JPH04198420A - 板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法 - 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） この発明は、板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向
性けい素鋼板の製造方法に関し、特にスラブの加熱方法
に工夫を加えることによって、板幅方向における磁気特
性の均一化を、鋼板表面の平坦度改善に併せて実現しよ
うとするものである。

（従来の技術） 一方向性けい素鋼板は、主として変圧器その他の電気機
器の鉄心材料として使用され、磁束密度および鉄損値等
の磁気特性に優れることか基本的に重要である。かかか
る鋼板の表面には、通常、電気絶縁被膜が被成され、積
層して使用する場合に各鋼板間を電気的に絶縁し、渦電
流損失を低減する方策か取られている。しかしながら鋼
板の表面に凹凸があり、平滑性に劣る場合には、商品価
値か低下するのみならす、占積率を低下させ、また鋼板
加工処理中に画部分絶縁被膜か薄くなったリ、剥げたり
し、さらに鉄心組立時の締め付けによって絶縁性か低下
し、局所的に発熱を起こすなど、変圧器事故の原因とな
る。

一方向性けい素鋼板の製造において特に重要なことは、
いわゆる最終仕上げ焼鈍工程で一次再結晶粒を（１１０
）　＜００１＞方位の結晶粒に二次再結晶させることで
ある。このような二次再結晶を効果的に促進させるため
には、一つは、−次頁結晶粒の成長を抑制するインヒビ
ターと呼ばれる分散相を均一かつ適正なサイズに分散さ
せることである。

かかるインヒビターとして代表的なものは、ＭｎＳ。

ＭｎＳｅ、　ＡＩＮおよびＶＮのような硫化物や窒化物
等で、鋼中への溶解度が極めて小さい物質か用いられて
いる。このため従来から、熱間圧延前にスラブを高温加
熱して、インヒビター元素を完全に固溶させる方法かと
られ、熱延工程以降、二次再結晶までの工程で析出分散
状態を抑制している。なお、Ｓｂ、　Ｓｎ、　Ａｓ、　
Ｐｂ、　Ｇｅ、　ＣｕおよびＭＯ等の粒界偏析形元素も
インヒビターとして利用されている。

もう一つは、−回または皿回以上の冷間圧延および一回
または皿回以上の焼鈍によって得られる一次再結晶粒組
織を、板厚方向全体にわたって適当な大きさの結晶粒で
しかも均一な分布とすることてあり、かかる二つの条件
を確保することが重要なことは周知のとおりである。

従来、一方向性けい素鋼板を製造する場合には、厚さ１
００〜３００ｍｍのスラブを１２５０℃以上の温度で長
時間かけて加熱し、インヒビターを完全に固溶させた後
、熱延板とし、ついでこの熱延板を１回または中間焼鈍
をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、脱
炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶およ
び純化を目的として最終仕上げ焼鈍を行うのか一般的で
ある。

ところで上記の高温・長時間のスラブ加熱では結晶粒か
異常成長を起こし、熱延後に粗大な延伸粒として残る。

この粗大な延伸粒は冷延・焼鈍を経た後も再結晶しにく
く、その部分はたとえインヒビターの抑圧力効果か十分
であっても最終仕上げ焼鈍で（１１０）　＜ＯＯＤ方位
の二次再結晶が不完全となっていわゆる帯状細粒組織と
なり、磁気特性の劣化を招く。また圧延方向に平行な圧
延集合組織かポリゴン化した粗大な延伸粒は、外力に対
して一定の変形をするため、製品の表裏面に規則性のあ
る外面凹凸変化いわゆるリッジングを発生し、占積率や
絶縁抵抗の低下を招く。

