JPH034606B2

JPH034606B2 -

Info

Publication number: JPH034606B2
Application number: JP57118984A
Authority: JP
Inventors: Isao Ito; Hiroshi Matsumura; Michiro Komatsubara; Hiroto Nakamura; Takashi Sekida
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1982-07-07
Filing date: 1982-07-07
Publication date: 1991-01-23
Also published as: JPS599123A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は高エネルギー粒子発生用の加速器に
用いられる直流電磁石など、各種用途の直流電磁
石に用いるに適した直流磁化特性の優れた無方向
性電磁鋼板の製造方法に関し、特に直流透磁率が
高くしかも磁気余効の小さい冷間圧延無方向性電
磁鋼板を提供するものである。一般に直流電磁石の用途としては、その吸引力
を利用する用途、例えばリフマグ、電磁リレー、
磁気浮揚等の用途と、その発生磁界を利用する用
途、例えば種々の計測装置や加速器、あるいは交
流発電機の回転子や直流発電機の磁極等の用途の
２種類に大別されるが、これらの用途においては
いずれも透磁率が高いこと、および応答性が良好
で制御性が良いことが要求され、交流用の如き低
鉄損性は要求されない。ところでこれらの用途、特に加速器において
は、膨大な数の電磁石を必要とするため、その電
磁石に使用される電磁鋼板としても極めて大量の
ものが必要とされ、したがつて材料コスト低減の
ため安価でしかも磁気特性の優れた電磁鋼板の開
発が強く要請されている。すなわち、高エネルギ
ー粒子発生装置である加速器としては、高周波加
速装置を直線状に設置した所謂線型加速器と、粒
子を円運動させ、その円軌道の途中に高周波加速
装置を配置した所謂円型加速器とがあるが、両者
を比較すれば、前者においては高エネルギーの運
動粒子を得るために長い直線加速領域を必要とす
るのに対し、後者は粒子の旋回運動によつて同一
の高周波加速装置を幾度でも通過させ得るから、
線型加速器よりも少ない設置面積で効率良く高エ
ネルギー粒子が得られ、そのため今日では円型加
速器が一般的となつている。しかるに円型加速器
においては粒子の軌道を曲げて円運動させるた
め、大量の直流電磁石を円軌道の周囲に配置する
必要があり、しかも高エネルギー粒子ほど軌道の
曲率半径が大きくなるため、益々大量の電磁石が
必要とされる。特に最近では素粒子理論をより一
層深く検証するため、益々大型の円型加速器が要
求されるようになり、その建設コストが莫大なも
のとなつている。そして例えば直径１Kmの円型加
速器では電磁石用材料として数千トンもの電磁鋼
板が必要となり、そのためコスト削減のため安価
でしかも磁気特性に優れた電磁鋼板の開発が強く
要請されているものである。また加速器は、素粒
子理論の探究のためのみならず、医学や生物学、
工学等の分野においてもその応用範囲が拡大し、
そのため加速器の建設が数多くなる傾向にある
が、円型加速器は小型のものでも建設コストが相
当に高く、そのコスト削減の一方策として安価な
電磁石用材料の開発が望まれている。さらに加速
器に限らず、他の直流電磁石を使用する用途にお
いても、安価な電磁鋼板の開発が望まれているこ
とは勿論である。ところで電磁鋼板の製造コストに最も大きな影
響を与えるのは、SiおよびAlの含有量である。
すなわち、SiおよびAlは鋼中添加のコストが高
いのみならず、SiやAlの含有量が高くなれば製
造の各工程における歩留りが著しく低下するから
