JPH09104923A - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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。 【解決手段】 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．５〜
４．０％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、酸可溶性Ａｌ，Ｎ
を含有し、Ｓ，Ｓｅを所定量以下に制御し、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満で加
熱し、熱延を行い、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、一次再結晶焼鈍完了後最終
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、平坦化焼鈍を施したことによ
る伸びを所定量以下とし、更には、最終冷延強圧下、最
終冷延前焼鈍の冷却制御、最終冷延前の低温時効処理を
施すことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】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Ｂ ₈ 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。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ＡＩＮ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Ｍｎ
Ｓ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。

【０００５】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、いわゆる加熱炉々床に蓄積し
た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。

【０００６】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。

【０００７】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。

【０００８】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５
７−８９４３３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１
１００〜１２５０℃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
を開示している。

【０００９】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。

【００１０】一方、近年、コストダウンの要請が更に強
まり、一次再結晶焼鈍工程や最終仕上焼鈍工程の再検討
の必要が生じてきた。一次再結晶焼鈍工程は、通常脱炭
を生ぜしめる必要から時間の短縮は困難であるとされて
きた。これに対して、本発明者らは、特開平４−１５４
９１４号公報および特開平４−１５４９１５号公報で製
鋼工程で調整するＣ量を０．０２０％以下とし、その際
に生じる熱延板組織が不均質であるという問題点を、仕
上熱延終了後の再結晶を促進させることで緩和させる技
術を提案した。これらの技術により、熱延板の結晶組織
は改善されたが、工業化に十分なほど製品の磁気特性の
バラツキを低減させるには至らなかった。

【００１１】

【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。

【００１２】この技術体系をベースに、更に、一次再結
晶焼鈍、最終仕上焼鈍を簡略化する技術を開発してきた
が、製鋼工程で低Ｃ化し、α単相としたことから生じる
結晶組織の不均一の問題が完全に解決されなかった。本
発明の目的は、この低温スラブ加熱と一次再結晶焼鈍、
最終仕上焼鈍の簡略化を同時達成しようとした場合、二
次再結晶焼鈍後の製品の磁気特性の変動が生じて好しく
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。

【００１３】

【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：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０〜
４．０％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．０１０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．００３〜
０．０４０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％を含
有し、残部は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
延板のまま、または熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍
を挟んだ２回以上の冷間圧延を施し、次いで一次再結晶
焼鈍、最終仕上焼鈍、平坦化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、一次再結晶焼鈍完了後最
終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径を８〜３
０μｍ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０．０００５％以上の窒化処理
を施し、平坦化焼鈍を施したことによる鋼板の伸びを５
％以下とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造
方法と、（２）更には、最終冷延の圧下率を７５〜９５
％とすることを特徴とする（１）記載の一方向性電磁鋼
板の製造方法と、（３）更には、最終冷延前に行われる
焼鈍の冷却過程の２００〜６５０℃の間の冷却速度を５
℃／秒以上とすることを特徴とする（１）又は（２）記
載の一方向性電磁鋼板の製造方法と、（４）更には、最
終冷延の前に、鋼板を５０〜２００℃に５秒〜２時間保
持することを特徴とする（１），（２）または（３）記
載の一方向性電磁鋼板の製造方法である。

【００１４】

【発明の実施の形態】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、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一
回又は、中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷延を施し、次い
で、一次再結晶焼鈍、最終仕上焼鈍、平坦化焼鈍を順次
行うことによって製造される。

【００１５】本発明者らは、低温スラブ加熱と、一次再
結晶焼鈍、最終仕上焼鈍の簡略化を両立して、かつ、良
好な磁気特性を得る方策を種々検討した結果、低Ｃ化
とＳｉ，Ｍｎ量の調整により、熱延時にγ相を形成させ
る、一次再結晶焼鈍後の一次再結晶粒径制御と窒化処
理によるインヒビター強度制御により、二次再結晶の駆
動力を制御する、平坦化焼鈍を施したことによる伸び
を制御する、更には最終冷延の圧下率制御、最終冷
延前の焼鈍時の冷却速度制御および最終冷延前の時効
処理が極めて有効であるという新知見を得た。

