JPH06145802A - 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：０．０１０
〜０．０６０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．
００３０％未満を含有し、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
延を行い、引き続き、通常の工程で一方向性電磁鋼板を
製造する方法において、酸可溶性Ａｌ量，Ｎ量を、所定
の関係式で表わされる範囲内とし、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、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、または、Ｓｎ添
加、または、所定温度範囲での熱延板焼鈍を行うことを
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。励磁特性を表わす数値としては、通常磁場の強さ８
００A/m における磁束密度Ｂ₈が使用される。また、鉄
損特性を表わす数値としては、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、鉄損特性の改善をすることができる。

【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。

【０００４】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特公昭４０−１５６４４
号公報及び特公昭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及
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。 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。

【０００５】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
外の析出物等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。

【０００６】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。特
公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ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，Ｃｒ，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５７−８９
４３３号公報ではＭｎに加えＳ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐ
ｂ，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。

【０００７】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。さらに、特開昭５９−５６５２
２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。

【０００８】

【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。

【０００９】本発明者らは、低温スラブ加熱の工業化の
ため、最終仕上焼鈍前の一次再結晶の平均粒径制御
と、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柱とする技術を構築して
きた。この窒化処理により形成される窒化物は、二次再
結晶開始時点では、主にＡｌＮになっている。高温で変
化しにくいインヒビターとして、ＡｌＮを選択している
わけであり、その意味において、スラブ中にＡｌが含有
されることは必須条件となる。他方、スラブ中にＮが必
要以上に含有されることは、本技術体系からして、再考
の余地があった。つまり、スラブ中に必須のＡｌと、あ
る程度以上のＮ量があれば、スラブ加熱から脱炭焼鈍ま
での工程で、ＡｌＮが形成され、脱炭焼鈍時の一次再結
晶粒の粒成長に影響を与えることとなる。

【００１０】本発明の目的は、この上工程でのＡｌＮの
低減と、それにかわる安定なインヒビターを検討し、低
温スラブ加熱での磁性変動のない優れた特性を有する一
方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。

【００１１】

【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％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：
０．００３０％未満、Ｓ ：０．０１〜０．０５％、Ｍ
ｎ：０．０２〜０．８％、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、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回以上の冷延を施し、
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であり、（２）前項におい
て、さらにＳｎ：０．０１〜０．１５重量％を含有する
スラブを用いる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、及び（３）前記各項におい
て、熱延後、８５０〜１２５０℃の熱延板焼鈍を施すこ
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、さらに、（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１８〜３５μｍと
することを特徴とする前記各項記載の磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法である。

【００１２】

【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、必
要に応じて熱延板を焼鈍し、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
上の冷延を施し、次いで、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。

【００１３】本発明者らは、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。そして、その課題の解決策と
して、Ｎ量を低めることと、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、Ｓ量を所
定量添加すること、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、Ｓｎ
を添加すること、所定の温度範囲での熱延板焼鈍を施
すこと、が有効であることがわかった。

【００１４】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
量，Ｎ量によって異なっていた。

【００１５】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（％），Ａ
ｌ_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。

【００１６】すなわち、重量で、Ｃ＝０．０３２％、Ｓ
ｉ＝３．０１％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１１〜０．０５
８％、Ｎ＝０．０００４〜０．０１１２％、Ｓ＝０．０
１２％、Ｍｎ＝０．２０％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２．３mm厚とし、
約２秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５５０℃
の温度に１時間保持した。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
０．３３５mmの冷延板とした。この冷延板を８３０℃に
１５０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ＮＨ₃ 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、０．０１９１〜０．０２２１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△Ｂ₈ 〔スラブ
加熱温度１１００℃におけるＢ₈ （Ｔ）−同温度１２０
０℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求め、図１に示した。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△Ｂ₈ （Ｔ）が０．０２Ｔ未
満におさまっている。

【００１７】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。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ュミレートした。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Ａｌ
Ｎ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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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Ａ
ｌ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。

【００２１】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。

【００２２】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 ＝Ａ
ｌ−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、０．０６０％まで許容され
る。

【００２３】ＭｎＳ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、本発明の如く、スラブの
Ｎ量を少くしている場合は、一次再結晶粒の粒成長を、
所定の範囲に平均粒径がなるように制御するためには、
ＡｌＮ以外のインヒビターを利用する必要がある。この
ためには、ＭｎＳを所定量形成させる必要がある。この
意味においては、Ｓの範囲は、０．０１〜０．０５％で
なければならない。

【００２４】Ｍｎの下限値は０．０２％である。０．０
２％未満では、一次再結晶粒の粒成長をコントロールす
るに必要なＭｎＳの量、サイズを制御できず、製品の磁
性が不安定化し好ましくない。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。

【００２５】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。

【００２６】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の場所的差を低減するために積極的に添加しても構
わない。

【００２７】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。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、熱延の最終了パスの
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。

【００２８】この熱延板は次いで、１回または中間焼鈍
をはさんだ２回以上の冷延を施す。この際の最終冷延の
圧下率は８０％以上とする。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、これに蚕食されやすい対応方位粒（｛１１１｝〈１
１２〉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。

【００２９】前記熱延の後、必要により８５０〜１２５
０℃の熱延板焼鈍を施すことは、磁気特性を高位安定化
する上で、さらに好ましい。この温度域で熱処理するこ
とは、ＡｌＮ，ＭｎＳの熱延板の場所的不均一性を低減
する効果がある。

【００３０】最終冷延後の鋼板は、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１８〜３５μｍ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。