である。したがつて電磁鋼板の製造コストを低減
するためには、Si、Alの含有量を小量に抑える
ことが最も有効であると考えられる。そこで本発
明者等は、これらの成分の最大含有量をSi0.6％、
Al0.3％に抑えた低Si、低Alの電磁鋼板を開発す
ることとした。このようにSi、Alの含有量を低減させた場合、
従来は飽和磁束密度に近い領域を除いて直流透磁
率が著しく低下すると考えられていた。また直流
電磁石の製造コストを下げる一つの手段として、
電磁鋼板の打抜後に歪取焼鈍等の特別の熱処理を
施さずに電磁石に組込むことが考えられるが、従
来は歪取焼鈍を省略した場合にも直流透磁率が著
しく低下するとされていた。したがつて従来は低
Si、低Al化や歪取焼鈍の省略により、低コスト
化と同時に優れた直流磁気特性を得ることは困難
と思われていたのが実情である。しかしながら本
発明者等が種々実験・検討を重ねたところ、従来
の常識に反し、低Al、低Siとした場合でも適切
な成分含有量、適切な圧延条件とすることによつ
て優れた直流磁気特性が得られ、しかもその場合
歪取焼鈍を行なわずに優れた特性が得られること
を見出したのである。したがつてこの発明の基本
的な目的は、Al、Si含有量を少量に抑制して低
コストとすると同時に優れた直流磁気特性、すな
わち高い直流透磁率が得られるようにした無方向
性電磁鋼板を提供するにある。一方、低SiとししかもAl量を極小量に抑制し
た場合、後に詳述するように本発明者等の実験に
よれば著しい磁気余効現象、すなわち設定磁場に
おいて所定の磁束密度に達するまでの遅れ時間が
著しく大きくなる現象が生じ、直流電磁石として
応答性が著しく悪くなり、制御性が低下すること
が判明したが、各成分含有量や圧延条件を適切に
選ぶことによつて、低Al、低Siでも磁気余効現
象を防止し得ることを見出した。したがつて低
Si、低Alにしてしかも磁気余効が少ない電磁鋼
板を提供することもこの発明の重要な目的であ
る。前述のごとくこの発明は電磁鋼板の成分および
圧延条件についての詳細な実験・検討の結果得ら
れた種々の知見に基いてなされたものである。そ
こで先ずこれらの知見について説明する。従来から鋼中のＣは電磁鋼板の鉄損や透磁率、
抗磁力に悪影響を及ぼすことが知られており、し
たがつてＣ含有量は可能な限り低減することが望
ましいとされている。しかしながら工業的規模で
の製造においてはＣ含有量の低減にも限界があ
る。そこで本発明者等は0.3％Si鋼において、製
鋼段階でＣ含有量を種々変化させ、通常の熱間圧
延後、１回の冷間圧延と焼鈍によつて得た製品の
直流透磁率を調べたところ、第１図に示す結果が
得られた。第１図から、Ｃ含有量が低い程直流透
磁率が高くなるが、0.003％以下ではその傾向が
明確ではなく、ばらつきの範囲内となることが判
明した。このばらつきは各成分含有量の微小なば
らつきや圧延条件、焼鈍条件のばらつきに起因す
るものと思われ、これらを規制することは工業的
に非常な困難を伴う。したがつて低Si鋼において
高い直流透磁率を得るためには、少くともＣ含有
量0.003％以下に規制する必要があるとの新規な
知見を得たのである。なおＣ含有量の規制は最終
製品においてなされれば良く、途中工程において
脱炭処理がなされる場合にはＣの初期含有量は
0.003％より高くても良いことは勿論である。次に本発明者等は0.3％Si鋼において、製鋼段
階でAl含有量を0.001〜0.3％の範囲内で変化させ
て、前述のＣの場合と同様な実験を行ない、Al
含有量（酸化溶Al）と直流透磁率との関係を調
べたところ、この程度の小量のAl含有量では直
流透磁率はほとんど変化しないことが判明した。
しかしながらAl含有量が極端に少ない場合には、
設定磁場に対応する磁束密度に達するまでに時間
遅れが存在する緩和現象、すなわち磁気余効が発
