JPH0463228A - 磁性焼鈍前後の磁気特性の優れた無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） 本発明は磁性焼鈍前後の鉄損・磁束密度の両者ともに優
れた無方向性電磁鋼板の製造法に関するものである。

（従来の技術） 無方向性電磁鋼板は大型、中型回転機汎用モーター、自
動車モーター、家電用モーター、変圧器等の鉄心材料と
して使用される。この鋼板は磁気特性レベルによってグ
レード分けされており、所望電気機器成品の目的に応じ
て使い分けて用いられる。

近年のエネルギー節減、電気機器の特性向上、小型化等
のために、これら電気機器に使用される鉄心材料の磁気
特性の向上が強く望まれている。

特に汎用モーター、自動車用モーター、家電用モーター
等に使用される中級から低級無方向性電磁鋼板の磁気特
性を一段と向上することが重要である。

電磁鋼板の使用方法は、コイルまたはシート状の成品を
需要家での種々の電気機器用の部品形状に打抜いた後、
積層し、所定のコアに成形するわけであるか、積層後、
磁性向上を目的とした磁性焼鈍を実施する場合としない
場合の２通りかある。

この磁性焼鈍とは、需要家での打ち抜き加工によって鋼
板中に歪が入り、この歪のために、鉄損を大幅に劣化さ
せる。そこでこの歪を除去することと、鋼板の１次粒成
長を行わせ鉄損を向上させることを目的に７５０℃Ｘ２
ｈｒ程度の熱処理を窒素雰囲気中で行うものである。

一般に無方向性電磁鋼板を使用する場合、磁性焼鈍なし
の状態で使用されていたが、最近は電気メーカーのコス
ト低減を目的に低級無方向性電磁鋼板を使用し、積層後
、磁性焼鈍を行うことによって中高級の無方向性電磁鋼
板の磁性レベルに改善して使用するケースが多くなって
きた。

このような中低級の無方向性電磁鋼板における磁性焼鈍
の実施比率は年々高まってきており、現在では約７０％
が磁性焼鈍後便用となってきている。

このため、電磁鋼板には、この磁性焼鈍前後の段階で優
れた磁性を示すものが要求されており、こういった特性
を持つ材料の開発競争が展開されている。

ところで、電気機器で発生する電力損失は、鉄損が主で
材料の無方向性電磁鋼板の鉄損に依存する。鉄損を低く
するにはＳｊ含有量を高めればよいが、これはコスト高
を招きさらには磁束密度を低下させる。磁束密度の低下
は大きな励磁電流を要することになるから、起動・停止
が頻繁になされる汎用モーター等では電力損失が大とな
り問題である。

従来から、無方向性電磁鋼板の製造において、磁気特性
向上のための熱間圧延技術が種々提案されている。特公
昭５Ｂ　−１８０４５号公報及び特公昭５Ｂ　−３３４
５１号公報には、連続鋳造されたままの高温スラブをそ
の表面温度、中心温度共８００−１０５０℃の温度範囲
に４０分以上確保して、ＡｌＮの凝集処理を行い無害化
を図ることを基本とする無方向性電磁鋼板の製造方法が
開示されている。

また、特公昭８０−５６４０３号公報には、Ｓｔを０．
３％〜２．０％含む極低炭素鋼スラブを熱間圧延後、８
００℃以上２分以内の高温短時間の熱延板焼鈍を実施す
ることか開示されている。

更に、特開昭６３−２１０２３７号公報には、高温巻き
取りを実施するうえての問題点、即ち、スケール生成量
の増大による脱スケール性の問題、コイル内での温度不
均一による磁気特性のバラツキの問題を解決するため、
高純度鋼を出発材料として使用するとともに、７００℃
以上のフェライト域内の低温域で熱間圧延を終了するこ
とにより熱延板に十分な歪みを蓄積させ、６００〜８８
０℃での巻き取りにより熱延板の再結晶及び粒成長を行
うことを開示している。

