JPH05230534A - 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】 【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性の高位安定化を図ることを目的と
する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、酸可溶性Ａｌ、Ｓ＋０．４
０５Ｓｅ、Ｎ：０．００３０％未満及び必要に応じてＳ
ｎ：０．０１〜０．１５％を含有し、残部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、熱延を行い、熱延板焼鈍を施すことなく、６０〜
７９％の圧下率での冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施
す一方向性電磁鋼板の製造において、酸可溶性Ａｌ量と
Ｎ量を所定の関係式で表される範囲内とし、熱延後最終
仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に窒化処理を施すこ
とを特徴とし、さらには冷延のパス間での鋼板の温度制
御または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制御を行うことを特徴とする。

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、通常磁場の強さ８０
０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ₈が使用される。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（Ｔ）まで磁化した時の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＞軸を持った、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。前者においては主なインヒビターとしてＭｎＳおよ
びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ、ＭｎＳｅ、Ｓｂ等を用い
ている。従って現在の技術においてはこれらのインヒビ
ターとして機能する析出物の大きさ、形態及び分散状態
を適正に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
に見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良いわけであるが、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
かあるいは全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、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℃の範囲にする方法を
開示している。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を開示してい
る。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、Ｓ
ｂ、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
術を公開している。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、特開昭５９−５６５２２号公報にお
いては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いるもの
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、工業化できない。本発明者らは、製造コ
ストの低減と磁気特性の両立を図ることをさらに追求す
べく、低温スラブ加熱による方法において、熱延板焼鈍
の省略を目指してきた。

【０００８】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４６−２３８２０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。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。

【０００９】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
りが低下する結果となる。

【００１０】そこで本発明者らは、先に従来ほとんど注
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
開平２−２６３９２３号公報、特開平２−２６３９２４
号公報参照）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、１２８０℃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】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。

【００１２】さらには、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。そこで本発明者らは、１２８
０℃未満の温度でのスラブ加熱と、熱延板焼鈍の省略
と、低圧下率での冷延を前提とする一方向性電磁鋼板の
製造方法において、良好な磁気特性を得る技術開発にと
りくんできた。そして、この技術開発の過程で、コイル
の長手方向に磁性の変動が生ずる現象を見出した。

【００１３】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突き止めた。その結果、前
記温度差による磁性変動を解消する手法を見出した。す
なわち、本発明はスラブの成分調整、さらには冷延時の
パス間の鋼板の温度制御、仕上焼鈍前の一次再結晶粒の
平均粒径の制御、Ｓｎ添加により、低温スラブ加熱及び
熱延板焼鈍省略、低冷延圧下率を前提とする製造プロセ
スでも、磁性変動のない優れた特性を有する一方向性電
磁鋼板を製造し得る方法を提供するものである。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。すなわち、 （１） 重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ：０．００３０％未満、Ｓ＋０．４０
５Ｓｅ：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、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の含有
量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｎ（％）とした
時、下記の式の範囲に制御し、 Ａｌ（％）−２７／１４Ｎ（％）＞０．０１００ 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。

【００１５】（２） 重量％で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：
０．００３０％未満、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：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、次いで熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率６０〜７
９％の冷延、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Ａ
ｌ、Ｎの含有量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｎ
（％）とした時、下記の式の範囲に制御し、 Ａｌ（％）−２７／１４Ｎ（％）＞０．０１００ 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】（３） 冷延のパス間の鋼板の温度を２０
０℃以下とすることを特徴とする前項１又は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、２又は３のいずれかに記載
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
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程をはさ
んでスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、熱
延板焼鈍を施すことなく、次いで圧下率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。

【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
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量によって異なるという新知見を
得た。

【００２０】そして、その課題の解決策として、Ｎ量
を低減することと、Ａｌ量、Ｎ量を両者の関係式で規定
される所定の範囲に抑えること、冷延のパス間での鋼
板温度を制御すること、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制御すること、
必要に応じてＳｎを添加すること、が有効であることが
わかった。