【００３１】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。以下
に本発明の実施例を説明する。

【００３２】

【実施例】

〔実施例１〕Ｃ：０．０３９％（％は重量％、以下同
じ）、Ｓｉ：３．１０％、Ｍｎ：０．１９％、Ｓ：０．
０１４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３１％、を基本成分と
し、Ｎ量を０．００８３％、０．００６２％、
０．００２１％、０．００１３％なる４水準で添加し
た４種類の２５０mm厚スラブを作成した。この場合Ａｌ
_R（％）は、０．０１５０％、０．０１９０％、
０．０２７０％、０．０２８５％であった。

【００３３】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２．３
mm厚の熱延板とした。次いで、熱延終了後は２秒間空冷
後５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持した後炉
冷する巻取りシュミレーションを行った。

【００３４】この熱延板を酸洗して圧下率約８５％で
０．３３５mmの冷延板とし、８４０℃で１５０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
０．０１８５〜０．０２１４％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２０℃／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。実験条件と磁気特性の結果を表１に示す。

【００３５】

【表１】

【００３６】〔実施例２〕Ｃ：０．０４０％、Ｓｉ：
３．２１％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０１６％、
Ｎ：０．００２３％を基本成分とし、酸可溶性Ａｌを、
０．０１３％、０．０１９％、０．０３０％、
０．０４１％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２５０mm厚スラブを
作成した。この場合Ａｌ_R （％）は、０．００８６
％、０．０１４６％、０．０２５６％、０．０３
６６％であった。

【００３７】かかるスラブをａ：１１８０℃、ｂ：１１
２０℃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２．３
mm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。窒化後のＮ量は０．
０１９４〜０．０２１３％であった。実験条件と製品の
磁気特性を表２に示す。

【００３８】

【表２】

【００３９】〔実施例３〕Ｃ：０．０４７％、Ｓｉ：
３．２５％、Ｍｎ：０．３０％、Ｓ：０．０２１％、酸
可溶性Ａｌ：０．０３７％、Ｎ：０．００１３％を添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚ス
ラブを作成した。この場合Ａｌ_R （％）は、０．０３４
５％であった。かかるスラブをａ：１１５０℃、ｂ：１
０９０℃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。

【００４０】次いで、かかる熱延板を酸洗して圧下率約
８５％で０．３３５mmの冷延板とし、８２０℃、８
４０℃、８６０℃、８７０℃の各温度で１５０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
させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板の
Ｎ量は０．０１９８〜０．０２２３％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。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。実験条件と製
品の磁気特性を表３に示す。

【００４１】

【表３】

【００４２】〔実施例４〕Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：
３．３１％、Ｍｎ：０．３４％、Ｓ：０．０１９％、酸
可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．０００９％を基本
成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜０．０１％）、
０．０６％、０．１３％なる３水準で添加し、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５０mm厚のス
ラブを作成した。この場合Ａｌ_R （％）は、０．０２８
３％であった。かかるスラブをａ：１１７０℃、ｂ：１
０９０℃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３の条件で処理した。ただし、脱炭焼鈍条
件については、８４０℃×１５０秒（均熱）、８６
０℃×１５０秒（均熱）のみ行った。窒化後のＮ量は、
０．０１８５〜０．０２１６％であった。実験条件と製
品の磁気特性を表４に示す。

【００４３】

【表４】

【００４４】〔実施例５〕Ｃ：０．０５３％、Ｓｉ：
３．４４％、Ｍｎ：０．３１％、Ｓ：０．０１８％、
Ｎ：０．００１２％を基本成分とし、酸可溶性Ａｌを
０．０１１％、０．０３５％なる２水準のレベルで添
加し、さらには、Ｓｎを（ａ）添加なし（＜０．０１
％）、（ｂ）０．０５％なる２水準とし、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。この場合Ａｌ_R （％）は、では、０．００
８７％であり、では、０．０３２７％であった。かか
るスラブをａ：１１８０℃、ｂ：１０９０℃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。

【００４５】次いで、この熱延板を１１００℃に３０秒
保持し引き続き９００℃に３０秒保持した後急冷する熱
延板焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９０％で０．２
２０mmまで冷間圧延し、次いで、８３０℃×９０秒（均
熱）な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
入させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後の鋼板のＮ
量は、０．０２１５〜０．０２２３％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。実験条件と製品の磁気特性を表５に示
す。

【００４６】

【表５】

【００４７】〔実施例６〕実施例５記載の２．３mm厚の
熱延板を１．８mmまで冷間圧延し、次いで、１０８０℃
に３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒保持した後
急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９１％で
０．１７０mmまで冷間圧延し、引き続き脱炭焼鈍から最
終仕上焼鈍までの工程を実施例５記載の条件で処理し
た。窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１８５〜０．０２０
３％であった。

【００４８】実験条件と製品の磁気特性を表６に示す。

【００４９】

【表６】

【００５０】

【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），
Ｓ量を制御し、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添加し、さらには所定の温度で熱延板焼鈍を
施すことにより、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がなく安定して
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
わすグラフである。

フロントページの続き (72)発明者 増井 浩昭 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内

Claims (5)

【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 ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｎ：０．０２〜０．８％、 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、圧下率８
   ０％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回以上の冷延を施し、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の含有量（重量％）を下
   記（１）式の範囲に制御し、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一方向性電磁鋼板の製造方法。 Ａｌ（％）−２７／１４Ｎ（％）＞０．０１００ ……………（１） 但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ
2. 【請求項２】 請求項１において、熱延後、８５０〜１
   ２５０℃の範囲で熱延板焼鈍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】 請求項１において、さらにＳｎ：０．０
   １〜０．１５重量％を含有するスラブを用いることを特
   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。
4. 【請求項４】 請求項３において、熱延後８５０〜１２
   ５０℃の範囲で熱延板焼鈍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。
5. 【請求項５】 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、１８〜３５μｍとすること
   を特徴とする請求項１，２，３あるいは４のそれぞれに
   記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。