JPH09263910A - 高Ｍｎ系方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】磁気特性のすぐれた高Ｍｎ系方向性電磁鋼板、
およびその製造方法の提供。 【解決手段】重量％にてＣ： 0.010％以下、Ｓｉ： 0.5
〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜 5.0％、Ｓ：0.01％以下、sol.
Ａｌ： 0.003〜0.030％、Ｎｂ： 0.001〜 0.010％、
Ｎ： 0.010 ％以下で、かつ Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ
（％）≦ 2.0 であって、残部はＦｅおよび不可避的不
純物からなる高Ｍｎ系方向性電磁鋼板。本鋼板は、熱間
圧延後の鋼板を１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延にて最終板厚とした後、急速加熱して一
次焼鈍し、次いで 825〜1050℃の温度域にて仕上げ焼鈍
する方法で製造できる。その際、熱間圧延時にα＋γの
２相域での合計圧下率を70％以上とすること、または冷
間圧延前に両表面から全板厚の10〜70％を再結晶部分と
することによって、より一層磁気特性を向上させ得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は変圧器や発電機、電
動機の鉄心材料や磁気シールド材として広く用いられる
方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、その金属組織として
ゴス方位と呼ばれる {110}<001> 方位の結晶配向を持
ち、とくに圧延方向に優れた励磁特性と鉄損特性を有す
る軟磁性材料である。この鋼板の従来の一般的な製造方
法は、Ｓｉを 3％程度含有する鋼のスラブを熱間圧延
し、そのまま、あるいは焼鈍（熱延板焼鈍）をおこな
い、１回または中間焼鈍を挟んで２回以上の冷延を施し
て最終板厚とし、その後連続焼鈍炉にて一次再結晶およ
び雰囲気ガス脱炭し、焼付き防止のための焼鈍分離剤を
塗布してコイルに巻取り、更に1100〜1200℃の超高温に
て仕上げ焼鈍する。その後、分離剤除去、平坦化焼鈍、
表面絶縁コーティング等をおこなって製品にする。

【０００３】仕上げ焼鈍の目的は、二次再結晶によりゴ
ス方位に集積した集合組織を形成させること、およびそ
の後にこの二次再結晶の方位形成に用いたインヒビター
の微細析出物を除去することにある。この析出物の除去
工程は純化焼鈍とも呼ばれ、二次再結晶と共に良好な磁
気特性を得るためには必須の工程である。

【０００４】二次再結晶のインヒビターには、従来、Ｍ
ｎＳのような硫化物系の析出物が利用されているが、硫
化物系の析出物は溶解度積が小さいので、効果的な微細
析出物を均一に分散させるには、Ｍｎ量を抑え、熱間圧
延のスラブ加熱温度をできるだけ高くし、硫化物を充分
固溶させねばならない。方向性電磁鋼板は電気抵抗を高
めるなどの目的で通常 3％前後のＳｉを含有している
が、高Ｓｉ量にて極低Ｃにすると、オーステナイト
（γ）相が現われなくなって常温から高温までフェライ
ト（α）相一相になる。そうなるとインヒビターの分散
が悪くなるばかりでなく、熱間圧延過程でα−γ変態が
ないために、スラブの高温加熱とあいまって熱延板の結
晶粒が粗大となりやすい。

【０００５】粗大結晶粒になった熱延板は、冷間圧延時
の割れ発生、最終製品でのリジングの発生、あるいはそ
の磁気特性の劣化を来す。そこである程度Ｃを含んだス
ラブを用い、γ相が出るようにしてインヒビターの分散
と細粒化をはかる。ところがこのＣは磁気特性を著しく
劣化させるので、冷間圧延後の焼鈍工程において雰囲気
で脱炭して極低炭素化する。さらにゴス方位の二次再結
晶粒を発達させるのに必須であった微細析出物は、最終
製品の電磁鋼板の磁気特性には極めて有害なので除去す
る必要があり、二次再結晶後、水素ガス雰囲気により鋼
中のＳを表面から排除する。この場合、硫化物を分解し
固溶Ｓとして表面へ拡散させ、その上で水素と反応させ
るために、1100〜1200℃の超高温域で長時間処理しなけ
ればならない。

