JPH02274812A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔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。

〔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Ｂａ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ｌｋｇ当りの鉄損Ｗ＋？／Ｓ（１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、最内にい
って磁束密度が高いは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、−次回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。

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（１１０１，圧延方向に＜００
１＞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＞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４０−１５６４
４号公報及び今中拓−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Ａ
７Ｎを後者ではＭｎＳ　、　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をいったん完全固溶させた後、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。

ｌ）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
普通網皿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。

特公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ、　Ｂｉ、　Ｓ
ｎ、　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
Ｍ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″Ｃの範囲に
する方法が開示された。また、特開昭５７−１５８３２
２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ない、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。

旧、　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。

さて本発明者等は先に特開昭５９−５６５２２号公報に
おいて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
術を開示した。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。

〔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
目的としておるものの、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、工業化はできない
。他方スラブ加熱を低温化すると当然、熱延温度が低下
する等熱延に関する変更が生じる。しかしながら、これ
までのところ、熱延方法を組み込んだ低温スラブ加熱の
一貫製造方法は検討さえ行われていなかった。

従来の高温スラブ加熱（例えば１３００℃以上）の場合
、熱延の主な役割は、■粗大結晶粒の再結晶による分断
、■ＭｎＳ、ＡｌＮ等の微細析出又は析出抑制、■（１
１０）＜００１＞方位粒の剪断変形による形成の３点で
あったが、低温スラブ加熱の場合■は必要なく、■に関
しては本発明者が特願平１−１７７８号で開示している
如く、脱炭焼鈍後の金属組織を適切なものとすればよい
ので、熱延板での析出物制御は必須でない。従って従来
法での熱延に対する制約は低温スラブ加熱の場合には少
ないと言える。

そこで本発明者らは、二次再結晶制御のために、熱延板
の金属組織を従来の高温スラブ加熱では実現不可能であ
った極限まで適切なものとする熱延方法を検討した。例
えば、熱延最終パス後の金属物理学現象に関しては、Ｍ
ｎＳ、ＡｌＮ等の微細析出又は析出抑制が従来法では最
重要制御項目であり、他の現象はあまり顧みられなかっ
た。

そこで、本発明者らは、従来は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
象を利用して熱延板の金属組織を制御して、低温スラブ
加熱を前提とする８０％以上の最終強圧下冷延による製
造法において製品の磁気特性を良好かつ安定なものとす
る熱延方法を検討した。

一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱（
例えば１３００℃以上）時のスラブ結晶粒の粗大成長に
起因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細粒
発生）を防止するために、熱延時の９６０−１１９０℃
での温度で１パス当り３０％以上の圧下率で再結晶化高
圧下圧延を施し粗大結晶粒を分断する方法が提案されて
いる（特公昭６０−３７１７２号公報）。確かにこの方
法によって線状細粒発生が減少するが、この方法は、高
温スラブ加熱を施す製造プロセスを前提としている。低
温スラブ加熱（１２８０℃未満）の場合、上記高温スラ
ブ加熱に起因するスラブ結晶粒の粗大化は起こらず、当
然のことながら、粗大結晶粒分断を目的とした再結晶化
高圧下圧延は必要でない。

また、ＭｎＳ　、　ＭｎＳｅ、　Ｓｂをインヒビターと
する製造方法において、熱延時の９５０〜１２００″Ｃ
の温度で圧下率１０％以上で連続して熱延し、引続き３
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却してＭｎＳ　、　Ｍｎ
Ｓｅを均一微細に析出させることによって磁気特性を向
上させる方法が提案されている（特開昭５１−２０７１
６号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行を抑制
し、剪断変形で形成される（１１０）　＜ｏｏｒ＞方位
粒が引き続く再結晶で減少するのを防止することによっ
て磁気特性を向上させる方法が提案されている（特公昭
５９−３２５２６号公報、特公昭５９−３５４１５号公
報）。これらの方法においても、低温スラブ加熱を前提
とする８０％以上の最終強圧下冷延での製造は検討さえ
されていない。また、０．０２重量％以下の炭素を含有
する珪素鋼スラブの熱延において、熱延板で歪を蓄積さ
せる低温大圧下熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再
結晶により超低炭素特有の粗大結晶粒を分断する方法が
提案されている（特公昭５９−３４２１２号公報）。し
かしこの方法においては、良好な磁気特性を安定して得
ることは難しい。

そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の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％以上の最終強圧下冷延による製造法
において優れた磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板を安定
して得ることを目的として研究を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、重量でＣ：　０．０２１〜０．０７５％、ｓ
ｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ｎ：　０．０１０〜０
．０６０％。

Ｎ　７０．００３０〜０．０１３０％、　Ｓ　＋０．４
０５　Ｓｅ　：　０．０１４％以下、　Ｍｎ　：　０．
０５〜０．８％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物
からなるスラブを１２８ｏ″Ｃ未満の温度で加熱し、熱
延を行い、引き続き必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次
いで、圧下率８０％以上の最終冷延を含み必要に応じて
中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を行い、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、熱延終了温度を７００〜１１５０℃と
し、最終３パスの累積圧下率を４０％以上とする熱延を
施すことを特徴とする。更に、この特徴に加えて、仕上
熱延の最終パスの圧下率を２０％以上とすることによっ
て、−層磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板が得られる
。

〔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、次いでこの熱延
板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率８０％以上
の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回
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。

本発明者らは、仕上熱延の最終バス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを発
見した。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率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：　０．０５４重量％。

Ｓｉ　：　３．２７重量％、酸可溶性Ａ７　：　０．０
２９重量％、Ｎ：　０．００８０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２０〜６０ＩＩＩＩ
ｌ厚のスラブを１１００〜１２８０’Ｃに加熱し、６バ
スで２．３ｎ＋ｍ厚の熱延板に熱延し、約１秒後に水冷
し、５５０℃まで冷却した後、５５０℃に１時間保持し
て炉冷する巻取りシミュレーションを施し、次いでこの
熱延板に、１１２０℃に３０秒保持し次いで９００℃に
３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施し、引き続き約
８８％の最終強圧下圧延を行って最終板厚０．２８５　
ｍｍの冷延板とし、８３０〜１０００℃の温度で脱炭焼
鈍を行い、引き続きＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布して最終仕上焼鈍を行った。

第１図から明らかなように熱延終了温度７００〜１１５
０℃でかつ最終３パスの累積圧下率４０％以上の場合に
Ｂｓ≧１．９０　Ｔの高い磁束密度が得られている。ま
た本発明者らはこの新知見をさらに詳細に検討した。

第２図は第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温度
７００〜１１５０℃でかつ熱延の最終３パスの累積圧下
率４０％以上の場合における熱延の最終バスの圧下率と
磁束密度との関係を表したグラフである。

第２図から明らかなように最終バスの圧下率が２０％以
上の場合にＢ、≧１．９２７の高い磁束密度が得られて
いる。

熱延終了温度、最終３パスの累積圧下率、最終パスの圧
下率と製品の磁束密度との間に第１図及び第２図に示し
た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。

第３図、第４図、第５図に各々熱延条件の異る熱延板金
属組織、熱延板焼鈍後の金属組織、脱炭焼鈍後（脱炭板
）の集合組織（板厚Ｘ地点）の例を示す。この場合第１
図で説明したものと同一成分の３３．２，２６ｎ＋ｍ厚
のスラブを１１５０’Ｃで加熱後（Ａ）３３．２→１８
．６→１１．９→８．６→５．１→３．２→２．３　（
ｎ＋ｍ）　、　　（Ｂ）　２６−１１．８−６．７−３
．５→３．０→２．６　→２．３　（ｍｓ）のパススケ
ジュールで２．３　＋＋ｖ＋厚の熱延板とし、第１図で
説明したものと同じ条件で冷却した。この時熱延終了温
度は各々（Ａ）：９２５℃１（Ｂ）：９１０″Ｃであっ
た０次いでこの熱延板に熱延板焼鈍、最終強圧下圧延を
行って最終板厚０．２８５ｍｍの冷延板とし、引き続き
Ｎ２２５％、Ｎ２１５％、露点６０℃の雰囲気中で８３
０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を行った。

