JPH04323A - 磁気特性の優れた厚い板厚の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、トランス等の鉄心として使用される一方向性
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Ｂ，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５０七で１．７テスラー（Ｔ）まで
磁化したときのｌｋｇ当りの鉄損Ｗ＋７／Ｓｌｌを使用
いている。

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は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武勇結晶粒が大きく
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。

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＜０
０１＞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。二次再結晶粒の方向性は、ＭｎＳ
、　Ａ　１．　Ｎ等をインヒビターとして利用し、最終
強圧下圧延を施す方法によって大幅に改善され、それに
伴って鉄損特性も著しく向上する。

〔発明が解決しようとする課題］ ところで、近年タービン発電機用鉄心材料等の用途に、
現用の高級無方向性電磁鋼板にかわって、方向性電磁鋼
板を用いたいというニーズが高まってきた。上記用途に
関していえば、他の無方向性電磁鋼板の用途と比較して
、一方向の磁気特性が重要とされるため、方向性電磁鋼
板を用いたいというニーズが高まってきたわけである。

一方、方向性電磁鋼板の熱延後の製造の主工程は、熱延
板焼鈍−冷延一説炭焼鈍一仕上焼鈍となっており、無方
向性電磁鋼板の熱延後の主工程である冷延焼鈍と比較し
て、複雑となっている。そのため、製造コストからして
、方向性電磁鋼板の方が無方向性電磁鋼板よりかなり高
いものとなる。更に、主として０．５■厚等の厚手を必
要とする上記用途においては、例えば０．０８ｗｔ％程
度のＣを含有する通常の方向性電磁鋼用スラブを素材と
して用いると、脱皮焼鈍工程で磁気時効の生じないＣレ
ベル（例えば０．００３ｗｔ％以下）まで脱皮するのに
要する時間がかかりすぎるため、当然製造コストが高く
なってしまう。

また、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０例えばＡＩＮを主インヒビターとする製造方
法においては、特公昭４６−２３８２０号公報に示すよ
うに熱延板焼鈍においてＡＩＮ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。

近年多量のエネルギー消費をするこのような方向性電磁
鋼板の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、ＡＩＮ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ＡｔＮ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ＡＩＮ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。

そこで本発明者らは、従来は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ことを検討した。

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６０−３７１７２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。

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９５０〜１２００℃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Ｍｎ
Ｓ、　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５１２０７１６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５９−３４２１２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。

そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の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して優れた磁気特性をもつ
一方向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った
。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、かかる目的を達成するために重量でｃ　：　
　ｏ、ｏｉｏ〜０．０６０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％
ならびに通常のインヒビター成分を含み、残余はＦｅお
よび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブに対し、熱延
終了温度を７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少くと
も１秒以上、７００℃以上の温度に保持し、巻取温度を
７００℃未満とし、引き続き熱延板焼鈍をすることなく
圧下率８０％以上の冷延、脱皮焼鈍、最終仕上焼鈍を施
すことを特徴とする０、４〜１．０ｍ厚の厚手一方向性
電ｍ＊板の製造法を提供するものである。

更にこの特徴に加えて、仕上熱延の最終３バスの累積圧
下率を５０％以上とすることによって一層磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板が得られる。

更に上記２つの特徴に加えて、仕上熱延の最終バスの圧
下率を２０％以上にすることによって、−層磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板が得られる。

〔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、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率８０％以上の冷延、脱皮焼鈍、
最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。

本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延終了後７００″Ｃ以上に
鋼板が保持された時間が製品の磁束密度に与える影響を
表したグラフである。ここでは、Ｃ：　０．０３４重量
％、Ｓｉ：３．２３重量％、酸可溶性Ａｌ：　０．０２
７重量％、Ｎ　：　０．００７９重量％、Ｓ　：　０．
００６重量％、Ｍｎ　：　０．１４重量％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２０〜８０■厚のス
ラブを１１５０〜１４００’Ｃに加熱し、６バスで３．
４■厚の熱延板に熱延し、ただちに水冷、一定時間空冷
後に水冷、空冷等の種々の冷却を行い、５５０℃で冷却
を終了し５５０℃に１時間保持した後炉冷する巻取シミ
ュレーションを行った。次いで、熱延板焼鈍を施すこと
なく約８５％の最終強圧下圧延を行って最終板厚０．５
−の冷延板とし、８３０〜１０００℃の温度で脱皮焼鈍
を行い、引き続きＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布して最終仕上焼鈍を行った。

