JPH04362138A - 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】

【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Ｗ
１７／５０　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＞軸を圧延方向に
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Ｍｎ
Ｓ，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を一旦
完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がとられて
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
が必要である。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０．００
７％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】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−脱炭焼
鈍−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。

【０００８】更には、通常の酸洗ラインや、タンデム冷
延ラインでは、通板できる板厚に制限があり、厚い板厚
の冷延素材を通板すると破断が生じる可能性がある。そ
こで、０．５ｍｍ厚等の厚手材を１回冷延で製造しよう
とすると、冷延素材の板厚に上限があるため、冷延率を
低くとる必要が生じる。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。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４６−２
３８２０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。

【０００９】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、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。

【００１０】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、１
２８０℃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。

【００１１】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。

【００１２】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
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５１−２０７１
６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、熱延板焼鈍なしの
１回冷延法での製造は検討さえされていない。

【００１３】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。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明に従い、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＋０．４０５Ｓｅ：０．
０１４％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０
℃未満の温度で加熱し、熱延し、熱延板焼鈍をすること
なく引き続き圧下率６０〜７９％の冷延を行い、次いで
脱炭焼鈍、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８５０〜１１００℃とし、熱延の最終３パス
の累積圧下率を４０％以上とし、冷延のパス間の鋼板の
温度を２００℃以下とし、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１８〜３
０μｍ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により、磁気特性の優
れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板が安定して得られる。

【００１５】

【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６０〜７９％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。

【００１６】本発明者らは、冷延素材の板厚制限のため
、圧下率を低める必要が生じ、８０％未満の圧下率で磁
気特性を良好ならしめる方策を広範にわたって検討した
。その結果、冷延のパス間で板温を不必要に上げないこ
とが圧下率８０％未満の低冷延率で良好な磁気特性を得
るのに有効であるという知見を得た。以下、実験結果を
基に詳細に説明する。

【００１７】図１は冷延時のパス間での鋼板の温度が製
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：０．０４０重量％，Ｓｉ：３．０１重量％，
酸可溶性Ａｌ：０．０３０重量％，Ｎ：０．００６８重
量％，Ｓ：０．００７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４０ｍｍ
厚のスラブを１１５０℃に加熱し、６パスで２．０ｍｍ
厚の熱延板とした。この時パススケジュールは、４０→
２２→１３→８→５→３→２（ｍｍ）であり、熱延終了
温度は９５３℃であった。この場合、最終３パスの累積
圧下率は７５％であった。熱延後２秒空冷後、５５０℃
まで水冷し、５５０℃に１時間保持後炉冷する巻取りシ
ミュレーションを施した。しかる後、この熱延板を酸洗
し、次いで圧下率７５％で冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷
延板とした。この時、板厚１．５ｍｍ、１．０ｍｍの時
に■５０℃×５分（均熱）、■１００℃×５分（均熱）
、■１５０℃×５分（均熱）、■２００℃×５分（均熱
）、■２５０℃×５分（均熱）、■３００℃×５分（均
熱）、■３５０℃×５分（均熱）、■時効処理なし、な
る８種類の時効処理を施した８種類の冷延板を作成した
。次いで８４０℃に４００秒保持し、８７０℃×２０秒
保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃に３０
秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮＨ３　ガスを混
入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ
量は０．０１８９〜０．０２２０重量％であった。 この鋼板の板厚全厚で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２３〜２４
μｍであった。次いで、この窒化処理後の板に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。

【００１８】図１から明らかなようにパス間の鋼板温度
が２００℃以下で良好な磁束密度が得られている。図１
に示した如き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、冷延率は、冷延再結晶集合組織の支配因子
として知られており、特に、二次再結晶方位に対する支
配因子として｛１１０｝＜００１＞、｛１１１｝＜１１
２＞方位粒の存在量が重要である。再結晶集合組織中の
この｛１１０｝＜００１＞方位粒は、６０〜７０％の圧
下率の時最大となり、７０％超の圧下率範囲では圧下率
が高まるにつれ、減少していく。一方、再結晶集合組織
中の｛１１１｝＜１１２＞の方位粒は、約９０％までの
圧下率範囲で、圧下率が高まるにつれ、増加する傾向が
ある。他方、冷延でのパス間時効は、冷延時変形帯の形
成を助長し、変形帯から核生する｛１１０｝＜００１＞
方位粒を再結晶集合組織中で増加させる傾向がある。 このパス間時効は、その反面再結晶集合組織中での｛１
１１｝＜１１２＞方位粒の存在量を減少させる傾向があ
る。従って、｛１１０｝＜００１＞方位粒と｛１１１｝
＜１１２＞方位粒の再結晶集合組織中の存在量の観点か
らすると、パス間時効を施すことは、冷延率を低めたの
と同じ影響を与えることになる。このため、通常８０％
以上の高冷延率で得られる再結晶集合組織に、８０％未
満の低冷延率のものをできるだけ近づけるためには、本
発明のようにパス間時効の影響を極力排除することが有
効と考えられる。

