JPH04297525A - 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１　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
場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％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、熱延を行
い、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、スラブの酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｓｉ
の含有量を重量％を単位として、Ａｌ（％）、Ｎ（％）
、Ｓｉ（％）とした時、加熱完了時のスラブ内の温度差
ΔＳＴ（℃）を下記の式の範囲に制御し、 　　ΔＳＴ（℃）≦３２．８±４６０６０　｛Ａｌ（％
）−２７／１４　Ｎ（％）｝２　＋４．２５Ｓｉ（％）
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）　　Ｓｎ：０．０１〜０．１５重量
％含有するスラブを用い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。 （３）　　熱延終了温度を８５０〜１０５０℃とし、熱
延最終３パスの累積圧下率を４０％以上とすることを特
徴とする前項１または２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】（４）　　脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍
開始までの一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍと
することを特徴とする前項１または２または３記載の磁
気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 （５）　　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または２または３または４記
載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１８】

【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。

【００１９】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し、その磁性変
動の程度が、Ａｌ量、Ｎ量、Ｓｉ量によって異るという
新知見を得た。

【００２０】そして、その課題の解決策として、■スラ
ブ加熱完了時のスラブ内の温度差をＡｌ量、Ｎ量、Ｓｉ
量に応じて決る所定の範囲内におさえること、■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。以下詳細に説明する。本
発明者らは、スラブ加熱時のＡｌＮ　の固溶、析出に着
目した。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，Ｓｉ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、スラブを炉に装入後、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。従って、このスラブ
内の温度差に起因するＡｌＮ　の析出量、固溶Ｎ量の差
が生じることが考えられた。そして、熱延から脱炭焼鈍
までの工程で、スラブ加熱時に固溶していたＮは、大部
分ＡｌＮ　として微細析出し、その程度がスラブ加熱時
の固溶Ｎ量に依存することが考えられた。実際、工場で
実験を行った際、磁気特性の変動が生じたコイルの、脱
炭焼鈍後の一次再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ところ、その平均粒径が変動し
ていることが判明した。そして、そのバラツキの程度は
、Ａｌ，Ｎ，Ｓｉ量によって異っていた。

【００２１】そこで、まず、α相での固溶Ｎ量を測定し
た。まず、重量で、Ｃ＝０．０２２％、Ｓｉ＝３．４〜
４．５％、酸可溶性Ａｌ＝０．０２５〜０．０４１％、
Ｎ＝０．００６８〜０．０１０１％、Ｓ＝０．００７％
、Ｍｎ＝０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなるインゴットを真空溶解で作成した。次い
でインゴットから小試料を切り出し、■１０００℃×６
０分の焼鈍後氷塩水中へ焼入れ、■１２５０℃×６０分
焼鈍後氷水中へ焼入れの２条件で処理し、Ｎ　ａｓ　Ａ
ｌＮ　を化学分析で測定し、Ｎ−Ｎ　ａｓ　ＡｌＮを固
溶Ｎ量とした。しかる後、２つの温度Ｔ１，Ｔ２におけ
る固溶Ｎ量〔Ｎ〕（Ｔ１）、〔Ｎ〕（Ｔ２）は、温度差
に比例すると仮定し、下記の■式を得た。

【００２２】

【数１】

【００２３】そして、１２５０℃と１０００℃の固溶Ｎ
量の差を酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｓｉの量の関数として表す
実験式を求めた。その結果を下記の■式に示す。

【００２４】

【数２】

【００２５】ここで、重量％を単位とし、酸可溶性Ａｌ
，Ｎ，Ｓｉの量をＡｌ＝Ａｌ（％）、Ｎ＝Ｎ（％）、Ｓ
ｉ＝Ｓｉ（％）と表記している。次いで、このα相内の
固溶Ｎ量の差と製品の磁気特性の変動との関係を調査し
た。まず、図１にスラブ加熱時のα相での固溶Ｎ量の差
Δ〔Ｎ〕（％）と、製品の磁束密度Ｂ８（Ｔ）の差ΔＢ
８（Ｔ）との関係を示す。この場合、重量でＣ＝０．０
５３％、Ｓｉ＝２．８〜３．６％、酸可溶性Ａｌ＝０．
０２１〜０．０５１％、Ｎ＝０．００４８〜０．００８
７％、Ｓ＝０．００７％、Ｍｎ＝０．１４％を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０ｍｍ厚の２０
種類の成分のスラブを作成した。そして１０５０〜１１
５０℃の間の２水準の温度を各成分のスラブに対して任
意に選び、６０分均熱後６パスで熱延し、約２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とした。熱延終了温度は８８３〜
９２７℃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、０．０１９４〜０．０２１８重
量％であった。 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。しかる後、製
品の磁束密度Ｂ８を測定し、同一成分のスラブに対して
とった２つのスラブ均熱条件でのＢ８の差ΔＢ８をもと
めた。