生することが判明した。例えばAl含有量が0.002
％の場合、1.0Tの磁束密度に到達するまでに、
約１分間程も時間を必要とした。このような磁気
余効は、直流電磁石の制御性を著しく害するため
好ましくない。すなわち、特に高速制御や高速動
作が要求される加速器用、計測器用、プリントハ
ンマー用等の電磁石においては10〜100ミリ秒オ
ーダーの応答性が必要とされるが、前述のような
著しい磁気余効が存在すれば制御性の点からこれ
らの用途には実際上使用不能となる。本発明者等
は実験の結果Al含有量が0.01％程度より多い鋼に
おいては磁気余効が小さくなることを見出した
が、さらに実験・検討を進めた結果、この磁気余
効現象はFe原子間に固溶したＮ原子が磁場中で
拡散することに起因するとの結論を得、その結果
Ｎ原子をAlNとして固定することが磁気余効の
低減に有効であることを見出したのである。すな
わち通常の実用規模の製造工程で得られる電磁鋼
板中のＮは特に少ない場合で10ppm、特に多い場
合でも60ppm、通常は20〜50ppm程度であるか
ら、Alを0.01％程度以上含有させることによりＮ
をAlNとして固定して、磁気余効現象を防止す
ることが可能となる。但しAlは一部が酸に溶け
ないAl₂O₃として存在するから、AlNのAlとして
は酸可溶Alとして分析することが必要である。
さらに、Ｎを固定する元素としてはAlのほか、
Ti、Zr、Ｂが知られているが、本発明者等は実
験によりこれらの元素のうちＢが直流透磁率を低
下させないで磁気余効を低減させる効果が得られ
ることが判明した。そこでこれらの知見に基づ
き、本発明者等はAlおよびＢの添加量をＮとの
関係において変化させ、磁気余効を起さない酸可
溶AlおよびＢの量を検討した結果、第２図に示
す関係を得た。但し第２図では1.0Tでの磁気余
効が１秒未満の場合に実質的に磁気余効がないも
のと判定して〇印を附し、同じく1.0Tでの磁気
余効が１秒以上の場合を磁気余効低減が不充分と
判定して×印を附した。第２図から、酸可溶Al
とＢの含有量をＮ量に応じて、｛酸可溶Al（％）／2N（％）｝＋2B（％）／Ｎ（％）≧１に保つことにより磁気余効を低減し得るとの知見
を得た。但しＢによりＮを固定した材料を円型加
速器に使用することは好ましくない。すなわち、
Ｂはシンクロトロン軌道放射によつてα崩壊し、
Ｎの固定力を失うから、円型加速器に使用した場
合には使用期間中に磁気余効が増大するおそれが
ある。次に低Si、低Alの電磁鋼板についての圧延お
よび熱処理条件の知見について述べる。低Si、低Alの通常の電磁鋼板の圧延集合組織
について本発明者等が調べたところ、鋼板圧延面
内においては（222）面強度が強いことが判明し
た。（222）面はその面内に磁化容易軸である＜
100＞軸を全く有していないため磁化特性が悪く、
このことが通常の低Al、低Siの電磁鋼板の直流
透磁率の低い原因の一つとなつている。そこで本
発明者等が圧延および熱処理の組合せについて
種々実験・検討を繰返した結果、熱延鋼帯を長時
間焼鈍して１回の冷間圧延とその後の連続焼鈍
（仕上焼鈍）により製品とする製法（以下「長時
間焼鈍１回冷延法」と称する）と、熱延鋼帯を中
間圧延を含む２回の冷間圧延で最終板厚とし、そ
の後連続焼鈍（仕上焼鈍）して製品とする製法
（以下「２回冷延法」と称する）とが低Si、低Al
の電磁鋼板における（222）面強度を低下させ、
直流透磁率を高める上において効果的であること
を見出し、かつそれぞれの製法における各工程の
最適条件を見出したのである。すなわち、前者の長時間焼鈍１回冷延法では、
冷延前の熱延鋼帯に長時間焼鈍を施すことによつ
て結晶粒を粗大化させ、これにより最終的な仕上
焼鈍後の鋼板の（222）面強度を低下させて直流
透磁率を高めることができるのである。この長時
間焼鈍の温度条件については、本発明者等が0.3