【０００６】以上のような製造法により作られる方向性
電磁鋼板は、製造の過程で1300℃以上のスラブ加熱によ
る熱間圧延、連続脱炭焼鈍、さらには1100℃以上の超高
温の仕上げ焼鈍といった特殊な工程が必要であり、それ
ぞれ専用の設備を要するために極めてコストの高いもの
になる。

【０００７】このコストの問題あるいは工程条件の簡易
化の問題を解決すべく、種々の研究開発が進められてい
る。本発明者らは、先にＣ：0.01％以下、Ｓｉ： 0.5〜
2.5 ％、Ｍｎ： 1.0〜 2.0％の、従来よりは低Ｓｉで
かつ高Ｍｎであることを主な特徴とする方向性電磁鋼板
と、中間工程での脱炭焼鈍を必要とせず仕上焼鈍の低温
化が可能なその製造方法とを発明した（特公平 5−6470
1 号公報）。この方法はＳｉを低くすることにより素材
の硬さを下げて圧延を容易にし、脱炭焼鈍の省略と仕上
げ焼鈍温度の低下によって、方向性電磁鋼板のコスト低
減に大きく貢献し得るものである。さらに特開平 6−96
66号公報ではこの方法を改善し、極低炭素にてＳｉ：1.
5 〜 3.0％、Ｍｎ： 1.0〜 3.0％、かつＳｉ（％）−
0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0である鋼による、高Ｍｎ系方向
性電磁鋼板とその製造方法を提示している。

【０００８】この高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法の
最大の特徴は、インヒビターに窒化物系の析出物（鉄と
鋼：Vol.80(1994),No8,659頁参照）を用いることにあ
る。このためにＭｎを多量に含有させることができ、そ
れによって、極低炭素化したスラブを用いてもγ相が現
われるのでα−γ変態を生じ、後の焼鈍工程での脱炭が
不要となっている。また、Ｍｎの含有量増加は電気抵抗
上昇の効果もある。窒化物系の析出物は、硫化物系より
も溶解度積が大きく低温で充分固溶するため、スラブ加
熱温度を通常の熱延鋼板の製造と同じ温度（1150〜1250
℃）にまで下げることが可能になる。さらに、インヒビ
ターとして二次再結晶に用いる窒化物系微細析出物は、
固溶温度が低く、しかもＮの鋼中拡散速度はＳよりもは
るかに速いので、1000℃以下の低温でかつ短時間に除去
できる。このように、高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方
法は、従来高温を要した各工程の処理温度を大きく低下
させることができ、特殊な専用設備を必要としないとい
う点において画期的な方法である。

【０００９】しかしながら、この高Ｍｎ系方向性電磁鋼
板の製造方法の量産の場での適用に関しては、まだすべ
ての製造条件が充分に確立されているとは言い難く、改
良すべき点が多く残されている。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述の高Ｍ
ｎ系方向性電磁鋼板の製造方法に関連し、その製造の安
定性や到達性能のレベルを、より一層向上させることを
目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、高Ｍｎ系
方向性電磁鋼板の製造方法に関して、製品の特性レベル
の向上とその安定化のために種々製造条件の検討をおこ
なってきた。高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法の特徴
は、上述のようにＡｌ、ＳｉまたはＭｎなどとＮが化合
した窒化物系の微細析出物をインヒビターに利用してい
ることにある。これらの窒化物系微細析出物は、インヒ
ビターとしての効果を、ＭｎＳなどの硫化物系に比較し
て、より低温の処理にて発揮させ得る利点があるが、温
度を高くしてより速く十分に二次再結晶をおこなわせよ
うとする場合には、その効果が弱くなるという難点があ
る。

【００１２】この窒化物系インヒビターの効果をより強
くする方法を種々検討の結果、Ｎｂの少量添加が有効で
あることがわかった。これはＮｂ添加により、微細析出
物の分散状態が変化し微細になる傾向があることと、高
温での安定性が増すことによると思われた。