【００２１】以下これらの点について詳細に説明する。
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ド上に
スラブを置き、スキッド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的に行われている。そ
してスラブの中でスキッド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Ａｌ
Ｎ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量によって異なっていた。

【００２２】そこで本発明者らは、変動するＡｌＮ量を
減らすことを考えた。そのためには、ＡｌまたはＮ量を
減らすことが有効であるが、二次再結晶時のインヒビ
ターとしてのＡｌＮ量を確保する必要がある点、Ｎは
鋼板に窒化で導入することが可能であるが、Ａｌは鋼板
に導入することが困難である点を考慮し、Ｎ量を減らす
ことを検討した。そして、Ｎ量を製鋼段階で減らすこと
は技術的に制約があるかもしくはコストアップにつなが
ることも考慮し、固溶するＮ量と強い相関があると予想
されるＡｌ_R （％）＝Ａｌ（％）−２７／１４Ｎ（％）
〔Ａｌ（％）：酸可溶性Ａｌの重量％、Ｎ（％）：Ｎの
重量％〕という量を定義し、Ｎ（％）、Ａｌ_R （％）と
磁気特性の変動との関係を次の実験に基づいて調査し
た。

【００２３】すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４５％、Ｓ
ｉ＝３．０１％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１０〜０．０５
７％、Ｎ＝０．０００３〜０．０１１８％、Ｓ＝０．０
０７％、Ｍｎ＝０．１４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる２５０ｍｍ厚のスラブを作成した。
そして１１００℃、１２００℃の２水準の温度で各
スラブを６０分均熱後１１パスの熱延で２．０ｍｍ厚と
し、約２秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、巻取
り、５５０℃の温度に１時間保持した。

【００２４】かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく
約７５％の圧延を行って最終板厚０．５０ｍｍの冷延板
とした。この冷延板を８３０℃に３００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ＮＨ
₃ ガスを導入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。この窒
化処理後のＮ量は、０．０１９３〜０．０２１２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ΔＢ
₈ 〔スラブ加熱温度１１００℃におけるＢ₈ （Ｔ）−同
温度１２００℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求め、図１に示
した。

【００２５】図１から明らかなように、Ｎ（％）＜０．
００３０、Ａｌ_R （％）＞０．０１００の範囲で、スラ
ブ加熱温度差に起因する製品の磁束密度の差ΔＢ
₈ （Ｔ）が０．０２Ｔ未満におさまっている。図１で示
された現象の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。

【００２６】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、スラブ加熱温度を変えてシ
ミュレートした。それによると、本発明のＡｌ、Ｎの成
分範囲では１２８０℃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。すなわち、スラブ加熱時のスラブ高温部で
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
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、特開平２−１８２８６６号公
報で開示したように、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。それゆ
え、その磁束密度のバラツキの原因となっているスラブ
加熱時におけるスラブ内の固溶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。

【００２７】次に本発明の構成要件を限定した理由につ
いて述べる。先ず、スラブ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０．０２５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０．０２５％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。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）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となるので
０．０６０％以下とした。

【００２９】Ｎ量については、図１に示した如く、０．
００３０％未満にすることが必要である。そして、これ
がスラブ加熱時の温度偏差に起因する磁性の変動を低減
するのに有効である。Ｎ量の下限については特に限定す
るものではないが、製鋼段階でＮを０．０００１％以下
にすることは工業的には難しい。酸可溶性ＡｌとＮ量は
図１に示した如く、Ａｌ_R ＝Ａｌ−２７／１４Ｎ＞０．
０１００とすることが必要である。これも、スラブ加熱
時の温度偏差に起因する磁性の変動を低減するのに有効
である。Ａｌ_R ＝Ａｌ−２７／１４Ｎの上限は、酸可溶
性ＡｌとＮ量の規定から定まるものであるが、０．０６
０％まで許容される。