製品の磁気特性の測定は、通常ＪＩＳ法に基づき幅３０
ｍｍ、長さ２８０ｍｍ寸法の試片約５００　ｇ　（４の
倍数）をコイル幅方向に採取したもので行われるか、か
かる試片中にかりに幅３０ｍｍ程度の帯状細粒か１〜２
条混入していても磁気特性はわずかじか劣化せず、かよ
うな不良部の存在に気つかないのが現状である。しかも
かかる製品板は最終仕上げ焼鈍において、二次再結晶、
純化およびフォルステライト被膜形成を同一工程で行っ
ているため、−旦製品化したものは外見からの区別もで
きず、不良部を容易に除去できない欠点がある。特に、
通常の製品コイル幅約１０００ｍｍから、５０ｍｍまた
は１００ｍｍ程度の板幅にスリットして巻鉄心用材とす
る場合には、帯条細粒かスリット幅全体に占める割合が
極端に高まり鉄心の磁気特性を著しく悪化させるので、
変圧器の製造に際しては細心の注意を必要とする。

一般に、インヒビターの溶体化は、高温・長時間である
ほど完全状態に近づくが、その反面、スラブの結晶粒は
粗大化が進行する。従来はインヒビター機能を重要視す
る方策がとられ、スラブ加熱では粒成長粗大化の弊害を
犠牲にしてインヒビターの完全溶体化か行われてきた。

両者の関係をうまく両立させることを狙った方策として
は、例えば、低温鋳造あるいは鋳造時の溶鋼の電磁的撹
拌により鋳造組織を微細化する方法、鋳造後スラブに予
め歪みを加えて粗大な柱状晶を破壊しておき、スラブ加
熱時に再結晶させる方法、スラブ加熱温度 する方法等が既に提案されている。

しかしなから上記した方策はいずれも、スラブ加熱温度
が極めて高い領域では依然として効果か不十分なところ
に問題を残していた。

帯状細粒の防止策として、特公昭５４−２７８２０号公
報、特公昭５０−３７００９号公報及び特開昭６２−１
３０２１７号公報にはそれぞれ、連続鋳造スラブを加熱
する前に予め５〜５０９６．３０〜７０％、ｌＯ〜５０
９イの圧延を施した後、１２６０＝　１４２０℃に再加
熱し、最終の熱間圧延を行う方法が提案されている。こ
れらの方法はいずれも、連鋳スラブに予め歪みを加えて
おき、スラブ加熱で再結晶させることにより、結晶粒の
粗大化を抑えようとするものである。

しかしながら、通常連鋳スラブには中心部近傍に濃厚偏
析帯か存在し、その濃厚偏析したインヒビターを溶体化
するには１３８０℃以上の高温でかなり長い保持時間を
必要とする。そのためスラブ結晶粒は表層部から中心部
まで著しく粗大化し、この粗大結晶粒に起因してリッジ
ンクや帯状細粒か発生し、期待どおりの平坦度や磁気特
性改善効果が得られないという問題かあった。一方、ス
ラブ結晶粒の粗大化を回避すへく加熱処理を低温・短時
間とした場合には、濃厚偏析部のインヒビターに溶体化
不足を生じ、熱延工程での分散状態が不均一となり、磁
気特性はむしろ大幅に劣化し、前者の問題との両立は困
難であった。

またスラブを予め圧延する技術は、鋼塊法における分塊
工程に相当する技術であり、連続鋳造法本来の目的から
みても合理的な方法とは言えない。

特公昭５６−１８６５４号公報には、１２６０℃以上の
スラブ加熱に際し、１２５０〜１３１０℃まての温度範
囲を平均昇温速度１５０℃／ｈ以上で加熱する方法が提
案されている。この方法は、スラブの加熱温度か１３７
０℃以下の場合には結晶粒の粗大化抑制効果を現すわす
が、おおむね１３８０℃以上の高温側において粒成長抑
制効果か急激に弱まり、１４００℃以上ではさらに著し
い表層の酸化と著しい結晶粒の粗大化か起こり、所期し
た磁気特性、平坦度および表面性状の鋼板は得られなか
った。

特開昭６３−１０９１１５号公報には、スラブ中心温度
か１３５０℃以上になるように加熱し、この加熱に際し
て表面温度１４２０〜１４９５℃て５〜６０分保持する
と共に、表面温度が１３２０℃以上において１４２０〜
１４９５℃に達するまて８℃／分以上て急速昇温しで結
晶粒の粗大化を抑制する方法か提案されている。