【００１３】そこで、さらにＮｂの添加の有効範囲など
の調査を進めたところ、インヒビターの強化ばかりでな
く、Ｎｂそのものも磁気特性向上に大きく寄与すること
が明らかになってきた。すなわちＮｂの添加は、磁気特
性に好ましい結晶方位のゴス方位へ集積度を高める効果
もある。この磁気特性向上効果は、熱間圧延の条件の制
御、または熱間圧延後熱処理をおこなうなど、冷間圧延
の前の熱延鋼板の製造条件や処理方法を組合せることに
より、一層顕著になるのである。

【００１４】方向性電磁鋼板のゴス方位結晶粒は、熱間
圧延時に鋼板の表層近くで発生した{110}<001>方位すな
わちゴス方位の結晶核が、二次再結晶の過程で、冷間圧
延後の焼鈍による一次再結晶で多くできた{111}<112>方
位などの結晶粒を、インヒビターの存在化で蚕食して成
長し形成されると言われている。ところが、極低炭素鋼
では熱間圧延の後段にてＡｒ₃ 点を下回る温度で圧延さ
れる傾向にあり、そうなると板厚の中央部では{100}<01
1>方位の結晶粒が発達しやすくなる。この方位の結晶
は、冷間圧延後の一次再結晶後にも同じ方位のまま残る
傾向にあり、二次再結晶時のゴス方位結晶粒の成長を阻
害する。これに対して、少量のＮｂが存在すると熱間圧
延時にオーステナイト域での圧延加工後の再結晶が遅滞
し、そのために熱間圧延後の鋼板には{211}<011>、{31
1}<011>あるいは{332}<113>などの方位の結晶粒が多く
なる。これらの方位の結晶粒を冷間圧延し焼鈍すると{1
11}<112>方位などの結晶粒になる傾向があり、そのため
に二次再結晶の過程でゴス方位結晶粒が成長しやすくな
ったものと考えられた。

【００１５】また、高Ｍｎ系方向性電磁鋼板製造時、熱
間圧延後の鋼板断面の金属組織の光学顕微鏡観察におい
て、熱延条件により鋼板の表面近くは再結晶し、内部は
加工組織が残ったような状態が観察される場合が多くあ
る。この再結晶状態の部分と加工組織状態の部分との比
率が変ると最終製品の磁気特性が大きく変化し、特定の
比率の場合に、磁気特性がより改善されることも確かめ
られた。そこで、この効果をＮｂを少量添加した鋼にも
活用したところ、より一層の磁気特性向上が得られるこ
とを知った。なお、ここで再結晶部分または加工組織部
分というのは、厳密な意味で再結晶しているとか未再結
晶状態であるということではなく、光学顕微鏡観察にお
いて組織の状態がそのように見える部分を指す。

【００１６】冷間圧延前に鋼板の表面近くの部分が再結
晶していると磁気特性が向上するのは、二次再結晶の過
程で表層近くに発生したゴス方位の二次再結晶粒が、鋼
板内部にあった加工組織部分の冷間圧延され焼鈍されて
一次再結晶した組織を蚕食して成長することにより、一
層方位の揃ったものになりやすくなるためと思われる。
なお、この冷間圧延前表面近くが再結晶していることに
よる磁気特性向上効果は、１回の冷間圧延による場合に
とくに顕著であり、中間焼鈍を挟んで２回の冷間圧延を
おこなう場合は、冷間圧延前の組織の影響は大きくな
い。

【００１７】Ｎｂ添加によるこのような磁気特性向上効
果を、実際の電磁鋼板の製造に適用する場合の最適条件
についてさらに検討を進め本発明を完成させた。本発明
の要旨は次のとおりである。

【００１８】(1) 重量％にて、Ｃ： 0.010％以下、Ｓ
ｉ： 0.5〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜 5.0％、Ｓ：0.01％以
下、sol.Ａｌ： 0.003〜 0.030％、Ｎｂ： 0.001〜 0.0
10％、Ｎ： 0.010％以下で、かつ Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・・ であって、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする高Ｍｎ系方向性電磁鋼板。