（発明が解決しようとする課題） しかし、前記した特公昭５６−１８０４５号、特公昭５
６−３３４５１号、及び特公昭６０−５６４０３号の各
公報に開示された技術では、熱延板焼鈍が実施されてい
るためにコスト高となることは明らかである。

また、特開昭６３−２１０２３７号公報に開示された技
術では、熱間圧延前のスラブ加熱条件について何ら言及
されておらずスラブ加熱条件によっては、磁気特性か大
きく変動するものである。

本発明は、上記従来技術の問題点を有利に解決し、且つ
上記技術に対して新規な無方向性電磁鋼板の製造方法を
提供することを目的とする。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、熱延板焼鈍を実施することと同様の効果
が期待できる対策を見出すべく、特に素材成分・加熱条
件・仕上圧延・及び巻き取りまでの条件について種々の
実験を行った結果、次の知見を得た。

■素材中のＭｎを０，１〜０．４％の間に制御し、同時
にＳを０．００５０％以下に低下することに加えて、ス
ラブの加熱温度を１１００℃以下に下げることによって
ＭｎＳの熱延中の微細析出を防止し、熱延段階において
再結晶を十分に進行させることが可能となり結晶粒の粒
成長を大幅に促進でき、その結果、鉄損の改善が可能と
なる。

■熱延板段階での結晶粒の粒成長のためには、仕上圧延
機出口温度をＡｒ３変態点以下で極力高めることが重要
であるが、鋼成分中のＣを０．００５０％以下に下げる
ことによって、このＡｒ、変態点を高温側に移動するこ
とか可能である。

つまり、鋼中成分の０．００５０％以下に下げることに
よってＡｒ３変態点を高温側に移動し、この変態点直下
の温度を絶対値的に高め、その結果、より高温域での圧
延か可能となり、結晶粒成長か促進できる。この時同時
に熱延板の集合組織の改善も行われる。

この熱延板の集合組織の改善は、さらに加熱温度を１１
００℃以下に低下することと、仕上圧延機出口温度を上
記Ａｒ３変態点以下で極力高温側（（１）式で示す範囲
）に制御することの組合せで大きく進み、特に磁束密度
の大幅な改善をもたらす。

以上の如く、熱延段階のスラブ加熱温度を１１００℃以
下とし、且つ仕上圧延機出口温度を（１）式の範囲にお
さめることによって、熱延板段階での結晶粒の粒成長と
集合組織か著しく改善でき、これによる鉄損と磁束密度
の向上か図れる。

本発明は以上の知見にもとすくものであって、本発明の
要旨は次の通りである。

（１）重量％でＣ：　０．［１０５％以下Ｓｊ：１．５
％以下 ＡＩ：０．５％以下 Ｍｎ　：　０．１〜０．４％ Ｐ　　：０．１５％以下 Ｓ　　：　０．００５０％以下 を含み残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼ス
ラブを熱延する際に、スラブを１１００℃以下に焼き上
げ、その後仕上圧延機出口温度Ｙ（℃）を（１）式で示
された温度範囲に制御し、次いで注水冷却し６５０℃以
下の温度で巻き取り、続いて脱スケール、冷間圧延、焼
鈍することを特徴とする磁性焼鈍前後の磁気特性の優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法。

ｇ７ｏ＋　ｇｏｘ　Ｓ　ｊ（％）≧Ｙ　≧８２０＋　８
０ｘ　Ｓ　ｊ（％）・・・く１）式 （２）重量％テＣ：　０．００５　％以下Ｓ＋：１．５
％以下 ＡＮ：０．５％以下 Ｍｎ　　：　０．１　〜０．４　％ Ｐ　・０．１５％以下 Ｓ　　：　０．００５０％以下を含み、更に、　　Ｃｕ
　　：　０．０１〜１．０％Ｓｎ　：Ω、０２〜０．２
０％ Ｓｂ　　：　０．０１０−ＴＪ、３０％Ｂ　　　：　０
．０００３〜０１１０５０％０１種または２種以上を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼ス
ラブを熱延する際に、スラブを００（］’Ｃ以下に焼き
上げ、その後仕上圧延機出口温度Ｙ　（℃）を（１）式
で示された温度範囲に制御し、次いて注水冷却し６５０
℃以下の温度で巻き取り、続いて脱メチル、冷間圧延、
焼鈍することを特徴とする磁性焼鈍前後の磁気特性の優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法。

