JPH0361326A - 冷却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法 - 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、電気機器の鉄心材料として用いられる軟磁性
材料である一方向性電磁鋼板の製造法に関するものであ
る。

（従来の技術） 一方向性電磁鋼板は、鋼板面が（１１０）面で圧延方向
に＜００１＞軸を有する所謂ゴス方位（ミラー指数で（
１１０）＜００１＞と表す）をもつ結晶粒から構成され
ており、軟磁性材料として変圧器或は発電機用の鉄心に
使用される。一方向性電磁網板は、磁気特性として磁化
特性と鉄損特性が良好であることが要求される。

磁化特性は、かけられた一定の磁場力の下で鉄心内に誘
起される磁束密度の高低によってその良否が評価される
。高い磁束密度をもつ一方向性電磁鋼板は、結晶粒の方
位を（１１０）　＜００１＞に高度に揃えることによっ
て得られる。

鉄損特性は、鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱エ
ネルギとして消費される電力損失の多寡によってその良
否が評価される。鉄損特性の良否には、磁束密度、板厚
、比抵抗、結晶粒径等の因子が影響する。高い磁束密度
をもつ一方向性電磁鋼板は、電気機器を小型化すること
を可能ならしめるとともに、鉄損特性を良好ならしめる
ので非常に好ましい。

ところで、一方向性電磁鋼板は、熱間圧延、冷間圧延お
よび焼鈍の適切な組み合わせによって最終板厚とした鋼
板に、高温の仕上焼鈍を施すことによって（１１０）＜
００１＞方位を有する一次再結晶粒が選択的に成長する
、所謂、二次再結晶によって得られる。

二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細な析出物、
たとえばＭｎＳ　、、Ａ７ＮＳＭｎＳｅ等が存在するこ
と或いはＳｎ、　Ｓｂ、　Ｐ等の粒界存在型の元素が存
在することによって達成される。これら鋼板中の微細な
析出物或は粒界存在型の元素は、仕上焼鈍中の（１１０
）　＜ｏｏ　１＞方位以外の一次再結晶粒の成長を抑え
、（１１０）＜００１＞方位粒を選択的に成長させる機
能を持つ。このような粒成長の抑制作用を、一般に、イ
ンヒビター効果と呼んでいる。従って、当該技術分野に
おける研究開発の重点課題は、如何なる種類の析出物或
は粒界存在型の元素を用いて二次再結晶を安定させるか
、そして正確な（１１０）＜ｏｏｔ＞方位粒の存在割合
を高めるために、それらの適切な存在状態を如何にして
達成するかにある。

現在、工業生産されている代表的な一方向性電磁鋼板＋
板の製造方法は、３種類ある。

第１の技術は、Ｍ、Ｆ、　　リットマンによる、特公昭
３０−３６５１号公報に開示された、ＭｎＳをインヒビ
ターとして機能させる２回冷延法による製造方法である
。

第２の技術は、出口、坂倉による、特公昭４０−１５６
４４号公報に開示された、ＡｆｆｉＮ＋ＭｎＳをインヒ
ビターとして機能させる最終冷間圧延を８０％以上の強
圧下率の適用下に行う製造方法である。

第３の技術は、身中等による、特公昭５１−１３４６９
号公報に開示された、ＭｎＳ　　（または、およびＭｎ
Ｓｅ　）＋ｓｂをインヒビターとして機能させる２回冷
延法による製造方法である。

これらの技術においては、何れも析出物を微細、均一に
分散、析出せしめる手段として熱間圧延に先立つ鋳片の
加熱段階での加熱温度を、第１の技術にあっては、１２
６０°Ｃ以上、第２の技術にあっては、特開昭４８−５
１８５２号公報に開示されているように、素材における
Ｓｉ含有量によるが、３％Ｓｔの場合で１３５０°Ｃ１
第３の技術にあっては、特開昭５１−２０７１６号公報
に開示されているように、１２３０°Ｃ以上、高い磁束
密度を有する製品が得られる実施例では、１３２０°Ｃ
といった極めて高い温度に鋳片を加熱することによって
、粗大な状態で存在する析出物を一旦固溶させ、その後
の熱間圧延或は熱処理中に微細に分散、析出させるよう
にしている。

