JPH04297524A - 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】

【０００１】

【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。

【０００２】

【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８００Ａ
／ｍにおける磁束密度Ｂ８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１Ｋｇ当りの鉄損Ｗ１
７／５０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、一般的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。

【０００３】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＜００１＞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技術として代表的なものに田口
悟等による特公昭４０−１５６４４号公報及び今中拓一
等による特公昭５１−１３４６９号公報記載の方法があ
る。前者においてはＭｎＳ　及びＡｌＮ　を後者ではＭ
ｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を主なインヒビターとして用い
ている。従って現在の技術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、形態及び分散状態を
適正制御することが不可欠である。ＭｎＳ　に関して言
えば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳ　
をいったん完全固溶させた後、熱延時に析出する方法が
とられている。二次再結晶に必要な量のＭｎＳ　を完全
固溶するためには１４００℃程度の温度が必要である。 これは普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上も
高く、この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような
不利な点がある。

【０００４】１）　　方向性電磁鋼専用の高温スラブ加
熱炉が必要。 ２）　　加熱炉のエネルギー原単位が高い。 ３）　　溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出
し等にみられるように操業上の悪影響が大きい。 このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を
普通鋼並みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なＭｎＳ　の量を少なくす
るかあるいはまった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。このため低温スラブ
加熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ以外の析
出物などによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正
常粒成長の抑制を充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他、窒化物、酸化物及び粒
界析出元素等が考えられ、公知の技術として例えば次の
ようなものがあげられる。

【０００５】特公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ，
Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有するこ
とによりスラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃の範囲
にする方法が開示された。特開昭５２−２４１１６号公
報ではＡｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有することによりスラ
ブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にする方法が
開示された。また、特開昭５７−１５８３２２号公報で
はＭｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以下にす
ることにより低温スラブ加熱化を行ない、さらにＣｕの
添加により二次再結晶を安定化する技術が開示された。 一方、これらインヒビターの補強と組み合わせて金属組
織の側から改良を加えた技術も開示された。すなわち特
開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加えＳ，Ｓｅ，
Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｂ等の元素を加え、これにス
ラブの柱状晶率と二次冷延圧下率を組み合わせることに
より１１００〜１２５０℃の低温スラブ加熱化を実現し
ている。さらに特開昭５９−１９０３２４号公報ではＳ
あるいはＳｅに加え、Ａｌ及びＢと窒素を主体としてイ
ンヒビターを構成し、これに冷延後の一次再結晶焼鈍時
にパルス焼鈍を施すことにより二次再結晶を安定化する
技術が公開された。このように方向性電磁鋼板製造にお
ける低温スラブ加熱化実現のためには、これまでに多大
な努力が続けられてきている。

【０００６】さて、先に特開昭５９−５６５２２号公報
においてＭｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７
％以下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする
技術が開示された。この方法により高温スラブ加熱時の
スラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶不
良発生の問題が解消された。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱による
方法は元来、製造コストの低減を目的としておるものの
、当然のことながら、良好な磁気特性を安定して得る技
術でなければ、工業化はできない。他方スラブ加熱を低
温化すると当然、熱延温度が低下する等熱延に関する変
更が生じる。しかしながら、これまでのところ、熱延方
法を組み込んだ低温スラブ加熱の一貫製造方法はほとん
ど検討されていなかった。

【０００８】従来の高温スラブ加熱（例えば１３００℃
以上）の場合、熱延の主な役割は、■粗大結晶粒の再結
晶による分断、■ＭｎＳ　、ＡｌＮ　等の微細析出又は
析出抑制、■｛１１０｝＜００１＞方位粒の剪断変形に
よる形成の３点であったが、低温スラブ加熱の場合■は
必要なく、■に関しては本発明者が特願平１−１７７８
号で開示している如く、脱炭焼鈍後の金属組織を適切な
ものとすればよいので、熱延板での析出物制御は必須で
ない。 従って従来法での熱延に対する制約は低温スラブ加熱の
場合には少ないと言える。