【００１６】以下、実験結果を基に説明する。図１は、
一次再結晶焼鈍完了後最終仕上焼鈍開始までの一次再結
晶粒の平均粒径と熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始
までの間の増窒素量が鉄損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：０．００２９％、Ｓ
ｉ：２．４０％、Ｍｎ：１．６１％、Ｓ：０．０００５
％、酸可溶性Ａｌ：０．００１２％、Ｎ：０．００５０
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５
０mm厚の１０トンスラブを鋳造した。次いで、このスラ
ブを１２００℃に約６０分均熱後熱延して２．０mm厚の
熱延コイルとした。かかる熱延板に９００℃で１分間均
熱の熱延板焼鈍を行った後、圧下率約８６％冷延して、
０．２８５mm厚の冷延板とした。この冷延板を２５％Ｎ
₂ ＋７５％Ｈ₂ 、露点：−３０℃の熱延雰囲気中におい
て７５０〜９５０℃で３０秒均熱する一次再結晶焼鈍を
施した。更に、２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ₂の雰囲気中にＮ
Ｈ₃ ガスを混入させ、７５０℃に３０秒均熱する窒化処
理を該一次再結晶板に施し、その際ＮＨ₃ ガス量を変更
して、増窒素量を調整した。次に、焼鈍分離剤を塗布
し、コイル状で１５％Ｎ₂ ＋８５％Ｈ₂ 雰囲気中で、８
５０℃〜９２５℃に２４時間保持後、１００％Ｈ₂ 雰囲
気中で９２５〜１０００℃に２０〜１００時間保持する
最終仕上焼鈍を施した。該最終仕上焼鈍における温度及
び時間は、各一次再結晶板に対して、二次再結晶が生
じ、ガス最終仕上焼鈍後のＮ量が０．００３０％以下と
なるように予め行った実験を基に決定した。しかる後、
鋼板に絶縁コーティングを塗布し、張力０．３〜３．０
kgf／mm² を鋼板に加えながら８５０℃に３０秒均熱す
る平坦化焼鈍を施した。張力の値は、試料形状に応じて
形状矯正が十分できる値に設定した。

【００１７】図１から明らかなように、一次再結晶粒の
平均粒径を８〜３０μｍとし、増窒素量を０．０００５
％以上とすることがＷ_17/50 ≦１．１０ｗ／kgを得るた
めの必要条件となっている。本発明者らは、図１に示し
た知見を更に詳細に検討した。図２は、図１において一
次再結晶板の平均粒径を８〜３０μｍとし、増窒素量で
０．０００５％以上の窒化処理を施した場合の平坦化焼
鈍を施したことによる鋼板の伸びと鉄損の関係を示した
ものである。