％Si鋼の熱延鋼帯について種々の温度で長時間
（５時間）焼鈍し、冷間圧延後連続焼鈍により仕
上焼鈍した場合の（222）面強度と長時間焼鈍の
温度との関係を調べたところ、第３図に示す結果
が得られた。なおこの実験において長時間焼鈍後
の冷間圧延は圧下率30％とし、また仕上焼鈍は
800℃×１分とした。第３図から、（222）面強度
を低下させるためには、750〜850℃の温度範囲で
長時間焼鈍する必要があることが判明した。一方後者の２回冷延法では、熱延鋼帯に対して
冷間圧延と焼鈍を２回繰返し、特に１回目の冷間
圧延で強圧延を加えることにより集合組織を改善
して（222）面強度を低下させ、直流透磁率を高
めるのである。本発明者等が0.3％Si鋼の熱延鋼
帯について種々の圧下率で第１回目の冷間圧延を
施し、中間焼鈍として800℃×１分間の連続焼鈍
を行ない、さらに第２回目の冷間圧延を50％の圧
下率で行ない、仕上焼鈍として800℃×１分間の
連続焼鈍を行つた場合における第１回目の冷間圧
延圧下率と最終的な（222）面強度との関係を調
べたところ、第４図に示す結果が得られた。第４
図から、（222）面強度を充分に小さくするために
は、第１回目の冷間圧延の圧下率を50〜80％とす
る必要があることが判明した。さらに本発明者等は前者の長時間焼鈍１回冷延
法における冷間圧延の圧下率および後者の２回冷
延法における第２回目の冷間圧延の圧下率と、最
終的な直流透磁率との関係を調べたところ、第５
図（長時間焼鈍１回冷延法）および第６図（２回
冷延法）に示す結果が得られた。なおこの実験に
おいて長時間焼鈍１回冷延法では0.3％Si鋼の熱
延鋼帯に対し800℃において５時間の長時間焼鈍
を施した後、種々の圧下率で冷間圧延し、さらに
仕上焼鈍として800℃×１分の連続焼鈍を行ない、
一方２回冷延法では0.3％Si鋼の熱延鋼帯に対し
第１回の冷間圧延として75％圧下率で圧延し、中
間焼鈍として800℃×１分の連続焼鈍を行ない、
第２回目の冷間圧延として種々の圧下率で圧延
し、さらに仕上焼鈍として800℃×１分の連続焼
鈍を行つた。また試料はいずれの方法においても
後述する理由により仕上焼鈍後の巻取り後におい
てレベラーによる平坦化処理を行なつた。また試
料の採取は圧延方向および圧延直角方向がそれぞ
れ半量となるように行ない、かつ磁気測定は
0.5T、1.0T、1.5Tにおいてそれぞれ直流エプス
タイン測定器を用いて行なつた。長時間焼鈍１回冷延法では第５図に示すように
圧下率40％未満では1.5Tの透磁率が低くなつて
各種直流磁石用の電磁鋼板として不適当となり、
また圧下率が70％を越えれば各磁束密度領域の全
搬にわたつて透磁率が低くなつて好ましくなくな
り、結局圧下率40〜70％が適当であることが判明
した。また２回冷延法では第６図に示すように第２回
目の冷間圧延の圧下率が15〜60％の場合に各磁束
密度領域の全搬にわたつて高透磁率が得られるこ
とが判明した。また圧下率が40〜60％の場合には
特に1.5Tにおける透磁率の改善が著しくなるこ
とが判明した。このような高磁束密度領域での透
磁率が高い材料は、特に円型加速器に使用される
電磁石のうち、粒子ビーム絞り用電磁石である四
極型または六極型電磁石に好適である。すなわ
ち、この種の電磁石は局所的に著しく磁束密度の
高い領域が存在するからである。この発明は以上のような低Si、低Alの電磁鋼
板についての各成分含有量に関する知見、および
加工、熱処理条件、特に冷間圧延と焼鈍条件につ
いての知見に基いてなされたものである。すなわち、第１の発明の製造方法は前述の長時
間焼鈍１回冷延法に相当するものであつて、
Si0.6％以下、N0.0050％以下、Mn0.1〜0.6％、
P0.1％以下、C0.015％以下を含有し、かつAl0.30