【００３０】ＭｎＳ、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
にすることは可能である。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
がある。Ｓ当量＝Ｓ＋３２／７９Ｓｅ＝Ｓ＋０．４０５
Ｓｅを定義して、これと二次再結晶不良率との関係を調
査した。この二次再結晶不良部の発生を予防するために
は（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≦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
高くなると共に、最終仕上焼鈍で純化するのに要する時
間が長くなり過ぎて好ましくなく、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）不良、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等の問題が発生する。一方、Ｍｎ
量が０．８％を超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、温度差があるにも拘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の析出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Ｎ量、Ａｌ_R量
を制限する技術及び、後述する冷延のパス間での鋼板の
温度制御、一次再結晶粒径の制御に加え、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の適正範囲を０．０１
〜０．１５％とした。この下限値未満では、粒成長抑制
効果が少な過ぎて好ましくない。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差し支えない。特に、Ｂ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ等窒化物構成元素は、スラブ内の温度差に起因するＡ
ｌＮの析出の場所的不均一を低減するために積極的に添
加しても構わない。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】加熱されたスラブは、引き続き熱延されて
熱延板となる。この熱延方法については、特に限定され
るものではないが、熱延の終了温度を８５０〜１０５０
℃とし、熱延の最終パスの累積圧下率を４０％以上とす
ることは、製品の磁性の場所的バラツキを低減し、かつ
磁性を向上させる上でさらに好ましい。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秒以上空冷することは、再結晶を進ま
せ、磁性を高位安定化する上で好ましい。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、最終冷延板となる。

【００３４】この圧下率を６０〜７９％と規定したの
は、冷延板の板厚が０．５ｍｍ等と厚い場合、圧下率を
８０％以上とすると、当然冷延素材（熱延板）が厚くな
りすぎ、酸洗ラインや冷延ラインの通板時破断を生じや
すく好ましくないためである。一方、下限値は、磁束密
度を高位に保つ必要から規定した。この冷延のパス間で
の鋼板の温度を２００℃以下とすることは、本発明の如
き低冷延率の場合には、磁束密度を高位に保つ上で好ま
しい。このメカニズムについて、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｝＜１１２＞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｛１１１｝＜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。

【００３５】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、Ｎ、Ａｌ_R 量の制御に加え、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。

【００３６】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
る方法等何れの方法でも良い。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。

【００３７】

【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０５１重量％、Ｓｉ：３．１０重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３４重量％を基本成分とし、Ｎ量を０．０
０８１重量％、０．００６２重量％、０．００２５
重量％、０．００１３重量％なる４水準で添加し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種類の２５０ｍｍ
厚スラブを作成した。この場合Ａｌ_R （％）は、０．
０１８４重量％、０．０２２０重量％、０．０２９
２重量％、０．０３１５重量％であった。

【００３８】かかるスラブをａ：１１８０℃、ｂ：１１
１０℃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厚とした後、６パスで２．
３ｍｍ厚の熱延板とした。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。

【００３９】この熱延板を酸洗して圧下率約７８％で
０．５０ｍｍの冷延板とし、８２０℃で３００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０．０１９８〜０．０２１４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、Ｎ₂ ２５％、Ｈ₂ ７５％の雰囲気ガス中で１５℃／
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。

【００４０】実験条件と磁気特性の結果は表１に示す。
比較例（Ｎｏ．１〜４）は、スラブ加熱条件による磁気
特性（Ｂ₈ ）の差が大きいが、本発明（Ｎｏ．５〜８）
の場合は差が小さい。

【００４１】

【表１】

【００４２】実施例２ Ｃ：０．０４１重量％、Ｓｉ：３．２５重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、Ｎ：０．００
２２重量％を基本成分とし、酸可溶性Ａｌを、０．０
１３重量％、０．０１９重量％、０．０２５重量
％、０．０３７重量％なる４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４種類の２５０ｍ
ｍ厚スラブを作成した。この場合Ａｌ_R （％）は、
０．００８８重量％、０．０１４８重量％、０．０
２０８重量％、０．０３２８重量％であった。

