JPH08269553A - 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、引き続き熱延板焼鈍を施すことなく冷延し
て、次いで、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、Ｐ：０．０１０〜０．０５０％を含有
し、熱延後５００℃以下の温度で巻取り、熱延板の再結
晶率を制御し、脱炭焼鈍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。

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。

【０００３】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。

【０００４】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。

【０００５】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
いえば、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。

【０００６】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。

【０００７】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よいわけであるが、
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。

【０００８】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。

【０００９】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。

【００１０】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５９−１
９０３２４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。

【００１１】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。

【００１２】ところで、一方向性電磁鋼板の製造におい
ては通常熱延後組織の不均一化、析出処理等を目的とし
て熱延板焼鈍が行われている。例えばＡｌＮを主インヒ
ビターとする製造方法においては、特公昭４０−２３８
２０号公報に示すように熱延板焼鈍においてＡｌＮの析
出処理を行ってインヒビターを制御する方法がとられて
いる。

【００１３】通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍
−冷延−脱炭焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造
され、多量のエネルギーを必要としており、加えて普通
鋼製造プロセス等と比較して製造コストも高くなってい
る。

【００１４】近年多量のエネルギー消費をするこのよう
な製造工程に対する見直しが進められ、工程、エネルギ
ーの簡省略化の要請が強まってきた。このような要請に
応えるべく、ＡｌＮを主インヒビターとする製造方法に
おいて、熱延板焼鈍でのＡｌＮの析出処理を、熱延後の
高温巻取で代替する方法（特公昭５９−４５７３０号公
報）が提案された。

【００１５】確かにこの方法によって熱延板焼鈍を省略
しても、磁気特性をある程度確保することはできるが、
５〜２０トンのコイル状で巻取られる通常の方法におい
ては、冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が生
じ、必然的にＡｌＮの析出が不均一となり最終的な磁気
特性はコイル内の場所によって変動し、歩留が低下する
結果となる。

【００１６】また、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂを主インヒ
ビターとする一方向性電磁鋼板の製造方法において、仕
上最終スタンドを離れてから巻取るまでの熱延鋼帯の冷
却速度に応じて決まる温度以下で鋼帯を巻取ることによ
って、製品における帯状の二次再結晶不良の発生を抑制
する方法（特開昭５９−５０１１８号公報）が提案され
た。

【００１７】この方法は、高温スラブ加熱に起因する製
品における帯状の二次再結晶不良発生を抑制する技術で
あり、熱延板焼鈍を省略した１回冷延法での製造は検討
すらされていない。

【００１８】本発明者らは、低温スラブ加熱でかつ、熱
延板焼鈍を省略して一方向性電磁鋼板を製造するプロセ
スにおいて、良好な磁気特性を得るための手法について
広範な検討を行ってきた。例えば、特開平２−２７４８
１４号公報においては、冷延前鋼板の再結晶率に応じて
冷延率を決定する方法を開示した。また、特開平２−２
７４８１５号公報において熱延後の巻取り温度を低めに
し、冷延時パス間時効を施す方法を開示し、特開平３−
２９４４２７号公報において、熱延後の巻取り温度を特
段低めとする方法を開示した。

【００１９】このように、熱延の巻取り条件、熱延板の
再結晶率、冷延条件との関係で、磁気特性向上のための
技術開発を行ってきた。しかしながら、工場でこれらの
技術を実施する場合、巻取り温度のバラツキが生じ、そ
の結果、磁気特性が変動した。また、本来低コストプロ
セスを指向した技術開発であるにもかかわらず、冷延時
パス間時効を施すことによる生産性の低迷が問題となっ
た。

【００２０】

【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、当然のことならが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。

【００２１】この技術体系をベースに熱延板焼鈍省略技
術を開発してきたが、熱延後の巻取り温度のバラツキに
よる磁性変動や冷延時のパス間時効付加による生産性の
低迷が問題となった。

【００２２】本発明の目的は、この低温スラブ加熱と熱
延板焼鈍省略を同時達成しようとした場合、磁性変動や
生産性低迷が生じて好ましくないという問題点を解決す
る方法を提供することにある。

