JPH06172860A - 高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 最終冷延を強圧下率で行う高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造方法において、連続鋳造スラブを用い
た場合に発生する線状二次再結晶不良を防止し、特に低
鉄損を狙ってＳｉ含有量を上げると一層増加する線状二
次再結晶不良を解決する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，酸可溶性Ａｌ，Ｎを所
定量だけ含有する溶鋼を連続鋳造し、１３２０℃以上で
加熱後に熱延し、焼鈍し、冷延し、脱炭焼鈍し、仕上高
温焼鈍する製造方法において、連続鋳造時のバルジング
割れに起因する０．０５％以上のＳの濃厚偏析部を少な
くとも鋳片の片側については、製品板厚の表面から５３
μｍに対応する位置から内側に制御した連続鋳造片を用
いる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、軟磁性材料として電気
機器の鉄心に用いられる、磁束密度の高い一方向性電磁
鋼板を連続鋳造片を出発材料として安定的に製造する方
法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として変
圧器あるいは発電機の鉄心として使用され、磁気特性と
して磁化特性と鉄損特性が良好でなければならない。磁
化特性の良否はかけられた一定の磁場で鉄心内に誘起さ
れる磁束密度（Ｂ_８で代表）の大小により決まる。磁束
密度の大きい材料は電気機器を小さくできるので望まし
い。

【０００３】鉄損（Ｗ_{１７／５０}で代表）は鉄心に所定
の交流磁場をかけた場合に熱として消費される電力損失
である。鉄損の良否に対しては磁束密度、板厚、不純物
量、比抵抗、結晶粒大きさの影響がある。最近、省エネ
ルギー動向を反映してこの鉄損の少ない一方向性電磁鋼
板の要求が大きくなっている。

【０００４】一方向性電磁鋼板は熱延と冷延により最終
板厚になった鋼板を仕上高温焼鈍することにより、｛１
１０｝〈００１〉方位を有する一次再結晶粒が選択的に
優先成長する、いわゆる二次再結晶によって得られる。
二次再結晶を生じさせるには、仕上高温焼鈍前の鋼板中
に微細なＭｎＳ，ＡｌＮ等の析出物を存在させることに
より、仕上高温焼鈍中の｛１１０｝〈００１〉方位以外
の一次再結晶粒成長を抑える（インヒビター効果）必要
がある。

【０００５】二次再結晶を安定的に行わせる金属組織的
な条件として二次再結晶発現前の鋼板は、微細な析出
物（インヒビター）が均一、微細に存在する、結晶粒
が均一である、適切な一次再結晶集合組織を持つ、で
あることが知られている。

【０００６】このような二次再結晶挙動を制御すること
により、正確な｛１１０｝〈００１〉方位粒の割合を多
くすることによって磁束密度を高めることができる。磁
束密度の高い製品は電気機器の小型化と同時に鉄損の改
善も可能にするので、高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造技術の確立が重要である。代表技術として田口悟等に
よる特公昭４０−１５６４４号公報、及び特公昭５１−
１３４６９号公報記載の方法がある。

【０００７】ところで、現行の鉄鋼製品の製造におい
て、連続鋳造法はほぼ１００％適用されており、方向性
電磁鋼板の製造においても同様である。しかしながら、
連続鋳造スラブを１２８０℃以上の高温に加熱後、熱延
により製造した鋼板を出発素材として得た成品には、し
ばしば圧延方向に連続した二次再結晶不良部（線状二次
再結晶不良と略称する）が発生し、磁性の劣る場合があ
った。

【０００８】これらの対策として、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍ
ａｎは特開昭４８−５３９１９号公報に連続鋳造スラブ
から２回の熱延工程を経て熱延板を作る技術を提案して
いる。さらに板倉昭等は特公昭５０−３７００９号公報
において、高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造に際して
連続鋳造したスラブから２回の熱延工程を経て熱延板を
作る技術を提案している。

【０００９】しかしながら、これら先行技術は、いずれ
も２回の熱延工程を経て熱延板を得る技術であり、連続
鋳造による利点を充分に生かした技術とは言えない。そ
の後、連続鋳造スラブを用いた製造法として、塩崎守雄
等の特開昭５３−１９９１３号公報、松本文夫等の特開
昭５４−１２０２１４号公報に示された技術が提案され
た。しかしながら、これらの技術はいずれも設備の対応
措置を新たに講ずる必要がある。