【００４３】かかるスラブをａ：１１７０℃、ｂ：１１
００℃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厚とした後、６パスで２．
０ｍｍ厚の熱延板とした。次いで、この熱延板を最終仕
上焼鈍まで実施例１の条件で処理した。この場合、冷延
圧下率は７５％であり、窒化後のＮ量は０．０１９５〜
０．０２１２重量％であった。

【００４４】実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。
比較例（Ｎｏ．１〜２）は、スラブ加熱条件による磁気
特性（Ｂ₈ ）の差が大きいが、本発明（Ｎｏ．３〜Ｎ
ｏ．８）の場合は差が小さい。

【００４５】

【表２】

【００４６】実施例３ Ｃ：０．０４４重量％、Ｓｉ：３．２８重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２８重量％、Ｎ：０．００２５重量％を含有
し（Ａｌ_R ：０．０２３２重量％）、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる４０ｍｍ厚のスラブを、ａ：１１５
０℃、ｂ：１１００℃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４
０→２４→１６→１１→６．６→３．９→２．３（ｍ
ｍ）とした。

【００４７】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、２５０℃×５分（均熱）なる時効処
理あり、の２種類の冷延板を作成した。次いで、８２０
℃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０．０２０８
〜０．０２２１重量％であった。

【００４８】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。実験条件と製品の磁気特性を表３に示
す。時効処理を行った場合（Ｎｏ．３〜４）の方が、時
効処理を行わない場合（Ｎｏ．１〜２）に比較してスラ
ブ加熱条件による磁気特性（Ｂ₈ ）の差が大きい。

【００４９】

【表３】

【００５０】実施例４ Ｃ：０．０４１重量％、Ｓｉ：３．１５重量％、Ｍｎ：
０．１４重量％、Ｓ：０．００６重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３６重量％、Ｎ：０．００２０重量％を添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作成
した。この場合Ａｌ_R （％）は、０．０３２１重量％で
あった。

【００５１】かかるスラブをａ：１１５０℃、ｂ：１０
９０℃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厚とした後、６パスで１．
８ｍｍ厚の熱延板とした。次いで、かかる熱延板を酸洗
して圧下率約７８％で０．４０ｍｍの冷延板とし、８
００℃、８２０℃、８４０℃、８５０℃の各温度
で２５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。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、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化
後のこの鋼板のＮ量は０．０１９８〜０．０２１１重量
％であった。そしてこの鋼板の平均結晶粒径を、光学顕
微鏡と画像解析機を用いて測定した。

【００５２】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、Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気
ガス中で１０℃／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。実験条件と製品の磁
気特性を表４に示す。

【００５３】一次再結晶粒径を所定の範囲（１８〜３０
μｍ）に制御した場合（Ｎｏ．３〜６）には、制御しな
い場合（Ｎｏ．１〜２、Ｎｏ．７〜８）に比較して、ス
ラブ加熱条件による磁気特性（Ｂ₈ ）の差をさらに小さ
くすることが出来る。

【００５４】

【表４】

【００５５】実施例５ Ｃ：０．０５４重量％、Ｓｉ：３．２３重量％、Ｍｎ：
０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３８重量％、Ｎ：０．００２１重量％を基本
成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜０．０１重量％）、
０．０５重量％、０．１４重量％なる３水準で添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５
０ｍｍ厚のスラブを作成した。この場合Ａｌ_R （％）
は、０．０３４０重量％であった。

【００５６】かかるスラブをａ：１１６０℃、ｂ：１０
８０℃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厚とした後、６パスで２．
３ｍｍ厚の熱延板とした。次いでこの熱延板を最終仕上
焼鈍まで実施例１の条件で処理した。ただし、脱炭焼鈍
条件については、８００℃×２５０秒（均熱）、８
２０℃×２５０秒（均熱）で行った。窒化後のＮ量は、
０．０１８４〜０．０２０１重量％であった。

