JPH07252532A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH07252532A JPH07252532A JP6046161A JP4616194A JPH07252532A JP H07252532 A JPH07252532 A JP H07252532A JP 6046161 A JP6046161 A JP 6046161A JP 4616194 A JP4616194 A JP 4616194A JP H07252532 A JPH07252532 A JP H07252532A
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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向上を目的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，酸可溶性Ａｌ：０．０１０
〜０．０６０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜
０．０２０％、Ｎ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０．０１〜０．５０％添加
し、Ｃｕ量とＭｎ量の比、酸可溶性Ａｌ量とＳｉ量の比
を制御し、仕上熱延温度、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、最終仕上焼鈍の昇
温速度を制御し、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始
までの間に鋼板に所定量の窒化処理を施し、さらには、
Ｓｎ添加を行うことを特徴とする。
性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，酸可溶性Ａｌ：０．０１０
〜０．０６０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜
０．０２０％、Ｎ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０．０１〜０．５０％添加
し、Ｃｕ量とＭｎ量の比、酸可溶性Ａｌ量とＳｉ量の比
を制御し、仕上熱延温度、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、最終仕上焼鈍の昇
温速度を制御し、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始
までの間に鋼板に所定量の窒化処理を施し、さらには、
Ｓｎ添加を行うことを特徴とする。
Description
【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。
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。又、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Ｗ17/50
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。
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。又、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Ｗ17/50
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。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５１−１３４６
９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，Ｍ
ｎＳｅ，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。
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、特公
昭４０−１５６４４号公報、及び特公昭５１−１３４６
９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，Ｍ
ｎＳｅ，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。
【０００４】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。
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。
ブ加熱温度を普通鋼並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，
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，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。又、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。
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，
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，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。又、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。
【０００７】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，Ｓｂ，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５９−１９９０３２４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。
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，Ｓｂ，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５９−１９９０３２４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。
【０００８】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。
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。
【０００９】
【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。
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。
【００１０】この窒化処理において形成される窒化物
は、ＳｉやＭｎが多く含有されるものであり、この窒化
物が最終仕上焼鈍時に分解し、ＡｌＮ又はＡｌ含有量が
多い窒化物が析出する。そしてこのＡｌＮ又はＡｌ含有
量が多い窒化物が二次再結晶進行時のインヒビターとな
る。この最終仕上焼鈍時の窒化物の変化挙動は、二次再
結晶挙動及びその結果としての製品の磁気特性の大きな
影響を与えるが、この窒化物の変化挙動の制御にこれま
でほとんど注意が払われていなかった。本発明の目的
は、この最終仕上焼鈍時の窒化物の変化挙動を積極的に
制御する方法を検討し、低温スラブ加熱で、かつ、優れ
た磁気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。
は、ＳｉやＭｎが多く含有されるものであり、この窒化
物が最終仕上焼鈍時に分解し、ＡｌＮ又はＡｌ含有量が
多い窒化物が析出する。そしてこのＡｌＮ又はＡｌ含有
量が多い窒化物が二次再結晶進行時のインヒビターとな
る。この最終仕上焼鈍時の窒化物の変化挙動は、二次再
結晶挙動及びその結果としての製品の磁気特性の大きな
影響を与えるが、この窒化物の変化挙動の制御にこれま
でほとんど注意が払われていなかった。本発明の目的
は、この最終仕上焼鈍時の窒化物の変化挙動を積極的に
制御する方法を検討し、低温スラブ加熱で、かつ、優れ
た磁気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。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％、Ｓ
＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｎ：
０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、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Ｃｕ，Ｍｎの酸可溶性Ａｌ，Ｓｉの含有量を重量％を
単位としてＣｕ（％），Ｍｎ（％），Ａｌ（％），Ｓｉ
（％）とした時、下記の式の範囲に制御し、仕上熱延を
７００〜１１００℃の温度範囲で施し、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増窒素量で０．００３０％以上
の窒化処理を施し、最終仕上焼鈍昇温時の８００〜１０
００℃の間を１００℃／時以下の昇温速度で加熱するこ
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。 ０．３≦Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）≦５．０ ……………………（１） Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００６０ ……………………（２） ここで、Ａｌ（％）は酸可溶性Ａｌの含有量を示す。
