JPH06145803A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 - 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，酸可溶性Ａｌ，Ｓ：０．０１〜
０．０５％、Ｍｎ：０．０１％未満、Ｎ：０．００３０
％未満を含有し、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、
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、Ｃｕを０．０１〜０．４０％添加し、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。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、Ａｌ
Ｎ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。

【０００９】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である。

【００１０】

【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：０．０１％未満、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％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項（１）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。

【００１１】

【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、次いで圧下率が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。

【００１２】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、Ｍｎ量を
低めること、Ｓ量を所定量添加すること、Ｃｕを添
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。

【００１３】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。

【００１４】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。

【００１５】すなわち、重量で、Ｃ＝０．０３６％、Ｓ
ｉ＝２．９８％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１４〜０．０５
３％、Ｎ＝０．０００６〜０．０１０２％、Ｓ＝０．０
１５％、Ｍｎ＝０．００３％、Ｃｕ＝０．１０％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、０．０１９８〜０．０２
２４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Ｂ
₈ の差△Ｂ₈ 〔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。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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】Ｓの範囲は０．０１〜０．０５％と規定し
た。本発明の如く、スラブのＮ量を少なくしている場合
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、Ｃｕ₂ Ｓを所
定量形成させる必要がある。この意味において、Ｓの範
囲は、０．０１〜０．０５％でなければならない。

【００２３】Ｍｎ０．０１％未満と規定した。０．０１
％以上では、ＭｎＳが形成されやすく、Ｃｕ₂ Ｓの析出
制御が困難となり好ましくない。本発明の如く、スラブ
加熱を１２８０℃未満とし、比較的低温で熱延する場合
には、ＭｎＳよりＣｕ₂ Ｓの方が析出しやすい傾向があ
り、そのＣｕ₂ Ｓのサイズ、析出量を制御するには、Ｍ
ｎが低い方が好ましい。

【００２４】Ｃｕは、ＭｎＳより小さいサイズのＣｕ₂
Ｓを形成し、一次再結晶粒の粒成長のコントロールに有
効に利用できる。微細なＣｕ₂ Ｓを適正量形成させるた
めには、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％としなければなら
ない。

【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，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，Ｎｂ等の
窒化物構成元素は、スラブ内の温度差に起因するＡｌＮ
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
をはさむ２回以上の冷延を施す。この際の最終冷延の圧
下率を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｝〈１１
２〉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，Ｃｕ₂ Ｓ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：０．０３８％（％は重量％、以下同
じ）、Ｓｉ：３．０４％、Ｍｎ：０．００２％、Ｓ：
０．０１２％、Ｃｕ：０．０９％、酸可溶性Ａｌ：０．
０３０％を基本成分とし、Ｎ量を０．００８６％、
０．００６８％、０．００１８％、０．０００８％
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、０．０１３４％、
０．０１６９％、０．０２６５％、０．０２８５％
であった。

【００３３】かかるスラブをａ：１１８０℃、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２．３
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８８％で
０．２８５mm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
０．０１９８〜０．０２１８％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。実験条件と磁気特性の結果を表１に示す。

【００３５】

【表１】

【００３６】〔実施例２〕Ｃ：０．０４２％、Ｓｉ：
３．３８％、Ｍｎ：０．００４％、Ｓ：０．０１３％、
Ｃｕ：０．０９％、Ｎ：０．００２８％を基本成分と
し、酸可溶性Ａｌを、０．０１４％、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％、０．０１３６％、
０．０２４６％、０．０３５６％であった。

【００３７】かかるスラブをａ：１１９０℃、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２．３
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．
０２１３〜０．０２２８％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：０．０３７％、Ｓｉ：
３．０９％、Ｍｎ：０．００４％、Ｓ：０．０１４％、
酸可溶性Ａｌ：０．０２９８％、Ｎ：０．００１３％を
添加し、さらに、Ｃｕ添加なし（Ｃｕ＜０．０１
％）、Ｃｕ＝０．０６％を添加し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる２種類の２５０mm厚のスラブを作成
した。この場合、Ａｌ_R （％）は、０．０２７３％であ
った。かかるスラブを実施例１の条件で、スラブ加熱か
ら最終仕上焼鈍まで処理した。窒化後の鋼板のＮ量は、
０．０２１４〜０．０２２９％であった。実験条件と磁
気特性の結果を表３に示す。

【００４０】

【表３】

【００４１】〔実施例４〕Ｃ：０．０４９％、Ｓｉ：
３．３０％、Ｍｎ：０．００１％、Ｓ：０．０２２％、
Ｃｕ：０．０９％、酸可溶性Ａｌ：０．０３８％、Ｎ：
０．００１９％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、０．０３４３％であった。かかるスラブを
ａ：１１７０℃、ｂ：１０８０℃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。

【００４２】次いで、かかる熱延板を酸洗して圧下率８
８％で０．２８５mmの冷延板とし、８２０℃、８４
０℃、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０．０２１３〜０．０２２９％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４に示す。

【００４３】

【表４】

【００４４】〔実施例５〕Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：
３．５０％、Ｍｎ：０．００３％、Ｓ：０．０１４％、
Ｃｕ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：
０．００１０％を基本成分とし、Ｓｎ量を添加なし
（＜０．０１％）、０．０６％、０．１２％なる３
水準を添加し、残部Ｆｅ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、０．０３３１％であった。かかるスラブを
ａ：１１７０℃、ｂ：１０８０℃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℃×１
５０秒（均熱）、８６０℃×１５０秒（均熱）のみ行
った。窒化後のＮ量は、０．０２１６〜０．０２３０％
であった。実験条件と製品の磁気特性を表５に示す。

【００４５】

【表５】

【００４６】〔実施例６〕Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：
３．４５％、Ｍｎ：０．００２％、Ｓ：０．０２１％、
Ｃｕ：０．０８％、Ｎ：０．００１２％を基本成分と
し、酸可溶性Ａｌを０．０１２％、０．０３４％と
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）０．０７％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、０．００９７％であり、では、０．０３
１７％であった。かかるスラブをａ：１１７０℃、ｂ：
１０７０℃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。

【００４７】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、０．０２１２〜０．０２３１％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６に示
す。

【００４８】

【表６】

【００４９】〔実施例７〕実施例６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、０．０１８８〜０．０２０
３％であった。

【００５０】実験条件と製品の磁気特性を表７に示す。

【００５１】

【表７】

【００５２】以上の各実施例により明らかのように、本
発明はスラブの温度偏差に基づく磁気特性のバラツキが
なく、極めて安定した特性が得られる。

【００５３】

【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），
Ｍｎ量，Ｓ量，Ｃｕ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を添加し、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：０．０１％未満、 Ｃｕ：０．０１〜０．４０％ 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。