JPH07122095B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、変圧器等の鉄芯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。

（従来の技術） 一方向性電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機器
の鉄芯材料として使用され、磁性特性、鉄損特性等の磁
気特性に優れていることが要求される。

励磁特性は、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度（B
₈値）によって表される。鉄損特性は、周波数50Hzで1.7
Teslaまで鉄芯を磁化したときの鉄芯1kg当たりのエネル
ギーロスW_17/50によって表される。一方向性電磁鋼板の
磁束密度は鉄損特性の最大支配因子であり、一般的に磁
束密度が高いほど鉄損特性が良好である（鉄損値が低
い）。また一般に一方向性電磁鋼板の製造プロセスにお
いて製品の磁束密度を高くすると、二次再結晶粒が大き
くなり鉄損特性が悪くなる場合がある。このような磁束
密度が高く二次再結晶粒が大きな一方向性電磁鋼板に対
しては、磁区幅を細分化する磁区制御によって二次再結
晶粒の大きさに拘わりなく鉄損特性を良好ならしめるこ
とができる。

一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程において二次再
結晶を生成させ、鋼板面に｛110｝面を、圧延方向に＜0
01＞軸を有する、所謂Goss組織を発達させることによっ
て製造される。良好な磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板
を得るためには、磁化容易軸である＜001＞軸を圧延方
向に高度に揃えることが必要である。

高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造技術の代
表的なものとして、田口らによって特公昭40−15644号
公報に開示された技術或は今中らによって特公昭51−13
469号公報に開示された技術がある。前者においてはAlN
およびMnSを、後者においてMnS,MnSe,Sbを主なインヒビ
ターとして機能させている。

現在の一方向性電磁鋼板の工業的製造プロセスにおい
て、これらインヒビターとして機能する析出物の大き
さ、形態およ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、熱間圧延に先立つスラブ加熱段階
でMnSを一旦完全に固溶させた後、熱間圧延段階で析出
させる方法が採られている。二次再結晶においてインヒ
ビターとして機能するに必要な量のMnSを完全に固溶さ
せるためには、スラブを1400℃程度の高温に加熱しなけ
ればならない。このスラブ加熱温度は、普通鋼スラブの
加熱温度よりも200℃以上も高く、このことに起因して
以下のような問題がある。

１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱を余分に必要と
する。

２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。

３）スラブからの溶融スケール（鉱滓：ノロ）の量が増
大し、ノロ掻きといった操業上困難な作業を余儀無くさ
れる。

４）加熱炉の補修頻度が高くなり、このことに起因して
メインテナンス・コストが上昇するのみならず、設備稼
働率を低下させ設備生産性を低くする。

このような問題を解決するには、スラブ加熱温度を普通
鋼並に低くすればよいのであるけれども、このことは、
二次再結晶においてインヒビターとして機能するMnSの
量を少なくするか或は全く用いて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。従って、ス
ラブ加熱温度を低くすることを実現するためには、MnS
以外の析出物によってインヒビターを強化し、仕上焼鈍
時に正常粒成長の抑制を十分にする必要がある。このよ
うなインヒビターとしては、硫化物のほか、窒化物、酸
化物および粒界析出元素等が考えられ、次のようなもの
が知られている。

特公昭54−24685号公報には、As,Si,Sn,Sb等の粒界偏析
元素を鋼中に含有させることによって、スラブ加熱温度
を1050〜1350℃とすることが開示されている。また、特
開昭52−24116号公報には、Alのほか、Zr,Ti,B,Nb,Ta,
V,Cr,Mo等の窒化物生成元素をスラブに含有させること
によって、スラブ加熱温度を1100〜1260℃とすることが
開示されている。さらに、特開昭57−158322号公報に
は、Mn含有量を低くし、かくMn/Sを2.5以下とすること
によって、スラブ加熱温度を低くし、さらにCuの添加に
よって二次再結晶を安定化させることが開示されてい
る。一方、これらインヒビターの補強と組合せて金属組
織の側から改良を加えた技術も開示された。即ち、特開
昭57−89433号公報には、Mnに加えS,Se,Sb,Bi,Pb,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
を組合せることによって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号公報に
は、Ｓ或はSeに加え、AlおよびＢと窒素を主体としてイ
ンヒビターを構成し、冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時に
パルス焼鈍を材料に施すことによって二次再結晶を安定
化させる技術が開示されている。このように、一方向性
電磁鋼板の製造プロセスにおいて、スラブ加熱温度を低
くすべく、これまでに多大の努力が払われてきた。