【００１９】(2) 重量％にて、Ｃ：0.0010〜 0.030％、
Ｓｉ： 0.5〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜5.0％、Ｓ：0.01％
以下、sol.Ａｌ： 0.003〜 0.030％、Ｎｂ： 0.001〜
0.010％、Ｎ：0.0010〜 0.010％で、かつ Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・・ であって、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる熱
間圧延後の鋼板を、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を
挟む２回の冷間圧延をおこなって最終板厚とした後、急
速加熱して焼鈍し、次いで 825〜1050℃の温度域にて仕
上げ焼鈍することを特徴とする上記 (1)の高Ｍｎ系方向
性電磁鋼板の製造方法。

【００２０】(3) 冷間圧延前の熱間圧延の際の仕上げ圧
延過程において、α＋γの２相域での合計圧下率を70％
以上とした鋼板とすることを特徴とする、上記(2) の高
Ｍｎ系方向性電磁鋼板製造方法。

【００２１】(4) 冷間圧延前に両表面から板厚の10〜70
％を再結晶部分とした鋼板とし、１回の冷間圧延により
最終板厚とすることを特徴とする上記(2) または(3) の
高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法。

【００２２】

【発明の実施の形態】本発明の製造方法では、Ｃ、Ｎ以
外の元素は製鋼段階で定った含有量がほとんどそのまま
最終製品の含有量になるが、ＣおよびＮについては鋳片
スラブないしは熱間圧延後の鋼板の含有量と、最終製品
とでは大きく異る。なお、以下の説明において「％」は
すべて重量％である。

【００２３】(1) Ｃ Ｃは磁気特性に悪影響をおよぼすので、電磁鋼板製品で
は少なければ少ないほど望ましく、多くとも 0.010％以
下とする。しかし素材の鋼スラブないしは冷間圧延前の
素材鋼板の段階では、Ｃ含有量は 0.001％以上 0.030％
以下である。この下限を 0.001％以上とするのは、製鋼
段階で 0.001％を下回るようにすると、鋼中の酸化物系
介在物が増加することもあるが、Ｎｂ添加による磁気特
性向上効果が減退するためである。また、素材鋼板中に
含まれているＣは、一次再結晶の焼鈍、さらには仕上げ
焼鈍の過程で脱炭が進行し減少していくので、製品のＣ
量よりも多少多くてもよい。しかし、多すぎると焼鈍工
程で十分低減できなくなることや、ゴス方位の形成に影
響がでてくるので、素材鋼板でのＣ量は0.03％以下とす
る。

【００２４】(2) Ｓｉ Ｓｉは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、含有
量が増加するほど鋼板の電気抵抗は上昇し渦電流損が低
下し、結果として鉄損が低減する。しかし 4.0％を超え
る含有量では、たとえ次項に述べるようにＭｎ量を増し
たとしても、二次再結晶が不安定になるとともに、加工
性が低下して冷間圧延が困難となる。一方、 0.5％未満
の含有量では鋼板の電気抵抗が小さすぎるため、鉄損の
低減が不十分になる。したがって、Ｓｉの含有量は0.5
〜4.0 ％の範囲とする。

【００２５】(3) Ｍｎ Ｍｎは、高Ｓｉの低炭素鋼スラブの熱間圧延の加熱時に
γ相を出現させ、α−γ変態を生じさせるのに必要な元
素である。高温でγ相にし、冷却過程で変態させること
により、熱間圧延での熱延板の組織の均質化や、インヒ
ビターの均一分散化がもたらされ、その結果として仕上
げ焼鈍におけるゴス方位への集積度の高い二次再結晶粒
の成長を促進する。このためにＭｎを添加するが、一方
では、仕上げ焼鈍の際のγ相を出現させやすくし、二次
再結晶で得られたゴス方位を破壊することになるので、
多すぎるのは好ましくない。α−γ変態の温度は、フェ
ライト形成元素であるＳｉと、オーステナイト形成元素
であるＭｎとの含有量のバランスで決まるから、Ｓｉと
Ｍｎはそれぞれの含有量を関連させて調整しなければな
らない。本発明においては、 Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・ となるようにＳｉに対してＭｎを含有させる。これによ
って熱間圧延工程における変態の発生が可能で、かつ仕
上げ焼鈍時の変態を阻止できる。