鋳片の加熱温度を高くすることには、加熱時の使用エネ
ルギの増大、ノロと呼ばれる溶融スラグの発生に起因す
る歩留りの低下ならびに加熱炉の補修頻度が高くなるこ
とによるメインテナンスコストの増大および設備稼動率
の低下といった問題があるほか、特公昭５７−４１５２
６号公報に開示されているように、二次再結晶不良が発
生するために、連続鋳造鋳片を使用するには種々の対策
が必要であり、さらに、特公昭５９−７７５８号公報に
開示されているように、製品板厚を薄くすると、この二
次再結晶不良が一層増加する等の問題があった。鋳片の
高温加熱に起因する、これらの問題を解決するための技
術として、特公昭６１−６０８９６号公報に開示された
技術がある。この技術においては、鋳片は、１２８０°
Ｃ未満、実施例ではたと′えば１１５０°Ｃといった低
温に加熱されるから、上述の従来技術における問題は、
根本的に解決される。しかしながら、この技術にあって
も、高い磁束密度を有する製品を安定して製造し得るこ
とおよびさらなる低コスト化のために、解決さるべき課
題がある。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、鋳片加熱時に、インヒビターの作り込みをす
ることなく、脱炭焼鈍から仕上焼鈍における二次再結晶
開始までの何れかの段階で鋼板を窒化処理することによ
り、二次再結晶に必要な析出物を形成せしめることを基
盤とする一方向性電磁鋼板の製造方法において、極めて
安定した二次再結晶を実現させることにより、高磁束密
度を有する製品を得ることを遠戚しかつ、基本的には熱
間圧延を省略した鋳造薄帯を素材とすることにより、よ
り低コストのプロセスを実現することを課題とするもの
で、就中良好な磁気特性を有する製品を低コストで製造
し得る一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目
的とするものである。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは下記のとおりである。

（１）重量で、Ｓｉ：１．５〜４．７％、ｙ、　：　０
．００６〜０．０３２％（但し、Ｍ、−酸可溶性ＡＩ−
ＡｌａｓＡｊＮ＋２７／　１４　　（Ｎ　　ａｓ　Ｔｉ
Ｎ＋Ｎ　　ａｓ　　ＢＮ））、ｔｏｔａｌ　Ｎ≦０．０
０９５％を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼板に、
１回或は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最
終板厚とし、次いで脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を施した
後、二次再結晶を目的とする仕上焼鈍を施すプロセスに
あって、脱炭焼鈍から仕上焼鈍における二次再結晶開始
までの何れかの段階で鋼板の窒化処理を施す一方向性電
磁鋼板の製造方法において、冷間圧延素材として鋳造時
の（α＋γ）二相共存域における冷却速度を８．５°Ｃ
／　ｓ以上として凝固時のαおよびＴ中のＳｉの成分分
配比を小さくした鋳造薄帯を用いることを特徴とする冷
却速度制御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。

（２）冷間圧延に先立って、冷間圧延素材を８００〜１
１２０℃の温度域で焼鈍する前項１記載の冷却速度制御
鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。

（３）　　αおよびγに対応する部分のＳｉ比Ｓｔ　ｉ
ｎα／５ｉｉｎ　γを１．０４以下とした鋳造薄帯を冷
間圧延素材とする前項１または２記載の冷却速度制御鋳
造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。

以下に、本発明の詳細な説明する。

先に述べたように、高配向（１１０）　＜００１＞方位
粒を安定して発現させるためには、二次再結晶に必要な
析出物を鋼中に均一に存在させる必要がある。鋼中の析
出物に疎密がある場合、たとえば、高配向の（１１０）
＜００１＞方位粒出現潜在的位置の析出物が密で、その
他の方位粒位置の析出物が疎であると、高配向（１１０
）　＜００１＞方位粒の成長開始前にその他の方位粒の
成長が始まり、二次再結晶不良或は低配向二次再結晶に
なると考えられる。特に製品厚が薄くなり、板厚方向に
おける一次再結晶粒の個数が少なくなってくると、析出
物の疎密の悪影響が顕著に現れる。