【０００９】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ＡｌＮ　を主イン
ヒビターとする製造方法においては、特公昭４６−２３
８２０号公報に示すように熱延板焼鈍においてＡｌＮ　
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。

【００１０】通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍
−冷延−脱炭焼鈍−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、加えて普通
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。このような要請に応えるべ
く、ＡｌＮ　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ＡｌＮ　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ＡｌＮ　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。

【００１１】そこで本発明者らは、従来ほとんど注目さ
れていなかった仕上熱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８０％以上の強圧下１回冷延に
よる製造法において熱延板焼鈍を省略する方法（特願平
１−８５５４０号、特願平１−８５５４１号）を提示し
た。これらの技術は、仕上熱延最終３パスの強圧下及び
熱延終了後の高温での保持により熱延板を微細再結晶組
織としたことに特徴があり、これらの技術により、１２
８０℃未満の温度でのスラブ加熱と、熱延板焼鈍の省略
の両立が可能となった。

【００１２】一方、これまで一方向性電磁鋼板の熱延に
関しては、高温スラブ加熱（例えば１３００℃以上）時
のスラブ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発生）を防止するために、
熱延時の９６０〜１１９０℃での温度で１パス当り３０
％以上の圧下率で再結晶化高圧下圧延を施し、粗大結晶
粒を分断する方法が提案されている（特公昭６０−３７
１７２号公報）。確かにこの方法によって線状細粒発生
が減少するが、熱延板焼鈍を施す製造プロセスを前提と
している。

【００１３】また、ＭｎＳ　，ＭｎＳｅ，Ｓｂをインヒ
ビターとする製造方法において、熱延時の９５０〜１２
００℃の温度で圧下率１０％以上で連続して熱延し、引
き続き３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することによ
ってＭｎＳ　，ＭｎＳｅを均一微細に析出させ、磁気特
性を向上させる方法が提案されている（特開昭５１−２
０７１６号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行
を抑制し、剪断変形で形成される｛１１０｝＜００１＞
方位粒が引き続く再結晶で減少するのを防止することに
よって磁気特性を向上させる方法が提案されている（特
公昭５９−３２５２６号公報、特公昭５９−３５４１５
号公報）。これらの方法においても、熱延板焼鈍無しの
１回冷延法での製造は検討さえされていない。また、超
低炭素を含有する珪素鋼スラブの熱延において、熱延板
で歪を蓄積させる低温大圧下熱延を行い、引き続く熱延
板焼鈍での再結晶により超低炭素材特有の粗大結晶粒を
分断する方法が提案されている（特公昭５９−３４２１
２号公報）。しかしこの方法においても、熱延板焼鈍無
しの１回冷延法での製造は検討さえされていない。

【００１４】従って、本発明者らが、先に示した低温ス
ラブ加熱と熱延板焼鈍の省略を両立させた技術（特願平
１−８５５４０号、特願平１−８５５４１号）の意義は
大きいことがわかる。本発明者らは、これらの技術を工
業化するため工場実験を進め、その過程でコイルの長手
方向に磁性の変動が生じることを確かめた。そこで、本
発明者らは、この磁性変動の原因を詳細に検討した結果
、この現象が低温スラブ加熱時のスラブ内の温度差に起
因することをつきとめた。

【００１５】

【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Ｃ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ
：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．
０６０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０
．４０５　Ｓｅ　：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５
〜０．８％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を含有し、残
部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃
未満の温度で加熱し、加熱完了時１０℃以上の温度差が
内在するスラブを熱延し、次いで圧下率８０％以上の最
終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上
の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、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、熱延終了温
度を８５０〜１０５０℃とし熱延の最終３パスの累積圧
下率を４０％以上とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍
開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０
μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの
間に鋼板に窒化処理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。

【００１６】（２）　　熱延板をスラブ加熱温度以下の
温度で焼鈍することを特徴とする前項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。

【００１７】

【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
圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間
焼鈍をはさむ１回以上の冷延、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。