この方法はスラブ温度が従来のガス加熱炉のみの方式よ
り著しく高く、かつ保持時間が比較的短い。しかしなが
らこのような高温領域では著しい粒成長が起こり、製品
に帯状細粒が発生したり、著しい表面酸化や粒界の選択
酸化により、製品価値かなくなるほどの穴や表面疵か多
発する場合かあった。

（発明か解決しようとする課題） この発明は、上述の諸問題を解決することを目的とし、
鉄心材料に対する需要家の要請に応え、平坦度か優れ、
均一でかつ良好な磁気特性を有する方向性けい素鋼板を
安定して製造する方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段） さて発明者らは、上記の目的を達成すへくスラブ材質と
加熱条件との関係についで鋭意検討を重ねた結果、スラ
ブ加熱後の析出物量が帯状結晶粒の発生や平坦度に著し
く影響することを見出した。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを、加熱した後
、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍をはさむ２回
以上の冷延圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、脱炭
焼鈍を施し、その後鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性
けい素鋼板を製造するに当り、 上記のスラブ加熱に際し、まず１１００〜１２５０℃の
温度に３時間以上保持し、ついで１３８０〜１４４０℃
の温度に下記（１）式で示される時間保持することから
なる板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい素
鋼板の製造方法である。

記 −０，２６７ｘ　＋４０８≧ｙ≧−０，２６７ｘ　＋　
３８８　　・・（１）ただしＸ、加熱温度 ｙ、保持時間 以下、この発明の基礎となった実験結果についで具体的
に説明する。

Ｃ：　０．０３５ｗｔ９６（以下単に０６て示す）　、
Ｓｉ　：　３．１５９６、Ｍｎ　：　０．０７５９６お
よびＳ　：　０．０１８０６を陰む徐冷部した厚さ２１
０ｍｍの連鋳スラブから、　２１０Ｘ３００ｘ３００ｍ
ｍの試片を切り出し、予備加熱を施さないちの（Ａ）お
よび１２００℃Ｘ４ｈの予備加熱を施したもの（Ｂ）を
それぞれ、酸素濃度３０００ｐｐｍの雰囲気の小型誘導
加熱炉で、ｌＯ℃／分の昇熱速度で所定温度に加熱、保
持した。

加熱処理後の最大結晶粒径と析出粒子個数についで調査
した結果を、保持時間との関係て、第１図および第２図
ａ、　　ｂにそれぞれ示す。

第１図から明らかなように、１４４０℃以下の温度域に
おいては、加熱温度が高くまた保持時間か長くなるほど
結晶粒は粗大化し、昇温速度１０℃／ｍｉｎのような急
速昇温を行った場合でも結晶粒の粗大化は避けられない
。しかしながら１２００℃，４時間の予備加熱を施した
場合には、施さなかった場合に比べると、長時間保持し
ても結晶粒の粗大化は大幅に抑制されている。

この原因についで詳細に調査したところ、結晶粒の小さ
いサンプルでは未固溶のインヒビターか一部残存してお
り、他方結晶粒か著しく粗大化したサンプルではインヒ
ビターか全て一旦固溶していることか判明した。

次に第２図から、］ｔＩ　４０℃以下の温度域において
は加熱温度が高く、または保持時間か長くなるほどイン
ヒビター析出個数は急激に減少することと、予備加熱し
たものとしないものとでは析出粒子個数に差のあること
がわかった。

さらに第３図に、スラブ加熱後のインヒビター析出個数
と最大結晶粒径との関係を示す。

同図から明らかなように、結晶粒径を２０ｍｍ以下に押
さえるには１ｍｍ２当り４個以上必要であることが判っ
た。

なお発明者らは、スラブ中心部１／３厚の結晶粒が２０
ｍｍ以下であれば、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍工程
において微細組織となり、製品板に帯状細粒が発生しな
いことを予め確認している。

ところでスラブ加熱後に、インヒビター析出個数が確認
できるのは、加熱前１０μｍ以上のサイズが存在する場
合であり、従って予め析出粒子径を大きめにしておく必
要がある。