８７０　＋８０Ｘ　Ｓ　ｉ（％）≧Ｙ≧８２０　＋８０
Ｘ　Ｓ　ｉ（％）・・・（１）式 ％式％） 以下、本発明の内容を詳細に説明する。

第１図は、０．００５０％以下の低Ｓ下における、熱延
工程の加熱温度と仕上圧延機出口温度と磁性焼鈍前後の
磁気特性との関係を示す実験データである。

これは、Ｃ：　０．００３％、Ｓ　ｉ　：　０．１５％
、Ｍｎ：０．１２％、Ｐ　：　０．０７％、Ｓ　：　０
．００３０％、ｓａｐ　ｋｌ　　：０．００１５％に溶
製した溶鋼を連続鋳造機にて２５０ｍｍ厚のスラブとし
、これに続く、熱間圧延工程において加熱温度を１０５
０℃、　１１００℃、　１１５０℃の３水準に、仕上圧
延機出口温度を（１）式の下限に外れる温度の８２０℃
、（１）式に入る温度として８７０℃の２水準の計６水
準に振り、続く巻き取り６２０℃で処理し、２．５關厚
の熱延板を得、次いて脱スケール酸洗後０．５ｍｍ厚の
板厚まで冷間圧延し、さらに７５０℃×３０秒の連続焼
鈍を実施し、成品としたものの磁性焼鈍前後の鉄Ｉｉと
磁束密度を測定した結果を示したものである。

ます、加熱温度の影響であるか、１１００℃以下の低温
加熱にすることによって磁性焼鈍前の鉄損及び磁性焼鈍
後の鉄損の両者か大きく改善されていることかわかる。

そしてこの傾向は特に、磁性焼鈍後の鉄損値について大
きくなっている。

次に磁束密度について、同様に加熱温度の影響をみると
仕上圧延機出口温度が（１）式に外れる８２０℃におい
ては、磁性焼鈍前後の値は１１００℃以下の低温加熱に
よって若干向上していることが認められる。一方、仕上
圧延機出口温度が（１）式に含まれる８７０℃で同様の
比較を行うと、１１００℃以下の低温加熱の領域で著し
く磁束密度が向上している。

このように、磁束密度においては磁性焼鈍前後共に、１
１００℃以下の低温加熱と（１）式に含まれる仕上圧延
機出口温度との組合せで大幅な改善が可能であることか
わかる。

第２図にはさらに詳しく加熱温度と仕上圧延機出口温度
と磁性焼鈍前の磁束密度の関係を示すが、１１５０℃以
上（１１５０℃）の高温加熱の場合、磁性焼鈍前の磁束
密度は（１）式に含まれる温度領域において、Ａｒ、変
態点直下まで温度を上げていっても磁束密度の向上代は
少ない。しかしなから１１００℃以下（１０５０℃）の
低温加熱を行った場合（１）式に示された領域の組合せ
で圧延を行うことによって磁束密度が向上し、Ａｒ、変
態点直下までその傾向は継続している。このような加熱
温度と仕上温度の組合せを選択することによって、磁束
密度が大幅に向上することを見出したのが本発明である
。

つまり、１１００℃以下の低温加熱によって磁性焼鈍前
後の鉄損を改善し、この低温加熱と（１）式に示す温度
範囲に仕上圧延機出口温度を制御することを組合せて、
画期的な磁性焼鈍前後の磁束密度の向上を可能にせしめ
たのが本発明である。