％以下およびB0.004％以下の１種以上を｛酸可溶Al（％）／2N（％）｝＋2B（％）／Ｎ（％）≧１なる範囲内で含有し、残部実質的にFeよりなる
鋼を素材とし、これを熱間圧延した後、750〜850
℃の温度範囲内にて３〜10時間焼鈍し、Ｃ含有量
を0.003％以下に規制した後酸洗し、40〜70％の
圧下率で冷間圧延し、さらに800〜900℃の温度で
30秒〜３分間連続焼鈍することを特徴とするもの
である。また第２の発明の製造方法は、前述の２回冷延
法に相当するものであつて、前記第１発明の場合
と同じ組成の鋼を素材とし、これを熱間圧延した
後酸洗し、圧下率50〜80％での第１回目の冷間圧
延を施した後、700〜850℃の温度範囲にて１〜３
分間連続焼鈍（中間焼鈍）し、Ｃ含有量を0.003
％以下に規制した後、圧下率15〜60％での第２回
目の冷間圧延を施し、さらに800〜900℃の温度に
て30秒〜３分間連続焼鈍することを特徴とするも
のである。以下この発明の方法についてさらに詳細に説明
する。先ずこの発明の方法に使用される鋼の成分限定
理由について説明する。Ｃ：Ｃは前述のように製品中の含有量が0.003％
を越えれば直流透磁率が低下するから、製品中
のＣ含有量、すなわち脱炭処理を行つた場合に
は脱炭後のＣ含有量を0.003％以下に規制する。
但し鋼塊中のＣ含有量が0.015％を越えれば製
品中のＣ含有量が0.003％以下となるように脱
炭することが容易でなくなるから、鋼塊中のＣ
含有量を0.015％以下に規制する。鋼塊中のＣ
含有量が0.015％以下であれば、後述する焼鈍
を脱炭性雰囲気で行つたり、鋼板表面の酸化ス
ケールによる脱炭で極めて容易に0.003％以下
まで脱炭することができる。もちろん製鋼段階
において鋼塊中のＣが0.003％以下となるよう
にした場合には、その後の段階で特に脱炭処理
を行う必要はない。Ｎ：Ｎはその量が多ければ磁気余効を低減し難く
なるから、可及的に少ないことが望ましいが、
製鋼段階で無理にＮ含有量を少くしようとすれ
ば製鋼コストの上昇を招くから、この発明では
従来の通常の電磁鋼板と同様に0.005％以下と
する。 Al、Ｂ：AlならびにＢは、前述のようにＮを
AlN、BNとして固定して、磁気余効を低減す
るのに有効であるが、その効果を得るために
は、Ｎ含有量に応じて酸可溶AlおよびＢが｛酸可溶Al（％）／2N（％）｝＋2B（％）／Ｎ（％）≧１を満足する量としなければならない。ここで
Al、Ｂはいずれか一方または双方が添加され
ていれば良いが、前述のごとくＢによりＮを固
定した材料では円型加速器に使用した場合使用
中に磁気余効が増大するおそれがあるから、製
品の用途に応じてAl、Ｂを選択する必要があ
る。なおAlはその含有量が0.3％を越えれば添
加の割にはＮの固定効果の向上が認められず、
かつ鋼の価格上昇、特に製鋼工程等における歩
留り低下を招くから、その含有量の上限を0.3
％とする。またＢの含有量が0.004％を越えれ
ば鋼の機械的性質を劣化させ、また価格の上昇
を招き、しかもこれ以上Ｎの固定効果は向上さ
れないから、Ｂの含有量の上限を0.004％とす
る。 Si：この発明の目的は本来低コスト化のために低
Siとした電磁鋼板について直流透磁率特性を改
善することにあり、高Siでは製造コストが高く
なつてこの発明の目的に沿わなくなるから、Si
含有量の上限を0.6％とした。 Mn：Mnは熱間圧延性改善のため少くとも0.1％
以上必要であるが、0.6％を越えれば価格の上
昇を招き、かつ脱炭性を悪くするから、0.1〜
0.6％の範囲とした。Ｐ：Ｐは不可避的不純物として含有される元素で
あるが、0.1％を越えれば鋼板の冷間圧延性を
害するから、0.1％以下に規制する。次に上述のような成分の鋼を用いたこの発明の
製造方法について説明する。前記成分に溶製された溶鋼は、連続鋳造により
スラブとするか、或いは鋳型を用いて鋼塊とし、