ろは下記の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％、Ｓ
＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｎ：
０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、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Ｃｕ，Ｍｎの酸可溶性Ａｌ，Ｓｉの含有量を重量％を
単位としてＣｕ（％），Ｍｎ（％），Ａｌ（％），Ｓｉ
（％）とした時、下記の式の範囲に制御し、仕上熱延を
７００〜１１００℃の温度範囲で施し、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増窒素量で０．００３０％以上
の窒化処理を施し、最終仕上焼鈍昇温時の８００〜１０
００℃の間を１００℃／時以下の昇温速度で加熱するこ
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。 ０．３≦Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）≦５．０ ……………………（１） Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００６０ ……………………（２） ここで、Ａｌ（％）は酸可溶性Ａｌの含有量を示す。
【００１２】（２）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（１）記載の
磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
含有するスラブを用いることを特徴とする（１）記載の
磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
【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
となる最終冷延を含み、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。
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
となる最終冷延を含み、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。
【００１４】本発明者らは、低温スラブ加熱材を製造し
た場合の磁気特性の向上策について詳細に検討した。そ
してこの方策として、Ｃｕを添加し、Ｃｕ量とＭｎ量
の割合を制御すること、Ａｌ量とＳｉ量の割合を制御
すること、仕上熱延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、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所定量の窒化処理を施すこと、最
終仕上焼鈍の昇温過程の所定の温度域での昇温速度を制
御することが有効であることがわかった。
た場合の磁気特性の向上策について詳細に検討した。そ
してこの方策として、Ｃｕを添加し、Ｃｕ量とＭｎ量
の割合を制御すること、Ａｌ量とＳｉ量の割合を制御
すること、仕上熱延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、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所定量の窒化処理を施すこと、最
終仕上焼鈍の昇温過程の所定の温度域での昇温速度を制
御することが有効であることがわかった。
【００１５】本発明を、以下実験結果を基に詳細に説明
する。重量で、Ｃ＝０．０５８％、Ｓｉ＝３．２５〜
４．０１％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１２〜０．０５３
％、Ｎ＝０．００７９％、Ｓ＝０．０１０％、Ｍｎ＝
０．０７〜０．４５％、Ｃｕ＝０〜０．４８％を含有
し、残余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、１１５０℃で６０分均熱後
５パスの粗熱延後、６パスの仕上熱延を行って２．３mm
厚の熱延板とした。この時、仕上熱延温度は８５２〜１
０７５℃であった。
する。重量で、Ｃ＝０．０５８％、Ｓｉ＝３．２５〜
４．０１％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１２〜０．０５３
％、Ｎ＝０．００７９％、Ｓ＝０．０１０％、Ｍｎ＝
０．０７〜０．４５％、Ｃｕ＝０〜０．４８％を含有
し、残余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、１１５０℃で６０分均熱後
５パスの粗熱延後、６パスの仕上熱延を行って２．３mm
厚の熱延板とした。この時、仕上熱延温度は８５２〜１
０７５℃であった。
【００１６】かかる熱延板に１１００℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持した後に急冷する熱延板焼鈍
を施した。しかる後、圧下率約９０％で強圧下圧延を行
って最終板厚０．２２mmの冷延板とした。この冷延板を
８２０〜８５０℃に９０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、０．０１４５〜０．０２０８重
量％であった。これらの窒化板の一次再結晶平均粒径
は、２０〜２５μｍであった。
し、９００℃に３０秒保持した後に急冷する熱延板焼鈍
を施した。しかる後、圧下率約９０％で強圧下圧延を行
って最終板厚０．２２mmの冷延板とした。この冷延板を
８２０〜８５０℃に９０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、０．０１４５〜０．０２０８重
量％であった。これらの窒化板の一次再結晶平均粒径
は、２０〜２５μｍであった。
【００１７】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、最終仕上焼鈍を施した。こ
の最終仕上焼鈍は、Ｎ2 ：５０％、Ｈ2 ：５０％の雰囲
気中で１２００℃まで１０℃／時で昇温し、引き続き、
Ｈ2 ：１００％焼鈍雰囲気中で、２０時間保持する条件
で行った。製品の磁束密度と実験条件との関係を図１に
示す。
とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を施した。こ
の最終仕上焼鈍は、Ｎ2 ：５０％、Ｈ2 ：５０％の雰囲
気中で１２００℃まで１０℃／時で昇温し、引き続き、
Ｈ2 ：１００％焼鈍雰囲気中で、２０時間保持する条件
で行った。製品の磁束密度と実験条件との関係を図１に
示す。
【００１８】図１から明らかなように、０．３≦Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）≦５．０、Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）
≧０．００６０の範囲で、Ｂ8 ／Ｂｓ≧０．９５なる良
好な磁気特性が得られた。この場合、Ｂｓは飽和磁束密
度を示す。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。
（％）／Ｍｎ（％）≦５．０、Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）
≧０．００６０の範囲で、Ｂ8 ／Ｂｓ≧０．９５なる良
好な磁気特性が得られた。この場合、Ｂｓは飽和磁束密
度を示す。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。
【００１９】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粒の平均粒径制御
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。この窒化処理において形成される窒化物は、Ｓｉや
Ｍｎが多く含有されるものであり、この窒化物が最終仕
上焼鈍の昇温段階の約９００〜１０００℃の温度範囲で
分解して、ＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎが析出する。二
次再結晶は、通常１０００〜１１５０℃で生じるので、
二次再結晶時のインヒビターは、ＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎとなる。
ため、最終仕上焼鈍前の一次再結晶粒の平均粒径制御
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。この窒化処理において形成される窒化物は、Ｓｉや
Ｍｎが多く含有されるものであり、この窒化物が最終仕
上焼鈍の昇温段階の約９００〜１０００℃の温度範囲で
分解して、ＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎが析出する。二
次再結晶は、通常１０００〜１１５０℃で生じるので、
二次再結晶時のインヒビターは、ＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎとなる。
【００２０】一方、一次再結晶板における対応粒界密度
が高い方位粒が二次再結晶することが知られており、イ
ンヒビター強度（Ｚｅｎｅｒ因子）が高い程、二次再結
晶するに必要な対応粒界密度の臨界値が高まり、その結
果、二次再結晶集合組織の集積度が向上する。
が高い方位粒が二次再結晶することが知られており、イ
ンヒビター強度（Ｚｅｎｅｒ因子）が高い程、二次再結
晶するに必要な対応粒界密度の臨界値が高まり、その結
果、二次再結晶集合組織の集積度が向上する。
【００２１】この意味において本発明における二次再結
晶時のインヒビターＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの強度
（Ｚｅｎｅｒ因子）を高めることが、｛１１０｝〈００
１〉二次再結晶集合組織を尖鋭にする効果を持つ。Ｚｅ
