JPH02274814A - 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８　０　０　Ａ／ｍにお
ける磁束密度Ｂ．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ｗｒｔ／ｓ。

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。

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＜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方法とし
ては、８０％以上の最終強圧下冷延を特徴とする方法（
特公昭４０−１５６４４号公報等）及び４０〜８５％の
最終局圧下冷延を特徴とする方法（特公昭５１−１３４
６９号公報等）が代表的である。前者においてはＭｎＳ
およびＡｆＮを後者ではＭｎＳ、　ＭｎＳｅ、　Ｓｂ等
を主なインヒビターとして用いており、これらインヒビ
ターの種類に応じて適性な磁気特性を得られる最終冷延
率が変るものと考えられてきた。

〔発明が解決しようとする課題〕 ところで、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ＡｆＮ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ＡｆＮ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−熱延一焼鈍一冷延一説炭
焼鈍一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、加えて瞥通鋼製造プロセ
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。このような要請に答えるべく、
例えば、７ＶＮ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ＡｆＮ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ＡＩＮ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、歩留が低下
する結果となる。

そこで本発明者らは、従来のこの様なインヒビターに主
眼をおいた硬直した工程設計を改め、金属物理の素現象
に立ち戻り、まったく異った観点から製品の磁気特性を
高める工程設計を行って、熱延板焼鈍の簡省略化を試み
ることとした。従来の一方向性電磁鋼板の適性冷延率と
インヒビターの関係に対する考え方の代表的なものは次
の２つである。

（１）最終冷延率が高いほど、−成典結晶粒の正常粒成
長の駆動力が高まるので、正常粒成長を抑制して、二次
再結晶を安定化させ集積度の高い（１１０１＜００１＞
二次再結晶粒を発生させるには、微細析出分散相による
インヒビター効果をより強くする必要があるという考え
方。

（２）最終冷延率が支配的である一次再結晶集合組織中
の（１１０１＜００１＞方位又はその対応力位の集積度
が高いほど、集積度の高い（１１０）＜００１＞二次再
結晶粒が発生するが、発生する二次再結晶方位の分散の
程度を決めるのがインヒビター強度（Ｚｅｎｅｒ因子）
であるという考え方。

この様な考え方は、二次再結晶現象のみに着目した工程
設計の考え方であり、その二次再結晶に先立つ、冷延で
の歪蓄積、結晶回転及び引き続く焼鈍での回復、再結晶
及び粒成長といった素現象に注意がほとんど払われてい
ない。本発明者らはこの様な素現象には冷延前鋼板の性
状が影響するだろうという予測の元に研究を進め、従来
とまったく異った観点から製品の磁気特性を高める工程
設計を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明においては、その目的を達成するために通常の成
分からなる珪素鋼スラブを熱延し、引き続き通常の１回
冷延工程で得られた珪素鋼冷延板に通常の工程を施して
一方向性電磁鋼板を製造する方法において、再結晶率１
００％未満の冷延前鋼板に対して、冷延率７７〜９３％
の冷延を施すことを特徴とする。さらにこの特徴に加え
て、冷延前の鋼板の再結晶率（ＦＲ（％））、冷延率（
ＣＲ（％））とするとき、冷延は下記の式を満足する如
く施すことによって一層磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板が得られる。

０．０５Ｘ　Ｆ　Ｒ＋７７≦ＣＲ≦０．０５Ｘ　Ｆ　Ｒ
＋８８〔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、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、従来のインヒビターに主眼を置いた硬直
した工程設計を改め、まったく異った観点から工程設計
を行うことを考えた。具体的には、インヒビターの種類
、量等に応じて、冷延率を選ぶ従来のやり方を見直すこ
ととした。本発明者らは冷延前の鋼板の性状と製品の磁
気特性を良好とする冷延率（通性冷延率）との関係を種
々の観点から広範囲にわたって研究したところ、冷延前
鋼板の性状と適性冷延率との間に極めて密接な関係があ
ることを確かめた。以下、実験結果を基に説明する。