【００１８】本発明者らは、熱延板焼鈍を省略した１回
冷延法で低温スラブ加熱材を製造した場合の磁性の変動
の原因とその解消策について詳細に検討した。そしてそ
の結果、この現象がスラブ加熱時のスラブ内の温度差に
基づく、ＡｌＮの析出のバラツキに起因するという新知
見を得た。そしてその解消策として、Ｓｎ添加、熱延最
終３パスの強圧下、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始
までの間での一次再結晶粒の平均粒径の制御が有効であ
るという新知見を得た。以下実験結果を基に詳細に説明
する。以下の実験では、研究所で、スラブを温度を変え
て加熱し、工場でのスラブ加熱時のスラブ内の温度差に
より生じる現象のシミュレートを行った。

【００１９】図１は、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均
粒径と製品の磁束密度の関係に及ぼすＳｎ量の影響を示
す。この場合、Ｃ：０．０５３重量％、Ｓｉ：３．２８
重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７重量％、Ｎ：０．０
０６８重量％、Ｓ：０．００７重量％、Ｍｎ：０．１４
重量％、Ａ　　Ｓｎ：０．００３重量％、Ｂ　　Ｓｎ：
０．０５１重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる４０ｍｍ厚のスラブを、研究所で■１１５０
℃、■１１００℃の２水準の条件で各６０分均熱後、６
パスで熱延し、約１秒後に水冷し、５５０℃まで冷却し
た後、５５０℃に１時間保持して炉冷する巻取りシミュ
レーションを施した。この場合、６パスの圧下配分は、
４０→１５→７→３．５→３→２．６→２．３ｍｍであ
り、最終３パスの累積圧下率は３４％であった。そして
、上記４つのスラブの熱延終了温度は、８６３〜９１８
℃であった。かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく
約８５％の強圧下圧延を行って最終板厚０．３３５ｍｍ
の冷延板とし、８４０℃に１５０秒保持し、引き続き８
７０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、７５
０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中にＮＨ３　
ガスを混入させて、鋼板に窒素を吸収せしめた。この窒
化処理後のＮ量は、０．０１９０〜０．０２２３重量％
であった。また、この窒化処理後の鋼板の板厚断面全厚
での結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用い
て測定した。かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯ　を主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。

【００２０】図１から明らかなように、Ｓｎ添加を行っ
たＢ材（Ｓｎ：０．０５１重量％）は、Ａ材（Ｓｎ：０
．００３重量％）と比較して、平均粒径が小さく、スラ
ブ加熱温度の違いによる平均粒径の差も小さいことがわ
かる。 そして、その結果、スラブ加熱温度の違いによる磁束密
度の変動も小さいことがわかる。次に、図２に脱炭焼鈍
後の一次再結晶粒の平均粒径と製品の磁束密度の関係に
及ぼす熱延最終３パスの累積圧下率の影響を示す。この
場合、Ｃ：０．０５５重量％、Ｓｉ：３．３０重量％、
酸可溶性Ａｌ：０．０２９重量％、Ｎ：０．００６７重
量％、Ｓ：０．００７重量％、Ｍｎ：０．１５重量％、
Ｓｎ：０．０５３重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる４０ｍｍ厚のスラブを研究所で■１１
５０℃、■１１２５℃、■１１００℃の３水準の条件で
各６０分均熱後、６パスで熱延し、約１秒後に水冷し、
５５０℃まで冷却した後、５５０℃に１時間保持して炉
冷する巻取りシミュレーションを施した。この場合、６
パスの圧下配分は、Ａ　　４０→１５→７→３．５→３
→２．６→２．３ｍｍ、Ｂ　　４０→３０→２０→１０
→５→３→２ｍｍの２水準とした。この場合、最終３パ
スの累積圧下率は、Ａ：３４％、Ｂ：８０％であった。 そして、上記４つのスラブの熱延終了温度は、８６８〜
９５８℃であった。かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すこ
となく約８５％の強圧下圧延を行って最終板厚０．３３
５ｍｍの冷延板とし、８４０℃に１５０秒保持し、引き
続き８７５℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで
、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中にＮ
Ｈ３　ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。こ
の窒化処理後のＮ量は、０．０１８８〜０．０２１５重
量％であった。また、この窒化処理後の鋼板の板厚断面
全厚での結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を
用いて測定した。 かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯ　を主成分とする焼鈍
分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。