第３図から明らかなように本発明の条件を満たす（Ａ）
の場合、（Ｂ）と比較して熱延板の再結晶率が極めて高
く、結晶粒径が小さい、また、第４図から明らかなよう
に本発明の条件を満す（Ａ）の場合、（Ｂ）と比較して
熱延板焼鈍後の結晶粒径が小さい。また第５図から明ら
かなように本発明の条件を満たす（Ａ）の場合、（Ｂ）
と比較して、脱炭板の（１１１）方位粒が多く、（１０
０）方位粒が少く、（１１０）方位粒には差がない。

なお、熱延板の再結晶率（板厚ス地点）は、本発明者ら
が開発したＥ　ＣＰ　（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｃｈａｎｎ
ｅｌｌｉｎｇｐａｔｔｅｒｎ　）を画像解析して結晶歪
を測定する方法（日本金属学会秋期講演大会概要集（１
９８８，１１）Ｐ２Ｓ５）を用いて測定し、標準試料の
焼鈍板に１．５％冷延した場合のＥＣＰの鮮明度より高
い値を示す粒の面積率（低歪粒の面積率）を再結晶率と
呼んでいる。この方法は従来の金属組織を目視判定して
再結晶率を測定する方法と比較して格段に精度がよい。

第３図、第４図、第５図から明らかなように、本発明で
ある条件（Ａ）の場合、熱延板の再結晶率が極めて高く
（歪が少なく）かつ結晶粒径が小さくなっており、また
、熱延板焼鈍後には結晶粒径が小さくなっており、これ
を冷延再結晶させると、（１１０）方位粒に影響を与え
ることなく（１１１１方位粒が多く、（１００）方位粒
が少い集合組繊を得ることができる。

従来から（１１０）　＜００１＞二次再結晶粒の母体は
熱延時表面層での剪断変形で形成されると考えられてお
り、熱延板での（１１０）　＜００１＞方位粒を冷延再
結晶後に富化するためには、熱延板での（１１０）　＜
００１＞方位粒を粗粒でかつ歪の少ない状態にすること
が有効と考えられている。本発明においては熱延板の結
晶粒径は小さいが歪が少ない状態となっており、これが
熱延板焼鈍後にも継承され、結果的には、脱炭焼鈍後の
状態で（１１０）＜００１＞方位粒に影響を与えない。

他方脱炭板の主方位である（１１１）　＜１１２＞。

（１００）　＜０２５＞は（１１０）　＜００１＞二次
再結晶粒の粒成長に影響を与える方位として知られてお
り、（１１１）　＜１１２＞が多イホど（１００）　＜
０２５＞が少ないほど（１１ｏ）＜ｏｏ　ｔ＞二次再結
晶粒の粒成長が容易となると考えられる。本発明におい
ては、熱延最終３パスで高圧下を加えることによって最
終パス後に引き続く再結晶での核生成サイトが増加し、
再結晶が進み、結晶粒も微細化される。この熱延板に引
き続き熱延板焼鈍を施すと、熱延板の状態で核化状態と
なっていた多数の粒が再結晶粒となり、熱延板で微細な
再結晶粒となっていたものと共に鋼板全体を占め、結果
的には、微細な結晶粒で占められた金属組織となる。次
いで、この熱延板焼鈍後の板を冷延再結晶させると冷延
前の粒径が小さいがために粒界近傍から（１１１）＜１
１２＞が多く核化し、粒内から核化ずる（１００）　＜
０２５＞が相対的に減少する。