第１図は冷延前鋼板の再結晶率（板厚方向の各点の平均
値）が１００％又は１００％未満の場合の冷延率と製品
の磁束密度の関係を表したグラフである。ここではＣ：
　０．０２１〜０．１００重量％、Ｓｔ　：　３．２〜
３．５重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０４５
重量％、Ｎ　：　０．００３０〜０．０１００重量％、
Ｓ　：　０．００３０〜０．０３００重量％、Ｍｎ：０
．０７０〜０、５００重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなるスラブを１１５０〜１４００°Ｃ
に加熱し、１．６〜４．０鵬厚の熱延板とした。この時
、熱延開始温度を７００〜１３５０°Ｃ１熱延各パスの
圧下率を１０〜８０％とし、その配分も種々の条件で行
い、熱延後水冷開始までの時間を０．１秒〜１００秒ま
でとり、また、巻取温度を１００〜８００°Ｃとした。

次いでこの熱延板を７００〜１２００°Ｃの温度で熱延
板焼鈍又は熱延板焼鈍なしの条件で処理し、次いで７０
〜９８％の冷延率で最終強圧下冷延を行って最終板厚ｏ
、　ｉ　ｏ　ｏ〜０．４８０ｍｍ厚の冷延板とし、８３
０〜１０００°Ｃの温度で脱炭焼鈍を行い、引き続いて
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終焼鈍を
行った。

第１図から明らかなように、１００％未満の再結晶率の
冷延前鋼板を７７〜９３％の冷延率で冷延を施した場合
に、Ｂ、≧１．８８７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冷延前鋼板
の再結晶率が１００％未満で、かつ、７７〜９３％の冷
延率の条件における冷延前鋼板の再結晶率と冷延率が製
品の磁束密度に与える影響を表したグラフである。

第２図から明らかなように、冷延前の鋼板の再結晶率（
ＦＲ（％））、冷延率（ＣＲ（％））とするとき、ＦＲ
とＣＲが ０．０５Ｘ　Ｆ　Ｒ＋７７≦ＣＲ≦０．０５Ｘ　Ｆ　Ｒ
＋８８なる条件を満す時に、Ｂ６≧１．９０　Ｔの高い
磁束密度が得られている。

この時、冷延前鋼板の再結晶率は、本発明者らが開発し
たＥ　ＣＰ　（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｃｈａｎｎｅｌｌｉ
ｎｇｐａｔｔｅｒｎ　）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（１９８８゜
１１）Ｐ２Ｏ３）を用いて測定し、はぼランダム方位を
有する標準試料の焼鈍板に１．５％冷延した場合のＥＣ
Ｐ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。

従来、珪素鋼の熱延板又は熱延板焼鈍後の鋼板の再結晶
率は、目視判定で行われていたが、この方法では当然の
ことながら測定者によって値が異り、客観性に欠けてい
た。そしてこの主な原因は、熱延及び熱延板焼鈍で起る
再結晶の中に、（１）核生成−成長型再結晶、（２）そ
の場再結晶の２つの再結晶が混じっているためであった
。他方、例えば７０〜９０％の冷延後の再結晶の場合、
（１）の再結晶が主であり、目視判定でも正確な再結晶
率を測定することが可能である。本発明者らは（１）型
の再結晶が主である８８％冷延率の場合の珪素鋼の冷延
再結晶過程を上記の方法で詳細に調査し、ＥＣＰ鮮明度
が再結晶が生じると急激に高まること及び焼鈍中再結晶
完了後さらにＥＣＰ鮮明度が高まる（歪が低下する）こ
とを解明した。そして、上記標準試料の焼鈍板に１．５
％冷延した場合のＥＣＰの鮮明度より高い場合には、上
記８８％冷延し、焼鈍した場合のＥＣＰの鮮明度の測定
箇所が再結晶状態にあると判定できることがわかった。

そこで、この判定基準を用いて従来不可能であった熱延
板、熱延板焼鈍後の板の再結晶率の正確な測定を行って
いる。

冷延前の鋼板の再結晶率、冷延率と製品の磁束密度の間
に、第１図、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、本発明者等は次のよう
に推察している。