析出粒子径の分布は加熱温度と保持時間を適切に選らぶ
ことにより変えることかできる。

＝　１１− 第４図に、■２００℃，４時間の予備加熱スラブと通常
の連鋳スラブの析出粒子サイズを比較して示す。

同図から明らかなように、予備加熱処理によりインヒビ
ター粒子の粗大化を図ることができる。

ここにインヒビターの大きさを調整するための条件は、
次の理由で限定した。

まず予備加熱温度についでは、１１００℃未満では長時
間保持を必要とし、経済的な理由から下限を１１００℃
とした。一方、１２５０℃を超えた場合にはインヒビタ
ーが固溶し始めるため、上限は１２５０℃とした。

また保持時間は、均一化をはかる意味で３時間以上必要
であるか、あまり長くなると経済的に問題であり、固溶
がはじまり粗大化しすぎるので、好ましくは１０時間以
下である。

次に、第１図の成績を得た実験に用いたのと同一の成分
になるスラブを、１２００℃，４時間予備加熱した後、
誘導加熱炉に移送、装入して１４２０℃まで］０℃／ｍ
ｉｎで昇温し、保持時間を１〜９０分の範囲で種々に変
化させて磁気特性評価用の試験片とした。

た。

すなわち加熱抽出したスラブは、熱延にて２．５ｍｍ厚
の熱延板とし、酸洗でミルスケールを除いた後、−次冷
間圧延により０．７２ｍｍの中間厚としてから、水素中
で９５０℃，２分間の中間焼鈍を施した。

ついで二次冷間圧延により０．３０ｍｍ厚の最終板厚と
した後、湿水素中で８２０℃，３分間の脱炭焼鈍を施し
、引続きＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に
塗布して乾燥後、乾水素中において１２００℃２５時間
の仕上げ焼鈍を施し、製品試験片とした。

第５図に、３０　Ｘ　２８０ｍｍの試験片につき、ＪＩ
Ｓに準拠して磁気特性を測定した結果を示す。

同図から、インヒビター析出個数が４〜１５個の範囲に
おいて良好な磁気特性が安定して得られることがわかる
。

この点、インヒビター析出個数３個以下での磁気特性の
劣化は、スラブ加熱中に結晶粒成長の抑制か不十分なた
めに粗大結晶粒か発生し、製品板に帯状細粒が発生する
ためてあり、一方、１６個以上での磁気特性の劣化は、
冷延・焼鈍工程の一次再結晶粒の成長を抑制する数百人
のインヒビターの不足、いわゆるスラブ加熱時の溶体化
不足に伴う二次再結晶の未発達によるものである。

ここにスラブ加熱後に、上記したように４〜１５個のイ
ンヒビター析出粒子を残存させるためには、前述した予
備加熱に加え、さらに１３８０〜１４４０℃の温度範囲
における保持時間につき、下記（１）式の範囲を満足さ
せる必要かある。

−０，２６７ｘ　＋４０８≧ｙ≧−０，２６７ｘ　＋　
３８８　　・・（１）ただしＸ：加熱温度 ｙ：保持時間 第６図に、加熱温度および保持時間かインヒビターの析
出個数に及はす影響についで調へた結果を示す。

同図より明らかなように、インヒビターの析出個数か適
正である４〜１５個が得られるのは、上掲（１）式を満
足する場合であり、この範囲をはすれると、インヒビタ
ー析出粒子の個数を適正範囲に制御することかできない
。

（作　用） この発明の素材である含けい素鋼としては、従来公知の
成分組成のものいずれもが適合するか、代表組成を掲げ
ると次のとおりである。

Ｃ・０．０１〜０．１０％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
０．０１％の添加か好ましい。しかしなから０．１０％
を超えて含有されると脱炭が困難となり、かえってゴス
方位に乱れが生じるので上限は０．０１％が好ましい。

Ｓｉ：２．５〜４．５％ Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与す
るか、４．５％を上回ると冷延性か損なわれ、一方２．
５％に満たないと比抵抗か低下するたけてなく、二次再
結晶・純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−γ変
態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損改
善効果か得られないので、Ｓｉ量は２．５〜４．５％程
度とするのか好ましい。

Ｍｎ　　：　　０．０２〜０．１２％ １ｖ（ｎは、熱間脆化を防止するためには少なくともｏ
、ｏ２ｏ６程度を必要とするか、あまりに多すきると磁
気特性を劣化させるので上限は０．１２％程度に定める
のか好ましい。