【００５７】実験条件と製品の磁気特性を表５に示す。
Ｓｎ無添加の場合（Ｎｏ．１〜４）に比較して、Ｓｎを
添加した場合（Ｎｏ．５〜１２）の方がスラブ加熱条件
による磁気特性（Ｂ₈ ）の差をより小さくすることが出
来る。

【００５８】

【表５】

【００５９】〔実施例６〕Ｃ：０．０３８重量％、Ｓ
ｉ：３．００重量％、Ｍｎ：０．１６重量％、Ｓ：０．
００７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９重量％、Ｎ：
０．００２０重量％を含有し（Ａｌ_R ：０．０２５１重
量％）、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：１１００℃の温度
で加熱した後、１０５０℃で熱延を開始し、４０→２３
→１４→９→６→３．５→２．０（ｍｍ）なるパススケ
ジュールで熱延して熱延板とした。

【００６０】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、１．２ｍｍ厚の時に時効処理なし、１１０
℃×２分（均熱）、３００℃×２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８２０℃に３００秒保持し、８６０℃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．
０１９４〜０．０２２１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２３〜２５μｍで
あった。

【００６１】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。実験条件と製品の磁気特性を表６に示
す。冷延板の時効温度を所定の範囲に制御した場合（Ｎ
ｏ．３〜４）や時効処理なしの場合（Ｎｏ．１〜２）
は、時効温度が所定の範囲外の場合（Ｎｏ．５〜６）に
比較して、スラブ加熱条件による磁気特性（Ｂ₈ ）の差
を小さくすることが出来る。

【００６２】

【表６】

【００６３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において
は、Ｎ量、Ａｌ_R 量、（Ａｌ_R ＝Ａｌ−２７／１４Ｎ）
を制御し、さらには冷延のパス間の鋼板温度を制御し、
さらには脱炭焼鈍完了後、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、さらにはＳｎ添加
することにより、熱延板焼鈍を省略して、良好な磁気特
性をスラブ加熱時のスラブの温度偏差に起因する場所的
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】Ｎ量、Ａｌ_R 量（Ａｌ_R ＝Ａｌ−２７／１４
Ｎ）とスラブ加熱温度差起因の磁気特性差との関係を表
すグラフである。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成５年２月４日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２３】すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４５％、Ｓ
ｉ＝３．０１％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１０〜０．０５
７％、Ｎ＝０．０００３〜０．０１１８％、Ｓ＝０．０
０７％、Ｍｎ＝０．１４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる２５０ｍｍ厚のスラブを作成した。
そして１１００℃、１２００℃の２水準の温度で各
スラブを６０分均熱後１１パスの熱延で２．０ｍｍ厚と
し、約２秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５５
０℃の温度に１時間保持した。

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５３】一次再結晶粒の平均粒径を所定の範囲（１
８〜３０μｍ）に制御した場合（Ｎｏ．３〜６）には、
制御しない場合（Ｎｏ．１〜２、Ｎｏ．７〜８）に比較
して、スラブ加熱条件による磁気特性（Ｂ₈ ）の差をさ
らに小さくすることが出来る。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ：０．００３０％未満、 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、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の含有
   量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｎ（％）とした
   時、下記の式の範囲に制御し、 Ａｌ（％）−２７／１４Ｎ（％）＞０．０１００ 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】 重量％で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ：０．００３０％未満、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：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、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の含有
   量を重量％を単位としてＡｌ（％）、Ｎ（％）とした
   時、下記の式の範囲に制御し、 Ａｌ（％）−２７／１４Ｎ（％）＞０．０１００ 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。
3. 【請求項３】 冷延のパス間の鋼板の温度を２００℃以
   下とすることを特徴とする請求項１又は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、２又は３のいずれかに記載の磁
   気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。