３１】上述の如く本発明では主に硫化物、セレン
化物で一次再結晶粒を制御しているが、スラブに含まれ
るＡｌＮも一次再結晶粒を制御するために必要なもので
あり、Ｎが０．００２０未満では一次再結晶粒径の制御
が困難になる。一方Ｎが０．０１０％を超えると鋼板に
膨れ（ブリスター）を生じる表面欠陥となるため制限さ
れる。このためスラブに含まれるＮだけでは二次再結晶
を制御するには足りないため、後で述べる窒化処理が必
要となるのである。

【００３２】Ｃｕは、スラブを１０５０℃以上で加熱す
る本発明の条件で熱延すると、ＳやＳｅとともに微細な
析出物を形成し、一次インヒビター効果を発揮する。ま
た、この析出物はＡｌＮの分散をより均一にする析出核
ともなり二次インヒビターの役割も演じ、この効果が二
次再結晶を良好ならしめる。０．０２％より少ないと上
記効果が減じ安定生産が難しくなり、０．３％を超える
と上記効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘ
ゲ」なる表面疵の原因になる。

【００３３】また、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐは一次再結晶集合組
織の改善に有効である。またＣｒはフォルステライト皮
膜（一次皮膜、グラス皮膜）形成に有効である。これら
の元素の含有量が前記範囲より少ないと改善効果が少な
く、また、前記範囲を超えると安定したフォルステライ
ト皮膜（一次皮膜、グラス皮膜）形成が困難となる。Ｎ
ｉは、一次、二次インヒビターとしての析出物の均一分
散に著しい効果があるので、Ｎｉを添加すると磁気特性
は更に良好且つ安定する。０．０２％より少ないと効果
が無く、０．３％を超えると、脱炭焼鈍後の酸素の富化
し難くくになりフォルステライト皮膜形成が困難にな
る。

【００３４】Ｍｏ、Ｃｄは硫化物もしくはセレン化物を
形成しインヒビターの強化に資する。０．００８％未満
では効果が無く、０．３％を超えると析出物が粗大化し
てインヒビターの機能を得られず、磁気特性が安定しな
い。

【００３５】次に本発明における製造工程の限定理由に
ついて述べる。

【００３６】脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径
は、例えば特願平０６−０４６１６１号公報では一次再
結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとしているが、本発
明では、一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１８μｍ
未満とする必要がある。このことは磁気特性（特に鉄
損）を良好ならしめる本発明の非常に重要な点である。
即ち、一次再結晶粒径が小さいと、粒成長の観点から
も、一次再結晶の段階で二次再結晶の核となるＧｏｓｓ
方位粒の体積分率が多くなる（Materials ScienceForum
Vol.204-206,Part2:pp:631）。また、更に粒径が小さ
いためＧｏｓｓ核の数も相対的に多くなる。結果として
Ｇｏｓｓ核の絶対数は、一次再結晶粒の平均半径が１８
〜３５μｍの場合より本発明の場合の方が約５倍程度多
くなるので、二次再結晶粒径もまた相対的に小さくな
り、この結果著しい鉄損の向上となる。

【００３７】また、一次再結晶粒の平均粒径が小さいこ
とは、二次再結晶の駆動力が大きくなるので、最終仕上
げ燒鈍の昇温段階の早い時期に（より低温で）二次再結
晶が開始することである。このことは、最終仕上げ燒鈍
がコイル状で行われている現状では最高温度までのコイ
ル各点での温度履歴がより均一となるので（コイル各点
での昇温速度が一定になる）、コイル部位の不均一性が
著しく減少して磁気特性が極めて安定する。

【００３８】脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板に窒化
処理を施すことは本発明では必須である。その方法は、
高温焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ，ＭｎＮ等）
を混合させる方法と、脱炭焼鈍後にストリップを走行さ
れた状態下でアンモニアを含んだ雰囲気で窒化させる方
法がある。どちらの方法を採用しても良いが、後者の方
が工業的に安定している。窒化量は０．００１％未満で
は二次再結晶が不安定となり、０．０２０％を超えると
地鉄が露出した一次皮膜欠陥が多発する。望ましくは、
０．００５〜０．０１０％である。

【００３９】熱延に先立つスラブ加熱温度の条件は本発
明の重要な点である。スラブ加熱温度を１３５０℃を超
える超高温で加熱することは工業生産においては非常な
困難を伴う。一方、下限の１０５０℃未満では熱延が実
際的に困難であるばかりでなく、本発明のキーポイント
である一次インヒビターの生成が十分に行われず、脱炭
焼鈍温度に対する一次再結晶粒径の変動が大きくなる。
好ましくは、熱延が容易で熱延鋼帯の形状（クラウン）
が優れる１２００〜１３００℃が望ましい。