インヒビターとしては、いわゆるＭｎ５９ＭｎＳｅ系と
ＡＩＮ系とかある。

ＭｎＳ、　ｋｆｎＳｅ系の場合は、 Ｓｅ、　　Ｓのうちから選ばれる少なくと一種　０．０
０５〜０．０６％ Ｓｅ、　Ｓはいずれも方向性けい素鋼板の二次再結晶を
制御するインヒビターとして有力な元素である。抑制力
の観点からは、少なくとも０．００５％程度を必要とす
るが、０．０６％を超えるとその効果か損なわれる。従
って、その下限、上限はそれぞれ０．００５％、０．０
６９４程度とするのか好ましい。

ＡＩＮ系の場合は、 Ａｌ　：　０．００５〜０．１０％、Ｎ　：　０．００
４〜０．０１５９６ＡＩおよびＮの範囲についでも、上
述したｔｖｉｎｓ。

ＭｎＳｅ系の場合と同様の理由により、上記の範囲に定
めた。ここに上記したｈ（ｎＳ　、　ＭｎＳｅ系および
Ａ１．Ｎ−１６＝ 系はそれぞれ併用が可能である。

インヒビター成分としては」１記したＳ、　Ｓｅ、　Ａ
Ｉの他、Ｃｕ、　Ｓｎ、　Ｓｂ、　Ｍｏ、　Ｔｅおよび
Ｂ１なども有利に適合するので、それぞれ少量併せて含
有させることもできる。ここに上記成分の好適添加範囲
はそれぞれ、Ｃｕ、　Ｓｎ　：　０．０１〜０．１５％
、Ｓｂ、　Ｍｏ、　Ｔｅ、　Ｂｉ：　０．００５〜０．
１％てあり、これらの各インヒビター成分についでも、
単独使用および複合使用いずれもが可能である。

なおスラブは、連続鋳造されたもの、もしくはインゴッ
トより分塊されたものも対象とするか、連続鋳造された
後に、分塊再圧されたスラブも対象に含まれることはい
うまでもない。スラブは通常そのまま、または仮置き後
加熱炉に装入・加熱、あるいは徐冷却後、表面手入れ等
を施した後加熱炉に装入、加熱される。また１１００〜
１２５０℃範囲を徐熱し、実質的に一定温度の保持に相
当させることも可能である。

次に、高温のスラブ加熱手段としては、密閉構造とし易
（、容易に酸素濃度を下げられること、保護ガスによっ
て酸化を防止できること、温度制机か可能であることお
よび高温に効率よく加熱できること等の理由から、誘導
加熱炉や抵抗加熱炉などの電気的加熱炉を用いるのか有
利である。インヒビターの大部分を溶体化するには、１
３８０℃が下限であり、一方１４４０℃を超えると粒界
脆弱化により表面欠陥か発生し易くなるので、上限は１
４４０℃とした。スラブ加熱後、熱間圧延で１．４〜３
．５ｍｍ厚の熱延鋼帯とする。この熱延鋼帯の酸洗工程
、その後の１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延工程、それに続く脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および
最終仕上げ焼鈍工程はそれぞれ、公知の手段を用いるこ
とかできる。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：　０．０３３％、Ｓｉ　：　３．０５９６、Ｍｎ　
：　０．０７２％およびＳ　：　０．０１７％を含有し
、残部実質的にＦｅの組成になる厚み２１０ｍｍのスラ
ブを、予めガス加熱炉にて予備加熱し、ついで誘導加熱
炉に装入し、周波数、投入電力量および保護ガス吹き付
は温度を種々に変化させ、以下に示すＡ〜Ｆの６条件で
スラブ加熱した後、粗圧延機と仕上げ圧延機で２．６ｍ
ｍ０熱延鋼板とした。

Ａ　：　１２００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度９℃／ｍｉｎで１３３０℃まで加熱し、
３０分間保持して抽出した。

Ｂ　：　１２００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度９℃／ｍｉｎで１３８０℃まで加熱し、
３０分間保持して抽出した。