ところで、本発明者等は先に特開昭59−56522号公報
に、Mnを0.08〜0.45％、Ｓを0.007％以下とすることに
よって、低温スラブ加熱を可能にする技術を開示した。
この技術によって、高温スラブ加熱時の結晶粒粗大化に
起因する製品の線状二次再結晶不良の問題が解決され
た。

スラブ加熱温度を普通鋼並に低くする製造プロセスは、
元来、製造コストの低減を目的とするものであるけれど
も、当然のことながら、良好な磁気特性をもつ製品を安
定して得ることができる製造プロセスでなければ工業化
はできない。他方、スラブ加熱温度を低くすると熱間圧
延温度が低下する等、熱間圧延条件の変更を伴う。しか
しながら、これまでのところ、熱間圧延条件を織り込ん
だ低温スラブ加熱を前提とする一貫製造プロセスは、検
討さえも行なわれていなかった。

従来の、高温スラブ加熱（たとえば1300℃以上の）を前
提とする製造プロセスの場合、熱間圧延工程の冶金学的
な主たる役割は、 ａ）粗大結晶粒の再結晶による分断、 ｂ）MnS,AlN等の微細析出或は析出抑制、 ｃ）材料の剪断変形による｛110｝＜001＞方位粒の形
成、 の３点であった。

しかしながら、低温スラブ加熱を前提とする製造プロセ
スの場合、前記ａ）の機能は必要なく、ｂ）に関して
は、本発明者等が特願平１−1778号に開示したように、
脱炭焼鈍後の金属組織を適切なものとすればよいので、
熱間圧延段階での析出物制御は必須ではない。従って、
従来の高温スラブ加熱を前提とする製造プロセスにおい
て必要であった熱間圧延条件の制約は、低温スラブ加熱
を前提とする製造プロセスの場合には少ないと言える。

本発明者等は、二次再結晶制御のために、従来の高温ス
ラブ加熱を前提とする製造プロセスにおいては実現不可
能であった。熱延板の金属組織を極限まで適切なものと
する熱間圧延方法を検討した。たとえば、熱間圧延過程
の最終パス後の金属物理学現象に関しては、MnS,AlN等
の微細析出或は析出抑制が、従来の製造プロセスにおい
ては最重要制御項目であり、他の現象はあまり顧みなら
れなかった。

本発明者等は、従来、殆ど注目されていなかった仕上熱
間圧延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象を利
用して熱延板の金属組織を制御し、低温スラブ加熱を前
提とする、80％超の圧下率を適用する最終強圧下冷間圧
延による製造プロセスにおいて、製品の磁気特性を良好
かつ安定なものとする製造方法を検討した。

一方向性電磁鋼板の熱間圧延に関しては、高温（たとえ
ば、1300℃以上）スラブ加熱時の結晶粒の粗大成長に起
因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細粒の
発生）を防止するために、熱間圧延時、960〜1190℃の
温度域で１パス当たり30％以上の圧下率を適用する再結
晶化高圧下圧延を材料に施して、粗大結晶粒を分断する
方法が、たとえば特公昭60−37172号公報に開示されて
いる。確かに、この方法によって線状細粒の発生は減少
するけれども、この方法は高温スラブ加熱を前提とする
製造プロセスにおけるものである。低温スラブ加熱（12
80℃未満）を前提とする製造プロセスの場合には、前記
高温スラブ加熱に起因する結晶粒の粗大化が起こらない
から、粗大結晶粒を分断することを目的とする再結晶化
高圧下圧延は必要ではない。

一方、MnS,MnSe,Sbをインヒビターとして機能させる一
方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて、スラブの熱間
圧延時に、950〜1200℃の温度域で10％以上の圧下率を
適用して連続して圧延し、次いで３℃/s以上の冷却速度
で材料を冷却し、MnS,MnSeを均一微細に析出させること
によって、製品の磁気特性を向上させる方法が、たとえ
ば特開昭51−20716号公報に開示されている。