従って、本発明においては、熱延最終パス後に引き続く
再結晶によって熱延板が低歪でかつ多数の再結晶粒が発
生したことにより、結晶粒径が小さい状態となり、この
影響が引き続く、熱延板焼鈍、冷延、脱炭焼鈍後にまで
引き継がれ、脱炭板の状態で、（１１０）＜００１＞方
位粒に影響を与えることなく、（１１０）＜００１＞方
位粒の粒成長に有利な（１１１）　＜１１２＞方位粒を
増加させ、（１１０）＜ｏｏｌ＞方位粒の粒成長を妨げ
る（１００）＜０２５＞方位粒を減少させることに成功
した。これにより良好な磁気特性を安定して得ることが
可能となる。

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Ｂｓ　＞　１．８０　（Ｔ）が得がたいので０．０
２１％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。

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。又、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。

Ｎは二次再結晶の安定化に必要な／１１７Ｎもしくは（
Ａｌ、　Ｓｉ）　ｎ１ｔｒｉｄｅｓを確保するため、酸
可溶性Ｎとして０．０１０％以上が必要である。酸可溶
性Ｍが０．０６０％を超えると熱延板のＡ７Ｎ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については通常の製鋼作業では０．００３０％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、０．０１３０％を越え
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。

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　
＋　０．４０５　Ｓｅ）５０．０１４％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
立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。

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）、
就中、ストリップの側縁部が波形状となり製品歩留りを
低下させる問題を生じる。一方、良好なフォルステライ
ト皮膜を形成せしめるという観点からは、Ｍｎは（０，
０５＋７　（Ｓ＋０．４０５　Ｓｓ）％％以上であるこ
とが望ましい。すなわち、フォルステライト皮膜の生成
反応であるＭＭｇＯ−５ｉｎ固相反応に際し、ＭｎＯが
触媒的に機能する。このために必要なＭｎ活量を鋼中に
確保するためには、Ｓ或いはＳｅ＠ＭｎＳ或いはＭｎＳ
ｅの形でトラップするに必要な量を越える量のＭｎが必
要となる。また（０．０５＋７（Ｓ＋〇、４０５　Ｓｅ
）　）％未満のＭｎ量ではフォルステライトの結晶粒径
が大きくなり、皮膜の密着性が劣化する。

従って、Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは（０，０５＋
７（Ｓ＋０，４０５　Ｓｅ）　）％である。

一方、Ｍｎ量が０．８％を越えると製品の磁束密度を低
下せしめる。

スラブ加熱温度は、普通網皿にしてコストダウンを行な
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
。本発明の特徴はこの熱延工程にある。

つまり熱延終了温度を７００〜１１５０℃とし、最終３
パスの累積圧下率を４０％以上とする。さらに加えて、
最終パスの圧下率が２０％以上であることが良好な磁気
特性を得る上で一層好ましい。

熱延工程は通常ｌＯＯ〜４００＋ｍ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圧延と仕上圧延より
成る。粗圧延の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。

本発明の特徴は粗圧延に引き続く仕上圧延にある。

仕上圧延は通常４〜１０パスの高速連続圧延で行われる
。通常仕上圧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１００〜３０００　ｍ／ｍｒｎとなって
おり、パス間の時間は０．０１〜１００秒となっている
０本発明で限定しているのは、熱延終了温度と最終３パ
スの累積圧下率とさらに加えて最終パスの圧下率だけで
あり、その他の条件は特に限定するものではないが、最
終３パスのバス間時間を１０００秒以上と異常に長くと
るとパス間の回復、再結晶で歪が解放され、蓄積歪の効
果が得られにくくなるので好ましくない。その他仕上熱
延前段の数パスでの圧下率については、最終パスまで加
えた歪が残っていることが期待しにくいので特に限定せ
ず、最終３パスだけを重視すれば十分である。

