JPH04154915A - 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、変圧器等の鉄芯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、主として変圧器その他の電気機器
の鉄芯材料として使用され、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。

励磁特性は、磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度
（Ｂ１１値）によって表される。鉄損特性は、周波数５
　０　Ｈｚで１．　７　Ｔｅｓｌａまで鉄芯を磁化した
ときの鉄芯１ｋｇ当たりのエネルギーロスＷ＋７／５０
によって表される。一方向性電磁鋼板の磁束密度は鉄損
特性の最大支配因子であり、一般的に磁束密度が高いほ
ど鉄損特性が良好である（鉄損値が低い）。また一般に
一方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて製品の磁束密
度を高くすると、二次再結晶粒が大きくなり鉄損特性が
悪くなる場合がある。このような磁束密度が高く二次再
結晶粒が大きな一方向性電磁鋼板に対しては、磁区幅を
細分化する磁区制御によって二次再結晶粒の大きさに拘
わりなく鉄損特性を良好ならしめることができる。

一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程において二次再
結晶を生成させ、鋼板面に（１１０）面を、圧延方向に
＜００１＞軸を有する、所謂Ｇｏｓｓ組織を発達させる
ことによって製造される。良好な磁気特性をもつ一方向
性電磁鋼板を得るためには、磁化容易軸である＜００１
＞軸を圧延方向に高度に揃えることが必要である。

高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造技術の代
表的なものとして、川口らによって特公昭４０−１５６
４４号公報に開示された技術或は今生らによって特公昭
５１−１３４６９号公報に開示された技術がある。前者
においてはＩＮおよびＭｎＳを、後者においてはＭｎＳ
、　ＭｎＳｅ、　Ｓｂを主なインヒビターとして機能さ
せている。

現在の一方向性電磁鋼板の工業的製造プロセスにおいて
は、これらインヒビターとして機能する析出物の大きさ
、形態および分散状態を適正に制御することが不可欠で
ある。

ＭｎＳに関して言えば、熱間圧延に先立つスラブ加熱段
階でＭｎＳを一旦完全に固溶させた後、熱間圧延段階で
析出させる方法が採られている。二次再結晶におシ）で
インヒビターとして機能するに必要な量のＭｎＳを完全
に固溶させるためには、スラブを１４００″Ｃ程度の高
温に加熱しなければならない。

このスラブ加熱温度は、普通鋼スラブの加熱温度よりも
２００℃以上も高く、このことに起因して以下のような
問題がある。

１）　方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱を余分に必要
とする。

２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。

３）　スラブからの溶融スケール（鉱滓：ノロ）の量が
増大し、ノロ掻きといった操業上困難な作業を余儀無く
される。

４）加熱炉の補修頻度が高くなり、このことに起因して
メインテナーンス・コストが上昇するのみならず、設備
稼働率を低下させ設備生産性を低くする。

このような問題を解決するには、スラブ加熱温度を普通
鋼並に低くすればよいのであるけれども、このことは、
二次再結晶においてインヒビターとして機能するＭｎＳ
の量を少なくするか或は全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。従って、スラ
ブ加熱温度を低くすることを実現するためには、ＭｎＳ
以外の析出物によってインヒビターを強化し、仕上焼鈍
時に正常粒成長の抑制を十分にする必要がある。このよ
うなインヒビターとしては、硫化物のほか、窒化物、酸
化物および粒界析出元素等が考えられ、次のようなもの
が知られている。

特公昭５４−２４６８５号公報には、Ａｓ、Ｓｉ、Ｓｎ
、Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有させることによっ
て、スラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃とすること
が開示されている。また、特開昭５１２４１１６号公報
には、Ａ７！のほか、Ｚｒ＋Ｔｉ＋　Ｂ、　Ｎｂ、Ｔａ
、　Ｖ、　Ｃｒ、　Ｍｏ等の窒化物生成元素をスラブに
含有させることによって、スラブ加熱温度を１１００〜
１２６０℃とすることが開示されている。さらに、特開
昭５７−１５８３２２号公報には、Ｍｎ含有量を低くし
、かつＭｎ／Ｓを２．５以下とすることによって、スラ
ブ加熱温度を低（し、さらにＣｕの添加によって二次再
結晶を安定化させることが開示されている。一方、これ
らインヒビターの補強と組合せて金属組織の側から改良
を加えた技術も開示された。即ち、特開昭５７−８９４
３３号公報には、Ｍｎに加えＳ＋　Ｓｅ、　ｓｂ、　Ｂ
ｔ、　Ｐｂ＋　　Ｂ等の元素を加え、ご移にスラブの柱
状晶率と二次冷延圧下率を組合せることによって１１０
０〜１２５０’Ｃの低温スラブ加熱化を実現している。