また、スラブの熱間圧延を低温で行って再結晶の進行を
抑制し、剪断変形によって形成される｛110｝＜001＞方
位粒が、引き続く再結晶によって減少するのを防止する
ことによって製品の磁気特性を向上させる方法が、たと
えば特公昭59−32526号公報、特公昭59−35415号公報に
開示されている。これらの方法においても、低温スラブ
加熱を前提とする、80％超の圧下率を適用する最終強圧
下冷間圧延による製造プロセスは、検討さえなされてい
ない。また、Ｃ≦0.02重量％を含有する珪素鋼スラブの
熱間圧延において、900℃以下の温度域での累積圧下率
を40％以上とすることによって、熱延板の歪を蓄積させ
る低温大圧下圧延を材料に施し、引き続く熱延板焼鈍で
の再結晶により超低炭素鋼特有の熱延再結晶の不足を補
う方法が、特公昭59−34212号公報に開示されているけ
れども、この方法においては、低温熱間圧延は、圧延機
の負荷が過大となり、また熱延板の形状（平坦さ）が不
良となり易く、さらに良好な磁気特性をもつ製品を安定
して得ることも容易でない。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、低温スラブ加熱を前提とする、80％の圧下率
を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセスによ
って、磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定して製
造することができる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） 本発明の要旨とするところは下記のとおりである。

（１）重量で、Ｃ≦0.020％、Si:2.5〜4.5％、酸可溶性
Al:0.010〜0.060％、N:0.0030〜0.0130％、（Ｓ＋0.405
Se）≦0.014％、Mn:0.05〜0.8％を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなるスラブを、1280℃未満の温度
域に加熱し、熱間圧延し、次いで、80％超の圧下率を適
用する１回の冷間圧延工程或いは80％超の圧下率を適用
する最終冷間圧延を含む中間焼鈍を介挿する２回以上の
冷間圧延工程によって最終板厚とした後、脱炭焼鈍、仕
上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱
間圧延終了温度を900℃超1150℃未満とし、かつ仕上圧
延の最終３パスの累積圧下率を50％以上として熱間圧延
す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。

（２）熱間圧延が、仕上圧延の最終パスの圧下率を20％
以上としてなされるものである前項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。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明者等は、従来、注目されていなかった仕上熱間圧
延の最終パス後の材料の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して、低温スラブ加熱を前提とする、80％超の圧
下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセス
によって磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定して
製造する方法を確立すべく研究を重ね、本発明を完成す
るに至ったものである。

本発明が対象とする一方向性電磁鋼板は、従来用いられ
ている製鋼法によって得られる溶鋼を、連続鋳造して直
接にスラブとするか或は溶鋼を鋳型に注入し、凝固させ
て鋼塊とし、これを分塊圧延してスラブとし、次いで熱
間圧延して熱延板とした後、必要に応じて焼鈍を施し、
次いで80％超の圧下率を適用する１回の冷間圧延工程或
は80％超の圧下率を適用する最終冷間圧延工程を含む中
間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし
た後、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施すプロセスによって
製造される。

本発明者等は、熱間圧延における仕上圧延（以下単に仕
上圧延という）の最終パス後の材料の再結晶現象に注目
して、種々の観点から広範囲に亙って研究を進めた結
果、仕上圧延の最終パス後の材料の再結晶現象と製品の
磁気特性が密接に関係していることを知見した。

以下に、本発明を、実験結果に基づいてさらに詳細に説
明する。

第１図は、熱間圧延終了温度および仕上圧延の最終３パ
スの累積圧下率が製品の磁束密度に与えられる影響を示
すグラフである。ここでは、重量で、C:0.010％、Si:3.
25％、酸可溶性Al:0.028％、N:0.0081％、S:0.007％、M
n:0.15％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からな
る20〜60mm厚さのスラブを、1100〜1280℃に加熱して熱
間圧延し、６パスで2.3mm厚さの熱延板とした。熱間圧
延後１秒間して材料を水冷し、550℃まで冷却した後、
この温度に１時間保持して炉冷する巻取りシミュレーシ
ョンを行った。次いで、この熱延板に、1120℃の温度に
30秒間保持した後急冷する焼鈍を施し、然る後、約88％
の圧下率を適用する最終強圧下冷間圧延を施して0.285m
m厚さの最終板厚とした。