第３図は熱延板焼鈍なし、熱延板焼鈍ありの場合の冷延
率と製品の磁束密度の関係を表したグラフである。また
、第４図は、冷延前鋼板の集合組織（板厚中心）（ベク
トル法による三次元解析結果）の例である。この場合、
Ｃ：　０．０５３重量％。

Ｓｉ：３．２８％重量％、Ｍｎ：０．１６重量％、Ｓ：
０、００７重量％、酸可溶性Ａ７　：　０．０２７重量
％。

Ｎ　：　０．００７６重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる４０ｎｍ厚のスラブを１１５０°
Ｃに加熱した後、圧延開始温度を■１０５１°Ｃ１■７
７８°Ｃの２水準とし、４０→２３→１２→６→３．７
→２．３→１．８（ａｕａ）なるバススケジュールで熱
延し、１秒後に水冷を行い５５０℃まで水冷した後、５
５０°Ｃに１時間保持して炉冷する巻取リシミュレーシ
ョンを施した。この時圧延終了温度は各々■９２５°Ｃ
１■７５４°Ｃであった。この熱延板を引き続き、（ａ
）熱延板焼鈍なし、（ｂ）１１２０°Ｃに３０秒保持後
９００°Ｃに３０秒保持して急冷なる熱延板焼鈍あり、
の２水準の条件で処理した。この時の冷延前鋼板の再結
晶率は各々■−（ａ）　：　５５％、■−（ｂ）：１０
０％、■−（ａ）　：　８％、■−（ｂ）：１００％で
あった。次いでこの冷延前鋼板を冷延率７０〜９４％で
冷延し、０．１００〜０．５４［１１１１１厚の最終冷
延板とし、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施した。

第３図より明らかなように冷延前鋼板の再結晶率が低い
ほど製品の磁束密度を最高とする冷延率（最適冷延率）
が低くなることがわかる。また、第４図から明らかなよ
うに、冷延前鋼板の再結晶率が低いほど冷延前鋼板の（
１００１＜ｏ　１１＞方位粒が多いことがわかる。

鉄鋼の冷延における結晶回転に関する研究においては、
例えば■冷延前の（１１０）＜ｏｏｔ＞方位は冷延後に
（１１１）　＜１１２＞方位へと回転する、■冷延前の
（１１１）　＜１１２＞方位は冷延後に（２１１）＜ｏ
ｚ＞方位へと回転する、■冷延の最終安定方位は（１０
０）　＜０１１＞又は（２１１）＜０１１＞である等の
報告がある。

冷延における結晶回転は、特定のすべり面とすべり方向
（すべり系）に転位が運動して生じるものであり、当然
、冷延前の結晶方位が異れば、冷延後の結晶方位に差異
が生じる。−力筒４図から明らかなように、冷延前鋼板
の再結晶率が低いほど冷延最終安定方位である（１００
）＜０１１＞が多いことがわかる。これは、再結晶率１
００％未満である冷延前鋼板は再結晶率１００％である
冷延前鋼板にあたかも冷延を加えたかのような集合組織
をもっていることを示している。従って例えば、８０％
程度の冷延率での冷延後に同様の集合組織を得るために
は、冷延前鋼板の再結晶率が低いほど冷延率を低める必
要がある。

冷延前鋼板の再結晶率が低いほど、（１００）＜０１１
＞が多い理由について本発明者らは次のように推察して
いる。例えば、熱延における中心層の結晶回転は冷延で
の結晶回転と類似しており、圧延によって（１００）＜
０１１＞方位粒は増加する傾向にある。一方、パス間及
び熱延終了後の空冷中に再結晶に伴う結晶方位変化が生
じるが、その再結晶で（１００３＜０１１＞方位粒が発
生することはほとんどなく、むしろ他の方位の再結晶粒
に、（１００）＜ｏｔｔ＞方位粒は侵食されて、減少し
ていく。従って熱延での累積圧下率が同じでも、熱延で
の再結晶が生じやすい条件での熱延の場合（１００）＜
０１１＞方位粒が少ない傾向がある。また、熱延板焼鈍
での再結晶に伴っても（１００１＜０１１＞方位粒は他
の方位の再結晶粒に侵食されて減少していく傾向がある
。従って、温度が高い等再結晶しやすい条件での熱延板
焼鈍の場合（１００）＜ｏｚ＞方位粒が減少する傾向が
ある。