【００１９】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。

【００２０】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。Ａｌは二次再結晶の安定化
に必要なＡｌＮもしくは（Ａｌ，Ｓｉ）ｎｉｔｒｉｄｅ
ｓ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。

【００２１】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
正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＋０．４０
５Ｓｅ）≦０．０１４％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。

【００２２】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。この他
、インヒビター構成元素として知られているＳｎ，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。

【００２３】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℃以下である。引き続く熱延工程
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成る
。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。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、幾分なりとも再結晶を生
ぜしめ、組織を改善することになり好ましい。また最終
３パスでも、特に最終パスでの強圧下が熱延後の再結晶
を促進する上で効果的である。

【００２４】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８５０〜１１００℃とした。１１
００℃を越えると、圧延中の動的回復による歪低下が大
きく、熱延終了後の再結晶が生じにくい。一方、８５０
℃未満では、温度が低すぎるため、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。

【００２５】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、熱延後の再結晶
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０．１〜１０
０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、熱延板焼鈍をすることなく、引き続き、圧下率
６０〜７９％の冷延を行い、０．４〜１．０ｍｍの冷延
板となる。

【００２６】冷延板の板厚を０．４〜１．０ｍｍ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、１．０ｍｍ超では、脱炭焼鈍に時間
がかかりすぎて好ましくない。この圧下率を６０〜７９
％と規定したのは、冷延素材として厚すぎるものは、酸
洗ラインや、冷延ラインの通板時破断を生じやすいので
必然的に冷延率を低める必要があるためである。この上
限値は、冷延素材の板厚制限からきており、一方、下限
値は、磁束密度を高位に保つ必要から規定した。冷延の
パス間での鋼板の温度は、２００℃以下とした。この温
度を超えると、図１に示した如く、パス間時効の影響が
でるので、本発明の如き低冷延率の場合には、かえって
磁束密度が低下する結果となり好ましくない。

【００２７】この冷延の方式については特に限定するも
のではない。タンデム方式、リバース方式どちらでもよ
い。パス間の温度を２００℃以下にしておけば十分であ
る。パス回数についても特に限定するものではないが、
不必要に１００回以上もパス回数をとることは意味がな
い。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、最終仕上焼鈍が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、こ
の値の範囲でＢ８（Ｔ）≧１．８８なる良好な磁束密度
が得られるからである。

【００２８】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、脱炭焼鈍後ひ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
。

【００２９】

【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０３５重量％，Ｓｉ：３．００重量％，Ｍｎ：
０．１５重量％，Ｓ：０．００７重量％，酸可溶性Ａｌ
：０．０２９重量％，Ｎ：０．００７０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１１５０℃の温度で加熱した後、１０５０℃で熱
延を開始し、４０→２３→１４→９→６→３．５→２（
ｍｍ）なるパススケジュールで熱延して熱延板とした。 この時熱延終了温度は９３６℃であり、この場合、最終
３パスの累積圧下率は７８％であった。熱延後４秒空冷
後、５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持後炉冷
する巻取りシミュレーションを施した。しかる後、この
熱延板を酸洗し、次いで圧下率７５％で冷延し、０．５
０ｍｍ厚の冷延板とした。この時、１．２ｍｍ厚の時に
■時効処理なし、■１００℃×５分（均熱）、■３００
℃×５分（均熱）なる３種類の時効処理を施した３種類
の冷延板を作成した。次いで８３０℃に３００秒保持し
、８８０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。 しかる後７７０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガ
ス中にＮＨ３　ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜ
しめた。この時鋼板のＮ量は、０．０１９４〜０．０２
１１重量％であった。また、この鋼板の板厚全厚での一
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２４〜２５μｍであった。次いでこの
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、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。