以下にこの現象について説明する。

第３図写真には、第１図の加熱温度、１１５０℃。

１０５０℃、仕上圧延機出口温度、８２０℃、８７０℃
の４水準にあった材料の熱延板段階での再結晶組織の金
相写真を示す。見られるとおり加熱条件は１１００℃以
下（１０５０℃）の低温加熱を行うことによって、再結
晶粒径は大きくなっていることがわかる。又、仕上圧延
機出口温度条件は、Ａｒ３変態点以下より、８３２℃以
上（８７０℃）のより高温側にもっていくことによって
更に粒径は大きくなり、この２つを組み合わせた材料、
すなわち１１００℃以下の低温加熱と、（１）式で示す
高温仕上げの領域で処理した材料では、従来の一般的な
操業条件である１１５０℃以上（１１５０℃）の高温加
熱をし、８３０℃以下（８２０℃）の低温仕上げ時の結
晶粒径の２２μに対して４０μという倍の粒径になって
いることが観察できる。

第４図写真は、加熱温度の差によって、熱延板段階でＭ
ｎＳの析出状態の違いを示した組織写真であるが、みら
れるとおり、１０５０℃の低温加熱によって、微細なＭ
ｎＳの析出が認められなくなっていることがわかる。

以上の現象は、１０５０℃という低温加熱化によってス
ラブ加熱時のＭｎＳの固溶が防止され、このため熱延中
に起こる微細なＭｎＳの析出が抑制され、アルファ単相
域での再結晶化が進みやすくなることと、仕上圧延機出
口温度をＡｒ３変態点以下の領域で且つ、極力高温側に
もっていくことによりアルファ単相域での熱延板中の再
結晶を更に進行させることの２つの組合せにより、巻き
取り後の熱延板での結晶粒の粒成長が図れるわけである
。

第５図には、これら４条件で製造した熱延板の集合組織
の各方位粒の強度をみたものを示すか、磁束密度向上を
阻害する（１００）方位粒のＭａｘ強度は、１１００℃
以下（１０５０℃）の低温加熱と、（１）式に含まれる
高温仕上げ（８７０℃）の組合わせによって大幅に低下
しており、熱延板の集合組織か改善されていることがわ
かる。

このように熱延板の結晶粒の粒成長以外に、集合組織の
方位からみても、１１００℃以下の低温加熱と（１）式
に示す範囲での高温仕上げの圧延方法の組合せによって
磁性焼鈍前後の鉄損・磁束密度が改善される特徴を示し
ていることがわかる。

以下に、本発明で適用する鋼成分組成について述べる。

Ｃは磁気特性を時効析出によって著しく低下させる。こ
のため本発明では磁気時効の影響の出ない範囲として上
限を０．００５０％とした。

また、本特許ではＡｒ３変態点以下で且つ極力高温を狙
うことにより、仕上圧延直後の熱延板の再結晶粒の粒成
長と熱延板集合組織改善をも行わせることを特徴として
いるが、仕上温度か高い程この効果か大きいため、Ｃ値
を下げることによってＡｒ、変態点温度を上昇させ（Ｃ
値を０．０１０％から０．００５％に半減することによ
る温度上昇は約３０℃）、これによって結果的に仕上圧
延温度の上昇を可能とせしめ、磁性改善効果がより大き
くてるような成分設計としており、０．００５％以下の
低Ｃが条件となる。

さらには、Ｃか高いと磁性焼鈍による鉄損の改善が非常
に小さく、この点からも本発明では低Ｃか必須である。

Ｓｔは固有抵抗増加により鉄損を低めるために含有され
るものであるが、その量を多くすると磁束密度を低下さ
せ、またコスト高ともなるので上限を１．５％とする。

下限は特定する必要はないか０．０５％か望ましい。

Ａｌｌは固有抵抗増加により鉄損を低めるために含有さ
せる場合と、より低鉄損を狙い鋼中の酸化系介在物の含
有量を極力減らすために脱酸材として使用する場合、の
２とおりの使用目的があるが、０．５％を上限とした理
由は、効果のわりにはコストアップが大きくなりすぎる
からである。

ＭｎはＳと反応し、ＭｎＳを形成することによって磁気
特性を出現させるための１次再結晶粒の成長を阻害する
働きかあるために、従来より低Ｓ化対策が実施されてき
た。近年、製鋼段階における低Ｓ化技術が向上してきて
おり、本特許では０．００５０％以下の低Ｓ化領域での
限定理由を述べる。