ｎｅｒ因子は、析出物のサイズに反比例し、体積分率に
比例する。体積分率に関して言えば、本技術の如く、窒
化物をインヒビターに用いる場合、体積分率を高めるこ
とは、鋼中の窒素量（製鋼で入れる窒素量と窒化で入れ
る窒素量の和）を高めることにつながる。
晶時のインヒビターＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの強度
（Ｚｅｎｅｒ因子）を高めることが、｛１１０｝〈００
１〉二次再結晶集合組織を尖鋭にする効果を持つ。Ｚｅ
ｎｅｒ因子は、析出物のサイズに反比例し、体積分率に
比例する。体積分率に関して言えば、本技術の如く、窒
化物をインヒビターに用いる場合、体積分率を高めるこ
とは、鋼中の窒素量（製鋼で入れる窒素量と窒化で入れ
る窒素量の和）を高めることにつながる。
【００２２】この鋼中窒素は最終仕上焼鈍中に鋼の外に
放出される。この放出の過程で窒素が表面酸化層及びフ
ォルステライトを通過するため、この鋼中窒素量が多く
なるほど、酸化層及びフォルステライトに欠陥部、欠落
部が生じやすくなる。従って、Ｚｅｎｅｒ因子を高める
方法として、体積分率を高めることには限界がある。そ
こで本発明者らは、析出物のサイズを小さくする方法を
検討した。本発明の核心は、この析出物サイズを小さく
することにある。
放出される。この放出の過程で窒素が表面酸化層及びフ
ォルステライトを通過するため、この鋼中窒素量が多く
なるほど、酸化層及びフォルステライトに欠陥部、欠落
部が生じやすくなる。従って、Ｚｅｎｅｒ因子を高める
方法として、体積分率を高めることには限界がある。そ
こで本発明者らは、析出物のサイズを小さくする方法を
検討した。本発明の核心は、この析出物サイズを小さく
することにある。
【００２３】この方法として、Ｃｕ−Ｓ（Ｃｕ2 Ｓ又は
Ｃｕ1.6 Ｓ）からＭｎＳへの置換現象に着目した。Ｍｎ
ＳはＣｕ−Ｓより安定な硫化物であるが、本発明の如
く、低温熱延を行う場合には、熱延時Ｃｕ−Ｓの方が析
出しやすくなる。このＣｕ−Ｓは、最終仕上焼鈍の昇温
中、より安定な硫化物であるＭｎＳに置換する。この温
度範囲は、本発明者らの実験では、約８００〜１０００
℃であった。
Ｃｕ1.6 Ｓ）からＭｎＳへの置換現象に着目した。Ｍｎ
ＳはＣｕ−Ｓより安定な硫化物であるが、本発明の如
く、低温熱延を行う場合には、熱延時Ｃｕ−Ｓの方が析
出しやすくなる。このＣｕ−Ｓは、最終仕上焼鈍の昇温
中、より安定な硫化物であるＭｎＳに置換する。この温
度範囲は、本発明者らの実験では、約８００〜１０００
℃であった。
【００２４】このＣｕ−ＳからＭｎＳへの置換の過程で
Ｃｕ−Ｓは分解していくので、サイズが小さくなり、Ｍ
ｎＳは析出してくるので、その析出初期ではサイズは小
さい。つまり、８００〜１０００℃の温度範囲で、Ｃｕ
−ＳはＭｎＳの微細析出物が出現されることとなる。こ
れらＣｕ−Ｓ又はＭｎＳ又はＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）
Ｎの析出核としての作用を有するので、結果として約９
００〜１０００℃の温度範囲でＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎが微細析出する。このため、１０００〜１１５０
℃の温度範囲で生じる二次再結晶がインヒビター強度
（Ｚｅｎｅｒ因子）が高い状態で進行するので、二次再
結晶集合組織の｛１１０｝〈００１〉集積度が高まるも
のと考えられる。
Ｃｕ−Ｓは分解していくので、サイズが小さくなり、Ｍ
ｎＳは析出してくるので、その析出初期ではサイズは小
さい。つまり、８００〜１０００℃の温度範囲で、Ｃｕ
−ＳはＭｎＳの微細析出物が出現されることとなる。こ
れらＣｕ−Ｓ又はＭｎＳ又はＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）
Ｎの析出核としての作用を有するので、結果として約９
００〜１０００℃の温度範囲でＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎが微細析出する。このため、１０００〜１１５０
℃の温度範囲で生じる二次再結晶がインヒビター強度
（Ｚｅｎｅｒ因子）が高い状態で進行するので、二次再
結晶集合組織の｛１１０｝〈００１〉集積度が高まるも
のと考えられる。
【００２５】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が多くなりす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。Ｓｉは５．０％を超
えると冷延時の割れが著しくなるので５．０％以下とし
た。又、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。
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が多くなりす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。Ｓｉは５．０％を超
えると冷延時の割れが著しくなるので５．０％以下とし
た。又、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。
【００２６】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。Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）量は０．００６０以上と
した。図１に示した如く、この範囲にすることにより高
い磁束密度が得られる。０．００６０未満だと、本発明
の本質をなす最終仕上焼鈍昇温過程におけるＳｉ又はＭ
ｎ系窒化物からＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへの置換が生
じにくく好ましくない。
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。Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）量は０．００６０以上と
した。図１に示した如く、この範囲にすることにより高
い磁束密度が得られる。０．００６０未満だと、本発明
の本質をなす最終仕上焼鈍昇温過程におけるＳｉ又はＭ
ｎ系窒化物からＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへの置換が生
じにくく好ましくない。
【００２７】Ｎは、０．００４０〜０．０１００％とし
た。この範囲にすることによって、後述する一次再結晶
粒径制御と窒化時にフリーなＡｌ量の確保の両立が可能
となる。Ｓ＋０．４０５Ｓｅの範囲は、０．００５〜
０．０２０％とした。０．００５％未満では、本発明の
本質であるＣｕ−Ｓ（又はＣｕ−Ｓｅ）からＭｎＳ（又
はＭｎＳｅ）への最終仕上焼鈍昇温過程での置換現象が
生じにくく好ましくない。又、０．０２０％超では、圧
延方向に列状に生じる二次再結晶不良現象が生じて好ま
しくない。
た。この範囲にすることによって、後述する一次再結晶
粒径制御と窒化時にフリーなＡｌ量の確保の両立が可能
となる。Ｓ＋０．４０５Ｓｅの範囲は、０．００５〜
０．０２０％とした。０．００５％未満では、本発明の
本質であるＣｕ−Ｓ（又はＣｕ−Ｓｅ）からＭｎＳ（又
はＭｎＳｅ）への最終仕上焼鈍昇温過程での置換現象が
生じにくく好ましくない。又、０．０２０％超では、圧
延方向に列状に生じる二次再結晶不良現象が生じて好ま
しくない。
【００２８】Ｍｎ量、Ｃｕ量の範囲は、各々０．０６〜
０．８％、０．０１〜０．５０％とした。これらの範囲
にすることにより高磁束密度化が可能となる。又、Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）の値を０．３〜５．０とした。これ
は、図１に示した如く、この範囲にすることにより、極
めて高い磁束密度を有する製品が得られるためである。
最終仕上焼鈍昇温過程で、Ｃｕ−ＳからＭｎＳへの置換
現象を十分行わしめるには、Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）の
値を上記範囲にする必要がある。
０．８％、０．０１〜０．５０％とした。これらの範囲
にすることにより高磁束密度化が可能となる。又、Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）の値を０．３〜５．０とした。これ
は、図１に示した如く、この範囲にすることにより、極
めて高い磁束密度を有する製品が得られるためである。
最終仕上焼鈍昇温過程で、Ｃｕ−ＳからＭｎＳへの置換
現象を十分行わしめるには、Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）の
値を上記範囲にする必要がある。
【００２９】Ｓｎの範囲は、０．０１〜０．１５％とし
た。Ｓｎは、一次再結晶集合組織において、｛１１０｝
〈００１〉方位粒を増加させる効果があるとともに、硫
化物の析出を均一化する効果がある。従って、本発明の
如き硫化物析出制御の効果を一増助長する。このＳｎの
量は、０．０１％未満では上記効果が不十分であり、
０．１５％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。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。
た。Ｓｎは、一次再結晶集合組織において、｛１１０｝
〈００１〉方位粒を増加させる効果があるとともに、硫
化物の析出を均一化する効果がある。従って、本発明の
如き硫化物析出制御の効果を一増助長する。このＳｎの
量は、０．０１％未満では上記効果が不十分であり、
０．１５％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。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。
【００３０】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。この熱延は、