【００２３】

【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、重量比で、Ｃ：０．
０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００１
０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５
〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、Ｐ：０．
０１０〜０．０５０％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、熱延板焼鈍を施すことなく、圧
下率８０％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、上記熱延に引き続く鋼板の巻取り工程において、鋼
板を５００℃以下の温度で巻取り、熱延板の板厚中心の
再結晶率を９５％以下とし、上記冷延時鋼板を１５０℃
以下の温度に制御して、タンデムで冷延し、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０．００１０％以上の
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る。

【００２４】

【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、次
いで、熱延板焼鈍を施すことなく、圧下率が８０％以上
の１回の冷延を施し、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。

【００２５】本発明者らは、低温スラブ加熱と熱延板焼
鈍省略を両立して、かつ、良好な磁気特性を安定して得
る方策を種々検討した結果、Ｐ添加、低温巻取り、
熱延板再結晶率制御、低温冷延を組み合わせること
が、極めて有効であるという新知見を得た。

【００２６】以下、実験結果を基に説明する。図１は、
熱延後の巻取り温度と冷延時の鋼板の最高温度が磁気特
性に与える影響を示したものである。この場合、重量
で、Ｃ＝０．０５６％、Ｓｉ＝３．２８％、酸可溶性Ａ
ｌ＝０．０３０％、Ｎ＝０．００６０％、Ｓ＝０．００
８％、Ｍｎ＝０．１２％、Ｐ＝０．００１〜０．０７５
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５
０mm厚のスラブを作成した。

【００２７】そして、１１５０℃に６０分加熱した後、
５パスで粗熱延し、４０mm厚とした後、仕上熱延開始温
度、圧下配分を種々変更して、６パスで仕上熱延して、
２．８mm厚とし、１００〜８００℃まで水冷し、直ち
に、１００〜８００℃の各温度に６０分保持後炉冷する
巻取りシミュレーションを行った。

【００２８】かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく
約８８％の強圧下圧延を行って最終板厚０．３３５mmの
冷延板とした。この冷延時、タンデム冷延、リバース冷
延、各パス圧下配分変更、パス間時効後即冷延、圧延油
の変更等を組み合わせて、冷延時の鋼板の温度を種々変
更した。これらの最終板厚の冷延板を８４０℃に１５０
秒保持する脱炭焼鈍を施した。

【００２９】次いで、７７０℃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
吸収を生ぜしめた。この窒化処理後のＮ量は、０．０１
８９〜０．０２４１重量％であり、一次再結晶粒の平均
粒径が２０〜２５μｍであった。かかる窒化後の鋼板に
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。

【００３０】図１から明らかなように、熱延後の巻取り
温度が５００℃以下、冷延時の鋼板の最高温度が１５０
℃以下の条件がＢ₈ ≧１．９２Ｔを実現する必要条件で
ある。

【００３１】本発明者らは、図１に示した知見をさらに
詳細に検討した。図２は、図１で熱延後の巻取り温度５
００℃以下で、かつ、冷延時の鋼板の最高温度が１５０
℃以下の場合について、Ｐの含有量及び熱延板の板厚中
心での再結晶率と磁気特性の関係を示したものである。

【００３２】図２から明らかなように、Ｐの含有量が
０．０１０〜０．０５０％で、かつ、熱延板の板厚中心
での再結晶率が９５％以下という条件が、Ｂ₈ ≧１．９
２Ｔを実現する十分な条件である。この場合、熱延板の
再結晶率は、本発明者らが開発したＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔ
ｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）を
画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属学会誌，
５５（１９９１），２２）を用いて測定し、ほぼランダ
ム方位を有する標準試料の焼鈍板を１．５％冷延した場
合のＥＣＰの鮮明度より高いＥＣＰの鮮明度の値を示す
粒の面積率（低歪粒の面積率）を再結晶率と呼んでい
る。