【００２６】図１から明らかなように、スラブ加熱時の
α相での固溶Ｎ量の差Δ〔Ｎ〕（％）が０．００１０重
量％以下の場合には、製品の磁束密度の差ΔＢ８（Ｔ）
が０．０２Ｔ以下におさまっている。ここでスラブ加熱
時のα相における固溶Ｎ量の差は■，■式を用いて計算
した。この図１の結果から、スラブ加熱時のスラブ内の
温度差に起因するα相での固溶Ｎ量の差は０．００１０
重量％以下にすることが、製品の磁束密度のバラツキを
小さくするのに有効なことがわかった。そこでスラブ内
の温度差ΔＳＴ（℃）を■式におけるＴ１−Ｔ２として
ΔＳＴ＝Ｔ１−Ｔ２　　　　　　　　　　　　　　　　
　　　　　　　　　　　　　　　　…■と表記し、また
、Ｔ１，Ｔ２における固溶Ｎ量の差を０．００１０重量
％以下とすると、 〔Ｎ〕（Ｔ１）−〔Ｎ〕（Ｔ２）≦０．００１０　　　
　　　　　…■を得る。そして、■，■，■，■式から
製品の磁束密度のバラツキを少くするためのスラブ内の
温度差の条件として 　　　　ΔＳＴ（℃）≦３２．８±４６０６０　｛Ａｌ
（％）−２７／１４　Ｎ（％）｝２　＋４．２５Ｓｉ（
％）　…■を得る。

【００２７】スラブ加熱時のスラブ内の温度差を、α相
内の固溶Ｎ量を０．００１０重量％以下にすることによ
って、製品の磁束密度のバラツキが減少するメカニズム
について、本発明者らは、次のように考えている。本実
験では、加熱炉内でのスラブ内の温度差により生じてい
る現象を、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，Ｓｉの成分範囲では１２８
０℃未満のスラブ加熱温度条件の場合、スラブの高温部
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、ＡｌＮ　の形で
微細析出する。他方スラブ加熱時のスラブ低温部では固
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、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長
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、スラブ加熱時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。従って、その磁束密度のバラツキ
の原因となっているスラブ加熱時のスラブ内の固溶Ｎ量
のバラツキを所定の範囲に入れれば、製品の磁束密度の
バラツキが低減されるものと考えられる。

【００２８】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。

【００２９】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。

【００３０】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。

【００３１】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、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、Ｓｎは希釈する効果があるも
のと考えられる。 従って、本発明のα相内の固溶Ｎ量の差を制限する技術
に加え、Ｓｎを添加することはさらに製品の磁気特性の
場所的バラツキを低減させるのに有効である。このＳｎ
の適性範囲を０．０１〜０．１５％とした。この下限値
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、この上限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。

【００３２】この他インヒビター構成元素として知られ
ているＳｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等を微
量に含有することはさしつかえない。特に、Ｂ，Ｔｉ，
Ｓｂ等窒化物構成元素は、スラブ内の温度差に起因する
固溶Ｎ量の場所的差を低減するために積極的に添加して
もかまわない。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１２８０℃未満と限定
した。好ましくは１２００℃以下である。

【００３３】スラブの酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｓｉの含有量
に応じて、加熱完了時のスラブ内の温度差ΔＳＴを以下
の式の範囲とすると規定した。 　　ΔＳＴ≦３２．８＋４６０６０｛Ａｌ−２７／１４
　Ｎ　｝２　＋４．２５Ｓｉこの条件範囲で、スラブ内
のα相の固溶Ｎの差が０．００１０％以下となり、その
結果として、製品の磁束密度の場所的バラツキが低減さ
れる。

【００３４】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％以上とす
ることは、製品の磁束密度の場所的バラツキを低減する
上でさらに好ましい。熱延工程は、通常１００〜４００
ｍｍ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１００〜３０００ｍ／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。通常、１００〜３００ｍｍ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除々に少なくなっ
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移を多
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。

【００３５】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℃を超ると、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。

【００３６】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。

【００３７】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。

【００３８】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、本発明のスラブ内の温度差
制限、Ｓｎ添加、熱延最終３パスの強圧下、後述する脱
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。