【００１０】また、これらの対策を行っても線状二次再
結晶不良の発生を完全に解決するに到っていない。すな
わち、最近では省エネルギーを目的とした低鉄損一方向
性電磁鋼板の要求が高まっているが、これに応えるため
には磁束密度を高めること、Ｓｉ含有量を高めることが
重要である。

【００１１】特に特公昭４０−１５６４４号公報による
技術は１回圧延法であるため製造コストが安く、高磁束
密度の一方向性電磁鋼板が得られるので、高Ｓｉ化が可
能になれば、鉄損向上が大である。しかるに、この方法
においてＳｉ含有量を高めると二次再結晶不良の発生が
急激に増加し、特にこのような高Ｓｉの場合において、
連続鋳造スラブを用いた際に発生する線状二次再結晶不
良は一層増加するため、Ｓｉ量が３．０％を超えると工
業的な安定生産が極めて困難になっていた。

【００１２】これは、板倉昭等による特開昭４８−５１
８５２号公報に述べられているようにＳｉ含有量を増や
すと二次再結晶の発生に適切なＡｌＮの確保が難しくな
り、特に連続鋳造スラブを用いた場合にはこの不適切な
ＡｌＮによる二次再結晶の不良がより顕著になるためと
考えられていた。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、最終冷延を
強圧下率で行う高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
において、連続鋳造スラブを用いた場合に発生する線状
二次再結晶不良を完全に防止し、特に低鉄損を狙ってＳ
ｉ含有量を上げると一層増加する線状二次再結晶不良を
解決することを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手段】連続鋳造スラブを用いた
一方向性電磁鋼板の製造方法において発生する線状二次
再結晶不良の原因は、特開昭４８−５３９１９号公報で
指摘されているように、熱延に先だって行われるスラブ
加熱により結晶粒が過大に成長し、熱延板に大きな延伸
粒が残存することであるとされている。

【００１５】そして、この考え方を踏襲した対策が高磁
束密度一方向性電磁鋼板についても、特公昭５０−３７
００９号公報で提案された。本発明者等は、このように
考えられていた線状二次再結晶不良の原因の他に新たな
発生要因を見いだし、以下の発明を完成した。

【００１６】即ち、本発明の要旨は以下の通りである。

【００１７】重量で、Ｓｉ：３．０５〜４．６０％、
Ｃ：０．０２３〜０．０９５％、Ｍｎ：０．０３〜０．
１７％、Ｓ：０．０１４〜０．０３７％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１８〜０．０４８％、ｔｏｔａｌ Ｎ：０．
００５０〜０．００９５％、残部：Ｆｅ及び不可避的不
純物を含む溶鋼を連続鋳造し、鋳片を１３２０℃以上に
加熱し、熱延し、８５０〜１１５０℃の温度域で短時間
の焼鈍を行い、圧下率８０％以上の強冷延をし、脱炭焼
鈍を行い、仕上高温焼鈍時の焼き付き防止を目的とした
焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶を主目的とした仕上高
温焼鈍を行う一方向性電磁鋼板の製造方法において、連
続鋳造時のバルジング割れに起因する０．０５０％以上
のＳの濃厚偏析部を少なくとも鋳片の片側については、
製品板厚の表面から５３μｍに対応する位置から内側に
制御した連続鋳造片を用いることを特徴とする高磁束密
度一方向性電磁鋼板の安定製造方法。

【００１８】連続鋳造片を、熱延に先だって加熱する
に際し、バルジング割れに起因するＳ濃厚偏析部を製品
板厚の表面から５３μｍに対応する位置から内側に制御
した鋳造側の面を加熱炉の上面側に置くことを特徴とす
る１記載の安定製造方法。

【００１９】熱延板焼鈍の前に圧下率４５％以下の冷
延を行い、かつ最終冷延後の製品板厚が０．２３ｍｍ以
下であることを特徴とする１又は２記載の安定製造方
法。

【００２０】熱延板を８５０〜１１２０℃で焼鈍する
ことを特徴とする３記載の安定製造方法。

【００２１】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明者等は連続鋳造スラブを用いた高磁束密度一方向性
電磁鋼板の製造において発生する線状二次再結晶不良の
原因を詳細に調査し、その一部については、鉄と鋼，６
７（１９８１），Ｓ１２０１で報告した。この報告以
来、さらに研究を続けた結果、新たな知見を得て本発明
を完成した。