Ｃ：　１２００℃，１時間の予熱後、誘導加熱炉に装入
して昇温速度９℃／ｍｉｎで１４００℃まで加熱し、３
０分間保持して抽出した。

Ｄ　：　１２００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度９°（：／ｍｉｎて１４００℃まて加熱
し、３０分間保持して抽出した。

Ｅ　：　１２００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度９℃／ｍｉｎて１４４０℃まで加熱し、
１０分間保持して抽出した。

Ｆ　：　１２００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度９℃／ｍｉｎて１４４０℃まて加熱し、
３０分間保持して抽出した。

ついで各熱延鋼板を酸洗した後、−次冷間圧延で０．８
０ｍｍ厚とし、ついで９５０℃，２分間の中間焼鈍を施
し、二次冷間圧延で０．３５ｍｍの最終厚みに仕上げた
のち、引続き、湿水素中で８２０．　３分間の脱炭焼鈍
を施し、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから
、乾水素中において１２００℃，５時間の仕上げ焼鈍を
施した。

かくして得られた１０３０ｍｍ幅のコイルから、両エツ
ジ１５ｍｍを除去した後、１００ｍｍ幅のサンプル１０
枚を切り出し、磁気特性と二次再結晶状況についで調査
した。また同一部分のサンプル（３０ｘ　２８０ｍｍ）
２４枚での占積率についでも調査した。

得られた結果を第１表に示す。

第１表から明らかなように、この発明に従ってってスラ
ブ加熱を実施することにより、平坦性に優れ、かつ帯状
細粒を発生させずに磁気特性の均一化か図れることかわ
る。

実施例２ Ｃ：　０．０４５％、　Ｓｉ　：　３．３５％、　Ｍｎ
　：　０．０７５％、Ｓｅ：０、０２０％、　Ｓｂ　：
　０．０３０％およびに４ｏ　：　０．０１５％を含み
、残部実質的にＦｅの組成になる厚み２４０ｍｍのスラ
ブを、ガス加熱炉で予熱処理し、引き続き、誘導加熱炉
に装入し、周波数、投入電力量および保護ガス吹き付は
温度を種々に変化させ、以下に示すＧ〜Ｌの５条件でス
ラブ加熱処理した後、２．０ｍｍ厚の熱延板とした。

Ｇ　：　１２２０℃，３時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度７℃／ｍｉｎで１４００℃まて加熱し、
５分間保持して抽出した。

）Ｉ　：　１２２０℃，３時間の予熱後、誘導加熱炉に
装入して昇温速度７℃／　ｍ　ｉ　ｎて１４００℃まて
加熱し、２０分間保持して抽出した。

Ｉ　：　１２２０℃，１時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度７℃／ｍｉｎで１４００℃まで加熱し、
２０分間保持して抽出した。

Ｊ　：　１２２０℃，３時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度７℃／ｒｎｉｎで１４００℃まで加熱し
、３０分間保持して抽出した。

Ｋ　：　１１００〜１２２０℃の範囲を３時間かけて除
熱した後、誘導加熱炉に装入して昇温速度７℃／ｍｉｎ
で１４００℃まで加熱し、３０分間保持して抽出した。

Ｌ　：　１２２０℃，３時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度７℃／ｍｉｎで１４００℃まで加熱し、
６０分間保持して抽出した。

ついで各熱延鋼板に９５０８Ｃ，１時間の熱延板焼鈍を
施したのち、−次冷間圧延で０．６０ｍｍ厚とし、次に
水素中で１０００℃，２分間の中間焼鈍を施してから、
二次冷間圧延で０．２３ｒｏｍ厚の最終厚に仕上げた。

引続き、湿水素中で８２０．　３分間の脱炭焼鈍を施し
た後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、
軟水素中において］、１８００Ｃ，５時間の仕上げ焼鈍
を施して方向性けい素鋼板とした。

かくして得られた１０３０ｍｍ幅のコイルから、画工ッ
ジ１５ｍｍを除去した後、１００ｍｍ幅のサンプル１０
枚をすり出し、磁気特性と二次再結晶状況についで調査
した。また併せて３０　Ｘ　２８０ｍｍサンプル３２枚
での占積率についでも調査した。