その後、冷延板を830〜1000℃の温度域で脱炭焼鈍を施
した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次い
で最終仕上焼鈍を施した。

第１図から明らかなように、熱間圧延終了温度が900℃
超、1150℃未満であり、かつ仕上圧延の最終３パスの累
積圧下率が50％以上の場合に、B₈≧1.88Tの高い磁束密
度を有する製品が得られる。

本発明者等はこの新しい知見をさらに詳細に検討した。

第２図は、第１図に示す実験結果において磁束密度が良
好であった。熱間圧延終了温度が900℃超、1150℃未満
であり、かつ仕上圧延の最終３パスの累積圧下率が50％
以上の場合における、仕上圧延の最終パスでの圧下率と
製品の磁束密度の関係を示すグラフである。第２図から
明らかなように、仕上圧延の最終パスでの圧下率が20％
以上の場合、B₈≧1.90Tの高い磁束密度を有する製品が
得られる。

熱間圧延終了温度、仕上圧延の最終３パスの累積圧下
率、最終パスでの圧下率と製品の磁束密度の間に、第１
図および第２図に示す関係が存在する理由については必
ずしも明らかではないけれども、本発明者等は次のよう
に推察している。

従来から、｛110｝＜001＞方位二次再結晶粒の母体は、
スラブの熱間圧延時に、材料表層での剪断変形によって
形成されると考えられており、熱延板での｛110｝＜001
＞方位粒を冷延再結晶後に富化するためには、熱延板の
｛110｝＜001＞方位粒を粗粒とし、かつ歪の少ない状態
にすることが有効であると考えられている。

本発明の場合、熱間圧延最終パス後の再結晶により熱延
板の結晶粒は小さいが、歪が少ない状態になっており、
これが熱延板焼鈍後にも継承され、｛110｝＜001＞方位
粒を冷間圧延、再結晶後に富化する点において、粒径の
点では不利であるけれども歪の点で有利であり、結果的
には脱炭焼鈍後の状態で｛110｝＜001＞方位粒に影響を
与えない。

他方、脱炭焼鈍板の主方位である｛111｝＜112＞、｛10
0｝＜025＞は、｛110｝＜001＞方位二次再結晶粒の粒成
長に影響を与える方位として知られており、｛111｝＜1
12＞方位粒が多いほど、｛100｝＜025＞方位粒が少ない
ほど、｛110｝＜001＞方位二次再結晶粒の粒成長が容易
になると考えられる。

本発明においては、熱間圧延の最終３パスで高い圧下率
を適用する圧延を行うことによって、最終パス後に引き
続く再結晶における核生成サイトが増加して再結晶が進
み、結晶粒も微細化される。次いで、熱延板に焼鈍を施
すと熱延板の状態で核化状態となっていた多数の粒が再
結晶粒となり、熱延板で微細な再結晶粒となっていたも
のとともいに鋼板全体を占め、結果的には微細な結晶粒
で占められた金属組織となる。

次いで、この熱延板焼鈍後の材料（鋼板）を冷間圧延、
再結晶させると、冷間圧延前の粒径が小さいために、粒
界近傍から｛111｝＜112＞方位の核が多発し、粒内から
核発生する｛100｝＜025＞方位の核が相対的に減少す
る。

このように、本発明においては、熱間圧延の最終パス後
に引き続く再結晶によって、熱延板が低歪で、かつ多数
の再結晶粒が発生するから結晶粒径が小さい状態とな
り、この影響が引き続く熱延板焼鈍、冷間圧延、脱炭焼
鈍後にまで引き継がれ、脱炭焼鈍板の状態で、｛110｝
＜001＞方位粒に影響を与えることなく、｛110｝＜001
＞方位粒の粒成長に有利な｛111｝＜112＞方位粒を増加
させ、｛110｝＜001＞方位粒の成長を妨げる｛100｝＜0
25＞方位粒を減少させることに成功した。これにより、
良好な磁気特性をもつ製品を安定して得ることが可能と
なった。

次に本発明の構成要件の限定理由を述べる。

先ず、スラブの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0.020％以下とした。

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）
nitrides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になるので
0.060％以下とした。