【００２２】以下に本発明を詳述する。 Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．０８％、
Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｔ．
Ｎ：０．００８％を含有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造ス
ラブを約１４００℃に加熱後に２．３ｍｍ厚の熱延板と
し、１１２０℃で３ｍｉｎの焼鈍後、室温まで急冷却を
行い、０．３ｍｍ厚まで冷延を行い、湿水素雰囲気で８
５０℃で３ｍｉｎの脱炭焼鈍を行い、ＭｇＯを塗布し、
１２００℃で２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行った。

【００２３】線状二次再結晶不良は図１に示すように圧
延方向に連続して発生する。そこで調査として、その成
品のマクロ組織が図１に示すように正常部、線状二次再
結晶部に対応する圧延方向に隣接した脱炭焼鈍板につい
て、金属組織、集合組織を比較し、図２に結果を示す。

【００２４】さらに仕上焼鈍の途中で試料を引き出し、
二次再結晶進行過程について金属組織の変化を観察し、
図３に結果を示す。図３に示されるように、又既に知ら
れているように、二次再結晶は表面部から発生する。

【００２５】発生した二次再結晶粒は正常部では板厚方
向に速やかに、円滑に成長するが、線状二次再結晶不良
部では板厚１／４近傍の位置で成長が止まっている。焼
鈍がさらに進むと正常部では二次再結晶粒が一次再結晶
粒の全域を喰い、二次再結晶が完了する。

【００２６】線状二次再結晶不良部では二次再結晶粒の
成長が遅れている間に、ゴス方位粒とは限らない表面粒
が粒成長し、最終段階まで二次再結晶粒に喰われずに残
るために二次再結晶不良になると考えられる。このよう
に、線状二次再結晶不良の直接の原因は板厚１／４近傍
の位置で成長が止まることであるので、その位置に対応
した脱炭焼鈍板での特異点を調査した。

【００２７】図２に示されるように、線状二次再結晶不
良対応部は正常部に比べ板厚１／４近傍での一次再結晶
粒径が大きく、｛１１１｝面方位粒の少ない集合組織に
なっていることが分かる。一般に、｛１１０｝方位二次
再結晶粒が成長するに際し、喰われる一次再結晶粒は小
さく、集合組織としては｛１１１｝面方位粒であること
が、その速やかな成長に有利である。従って、板厚１／
４近傍位置での一次再結晶粒径が大きく、｛１１１｝面
方位粒が少ない線状二次再結晶不良部で、二次再結晶粒
の成長が遅れることが理解できる。

【００２８】この板厚１／４近傍での金属結晶粒組織の
二つの特徴をもたらす原因を調査した。その結果、線状
二次再結晶対応部は正常部に比べ、熱延板の集合組織
として、｛１００｝面方位が強く、｛１１１｝面方位が
弱い、延板での析出物であるＭｎＳが大きく、かつ分
散が疎である、ことが分かった。

【００２９】特に、このＭｎＳ分散状態が疎であること
は一次再結晶粒が大きくなる原因でもあり、極めて興味
があり、連続鋳造スラブを用いた高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造で発生する線状二次再結晶不良原因に関す
る新規な現象である。

【００３０】これを実験結果で以下に示す。図４は脱炭
焼鈍板の板厚方向でのＭｎＳ分散状態の電子顕微鏡観察
結果を示す。図５は熱延板の板厚方向での集合組織を示
す。

【００３１】図５から線状二次再結晶不良に対応した熱
延板の集合組織で圧延方位である｛１００｝面方位が強
く、再結晶方位である｛１１１｝面方位が弱いことか
ら、熱延板→熱延板焼鈍→冷延→脱炭焼鈍の工程で処理
した場合の脱炭焼鈍板において、再結晶がし難く、再結
晶方位である｛１１１｝面方位粒が少なくなることはよ
く理解できる。

【００３２】さらに、ＭｎＳの分散が疎でかつ、大きい
ことから脱炭焼鈍板での一次再結晶粒が大きくなること
も分かる。以上の研究から、線状二次再結晶不良の原因
として新たに判明した熱延板１／４近傍でのＭｎＳが疎
で、かつ大きい原因に注目して、種々検討した。

【００３３】その結果、連続鋳造スラブで、いわゆるバ
ルジングによる割れ発生に起因してＳの偏析が生じ、そ
の高Ｓ領域が熱延時の加熱で溶体化しないためにＭｎＳ
の均一・微細化ができないことが分かった。