さらに、特開昭５９−１９０３２４号公報には、Ｓ或は
Ｓｅに加え、八℃およびＢと窒素を主体としてインヒビ
ターを構成し、冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時にパルス
焼鈍を材料に施すことによって二次再結晶を安定化させ
る技術が開示されている。このように、一方向性電磁鋼
板の製造プロセスにおいて、スラブ加熱温度を低くすべ
く、これまでに多大の努力が払われてきた。

ところで、本発明者等は先に特開昭５９−５６５２２号
公報に、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７
％以下とすることによって、低温スラブ加熱を可能にす
る技術を開示した。この技術によって、高温スラブ加熱
時の結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶不良
の問題が解決された。

スラブ加熱温度を普通鋼並に低くする製造プロセスは、
元来、製造コストの低減を目的とするものであるけれど
も、当然のことながら、良好な磁気特性をもつ製品を安
定して得ることができる製造プロセスでなければ工業化
はできない。他方、スラブ加熱温度を低くすると熱間圧
延温度が低下する等、熱間圧延条件の変更を伴う。しか
しながら、これまでのところ、熱間圧延条件を織り込ん
だ低温スラブ加熱を前提とする一貫製造プロセスは、検
討さえも行なわれていなかった。

、　　従来の、高温スラブ加熱（たとえば１３００℃以
上の）を前提とする製造プロセスの場合、熱間圧延工程
の冶金学的な主たる役割は、 ａ）　粗大結晶粒の再結晶による分断、ｂ）　　ＭｎＳ
、　Ｉｆ！Ｎ等の微細析出或は析出抑制、Ｃ）材料の剪
断変形による（１１０）　＜００１＞方位粒の形成、 の３点であった。

しかしながら、低温スラブ加熱を前提とする製造プロセ
スの場合、前記ａ）の機能は必要なく、ｂ）に関しては
、本発明者等が特願平１−１７７８号に開示したように
、脱炭焼鈍後の金属組織を適切なものとすればよいので
、熱間圧延段階での析出物制御は必須ではない。従って
、従来の高温スラブ加熱を前提とする製造プロセスにお
いて必要であった熱間圧延条件の制約は、低温スラブ加
熱を前提とする製造プロセスの場合には少ないと言える
。

本発明者等は、二次再結晶制御のために、従来の高温ス
ラブ加熱を前提とする製造プロセスにおいては実現不可
能であった、熱延板の金属組織を極限まで適切なものと
する熱間圧延方法を検討した。たとえば、熱間圧延過程
の最終バス後の金属物理学現象に関しては、ＭｎＳ、　
Ａ　１．　Ｎ等の微細析出或は析出抑制が、従来の製造
プロセスにおいて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。

本発明者等は、従来、殆ど注目されていなかった仕上熱
間圧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、低温スラブ加熱を前
提とする、８０％超の圧下率を適用する最終強圧下冷間
圧延による製造プロセスにおいて、製品の磁気特性を良
好かつ安定なものとする製造方法を検討した。

一方向性電磁銅板の熱間圧延に関しては、高温（たとえ
ば、１３００℃以上）スラブ加熱時の結晶粒の粗大成長
に起因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細
粒の発生）を防止するために、熱間圧延時、９６０〜１
１９０℃の温度域で１パス当たり３０％以上の圧下率を
適用する再結晶化高圧下圧延を材料に施して、粗大結晶
粒を分断する方法が、たとえば特公昭６０ｉ７１７２号
公報に開示されている。確かに、この方法によって線状
細粒の発生は減少するけれども、この方法は高温スラブ
加熱を前提とする製造プロセスにおけるものである。