【００３０】実験条件と製品の磁気特性を表１に示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】実施例２ Ｃ：０．０４１重量％，Ｓｉ：３．２３重量％，Ｍｎ：
０．１４重量％，Ｓ：０．００７重量％，酸可溶性Ａｌ
：０．０２８重量％，Ｎ：０．００６０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１１５０℃の温度で加熱した後、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→
２４→１６→１１→６．６→３．９→２．３（ｍｍ）と
した。この時熱延終了温度は９４７℃であり、この場合
、最終３パスの累積圧下率は７９％であった。熱延後２
秒空冷後５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持後
炉冷する巻取りシミュレーションを施した。しかる後、
この熱延板を酸洗し、次いで圧下率７８％で同一方向に
冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。この際、１．
５ｍｍと１．０ｍｍ厚の時に、■時効処理なし、■２５
０℃×５分（均熱）なる２種類の時効処理を施した２種
類の冷延板を作成した。次いで、８３０℃に３００秒保
持し、８７０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。し
かる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガ
ス中にＮＨ３　ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜ
しめた。この時鋼板のＮ量は０．０２０１〜０．０２１
２重量％であった。また、この鋼板の板厚全厚での一次
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２５〜２６μｍであった。次いでこの窒
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、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。

【００３３】実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。

【００３４】

【表２】

【００３５】実施例３ Ｃ：０．０３０重量％，Ｓｉ：３．１０重量％，Ｍｎ：
０．１４重量％，Ｓ：０．００６重量％，酸可溶性Ａｌ
：０．０２９重量％，Ｎ：０．００７０重量％を含有し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３０ｍｍ厚のス
ラブを１１５０℃の温度で加熱した後１０５０℃で熱延
を開始し、圧下配分を３０→２０→１３→８→５→３．
０→２．３（ｍｍ）とした。この時、熱延終了温度は８
９２℃であり、この場合、最終３パスの累積圧下率は７
１％であった。熱延後１秒空冷後、４００℃まで水冷し
、４００℃に１時間保持後炉冷する巻取りシミュレーシ
ョンを施した。しかる後、この熱延板を酸洗し、次いで
圧下率７８％で冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした
。この時、１．８ｍｍ，１．２ｍｍ，０．８ｍｍ厚の時
に、■５０℃×５分（均熱）■３００℃×５分（均熱）
なる２種類の時効処理を施した２種類の冷延板を作成し
た。次いで８４０℃に４００秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰
囲気ガス中にＮＨ３　ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収
を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は、０．０１９５〜０
．０２１１重量％であった。また、この鋼板の板厚全厚
で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、２１〜２２μｍであった。次
いで、この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、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った
。

【００３６】実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。

【００３７】

【表３】

【００３８】実施例４ Ｃ：０．０４５重量％，Ｓｉ：３．３５重量％，Ｍｎ：
０．１５重量％，Ｓ：０．００７重量％，酸可溶性Ａｌ
：０．０３０重量％，Ｎ：０．００６８重量％，Ｓｎ：
０．０５０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１１００℃の温度で加
熱した後、ただちに熱延を開始し、圧下配分４０→２３
→１６→１０→７→４→２．３（ｍｍ）とした。この時
熱延終了温度は８７３℃であり、この場合、最終３パス
の累積圧下率は７７％であった。熱延後４秒空冷後５５
０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持後炉冷する巻取
りシミュレーションを施した。しかる後、この熱延板を
酸洗し、次いで圧下率７４％で冷延し、０．６０ｍｍ厚
の冷延板とした。この時、１．５ｍｍ，１．０ｍｍ厚の
時に、■時効処理なし、■２５０℃×１０分（均熱）な
る２種類の時効処理を施した２種類の冷延板を作成した
。次いで、８３０℃に３５０秒保持し、しかる後８７０
℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５
０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮＨ３
　ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。この
時鋼板のＮ量は、０．０１９７〜０．０２１３重量％で
あった。また、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の
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、２２〜２３μｍであった。次いで、この窒化処理
後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。

【００３９】実験条件と製品の磁気特性を表４に示す。

【００４０】

【表４】

【００４１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において、
熱延終了温度、熱延の最終３パスの累積圧下率、冷延の
パス間の鋼板の温度、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、
低冷延率で良好な磁気特性を有する厚い板厚の一方向性
電磁鋼板を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】冷延時のパス間での鋼板の温度が製品の磁束密
度に与える影響を表したグラフである。

Claims (1)

【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＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下，Ｍｎ：０．０
   ５〜０．８％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
   からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延
   し、熱延板焼鈍をすることなく引き続き圧下率６０〜７
   ９％の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、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８５０〜１１００
   ℃とし、熱延の最終３パスの累積圧下率を４０％以上と
   し、冷延のパス間の鋼板の温度を２００℃以下とし、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厚い板厚の一方向性
   電磁鋼板の製造方法。