次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。

熱延終了温度を７００〜１１５０℃１最終３パスの累積
圧下率を４０％以上としたのは、第１図から明らかなよ
うにこの範囲でＢ、≧１．９０（Ｔ）の良好な磁束密度
ＢＩＩをもつ製品が得られるためである。

なお最終３パスの累積圧下率の上限については特に限定
するものではないが工業的には、９９．９％以上の累積
圧下を加えることは困難である。またさらに好ましくは
最終パスの圧下率を２０％以上としたのは第２図から明
らかなようにこの範囲において、Ｂ、≧１．９２（Ｔ）
の−層良好な磁束密度Ｂ８をもつ製品が得られるためで
ある。なお最終パスの圧下率の上限は特に限定するもの
ではないが、工業的には９０％以上の圧下を加えること
は困難である。

熱延の最終バス後通常０．１〜１００秒程度空冷された
後水冷され３００〜７００℃の温度で巻取られ、除冷さ
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秒以上空冷することは、再結晶を
進ませる上で好ましい。

この熱延板は必要に応じて熱延板焼鈍を施し、淡いで、
圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間
焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施す。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、脱炭仮において尖鋭な（１１０）＜ｏｏｌ＞
方位粒と、これに蚕食され易い対応方位粒（（１１１１
＜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。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足し
ている場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強
化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例と
しては、Ａｌを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガス
の窒素分圧を高めに設定する方法等が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

一実施例１− Ｃ；　０．０５６重量％、　Ｓｉ　：　３．２８重量％
、Ｍｎ：０．１４重量％、　Ｓ　：　０．００５重量％
、酸可溶性７１Ｊ　？　０．０２９重量％、　Ｎ　：　
０．００７８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、１０５０℃で熱延を開始し６パスで熱延し
て２．３＋ａｍ厚の熱延板とした。この時圧下配分を■
４０→１５→７→３．５→３→２．６→２、３　（ｍｓ
）　、■４０→３０→２０→１０→５→２．８→２．３
　（ｌｌ＋ｗ）　、■４０→３０→２０→１０→５→３
→２．３（ＩＩｓ）の３条件とした。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
た後炉冷する巻取リシミュレーションを行った。この熱
延板に、１１２０℃に３０秒保持し９００℃に３０秒保
持して急冷する熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率的８８
％で０．２８５ａ＋ｍ厚の冷延板とし、８３０℃で１５
０秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板に
、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２７５
％、Ｈ！２５％の雰囲気ガス中で１０″Ｃ／時の速度で
１２００℃まで昇温し、引き続きＨｚｌＯＯ％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。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第１表に示
す。

−８； 一実施例２− Ｃ：　０．０５３重量％、　Ｓｉ　：　３．２８重量％
、　Ｍｎ　：　０．１５重量％、　　Ｓ　：　０．００
６重量％、酸可溶性Ａ１：０．０３０重量％、　Ｎ　：
　０．００８１重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的
不純物からなる２６ＩＩ１ｍｌ厚のスラブを１１５０℃
の温度で加熱した後、６パスで熱延して２．３ｍｍ厚の
熱延板とした。この時圧下配分を２６→１５→１０→７
→５→２．８→２，３（ａｍ）とし、熱延開始温度を■
１０００℃１■９００℃１■　８００℃１■７００　’
Ｃの４条件とした。熱延終了後の冷却条件、引き続く最
終仕上焼鈍までの工程条件は実施例１と同じ条件で行っ
た。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第２表に示
す。

一実施例３− Ｃ：　０．０５１重量％、　Ｓｉ　：　３．３０重量％
、Ｍｎ：０．１４重量％、　　Ｓ　：　０．００６重量
％、酸可溶性Ａ／　：　０．０３１重量％、　　Ｎ　：
　０．００８２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１２５０℃の温度
で゛加熱した後６パスで熱延して２．０　ＩＩＩｍ厚の
熱延板とした。この時圧下配分を４０→３０→２０→１
０→５　→３　→２　（Ｉｌｖ＋）とし、熱延開始温度
を■１２５０℃１■１１００℃１■１０００℃の３条件
とした。熱延終了後は実施例１と同じ条件で冷却した。