【００１８】図２から明らかなように、平坦化焼鈍を施
したことによる鋼板の伸びが５％以下であることがＷ
_17/50 ≦１．１０ｗ／kgを実現する十分条件となってい
る。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は次のように考えて
いる。本発明のような低温スラブ加熱を前提とする場
合、２次再結晶を生ぜしめるためのインヒビター強度の
確保が難しくなる。このため、後工程で窒化を行わしめ
ることが必要となるが、２次再結晶の駆動力は粒界エネ
ルギーであり、それを十分確保するためには、一次再結
晶粒の粒径制御が必須となる。このため、図１に示すよ
うに、増窒素量と一次再結晶粒径の組み合わせとして必
要な条件範囲があるものと考えられる。一方、窒化物が
製品に残存すると磁壁の移動の防げとなり、鉄損特性を
悪化させる。このため、二次再結晶が完了した後は、こ
れら窒化物を分解させ、鋼中から外に窒素を出す必要が
ある。しかしながら、本発明のようにＭｎが多量に含ま
れる場合、最終仕上焼鈍温度を高め過ると、約１０００
℃超でα→γ変態が生じ、降温時のγ→α変態との組み
合わせで、二次再結晶組織の中に微細な結晶粒を発生せ
しめ、結果的には磁気特性を劣化せしめる。従って、約
１０００℃以下の温度で純化を行わしめる必要が生じ
る。このため、本発明のように窒化を前提とする場合、
約１０００℃直下の温度でコイル状で長時間の純化処理
が必要となる。このような高温でコイル状で焼鈍する場
合、コイル内の温度差や自重によりコイルが大なり小な
り変形してしまう。そして、その変形量は、純化温度が
高い程、また純化時間が長い程大きい。窒化量と１次再
結晶粒径の組み合わせにおいて、２次再結晶集合組織の
｛１１０｝＜００１＞方位集積度を最高とする２次再結
晶温度が異なる傾向がある上、更に加えて、窒化後の窒
素量が多い程、純化の温度を高めるか、時間を延す必要
が生じる。従って、一次再結晶粒径、窒化後の窒素量、
最終仕上焼鈍後の鋼板の形状は有機的に結びつくことと
なる。最終仕上焼鈍後の形状不良は、鋼板に張力を加え
ながら行われる平坦化焼鈍で矯正されるが、この形状矯
正は純然たる塑性変形であり、鋼板の転位密度を増加せ
しめる結果となる。製品中の転位は、一部に局在する場
合には、磁区細分化効果を発揮し鉄損特性を改善させる
が、平坦化焼鈍時に導入される転位は、粒界近傍や粒内
の至る所で増加する傾向があり、その量が増え過ると鉄
損特性を劣化させる。更に、加えて、本発明のように、
一次再結晶焼鈍を極めて短時間に行った場合、たとえ焼
鈍雰囲気中の酸素ポテンシャルを高めたとしても表面酸
化を均一に制御することは困難であり、本実験のよう
に、ドライ雰囲気で焼鈍した場合には、なおさら、表面
酸化の制御が困難となる。このため、その後塗布される
焼鈍分離剤と表面酸化物（ＳｉＯ₂ 等）が最終仕上焼鈍
時反応して通常法で形成されるグラス被膜（Ｍｇ₂ Ｓｉ
Ｏ₄ ）と呼ばれる酸化物等を鋼板表面に均一に形成させ
ることは困難である。従って、本願の場合、最終仕上焼
鈍後コイルは不均一な酸化物が表面を覆った状態とな
る。更に、本願のように、窒化物の量の変動に起因した
純化条件の変更を必要とする場合、一層表面状態は変動
することとなる。この表面状態は、平坦化の鋼板の伸び
に影響を与える。これは、表面の酸化物が変形の拘束と
なるためである。従って、本願のように、最終仕上焼鈍
後の鋼板の表面状態と形状が変動する場合には、平坦化
焼鈍の条件を一概に決定することが困難である。従っ
て、平坦化焼鈍時の転位密度増加の指標としての鋼板の
伸びを制御パラメーターとすることが図２に示すように
極めて有効と考えられる。

【００１９】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
て限定理由を説明する。Ｃ量は、本発明のように、一次
再結晶焼鈍時の脱炭処理を前提としない場合には、スラ
ブの段階で、０．０１％以下とする必要がある。最終仕
上焼鈍時に、このＣ量は０．００２％以下まで低下させ
るので、いわゆる製品の磁気時効は問題とならなくな
る。

【００２０】Ｓｉ量は、鉄損特性を改善する目的で１．
０％以上とした。また、４．０％超では、冷延時の割れ
が著しくなるので４．０％以下とした。Ｍｎ量は、本発
明の場合、熱延時のγ相の量を適性量確保するために必
要であり、上記Ｓｉ含有量との関係で、１．０〜６．０
％と限定した。Ｓ，Ｓｅは、Ｍｎと結合してＭｎＳ，Ｍ
ｎＳｅを形成し、一次再結晶粒径制御に利用できるが、
本発明のように、最終仕上焼鈍時の純化でα→γ変態回
避のための、約１０００℃以上に温度を上げられない場
合には、純化が困難であるので、スラブの段階でＳ＋
０．４０５Ｓｅの量として０．０１０％以下とする必要
がある。

【００２１】酸可溶性Ａｌ量は、０．００３〜０．０４
０％と限定した。０．００３％未満では、２次再結晶時
インヒビターとして機能するＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）
Ｎ，（Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの量が不十分となり好しく
ない。一方、０．０４０％超では、窒化物の純化が困難
となり好しくない。Ｎ量は、０．００１０〜０．０１３
０％と限定した。通常の製鋼作業では、０．００１０％
未満にＮ量を下げることが困難であり、かつ経済的に好
ましくない。一方、０．０１３０％超ではブリスターと
呼ばれる "鋼板表面ふくれ" が発生するので好しくな
い。