【００３９】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に制
御することは、さらに好ましい。その理由はこの平均粒
径の範囲で良好な磁束密度が得られやすく、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。

【００４０】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。窒化量につていは特に
限定するものではないが、１ｐｐｍ　以上は必要である
。

【００４１】

【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０４９重量％、Ｓｉ：３．２１重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％を基本成分とし
、■酸可溶性Ａｌ：０．０３２重量％、Ｎ：０．００６
８重量％、■酸可溶性Ａｌ：０．０２０重量％、Ｎ：０
．００８７重量％なる２種類のＡｌ，Ｎ量を添加し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２種類の２５０ｍｍ
厚のスラブを作成した。そして、製品の磁束密度のバラ
ツキの許容範囲に入るスラブ加熱時の温度差を■，■の
成分に対し、■式で計算した。次いで、かかるスラブを
、ａ　　１１５０℃、ｂ　　１０９５℃の２水準の温度
で６０分均熱した後、ただちに熱延を開始し、５パスで
４０ｍｍ厚とした後、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→１５→７→３．５
→３→２．６→２．３（ｍｍ）とした。

【００４２】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、８３０
℃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。窒化後のこの鋼板のＮ量は
０．０１９３〜０．０２２０重量％であった。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。

【００４３】実験条件と製品の磁気特性を表１に示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】実施例２ Ｃ：０．０５１重量％、Ｓｉ：３．０１重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、Ｎ：０．００
８５重量％を基本成分とし、酸可溶性Ａｌを、■０．０
１９重量％、■０．０２８重量％、■０．０３７重量％
なる３水準のレベルで添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる３種類の２５０ｍｍ厚スラブを作成した。 そして、製品の磁束密度のバラツキの許容範囲に入るス
ラブ加熱時の温度差を■，■，■の成分に対し、■式で
計算した。 次いで、かかるスラブを、ａ　　１１５０℃、ｂ　　１
０９５℃の２水準の温度で６０分均熱した後、１０８０
℃で熱延を開始して２．３ｍｍの熱延板とした。熱延の
圧下配分、熱延後の冷却条件、及び熱延後最終仕上焼鈍
までの工程条件は、実施例１記載の条件で行った。窒化
後のＮ量は０．０１８３〜０．０２１１重量％であった
。

【００４６】実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。

【００４７】

【表２】

【００４８】実施例３ Ｃ：０．０３８重量％、Ｓｉ：３．０５重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａｌ
：０．０２３重量％を基本成分として含有し、■Ｎ：：
０．００８７重量％、Ｓｎ：０．００２重量％、■Ｎ：
０．００８７重量％、Ｓｎ：０．０７重量％、■Ｎ：０
．００４５重量％、Ｓｎ：０．００２重量％、■Ｎ：０
．００４５重量％、Ｓｎ：０．０７重量％なる４種類の
成分で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種類の
２５０ｍｍ厚のスラブを作成した。そして磁束密度のバ
ラツキの許容範囲に入るスラブ加熱時の温度差を■，■
，■，■の成分に対して■式で計算した。

【００４９】次いで、かかるスラブを、ａ　　１２００
℃、ｂ　　１１５０℃の２水準の温度で６０分均熱した
後、１１００℃で熱延を開始して２．３ｍｍの熱延板と
した。熱延の圧下配分、熱延後の冷却条件、及び冷延ま
での工程条件は、実施例１記載の条件で行った。しかる
後、かかる冷延板を８４５℃に１５０秒保持し、次いで
８７５℃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。 窒化後のＮ量は０．０２１３〜０．０２２５重量％であ
った。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１５℃／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。

【００５０】実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。

【００５１】

【表３】

【００５２】実施例４ Ｃ：０．０４４重量％、Ｓｉ：３．１５重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％、Ｎ：０．００
８０重量％を基本成分として含有し、酸可溶性Ａｌを、
■０．０２０重量％、■０．０３４重量％なる２水準の
レベルで添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる
２種類の成分からなる４０ｍｍ厚スラブを作成した。そ
して、製品の磁束密度のバラツキの許容範囲に入るスラ
ブ加熱時の温度差を■式で計算した。次いで、かかるス
ラブを、ａ　　１１５０℃、ｂ　　１０９５℃の２水準
の温度で３０分均熱した後、ただちに熱延を開始して、
１．８ｍｍの熱延板とした。この時圧下配分をＡ　　４
０→１６→７→２．９→２．５→２．１→１．８（ｍｍ
）、Ｂ　　４０→３０→２０→１０→５→２．５→１．
８（ｍｍ）の２条件とした。熱延後４秒間空冷後、４０
０℃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。この場合、熱延終了
温度は８９３〜９２４℃であった。この熱延板を圧下率
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３と同じ条件で行った
。