Ｓが０．００５０％以上の高Ｓの条件では、ＭｎＳの熱
延中の析出量が多く、熱延段階、焼鈍段階での結晶粒の
粒成長が進行しに＜＜、鉄損か悪化する。

ところか、０．００５０％以下の低Ｓ化領域では高Ｓの
領域に比べてＭｎＳの析出量か低下し、この現象は軽減
される。このため、直近までは低Ｓ化され行えばＭｎ値
の制限理由はないと考えられていた。

しかし、本発明者らは０．００５０％以下の低Ｓ化領域
における特徴的なＭｎ値とＭｎＳｎＳ析出状間係を見出
した。この関係とは、Ｍｎ値か０．１％を下回ると磁性
焼鈍前後の鉄損か悪化していくというものである。

数々の調査の結果、このような低Ｓの領域では、Ｍｎ値
が０．１％よりも低い領域になると熱延板段階で微細な
ＭｎＳの析出が始まることを確認したのである。

このような低Ｓ化におけるＭｎＳの特徴的な挙動か観察
されたため、Ｍｎ値の下限は０．１％とした。

次に上限についてであるか、Ｍｎ値を高めると磁束密度
を悪化させずに、鉄損を低くする効果かあるけれども、
その含有量が増えるとコスト高となるので、０４％以下
とする。

Ｐは、鋼板の硬度を高め、打抜き性を向上する作用があ
るが、反面その含有量が多くなると鉄損及び磁束密度が
劣化するので０．１５％以下とする。

ＳはＭｎとの間でＭｎＳを形成し、熱延段階、焼鈍段階
で粒成長を阻害することは、既に記述しであるとおりで
ある。このため、近年、低Ｓ化か進められており、その
含有量が低い程、磁気特性には良いと考えている。そこ
で、現在の清浄鋼の溶製技術において経済面も考慮して
、上限を０．００５０％とした。

さらに、本発明においては、必要に応じてＣｕ　：　０
．０１〜１．０％、Ｓ　ｎ　：　０．０２〜０．２０％
、Ｓｂ：０．０１０〜０．３０％、Ｂ　：　０．０００
３〜０．００５０％の中の１種または２種以上を含有さ
せる。

Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂはいずれも集合組織に影響し、磁
束密度を高める作用かある。この効果を引き出すにはＣ
ｕは０．０１０％以上、Ｓｎは０．０２％以上、ｓｂは
ｏ、ｏｉｏ％以上、Ｂは０．０００３％以上必要である
。一方、これらの含有量が多くなると鉄損を劣化させる
のてＣｕは１，０％、Ｓｎは０．２０％、ｓｂは０．３
０％、Ｂは０．００５０％をそれぞれ上限とする。

〔スラブ加熱温度〕

この工程は、加熱炉抽出時のスラブ実温度で１１００℃
以下にすることか条件である。本発明は、既述したとお
り、熱延段階で再結晶及び粒成長を促進させる二とと、
集合組織を改善することの二点の改善により、磁性焼鈍
前後の磁気特性を著しく向上させるところに大きな特徴
かある。熱延板段階での再結晶及び粒成長を十分に促進
させるためには、熱延段階でのＭｎＳの微細析出を防止
することが重要である。このＭｎＳの微細析出はＭｎ、
Ｓ等の鋼中への含有量に左右されることは勿論であるが
、その挙動は加熱段階でＭ　ｎ　Ｓ　。

ＡＩＮの溶体化が起こり、この溶体化したものが熱延中
に微細に析出するといったものである。このため、加熱
温度は極力低温が望ましく、本成分系におけるＭｎＳの
溶体化を防止する温度として１１００℃以下を条件とし
た。

又、集合組織の改善効果が加熱温度と仕上圧延機の出口
温度との組合せて出現されることも既に述べたか、この
集合組織改善を行わしめるためには、加熱温度は１１０
０℃以下に制御する必要かある。

とくに、下限は温度については規定していないが、熱延
板の板厚、板幅が精度良く得られる熱間圧延が実施でき
ることと、（１）式の温度範囲か仕上圧延機出口で確保
できる範囲であればよい。