【００２２】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。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。

【００２３】粗熱延と仕上熱延については、特に限定す
るものではないが仕上熱延段階の圧下率を高めたり、仕
上熱延後に鋼板を再結晶可能な温度域に所定時間保つこ
とは、熱延板の結晶組織を均一な再結晶組織に近づける
のに有効である。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５〜２０
トンのコイル状で５００〜７００℃で巻取られる。

【００２４】この熱延板のまま、又は、熱延板を焼鈍し
た後１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を
施す。熱延板焼鈍及び中間焼鈍は６５０〜１１００℃の
温度で行われる。この焼鈍は連続焼鈍でも箱焼鈍でもよ
い。最終冷延の圧下率を７５〜９５％とすることは、一
次再結晶集合組織中に、適正量の｛１１０｝＜００１＞
方位粒と、その｛１１０｝＜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（｛１１
１｝＜１１２＞等）を得るのに有利なので、更に好し
い。また、最終冷延前に行われる焼鈍の冷却過程の２０
０〜６５０℃の間の冷却速度を５℃／秒以上とすること
は、固溶Ｃ量を最終冷延時に確保し、一次再結晶集合組
織中に｛１１０｝＜００１＞方位粒の量を増すのに有利
なので、更に好しい。本発明のように、Ｍｎ量が高い場
合、Ｍｎ−Ｃダイポールが生じ、固溶Ｃ量が必要量確保
し難い傾向があるので、上記急冷は特段有効である。加
えて、最終冷延前に鋼板を５０〜２００℃に５秒〜２時
間保持することは、微細炭化物（ε−炭化物、Ｆｅ
₃ Ｃ）を冷延前に形成させ一次再結晶集合組織中の｛１
１０｝＜００１＞方位粒の量を確保する上で更に好し
い。この炭化物析出はＭｎ−Ｃダイポールの形成を抑制
するのに有効である。

【００２５】かかる最終冷延後の鋼板は、一次再結晶焼
鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍、平坦化焼鈍が施さ
れて最終製品となる。この一次再結晶焼鈍は、７００〜
１０００℃の温度で急速加熱による連続焼鈍で行われ
る。ここで一次再結晶焼鈍完了後、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８〜３０μｍとした
のは、図１に示すように、この値の範囲にすることが良
好な鉄損特性を得るために必要なためである。

【００２６】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０．０００５％以上の
窒化処理を施すと規定したのは、本発明のような低温ス
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、一次再結晶
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、窒素雰囲気中でプラズマを用い窒素を吸収さ
せる方法、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、図１に示したように、増窒素量で０．０００５％以
上は必要である。増窒素量の上限については特に限定し
ないが、不必要に増窒素量を増すと純化に必要な時間が
延びたり、その結果コイルの形状が悪化し、後述する平
坦化焼鈍時に形状矯正するに必要な伸びが過剰となり、
結果的には鉄損特性も劣化してしまうので好しくない。

【００２７】一次再結晶焼鈍後、引き続き、公知の方法
で焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を施す。この最終
仕上焼鈍は二次再結晶を生ぜしめるための前半部と、析
出物を分解し、Ｃ，Ｎを鋼中から放出させる純化を行わ
しめる後半部からなる。前半部は、８００〜９５０℃の
温度で行われるが、保持時間は１〜１００時間であり、
インヒビター強度を高める観点から焼鈍雰囲気にＮ₂ を
含有させ、焼鈍雰囲気から鋼中への窒化を行わしめるこ
とも、二次再結晶集合組織の｛１１０｝＜００１＞集積
度を高めるのに有効である。後半部は、９００〜１０５
０℃の温度で行われるが保持時間は５〜１００時間であ
り、焼鈍雰囲気は特に限定しないが１００％Ｈ₂ で行う
ことが純化の点で効果的である。