【００２１】図２から明らかなように、熱延最終３パス
の累積圧下率が高い条件Ｂ（８０％）の場合、条件Ａ（
３４％）と比較して、平均粒径が大きく、スラブ加熱温
度の差による平均粒径の変動も小さいことがわかる。 そして、その結果、スラブ加熱温度の違いによる磁束密
度の変動も小さいことがわかる。次に、図３に種々の脱
炭焼鈍条件での脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径と
製品の磁束密度の関係を示す。図２の結果を得たものと
同一成分の４０ｍｍ厚のスラブを、研究所で１１００〜
１１５０℃の温度条件で各６０分均熱後、６パスで熱延
し、約１秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５５
０℃に１時間保持して炉冷する巻取りシミュレーション
を施した。この場合、６パスの圧下配分を４０→３０→
２０→１０→５→３→２ｍｍとした。この場合、最終３
パスの累積圧下率は８０％であり、熱延終了温度は、９
２１〜９５３℃であった。かかる熱延板に熱延板焼鈍を
施すことなく、約８５％の強圧下圧延を行って最終板厚
０．３３５ｍｍの冷延板とし、８００〜９５０℃の脱炭
焼鈍を施し、次いで、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時
、焼鈍雰囲気中にＮＨ３　ガスを混入し、鋼板に窒素を
吸収せしめた。この窒化処理後のＮ量は、０．０１７９
〜０．０２３１重量％であった。また、この窒化処理後
の鋼板の板厚断面全厚での結晶粒の平均粒径を光学顕微
鏡と画像解析機を用いて測定した。かかる窒化処理後の
鋼板にＭｇＯ　を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最
終仕上焼鈍を行った。

【００２２】図３から明らかなように、脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒の平均粒径が１８〜３０μｍの範囲で、Ｂ８
≧１．９０（Ｔ）なる良好な磁束密度が得られ、かつ、
平均粒径変動による磁束密度の変動が少ないことがわか
る。図１、図２、図３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、本発明者らは次のよ
うに推察している。

【００２３】本発明の前提としている１２８０℃未満の
温度では、本発明のＡｌ，Ｎの成分範囲では、α相での
ＡｌＮ　の完全固溶は保障されていない。一方、スラブ
加熱の方式は種々あるが、スラブを炉に挿入後、プッシ
ャーで移動させながら出口から出す方式や、スキット上
にスラブをおき、スキットを動かしてスラブを入口から
出口方向へ移動させる方式等が一般に行なわれている。 そして、スラブの中でスキットや炉の下面に接する部分
は、温度が低めとなることが多い。この加熱炉内でのス
ラブ内の温度差を、研究所でスラブ加熱温度を変えてシ
ミュレートした。本発明のＡｌ，Ｎの成分範囲ではスラ
ブ内の高温部と低温部でＡｌＮ　の固溶、析出量に差が
生じる。スラブ加熱時のスラブ内の高温部では固溶Ｎが
多く、引き続く熱延及び脱炭焼鈍時にこの固溶ＮはＡｌ
Ｎの形で微細析出する。他方、スラブ加熱時のスラブ内
の低温部では固溶Ｎが少なく、引き続く熱延及び脱炭焼
鈍時に微細に析出するＡｌＮ　量は少ない。このような
ＡｌＮ　の析出の場所的不均一は、脱炭焼鈍時の粒成長
の場所的不均一を生じさせる。つまり、スラブ加熱時の
スラブ内の高温部に相当する部分では、脱炭焼鈍時微細
なＡｌＮ　が多いため、一次再結晶粒の粒成長は抑制さ
れる。一方、スラブ加熱時のスラブ内の低温部に相当す
る部分では、脱炭焼鈍時微細なＡｌＮ　が少ないため、
一次再結晶粒は粒成長しやすい。このため、脱炭焼鈍完
了時、コイル内にスラブ加熱のスラブ内の温度差に起因
する一次再結晶粒径の場所的不均一が生じる。本発明者
らが特願平１−１７７８号で開示した如く、この脱炭焼
鈍完了時の一次再結晶粒径は製品の磁束密度と極めて強
い相関がある。従って、この一次再結晶の粒径の場所的
不均一は製品での磁束密度の場所的不均一を生ぜしめる
こととなる。