この熱延板に、１１２０℃に３０秒保持し９００℃に３
０秒保持し急冷する熱延板焼鈍を施し、圧下率８９％で
０．２２０　ｍｍ厚の冷延板とし、８３０℃で１２０秒
保持し引き続き９１０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施
した。得られた脱炭仮にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、Ｎ、２５％、Ｈ，７５％の雰囲気ガス中で
ｌＯ℃／時の速度で８８０℃まで昇温し、引き続きＮ２
７５％、Ｈｆｆｉ２５％の雰囲気ガス中で１５℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨｚｌＯＯ％の
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。

熱延条件、熱延終了温度、製品の磁気特性を第３表に示
す。

一実施例４− Ｃ：　０．０５２重量％、　Ｓｉ　：　３．２１重量％
、　Ｍｎ　：　０．１４重量％、　　Ｓ　：　０．００
６重量％、酸可溶性Ａ７　：　０．０３０重量％、　　
Ｎ　：　０．００８０重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる４０ｍａ＋厚のスラブを１１５０
゛Ｃの温度で加熱した後１０５０℃で熱延を開始し６パ
スで熱延して１．６ｖ＋＋厚の熱延板とした。この時圧
下配分を■４０→１６→７→２．６→２．０→１．８→
１．６（ｍ涌）、■４０→３０→２０→１０→５→２．
５−１．６　（ｆｆｌｌｌｌ）　、■４０→３０−２２
４１２−６→３．１→１．６（閤）、■４０→３０→２
０→１１→４．５→２．９→１．６（信ｍ）の４条件と
した。

熱延後の冷却を実施例１と同じ条件で行った。この熱延
板に、１１２０℃に３０秒保持し９００℃に３０秒保持
する熱延板焼鈍を施し、圧下率８９％で０．１７０ｍｏ
ｎ厚の冷延板とし、引き続き最終仕上焼鈍までの工程条
件を実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件、熱延終了温度、製品の磁気特性を第４表に示
す。

〔発明の効果〕

以上説明したように本発明においては、熱延終了温度と
熱延最終３バスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延の
最終パスの圧下率を制御することにより、低温スラブ加
熱を前提とする製造方法で良好な磁気特性を安定して得
ることができるので、その工業的効果は極めて大である
。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３バスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表にしたグラフであ
り、第２図は熱延の最終パスの圧下率が製品の磁束密度
に与える影響を表したグラフであり、第３図は熱延条件
の異る熱延板金属組織の例を示す顕微鏡写真であり、第
４図は、熱延条件の異る熱延板焼鈍後の金属組織の例を
示す顕微鏡写真であり、第５図は、熱延条件の異る場合
の脱炭板集合組繊の例である。 第１図 ○、１９０≦Ｂｔ３（Ｔ） ■ ｌθＳ≦Ｂθ（Ｔ）〈ｌｑθ 熱延最終３パスの累■貴圧下辛（％） ｓＢ図 θ ２θ ４θ θＯ 熱通量終ペスの圧千千（％） 第４図 表面 ＜Ａ） ＣＢ） 熱赳、養・１↑ 第５図 然乏永件 手 続 補 正 書 （自発） 平成 年１１月 日

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：２
   ．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６
   ０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４
   ０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８
   ％を含有し、残部がＦｅ及び不可避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
   続き必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０
   ％以上の最終冷延を含み必要に応じて中間焼鈍をはさむ
   １回以上の冷延を行い、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、熱
   延終了温度を７００〜１１５０℃とし、最終３パスの累
   積圧下率を４０％以上とす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製造方法。
2. （２）仕上熱延の最終パスの圧下率が２０％以上である
   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。