【００４０】また、圧延温度は、 ８５０＋２５００×Ｓｅｑ＋４００×Ｍｎ≦ＦＯＴ（仕
上げ入り口温度）≦１１００＋３０００×Ｓｅｑ＋８０
０×Ｍｎ≦１３５０℃ ８００＋２５００×Ｓｅｑ＋４００×Ｍｎ≦ＦＴ（仕上
げ出口温度）≦１０５０＋３０００×Ｓｅｑ＋８００×
Ｍｎ≦１３５０℃ で規定される。この範囲より低いと硫化物、セレン化物
が過剰析出し、一次インヒビターとして機能しなくなる
ため、一次再結晶粒径の脱炭焼鈍温度依存性が大きくな
り、工業生産では制御が困難になる。一方この範囲より
高いと実際の工業生産ではＭｎＳ（ＭｎＳｅ）の固溶が
材料の部位よって変動するため、二次再結晶が部位によ
り変動し工業生産に適しない。

【００４１】本発明の方法では、第一に、公知の連続鋳
造法により初期の厚みが１５０ｍｍから３００ｍｍの範
囲、好ましくは２００ｍｍから２５０ｍｍの範囲のスラ
ブを製造する。この代わりに、スラブは初期の厚みが約
３０ｍｍから７０ｍｍの範囲のいわゆる薄いスラブであ
ってもよい。これらの場合は、熱延鋼帯を製造する際、
中間厚みに粗加工をする必要がないとの利点がある。ま
た鋼帯鋳造によりスラブ又は鋼帯を事前に製造しておけ
ば、一層薄い初期厚みのスラブ又は鋼帯を用いて本発明
方法により一方向性電磁鋼板を製造することもできる。

【００４２】また、工業生産上で熱延の加熱方法には通
常のガス加熱方法に加え、誘導加熱、直接通電加熱を用
いてもよいし、これらの特別な加熱方法のための形状を
確保するために、ブレイクダウンを鋳込みスラブを施し
ても何ら問題ない。また、加熱温度が高い１３００℃以
上になる場合は、このブレイクダウンにより集合組織の
改善を施しＣ量を減じてもよい。これらは従来の公知技
術の範囲である。

【００４３】冷間圧延における最終冷延率は８０％未満
であると｛１１０｝＜００１＞集合組織がブロードにな
り高磁束密度が得られず、９２％を超えると｛１１０｝
＜００１＞集合組織が極端に少なくなり二次再結晶が不
安定になる。

【００４４】熱延鋼帯の焼鈍は、主に熱延時に生じた鋼
帯内の組織・インヒビター分散の不均一性を除去するた
めに行われる。熱延鋼帯での焼鈍でも良いし、最終冷間
圧延前の焼鈍でも良い。すなわち、最終冷間圧延前に熱
延での履歴の均一化を行うために１回以上の連続焼鈍を
行うことが望ましい。

【００４５】最終冷間圧延は常温で実施してもよいが、
少なくとも１パスを１００〜３００℃の温度範囲に１分
以上保つと一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が極
めて良好になる。

【００４６】脱炭燒鈍における室温から６５０〜９５０
℃までの加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすると、一
次再結晶集合組織が改善され磁気特性が良好になる。加
熱速度を確保するためには種々な方法が考えられる。即
ち、抵抗加熱、誘導加熱、直接エネルギー付与加熱等が
ある。加熱速度を早くすると一次再結晶集合組織におい
てＧｏｓｓ方位が多くなり二次再結晶粒径が小さくなる
ことは特公平６−５１８８７号公報等で公知である。特
公平６−５１８８７号公報では、加熱速度を１４０℃／
ｓｅｃ以上としているが、本発明では、前記加熱速度が
１００℃／ｓｅｃでも効果があり、望ましくは１５０℃
／ｓｅｃ以上である。脱炭焼鈍温度を６５０℃以上とし
たのはこれ以下では再結晶が完了せず効果が少ないため
であり、一方、前記温度を９５０℃までと規定したのは
方向性電磁鋼板の製造において脱炭焼鈍温度が９５０℃
を超えることは無いからである。