ところで、本発明で基盤とする析出物形成法は一次再結
晶完了後から二次再結晶開始までの何れかの段階で鋼板
を窒化処理することにより、一部Ｍｎを含むこともある
（ｉＶ、　５ｉ）Ｎを主体とする複成分析出物を形成せ
しめるものである。従って、（ＡＪ、　５ｉ）Ｎを鋼中
に均一に形成せしめるためには、この析出物の構成元素
であるＡＪ、５ｉが鋼板全域に亙って均質でなければな
らない。本発明者等は、従来、一般に行なわれている鋳
造スラブを出発材とするプロセスにおいては、鋼板にＳ
ｉのミクロ偏析が見られることを知見した。就中、鋳造
後のスラブを、インヒビターとしての析出物を１４００
°Ｃ前後の温度域で溶体化すべく、高温、長時間加熱す
る従来プロセスとは異なり、スラブ加熱段階では析出物
を溶体化しない本発明の基盤となるプロセスにおいては
、鋳造時のＳｉ偏析は、解消し難い。

而して、このＳｉ偏析は、ＡＮ、　Ｎの存在にも影響す
ると考えられる。即ち、高Ｓｉ部にはフリーのＭ。

Ｎが少なく、低Ｓｉ部にはフリーのＡＮ、　　Ｎが多く
存在すると思われる。

このような知見に基づき、本発明者等はさらに研究を進
めた結果、鋳造時の鋳片の冷却速度を一定以上に速くし
て凝固速度を高めると、成分が均質になり、鋼板の窒化
処理によって（／Ｖ、　５ｉ）Ｎを均−に形成せしめる
のに極めて有効であることを発見した。而して、これに
よって二次再結晶が安定し、特に、本発明者等の一部が
先に特願平１−８２３９３号にて提案した、高配向な二
次再結晶を得るのに有効である最終冷延後の一次再結晶
温度を高くする条件下でも二次再結晶が生じるので、高
磁束密度を有する一方向性電磁鋼板を安定して製造でき
る。

以下に、Ｓｉ含有鋼における凝固速度とＳｉ偏析状況を
示し、そのときの二次再結晶挙動を説明する。

重量で、Ｓｉ：３．３５％、Ｃ：　０．０６３％、Ｍｎ
：０．１２％、ｓ　：　ｏ、　ｏ　ｏ　ｓ％、酸可溶性
ｉＶ：　０．０３０％、ｔｏｔａｌ　Ｎ　：　０．００
７５％を含有する溶鋼を、１１５０°Ｃまでの冷却速度
として、５．４°Ｃ／ｌｌ１ｉｎ　、　５４”Ｃ／ｍｉ
ｎ　、６００°Ｃ／ｎ＋ｉｎで凝固させ、その後水中に
浸漬して急冷させて２．８圓厚さの鋳造薄帯を作成した
。

この鋳造薄帯について、ＥＰＭＡで組織に沿って線分析
を行い、Ｓｉの成分分布状況を調査した。

第１図に、５．４°Ｃ／ｗｉｎ　、５４°［／ｍｉｎの
冷却速度のものについて、Ｓｉの成分分布状況を実測し
た結果を示す。この組織の隣接した部位について、Ｓｉ
の測定値の高い領域と低い領域とを対応させて第２図に
示す。なお、このようなＳｔの不均一状態は、Ｆｅ−３
ｉ−Ｃ状態図で、溶鋼が冷却される過程で、αからγが
晶出する際にＳｉ分配が生じ、γ中のＳｉは排出され、
α中に濃く固溶したために生じたと考えられる。第２図
におけるＸ軸は、Ｓｉの低い領域即ちＴ域、Ｙ軸はＳｉ
の高い領域即ちα域を示す。第２図から、凝固時の冷却
速度が高くなるとＳｉの不均一さが少なくなることが分
る。次に、この鋳造薄帯に１１２０℃×１分間の焼鈍を
施した後、０．２３ｍｍ厚さまで冷間圧延し、次いで、
８００〜９２０　℃の温度域でそれぞれ３分間、湿水素
雰囲気中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯ中に５％の窒化フェロマ
ンガンを添加した焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後１２０
０°ＣＸ２０ｈｒｓの仕上焼鈍を施した。