低温スラブ加熱（１２８０℃未満）を前提とする製造プ
ロセスの場合には、前記高温スラブ加熱に起因する結晶
粒の粗大化が起こらないから、粗大結晶粒を分断するこ
とを目的とする再結晶化高圧下圧延は必要ではない。

一方、ＭｎＳ、　ＭｎＳｅ、　Ｓｂをインヒビターとし
て機能させる一方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて
、スラブの熱間圧延時に、９５０〜１２００″Ｃの温度
域で１０％以上の圧下率を適用して連続して圧延し、次
いで３℃／ｓ以上の冷却速度で材料を冷却し、ＭｎＳ、
　ＭｎＳｅを均一微細に析出させることによって、製品
の磁気特性を向上させる方法が、たとえば特開昭５１−
２０７１６号公報に開示されている。

また、スラブの熱間圧延を低温で行って再結晶の進行を
抑制し、剪断変形によって形成される（１１０）＜ｏｏ
　１＞方位粒が、引き続く再結晶によって減少するのを
防止することによって製品の磁気特性を向上させる方法
が、たとえば特公昭５９−３２５２６号公報、特公昭５
９−３５４１５号公報に開示されている。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％超の
圧下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセ
スは、検討さえなされていない。また、Ｃ６０，０２重
量％を含有する珪素鋼スラブの熱間圧延において、９０
０℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上とするこ
とによって、熱延板に歪を蓄積させる低温大圧下圧延を
材料に施し、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超低
炭素鋼特有の熱延再結晶の不足を補う方法が、特公昭５
９−３４２１２号公報に開示されているけれども、この
方法においては、低温熱間圧延は、圧延機の負荷が過大
となり、また熱延板の形状（平坦さ）が不良となり易（
、さらに良好な磁気特性をもつ製品を安定して得ること
も容易でない。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、低温スラブ加熱を前提とする、８０、　％超
の圧下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロ
セスによって、磁気特性に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方法を提供することを目的
とする。

（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、Ｃ６０，０２０％、Ｓｉ：２．５〜４．
５％、酸可溶性へｆｆｉ　：　０．０１０〜０．０６０
％、Ｎ　：　０．００３０〜０．０１３０％、　（Ｓ　
＋０．４０５Ｓｅ　）５０．０１４％、Ｍｎ二０．０５
〜０．８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなるスラブを、１２８０℃未満の温度域に加熱し、熱
間圧延し、次いで、８０％超の圧下率を適用する１回の
冷間圧延工程或は８０％超の圧下率を適用する最終冷間
圧延を含む中間焼鈍を介挿する２回以上の冷間圧延工程
によって最終板厚とした後、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を施す
一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延終了温
度を９００℃超１１５０℃未満とし、かつ仕上圧延の最
終３パスの累積圧下率を５０％以上として熱間圧延する
ことを特徴とする特許 向性電磁鋼板の製造方法。

（２）熱間圧延が、仕上圧延の最終パスの圧下率を２０
％以上としてなされるものである前項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。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明者等は、従来、注目されていなかった仕上熱間圧
延の最終パス後の材料の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して、低温スラブ加熱を前提とする、８０％超の
圧下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセ
スによって磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定し
て製造する方法を確立すべく研究を重ね、本発明を完成
するに至ったものである。

本発明が対象とする一方向性電磁鋼板は、□従来用いら
れている製鋼法によって得られる溶鋼を、連続鋳造して
直接にスラブとするか或は溶鋼を鋳型に注入、凝固させ
て鋼塊とし、これを分塊圧延してスラブとし、次いで熱
間圧延して熱延板とした後、必要に応じて焼鈍を施し、
次いで８０％超の圧下率を適用する１回あ冷間圧延工程
或は８０％超の圧下率を適用する最終冷間圧延工程を含
む中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚
とした後、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施すプロセスによ
って製造される。