【００２６】Ｓｉ量が本発明の上限である 4.0％含有の
場合に上記式を満足させるには、4.0％以上のＭｎが
必要である。また、Ｓｉ量が 2.0％未満の材料でも 1.0
％以上のＭｎ含有は、二次再結晶の安定化に必要であ
る。Ｍｎは鋼板の電気抵抗の増加に有効であり、鉄損低
減の目的からも 1.0％以上のＭｎの含有は有用である。
しかし5.0 ％を超えるＭｎは冷間加工性を劣化させるの
で、含有量の上限を 5.0％とする。即ち、Ｍｎ含有量は
1.0〜5.0 ％で、かつ上記式の条件を満足しなければ
ならない。

【００２７】(4) Ｓ ＳはＭｎとともにＭｎＳを形成する。従来の方向性電磁
鋼板の製造方法においては、これをインヒビターとして
活用するため、スラブである程度以上の含有が必須であ
った。しかし、本発明では主要なインヒビターに窒化物
を使っているのでＳを多量に含有させる必要はなく、し
かも本発明の方法では、最終の仕上げ焼鈍は温度が1050
℃以下と低いため、脱硫効果は期待できない。さらに、
最終製品にて多量のＭｎＳ粒子が鋼中に残存すると鉄損
の劣化を来す。したがって、Ｓ含有量は製品において
も、素材の鋼スラブにおいても0.01％以下とするが、磁
気特性への影響からは少なければ少ないほどよく、望ま
しいのは 0.005％以下である。

【００２８】(5) sol.Ａｌ（酸可溶Ａｌ） Ａｌは、本発明においてゴス方位の二次再結晶粒の生成
に重要な役割を果たす主要なインヒビターである、Ａｌ
Ｎ、 (Ａｌ，Ｓｉ) Ｎ、あるいは (Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ)
Ｎのような窒化物を形成させるのに重要な元素である。
sol.Ａｌが 0.003％未満では窒化物量が不足し十分なイ
ンヒビター効果が得られず、 0.030％を超えるとインヒ
ビター量が多くなりすぎるとともに、その分散状態も不
適切になり安定した二次再結晶が生じない。したがっ
て、sol.Ａｌ含有量は 0.003〜 0.030％に限定する。

【００２９】(6) Ｎｂ ＮｂはＡｌと同時に含有させることにより、結晶のゴス
方位への集積度が高く鉄損の低い電磁鋼板が得られる。
この場合、 0.001％未満の含有は効果がなく、0.01％を
超える含有は結晶粒の成長を阻害し、さらには最終焼鈍
後段の純化の際の脱Ｎや脱Ｃを阻害し、磁気特性を大き
く劣化させる。したがって、Ｎｂ含有量は 0.001〜0.01
0％とする。

【００３０】(7) Ｎ 最終製品の電磁鋼板中のＮは磁気特性を劣化させるの
で、その含有量は少なければ少ないほどよい。仕上げ焼
鈍の後半に十分低い値にまで低減させるが、最終製品で
のＮ含有量は 0.005％以下が望ましく、多くても 0.010
％までとする。ただし、上述のインヒビターとなる窒化
物を形成するために必要であり、二次再結晶が完了する
までは重要な元素である。スラブないしは素材の熱延鋼
板の段階において、 0.001％未満では二次再結晶時に窒
化物の析出量が少なすぎて所望のインヒビター効果が得
られず、0.010 ％を超えて含有させてもその効果は飽和
することから 0.001〜 0.010％の範囲が適当である。

【００３１】本発明の電磁鋼板を製造するための冷間圧
延前の熱間圧延は、スラブ加熱温度1150〜1280℃、仕上
げ温度 780〜 950℃、巻取温度 600〜 750℃程度の通常
の冷延鋼板用極低炭素鋼に適用される条件でも、十分磁
気特性改善効果は得られる。しかし、次のような熱間圧
延条件、または熱延板処理を適用すれば、磁気特性のよ
り一層の向上が可能である。