こうして得られた製品の磁束密度（Ｂ、値）と二次再結
晶不良に起因する細粒発生の程度を、第３図に示す。第
３図から明らかなように、本発明で基盤としている二次
再結晶前、−次回結晶後に鋼板を窒化することによって
インヒビターを形成する製造プロセスにおいては、特願
平１−８２２３５号に示すように、特に、−次頁結晶と
脱炭を行う焼鈍工程において、−次回結晶温度を高くす
ると、製品の磁束密度が高くなるけれども、一定温度以
上では二次再結晶しなくなる。また、凝固時の冷却速度
を高くすることによって、二次再結晶不良が発生する温
度レベルが高くなることが分る。従って、凝固時の冷却
速度を高くすることにより、高温の脱炭および一次再結
晶焼鈍を採用できるから、磁束密度の高い製品を得るこ
とを可能にする。

本発明者等による、鋳造時の冷却速度を変えた実験によ
れば、５１０°Ｃ／１ＩＩｉｎ　　（８，５°Ｃ／　ｓ
　）以上の冷却速度であれば、Ｓｉの偏析が少なく二次
再結晶が安定する。このときのＳｔ　ｉｎα／５ｉｉｎ
　γは、１．０４である。

このような二次再結晶安定化の効果は、凝固時の冷却速
度を高めると、成分が均一になるため窒化後の析出物が
均一に形成され、脱炭焼鈍温度を高くしても結晶粒が均
一に戒長し、所謂混粒にならなかったために得られたと
考えられる。

以下、本発明の実施態様について述べる。

先ず、素材成分であるが、ＳｉとＭが本発明では二次再
結晶に必要な析出物として（Ａｌ、　５ｔ）Ｎを用いる
ところから、必須である。

Ｓｉが１．５％未満では、仕上焼鈍時に鋼がα＋Ｔ二相
になり、二次再結晶方位が破壊されるので１、５％以上
とする。一方、Ｓｉが４．７％を超えると、鋼板を冷間
圧延するときに割れが大きくなるので、４．７％以下と
する。

Ｍについては、銅板を窒化処理するときに析出物を形成
可能な状態、即ち、固溶ＡＩ量として、Ａ１１ｌ＝ＡＩ
−Ａｌ　ａｓ　Ａ１Ｎ＋　２７／　１４　（Ｎ　ａｓ　
ＴｉＮ＋Ｎａ５ＢＮ）を規定し、二次再結晶が安定して
生じるに必要な量として、０．００６〜０．０３２％を
限定範囲とする。

ここで、７ＶＲを説明する。通常の分析で測定される酸
可溶性Ｍは、固溶Ａ７．！ニアＶＮであるので先ず酸可
溶性ＭからＡ７ＮとしてのＭを減じる。また、溶鋼にＴ
ｉ、　　Ｂが含まれる場合、ＴｉＮとＢＮが凝固中に安
定的に析出し鋼中のＮを固定するからその分だけＡＩＮ
として析出する量が減少し、固溶Ａｌが増加することに
なるので、２７／　１４　（Ｎ　ａｓ　ＴｉＮ＋Ｎａ５
ＢＮ）だけＭが増加したことになる。前記両者を加えた
ものが、窒化物形成可能な量であり、これをＮ、Ｉとす
る。

次にｔｏｔａｌ　Ｎについて述べるとｔｏｔａｌ　Ｎが
０．００９５％を超えると、ブリスターと呼ばれる鋼板
の脹れが著しいので、０．００９５％以下とする。

その他の成分にっていは、本発明の基本思想を逸脱しな
い範囲で含有せしめることは差し支えない。

一般に、元素は、その傾向の大小はあるが、α／γに分
配されるものであるから、基本的には含有しない方が窒
化物形成には望ましい。特に本発明の効果が著・しいの
は、α→γ変態が多い場合であり、Ｓｉ：１．５〜４．
７％の範囲で、この変態が生しる成分系での本発明の意
義が大きい。例えば、Ｓｉ：２．０％では、Ｃとして約
０．０２％以上、Ｓｉ：４．７％では、Ｃとして約０．
０４２％以上の場合に、α→γ変態が生じ、その中間の
Ｓｉ含有量領域ではＣがこの０．０２〜０．０４２％の
範囲にある場合に、本発明の手段が明確な効果を現わす
ことになる。