リバース又はタンデムで低速で行われる粗圧延と、タン
デムで行われる高速の仕上熱延からなる。この仕上熱延
の温度を７００〜１１００℃とした。これは、この温度
範囲で仕上熱延を行うことにより、熱延で導入された転
位を核としたＣｕ−Ｓの析出が生じやすく、Ｃｕ−Ｓの
微細析出分散相が得やすいためである。この熱延板は次
いで、１回又は中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延を施さ
れる。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｛１
１０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕食されやすい対応
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。
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。この熱延は、
リバース又はタンデムで低速で行われる粗圧延と、タン
デムで行われる高速の仕上熱延からなる。この仕上熱延
の温度を７００〜１１００℃とした。これは、この温度
範囲で仕上熱延を行うことにより、熱延で導入された転
位を核としたＣｕ−Ｓの析出が生じやすく、Ｃｕ−Ｓの
微細析出分散相が得やすいためである。この熱延板は次
いで、１回又は中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延を施さ
れる。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｛１
１０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕食されやすい対応
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。
【００３１】特に限定するものではないが、前記熱延の
後、必要により８００〜１２００℃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，
Ｃｕ−Ｓの熱延板の場所的不均一性を低減する効果があ
る。最終冷延後の鋼板は、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、さらに好
ましい。その理由は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。
後、必要により８００〜１２００℃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，
Ｃｕ−Ｓの熱延板の場所的不均一性を低減する効果があ
る。最終冷延後の鋼板は、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、さらに好
ましい。その理由は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。
【００３２】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
る方法等いずれれの方法でもよい。
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
る方法等いずれれの方法でもよい。
【００３３】窒化量は、増窒素量として、０．００３０
％以上は必要である。０．００３０％未満では、本発明
の本質である最終仕上焼鈍昇温過程でのＳｉ又はＭｎを
多く含有する窒化物からＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへ
の置換現象が十分生じないので好ましくない。増窒素量
の上限は、特に規定するものではないが、フォルステラ
イト被膜の欠陥を少なく抑えるには、０．１０００％以
下にすることが好ましい。
％以上は必要である。０．００３０％未満では、本発明
の本質である最終仕上焼鈍昇温過程でのＳｉ又はＭｎを
多く含有する窒化物からＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへ
の置換現象が十分生じないので好ましくない。増窒素量
の上限は、特に規定するものではないが、フォルステラ
イト被膜の欠陥を少なく抑えるには、０．１０００％以
下にすることが好ましい。
【００３４】さらに、最終仕上焼鈍昇温時の８００〜１
０００℃の間を１００℃／時以下の昇温速度で加熱する
と規定した。これは、この８００〜１０００℃の温度範
囲で、Ｃｕ−ＳからＭｎＳへの置換及びＳｉ又はＭｎが
多い窒化物からＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへの置換が
生じるので、これらの現象が十分起こるための時間を確
保する必要があるためである。この昇温速度の下限値に
ついては特に限定しないが、０．１℃／時以下にするこ
とは、コストの点で好ましくない。
０００℃の間を１００℃／時以下の昇温速度で加熱する
と規定した。これは、この８００〜１０００℃の温度範
囲で、Ｃｕ−ＳからＭｎＳへの置換及びＳｉ又はＭｎが
多い窒化物からＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへの置換が
生じるので、これらの現象が十分起こるための時間を確
保する必要があるためである。この昇温速度の下限値に
ついては特に限定しないが、０．１℃／時以下にするこ
とは、コストの点で好ましくない。
【００３５】
〔実施例１〕Ｃ：０．０５４％（％は重量％、以下同
じ）、Ｓｉ：３．５１％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．
０１１％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００
８５％を基本成分とし、Ｃｕ量を、＜０．００１％、
０．０７％、０．１５％、０．３５％なる４水準
で添加した４種類の２５０mm厚のスラブを作成した。こ
の場合Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．００８５２、Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）は、＜０．０１２５、０．８７
５、１．８７５、４．３７５であった。
じ）、Ｓｉ：３．５１％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．
０１１％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００
８５％を基本成分とし、Ｃｕ量を、＜０．００１％、
０．０７％、０．１５％、０．３５％なる４水準
で添加した４種類の２５０mm厚のスラブを作成した。こ
の場合Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．００８５２、Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）は、＜０．０１２５、０．８７
５、１．８７５、４．３７５であった。
【００３６】かかるスラブを１１１０℃で６０分均熱し
た後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０mm厚
とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板とし
た。この時、仕上熱延の開始から終了温度までの温度
（仕上熱延温度）は、８９５〜１００７℃であった。
た後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０mm厚
とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板とし
た。この時、仕上熱延の開始から終了温度までの温度
（仕上熱延温度）は、８９５〜１００７℃であった。
【００３７】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。この熱延板を１０００
℃に３分間保持する熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率約
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３
０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０．０１９５〜０．０２２０％であった。又、
この窒化処理後の鋼板の一次再結晶粒の平均粒径は、２
２〜２４μｍであった。
℃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。この熱延板を１０００
℃に３分間保持する熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率約
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３
０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０．０１９５〜０．０２２０％であった。又、
この窒化処理後の鋼板の一次再結晶粒の平均粒径は、２
２〜２４μｍであった。
【００３８】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。実験条件と磁気特性
の結果を表１に示す。
焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ２５％、Ｈ2 ７５％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。実験条件と磁気特性
の結果を表１に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】〔実施例２〕Ｃ：０．０４０％、Ｓｉ：
３．２７％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．０１８％、Ｃ