【００３３】従来、珪素鋼の熱延板または熱延板焼鈍後
の鋼板の再結晶率測定は、光学顕微鏡像または写真をも
とに目視判断で行われていた。この従来の方法は、測定
者によって値が異なり、客観性に欠けていた。そして、
この主な原因は、熱延及び熱延板焼鈍で起こる再結晶の
中に、（１）核生成−成長型再結晶、（２）その場再結
晶の２つが混在しているためであった。

【００３４】（１）の場合は、目視判断が容易である
が、（２）の場合は、回復粒が連続的に転位密度を下げ
て（１）と同様の転位量となっていくため、再結晶粒で
あるか否かを目視判定することは困難であった。一方、
ＥＣＰを画像解析する方法は、実質的には、転位密度を
測定している方法であり、客観性が高いので、本発明に
おいても再結晶粒の判定に用いた。

【００３５】上記、再結晶粒の判定基準作成のため、冷
延再結晶の挙動を広範に調査し、（１）型の再結晶が完
了した時点のＥＣＰの鮮明度をもとに再結晶判定基準を
決定しており、多数の試料について再結晶粒の判定に用
いられることを確認している。

【００３６】図１，２で示された現象のメカニズムにつ
いては、必ずしも明らかではないが、本発明者らは、次
のように考えている。熱延後の巻取り温度を下げること
によって生じる金属学的変化としては、変態相のパー
ライトからベイナイトへの変化、炭窒化物の粒界析出
から粒内析出への変化、及び、Ｆｅ₃ Ｃからε−炭化物
への変化、Ｓｉ₃ Ｎ₄ からＦｅ₁₆Ｎ₂への変化が考えら
れる。

【００３７】一方、冷延時の鋼板の温度を低めに保つこ
とは、「固溶Ｃ、固溶Ｎが転位の回りにコットレル雰囲
気を作り、転位の動きを抑制する」という現象を生じに
くくさせる作用がある。低温巻取りと低温冷延を組み合
わせると、冷延時の転位の運動に対する固溶Ｃ、固溶Ｎ
の影響を極力抑え、ベイナイト近傍への転位の集積及び
粒内の微細炭窒化物の回りの転位のタングリングが顕在
化すると考えられる。

【００３８】この場合、冷延再結晶集合組織（一次再結
晶集合組織）は、ランダム化する。このランダム化は、
従来の一方向性電磁鋼板の製造メタラジーからすると、
必ずしもよい傾向とはいえない。しかしながら、本発明
者らは一次再結晶集合組織において、｛１００｝〈０２
５〉方位粒が減少することに注目している。

【００３９】｛１００｝〈０２５〉方位粒は、他の方位
粒と比較して、サイズが大きい傾向があり、かつ、等価
な２つの｛１００｝〈０２５〉方位粒がΣ５対応方位の
関係にあることから、最終仕上焼鈍時、双方を侵食し合
って、粗粒を形成しやすい傾向がある。一次再結晶板に
粗粒が増すと、｛１１０｝〈００１〉方位二次再結晶粒
の粒成長の駆動力が局所的に低下し、二次再結晶が遅延
する。

【００４０】その結果、通常行われる昇温過程の二次再
結晶の場合、二次再結晶完了温度が上昇することとな
り、インヒビター強度の急激な低下、粒界移動の粒界性
格依存性の低下が生じ、このため、二次再結晶集合組織
の｛１１０｝〈００１〉方位集積度の低下、及び、極端
な場合は、二次再結晶不良が生じることとなる。従っ
て、低温巻取りと低温冷延を組み合わせることによって
一次再結晶集合組織において、｛１００｝〈０２５〉方
位を減少させたことが、良好な磁気特性を得ることに繋
がっているものと推定される。

【００４１】さらに加えて、Ｐ添加量と熱延板の再結晶
率の組み合わせ効果については、次のように推定してい
る。熱延後の低温巻取りに伴なって生じる現象の内、
の炭窒化物の析出に対して、Ｐ添加量と熱延板の再結晶
率は影響を与える。Ｐは炭素との相互作用がある元素と
考えられ、Ｐ−Ｃのダイポールの存在等も考えられ、炭
素の拡散を抑制する傾向がある。