【００２８】最終焼鈍後、引き続き絶縁コーティングと
平坦化焼鈍が施される。絶縁コーティングは基本的には
公知の方法で行われるが、張力を過剰にもたせるコーテ
ィングを行うと、本発明のように最終仕上焼鈍後に表面
酸化物が十分形成されていない場合には、コーティング
が剥離しやすくなるので注意を要する。平坦化焼鈍は鋼
板に０．１〜５．０ kgf／mm² の張力を加えつつ、７０
０〜９００℃に１０〜５００秒保持することで行われ
る。この平坦化焼鈍の条件の詳細については特に限定し
ないが、この時の鋼板の伸びは５％以下とする必要があ
る。これは、図２に示したように、５％以下にすること
が、鉄損特性を良好ならしめるために必要だからであ
る。更に鉄損特性を良好ならしめるには、伸びを２．５
％以下にすることが好ましい。本発明のように最終仕上
焼鈍時に表面状態が変動し易い場合には、平坦化焼鈍条
件は、鋼板の伸び量を測定して制御することが鉄損特性
を安定化させる上で有効である。試通板した鋼板の伸び
が臨界値である５％を超えた場合には、本通板材又は、
試通板材と同様の成分と処理条件で最終仕上焼鈍まで施
した鋼板に対しては、平坦化焼鈍時の張力を下げたり、
温度を下げたり、時間を短くしたりすることが鉄損特性
を良好かつ安定な状態にするのに有効である。実際の平
坦化焼鈍時には、昇温時の熱膨張と降温時の熱収縮も生
じるが、ここで言う平坦化焼鈍を施したことによる伸び
というのは、平坦化焼鈍前の鋼板と処理後の鋼板を比較
して、張力を加えた方向の伸びのことを表現したもので
ある。

【００２９】

【実施例】

＜実施例１＞Ｃ：０．００３８％、Ｓｉ：２．３５％、
Ｍｎ：１．７１％、Ｓ：０．０００９％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１１％、Ｎ：０．００４９％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、１１５０℃
で加熱し、熱延し、２．０mm厚の熱延コイルを製造し
た。次いで、この熱延板に９００℃に１分間保持する熱
延板焼鈍を施し、次いで、圧下率約８３％で冷延して、
０．３３５mm厚の冷延板とした。更に、この冷延板を非
脱炭雰囲気（２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ₂ 、露点−３０℃）
中、（１）７５０℃に３０秒均熱、（２）８５０℃に３
０秒均熱、（３）９５０℃に３０秒均熱する３条件で連
続焼鈍を施し一次再結晶させた後、（Ａ）２５％Ｎ₂ ＋
７５％Ｈ₂ 焼鈍雰囲気中で７３０℃に１５秒保持する焼
鈍中、ＮＨ₃ガスを混入させ鋼板に窒素吸収を行わせ
る、（Ｂ）処理なし、なる２条件で処理した後、公知の
方法で焼鈍分離剤を塗布しコイル状とし、最終仕上焼鈍
を（Ｉ）１００％Ｈ₂ 中で８５０℃に２４時間均熱後、
引き続き、９２５℃に昇温して５０時間均熱、（II）２
０％Ｎ₂ ＋８０％Ｈ₂ 中で８９０℃に２４時間均熱後、
１００％Ｈ₂ に焼鈍雰囲気を切り換え、引き続き９５０
℃に昇温し、５０時間均熱、（III)２０％Ｎ₂ ＋８０％
Ｈ₂ 中で、８９０℃に２４時間均熱後、１００％Ｈ ₂ に
焼鈍雰囲気を切り換え引き続き、１０００℃に昇温し、
５０時間均熱、なる３条件で処理した。しかる後、公知
の方法で絶縁コーティングを施し、平坦化焼鈍を施し
た。この平坦化焼鈍の条件を（ａ）鋼板に張力を２．０
kgf／mm² 加えて、８８０℃に４０秒均熱、（ｂ）鋼板
に張力を０．６ kgf／mm² 加えて、８４０℃に４０秒均
熱、なる２通りとした。