ｕ：０．２７％、Ｎ：０．００２０％を基本成分とし、
酸可溶性Ａｌを、０．０１５％、０．０１９％、
０．０３３％、０．０４０％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２
５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ（％）／Ｍ
ｎ（％）は２．４５でＡl(％）／Ｓｉ（％）は、０．
００４６、０．００５８、０．０１０１、０．０
１２２であった。かかるスラブを１１２０℃で６０分均
熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０
mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板
とした。この時、仕上熱延温度は、９１５〜１０１８℃
であった。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０．０１９７〜
０．０２２８％であり、一次再結晶平均粒径は、２０〜
２４μｍであった。
３．２７％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．０１８％、Ｃ
ｕ：０．２７％、Ｎ：０．００２０％を基本成分とし、
酸可溶性Ａｌを、０．０１５％、０．０１９％、
０．０３３％、０．０４０％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２
５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ（％）／Ｍ
ｎ（％）は２．４５でＡl(％）／Ｓｉ（％）は、０．
００４６、０．００５８、０．０１０１、０．０
１２２であった。かかるスラブを１１２０℃で６０分均
熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０
mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板
とした。この時、仕上熱延温度は、９１５〜１０１８℃
であった。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０．０１９７〜
０．０２２８％であり、一次再結晶平均粒径は、２０〜
２４μｍであった。
【００４１】実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。
【００４２】
【表２】
【００４３】〔実施例３〕Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：
３．７５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．０１３％、酸
可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００８３％を添加
し、さらに、Ｃｕ添加なし（Ｃｕ＜０．００１％）、
Ｃｕ＝０．０７％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Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）は＜０．００８３、
０．５８でＡｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．００８５で
あった。
３．７５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．０１３％、酸
可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００８３％を添加
し、さらに、Ｃｕ添加なし（Ｃｕ＜０．００１％）、
Ｃｕ＝０．０７％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Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）は＜０．００８３、
０．５８でＡｌ（％）／Ｓｉ（％）＝０．００８５で
あった。
【００４４】かかるスラブをａ：１２５０℃、ｂ：１１
５０℃の２水準の温度で各６０分均熱した後、直ちに熱
延を開始し、５パスの粗熱延で４０mm厚とした後、６パ
スの仕上熱延で１．８mm厚の熱延板とした。この時、仕
上熱延温度は加熱条件ａ，ｂに対して、各々ａ：１００
１〜１１４０℃、ｂ：９０５〜１０２９であった。
５０℃の２水準の温度で各６０分均熱した後、直ちに熱
延を開始し、５パスの粗熱延で４０mm厚とした後、６パ
スの仕上熱延で１．８mm厚の熱延板とした。この時、仕
上熱延温度は加熱条件ａ，ｂに対して、各々ａ：１００
１〜１１４０℃、ｂ：９０５〜１０２９であった。
【００４５】次いで、この熱延板を１０８０℃に３０秒
保持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を
施し、次いで、圧下率約９１％で、０．１７０mmの冷延
板とし、８３５℃に９０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０．０２１０〜０．
０２４１％であった。又、この窒化処理後の鋼板の一次
再結晶粒の平均粒径は、２１〜２５μｍであった。
保持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を
施し、次いで、圧下率約９１％で、０．１７０mmの冷延
板とし、８３５℃に９０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０．０２１０〜０．
０２４１％であった。又、この窒化処理後の鋼板の一次
再結晶粒の平均粒径は、２１〜２５μｍであった。
【００４６】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３に示す。
焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ５０％、Ｈ2 ５０％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３に示す。
【００４７】
【表３】
【００４８】〔実施例４〕Ｃ：０．０４９％、Ｓｉ：
３．２０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０１４％、Ｃ
ｕ：０．１１％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００７８％を添加し、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。この場合Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）は０．５５で、Ａｌ（％）／Ｓｉ
（％）は０．０１であった。かかるスラブを１１００℃
で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗
熱延で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm
厚の熱延板とした。この時、仕上熱延温度は、８８５〜
１０３１℃であった。
３．２０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０１４％、Ｃ
ｕ：０．１１％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００７８％を添加し、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。この場合Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）は０．５５で、Ａｌ（％）／Ｓｉ
（％）は０．０１であった。かかるスラブを１１００℃
で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗
熱延で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm
厚の熱延板とした。この時、仕上熱延温度は、８８５〜
１０３１℃であった。
【００４９】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
入させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板
のＮ量は０．０１９９％であった。そしてこの鋼板の平
均結晶粒径は、２２μｍ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 ５０
％、Ｈ2 ５０％の雰囲気ガス中で１５℃／時の速度で１
２００℃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。この製品のＢ8 は、１．９４Ｔであった。
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
入させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板
のＮ量は０．０１９９％であった。そしてこの鋼板の平
均結晶粒径は、２２μｍ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 ５０
％、Ｈ2 ５０％の雰囲気ガス中で１５℃／時の速度で１
２００℃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。この製品のＢ8 は、１．９４Ｔであった。
【００５０】〔実施例５〕Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：
３．４０％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００７％、Ｃ