第１図から明らかなように熱延終了温度７５０〜１１５
０’Ｃで、かつ熱延終了後、少くとも１秒以上、７００
℃以上に鋼板を保持する場合にＢ３≧１．８８　Ｔの高
い磁束密度が得られている。また本発明者らはこの新知
見をさらに詳細に検討した。

第２図は第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温度
７５０〜１１５０’Ｃで、がっ熱延終了後、少くとも１
秒以上、７００”Ｃ以上に鋼板を保持した場合における
仕上熱延の最終３バスの累積圧下率と磁束密度との関係
を表したグラフである。

第２図から明らかなように仕上熱延の最終３バスの累積
圧下率が５０％以上の場合に８３≧１．９０Ｔの高い磁
束密度が得られている。また本発明者らはこの新知見を
さらに詳細に検討した。

第３図は第２図で磁束密度が良好であった熱延終了温度
７５０〜１１５０℃で、かつ熱延終了後、少くとも１秒
以上、７００　”Ｃ以上に鋼板を保持し、かつ仕上熱延
の最終３パスの累積圧下率が５０％以上の場合における
仕上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表し
たグラフである。

第３図から明らかなように仕上熱延の最終パスの圧下率
が２０％以上の場合にＢ、≧１．９２７の高い磁束密度
が得られている。

熱延終了温度、熱延後７００℃以上に鋼板を保持する時
間、仕上熱延の最終３パスの累積圧下率、仕上熱延の最
終パスの圧下率と製品の磁束密度との間に第１図、第２
図及び第３図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。

従来から（１１０）＜ＯＯｔ＞二次再結晶粒の母体は熱
延時表面層での剪断変形で形成されると考えられており
、熱延板での（１１０）＜ｏｏｔ＞方位粒を冷延再結晶
後に富化するためには、熱延板での（１１０）＜００１
＞方位粒を粗粒で、かつ歪の少ない状態にすることが有
効と考えられている。他方、通常行われる熱延板焼鈍の
役割は、ＡＩＮ等の析出処理、冷却時の変態相の形成、
冷却時の固溶Ｃ１固溶Ｎ、微細炭窒化物の生成等が考え
られるが、これらの役割に加えて、再結晶による歪の低
下も熱延板焼鈍の重要な役割と考えられる。

そこで本発明者らは、熱間加工シミュレーターを用いて
、熱間加工再結晶挙動を詳細に検討した。

第４図は、熱間加工後の再結晶挙動を示すグラフである
。この場合、重量でＣ：　０．０４０％、Ｓｉ：３．２
７％、Ｍｎ　：　０．１４％、Ｓ　：　０．００７％、
酸可溶性Ａｌ　：　０．０２７％、Ｎ　：　０．００７
６％を含有する粗圧延材より試料を切り出し、１１５０
″ＣＸｌ０分の加熱後、各温度で７５％の１パス圧下を
加え、加工した温度で所定の時間保持した後水焼入れし
た。しかる後、本発明者らが開発したＥ　ＣＰ　（Ｅｌ
ｅｃｔｒｏｎｃｈａｎｎｅｌｌｉｎｇ　ｐａｔｔｅｒｎ
）を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属学会
秋期講演大会概要集（１９８８，１１）　Ｐ２８９）を
用いて再結晶率を測定した。

ここでは、標準試料の焼鈍板に１．５％の圧下率の冷延
を施した場合のＥＣＰの鮮明度より高い値を示す粒の面
積率（低歪粒の面積率）を再結晶率と呼んでいる。この
方法は従来の金属組織を目視判定して再結晶率を測定す
る方法と比較して格段に精度がよい。第４図かられかる
ように、１０００〜１０５０℃の温度範囲で最も再結晶
の進行が速いことがわかる。

また、同一素材の試料を用いて、同一条件の加熱を行い
、１０〜９０％の圧下率で１０００℃で圧下し、１００
０℃の温度に１０秒間保持した後水焼入れした。しかる
後上記と同一の方法で再結晶粒を判定し、その再結粒の
粒径（円相当直径）を画像解析機を用いて測定した。圧
下率と粒径の関係を第５図に示す。第５図かられかるよ
うに、圧下率が大きいはど粒径が小さくなる。