〔熱延温度〕

二の工程は、仕上圧延機出口温度を（１）式に示された
範囲に′制御することを条件とする。本発明は既述した
とおり、１１００℃以下の低温加熱と（１）式に示され
た温度範囲に仕上圧延機出口温度を制御することによっ
て、熱延板段階での再結晶及び粒成長を促進すること、
磁束密度の向上を阻害する（１００）方位粒のＭａＸ強
度を下げることの２点に大きな特徴かある。

（１）式の範囲を低めに外れる領域では、本発明の効果
が十分に得られない。一方、（１）式の範囲内でみると
極力高温側が磁性向上に対しては望ましい。

（１）式の上限に外れる場合は、次の理由によって本発
明の効果が十分に得られない。鉄損と磁束密度の向上は
、熱延板段階での結晶粒の粒成長度合いに比例する。そ
してこの粒成長は、α域内での仕上出口温度Ｘ時間によ
って決定されるわけであるが、仕上出口から巻き取りま
での時間は設備制約と温度狙いによって設備単位でほぼ
一定している。

こういった中、仕上出口温度が、（１）式上限を越える
場合、変態点温度を越えてα＋γの２相域となるため、
この仕上出口から巻き取りまでの時間の中で変態点をむ
かえることになり、その結果、α域内での粒成長に費す
時間が短くなり、本発明の効果が十分に得られないわけ
である。

〔巻き取り〕

巻き取り温度を６５０℃以下の範囲とすることを条件と
する。

巻き取りは、熱延板の再結晶、粒成長を期待する立場か
ら言えば、高温巻き取りを行うのが有利である。具体的
には６８０℃以上の温度で巻き取るのか効果的であると
されている。しかしながらこのような高温での巻き取り
は、脱スケール性の悪化、単位コイル内での特性値のバ
ラツキを起こすことは周知の事実である。

本発明は、これら６８０℃以上の高温巻き取りによって
起こる諸問題を防止すべく、その上限を６５０℃とした
。又、下限については特に制限はないか、５００℃以下
の低温での巻き取りでは、仕上圧延機出口以降の冷却が
急冷となり過ぎ、巻き取り形状の悪化をもたらすため、
下限は５００℃程度が望ましい。

〔実施例１〕 Ｃ：　０．００３０％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．
１５％、Ｐ　：　０．０７％、５ｏ（ｌ　Ａρ：　０．
００１４％、Ｓ　：　０．００３２％の成分組成の鋼を
転炉、ＲＨを使用して溶製し、これを続く連続鋳造機に
よって２５０　ｍｍ厚のスラブとなし、次いで熱延工程
における加熱条件と仕上圧延条件を表１に示す条件に振
り、２．５ｍｍ厚の熱延板を得た。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の０．５０＋ｉ■に圧延し、７５０℃×
３０秒の連続焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、３０ｍ１　Ｘ　２８０ｍｍの
エプスタイン試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直
角方向から８枚の計１６枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気
特性を測定した。

尚、磁性焼鈍条件は、窒素雰囲気中で７５０℃×２ｈｒ
とした。

／ ／ ／ ／ 〔実施例２〕 Ｃ：　０．００３５％、Ｓ　ｉ　：　０．８０９６、Ｍ
ｎ：０．２２％、Ｐ　：　０．０２％、５ｏＩＡＮ　：
　０．００１８％、Ｓ　：　０．００３５％の成分組成
の鋼を転炉、ＲＨを使用して溶製し、これを続く連続鋳
造機によって２５０ｍｍ厚のスラブとなし、次いて熱延
工程における加熱条件と仕上圧延条件を表２に示す条件
に振り、２．３ｍｍ厚の熱延板を得た。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の０．５０ｍｍに圧延し、７９［１℃×
３０秒の連続焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、３０ｍｍ　Ｘ　２８０ｍｍの
エプスタイン試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直
角方向から８枚の計１６枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気
特性を測定した。