一方、冷延再結晶での核発生頻度等再結晶現象に冷延後
の歪！（転位密度）が支配的影響を与えることは従来か
ら知られている。冷延前鋼板の再結晶率が低いほど歪量
は多く、冷延後でもその影響は継承され、歪量は多い傾
向がある。従って、例えば８０Ｘ程度の冷延率での冷延
で同様の歪量を得るためには、冷延前鋼板の再結晶率が
低いほど、冷延率を低める必要がある。

上記の如く、冷延での結晶回転、冷延再結晶現象を製品
の磁束密度が良好になるような状態にするためには、冷
延前鋼板の再結晶率が低いほど、冷延率を低める必要が
ある。

次いで、本発明の各要件について説明する。

本発明で使用されるスラブは重量でＣ：　０．０２１〜
０．１００％、Ｓｉ：２．５〜４．５％ならびに通常の
インヒビター成分を含み残余はＰｅおよび不可避的不純
物よりなる。

次に上記成分の限定理由について述べる。

Ｃは０．０２１％未満にすると二次再結晶が不安定とな
り、かつ、二次再結晶した場合でもＢ、＞１．８０（Ｔ
）が得がたく好ましくなく、また、０、１００％を超え
ると脱炭不良が発生して好ましくない。

又、Ｓｔについては４．５％を超えると冷延が困難とな
り好ましくなく、２．５％未満では良好な磁気特性を得
ることが困難となり好ましくない。また、インヒビター
構成元素として、必要に応じてＭ。

Ｎ、　Ｍｎ、　　Ｓ、　Ｓｅ、　Ｓｂ、　Ｂ、　Ｃｕ、
　Ｂｉ、　Ｎｂ、　Ｃｒ、　Ｓｎ。

Ｔｉ等を添加することもできる。

このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から１３００°Ｃ以下とすることが好ま
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、１００〜４００［１１１１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。仕上圧延は通
常４〜ｌＯバ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／ｗｉｎとなっており、パ
ス間の時間は０．０１〜１００秒となっている。仕上圧
延の圧下率、圧下配分及び最終パス後の冷却条件は熱延
板の再結晶率に影響を与え、仕上後段、特に最終パスの
圧下率が高いほど、熱延終了後、鋼板を高温に保つ時間
が長いほど熱延板の再結晶率が高い。また熱延後の巻取
温度に関しては特に限定するものではないが、７００°
Ｃ以上になると冷却時のコイル内の熱履歴の差に起因し
て、コイル内にＡｊＮ等析出物の析出状態のバラツキ、
表面脱炭状態のバラツキ、金属組織のバラツキ等が生じ
、製品の磁気特性にバラツキが生じて好ましくない。

この熱延板は引き続き７００〜１２００°Ｃの温度で焼
鈍あり又は焼鈍なしなる処理を行った後冷延される。

本発明の特徴は、再結晶率１００％未満の冷延前鋼板（
熱延板又は熱延板焼鈍後の鋼板）の冷延方法にある。具
体的に言うならば、再結晶率１００％未満の冷延前鋼板
に対して、冷延率を７７〜９３％としなければならない
。また、さらに好ましくは、冷延前鋼板の再結晶率（Ｆ
Ｒ（％））、冷延率（ＣＲ（％））とするとき、冷延は
下記の式を満足する如く施されなければならない。

０．０５Ｘ　Ｆ　Ｒ＋７７≦ＣＲ≦０．０５×ＦＲ＋８
８　　（Ａ）次いで上記条件の限定理由について述べる
。

再結晶率１００％未満の冷延前鋼板に対して、冷延率７
７〜９３％としたのは、第１図から明らかなように、こ
の範囲で、Ｂ８≧１．８８（Ｔ）の良好な磁束密度を得
られるためである。また、さらに好ましくは、式（Ａ）
を満足する必要があるとしたのは、第２図から明らかな
ように、この範囲で、Ｂｌｌ≧１．９０（Ｔ）の−層良
好な磁束密度をもつ製品が得られるためである。