本発明の条件である、熱延終了温度を７５０〜１１５０
℃とし、少くとも熱延後１秒以上、７００℃以上に保持
すること、さらに加えて、最終３パスの累積圧下率を５
０％以上とすること、さらに加えて、最終パスの圧下率
を２０％以上とすることは、第４図、第５図かられかる
ように、いずれも仕上熱延の最終バス後に再結晶を容易
ならしめ、再結晶粒径を微細とする要件となっていると
考えられる。

従って、本発明の場合、熱延板の結晶粒径は小さいが歪
が少ない状態となり、（１１０）　＜００１＞方位粒を
冷延再結晶後に富化する点では、粒径の点で不利である
が、歪の点で有利であり、結果的には、脱皮焼鈍後の状
態で（１１０）＜００１＞方位粒に大きな影響を与えな
いと考えられる。

他方脱皮板の主方位である（Ｉ　Ｈ）　＜１１２＞。

（１００）＜０２５＞は（１１０）＜ｏｏｔ＞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＞が多いほど（１００１＜０２５＞
が少ないほど（１１０）＜００１＞二次再結晶粒の粒成
長が容易となると考えられる０本発明においては、最終
バス後に引き続く再結晶において、再結晶が進みやすく
、結晶粒も微細化されやすくなる。この本発明の熱延板
を引き続き冷延再結晶させると冷延前の粒径が小さいが
ために粒界近傍から（１１１）　＜１１２　＞が多く植
生じ、粒内から植生ずる（１００）＜０２５＞が相対的
に減少する。

従って、本発明においては、熱延最終パス後に引き続く
再結晶によって熱延板が低歪で、かつ結晶粒径が小さい
状態となったがために、脱皮板の状態で（１１０１＜０
０１＞方位粒に影響を与えることなく、（１１０）＜０
０１＞方位粒の粒成長に有利な（１１１）　＜１１２＞
方位粒を増加させ、（１１０１＜００１＞方位粒の粒成
長を妨げる（１００）＜０２５＞方位粒を減少させるこ
とに成功した。これにより熱延板焼鈍を省略しても良好
な磁気特性を得ることが可能となるものと考えられる。

次いで、本発明の各要件について説明する。

本発明で使用されるスラブは重量でＣ：　　０．０１０
〜０．０６０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％ならびに通常
のインヒビター成分を含み残余はＦｅおよび不可避的不
純物よりなる。

次に上記成分の限定理由について述べる。Ｃは０．０１
０％未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結
晶した場合でもＢ８≧１．８０（Ｔ）が得がたいので、
０．０１０％以上とした。また、０．０６０％を超える
と板厚が０．４〜１．０と厚いために脱皮不良が発生し
て好ましくない、また、Ｓｉについては４．５％を超え
ると冷延が困難となり好ましくなく、２．５％未満では
良好な磁気特性を得ることが困難となり好ましくない。

また、インヒビター構成元素として、必要に応じてＡＩ
、　Ｎ、　Ｍｎ、　　Ｓ、　Ｓｅ。

Ｓｂ、　　Ｂ、　Ｃｕ、旧、　Ｎｂ、　Ｃｒ、　Ｓｎ、
　Ｔｉ等を添加することもできる。

このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から１３００℃以下とすることが好まし
い。

加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板となる
０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７５０〜１１５０℃とし、熱延
終了後少くとも１秒以上、７００℃以上の温度に保持し
、巻取温度を７００℃未満とする。さらに加えて、仕上
熱延の最終３パスの累積圧下率を５０％以上とすること
が良好な磁気特性を得る上で一層好ましい。また、さら
に加えて、仕上熱延の最終パスの圧下率を２０％以上に
することは、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１００〜４００ｍｍ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圧延と仕上圧延よ
り成る。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４〜１０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１００〜３０００ｓ／ｗｉｎとなっており
、パス間の時間は０．０１〜１００秒となっている０本
発明で限定しているのは、熱延終了温度と熱延後の冷却
と巻取温度と最終３パスの累積圧下率とさらに加えて最
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、最終３バスのパス間時間ヲ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
開放され、蓄積歪の効果が得られにくくなるので好まし
くない。その信任上熱延前段の数バ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、最終３バ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７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少
（とも１秒以上、７００℃以上の温度に保持すると規定
したのは、第１図から明らかなように、この範囲で８６
≧１．８８（Ｔ）の良好な磁束密度Ｂ８をもつ製品が得
られるためである。なお、熱延終了後、鋼板が７００℃
以上に保持される時間の上限値については特に限定する
ものではないが、通常、熱延終了後巻取られるまでの時
間が０．１〜１０００秒程度であり、１０００秒以上鋼
板をストリップ状で７００℃以上に保持することは設備
の点で困難である。