【００４７】

【実施例】＜実施例１＞表１に通常の方法で溶製した溶
鋼成分と製造条件および製品特性の結果を示す。連続焼
鈍は１１００℃で１５０秒行って２０℃／秒で冷却し
た。その後、８５０℃で９０〜１５０秒間、Ｈ₂ とＮ₂
の混合雰囲気で、露点６５℃で焼鈍した。この脱炭焼鈍
時に加熱速度を５０℃／秒、１１０℃／秒、１８０℃／
秒と変化させた。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤の塗布前後に指定の方法で窒化し二次再結晶焼鈍を
施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ₂ ＝２５％、Ｈ₂ ＝
７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃
まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以
上、Ｈ₂ ＝１００％で純化処理を行った。その後、通常
用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を
行った。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】 ＜実施例２＞図１は、以下に述べる成分組成を有する素
材を下記製造条件で製造した際の一次皮膜欠陥率を示す
ものである。Ｃ＝０．０４５〜０．０６５％、Ｓｉ＝
３．００〜３．５１％、Ｍｎ＝０．０５〜０．１０％、
Ｎ＝０．００６０〜０．００８７％、Ｃｕ＝０．０８〜
０．２０％、Ａｌ＝０．０２０〜０．０３０％、Ｓｅｑ
＝０．００６〜０．０５０％となるようにＳとＳｅを選
んで溶製したスラブを１２００〜１３００℃で加熱し、
その後、板厚２．３ｍｍの熱延鋼帯を得、９８０℃の温
度で１２０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗して板厚１．５
５ｍｍに冷間圧延し、その後１１００℃の温度で１５０
秒の焼鈍を行い、次いで板厚０．２３ｍｍに最終冷延を
した。この場合、最低２パスは１８０〜２２０℃に２分
間以上保持した。その後、一次再結晶平均粒径を１３〜
１５μｍとするために、Ｈ₂ ＝７５％、Ｎ₂ ＝２５％、
露点６２℃でＳｅｑ＜０．００８％の場合は、焼鈍温
度を８２０〜８７０℃で９０秒間、Ｓｅｑ≧０．００
８％の場合は焼鈍温度を８５０℃で９０秒間焼鈍し、そ
の後走行するストリップの状態でアンモニア雰囲気で
０．００８〜０．０１２％窒化し、その後ＭｇＯを主体
とする焼鈍分離剤を塗布して高温焼鈍を施した。この高
温焼鈍は、１２００℃までＨ₂ ＝７５％、Ｎ₂ ＝２５
％、昇温速度１５℃／時間とした。その後、１２００℃
の温度で２５時間、Ｈ₂ ＝１００％で純化処理を行っ
た。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗
布と平坦化処理を行った。

【００５０】この図１から、Ｓｅｑ＜０．００８％の場
合は、一次再結晶平均粒径を揃えるために脱炭焼鈍温度
を変化させる必要があり、酸化層は一定でなく一次皮膜
欠陥率が変動するとともに絶対値も劣る。これに対し
て、Ｓｅｑ≧０．００８％の場合は脱炭焼鈍温度は一定
で良く酸化層はほぼ一定となり、一次皮膜欠陥率は良好
で安定している。因みに、Ｓｅｑ≦０．０５０％の場合
は全て二次再結晶は良好であった。

【００５１】＜実施例３＞図２および図３は、以下に述
べる成分組成を有する素材を下記製造条件で製造した際
の窒化の有無と磁気特性の関係を板厚０．２３ｍｍ、板
厚０．２７ｍｍの場合のそれぞれについて示したもので
ある。Ｃ＝０．０４５〜０．０６５％、Ｓｉ＝３．００
〜３．５１％、Ｍｎ＝０．０５〜０．１０％、Ｎ＝０．
００６０〜０．００８７％、Ｃｕ＝０．０８〜０．２０
％、Ａｌ＝０．０２０〜０．０３０％、Ｓｅｑ＝０．０
１０〜０．０２５％となるようにＳとＳｅを選んで溶製
したスラブを１２００〜１３００℃で加熱し、その後、
板厚２．３ｍｍの熱延鋼帯を得て、最終冷延板厚が
０．２３ｍｍの場合は、９８０℃の温度で１２０秒の熱
延板焼鈍を施し、酸洗して板厚１．５５ｍｍに冷間圧延
し、その後１１００℃の温度で１５０秒焼鈍を行い、次
いで板厚０．２３ｍｍに最終冷延をした。この場合、最
低２パスは１８０〜２２０℃に２分間以上保持した。そ
の後、Ｈ₂ ＝７５％、Ｎ₂ ＝２５％、露点６２℃で、焼
鈍温度８５０℃で９０秒間焼鈍した。最終冷延板厚が
０．２７ｍｍの場合は、１１２０℃の温度で１２０秒の
熱延板焼鈍を施し、酸洗して冷間圧延で板厚０．２７ｍ
ｍに最終冷延をした。この場合、最低２パスは１８０〜
２２０℃に２分間以上保持した。その後、Ｈ₂ ＝７５
％、Ｎ ₂ ＝２５％、露点６２℃で、８５０℃で１２０秒
間焼鈍した。