本発明者等は、熱間圧延における仕上圧延（以下単に仕
上圧延という）の最終パス後の材料の再結晶現象に注目
して、種々の観点から広範囲に亙って研究を進めた結果
、仕上圧延の最終パス後の材料の再結晶現象と製品の磁
気特性が密接に関係していることを知見した。

以下に、本発明を、実験結果に基づいてさらに詳細に説
明する。

第１図は、熱間圧延終了温度および仕上圧延の最終３パ
スの累積圧下率が製品の磁束密度に与える影響を示すグ
ラフである。ここでは、重量で、Ｃ　：　０．０１０％
、Ｓｉ：３．２５％、酸可溶性ＡＩ！．：０、０２８％
、Ｎ　：　０．００８１％、Ｓ　：　０．００７％、Ｍ
ｎ：０、１５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる２０〜６０ｍ厚さのスラブを、１１００〜１
２８０″Ｃに加熱して熱間圧延し、６パスで２．３　ｍ
ｍ厚さの熱延板とした。熱間圧延後１秒間して材料を水
冷し、５５０℃まで冷却した後、この温度に１時間保持
して炉冷する巻取りシミュレーションを行った。次いで
、この熱延板に、１１２０℃の温度に３０秒間保持した
後急冷する焼鈍を施し、然る後、約８８％の圧下率を適
用する最終強圧下冷間圧延を施して０．２８５　ｍｍ厚
さの最終板厚とした。

その後、冷延板を８３０〜１０００℃の温度域で脱炭焼
鈍を施した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、次いで最終仕上焼鈍を施した。

第１図から明らかなように、熱間圧延終了温度が９００
℃超、１１５０℃未満であり、かつ仕上圧延の最終３パ
スの累積圧下率が５０％以上の場合に、Ｂ６≧１．８８
　Ｔの高い磁束密度を有する製品が得られる。

本発明者等はこの新しい知見をさらに詳細に検討した。

第２図は、第１図に示す実験結果において磁束密度が良
好であった、熱間圧延終了温度が９００℃超、１１５０
℃未満であり、かつ仕上圧延の最終３パスの累積圧下率
が５０％以上の場合における、仕上圧延の最終パスでの
圧下率と製品の磁束密度の関係を示すグラフである。第
２図から明らかなように、仕上圧延の最終パスでの圧下
率が２０％以上の場合に、Ｂ８≧１．９０　Ｔの高い磁
束密度を有する製品が得られる。

熱間圧延終了温度、仕上圧延の最終３パスの累積圧下率
、最終パスでの圧下率と製品の磁束密度の間に、第１図
および第２図に示す関係が存在する理由については必ず
しも明らかではないけれども、本発明者等は次のように
推察している。

従来から、（１１０１＜００１＞方位二次再結晶粒の母
体は、スラブの熱間圧延時に、材料表層での剪断変形に
よって形成されると考えられており、熱延板での（１１
０）＜ｏｏｔ＞方位粒を冷延再結晶後に富化するために
は、熱延板の＋１１０）＜００１＞方位粒を粗粒とし、
かつ歪の少ない状態にすることが有効であると考えられ
ている。

本発明の場合、熱間圧延最終パス後の再結晶により熱延
板の結晶粒は小さいが、歪が少ない状態になっており、
これが熱延板焼鈍後にも継承され、（１１０）＜００１
＞方位粒を冷間圧延、再結晶後に富化する点において、
粒径の点では不利であるけれども歪の点で有利であり、
結果的には脱炭焼鈍後の状態で（１１０１＜００１＞方
位粒に影響を与えない。

他方、脱炭焼鈍板の主方位である（１１１）＜１１２＞
、１ｌｏＯ）　＜０２５＞は、＋１１０１＜００１＞方
位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＞方位粒が多いほど、
（ｆｏｏｌ　＜０２５＞方位粒が少ないほど、（１１０
１＜００１＞方位二次再結晶粒の粒成長が容易になると
考えられる。

本発明においては、熱間圧延の最終３パスで高い圧下率
を適用する圧延を行うことによって、最終バス後に引き
続く再結晶における核生成サイトが増加して再結晶が進
み、結晶粒も微細化される。