一方、Ｍｎ、　Ｎｉ等のγ生成元素が含まれると、この
変態出現Ｃ量限界値が下がる。

これら成分を含有する溶鋼を、鋳造してスラブとする。

従来の、厚さ１５０〜３００ｍｍのスラブをアウトプッ
トする連続鋳造プロセスでは、８．５”Ｃ／　ｓ以上の
冷却速度は実現できず、従来のプロセスでは、はぼ１５
°Ｃ／ｉｔｎ　　（０，２５°Ｃ／　ｓ　）前後にある
。８．５°Ｃ／　ｓ以上の冷却速度を実現するためには
、薄帯を直接的に鋳造によって得るプロセスが必要とな
る。たとえば、５　ｍｍ以下の厚さの薄帯を連続鋳造に
よって得る場合、特に困難な作業もなく連続的に冷却す
ることが可能である。冷却速度が高い程、成分偏析が少
なく望ましいから、冷却速度を高く採れるようにすべく
鋳造薄帯の厚さをより薄くすることが望ましいけれども
、後述するように、高い磁束密度を有する製品を得るた
めには高い冷延率での圧延を必要とし、従って、自ずか
ら鋳造薄帯の厚さが限定される。たとえば、０、０６　
ｍｍの製品厚さのものを、９０％の冷延率で得ようとす
ると、冷延素材厚さ即ち鋳造薄帯の厚さは、０．６Ｍと
なる。鋳造過程での冷却速度が高い程、成分偏析が少な
く、均一な析出物の形成のために有利であるが、８．５
°Ｃ／　ｓ以上の冷却速度であれば、はぼ満足できる。

この冷却速度を規定する領域は、α−Ｔ変態範囲である
。たとえば、ｃ　：　ｏ、ｏ、ｉｏ％、Ｓｉ：３．３５
％の調の場合、はぼ１３２０〜８２０°Ｃであるが、低
温域ではＳｉの拡散速度が極めて低く、Ｓｉの拡散によ
る分配が生じるのは、実質的には１１５０〜１３２０°
Ｃの温度域における冷却速度による。

上記鋳造薄帯は、既に薄くなっており、また、本発明に
おいて基盤としているプロセスの場合、従来プロセスに
おけるように、スラブ加熱段階で析出物を溶体化して熱
間圧延、焼鈍等の工程で析出させて二次再結晶発現に必
須なインヒビターを形成させることが必要ではなく、特
公昭６２−４５２８５号公報において述べているように
、むしろ有害であるから、熱間圧延することなく直接冷
間圧延工程に移る。但し、鋳造プロセスにおいて、鋳造
薄帯の形状を矯正すべく、軽度の加工を加えることは問
題ない。この鋳造薄帯に、結晶粒の状態を均質にするた
めに、８００〜１１２０°Ｃの温度域で短時間の焼鈍を
施すと、製品の磁束密度が安定的に向上する。この鋳造
薄帯を直接に或は焼鈍後に冷間圧延し、最終板厚とする
。高い磁束密度を有する製品を得るためには、８０％以
−Ｅ、望ましくは８８％以上の強圧下を適用する冷間圧
延をすることが適切である。

なお、冷間圧延回数として、中間焼鈍を含む複数回の冷
間圧延工程を採ることもできるが、コストの上昇を招く
から複数回の冷間圧延工程を採る意義は小さく、１回の
冷間圧延工程で十分本発明の目的は達せられる。最終板
厚とされた材料は、次いで湿水素雰囲気中で短時間の脱
炭焼鈍を行う。

本発明のように、従来プロセスにおけるような熱間圧延
工程或は熱延板焼鈍工程で微細な析出物を作り込むこと
なく、冷間圧延した素材を脱炭焼鈍する場合、焼鈍温度
を高くして行くと結晶粒は円滑に戒長し、その鋼板を二
次再結晶させると、高配向（１１０１＜００１＞が得ら
れる。しかし、限度以上に焼鈍温度を高くすると、二次
再結晶不良が発生する。この二次再結晶不良が出始める
温度は、鋳造時の冷却速度が高い程高くなる。この脱炭
焼鈍板に、焼鈍分離剤を塗布する。次いで、二次再結晶
を目的とする仕上焼鈍を行う。

本発明では、脱炭焼鈍後の鋼板を窒化能のある雰囲気中
で短時間焼鈍する方法、或は仕上焼鈍における昇温中、
二次再結晶開始までの間に窒化する方法の何れか一方ま
たは双方を組合せることにより、二次再結晶に有効な窒
化物を形成させることを、必須とする。