【００３０】ここで、最終仕上焼鈍時のＮ量の変化及び
２次再結晶の進行状況については、小試料を用いて別途
調査した。実験条件と磁気特性結果を表１に示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】＜実施例２＞Ｃ：０．００２８％、Ｓｉ：
２．３４％、Ｍｎ：１．８１％、Ｓ：０．０００８％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１０％、Ｎ：０．００４５％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、
１２００℃で加熱し、熱延して、２．０mm厚の熱延コイ
ルを製造した。次いで、この熱延板に９００℃に１分間
保持する熱延板焼鈍を施し、炉冷、空冷、水冷、ミスト
冷却を組み合わせ冷却過程の２００〜６５０℃の間の冷
却速度を（ａ）３℃／秒、（ｂ）２０℃／秒とした。更
に、（１）湯槽にコイルを浸漬し８０℃に３０分保持、
（２）処理なし、なる２条件で処理し、圧下率８５．８
％で冷延して０．２８５mm厚の冷延板とした。次いで、
この冷延板を非脱炭性雰囲気（２５％Ｎ₂ ＋７５％
Ｈ₂ 、露点−３０℃）中８７０℃に３０秒均熱し一次再
結晶焼鈍を施した後、（Ａ）２５％Ｎ₂ ＋７５％Ｈ ₂ 焼
鈍雰囲気中で７７０℃に３０秒保持する焼鈍中、ＮＨ₃
ガスを混入させ鋼板に窒素吸収を行わせる、（Ｂ）処理
なし、なる２条件で処理した後、公知の方法で焼鈍分離
剤を塗布し、コイル状とし、２０％Ｎ₂ ＋８０％Ｈ₂ 中
で８６０℃に２４時間均熱した後、１００％Ｈ₂ に焼鈍
雰囲気を切り換え、引き続き９６０℃に昇温し５０時間
均熱する最終仕上焼鈍を施した。しかる後、公知の方法
で絶縁コーティングを施し、平坦化焼鈍を施した。この
平坦化焼鈍の条件を（Ｉ）鋼板に張力を１．８ kgf／mm
² 加えて８９０℃に４０秒均熱、（II) 鋼板に張力を
０．４ kgf／mm² 加えて８４０℃に４０秒均熱なる２通
りとした。

【００３４】最終仕上焼鈍前の１次再結晶粒の平均粒径
は１３〜１６μｍであった。ここで最終仕上焼鈍時のＮ
量の変化及び２次再結晶の進行状況については、小試料
を用いて別途調査した。その調査の結果、２次再結晶開
始までの増窒素量は、３３〜８１ppm であった。実験条
件と磁気特性結果を表２に示す。

【００３５】

【表３】

【００３６】

【発明の効果】本発明においては、低Ｃ化とＳｉ，Ｍ
ｎ量の調整により熱延時にγ相を形成させる、一次再
結晶焼鈍後の一次再結晶粒径制御と窒化処理によるイン
ヒビター強度制御により二次再結晶の駆動力を制御す
る、平坦化焼鈍時の伸びを制御する、更には、最終
冷延の圧下率制御、最終冷延前の焼鈍時の冷延速度制
御、最終冷延前の時効処理により、低温スラブ加熱
で、一次再結晶焼鈍、最終仕上焼鈍を簡略化してもな
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】一次再結晶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と熱延後最終仕上焼鈍の二次再
結晶開始までの間の増窒素量が鉄損特性に与える影響を
示したグラフである。

【図２】平坦化焼鈍を施したことによる鋼板の伸びと鉄
損の関係を示したグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：
   １．０〜４．０％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｓ＋０．
   ４０５Ｓｅ：０．０１０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０
   ０３〜０．０４０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０
   ％を含有し、残部は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、熱延板のまま、または熱延板焼鈍後、１回または中
   間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施し、次いで一次
   再結晶焼鈍、最終仕上焼鈍、平坦化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、一次再結晶焼鈍完
   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
   ８〜３０μｍ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、０．０００５％以上の
   窒化処理を施し、平坦化焼鈍を施したことによる鋼板の
   伸びを５％以下とすることを特徴とする一方向性電磁鋼
   板の製造方法。
2. 【請求項２】 最終冷延の圧下率を７５〜９５％とする
   ことを特徴とする請求項１記載の一方向性電磁鋼板の製
   造方法。
3. 【請求項３】 最終冷延前に行われる焼鈍の冷却過程の
   ２００〜６５０℃の間の冷却速度を５℃／秒以上とする
   ことを特徴とする請求項１又は２記載の一方向性電磁鋼
   板の製造方法。
4. 【請求項４】 最終冷延の前に、鋼板を５０〜２００℃
   に５秒〜２時間保持することを特徴とする請求項１，２
   または３記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。