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、Ｍ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：　０．０５４重量％、Ｓｉ：３．２５重量％、Ｍｎ
：０．１６重量％、Ｓ：０．００５重量％、酸可溶性Ｍ
：　０．０２６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４０薗
厚のスラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後、１０５
０°Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して２．３−厚の
熱延板とした。この時、圧下配分を４０→３０→２０→
１０→５→２．８→２．３（ｆｆ１ｍ）とした。この時
熱延終了温度は９１５°Ｃであった。熱延終了後は１秒
間空冷後５５０°Ｃまで水冷し、５５０°Ｃに１時間保
持した後炉冷する巻取シミュレーションを行った。この
熱延板を■焼鈍なし、■９００°Ｃに３分間均熱なる条
件で処理し、次いで圧下率（ａ）７５％、（ｂ）８５％
、（ｃ）９５％の３水準で冷延し、０．１１５〜０．５
７５ｍｍ厚の冷延板とし、８３０°Ｃで１５０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、Ｎ２２５％、Ｈ２７
５％の雰囲気ガス中でｌＯ°Ｃ／時の速度で８８０℃ま
で昇温し、次いで、Ｎ２７５％、Ｈ２２５％の雰囲気ガ
ス中で１０”Ｃ／時の速度で１２００°Ｃまで昇温し、
引き続きＨ！１００％雰囲気ガス中で１２００″Ｃで２
０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
１表に示す。

一実施例２− Ｃｊ　Ｏ，０３４重量％、Ｓｉ：３．２８重量％、Ｍｎ
：０．１４重量％、Ｓｊｏ、００６重量％、酸可溶性Ｍ
：　０．０２７重量％、　Ｎ　：　０．００７９重量％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６柵
厚のスラブを１１５０°Ｃの温度で加熱した後１０５０
°Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して２．３閣の熱延
板とした。この時、圧下配分を２６→１５→１０→７→
５→３→２．３（ｍＩａ）とした。この時、熱延終了温
度は８９２°Ｃであった。熱延終了後の冷却条件は実施
例１と同じ条件で行い、次いで■焼鈍なし、０８５０°
Ｃに３分間保持なる条件で処理し、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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率、製品の磁気特性を第
２表に示す。

一実施例３− Ｃ：　０．０５５重量％、Ｓｉ：３．２８重景気＋Ｍｎ
：０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ｍ
：　０．０２８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２６ｍ
ｏ＋厚のスラブを１１５０″Ｃの温度で加熱した後８０
０°Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して１．８　ｔａ
１１厚の熱延板とした。この時圧下配分を２６→１５→
１０→７→４→２．６→１．８（ｓ）とした。この時、
熱延終了温度は７４９°Ｃであった。熱延終了後の冷却
条件は実施例１と同じ条件で行い、熱延板焼鈍を施すこ
となく０７０％、■７９％の冷延率で冷延し、０．３８
〜０．５４ｍ＋＊厚の冷延板とした。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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
３表に示す。

第 表 一実施例４− Ｃ：　０．０７９重量％、Ｓｉ：３．２５重量％＋Ｍｎ
：０、０８０重量％、Ｓ　：　０．０２６重量％、酸可
溶性Ａｌ　：　０．０２８重量％、　Ｎ　：　０．００
８２重量％、Ｓｎ：０．１１重量％、Ｃｕ：０．０６重
量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４
０ｍｍ厚のスラブを１３００°Ｃの温度で加熱した後、
１１００°Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して２．３
　ｍ厚の熱延板とした。この時圧下配分を４０→３ｏ→
２ｏ→１０→６→３．６→２．３（ａｍ）とした、この
時、熱延終了温度は９７５°Ｃであった。熱延終了後、
２秒空冷した後に７０°Ｃ／秒の冷速で５５０℃まで水
冷し、５５０°Ｃに１時間保持した後、炉冷する巻取リ
シミュレーシジンを施した。この熱延板を、■熱延板焼
鈍なし、０８００°Ｃに３分保持なる条件で冷延率（ａ
）８４％、（ｂ）９４％で処理し０．１４〜０、３７　
ｔｍｓ厚の冷延板とした。次いでこの冷延板を８００°
Ｃで１２０秒保持し、引き続き９５０°Ｃに２０秒保持
する脱炭焼鈍を施した。引き続（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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
４表に示す。