【００３４】図６に鋳造スラブ組織と、その組織につい
てＳの存在量をＥＰＭＡで測定した後に画像処理を行っ
たＳの分布図を示した。

【００３５】これから分かるように、鋳造スラブに割れ
は見られないが、全厚１／４近傍にＳの濃厚偏析帯があ
る。この部分のＳ量は０．０５０％を超えている。熱延
時の加熱で極めて溶体化し難く、たとえば本発明で限定
している最小のＭｎである０．０３％でもＭｎＳは溶体
化せず、熱延板のＭｎＳは大きく、疎になる。

【００３６】本発明者の調査によれば、このＳの濃厚偏
析は連続鋳造時にいわゆるバルジング現象（スラブ表面
が凝固し、中心部に溶鋼が残存した状態において、溶鋼
圧力により発生した既凝固部分の割れ）を起因（割れ部
分のＳの濃縮した中心部の未凝固鋼が入り込む）とする
セミ・マクロ偏析である。このセミ・マクロ偏析以外
に、中心部には一般的なＳの中心偏析がある。

【００３７】上記の図２の金属組織と、図４の析出物
（ＭｎＳ）で示したように、板厚１／４近傍の組織が正
常部と線状二次再結晶部とで異なるので、線状二次再結
晶不良を解消するためには、成品と位置関係が一致する
セミ・マクロ偏析を適切に制御することが有効であると
考えられた。

【００３８】特に、二次再結晶の粒成長挙動の結果か
ら、表面近傍から発生した二次再結晶粒が板厚中心側に
スムースに成長すれば線状二次再結晶不良とはならない
と考えられたので、Ｓの濃厚偏析帯を板厚中心側に寄せ
る条件で連続鋳造した。

【００３９】なお、中心部にもＳ濃厚偏析帯はあるが、
線状二次再結晶部の結晶粒が正常部より大きいこともな
く、又集合組織的にも｛２２２｝方位が少ないこともな
いので、これが線状二次再結晶不良の原因とは考えられ
ない。

【００４０】以上の考えに沿った、バルジングによるセ
ミ・マクロ偏析帯の位置は、鋳造後の冷却速度を制御す
ることにより表面側の凝固厚を調節し、溶鋼圧との関係
で変えることができる。そこで、冷却速度を調節する
に、最も一般的な鋳造速度を変えて以下の試験を行っ
た。

【００４１】Ｃ：０．０６５％、Ｓｉ：３．３７％、Ｍ
ｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：
０．０３０％、ｔｏｔａｌ Ｎ：０．００８３５％、残
部：Ｆｅ及び不可避的不純物、を含む溶鋼を２５０ｍｍ
厚のスラブに連続鋳造した。この鋳造時の引き抜き速度
を０．７，１．０ｍ／ｍｉｎの２種類変えた。

【００４２】このスラブを１４１０℃に加熱後、２．３
ｍｍ厚の熱延板とし、１１２０℃で６０ｓｅｃ焼鈍し、
急冷後、酸洗した。次に、０．３０ｍｍ厚に冷延し、８
５０℃で１８０ｓｅｃの脱炭焼鈍を行い、１２００℃で
２０ｈｒの二次再結晶を主目的とした高温焼鈍を行っ
た。

【００４３】この試験では本発明の大きな狙いの一つで
ある高Ｓｉにすることにより、低鉄損を達成するために
高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法としては高いＳ
ｉ量である３．３７％を含有させた。表１に、鋳造スラ
ブのＳのセミ・マクロ偏析帯の位置と、線状二次再結晶
不良の発生状況を示した。

【００４４】

【表１】

【００４５】引き抜き速度が０．７ｍ／ｍｉｎであった
ものは、線状二次再結晶不良もなく良好な二次再結晶が
得られたが、１．０ｍ／ｍｉｎのものは線状二次再結晶
不良が発生し、磁気特性も悪かった。この時の鋳片のＳ
のセミ・マクロ偏析帯は成品厚０．３０ｍｍの表面から
ほぼ３７〜６５μｍに対応する位置となり、表面から発
生した二次再結晶粒の成長を阻害したものと思われる。
一方、０．７ｍ／ｍｉｎの場合は５８〜１０２μｍの位
置となり、二次再結晶粒の成長を大きく抑制することも
なかったものと考えられる。