【００２４】本発明者らが推察した上記の製品での磁束
密度の場所的不均一性の発生メカニズムに立脚し、本発
明によるこの製品の磁束密度の場所的変動の解消メカニ
ズムについては次のように考えられる。Ｓｎは粒界偏析
元素として知られており、粒成長を抑制する元素である
。 一方本発明範囲のＳｎ量では、スラブ加熱時Ｓｎは完全
固溶しており、通常考えられる数１０℃の温度差を有す
る加熱時のスラブ内でも一様に固溶していると考えられ
る。 従って、温度差があるにもかかわらず加熱時のスラブ内
で均一に分布しているＳｎは、脱炭焼鈍時の粒成長抑制
効果についても、場所的に均一に作用すると考えられる
。 このため、ＳｎはＡｌＮ　の場所的不均一に起因する脱
炭焼鈍時の粒成長の場所的不均一を希釈する効果がある
ものと考えられる。

【００２５】一方、仕上熱延最終３パスでの強圧下によ
る磁束密度の場所的不均一性解消の効果については次の
ように考えられる。通常、１００〜４００ｍｍ厚のスラ
ブが１〜５ｍｍ厚の熱延板となる熱延工程において、熱
延中板厚が薄くなるにつれて、板厚方向の熱伝導が容易
となるため、スラブ内にあった温度差は徐々に少なくな
ってくる。この段階で、ＡｌＮ　の析出をさらに促進す
るためには、歪を加えＡｌＮ　の析出核としての転位を
多くすることが有効である。従って、鋼板中の温度差が
最も軽減される仕上熱延の後段で加工歪を加え、ＡｌＮ
　の析出促進をはかることは、スラブ加熱時にスラブ内
の温度差のために生じたＮの固溶量、ＡｌＮ　析出量の
場所的不均一性が後工程まで継承されるのを極力抑制す
るのに有効と考えられる。

【００２６】さらに、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開
始までの間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍ
とすることの効果については次のように考えている。図
３に示した如く、この粒径の範囲で、Ｂ８≧１．９０（
Ｔ）なる良好な磁束密度が得られており、かつ、粒径変
動による製品の磁束密度の変動が少なくなっている。 従って、スラブ加熱時のスラブ内の温度差に起因する脱
炭焼鈍後の粒径の場所的変動が生じたとしても、粒径の
範囲を１８〜３０μｍにしておけば、磁束密度の場所的
変動は少ないと考えられる。

【００２７】次に本発明の構成要件の限定理由について
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０．０２１重量％（
以下単に％と略述）未満になると二次再結晶が不安定に
なり、かつ二次再結晶した場合でもＢ８≧１．８０（Ｔ
）が得がたいので０．０２１％以上とした。一方、Ｃが
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０．０７５％以下とした。

【００２８】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。又、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。Ａｌは二次再結晶の安定
化に必要なＡｌＮ　もしくは　（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ　を確
保するため、酸可溶性Ａｌとして０．０１０％以上が必
要である。酸可溶性Ａｌが０．０６０％を超えると熱延
板のＡｌＮ　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。

【００２９】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
３０％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、０．０１
３０％を越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。Ｍｎ
Ｓ　，ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製造工程の条件を
適性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する傾向があり、この二
次再結晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋０．４
０５Ｓｅ）≦０．０１４％とすべきである。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率が高くなり好まし
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、この様な観点からＳある
いはＳｅを不必要に増すことは意味がない。

【００３０】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％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が発生する。一方、Ｍｎ量
が０．８％を越えると製品の磁束密度を低下させ、好ま
しくないので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。Ｓｎの
下限値は０．０１％である。この値未満では、粒成長抑
制効果が少なすぎて好ましくない。一方上限値は０．１
５％とした。Ｓｎは表面に偏析するので、この値を超え
ると鋼板の窒化が難しくなり、二次再結晶不良の原因と
なるため好ましくない。