得られた結果を第２表に示す。

第２表から明らかなように、この発明法に従えは、製品
厚みの薄いものでも効果のあることが判る。

実施例３ Ｃ：　０．０７２９６．　Ｓｉ　：　３．１８！％、　
Ｍｎ　：　０．０８０９６．　ＳｅＯ，０１９％、　Ｓ
ｂ　：　０．０２５９６．　Ａｌ　：　０．０２５９Ｃ
Ｓｎ　：　０．０６０％およびＮ：０．００８％を含有
し、残部実質的にＦｅの組成になる厚み２１５ｍｍのス
ラブに、ガス加熱炉で予備加熱処理を施し、引続き誘導
加熱炉で周波数、投入電力量および保護ガス吹き付は温
度を種々変化させ、次に示すＭ−Ｑの５条件にてスラブ
加熱処理を施した後、熱間圧延して］、、８ｍｍ厚の熱
延板とした。

Ｍ　：　１１００℃，６時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度１０℃／ｍｉｎて１３８０℃まて加熱し
、１５分間保持して抽出した。

Ｎ　：　１１００℃，６時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度１０℃／ｍｉｎで１３８０℃まて加熱し
、３０分間保持して抽出した。

０　：　１１００℃，１時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度１０℃／ｍｉｎで１４１０℃まで加熱し
、２０分間保持して抽出した。

Ｐ　：　１１００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度１０℃／ｍｉｎで１４１０℃まて加熱し
、２０分間保持して抽出した。

Ｑ　：　１１００℃，４時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度１０℃／ｍｉｎで１４４０℃まて加熱し
、１０分間保持して抽出した。

ついで各熱延鋼板に１０５０℃，１分間の焼鈍を施した
後、冷間圧延によって０．２３ｍｍ厚に仕上げ、引続き
、８４０．　３分間の湿水素中での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てから、７
５％Ｈ２＋２５％Ｎ２雰囲気中で１２００’Ｃ，２０時
間の仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板とした。

かくして得られた１０５０ｍｍ幅のコイルから両エツジ
１５ｍｍを除去した後、１００ｍｍ幅のサンプル１０枚
を切り出し、磁気特性および二次再結晶状況についで調
査した。また併せて３０　Ｘ　２８０ｍｍサンプル３２
枚での占有率についでも調査した。

得られた結果を第３表に示す。

第３表から明らかなように、この発明に従ってスラブ加
熱を実施することにより、冷延１回法においても平坦度
か優れ、均一な磁気特性の製品か得られることかわかる
。

実施例４ Ｃ：　０．０６８％、　Ｓｉ　：　３．１５％、　Ｍｎ
　：　０．０７３９６、Ｓｅ：０、０２０％、　Ｓｂ　
：　０．０２５％、　Ａｌ　：　０．０３０％、　Ｃｕ
　：　０．０８０％およびＮ　：　０．００９９６を含
有し、残部実質的にＦｅの組成になる厚み２１５ｍｍの
スラブを、予めガス加熱炉で予熱後、以下に示すＲ−Ｕ
の４条件でスラブを加熱し、その後熱間圧延にて３．０
ｍｍ厚の熱延鋼板とした。

Ｒ：　１１５０℃，５時間の予熱後、誘導加熱炉に装入
して昇温速度５℃／ｍｉｎで１３８０’Ｃまて加熱し、
１０分間保持して抽出した。

Ｓ　：　１１５０℃，５時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度５℃／ｍｉｎで１４００℃まで加熱し、
２０分間保持して抽出した。

Ｔ　：　１１５０℃，５時間の予熱後、誘導加熱炉に装
入して昇温速度５℃／ｍｉｎて１４３０℃まて加熱し、
２０分間保持して抽出した。

Ｕ　：　１．１５０℃，５時間の予熱後、誘導加熱炉に
装入して昇温速度１０’ｃ／…１ｎで１４４０度まで加
熱し、３０分間保持して抽出した。

ついで各熱延鋼板を一次冷間圧延で１．８ｍｍ厚とし、
次に水素中で１１００℃，２分間の焼鈍を行ったのち、
二次冷間圧延で０．３０ｍｍの最終板厚に仕上げた。引
続き、湿水素中で８４０．　３分間の脱炭焼鈍を施した
後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、
７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２雰囲気中で１２００℃７２０時
間の仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板とした。