ｕ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００１％を基本成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜
０．０１％）、０．０５％、０．１０％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２５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ（％）
／Ｍｎ（％）は１．３で、Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）は
０．００９４であった。かかるスラブを１０８０℃で６
０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延
で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の
熱延板とした。この時、仕上熱延温度は、８６１〜９８
５℃であった。
３．４０％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００７％、Ｃ
ｕ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００１％を基本成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜
０．０１％）、０．０５％、０．１０％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２５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ（％）
／Ｍｎ（％）は１．３で、Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）は
０．００９４であった。かかるスラブを１０８０℃で６
０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延
で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の
熱延板とした。この時、仕上熱延温度は、８６１〜９８
５℃であった。
【００５１】次いで、この熱延板を１１００℃に３０秒
保持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を
施し、次いで、圧下率約９０％で、０．２２０mmの冷延
板とし、８４０℃に９０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０．０１９０〜
０．０２１３％であった。又、この窒化処理後の鋼板の
一次再結晶粒の平均粒径は、２３〜２５μｍであった。
保持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を
施し、次いで、圧下率約９０％で、０．２２０mmの冷延
板とし、８４０℃に９０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０．０１９０〜
０．０２１３％であった。又、この窒化処理後の鋼板の
一次再結晶粒の平均粒径は、２３〜２５μｍであった。
【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 ２５％、Ｈ2 ７５％の雰囲気
ガス中で、ａ．１０℃／時で１２００℃まで昇温、ｂ．
８００℃まで１０℃／時で昇温し、８００℃から１００
０℃まで１５０℃／時で昇温し、１０００℃から１２０
０℃まで１０℃／時で昇温なる２水準の条件で昇温した
後、ａ，ｂとも、１００％Ｈ2 中で、１２００℃２０時
間保持する最終仕上焼鈍を施した。実験条件と磁気特性
の結果を表４に示す。
焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ２５％、Ｈ2 ７５％の雰囲気
ガス中で、ａ．１０℃／時で１２００℃まで昇温、ｂ．
８００℃まで１０℃／時で昇温し、８００℃から１００
０℃まで１５０℃／時で昇温し、１０００℃から１２０
０℃まで１０℃／時で昇温なる２水準の条件で昇温した
後、ａ，ｂとも、１００％Ｈ2 中で、１２００℃２０時
間保持する最終仕上焼鈍を施した。実験条件と磁気特性
の結果を表４に示す。
【００５３】
【表４】
【００５４】
【発明の効果】本発明においては、Ｃｕを添加しＣｕ量
とＭｎ量の割合を制御すること、Ａｌ量とＳｉ量の割合
を制御すること、仕上熱延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、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所定量の窒化処理を施すこと、最終
仕上焼鈍の昇温過程の特定の温度域での昇温速度を制御
することにより、良好な磁気特性を安定して得られるの
で、その工業的効果が極めて大である。
とＭｎ量の割合を制御すること、Ａｌ量とＳｉ量の割合
を制御すること、仕上熱延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、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所定量の窒化処理を施すこと、最終
仕上焼鈍の昇温過程の特定の温度域での昇温速度を制御
することにより、良好な磁気特性を安定して得られるの
で、その工業的効果が極めて大である。
【図１】Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）の量、及びＡｌ（％）
／Ｓｉ（％）量と磁気特性との関係を表わすグラフであ
る。
／Ｓｉ（％）量と磁気特性との関係を表わすグラフであ
る。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年６月９日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】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，Ｓｂ，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。
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，Ｓｂ，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。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正内容】
【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。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％、Ｓ
＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｎ：
０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、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Ｃｕ，Ｍｎ，酸可溶性Ａｌ，Ｓｉの含有量を重量％を
単位としてＣｕ（％），Ｍｎ（％），Ａｌ（％），Ｓｉ
（％）とした時、下記の式の範囲に制御し、仕上熱延を
７００〜１１００℃の温度範囲で施し、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増窒素量で０．００３０％以上
の窒化処理を施し、最終仕上焼鈍昇温時の８００〜１０
００℃の間を１００℃／時以下の昇温速度で加熱するこ
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。 ０．３≦Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）≦５．０ ……………………（１） Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００６０ ……………………（２） ここで、Ａｌ（％）は酸可溶性Ａｌの含有量を示す。
ろは下記の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓ
ｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％、Ｓ
＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｎ：
０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、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Ｃｕ，Ｍｎ，酸可溶性Ａｌ，Ｓｉの含有量を重量％を
単位としてＣｕ（％），Ｍｎ（％），Ａｌ（％），Ｓｉ
（％）とした時、下記の式の範囲に制御し、仕上熱延を
７００〜１１００℃の温度範囲で施し、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増窒素量で０．００３０％以上
の窒化処理を施し、最終仕上焼鈍昇温時の８００〜１０
００℃の間を１００℃／時以下の昇温速度で加熱するこ
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。 ０．３≦Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）≦５．０ ……………………（１） Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００６０ ……………………（２） ここで、Ａｌ（％）は酸可溶性Ａｌの含有量を示す。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２４】このＣｕ−ＳからＭｎＳへの置換の過程で
Ｃｕ−Ｓは分解していくので、サイズが小さくなり、Ｍ