【００３１】この他、インヒビター構成元素として知ら
れているＳｂ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ等を微量に
含有することはさしつかえない。スラブ加熱温度は、普
通鋼並にしてコストダウンを行なうという目的から１２
８０℃未満と限定した。好ましくは１２００℃以下であ
る。スラブ加熱完了時のスラブ内の温度差を１０℃以上
とした。１０℃未満の場合には、本発明の如き、スラブ
内の温度偏差に起因する問題の解消策をとる必要性が薄
れるためである。

【００３２】加熱されたスラブは、引き続き熱延されて
熱延板となる。この熱延の終了温度を８５０〜１０５０
℃とし、熱延最終３パスの累積圧下率を４０％以上とし
た。熱延工程は、通常１００〜４００ｍｍ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熱延と仕上
熱延よりなる。粗熱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。粗熱延後仕上熱延
開始までの時間については、特に限定するものではない
が、１秒以上かけて仕上熱延を開始することは、ＡｌＮ
　の析出促進の点で好ましい。本発明の特徴は粗熱延に
引き続く仕上熱延にある。仕上熱延は通常４〜１０パス
の高速連続圧延で行われる。通常仕上熱延の圧下配分は
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１００〜３０
００ｍ／ｍｉｎとなっており、パス間の時間は０．０１
〜１００秒となっている。本発明で限定しているのは、
熱延終了温度と熱延最終３パスの累積圧下率だけであり
、その他の条件は特に限定するものではないが、粗熱延
、仕上熱延の前段で強圧下を行うことも、幾分なりとも
加工誘起析出を生ぜしめることになり好ましい。又、最
終３パスでも特に最終パスでの強圧下が効果的である。

【００３３】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８５０〜１０５０℃とした。１０
５０℃を越ると、ＡｌＮ　の析出が生じにくく、本発明
のＡｌＮ　析出の場所的不均一の解消効果が十分でない
。一方、８５０℃未満では、熱延終了後に引き続く再結
晶が生じにくく、製品の磁束密度が低下するので好まし
くない。

【００３４】一方、仕上熱延最終３パスでの累積圧下率
を４０％以上とした。この値未満では、ＡｌＮ　の加工
誘起析出の効果が不十分なので好ましくない。なお、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。熱延の最終パス後、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
上空冷等を行い、鋼板をＡｌＮ　の析出温度域にできる
だけ長時間保持することは、ＡｌＮ　の析出を進ませる
上で好ましい。

【００３５】この熱延板は次いで、圧下率８０％以上の
最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以
上の冷延を施す。最終冷延の圧下率を８０％以上とした
のは、圧下率を上記範囲とすることによって、脱炭板に
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（｛１１１｝＜１１２＞方位粒等
）を適正量得ることができ、磁束密度を高める上で好ま
しいためである。

【００３６】本発明は、熱延板焼鈍省略プロセスを基に
構成したものであるが、スラブ加熱温度以下の温度で熱
延板焼鈍を施す場合も、同様にスラブ加熱時のスラブ内
の温度差に起因する製品の磁束密度の場所的変動が発生
する。従って、この場合も、本発明のＳｎ添加、熱延最
終３パスの強圧下、脱炭焼鈍後の粒径の制御を用いるこ
とができ、かつ熱延板焼鈍省略プロセスよりも良好な特
性が得られる。

【００３７】かかる冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭
焼鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製
品となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍとし
たのは、図３から明らかなように、この値の範囲でＢ８
（Ｔ）≧１．９０なる良好な磁束密度が得られ、かつ、
粒径変動に対する磁束密度の変化が少ないからである。

【００３８】そして、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶
開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定したのは、
本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセスでは
、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足がちにな
るからである。窒化の方法としては特に限定するもので
はなく、脱炭焼鈍後、引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ３　ガ
スを混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼
鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒
化物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法。最
終仕上焼鈍の雰囲気のＮ２分圧を高めとし、鋼板を窒化
する方法等いずれの方法でもよい。窒化量については特
に限定するものではないが、１ｐｐｍ　以上は必要であ
る。