【００４６】表面近傍での二次再結晶発現挙動は以下の
ように考えられる。二次再結晶発現前の綱板の結晶粒
（脱炭焼鈍板）は１２〜１８μｍ程度であるが、平均的
に最表面粒の１個下の粒から二次再結晶粒が発生し、さ
らにその二次再結晶粒の下の１個の粒が二次再結晶粒に
喰われるものとすると、表面から３個の粒の下から内側
（３６〜５４μｍ）に、Ｓの偏析帯に起因する二次再結
晶粒の成長抑制となる一次再結晶粒組織を調整すること
により二次再結晶が安定すると考えると、研究結果をよ
く説明できる。

【００４７】以上に解明した線状二次再結晶不良の発生
原因と、その発生原因を制御することにより発生の有・
無を作りだした実験結果から本発明はなされた。その実
施態様は以下の内容である。

【００４８】まず本発明の鋼成分の限定理由について述
べる。本発明で溶鋼は、転炉、電気炉等その溶製方法は
問わないが成分含有量は次の範囲に入る必要がある。Ｃ
は０．０２３％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磁束密度が悪いので、
０．０２３％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０．０９５
％以下とした。

【００４９】Ｓｉは４．６０％を超えると冷延時の割れ
が著しくなるので４．６０％以下とした。又、３．０５
％未満では製品厚０．３０ｍｍでＷ_{１７／５０}が１．０
５Ｗ／ｋｇ以下の最高級の鉄損が得られないので、本発
明での最高級一方向性電磁鋼板を得る目的に合致する
３．０５％以上を範囲とした。望ましくは３．２０％以
上である。

【００５０】本発明では二次再結晶に必要な析出物とし
て、ＭｎＳとＡｌＮを用いる。従って、必要最小限のＭ
ｎＳを確保するためにＭｎが０．０３％以上、Ｓが０．
０１４％以上、酸可溶性Ａｌが０．０１８％以上必要で
ある。

【００５１】Ｎについては０．００５０％未満ではイン
ヒビターとしてのＡｌＮが不足し二次再結晶が生じない
ので下限として０．００５０％が必要であり、０．００
９５％を超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０．００９５％以下とした。

【００５２】Ｍｎが０．１７％、そして酸可溶性Ａｌが
０．０４８％を超えると熱延板のＭｎＳ，ＡｌＮが不適
切になり、二次再結晶が不安定になるので、Ｍｎを０．
１７％以下、酸可溶性Ａｌを０．０４８％以下とした。
残りはＦｅ及び不可避的不純物である。

【００５３】なお、本発明の狙いであるＳ濃厚偏析帯の
位置制御に影響しない元素としてＳｎ，Ｓｂ等を添加す
ることは差し支えない。以上に述べた範囲の成分を含む
溶鋼を連続鋳造によりスラブとする。本発明の一つの目
的が連続鋳造スラブを用いることによる利点の適用にあ
るので、連続鋳造スラブが限定範囲になる。

【００５４】この連続鋳造スラブについて、鋳造時のバ
ルジングに起因するＳのセミ・マクロ偏析帯の存在位置
を少なくとも鋳片の片側については、製品板厚の表面か
ら５３μｍに対応する部位から内側に制御する必要があ
る。そして、濃厚偏析帯と限定するＳ量は、０．０３％
Ｍｎを含む連続鋳造スラブを１３２０℃以上で加熱した
時に溶体化が困難な量として０．０５０％を規定した。

【００５５】ところで、バルジングに影響する鋳造因子
は一般によく知られている。本発明で目的とするバルジ
ング位置を鋳片の中心側に制御するためには、例えば、
引き抜き速度を遅くする方法、冷却により表面の凝固厚
を調節し、合わせて溶鋼圧を小さくする方法等が採用さ
れる。

【００５６】本発明では、表１で用いた成分とほぼ同等
の溶鋼を、上記方法で調節して、バルジング起因のＳ濃
厚偏析帯位置を変化させた２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラ
ブを作成した。このスラブを１４１０℃で加熱後、２．
３ｍｍ，２．０ｍｍ，１．８ｍｍ厚の熱延板とし、１１
２０℃で６０ｓｅｃ焼鈍し、急冷後、酸洗した。