【００３２】(8) α＋γ二相域での圧下率 熱間圧延の後段のＡｒ₃ 変態点以下Ａｒ₁ 変態点以上の
温度域、すなわちα＋γの二相域にて、合計の圧下率を
70％以上とすることが磁気特性の向上に好ましい。Ｎｂ
を含有させた場合、このような条件で熱間圧延をおこな
うと、二次再結晶にてゴス方位への集積が高くなり、磁
気特性が向上するためである。70％を超えれば圧下率の
大きい方が向上効果は大きくなるが、温度降下も大きく
なり仕上げ温度が下りすぎてしまうので、現実的に90％
以上は困難である。しかし、高周波加熱や直接通電加熱
などの手段によりスタンド間加熱をおこなえば、この温
度域での合計の圧下率をさらに大きくすることができ
る。

【００３３】Ｎｂが存在する場合、α＋γ二相域におい
て高圧下の圧延をおこなうと、{211}<011>、{311}<011>
あるいは{332}<113>などの、いわゆる圧延の変態集合組
織が発達し、冷間圧延後の一次再結晶焼鈍で{111}<112>
が多くなり、それによって二次再結晶の過程でゴス方位
の結晶粒が成長しやすくなるためと考えられる。

【００３４】(9) 冷間圧延前の金属組織 冷間圧延前の鋼板の金属組織を、両表面から全板厚の合
計で10〜70％を再結晶部分とすることが磁気特性向上に
効果がある。熱延ままでも、熱延板を焼鈍していても、
断面の光学顕微鏡観察の範囲において、表面に再結晶部
分が存在し内部に加工組織部分が残っておればよい。こ
の効果は、とくに中間焼鈍をおこなわない１回の冷間圧
延で所定の板厚にする製造方法の場合顕著である。な
お、ここで再結晶部分または加工組織部分というのは、
前述のように厳密な意味で再結晶しているとか未再結晶
状態であるということではなく、光学顕微鏡観察におい
て組織の状態がそのように見える部分である。

【００３５】加工組織部分を除いた、両表面からの再結
晶部分の全板厚に対する比率が10％未満または70％を超
える場合は、仕上げ焼鈍後のゴス方位の発達が不十分
で、鉄損が増大する。これは再結晶部分が10％未満の場
合、一次再結晶後に表層近くのゴス方位結晶粒が少な
く、70％以上になると二次再結晶時に表層から離れた部
分でゴス方位以外の結晶粒が発達しやすくなるためと考
えられた。なお、両表面からの再結晶部分は、必ずしも
上下面から均等な厚さである必要はないが、ゴス方位結
晶粒の発達の要因を減じないために、少ない方の側でも
表面から全厚の 5％以上はあることが望ましい。

【００３６】この再結晶部分の比率が、合計で全板厚の
10〜70％である鋼板は、次に述べる(10)または(11)の方
法で製造することができる。また、この状態の金属組織
を得るに際し、(10)または(11)の方法が上述の (8)と重
複していてもよく、その場合も十分な効果を得ることが
できる。

【００３７】(10)熱間圧延条件 熱間圧延の仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（Ｃ
Ｔ）により、熱間圧延後の鋼板の再結晶部分の比率が変
化する。ＦＴおよびＣＴとも高温の場合は板厚中心部ま
で再結晶部分が拡がっており、ＦＴおよびＣＴとも低温
では表層の再結晶部分が少なくなる。再結晶部分の比率
を目的とする範囲内に入れるには、ＦＴが高い場合ＣＴ
は低目、ＦＴが低い場合にはＣＴを高めに選べばよい。