次いで、熱延板に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ともに鋼板全体を占め、
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材料（鋼板）を冷間圧延、
再結晶させると、冷間圧延前の粒径が小さいために、粒
界近傍から（１１１）＜１１２＞方位の核が多発し、粒
内から核発生ずる（１００１＜　０２５　＞方位の核が
相対的に減少する。

このように、本発明においては、熱間圧延の最終バス後
に引き続く再結晶によって、熱延板が低歪で、かつ多数
の再結晶粒が発生するから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、冷間圧延、脱炭焼鈍
後にまで引き継がれ、脱炭焼鈍板の状態で、（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）＜１１
２＞方位粒を増加させ、（１１０）＜００１＞方位粒の
成長を妨げる（１００１＜０２５＞方位粒を減少させる
ことに成功した。これにより、良好な磁気特性をもつ製
品を安定して得ることが可能となった。

次に本発明の構成要件の限定理由を述べる。

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０．０２０％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。また、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。

八！は二次再結晶の安定化に必要なＡＩ！、Ｎもしくは
（Ａｆｆｉ、Ｓｉ　）　ｎ１ｔｒｉｄｅｓを確保するた
め、酸可溶性Ａ！として０．０１０％以上が必要である
。酸可溶性Ａ７ｉが０．０６０％を超えると熱延板のＡ
ＩＮ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％を超え
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
条件を適切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ずる傾向があり、
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、このような観点からＳあるいはＳ
ｅ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、Ｍｎ量が０．８％を超
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、普通鋼並にしてコストダウンを行う
という目的から１２８０℃未満と限定した。好ましくは
１２００“Ｃ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９００℃超、１１５０℃未満とし
、仕上圧延の最終３パスの累積圧下率を５０％以上とす
る。さらに加えて、仕上圧延の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１００〜４００＋ｎｍ厚のスラブ
を加熱した後、いずれも複数回のバスで行う粗圧延と仕
上圧延よりなる。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４〜１
０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１０
０〜３０００　ｍ／ｍｉｎとなっており、バス間の時間
は０．０１〜１００秒となっている。

本発明で限定しているのは、熱延終了温度と仕上圧延の
最終３パスの累積圧下率とさらに加えて同圧延の最終パ
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、前記最終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、仕上圧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（いので特に限定せず、仕上圧延の最終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９００℃超１１５０℃未満、仕上圧延の
最終３パスの累積圧下率を５０％以上としたのは、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Ｂｌｌをもつ製品が得られるためであ
る。なお、前記最終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
好ましくは仕上圧延の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。

≧１．９０（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ノ。なお、前記最終パスの圧下率
の上限は特に限定するものでばないが、工業的には９０
％以上の圧下を加えることば困難である。

仕上圧延の最終パス後、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
、徐冷される。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１−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
応して熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率８０％超の最終
冷延を含み、必要に応して中間焼鈍をはさむ２回以上の
冷延を施ず。最終冷延の圧下率を８０％超としたのは、
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）＜００１＞方位粒と、これに蚕食され
易い対応方位粒（Ｈｌｌ）　＜１１２＞方位粒等）を適
正量骨ることができ、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、ｉ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。

また、インヒビター強化法の一例として、脱炭焼鈍に引
き続いてＮＨ３ガス、プラズマ等を用いてストリップ状
で窒化処理を行う方法も有効である。

（実施例） 以下実施例を説明する。

一実施例１− Ｃ：　０．０１５重量％、Ｓｉ　：　３．２０重量％、
Ｍｎ　：　０．１４重量％、Ｓ　：　０．００５重量％
、酸可溶性へｆｆｉ：０．０２７重量％、Ｎ　：　０．
００７５重量％を含有し、残部Ｆｃおよび不可避的不純
物からなる４０ｍｍ厚のスラブを、１１５０℃の温度で
加熱した後、１０６０℃で熱延を開始し６バスで熱延し
て２．３　ｍｍ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　（ｍ
ｍ）　、■４０−３０→２０→１０→５−２．８　→２
．３　（ｍｍ）　、■４０→３０→２０→１０→５→３
→２．３（ｍｍ）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
後炉冷する巻取りシミュレーションを行った。ごの熱延
板に、１１００℃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、次いで圧下率約８８
％で０．２８５　ｕｕｎ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
鈍板をＮ２２５％、１ｈ７５％の雰囲気ガス中にＮｌ＋
３ガスを混入させた雰囲気ガス中で、７５０℃に３０秒
保持して、鋼板に窒素を吸収させた。窒素吸収後の窒素
は０．０２０３重量％であった。しかる後、ＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を鋼板に塗布し、Ｎ２２５％、８
２７５％の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度で１２００
℃まで昇温し、引き続き１ｈ１００％雰囲気ガス中で１
２００℃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。