【００５３】実験条件、製品の磁気特性を表４に示す。

【００５４】

【表４】

【００５５】実施例５ Ｃ：０．０５７重量％、Ｓｉ：３．４０重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％、Ｎ：０．００
８３重量％を基本成分とし、酸可溶性Ａｌを、■０．０
２２重量％、■０．０３８重量％なる２水準のレベルで
添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２種類の
４０ｍｍ厚スラブを作成した。そして、製品の磁束密度
のバラツキの許容範囲に入るスラブ加熱時の温度差を■
，■の成分に対し、■式で計算した。次いで、かかるス
ラブを、ａ　　１１５０℃、ｂ　　１０９０℃の２水準
の温度で６０分均熱した後、ただちに熱延を開始して２
．３ｍｍの熱延板とした。４０ｍｍからの熱延の圧下配
分、熱延後の冷却条件、及び冷延までの工程条件は、実
施例１記載の条件で行った。かかる冷延板を、■８１０
℃に１５０秒保持、■８４０℃に１５０秒保持、■８４
０℃に１５０秒保持し、次いで８７０℃に２０秒保持な
る３条件で脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃に３
０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。窒化後のＮ量
は、０．０１８７〜０．０２２３重量％であった。この
鋼板の断面全厚における一次再結晶粒の平均粒径を光学
顕微鏡と画像解析を用いて測定した。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、実施例
１記載の条件で最終仕上焼鈍を行った。

【００５６】実験条件と製品の磁気特性を表５に示す。

【００５７】

【表５】

【００５８】実施例６ 実施例３記載の４種類の成分のスラブを、ａ　　１１５
０℃、ｂ　　１１００℃の２水準の温度で６０分均熱し
た後、ただちに熱延を開始し、５パスで４０ｍｍ厚とし
た。 しかる後、Ａ　　４０→１５→７→３．５→３→２．６
→２．３（ｍｍ）、Ｂ４０→３０→２０→１０→６→４
→２．３（ｍｍ）の２条件で熱延し、その後の冷却条件
、及び最終仕上焼鈍までの工程条件を実施例１記載の条
件で行った。この場合、熱延終了温度は９２５〜９４７
℃であった。また、窒化後のＮ量は、０．０１９３〜０
．０２１４重量％であった。

【００５９】実験条件と製品の磁気特性を表６に示す。

【００６０】

【表６】

【００６１】実施例７ 実施例１記載の４種類の熱延板に９５０℃×２分（均熱
）後急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで約８８％の圧下
率で０．２８５ｍｍ厚の冷延板とし、８３０℃で１５０
秒保持し、次いで８５０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を
施した。しかる後、７６０℃で３０秒保持する焼鈍を行
い、焼鈍雰囲気中にＮＨ３　ガスを混入し、鋼板に窒素
を吸収せしめた。窒化後のＮ量は、０．０１９８〜０．
０２１５重量％であった。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、実施例１記載の条件
で最終仕上焼鈍を施した。

【００６２】実験条件と製品の磁気特性を表７に示す。

【００６３】

【表７】

【００６４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明においては
、スラブ加熱時のスラブ内のα相の固溶Ｎ量の変動規制
、さらには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す
ることにより、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、スラブ加熱時のα相での固溶Ｎ量の差
と製品の磁束密度の差との関係を表すグラフである。

Claims (5)

【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％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、熱
   延を行い、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、スラブの酸可溶性Ａｌ，Ｎ
   ，Ｓｉの含有量を重量％を単位として、Ａｌ（％）、Ｎ
   （％）、Ｓｉ（％）とした時、加熱完了時のスラブ内の
   温度差ΔＳＴ（℃）を下記の式の範囲に制御し、 　　ΔＳＴ（℃）≦３２．８±４６０６０　｛Ａｌ（％
   ）−２７／１４　Ｎ（％）｝２　＋４．２５Ｓｉ（％）
   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】　　Ｓｎ：０．０１〜０．１５重量％含有
   するスラブを用い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。
3. 【請求項３】　　熱延終了温度を８５０〜１０５０℃と
   し、熱延最終３パスの累積圧下率を４０％以上とするこ
   とを特徴とする請求項１または２記載の磁気特性の優れ
   た一方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】　　脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
   での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍとするこ
   とを特徴とする請求項１または２または３記載の磁気特
   性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】　　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または２または３ま
   たは４記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
   方法。