ｎＳは析出してくるので、その析出初期ではサイズは小
さい。つまり、８００〜１０００℃の温度範囲で、Ｃｕ
−Ｓ又はＭｎＳの微細析出物が出現されることとなる。
これらＣｕ−Ｓ又はＭｎＳはＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）
Ｎの析出核としての作用を有するので、結果として約９
００〜１０００℃の温度範囲でＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎが微細析出する。このため、１０００〜１１５０
℃の温度範囲で生じる二次再結晶がインヒビター強度
（Ｚｅｎｅｒ因子）が高い状態で進行するので、二次再
結晶集合組織の｛１１０｝〈００１〉集積度が高まるも
のと考えられる。
Ｃｕ−Ｓは分解していくので、サイズが小さくなり、Ｍ
ｎＳは析出してくるので、その析出初期ではサイズは小
さい。つまり、８００〜１０００℃の温度範囲で、Ｃｕ
−Ｓ又はＭｎＳの微細析出物が出現されることとなる。
これらＣｕ−Ｓ又はＭｎＳはＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）
Ｎの析出核としての作用を有するので、結果として約９
００〜１０００℃の温度範囲でＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎが微細析出する。このため、１０００〜１１５０
℃の温度範囲で生じる二次再結晶がインヒビター強度
（Ｚｅｎｅｒ因子）が高い状態で進行するので、二次再
結晶集合組織の｛１１０｝〈００１〉集積度が高まるも
のと考えられる。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２９】Ｓｎの範囲は、０．０１〜０．１５％とし
た。Ｓｎは、一次再結晶集合組織において、｛１１０｝
〈００１〉方位粒を増加させる効果があるとともに、硫
化物の析出を均一化する効果がある。従って、本発明の
如き硫化物析出制御の効果を一層助長する。このＳｎの
量は、０．０１％未満では上記効果が不十分であり、
０．１５％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。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。
た。Ｓｎは、一次再結晶集合組織において、｛１１０｝
〈００１〉方位粒を増加させる効果があるとともに、硫
化物の析出を均一化する効果がある。従って、本発明の
如き硫化物析出制御の効果を一層助長する。このＳｎの
量は、０．０１％未満では上記効果が不十分であり、
０．１５％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。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。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３１】特に限定するものではないが、前記熱延の
後、必要により８００〜１２００℃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，
Ｃｕ−Ｓの熱延板での場所的不均一性を低減する効果が
ある。最終冷延後の鋼板は、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、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。
後、必要により８００〜１２００℃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，
Ｃｕ−Ｓの熱延板での場所的不均一性を低減する効果が
ある。最終冷延後の鋼板は、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、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。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４０】〔実施例２〕Ｃ：０．０４０％、Ｓｉ：
３．２７％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．０１８％、Ｃ
ｕ：０．２７％、Ｎ：０．００２０％を基本成分とし、
酸可溶性Ａｌを、０．０１５％、０．０１９％、
０．０３３％、０．０４０％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２
５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ（％）／Ｍ
ｎ（％）は２．４５でＡl(％）／Ｓｉ（％）は、０．
００４６、０．００５８、０．０１０１、０．０
１２２であった。かかるスラブを１１２０℃で６０分均
熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０
mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板
とした。この時、仕上熱延温度は、９１５〜１０１８℃
であった。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０．０１９７〜
０．０２２８％であり、一次再結晶粒の平均粒径は、２
０〜２４μｍであった。
３．２７％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．０１８％、Ｃ
ｕ：０．２７％、Ｎ：０．００２０％を基本成分とし、
酸可溶性Ａｌを、０．０１５％、０．０１９％、
０．０３３％、０．０４０％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２
５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ（％）／Ｍ
ｎ（％）は２．４５でＡl(％）／Ｓｉ（％）は、０．
００４６、０．００５８、０．０１０１、０．０
１２２であった。かかるスラブを１１２０℃で６０分均
熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０
mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板
とした。この時、仕上熱延温度は、９１５〜１０１８℃
であった。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０．０１９７〜
０．０２２８％であり、一次再結晶粒の平均粒径は、２
０〜２４μｍであった。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５０】〔実施例５〕Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：
３．４０％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００７％、Ｃ
ｕ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００８１％を基本成分とし、Ｓｎ量を添加なし
（＜０．０１％）、０．０５％、０．１０％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２５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）は１．３で、Ａｌ（％）／Ｓｉ
（％）は０．００９４であった。かかるスラブを１０８
０℃で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パス
の粗熱延で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．
３mm厚の熱延板とした。この時、仕上熱延温度は、８６
１〜９８５℃であった。
３．４０％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００７％、Ｃ
ｕ：０．１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００８１％を基本成分とし、Ｓｎ量を添加なし
（＜０．０１％）、０．０５％、０．１０％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２５０mm厚のスラブを作成した。この場合Ｃｕ
（％）／Ｍｎ（％）は１．３で、Ａｌ（％）／Ｓｉ
（％）は０．００９４であった。かかるスラブを１０８
０℃で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パス
の粗熱延で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．
３mm厚の熱延板とした。この時、仕上熱延温度は、８６
１〜９８５℃であった。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５４】
【発明の効果】本発明においては、Ｃｕを添加しＣｕ量
とＭｎ量の割合を制御すること、Ａｌ量とＳｉ量の割合
を制御すること、仕上熱延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、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所定量の窒化処理を施すこと、最終
仕上焼鈍の昇温過程の特定の温度域での昇温速度を制御
することにより、更にはＳｎを添加することにより、良
好な磁気特性を安定して得られるので、その工業的効果
が極めて大である。
とＭｎ量の割合を制御すること、Ａｌ量とＳｉ量の割合
を制御すること、仕上熱延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、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所定量の窒化処理を施すこと、最終