Ｎについては通常の製鋼作業では0.0030％未満にするこ
とが困難であり、かつ経済的に好ましくないので0.0030
％以上とし、一方、0.0130％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0.0130％以
下とした。

MnS,MnSeが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適切に
選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能であ
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り、この二次再結晶
不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋0.405 Se）≦0.
014％であることが望ましい。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り好ましくない。また最
終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなりすぎて
好ましくなく、このような観点からＳあるいはSeを不必
要に増すことは意味がない。

Mnの下限値は0.05％である。0.05％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）、就中、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
問題を生じる。一方、Mn量が0.8％を超えると製品の磁
束密度を低下せしめる。

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。本発明の特徴はこの熱延工程にある。つまり熱延終
了温度を900℃超、1150℃未満とし、仕上圧延の最終パ
スの累積圧下率を50％以上とする。さらに加えて、仕上
圧延の最終パスの圧下率が20％以上であることが良好な
磁気特性を得る上で一層好ましい。熱延工程は通常100
〜400mm厚のスラブを加熱した後、いずれも複数回のパ
スで行う粗圧延と仕上圧延よりなる。粗圧延の方法につ
いては特に限定するものではなく通常の方法で行われ
る。本発明の特徴は粗圧延に引き続き仕上圧延にある。
仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続圧延で行われる。
通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が高く、後段に
行くほど圧下率を下げて形状を良好なものとしている。
圧延速度は通常100〜3000m/minとなっており、パス間の
時間は0.01〜100秒となっている。

本発明で限定しているのは、熱延終了温度と仕上圧延の
最終３パスの累積圧下率とさらに加えて同圧延の最終パ
スの圧下率だけであり、その他の条件は特に限定するも
のではないが、前記最終３パスのパス間時間を1000秒以
上と異常に長くとるとパス間の回復、再結晶で歪が解放
され、蓄積歪の効果が得られにくくなるので好ましくな
い。その他、仕上圧延前段の数パスでの圧下率について
は最終パスまで加えた歪が残っていることが期待しにく
いので特に限定せず、仕上圧延の最終３パスだけを重視
すれば十分である。

次いで、上記熱延条件の限定理由について述べる。

熱延終了温度を900℃超1150℃未満、仕上圧延の最終３
パスの累積圧下率を50％以上としたのは、第１図から明
らかなようにこの範囲でB₈≧1.88（Ｔ）の良好な磁束密
度B₈をもつ製品が得られるためである。なお、前記最終
３パスの累積圧下率の上限については特に限定するもの
ではないが、工業的には99.9％以上の累積圧下を加える
ことは困難である。またさらに好ましくは仕上圧延の最
終パスの圧下率を20％以上としたのは第２図から明らか
なように、この範囲においてB₈≧1.90（Ｔ）の一層良好
な磁束密度B₈をもつ製品が得られるためである。なお、
前記最終パスの圧下率の上限は特に限定するものではな
いが、工業的には90％以上の圧下を加えることは困難で
ある。

仕上圧延の最終パス後、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
ませる上で好ましい。この熱延板は必要に応じて熱延板
焼鈍を施し、次いで圧下率80％超の最終冷延を含み、必
要に応じて中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延を施す。最
終冷延の圧下率を80％超としたのは、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｝＜0
01＞方位粒と、これに蚕食され易い対応方位粒｛111｝
＜112＞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。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足し
ている場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強
化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例と
しては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの
窒素分圧を高めに設定する方法等が知られている。