【００３９】

【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０５２重量％、Ｓｉ：３．２８重量％、Ｍｎ：
０．１６重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａｌ
：０．０３０重量％、Ｎ：０．００７０重量％を基本成
分とし、Ｓｎの添加量を■＜０．００１重量％、■０．
０５重量％、■０．１０重量％、■０．３１重量％残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２００ｍｍ厚の４種類
のスラブを、ａ　　１１５０℃、ｂ　　１０８０℃の２
水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、
５パスで４０ｍｍ厚に熱延した後、次いで６パスで熱延
して２．３ｍｍの熱延板とした。この時圧下配分を４０
→３０→２０→１０→５→３→２．３（ｍｍ）とした。 この時、熱延終了温度は８８７〜９３２℃であり、熱延
最終３パスの累積圧下率は７７％であった。

【００４０】次いで、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。この熱延板を酸洗して
圧下率約８５％で０．３３５ｍｍの冷延板とし、８４０
℃で１５０秒保持し、次いで８７０℃に２０秒保持する
脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持す
る焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ３　ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。この鋼板の板厚断面全厚に
おける結晶粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定
した。 次いで、この鋼板にＭｇＯ　を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布し、Ｎ２２５％、Ｈ２７５％の雰囲気ガス中で１
５℃／時の速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ２
１００％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。

【００４１】実験条件と製品の磁気特性を表１に示す。

【００４２】

【表１】

【００４３】実施例２ Ｃ：０．０５４重量％、Ｓｉ：３．２１重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａｌ
：０．０３１重量％、Ｎ：０．００７１重量％、Ｓｎ：
０．０７重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる４０ｍｍ厚のスラブを、ａ　　１１５０℃、ｂ
　　１０８０℃の温度で６０分均熱した後、１０５０℃
で熱延を開始し、６パスで熱延して１．８ｍｍの熱延板
とした。この時圧下配分を■４０→１６→７→２．９→
２．５→２．１→１．８（ｍｍ）、■４０→３０→２０
→１０→５→２．５→１．８（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
板を酸洗して圧下率約８６％で０．２６０ｍｍ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。

【００４４】実験条件、製品の磁気特性を表２に示す。

【００４５】

【表２】

【００４６】実施例３ Ｃ：０．０３３重量％、Ｓｉ：３．０５重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａｌ
：０．０２９重量％、Ｎ：０．００６８重量％、Ｓｎ：
０．０６重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる２６ｍｍ厚のスラブを、ａ　　１２００℃、ｂ
　　１１３０℃の温度で６０分均熱した後、■１０５０
℃、■９００℃で熱延を開始し、６パスで熱延して２．
３ｍｍの熱延板とした。この時圧下配分を２６→１５→
１０→７→５→３→２．３（ｍｍ）とした。熱延終了後
の冷却条件、引き続く窒化処理までの工程条件は実施例
１と同じ条件で行った。得られた鋼板にＭｇＯ　を主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｈ２７５％
の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度で８８０℃まで昇温
し、引き続き１２００℃までＮ２７５％、Ｈ２２５％の
雰囲気ガス中で１０℃／時の速度で昇温し、次いでＨ２
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。