【００４２】低温巻取り時の炭化物の粒内析出について
は、巻取り後室温に到るまでの冷却過程で、炭素が粒界
まで拡散すればＦｅ₃ Ｃ等として析出するが、粒界まで
拡散しなければ、粒内析出する。従って、Ｐを添加すれ
ば、炭素の拡散が阻害され、その結果、粒内の炭化物の
析出が増加する。また、熱延板の再結晶率を所定量以下
にするというのは、粒内の転位密度を高めに確保するこ
とと等しく、粒内の炭窒化物の析出サイトとしての転位
の量を確保する意味がある。

【００４３】さらに加えて、熱延板で再結晶しにくい方
位は、｛１００｝系の方位であり、この方位粒は、板厚
中心層に多く存在する。磁気特性を良好にするための熱
延板の板厚中心の再結晶率の上限が存在する理由は、板
厚中心の｛１００｝系方位を未再結晶状態に確保する必
要があるためである。熱延後｛１００｝系方位が未再結
晶状態にあるということは、炭窒化物の析出核としての
転位密度が高く、炭窒化物が粒内析出しやすい状況にあ
ると理解できる。つまり、Ｐ添加量の適正範囲と熱延板
再結晶率の上限値の組み合わせ条件は、熱延板の｛１０
０｝系方位粒の粒内に炭窒化物を析出させるための具備
条件となっていると考えられる。

【００４４】熱延板の状態で｛１００｝系方位粒の粒内
に多数の炭窒化物の析出を実現できれば、引き続く冷延
時、｛１００｝系方位粒の粒内で炭窒化物に転位がタン
グリングされ、粒内に多数の高歪領域が形成されると考
えられる。

【００４５】これらの高歪領域は、ランダム方位、一次
再結晶方位の核生成サイトとなるため、冷延再結晶集合
組織において、熱延板の｛１００｝系方位の位置から発
生しやすい｛１００｝〈０２５〉方位粒が相対的に減少
するものと考えられる。この｛１００｝〈０２５〉方位
粒の減少は、前述の如く、二次再結晶時｛１１０｝〈０
０１〉方位集積度を高めるのに役立つものと考えられ
る。

【００４６】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。

【００４７】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。

【００４８】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。

【００４９】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
１０％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０．００１０％以上とし、一方、０．０１
３０％を超えるとブリスターと呼ばれる“鋼板表面ふく
れ”が発生するので０．０１３０％以下とした。

【００５０】ＭｎＳ，ＭｎＳｅ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＋０．４０５Ｓｅ）≦０．０１４％であることが
望ましい。

【００５１】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。

【００５２】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％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が発生する。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。

【００５３】Ｐの範囲は、０．０１０〜０．０５０％と
した。これは、図２に示した如く、この範囲でＢ₈ ≧
１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得られるからである。
Ｐが０．０１０％未満では、ＰとＣの相互作用が不十分
で好ましくない。一方、Ｐが０．０５０％を超えると、
一次再結晶集合組織が不適切なものとなり好ましくな
い。この他、インヒビター構成元素として知られている
Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ等を微量に含
有することはさしつかえない。

【００５４】スラブ加熱温度は、普通鋼並みにしてコス
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。引き続く熱延工
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熱延と仕上熱延よりな
る。

【００５５】粗熱延と仕上熱延の方法については、特に
限定するものではないが、後述するように、熱延板の再
結晶率を制御することは留意すべきである。また、本発
明の如く、熱延板焼鈍を省略する場合には、ＡｌＮの析
出を熱延中に行わしめることが一次再結晶粒径制御の点
で好ましい。従って、ＡｌＮの析出温度域である８００
〜１０００℃の温度範囲に長時間滞在するような熱延の
温度履歴をとることは好ましい。

【００５６】仕上熱延終了後は、数秒間空冷された後、
２０〜２００℃/secで水冷され、鋼板は５〜２０TON の
コイル状で巻取られる。この鋼板の冷却過程については
特に限定するものではないが、後述するように、熱延板
の再結晶率を制御することは留意すべきである。また、
本発明の如く、熱延板焼鈍を省略する場合には、仕上熱
延後空冷時間を延ばしてＡｌＮを積極的に析出させるこ
とは、一次再結晶粒径制御の点で好ましい。