第　　１　　表 一実施例２− Ｃ：　０．００２重量％、Ｓｉ　：　３．２１重量％、
Ｍｎ：０．１５重量％、Ｓ　：　０．００６重量％、酸
可溶性Ａ　ｆ　：０．０３２重量％、Ｎ　：　０．００
８３重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる５０胴厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した
後、６パスで熱延して２、３　ｍｍ厚の熱延板とした。

この時圧下配分を５０→３５→２５→１５→１０→４．
６→２．３　（ｍｍ）とし、熱延開始温度を■１０５０
℃１■９５０℃の２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。

第２表 一実施例３− Ｃ：　０．００８重量％、Ｓｉ　：　３．３０重量％、
Ｍｎ　：　０．１６重量％、Ｓ　：　０．００７重景重
量酸可溶性ロー０．０３３重量％、Ｎ　：　０．００８
２重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる４０ｍｍ厚のスラブを１２００℃の温度で加熱した
後、６パスで熱延して２．０馴厚の熱延板とした。この
時圧下配分を４０→３０→２０→１０→５→３→２　（
ｍｍ）とし、熱延開始温度を■１１００℃３■９５０℃
の２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’Ｃに３０秒保持し９００℃に３０秒保
持し、急冷する熱延板焼鈍を施し、圧下率８９％で０．
２２０　ｒｒｍ厚の冷延板とし、８３０℃で１２０秒保
持し、引き続き８９０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施
した。得られた脱炭板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｎ２７５％の雰囲気ガス中で
１０℃／時の速度で８８０℃まで昇温し、引き続きＮ２
７５％、Ｎ２２５％の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度
で１２００’Ｃまで昇温し、引き続きＩ（，１００％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。

第３表 一実施例４− Ｃ：　０．０１４重量％、Ｓｉ　：　３．４０重量％、
Ｍｎ　：　０．１４重量％、Ｓ　：　０．００６重量％
、酸可溶性＾ｆ　：０．０３５重量％、Ｎ　：　０．０
０８１重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
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　ｍｍ厚の熱延板とした。

この時圧下配分を■４０→１５→７→４→３→２．６→
２．３　（ｍｍ）、■４０→３０→２０→１０→５→３
→２．３　（ｍｍ）の２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“
Ｃ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８５％で０．３３５　ｍｍ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。

第４表 （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パスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延の
最終バスの圧下率を制御することにより、低Ｃの素材で
の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図は熱延終了温度および熱延の最終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わしたグラフで
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わしたグラフである。 第１図 ０：／、８θ；１；；β８（Ｔ） ０　：　ｔｅｓ≦ｔｔＢ（ｒ）＜ｔ、ｅａ・　：　　　
　　Ｂδ（ｒ）く７ａ５

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で、Ｃ≦０．０２０％、Ｓｉ：２．５〜４．
   ５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：
   ０．００３０〜０．０１３０％、（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ
   ）≦０．０１４％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有し
   、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１
   ２８０℃未満の温度域に加熱し、熱間圧延し、次いで、
   ８０％超の圧下率を適用する１回の冷間圧延工程或は８
   ０％超の圧下率を適用する最終冷間圧延を含む中間焼鈍
   を介挿する２回以上の冷間圧延工程によって最終板厚と
   した後、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の
   製造方法において、熱間圧延終了温度を９００℃超１１
   ５０℃未満とし、かつ仕上圧延の最終３パスの累積圧下
   率を５０％以上として熱間圧延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）熱間圧延が、仕上圧延の最終パスの圧下率を２０
   ％以上としてなされるものである請求項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。