分塊圧延によりスラブとした後、常法にしたがつ
て熱間圧延する。熱間圧延後の工程としては、第
１の発明の方法では先ず熱延鋼帯をAc₃変態点以
下の温度である750〜850℃の温度域にて長時間焼
鈍して粒成長させた後、酸洗し、さらに冷間圧延
後、仕上焼鈍としての連続焼鈍を施す。ここで熱
延鋼帯の長時間焼鈍の目的は、前述の如く結晶粒
を粗大化させて仕上焼鈍後の（222）面強度を低
下させることにあるから、焼鈍の条件は高温長時
間であることが望ましいが、Ac₃変態点以上の温
度では逆に結晶粒の細粒化が生じてしまうから、
前述の実験結果（第３図）に基いて焼鈍温度を
750〜850℃の間とした。また焼鈍時間はこの温度
域では３時間以上あれば良いが、10時間以上では
コスト的に不利となるから、３〜10時間とした。
長時間焼鈍後の冷間圧延における圧下率は、前述
の実験結果（第５図）から、40％未満では高磁束
密度領域（1.5T）における透磁率が低下し、一
方70％を越えればいずれの磁束密度領域において
も透磁率が低下することが判明したので、40〜70
％の範囲とした。冷間圧延後の仕上焼鈍は再結晶
が目的であり、短時間で再結晶させるため、従来
と同様に800〜900℃において30秒〜３分間連続焼
鈍すれば良い。なお熱間圧延後の鋼板のＣ含有量
が0.003〜0.015％の場合には、熱延鋼帯の長時間
焼鈍を脱炭性雰囲気で行つたり、鋼板表面の酸化
スケールによる脱炭で、Ｃ含有量を0.003％以下
に規制する必要がある。但し、仕上焼鈍で脱炭を
行うことは、鋼板表面に酸化物を生成させるので
好ましくない。一方第２の発明の方法では、熱間圧延後、その
熱延鋼帯を酸洗し、中間焼鈍を間に挾んで２回の
冷間圧延を行つて最終板厚にした後、仕上焼鈍と
しての連続焼鈍を施す。この方法における第１の
冷間圧延での圧下率は、前述の実験結果（第４
図）から判明した如く、仕上焼鈍後の鋼板の
（222）面強度を弱めて直流透磁率を高めるために
は50〜80％が必要である。第１回目の冷間圧延後
の中間焼鈍の温度は、短時間で再結晶させるため
に700〜850℃とする。この中間焼鈍においても、
Ac₃変態点以上に温度を上げることは集合組織上
好ましくない。またこの中間焼鈍は連続焼鈍によ
つて行うから、その時間は１分から３分行えば良
い。第２回目の冷間圧延における圧下率は、前述
の実験結果（第６図）から判明したように、15％
未満では高磁束密度領域（1.5T）における透磁
率が低下し、60％を越えれば全般的に透磁率の低
下が認められるから、高透磁率を得るためには15
〜60％が適当である。そして特に1.5Tの如く高
磁束密度領域での透磁率を重視する場合には40〜
60％の圧下率が最適である。第２回目の冷間圧延
後の仕上焼鈍は、第１の発明による方法の場合と
同様に、短時間で再結晶させるため、800〜900℃
の温度で30秒〜３分間連続焼鈍すれば良い。なお
熱間圧延後の鋼板中のＣ含有量が0.003〜0.015％
の場合には、中間焼鈍の雰囲気を脱炭性として、
中間焼鈍後のＣ含有量を0.003％以下に規制する
必要がある。但し仕上焼鈍で脱炭することは、鋼
板表面に酸化物を生成させるため好ましくない。以上の各方法により得られた電磁鋼板には、仕
上焼鈍後に絶縁用のコーテイングを施すことがあ
るが、円型加速器用電磁石材料の場合には有機質
コーテイング材料は使用中に放射線損傷による絶
縁劣化を招くおそれがあるから、無機質系のコー
テイング材料を使用することが望ましい。それ以
外の用途においては有機質系無機質系のいずれの
コーテイング材料を用いても良い。なおこの発明の方法により得られた電磁鋼板を
用いて電磁石を製造する場合、その電磁石の製造
コストを削減するためには、使用する鋼板の板厚
を可及的に大きくすることが望ましく、斯くすれ
ば鋼板の打抜工程や積み工程に要する費用の低減