【００５７】熱延後の鋼板の巻取り温度は、５００℃以
下とする必要がある。これは、図１に示した如く、この
範囲にすることがＢ₈ ≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性
を得るための必要条件となるためである。なお、巻取り
温度の下限については特に限定するものではないが、室
温（例えば、２０℃）以下で巻取るためには水冷、ミス
ト冷却等通常の冷却方式以外の特殊な冷却方式を採用す
る必要があり、工業的には好ましくない。

【００５８】また、２００℃未満で巻取ることは工業的
には容易でないので、２００〜５００℃の範囲で巻取る
ことが工業的には適当である。また、巻取り後、通常、
５〜２０TON のコイル状で空冷され、この時の鋼板の冷
却速度は、０．００５℃/sec程度と遅い。この冷却につ
いては特に限定するものではないが、ε−炭化物やＦｅ
₁₆Ｎ₂ の粗大化を防ぐためには、４００〜５００℃の温
度域の滞在時間は、不必要に延ばすべきではない。

【００５９】この熱延板の板厚中心での再結晶率を９５
％以下と規定した。これは、図２に示した如く、この範
囲で、Ｂ₈ ≧１．９２Ｔなる良好な磁気特性が得られる
からである。再結晶率の下限値は、特に限定しないが、
再結晶率を低下させると、磁気特性を良好とするための
冷延率が低下する傾向がある。再結晶率を制御する方法
については特に限定するものではないが、仕上熱延温
度、特に仕上熱延終了温度を制御する方法、仕上熱延の
圧下配分を制御する方法、仕上熱延後の水冷開始までの
時間を制御する方法等を用いることができる。

【００６０】かかる熱延板は、引き続き、熱延板焼鈍を
施すことなく冷延される。この冷延の圧下率を８０％以
上としたのは、この範囲で、一次再結晶集合組織中に、
適正量の｛１１０｝〈００１〉方位粒と、その｛１１
０｝〈００１〉方位粒が二次再結晶する時に蚕食されや
すい適正量の対応方位粒（｛１１１｝〈１１２〉等）が
得られるからである。

【００６１】また、この冷延時の鋼板の温度を１５０℃
以下とする必要がある。これは、図１から明らかなよう
に、１５０℃以下にすることがＢ₈ ≧１．９２Ｔなる良
好な磁気特性を得るために必要だからである。この鋼板
温度の下限値は、特に限定しない。室温（例えば２０
℃）まで許容される。室温以下の温度で冷延するために
は、水冷等を行う必要があり、工業的には積極的な意味
はない。

【００６２】冷延方式としては、タンデムとリバースが
あるが、リバースの場合、加工発熱による温度上昇が大
きく、かつ、パス間に１５０℃超の温度で鋼板が保持さ
れてしまいがちであり、本発明の如く圧下率８０％以上
の場合に、鋼板を１５０℃以下にして冷延を行うことが
困難なので、冷延方式をタンデムと限定した。

【００６３】タンデム冷延は通常３〜１０スタンドで連
続的に行われる。この冷延の圧下配分については特に限
定しない。鋼板温度が１５０℃以下で冷延されればよ
い。

【００６４】かかる冷延後の鋼板は通常の方法で脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍が施されて最終製品
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とした
のは、この値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。

【００６５】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増窒素量で０．００１０％以上の
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。

【００６６】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よい。窒化量については、インヒビ
ター効果を十分発揮させるためには、増窒素量で０．０
０１０％以上は必要である。

【００６７】

【実施例】

〔実施例１〕Ｃ：０．０５１％（重量％、以下同じ）、
Ｓｉ：３．２８％、Ｍｎ：０．１０％、Ｓ：０．００８
％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００６３％
を基本成分とし、Ｐ量を、＜０．００１％、０．０
３０％、０．０４１％、０．０６７％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。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２．８mm厚の熱延板とした。この時、粗熱
延と仕上熱延の間の時間を種々変更した。その結果、仕
上熱延終了温度は、８２８〜１００３℃であった。