なお、後者は、鋼板を積層した状態或はストリップコイ
ルの状態で焼鈍がなされるところから、雰囲気による窒
化はでき難いので、焼鈍分離剤中に窒化能のある化合物
を添加することが、均一な窒化のために有効である。

（実施例） 実施例１ 重量で、Ｃ：　０．０６８％、Ｓｉ：３．３５％、Ｍｎ
：０．１２％、Ｓ　：　０．００８％、酸可溶性Ａ７　
：　０．０３３％、ｔｏｔａｌ　Ｎ　：　０．００６７
％、残部実質的にＦｅからなる溶鋼をはＶ　１４００°
Ｃからは’；　１０００°Ｃまでを平均冷却速度５４°
Ｃ／ｍｉｎおよび６００″Ｃ／ｎ＋ｉｎで厚さ２．０　
ｍｍに鋳造した。この板を１０５０℃Ｘ　１．５　ｍｉ
ｎ焼鈍後、０．１ｍｍ、０．２ｍａ＋、０．３　ｍｍ厚
さに冷間圧延し、８６０°Ｃで脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤
としてＭｇＯ中に５％の窒化フェロマンガンを添加した
ものを塗布し、１２００°ＣＸ２０ｈｒの仕上焼鈍を行
なった。この時の磁性と二次再結晶状況を第１表に示す
。

第１表 鋳造時の冷却速度が早い６００°Ｃ／ｗｉｎのものは威
品厚に拘らず、二次再結晶が安定し、その時の配向度が
良好で磁束密度が高い。

実施例２ Ｓｉ　：　３．４％、Ｍｎ　：　０．１２％、Ｓ　：　
０．００８％、酸可溶性Ａｊ　：　０．０３４％、ｔｏ
ｔａｌ　Ｎ　：　０．００６９％、残部実質的にＦｅか
らなり、Ｃとして０．００８％と０．０６７％だけ含有
する２種類の溶鋼をはＷ’１４００°ＣからはＶ　１０
００°Ｃまでを平均冷却速度５４°Ｃ／ａ＋ｉｎと６０
０℃／ｗｉｎとで板厚２．　ＯＮＲに鋳造した。この板
を１０５０”ＣＸ　１．５１ＩＩｉｎ焼鈍後、０．１５
ｍｍ厚に冷間圧延し、８６０℃で脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤としてＭｇＯ中に５％の窒化フェロマンガンを添加し
たものを塗布し、１２００°ＣＸ２０ｈｒの仕上焼鈍を
行なった。この時の磁性と二次再結晶状況を第２表に示
す。

第２表 鋳造時の冷却速度が早い６００°（：／ｍｉｎのものは
、いずれのＣ量についても二次再結晶が安定し、かつ磁
束密度が高い。

実施例３ Ｓｉ：はり３．４％、Ｍｎ　：　０．１２％、Ｓ　：　
０．００７％、ｔｏｔａｌ　Ｎ　：はＸ’０．００７３
％、残部実質的にＦｅから成る溶鋼で第３表に示すよう
な酸可溶性ＭとＢとＴｉとがそれぞれ異る５種類の溶鋼
をは＼’１４００°ＣからはＷ’１０００″Ｃまでを平
均冷却速度６００　”Ｃ／ｍｉｎで板厚２．　Ｏｒｔｍ
に鋳造した。この板を１０５０”ＣＸ１、５　ｗｉｎ焼
鈍後、０．１５ｍａ＋厚さに冷間圧延し、８６０°Ｃで
脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯ中に５％の窒化フ
ェロマンガンを添加したものを塗布し、１２００°ＣＸ
２０ｈｒの仕上焼鈍を行なった。この時の磁性と二次再
結晶状況を第３表に示す。

第３表 ＡｔＲが低くても、高くても二次再結晶不良が発生する
が、ＡＩ、ｌが適切であれば、二次再結晶、磁束密度と
もに良好である。

実施例４ 実施例２の鋳造片を１１２０°ＣＸ１．５ｍ１ｎ焼鈍後
、板厚０．１５ｍｍに冷間圧延し、８６０°Ｃで脱炭焼
鈍した。その後の窒化処理として下記の３種類の方法を
行なった。

■焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗布する。

■焼鈍分離剤としてＭｇＯ＋５％窒化フェロマンガンを
塗布する。

■脱炭焼鈍後にアンモニア含有水素雰囲気で８００″Ｃ
Ｘ３０ｓｅｃの窒化焼鈍後に焼鈍分離剤としてＭｇＯを
塗布する。

かくして得られた３種類の板について１２００°ＣＸ２
０ｈｒの仕上焼鈍を行なった。この時の磁性と二次再結
晶状況を第４表に示す。

第４表 窒化を目的とした処理をしない■の条件によれば二次再
結晶不良が発生し磁性が悪いが、窒化をさせた■、■の
条件によれば二次再結晶、Ｂ、ｌいずれも良好である。

実施例５ 実施例２の冷却速度６００°Ｃ／ｎ＋ｉｎの鋳造片につ
いて、■焼鈍せず、０８００°ＣＸ　１．５ｍ１ｎ　、
■１０００°ＣＸ　１．５ｍ１ｎ　、■１１２０℃Ｘｌ
−５ｍ１ｎの４種類の焼鈍を行なった後、板厚０．２０
　ａｎに冷間圧延した。湿水素中で８６０°Ｃの脱炭焼
鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭｇＯ中に５％の窒化フ
ェロマンガンを添加したものを塗布し、１２００°ＣＸ
２０ｈｒの仕上焼鈍を行なった。この時の磁性と二次再
結晶状況を第５表に示す。

第５表 鋳造材を焼鈍することにより、磁束密度が高くなるが、
とりわけ８００°Ｃ以上の温度で焼鈍した場合に高磁束
密度が得られる。

（発明の効果） 本発明によれば、仕上焼鈍における二次再結晶の発現が
極めて安定するので、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板を安定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）、　（ｂ）は、５．４°Ｃ／ｌｌｌ１ｎ　
、　５４°Ｃ／ｗｉｎの平均冷却速度で２．８　ａｉｉ
厚さの薄帯を鋳造したものについて、ＥＰＭＡで組織に
沿って線分析を行い、Ｓｔの成分分布状況を実測した結
果を示す図、第２図は、第１図における組織の隣接した
部位について、Ｓｔの高い領域と低い領域とを対応させ
て示す図、第３図は、鋳造過程における冷却速度水準別
に、脱炭焼鈍温度と製品の磁束密度および二次再結晶不
良発生の関係を示す図である。 第１図 （０Ｌ） ６−４　℃／ｓｚ’ｎ （ｂ） 第２図 Ｓｊ　′（％　） 第３図 よダｅ偏、・７ ６（’ｔ７鏝、論 りωち〜１７１ ン１ら１と− ［１鋳め湊却速度

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で、Ｓｉ：１．５〜４．７％、Ａｌ＿Ｒ：０
   ．００６〜０．０３２％（但し、Ａｌ＿Ｒ＝酸可溶性Ａ
   ｌ−Ａｌ＿ａ＿ｓＡｌＮ＋２７／１４（Ｎ＿ａ＿ｓＴｉ
   Ｎ＋Ｎ＿ａ＿ｓＢＮ））、ｔｏｔａｌＮ≦０．００９５
   ％を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼板に、１回或
   は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
   とし、次いで脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を施した後、二
   次再結晶を目的とする仕上焼鈍を施すプロセスにあって
   、脱炭焼鈍から仕上焼鈍における二次再結晶開始までの
   何れかの段階で鋼板の窒化処理を施す一方向性電磁鋼板
   の製造方法において、冷間圧延素材として鋳造時の（α
   ＋γ）二相共存域における冷却速度を８．５℃／ｓ以上
   として凝固時のαおよびγ中のＳｉの成分分配比を小さ
   くした鋳造薄帯を用いることを特徴とする冷却速度制御
   鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。
2. （２）冷間圧延に先立って、冷間圧延素材を８００〜１
   １２０℃の温度域で焼鈍する請求項１記載の冷却速度制
   御鋳造材を用いた一方向性電磁鋼板の製造法。
3. （３）αおよびγに対応する部分のＳｉ比Ｓｉｉｎα／
   Ｓｉｉｎγを１．０４以下とした鋳造薄帯を冷間圧延素
   材とする請求項１または２記載の冷却速度制御鋳造材を
   用いた一方向性電磁鋼板の製造法。