【００５７】次に、２．３ｍｍ厚材は０．３０ｍｍ厚
に、２．０ｍｍ厚材は０．２７ｍｍ厚に、１．８ｍｍ厚
材は０．２３ｍｍ厚に冷延し、８５０℃で０．３０ｍｍ
厚材は１８０ｓｅｃ、０．２７ｍｍ厚材は１６０ｓｅ
ｃ、０．２３ｍｍ厚材は１２０ｓｅｃの脱炭焼鈍を行
い、１２００℃で２０ｈｒの二次再結晶を主目的とした
高温焼鈍を行った。

【００５８】この成品の線状二次再結晶不良発生程度と
バルジング起因のＳ濃厚偏析位置（Ｓ濃厚偏析帯は幅を
持っているが、表面近傍で二次再結晶粒と最初に干渉し
あう表面側での位置を成品の表面からの距離で示す。成
品板厚が変化しても、最表面粒と二次再結晶粒と二次再
結晶粒に喰われる粒の３個の粒を足し合わせた距離は一
定であり、その距離より内側にＳ濃厚偏析帯があるか、
否かが線状二次再結晶不良の発生に影響するので、成品
の表面からの位置として表示した。）との関係を図７に
示した。

【００５９】この図から成品板厚が薄くなるほど線状二
次再結晶不良の発生が増大するが、Ｓ濃厚偏析帯位置を
表面から５３μｍの位置より内側に調節すれば、線状二
次再結晶不良の発生もなく良好な二次再結晶が得られ
る。

【００６０】ところで二次再結晶初期における｛１１
０｝〈００１〉粒の成長挙動は板厚の表と裏で等価で行
われる。従って、連続鋳造スラブとしては最低限、表と
裏のどちらかのＳ濃厚偏析帯を調節し、｛１１０｝〈０
０１〉粒の円滑な成長を計ればよい。

【００６１】次に、この連続鋳造スラブを加熱後、熱延
により熱延板とする。スラブ加熱の温度は低すぎると、
析出分散相が固溶しないため二次再結晶が不安定にな
り、さらには磁束密度が低くなるので、下限を１３２０
℃とした。なお、上限については加熱設備が工業的に耐
える範囲で高いほうが二次再結晶に有利であるが、設備
的に１４２０℃前後が限界である。

【００６２】なお、この加熱に際しＳ濃厚偏析帯位置を
調節した側を温度の高くなり易い加熱炉上側にすること
は、析出物のより完全な固溶ができるため高Ｂ_８が得ら
れ、望ましい。以上のようにして得られた熱延板は８５
０〜１１５０℃の範囲で短時間の連続焼鈍を行う。焼鈍
温度が８５０℃未満では高磁束密度が得られず、１１５
０℃を超えると二次再結晶が不完全となる。

【００６３】焼鈍時間として３０分を超えると生産能率
が極めて悪くなることは勿論、二次再結晶不良が発生す
る。そして、３０ｓｅｃ未満では熱処理の効果がほとん
どなくなる。熱延板の連続焼鈍後、冷延を行う。本発明
では高磁束密度一方向性電磁鋼板を得ることを目的とし
ているので冷延圧下率として８０％以上の強圧下率が必
要である。９０％前後が安定して高磁束密度を得るのに
最適であり、略９３％を超えると二次再結晶が不安定に
なり、また得られた二次再結晶板の磁束密度は悪くな
る。

【００６４】この冷延で製品厚を作るに際し、鉄損の良
好な製品を得るために板厚を薄くすると、熱延板の板厚
も薄くせざるをえず、熱延での鋼板形状の確保が困難に
なる。また、各種製品板厚を製造するために、数多くの
板厚の熱延板を在庫として保管する必要があり不経済で
ある。

【００６５】そこで、最終製品板厚にする冷延の前段階
として、最適な最終冷延率になる板厚まで予備冷延を行
い、その後に前述の連続焼鈍を行い、そして最終冷延を
行う方法が採用できる。なお、この予備冷延としては圧
延率を高くするとその後の連続焼鈍で再結晶が完全に進
み、最終冷延の高圧下率の影響がそがれ、高磁束密度が
得られないので、圧下率として４５％を超えない必要が
ある。

【００６６】ところで、熱延板は圧延長手方向で温度履
歴が異なり、結晶組織に差がある。このような熱延板に
圧延を行い、さらに焼鈍を行うと結晶組織の差がむしろ
拡大された状態で残る。そこで、予備冷延を行う際は、
均一な特性を持つ製品を得るために、８５０〜１１２０
℃の短時間の連続焼鈍を行い結晶組織を均一にすること
が望ましい。