【００６８】次いで、熱延終了後は２秒間空冷後、
（ａ）５５０℃、（ｂ）４５０℃、（ｃ）３５０℃まで
水冷し、各温度に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。この熱延板に次いで、熱延板焼
鈍を施すことなく、圧下率約８８％でタンデム冷延して
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
０．０１８５〜０．０２１７％であった。また、この窒
化処理後の鋼板の一次再結晶粒の平均粒径は、２１〜２
３μｍ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、公知の方法で、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。

【００６９】

【表１】

【００７０】〔実施例２〕Ｃ：０．０４８％、Ｓｉ：
３．１７％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．００８％、酸
可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００６０％、Ｐ：
０．０２８％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。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４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延
で２．６mm厚の熱延板とした。この時、仕上熱延終了温
度は、９３５℃であった。

【００７１】次いで、熱延終了後は３秒間空冷後、４０
０℃まで水冷し、４００℃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。この熱延板の板厚中
心の再結晶率は６３％であった。

【００７２】この熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく、
次いで圧下率約８９％でタンデム冷延して０．２８５mm
冷延板とした。この冷延直前に鋼板を３００℃に加
熱、２００℃に加熱、加熱なし、の３条件で処理し
た。次いでこの冷延板に８３５℃で１５０秒保持する脱
炭焼鈍を施した。しかる後、７７０℃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．
０２０８〜０．０２４５％であった。また、この窒化処
理後の鋼板の一次再結晶粒の平均粒径は、２３〜２５μ
ｍであった。

【００７３】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、公知の方法で、最終仕上焼鈍を行
った。実験条件と磁気特性の結果を表２に示す。

【００７４】

【表２】

【００７５】〔実施例３〕Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：
３．５１％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓ：０．０１０％、酸
可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００６３％、Ｐ：
０．０１８％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。かかる
スラブを１２００℃の温度で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
パスで仕上熱延して２．３mm厚の熱延板とした。

【００７６】この時、仕上熱延開始温度を１１００
℃、１０５０℃、１０００℃の３条件とし、仕上熱
延の各パスの板厚及び圧下配分を、（ａ）４０→２０→
１０→５→４→３→２．３mm（５０→５０→５０→２０
→２５→２３％）、（ｂ）４０→３０→１８→１１→７
→４→２．３mm（２５→４０→３９→３６→４３→４３
％）の２通りとした。次いで熱延終了後３秒間空冷後、
４５０℃まで水冷し、４５０℃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。

【００７７】次いで、この熱延板に熱延板焼鈍を施すこ
となく、圧下率約９０％でタンデム冷延して０．２２０
mmの冷延板とした。この冷延時鋼板の最高温度は３５〜
５２℃であった。次いで、この冷延板に８２５℃で９０
秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７７０℃に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、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。

【００７８】窒化後のこの鋼板のＮ量は、０．０１７５
〜０．０１９５％であった。またこの窒化処理後の鋼板
の一次結晶粒の平均粒径は、２２〜２４μｍ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、公知の方法で、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。

【００７９】

【表３】

【００８０】

【発明の効果】本発明においては、Ｐを所定量添加し、
熱延後の巻取り温度を制御し、熱延板の再結晶率を制御
し、冷延時の鋼板の温度を制御し、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値を制御し、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すことにより、低温スラブ加熱で、
熱延板焼鈍を省略してもなお、良好な磁気特性を安定し
て得られるので、その工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱延後の巻取り温度と冷延時の鋼板の最高温度
が磁気特性に与える影響を表わすグラフである。

【図２】Ｐの含有量及び熱延板の板厚中心での再結晶率
と磁気特性の関係を表わすグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で、 Ｃ ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．０１３０％、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 Ｐ ：０．０１０〜０．０５０％ 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、熱延板焼
   鈍を施すことなく、圧下率８０％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、上記熱延に引き続く鋼板の巻
   取り工程において、鋼板を５００℃以下の温度で巻取
   り、熱延板の板厚中心の再結晶率を９５％以下とし、上
   記冷延時鋼板を１５０℃以下の温度に制御して、タンデ
   ムで冷延し、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０．００１０％以上の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。