熱延後の巻取温度については、７００℃以上となると冷
却時のコイル内の熱履歴の差に起因して、コイル内にＡ
！Ｎ等の析出状態のバラツキ、表面脱皮状態のバラツキ
、金属組織のバラツキ等が生じ、製品の磁気特性にバラ
ツキが生じて好ましくないので、７００℃未満としなけ
ればならない。

次にさらに好ましくは仕上熱延の最終３パスの累積圧下
率を５０％以上とすると限定したのは、第２図より明ら
かなように、この範囲でＢ３≧１．９０（Ｔ）の良好な
磁束密度Ｂ、をもつ製品が得られるためである。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。またさらに好ましくは最終パス
の圧下率を２０％以上としたのは第３図から明らかなよ
うにこの範囲において、Ｂ、≧１．９２（Ｔ）の−層良
好な磁束密度Ｂ、をもつ製品が得られるためである。な
お最終パスの圧下率の上限は特に限定するものではない
が、工業的には９０％以上の圧下を加えることは困難で
ある。

この熱延板は熱延板焼鈍を施すことなく８０％以上の圧
下率で冷延される。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、脱皮仮において尖
鋭な（１１０）　＜００１＞方位粒と、これに蚕食され
易い対応方位粒Ｈ１ｌｌ）＜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。

冷延板の板厚を０．４〜１．０ｍと規定したのは、厚手
一方向性電磁鋼板を得る本発明の目的のためである。ま
た、１．０　ｍ超では、脱皮焼鈍に時間がかかりすぎて
好ましくない。

冷延後鋼板は通常の方法で脱皮焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱皮焼鈍後の
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、八！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が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

一実施例１− Ｃ：　０．０３５重量％、Ｓｉ：３．２５重量％、Ｍｎ
：０．１４重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可溶
性Ａｌ：０．０２８重量％、Ｎ　：　０．００７９重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる６０
Ｍ厚のスラブを１１００℃の温度で加熱した後、９５０
℃で熱延を開始し、６０→２８→１３→６．５→５．０
→３．８→３．４（閣）なるパススケジュールで熱延し
て３．４閣の熱延板とした。この時熱延終了温度は８３
５℃であり、引き続き００．２秒空冷した後（８３２℃
）に２００℃／秒の冷速で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
、■６秒空冷した後（７７５℃）に１００℃／秒の冷速
で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施した。

この熱延板を酸洗して圧下率約８５％で０．５■の冷延
板とし、８３０℃で２５０秒保持する脱皮焼鈍を施した
。得られた脱皮焼鈍板に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、Ｎ２２５％、８２７５％の雰囲気ガス中
で１０℃／時の速度で１２００℃まで昇温し、引き続き
ｎｚ１ｏｏ％雰囲気ガス中で１２００”Ｃで２０時間保
持する最終仕上焼鈍を行った。

た。

熱延条件と製品の磁気特性を第１表に示す。

実施例２− Ｃ：　０．０４５重量％、Ｓｉ：３．２３重量％、Ｍｎ
二０．１５重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可溶
性ＡＩ＝０．０２８重量％、Ｎ　：　０．００８０重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０
閤厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、６バス
で熱延して２、３　ａｍの熱延板とした。この時圧下配
分を４０→２１→１４→ｌＯ→７．３→４．１→３．４
（ｍｎ）とし、熱延開始温度を■１０００″Ｃ１■９０
０　’Ｃ１■８００℃１■７００℃の４条件とした。熱
延終了後４秒空冷した後に１００℃／秒の冷速で５５０
℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持した後炉冷する巻
取リシミュレーションを施し、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。