かくして得られた１０３０ｍｍ幅のコイルから両エツジ
１５ｍｍを除去した後、１００ｍｍ幅のサンプル１０枚
を切り出し、磁気特性および二次再結晶状況を調査した
。また併せて３０　Ｘ　２８０ｍｍサンプル３２枚での
占有率も調査した。

得られた結果を第４表に示す。

第４表から明らかなように、この発明に従ってスラブ加
熱を実施することにより、インヒビターの複合添加にお
いても、先の実施例と同様に効果のあることか判る。

実施例５ Ｃ：　０．０３５％、Ｓｉ　：　３．２０？６、Ｍｎ　
：　０．０７５９６、Ｓ：０．０１６％、Ｔｅ　：　０
．０１０％、Ｂｉ　：　０．０１２％を含み、残部実質
的にＦｅの組成になる厚み２００ｍｍ厚のスラブを、実
施例１と同様の条件で加熱し、２．０ｍｍ厚の熱延板と
した。

ついで熱延板に１０００℃，１分間の焼鈍を施し、冷間
圧延にて０．３５ｍｍの最終厚みに仕上げ、引続き、湿
水素中で８２０．　３分間の脱炭焼鈍を施した後、Ｍｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、軟水素中
で１１８０℃９１０時間の仕上げ焼鈍を施して方向性け
い素鋼板とした。

かくして得られた１０３０ｍｍ幅のコイルから両エツジ
１５ｍｍを除去した後、１００ｍｍ幅のサンプル１０枚
を切り出し、磁気特性と二次再結晶状況を調査した。

また併せて３０　Ｘ　２８０ｍｍサンプル３２枚での占
有率についでも調査した。

得られた結果を第５表に示す。

第５表から明らかなように、この発明に従ってスラブ加
熱を実施することにより、帯状細粒を発生させず、磁気
特性の均一化を図ることができる。

（発明の効果） かくしてこの発明に従い、熱間圧延前のスラブ加熱にお
いてインヒビターを溶体化するに際し、インヒビターの
一部分を析出粒子の状態で残してスラブ加熱を終え、ス
ラブ結晶粒の粗大化を抑制することにより、帯状細粒か
発生しなくなり、優れた磁気特性を均一に得ることかで
き、また鋼板の平坦度も改善することかでき、製品品質
の向上に大きく寄与することができる。

【図面の簡単な説明】 第１図は、スラブ加熱条件とスラブ最大結晶粒径との関
係を示したグラフ、 第２図ａ、　　ｂはそれぞれ、スラブ加熱条件とインヒ
ビター析出粒子個数との関係を示したグラフ、第３図は
、スラブ加熱後のインヒビター析出粒子個数と最大結晶
粒径との関係を示したグラフ、第４図は、連鋳グラフと
予備加熱後スラブのインヒビター析出粒子径分布を示し
たグラフ、第５図は、スラブ加熱後のインヒビター析出
粒子個数と磁気特性ＢＩ＋との関係を示したグラフ、第
６図は、インヒビターの析出個数に及はす加熱温度およ
び保持時間の関係を示したグラフである。 独し−ｔ、、’：ｑ”：ｖｐ 猪口？−７１，１：ｌ／、）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを、加熱した後、熱間圧延し、つ
   いで１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延圧延を
   施して最終板厚に仕上げたのち、脱炭焼鈍を施し、その
   後鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼
   鈍を施す一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製造
   するに当り、 上記のスラブ加熱に際し、まず１１００〜１２５０℃の
   温度に３時間以上保持し、ついで１３８０〜１４４０℃
   の温度に下記（１）式で示される時間保持することを特
   徴とする板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性け
   い素鋼板の製造方法。 記 −０．２６７ｘ＋４０８≧ｙ≧−０．２６７ｘ＋３８８
   ・・・（１） ただしｘ：加熱温度 ｙ：保持時間