尚、磁性焼鈍条件は、窒素雰囲気中で７５０℃×２ｈｒ
とした。

〔実施例３〕 Ｃ：　０．００３５％、Ｓｉ：０．５０％、Ｍｎ：０．
２０％、Ｐ　：　０．０７％、ｓｏｂ　Ａｌｌ　：　０
．００１６％、Ｓ　：　０．００３０％の成分組成を狙
いこれに、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂの１種または２種以上
の元素を添加し、表３に示す成分の２５０１１Ｉ１１厚
のスラブを製造した。

これらのスラブを続く熱延工程において加熱条件と仕上
圧延条件を表４に示す条件に振り、２．３ｍ厚の熱延板
を得た。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の０．５０ｍｍ１こ圧延し、７８０℃×
３０秒の連続焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、３０璽ｍＸ２８０ｍ＋ｓのエ
プスタイン試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直角
方向から８枚の計１６枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気特
性を測定した。

尚、磁性焼鈍条件は、窒素雰囲気中で７５０℃Ｘ２ｈｒ
で実施した。

（発明の効果） 以上の如く、本発明により低中級品の磁性焼鈍前後の磁
性特性の極めて優れた無方向性電磁鋼が得られることか
わかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度と、仕上圧延機出口温度を変化させた時の磁性焼鈍前
後の磁気特性の変化を示す図。 第２図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度を１０６０〜１０８５℃と、１１５０〜１１７０℃の
２水準とした時の仕上圧延機出口温度と磁性焼鈍前の磁
束密度との関係を示した図。 第３図写真は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ
実温度が１０５０℃と１１５０℃の２水準、仕上圧延機
出口温度が８２０℃と８７０℃の２水準の計４水準の熱
延条件をとった材料の熱延板の結晶組織を示した顕微鏡
写真（Ｘ　５０）。 第４図写真は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ
実温度が１０５０℃と１１５０℃の２水準の時の熱延板
でのＭｎＳの析出状態を観察した電子顕微鏡績Ｊ＠　（
Ｘ３００Ｑ）。 第５図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度が１０５０℃と１１５０’ｃの２水準、仕上圧延機出
口温度が８２０’Ｃと８７０℃の２水準の計４水準の熱
延条件をとった材料の熱延板の集合組織のＸ線強度を測
定した結果を示したものである。 復代理人

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．００５％以下 Ｓｉ：１．５％以下 Ａｌ：０．５％以下 Ｍｎ：０．１〜０．４％ Ｐ：０．１５％以下 Ｓ：０．００５０％以下 を含み残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼ス
   ラブを熱延する際に、スラブを１１００℃以下に焼き上
   げ、その後仕上圧延機出口温度Ｙ（℃）を（１）式で示
   された温度範囲に制御し、次いで注水冷却し６５０℃以
   下の温度で巻き取り、続いて脱スケール、冷間圧延、焼
   鈍することを特徴とする磁性焼鈍前後の磁気特性の優れ
   た無方向性電磁鋼板の製造方法。 ８７０＋８０×Ｓｉ（％）≧Ｙ≧８２０＋８０×Ｓｉ（
   ％）・・・（１）式
2. （２）重量％でＣ：０．００５％以下 Ｓｉ：１．５％以下 Ａｌ：０．５％以下 Ｍｎ：０．１〜０．４％ Ｐ：０．１５％以下 Ｓ：０．００５０％以下を含み、 更に、Ｃｕ：０．０１〜１．０％ Ｓｎ：０．０２〜０．２０％ Ｓｂ：０．０１０〜０．３０％ Ｂ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる電磁鋼スラブを熱延する際に、スラブ
   を１１００℃以下に焼き上げ、その後仕上圧延機出口温
   度Ｙ（℃）を（１）式で示された温度範囲に制御し、次
   いで注水冷却し６５０℃以下の温度で巻き取り、続いて
   脱スケール、冷間圧延、焼鈍することを特徴とする磁性
   焼鈍前後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方
   法。 ８７０＋８０×Ｓｉ（％）≧Ｙ≧８２０＋８０×Ｓｉ（
   ％）・・・（１）式