を図ることができる。このように板厚を大きくす
ることは、磁気特性に対しては直接的には影響は
ない。しかしながらこの発明の材料の場合、板厚
を大きくした場合に仕上焼鈍後の巻取りによる永
久歪、すなわち所謂コイルセツトが残留し、これ
により磁気特性が極端に劣化することがあること
が判明した。すなわち鋼板をコイル状に巻取つた
場合、板厚をｔ、コイルの最小巻径を2rとすれ
ば、鋼板表面に最大ｔ／2rの歪が導入されるが、
低Si鋼であるこの発明の鋼においては降伏応力が
低いため、板厚を大きくして導入歪量が増大すれ
ば、ある限界以上で永久歪として鋼板に残留して
しまう。このようなコイルセツトを除去する方法
としてはスキンパス法およびレベラー法とがある
が、本発明者等はレベラーによる平坦化処理が磁
気特性を比較的害さないことを見出した。したが
つて板厚が大きい場合にはコイル巻取後にレベラ
ーによる平坦化処理を行うことが望ましい。以下にこの発明の実施例を記す。実施例転炉吹錬後に真空脱ガス処理して第１表の鋼種
記号〜に示す成分の溶鋼を溶製した。但し
〜の鋼種はこの発明の鋼塊成分範囲内であり、
そのうち〜の鋼種はＢを積極的に添加しなか
つたもの、またの鋼種はＢを添加したものであ
る。一方の鋼種はAl、Ｂ含有量がこの発明の
範囲外のものである。これらの各鋼種の溶鋼を連
続鋳造して、各鋼種につきそれぞれ４個のスラブ
（以下これらを区別してＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄと記す）
を作成し、各々を1200℃の温度に加熱した後熱間
圧延し、各鋼種についてＢのスラブは2.0mmの板
厚の熱延鋼帯とし、Ａ、Ｃ、Ｄのスラブは4.0mm
の板厚の熱延鋼帯とした。次いで各鋼種〜におけるＡおよびＢの熱延
鋼帯については750℃において10時間の長時間焼
鈍を行つた。この長時間焼鈍は、雰囲気ガスとし
て非脱炭性のHNXガス（H₂3％、CO0.15％、
CO₂0.12％、残部N₂）を用い、各鋼帯を固く巻い
たままの状態で行つたが、各鋼帯は鋼板表面の酸
化スケールによつて脱炭され、例えば鋼種にお
いてはＡコイルが0.002％、Ｂコイルが0.003％
と、いずれのコイルにおいてもＣ含有量0.003％
以下が達成された。続いて各鋼種〜のＡ、Ｂ
両コイルを酸洗し、冷間圧延により板厚１mmとし
た。したがつてこの冷間圧延における圧下率はＡ
コイルは75％（この発明の範囲外）、Ｂコイルは
50％（この発明の範囲内）となつている。次いで
各鋼種〜のＡ、Ｂ両コイルを850℃の温度で
１分間連続焼鈍して仕上げた。なお各コイルの一
部を、レベラーによる平坦化処理の影響を調べる
ため、500mmφの径で巻取つた後、レベラーによ
る平坦化処理を行つた。一方各鋼種〜におけるＣおよびＤの熱延鋼
帯については、酸洗した後圧下率70％で第１回目
の冷間圧延を行なつて板厚1.20mmとし、さらに鋼
種については露点40℃のH₂60％、残部N₂から
なる脱炭性雰囲気中で、他の鋼種〜について
は前述のHNXガス雰囲気中にて、それぞれ820
℃で２分間の中間焼鈍を行なつた。なおこの中間
焼鈍後の各コイルはいずれもＣ含有量が0.003％
以下となつていた。次いで各鋼種〜のＣコイ
ルについては圧下率30％にて、またＤコイルにつ
いては圧下率50％でそれぞれ第２回目の冷間圧延
を行ない、それぞれ板厚0.84mm、0.72mmとした、
続いて各コイルを850℃の温度で１分間連続焼鈍
して仕上げた。なお各コイルの一部は、500mmφ
の径で巻取つた後、レベラーにより平坦化処理し
た。以上の実施例により得られた各鋼種の各コイル
（レベラーにより平坦化処理したものおよびしな
いもの）について、圧延方向と圧延直角方向がそ
れぞれ半量となるように30×280mmの試料を切出
し、直流エプスタイン測定器により直流磁気特性
を調べたところ、第２表に示す結果が得られた。