【００６７】以上のようにして最終板厚になった鋼板は
湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を行う。脱炭焼鈍後の鋼板表
面には仕上高温焼鈍時の焼き付きを防止するための焼鈍
分離剤を塗布する。引き続いて二次再結晶を主目的とす
る仕上高温焼鈍を行い成品とする。

【００６８】以上、詳述したように、本発明は安価に製
造でき、かつ成品長手方向の成分均一による磁性均一と
いう工業的安定生産が可能である連続鋳造スラブを出発
素材とするに際し、発生する線状二次再結晶不良（特
に、鉄損を下げるためにＳｉを高めると一層発生し易く
なり、高級一方向性電磁鋼板を製造するうえで問題であ
った。）を防止し、これにより高Ｓｉ、高磁束密度を達
成することにより、最近の省エネルギー動向に合致した
低鉄損一方向性電磁鋼板を得ることを可能にした。

【００６９】

【実施例】

（実施例１） Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０７
％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５％、
ｔｏｔａｌ Ｎ：０．００８２％、残部：Ｆｅ及び不可
避的不純物を含有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを
水冷却条件を制御した引き抜き速度０．５０ｍ／ｍｉｎ
と、０．９０ｍ／ｍｉｎ条件で鋳造後、１４００℃で加
熱後に、２．３ｍｍ厚、２．０ｍｍ厚の計４種類の熱延
板とした。

【００７０】１１２０℃で３ｍｉｎの焼鈍後、室温まで
急冷却を行い、２．３ｍｍ厚材は０．３０ｍｍに、２．
０ｍｍ厚材は０．２７ｍｍと０．２３ｍｍまで冷延し
た。さらに、湿水素雰囲気で８５０℃で３ｍｉｎの脱炭
焼鈍を行い、ＭｇＯを塗布し、１２００℃で２０ｈｒの
仕上高温焼鈍を行い成品とした。

【００７１】これら鋳造スラブのＳ濃厚偏析帯位置と、
成品特性としてのＢ_８と線状二次再結晶不良の発生状況
を表２に示した。

【００７２】

【表２】

【００７３】本発明範囲にある（Ａ）条件では線状二次
再結晶不良の発生もなく良好な磁性が得られた。比較例
の（Ｂ）条件では線状二次再結晶不良が発生し、特に成
品厚が薄くなるほど発生大であった。

【００７４】（実施例２）成分として略、Ｃ：０．０７
％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．０
２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５％、ｔｏｔａｌ
Ｎ：０．００８２％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物を
含有する２５０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを２種類の連鋳
機で鋳造した。その際の表面の水冷却は比較的に緩やか
にし、引き抜き速度は０．６５ｍ／ｍｉｎで行った。

【００７５】連鋳機は（Ａ）垂直型であり、両表面は同
じ鋳造条件になる。（Ｂ）湾曲型であり、曲げ内側は外
側に比べ柱状晶が発生し、バルジング起因のＳの濃厚偏
析帯も中心側に寄る。

【００７６】次に、（Ａ）スラブはそのままの（Ｂ）ス
ラブについては、（１）曲げ内側面を熱延加熱炉の上面
側、（２）曲げ内側面を熱延加熱炉の下面側、にして加
熱後、２．３ｍｍ厚の熱延板とした。

【００７７】さらに、１１２０℃で３ｍｉｎの焼鈍後、
室温まで急冷却を行い、０．２７ｍｍ厚まで冷却し、湿
水素雰囲気で８５０℃で３ｍｉｎの脱炭焼鈍を行い、Ｍ
ｇＯを塗布し、１２００℃で２０ｈｒの仕上高温焼鈍を
行い成品とした。

【００７８】これら鋳造スラブのＳ濃厚偏析帯位置と、
成品特性としてのＢ_８と線状二次再結晶不良の発生状況
を表３に示した。

【００７９】

【表３】

【００８０】Ｓ濃厚偏析帯が鋳造スラブの両面とも本発
明範囲にある（Ａ）では良好な成品特性であった。一
方、Ｓ濃厚偏析帯が片面のみ本発明範囲にある（Ｂ）で
は、その面をスラブ加熱炉の上面にした場合、良好な成
品特性を得たが、これに比べてスラブ加熱炉の下面にし
た場合、成品特性は若干悪い。