【００５２】板厚０．２３ｍｍ、０．２７ｍｍ材共に窒
化処理を施したものと（走行するストリップの状態でア
ンモニア雰囲気で０．００５〜０．０１３％窒化）、窒
化しないものを製造し、その後ＭｇＯを主体とする焼鈍
分離剤を塗布して高温焼鈍を施した。この高温焼鈍は、
１２００℃までＨ₂ ＝７５％、Ｎ₂ ＝２５％、Ｈ ₂
＝５０％、Ｎ₂ ＝５０％、Ｈ₂ ＝２５％、Ｎ₂ ＝７５
％、Ｈ₂ ＝１０％、Ｎ₂ ＝９０％、昇温速度１５℃／
時間とした。その後１２００℃の温度で２５時間、Ｈ₂
＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられ
る絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。
この結果を図２、図３に示す。これら図２、図３から分
るように前記高温焼鈍昇温時雰囲気〜のいずれの雰
囲気においても窒化処理したものは板厚０．２３ｍｍ、
０．２７ｍｍのいずれの場合においても良好な磁気特性
を示しているのに対し、窒化処理しない場合には二次再
結晶しても磁気特性が劣っている。

【００５３】

【発明の効果】本発明の製造方法を適用することによ
り、一次皮膜欠陥が激減しまた二次再結晶の不均一性も
解消して安定的な工業生産が可能になり、また良好な磁
気特性も確保できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｓｅｑと一次皮膜欠陥率の関係を示す図。

【図２】板厚０．２３ｍｍの場合の窒化の有無と磁性と
の関係を示す図。

【図３】板厚０．２７ｍｍの場合の窒化の有無と磁性と
の関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の 59 日鐵プラント設計株式会社内 (72)発明者 山崎 幸司 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新 日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 平８−269561（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−225842（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−182866（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 C21D 9/46 501 C22C 38/00 303 C22C 38/60 H01F 1/16

Claims (11)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０
   ％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０３５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％、
   Ｓ及びＳｅをＳｅｑ＝Ｓ＋０．４０６Ｓｅで０．００８
   〜０．０５％、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％、残部がＦ
   ｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１０５０℃以上
   １３５０℃未満の温度で再加熱し、熱間圧延を施して熱
   延鋼帯とし、この熱延鋼帯を焼鈍しもしくは焼鈍せず、
   引き続き１回もしくは中間焼鈍を挾む２回以上の冷間圧
   延を行って最終板厚とし、脱炭焼鈍を行い、脱炭焼鈍完
   了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１８μｍ未
   満とし、脱炭焼鈍後、ストリップ走行状態下で水素、窒
   素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、鋼板の
   窒素増量を０．００１〜０．０２０重量％とし、ＭｇＯ
   を主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍を
   施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍
   後、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に優れた一方向性電
   磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 前記スラブの成分としてさらにＣｕ：
   ０．０１〜０．３０％を含有することを特徴とする請求
   項１記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方
   法。
3. 【請求項３】 前記脱炭焼鈍における昇温開始から６５
   ０〜９５０℃までの加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以上と
   することを特徴とする請求項１または２記載の磁気特性
   に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 前記熱間圧延における鋼帯の温度を以下
   の範囲に調整することを特徴とする請求項１〜３のいず
   れかの項に記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の
   製造方法。 ８５０＋２５００×Ｓｅｑ＋４００×Ｍｎ≦ＦＯＴ
   （℃）≦１１００＋３０００×Ｓｅｑ＋８００×Ｍｎ≦
   １３５０℃ただし、ＦＯＴ：仕上げ入り口温度（℃） ８００＋２５００×Ｓｅｑ＋４００×Ｍｎ≦ＦＴ（℃）
   ≦１０５０＋３０００×Ｓｅｑ＋８００×Ｍｎ≦１３５
   ０℃ただし、ＦＴ：仕上げ出口温度（℃）
5. 【請求項５】 前記熱延鋼帯の焼鈍条件の最高温度を９
   ５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下
   とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に
   記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 前記スラブの成分として更に、Ｓｎ、Ｓ
   ｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０％含有す
   ることを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載
   の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 前記スラブの成分として、更に、Ｃｒを
   ０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする請求項
   １〜６のいずれかの項に記載の磁気特性に優れた一方向
   性電磁鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 前記スラブの成分として、更に、Ｎｉ：
   ０．０３〜０．３０％含有することを特徴とする請求項
   １〜７のいずれかの項に記載の磁気特性に優れた一方向
   性電磁鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 前記スラブの成分として更に、Ｍｏ、Ｃ
   ｄの少なくとも１種を０．００８〜０．３％含有するこ
   とを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の磁
   気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 【請求項１０】 前記冷間圧延における最終冷延率を８
    ０〜９２％とすることを特徴とする請求項１〜９のいず
    れかの項に記載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の
    製造方法。
11. 【請求項１１】 前記冷間圧延における最終冷間圧延の
    少なくとも１パスにおいて、鋼帯を１００〜３００℃の
    温度範囲に１分以上保つことを特徴とする請求項１〜１
    ０のいずれかの項に記載の磁気特性に優れた一方向性電
    磁鋼板の製造方法。