仕上焼鈍の昇温過程の特定の温度域での昇温速度を制御
することにより、更にはＳｎを添加することにより、良
好な磁気特性を安定して得られるので、その工業的効果
が極めて大である。
【手続補正９】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16 (72)発明者 黒木 克郎 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 (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜５．０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％、 Ｍｎ：０．０６〜０．８％、 Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８
０℃未満の温度で加熱し、熱延し、引き続き必要に応じ
て熱延板焼鈍を施し、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Ｃｕ，
Ｍｎの含有量（重量％）を下記（１）式の範囲に制御
し、酸可溶性Ａｌ，Ｓｉの含有量（重量％）を下記
（２）式の範囲に制御し、仕上熱延を７００〜１１００
℃の温度範囲で施し、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
増窒素量で０．００３０％以上の窒化処理を施し、最終
仕上焼鈍昇温時の８００〜１０００℃の間を１００℃／
時以下の昇温速度で加熱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。 ０．３≦Ｃｕ（％）／Ｍｎ（％）≦５．０ ……………………（１） Ａｌ（％）／Ｓｉ（％）≧０．００６０ ……………………（２） ここで、Ａｌ（％）は酸可溶性Ａｌの含有量を示す。 - 【請求項２】 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請求項１記載の磁
気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6046161A JPH07252532A (ja) | 1994-03-16 | 1994-03-16 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6046161A JPH07252532A (ja) | 1994-03-16 | 1994-03-16 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07252532A true JPH07252532A (ja) | 1995-10-03 |
Family
ID=12739294
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6046161A Withdrawn JPH07252532A (ja) | 1994-03-16 | 1994-03-16 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07252532A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1006207A1 (en) * | 1998-03-11 | 2000-06-07 | Nippon Steel Corporation | Unidirectional magnetic steel sheet and method of its manufacture |
| KR100435455B1 (ko) * | 1999-11-30 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 자기적특성이 우수한 저온재가열 방향성 전기강판과 그제조방법 |
| KR100501002B1 (ko) * | 2000-05-24 | 2005-07-18 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 제조방법 |
| JP2007254829A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 磁気特性が優れた高Ｓｉ含有方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2008001980A (ja) * | 2006-05-24 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corp | 鏡面方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2008001983A (ja) * | 2006-05-24 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2008001977A (ja) * | 2006-05-24 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
| JP2011517732A (ja) * | 2008-03-25 | 2011-06-16 | 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司 | 高電磁気性能の方向性珪素鋼の製造方法 |
| JP2013189712A (ja) * | 2006-05-24 | 2013-09-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1994
- 1994-03-16 JP JP6046161A patent/JPH07252532A/ja not_active Withdrawn
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1006207A4 (en) * | 1998-03-11 | 2005-01-05 | Nippon Steel Corp | UNIDIRECTIONAL MAGNETIC STEEL PLATE |
| EP1728885A1 (en) * | 1998-03-11 | 2006-12-06 | Nippon Steel Corporation | A grain-oriented electrical steel sheet and method for producing the same |
| EP1006207A1 (en) * | 1998-03-11 | 2000-06-07 | Nippon Steel Corporation | Unidirectional magnetic steel sheet and method of its manufacture |
| KR100435455B1 (ko) * | 1999-11-30 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 자기적특성이 우수한 저온재가열 방향성 전기강판과 그제조방법 |
| KR100501002B1 (ko) * | 2000-05-24 | 2005-07-18 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 제조방법 |
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
| JP4598702B2 (ja) * | 2006-03-23 | 2010-12-15 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性が優れた高Ｓｉ含有方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2007254829A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 磁気特性が優れた高Ｓｉ含有方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2008001980A (ja) * | 2006-05-24 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corp | 鏡面方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2008001977A (ja) * | 2006-05-24 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2008001983A (ja) * | 2006-05-24 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corp | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2013189712A (ja) * | 2006-05-24 | 2013-09-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2011517732A (ja) * | 2008-03-25 | 2011-06-16 | 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司 | 高電磁気性能の方向性珪素鋼の製造方法 |
| WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US8303730B2 (en) | 2008-09-10 | 2012-11-06 | Nippon Steel Corporation | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet |
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