また、インヒビター強化法の一例として、脱炭焼鈍に引
き続いてNH₃ガス、プラズマ等を用いてストリップ状で
窒化処理を行う方法も有効である。

（実施例） 以下実施例を説明する。

−実施例１− C:0.015重量％、Si:3.20重量％、Mn:0.14重量％、S:0.0
05重量％、酸可溶性Al:0.027重量％、N:0.0075重量％を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる40mm厚の
スラブを、1150℃の温度で加熱した後、1060℃で熱延を
開始し６パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この
時圧下配分を40→15→７→3.5→３→2.6→2.34（m
m）、40→30→20→10→５→2.8→2.3（mm）、40→3
0→20→10→５→３→2.3（mm）の３条件とした。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。こ
の熱延板に、1100℃に30秒保持し、900℃に30秒保持し
て急冷する熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率約88％で0.
285mm厚の冷延板とし、830℃で150秒保持する脱炭焼鈍
を施した。得られた脱炭焼鈍板をN₂25％、H₂75％の雰囲
気ガス中にNH₃ガスを混入させた雰囲気ガス中で、750℃
に30秒保持して、鋼板に窒素を吸収させた。窒素吸収後
の窒素は0.0203重量％であった。しかる後、MgOを主成
分とする焼鈍分離剤を鋼板に塗布し、N₂25％、H₂75％の
雰囲気ガス中で10℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引
き続きH₂100％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。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第１表に示
す。

−実施例２− C:0.002重量％、Si:3.21重量％、Mn:0.15重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.032重量％、N:0.0083重量％を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる50mm厚の
スラブを1150℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して
2.3mm厚の熱延板とした。この時圧下配分を50→35→25
→15→10→4.6→2.3（mm）とし、熱延開始温度を1050
℃、950℃の２条件とした。熱延終了後の冷却条件、
引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例１と同じ
条件で行った。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第２表に示
す。

−実施例３− C:0.008重量％、Si:3.30重量％、Mn:0.16重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.033重量％、N:0.0082重量％を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる40mm厚の
スラブを1200℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して
2.0mm厚の熱延板とした。この時圧下配分を40→30→20
→10→５→３→２（mm）とし、熱延開始温度を1100
℃、950℃の２条件とした。熱延終了後は実施例１と
同じ条件で冷却した。この熱延板に、1120℃に30秒保持
し900℃に30秒保持し、急冷する熱延板焼鈍を施し、圧
下率89％で0.220mm厚の冷延板とし、830℃で120秒保持
し、引き続き890℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。
得られた脱炭板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、N₂25％、H₂75％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度で
880℃まで昇温し、引き続きN₂75％、H₂25％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％の雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕
上焼鈍を行った。

熱延条件、熱延終了温度、製品の磁気特性を第３表に示
す。

−実施例４− C:0.014重量％、Si:3.40重量％、Mn:0.14重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.035重量％、N:0.0081重量％を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる40mm厚の
スラブを、1150℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延を
開始し、６パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。こ
の時圧下配分を40→15→７→４→３→2.6→2.3（m
m）、420→30→20→10→５→３→2.3（mm）の２条件
とした。熱延後の冷却を実施例１と同じ条件で行った。
この熱延板に、1120℃に30秒保持し、900℃に30秒保持
する熱延板焼鈍を施し、圧下率85％で0.335mm厚の冷延
板とし、引き続き最終仕上焼鈍までの工程条件を実施例
１と同じ条件で行った。

熱延条件、熱延終了温度、製品の磁気特性を第４表に示
す。

（発明の効果） 以上説明したように本発明においては、熱延終了温度と
熱延最終３パスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延の
最終パスの圧下率を制御することにより、低Ｃの素材で
の低温スラブ加熱を前提とする製造方法で良好な磁気特
性を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】

第１図は熱延終了温度および熱延の最終３パスの累積圧
下率が製品の磁束密度に与える影響を表わしたグラフで
あり、第２図は熱延の最終パスの圧下率が製品の磁束密
度に与える影響を表わしたグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量で、Ｃ≦0.020％、Si:2.5〜4.5％、酸
   可溶性Al:0.010〜0.060％、N:0.0030〜0.0130％、（Ｓ
   ＋0.405Se）≦0.014％、Mn:0.05〜0.8％を含有し、残部
   Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、1280℃未満
   の温度域に加熱し、熱間圧延し、次いで、80％超の圧下
   率を適用する１回の冷間圧延工程或は80％超の圧下率を
   適用する最終冷間圧延を含む中間焼鈍を介挿する２回以
   上の冷間圧延工程によって最終板厚とした後、脱炭焼
   鈍、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法におい
   て、熱間圧延終了温度を900℃超1150℃未満とし、かつ
   仕上圧延の最終３パスの累積圧下率を50％以上として熱
   間圧延す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。
2. 【請求項２】熱間圧延が、仕上圧延の最終パスの圧下率
   を20％以上としてなされるものである請求項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。