【表】

【表】第２表に示される結果から、この発明の方法に
より得られた電磁鋼板はいずれも直流透磁率が高
く、しかもレベラーにより平坦化処理した場合の
直流透磁率の低下も少なく、かつまた磁気余効時
間も比較的短かいことが明らかである。特に各鋼
種のスラブ記号Ｄのものは第２の発明の方法にお
いて第２回目の冷間圧延における圧下率を50％と
したものであるが、この場合には同じく第２回目
の冷間圧延における圧下率を30％としたスラブ記
号Ｄのものと比較して、高磁束密度領域（1.5T）
における直流透磁率が著しく高いことが明らかで
ある。なお鋼種記号のものは磁気余効時間が著
しく長いが、これはAl、Ｂの含有量が極めて少
ないため、Ｎが固定されなかつたためと思われ
る。以上の説明で明らかなようにこの発明の製造方
法によれば、SiおよびAlの含有量が少ない素材
を用いるため製造コストが低廉であると同時に直
流透磁率が高くしかも磁気余効が小さい無方向性
電磁鋼板を得ることができ、したがつてこの発明
の方法は、今後益々需要増大が期待される加速器
や各種計測器等に使用される直流電磁石用の電磁
鋼板の製造方法として工業上極めて有益なもので
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図は0.3％Si電磁鋼板におけるＣ含有量と
直流透磁率との関係を示す相関図、第２図は0.3
％Si電磁鋼板におけるＢ（％）および酸溶Al（％）
とＮ（％）との関係が磁気余効時間に及ぼす影響
を示す相関図、第３図は0.3％Si鋼の熱延鋼帯を
長時間焼鈍１回冷延法によつて処理した場合の長
時間焼鈍の温度と仕上焼鈍後の（222）面強度と
の関係を示す相関図、第４図は0.3％Si鋼の熱延
鋼帯を２回冷延法によつて処理した場合の第１回
目の冷間圧延における圧下率と仕上焼鈍後の
（222）面強度との関係を示す相関図、第５図は
0.3％Si鋼の熱延鋼帯を長時間焼鈍１回冷延法に
よつて処理した場合の冷間圧延の圧下率と各磁束
密度（0.5T、1.0T、1.5T）における直流透磁率
との関係を示す相関図、第６図は0.3％Si鋼の熱
延鋼帯を２回冷延法によつて処理した場合の第２
回目の冷間圧延の圧下率と各磁束密度における直
流透磁率との間係を示す相関図である。

Claims

【特許請求の範囲】１ Si0.6％（重量％、以下同じ）以下、N0.0050
％以下、Mn0.1〜0.6％、P0.1％以下、C0.015％以
下を含有し、かつAl0.30％以下およびB0.004％以
下の１種以上を｛酸可溶Al（％）／2N（％）｝＋2B（％）／Ｎ（％）≧１なる範囲内で含有し、残部実質的にFeよりなる
鋼を素材とし、これを熱間圧延した後、750〜850
℃の温度範囲内にて３〜10時間焼鈍し、Ｃ含有量
を0.003％以下に規制した後酸洗し、40〜70％の
圧下率で冷間圧延し、さらに800〜900℃の温度で
30秒間から３分間連続焼鈍することを特徴とする
直流透磁率の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。２ Si0.6％以下、N0.0050％以下、Mn0.1〜0.6
％、P0.1％以下、C0.015％以下を含有し、かつ
Al0.30％以下およびB0.004％以下の１種以上を｛酸可溶Al（％）／2N（％）｝＋2B（％）／Ｎ（％）≧１なる範囲内で含有し、残部実質的にFeよりなる
鋼を素材とし、これを熱間圧延した後酸洗し、圧
下率50〜80％での第１の冷間圧延を施した後、
700〜850℃の温度範囲内にて１〜３分間連続焼鈍
し、Ｃ含有量を0.003％以下に規制した後、圧下
率15〜60％での第２の冷間圧延を施し、さらに
800〜900℃の温度範囲内にて30秒間から３分間連
続焼鈍することを特徴とする直流透磁率の高い無
方向性電磁鋼板の製造方法。