【００８１】（実施例３）実施例１で用いた鋳造時の引
き抜き速度０．５０ｍ／ｍｉｎで板厚２．３ｍｍの熱延
板について、（１）焼鈍なし、（２）９５０℃×３ｍｉ
ｎを行い、さらに（１）冷延なし、（２）２０％圧下冷
延、（３）４５％圧下冷延し（（１）の場合は、この前
の９５０℃×３ｍｉｎの焼鈍をしない）、次に１１２０
℃で３ｍｉｎの焼鈍後、室温まで急冷却を行い、０．２
３ｍｍ厚に冷延し、８５０℃で２ｍｉｎの脱炭焼鈍を行
い、ＭｇＯを塗布し、１２００℃で２０ｈｒの仕上高温
焼鈍を行い成品とした。この成品の磁気特性を表４に示
した。

【００８２】

【表４】

【００８３】いずれについても、線状二次再結晶不良の
発生はなかった。Ｂ_８については、１回目冷延を２５％
圧下率を行った場合に最も高い値であったが、これは最
終冷延率が最適であったためである。さらに１回目冷延
前に焼鈍を行うことにより、Ｂ_８は改善されている。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）及び（ｂ）は正常部と線状二次再結晶不
良部の成品マクロ組織である。

【図２】（ａ）及び（ｂ）は一次再結晶組織の結晶粒組
織と、板厚方向における集合組織の図表である。

【図３】二次再結晶進行過程を示す結晶粒組織の変化の
写真である。

【図４】脱炭焼鈍板の板厚方向での析出物（インヒビタ
ー）の写真である。

【図５】熱延板の板厚方向における集合組織の図表であ
る。

【図６】（ａ）は鋳造スラブのマクロ組織、（ｂ）及び
（ｃ）はＳの濃度（０．０５％以上）分布図である。

【図７】線状二次再結晶不良の発生程度に及ぼすＳ濃厚
偏析帯の成品対応の表面からの位置の影響の図表であ
る。

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

【手続補正書】

【提出日】平成５年１１月１９日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】（ａ）及び（ｂ）は正常部と線状二次再結晶不
良部の成品マクロ組織を示す写真である。

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図２

【補正方法】変更

【補正内容】

【図２】（ａ）及び（ｂ）は一次再結晶組織の結晶粒組
織を示す写真と、板厚方向における集合組織の図表であ
る。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図６

【補正方法】変更

【補正内容】

【図６】（ａ）は鋳造スラブのマクロ組織、（ｂ）及び
（ｃ）はＳの濃度（０．０５％以上）分布を示す結晶構
造の写真である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量で、 Ｓｉ：３．０５〜４．６０％、 Ｃ ：０．０２３〜０．０９５％、 Ｍｎ：０．０３〜０．１７％、 Ｓ ：０．０１４〜０．０３７％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１８〜０．０４８％、 ｔｏｔａｌ Ｎ：０．００５０〜０．００９５％、 残部：Ｆｅ及び不可避的不純物を含む溶鋼を連続鋳造
   し、鋳片を１３２０℃以上に加熱し、熱延し、８５０〜
   １１５０℃の温度域で短時間の焼鈍を行い、圧下率８０
   ％以上の強冷延をし、脱炭焼鈍を行い、仕上高温焼鈍時
   の焼き付き防止を目的とした焼鈍分離剤を塗布し、二次
   再結晶を主目的とした仕上高温焼鈍を行う一方向性電磁
   鋼板の製造方法において、連続鋳造時のバルジング割れ
   に起因する０．０５０％以上のＳの濃厚偏析部を少なく
   とも鋳片の片側については、製品板厚の表面から５３μ
   ｍに対応する位置から内側に制御した連続鋳造片を用い
   ることを特徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定
   製造方法。
2. 【請求項２】 連続鋳造片を、熱延に先だって加熱する
   に際し、バルジング割れに起因するＳ濃厚偏析部を製品
   板厚の表面から５３μｍに対応する位置から内側に制御
   した鋳造側の面を加熱炉の上面側に置くことを特徴とす
   る請求項１記載の安定製造方法。
3. 【請求項３】 熱延板焼鈍の前に圧下率４５％以下の冷
   延を行い、かつ最終冷延後の製品板厚が０．２３ｍｍ以
   下であることを特徴とする請求項１又は２記載の安定製
   造方法。
4. 【請求項４】 熱延板を８５０〜１１２０℃で焼鈍する
   ことを特徴とする請求項３記載の安定製造方法。