【００４７】実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。

【００４８】

【表３】

【００４９】実施例４ Ｃ：０．０５０重量％、Ｓｉ：３．４１重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａｌ
：０．０２９重量％、Ｎ：０．００６５重量％、Ｓｎ：
０．１２重量％、残余Ｆｅ及び不可避的不純物からなる
２５０ｍｍ厚のスラブを、ａ１１５０℃、ｂ　　１０７
０℃の２水準の温度で４５分均熱した後、すみやかに熱
延を開始し５パスで４０ｍｍ厚まで熱延した後、６パス
で熱延して２．３ｍｍの熱延板とした。この時、圧下配
分を４０→３０→２０→１０→６→４→２．３（ｍｍ）
とした。次いで、熱延終了後、４秒間空冷後４００℃ま
で水冷し、４００℃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。しかる後、この熱延板を酸
洗して圧下率約８５％で０．３３５ｍｍの冷延板とし、
■８１０℃に１５０秒保持、■８３０℃に１５０秒保持
、■８５０℃に１５０秒保持、■８８０℃に１５０秒保
持なる４つの条件で脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５
０℃で３０秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ
３　ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。この
鋼板の板厚全厚における結晶粒径を光学顕微鏡と画像解
析機を用いて測定した。次いでこの鋼板にＭｇＯ　を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｈ２７５
％の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度で１２００℃まで
昇温し、引き続きＨ２１００％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。実験条件
と製品の磁気特性を表４に示す。

【００５０】

【表４】

【００５１】実施例５ Ｃ：０．０５０重量％、Ｓｉ：３．２８重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａｌ
：０．０２９重量％、Ｎ：０．００６８重量％、Ｓｎ：
０．０６重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる４０ｍｍ厚のスラブを、ａ　　１１８０℃、ｂ
　　１１００℃の温度で６０分均熱した後、１０５０℃
で熱延を開始し６パスで熱延して２．３ｍｍ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（ｍｍ）、■４０→３０→２０→１
０→５→３→２．３（ｍｍ）の２条件とした。熱延終了
後は２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
。この熱延板に、９００℃に２分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０．２８５ｍｍ
厚の冷延板とし、８３０℃で１５０秒保持し、次いで８
７０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、
７５０℃に３０秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中に
ＮＨ３　ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。 この鋼板の板厚全厚における結晶粒径を光学顕微鏡と画
像解析機を用いて測定した。 次いで、この鋼板に、ＭｇＯ　を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、Ｎ２７５％、Ｈ２２５％の雰囲気ガス中で
１０℃／時の速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ
２１００％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。実験条件と製品の磁気特性を
表５に示す。

【００５２】

【表５】

【００５３】実施例６ Ｃ：０．０５７重量％、Ｓｉ：３．４５重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３１重量％、Ｎ
：０．００６４重量％、Ｓｎ：０．０９重量％を含有し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚のス
ラブを実施例５記載の条件でスラブ加熱から巻取りシミ
ュレーションを行った。この熱延板に、９８０℃に２分
保持して急冷する熱延板焼鈍を行い、次いで実施例５記
載の条件で最終仕上焼鈍までの工程を処理した。

【００５４】実験条件と製品の磁気特性を表６に示す。

【００５５】

【表６】

【００５６】

【発明の効果】以上説明したように、本発明においては
、Ｓｎ添加及び熱延終了温度と熱延最終３パスの累積圧
下率の制御とさらに脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始
までの間での一次再結晶粒の平均粒径を制御し、鋼板に
窒化処理を施すことにより、熱延板焼鈍を省略して、良
好な磁気特性を場所的バラツキなく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】

【図１】図１は脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径と
製品の磁束密度の関係に及ぼすＳｎ量の影響を表したグ
ラフである。

【図２】図２は脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径と
製品の磁束密度の関係に及ぼす熱延最終３パスの累積圧
下率の影響を表したグラフである。

【図３】図３は種々の脱炭焼鈍条件での脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒の平均粒径と製品の磁束密度の関係を表した
グラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量でＣ：０．０２１〜０．０７５％
   、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０
   〜０．０６０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、
   Ｓ＋０．４０５　Ｓｅ　：０．０１４％以下、Ｍｎ：０
   ．０５〜０．８％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を含有
   し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２
   ８０℃未満の温度で加熱し、加熱完了時１０℃以上の温
   度差が内在するスラブを熱延し、次いで圧下率８０％以
   上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１
   回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、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、熱延
   終了温度を８５０〜１０５０℃とし熱延の最終３パスの
   累積圧下率を４０％以上とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕
   上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径を１８
   〜３０μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始
   までの間に鋼板に窒化処理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. 【請求項２】　　熱延板をスラブ加熱温度以下の温度で
   焼鈍す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。