で行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第２表に示す。

一実施例３ Ｃ：　０．０３０重量％、Ｓｆ：３．２０重量％、Ｍｎ
二０．１４重量％、Ｓ　：　０．００６重量％、酸可溶
性Ａｌ＝０．０２８重量％、Ｎ　：　０．００８０重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる７０
閣厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後１０００
℃で熱延を開始し、圧下配分を７０→４５→３０→１５
→７．５→４．５→３（閣）とし、熱延終了後０２秒空
冷後、１００℃／秒で５５０　’Ｃまで水冷し、５５０
℃で１時間保持した後炉冷、■２秒空冷後、５０℃／秒
で７５０℃まで水冷し、７５０℃で１時間保持した後炉
冷、なる２条件で冷却した。この熱延板を熱延板焼鈍を
施すことなく酸洗し、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。

熱延条件と製品の磁気特性を第３表に示す。

一実施例４− Ｃ：　０．０１８重量％、Ｓｉ：３．ＱＱ重量％、Ｍｎ
：０．１５重量％、Ｓ　：　０．００６重量％、酸可溶
性Ａｌ：０．０３０１量％、Ｎ　：　０．００８１重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる６０
閣厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、５バス
で熱延して３．８−の熱延板とした。この時圧下配分を
６０→３５→２２．７→１３．６→６．８→３．８（■
）とし、熱延開始温度を■１１５０℃１■１１００℃１
■７５０℃の３条件とした。熱延終了後は実施例２と同
じ条件で冷却した。この熱延板を酸洗して圧下率約８７
％で０．５閣の冷延板とし、８３０　”Ｃで２００秒保
持し、引き続き８５０℃に２０秒保持する脱皮焼鈍を施
した３次いで、この脱皮板に、７５０℃×３０秒の熱処
理を施し、この時ＮＨ３ガスを雰囲気ガスに混合させ、
鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。しかる後、鋼板にＭｇＯ
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｎ２
７５％・の雰囲気ガス中で１５℃／時の速度で９００℃
まで昇温し、引き続きＮｚ７５％、Ｎ２２５％の雰囲気
ガス中で１５℃／時の速度で１２００℃まで昇温し、引
き続きＨｚｌＯＯ％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。

熱延条件と製品の磁気特性を第４表に示す。

〔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
熱延終了後鋼板を７００℃以上に保持する時間及び熱延
後の巻取温度、さらに好ましくは、熱延最終３パスの累
積圧下率、またさらに好ましくは、熱延の最終パスの圧
下率を制御することにより、熱延板焼鈍を施すことなく
、１回冷延法で良好な磁気特性を有する厚手一方向性電
磁鋼板を製造す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図は熱延終了温度及び熱延終了後７００℃以上に鋼
板が保持された時間と製品の磁束密度との関係を表した
グラフであり、第２図は仕上熱延の最終３パスの累積圧
下率と磁束密度との関係を表したグラフであり、第３図
は仕上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表
したグラフであり、第４図は熱間加工再結晶挙動を示す
グラフであり、第５図は再結晶粒径に対する圧下率の影
響を示すグラフである。 θ ４θ　　５０　６θ　　　　θＯ 撚Ｈｆ）最終５バスの累積圧下率（％）Ｏ：１θθ≦β
θ（Ｔ＞ ０：ｉｅｏ≦ｆ３．（Ｔ）＜１８８ ／　　　　　　２．ｆ４　　　　　Ｓ　　　　　６熱延
終了後７θθ′Ｃ以上区煩版オ＼保杓０れる時間（秒）
１１姐−＋終ノ＼°スの圧下率（％） 加工完了後ψ゛うの時間Ｃ，５ｅＣ） 第５図 圧 下 牟 （％）

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量でＣ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：２
   ．５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み
   、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラ
   ブを熱延し、熱延板焼鈍をすることなく、引き続き圧下
   率８０％以上の冷延、脱皮焼鈍、最終仕上焼鈍を施して
   ０．４〜１．０ｍｍ厚の厚手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７５０〜１１５０℃と
   し、熱延終了後少くとも１秒以上、７００℃以上の温度
   に保持し、巻取温度を７００℃未満とすることを特徴と
   する磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製
   造方法。
2. （２）仕上熱延の最終３パスの累積圧下率を５０％以上
   とすることを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れ
   た厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法。
3. （３）仕上熱延の最終パスの圧下率が２０％以上である
   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
   れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法。