一実施例５− Ｃ：　０．０４３重量％、Ｓｉ：３．２σ重量％、Ｍｎ
：０、０６６重量％、Ｓ；０．０２４重景景気　Ｃｕ　
ｒ　Ｏ，０８重量％、Ｓｂ：０．０１８重量％を含有し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２６ｆｆｌＩ１
１厚のスラブを１３００℃の温度で加熱したｐｌｏｏｏ
ｏＣで熱延を開始し、６パスで熱延して１．６　ｍｍ厚
の熱延板とした。この時、圧下配分を４０→１５→７→
５→３．５→２．１→１．６（ｍａ＋）とした。この時
、熱延終了温度は９２１°Ｃであった。熱延終了後の冷
却を実施例１と同じ条件で行った。次いで、■熱延板焼
鈍なし、■８５０　’Ｃに３分保持なる条件で処理し、
冷延率（ａ）７５％、（ｂ）８０％で冷延し、０．４〜
０．３２ｍｍ＋厚の冷延板とした。次いで、この冷延板
を８３０　’Ｃで１２０秒保持し引き続き９１０°Ｃに
２σ秒保持する脱炭焼鈍を施した。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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
５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、再結晶率１０
０％未満である冷延前鋼板に対して冷延率を７７〜９３
％とし、さらに好ましくは、冷延前鋼板の再結晶率に応
じて冷延率を選ぶことによって熱延板焼鈍が簡省略でき
、かつ良好な磁気特性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】

第１図は、冷延前鋼板の再結晶率カ月００％又は１００
％未満の場合の冷延率と製品の磁束密度の関係を表した
グラフであり、第２図は冷延前鋼板の再結晶率と冷延率
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、熱延板焼鈍なし、熱延板焼鈍ありの場合の冷
延率と製品の磁束密度の関係を表したグラフであり、第
４図は冷延前鋼板の集合組織の例である。 ・ ：ｔｏｏｙ、ホ調 θθ ｑθ ／ト　ぶｉ　　ｉＰ（ヅ・） 第３図 θＯ 冷延牟 （ｚ） ２θ 沖延前錆服の内郭墨字 ＦＲ＜％） 第４図 θ ４θ ６θ θ０ 摩延前鋼服の内軸墨字（幻 手続補正書（自発） 平成　１　年１１月９ 特許庁長官　吉　１）文　毅　殿 １、事件の表示 平成１年特許願第９５９２９号 ２、発明の名称 日 （す明細書３頁２０行「熱延後組織の不均一化」を「熱
延後、組織の均一化」に補正する。 （２）同４頁１２〜１３行「工程、エネルギーの１を「
工程の」に補正する。 （３）同２６頁４行「８００℃」を「８３０℃」に補正
する。 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法３゜ 補正をする者 事件との関係　特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者　齋　　藤　　　　裕 ４゜

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量でＣ：０．０２１〜０．１００％、Ｓｉ：２
   ．５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み
   、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラ
   ブを熱延し、引き続き通常の１回冷延工程で得られた珪
   素鋼冷延板に脱炭焼鈍、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、再結晶率１００％未
   満の冷延前鋼板に対して、冷延率７７〜９３％の冷延を
   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）冷延前鋼板の再結晶率（ＦＲ（％））、冷延率（
   ＣＲ（％））とするとき、冷延は下記の式を満足する如
   く施され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。 ０．０５×ＦＲ＋７７≦ＣＲ≦０．０５×ＦＲ＋８８