【００３８】本発明範囲の鋼成分内で、両表面から全板
厚の10〜70％が再結晶部分になっている熱延鋼板を得る
ための、ＦＴ（℃）およびＣＴ（℃）の関係は下記の式
で表せる範囲内である。ただし、ＦＴおよびＣＴの関係
がこの式を満足していても、ＦＴが 930℃を超えると内
部まで再結晶部分の範囲が拡がり、他方 780℃未満では
再結晶部分の範囲が不足し、目的とする比率の再結晶部
分が得られない。すなわち、両表面からの再結晶部分が
全板厚の10〜70％になっている熱延板を得るための熱間
圧延条件は、 1250−（2/3）×ＦＴ≦ＣＴ≦1300−（2/3）×ＦＴ ・・・ 780≦ＦＴ≦ 930 ・・・・・・・・・・・・・・・・ であることが望ましい。

【００３９】(11) 熱延板焼鈍 冷間圧延前の熱延板において、両表面から全板厚の10〜
70％が再結晶部分になっている状態は、熱間圧延後焼鈍
しても得ることができる。本発明方法で定める成分範囲
の鋼にて、目的とする比率の再結晶部分を得るために
は、熱間圧延のＣＴを 600℃以下とし、焼鈍の温度範囲
を 625〜1000℃とすのがよい。ＦＴはとくには定めない
が、 780〜 930℃が望ましい。

【００４０】ＣＴは 600℃以下であれば常温まで冷却し
てもかまわないが、 600℃を超えると焼鈍時に再結晶部
分が大きくなりすぎることがある。焼鈍の方法は箱焼鈍
法でも連続焼鈍法でもよく、 625℃未満では再結晶部分
の発達が不十分であり、1000℃を超えると発達しすぎ
る。目的とする比率の再結晶部分を得るのに、箱焼鈍法
の場合 625〜750 ℃にて30min 〜20ｈの均熱が望まし
く、連続焼鈍法の場合は750 〜1000℃にて10ｓ〜 5min
の均熱が望ましい。ただし、焼鈍方法により同じ焼鈍温
度でも再結晶部分の比率が異る。すなわち焼鈍の均熱温
度が規制範囲内であっても、箱焼鈍法では温度の高すぎ
る場合、連続焼鈍法では低すぎる場合においては、目的
とする再結晶の範囲を逸脱することがある。

【００４１】上述の熱延鋼板を用い、冷間圧延して最終
製品の板厚とした後、一次再結晶のための焼鈍、二次再
結晶および純化のための仕上げ焼鈍等をおこなって、電
磁鋼板にする。その工程において、本発明で定める条件
は次のとおりである。

【００４２】(12)冷間圧延および中間焼鈍 素材鋼板を所要の板厚まで冷間圧延するための圧下率
は、40〜90％であればよい。40％未満では、二次再結晶
を充分促進させるだけの一次再結晶組織が得られず、90
％を超えるとゴス方位の発達がよくないためである。よ
り安定して二次再結晶をおこなわせるためには60〜90％
の圧下率が望ましい。

【００４３】磁気特性の一層の向上や、より薄い電磁鋼
板が必要な場合、中間焼鈍をはさんで 2回の冷間圧延を
おこなって所要板厚にする。 1回目の冷間圧延の圧下率
は特には定めないが40〜90％が望ましい。これは40％未
満では中間焼鈍で異常粒成長することがあり、90％を超
える圧下は高Ｓｉの場合実現困難になる。中間焼鈍温度
の望ましい範囲は、 600〜 950℃である。 600℃未満で
は充分な歪み取りができず、 950℃を超えると結晶粒が
粗大化し、仕上げ焼鈍での二次再結晶が不十分になるた
めである。なお、焼鈍方法は箱焼鈍法でも連続焼鈍法で
もかまわない。

【００４４】2回目の冷間圧延の圧下率の望ましい範囲
は50〜80％である。この範囲を超えても、下回っても最
終製品の磁気特性は悪くなる。また、 1回の冷間圧延に
より所定の板厚とする場合には、 (9)で説明した熱延板
の表面の再結晶部分の存在は製品の磁気特性向上にとく
に効果があるが、中間焼鈍を挟む 2回の冷間圧延をおこ
なえば、冷間圧延前の鋼板の状態に大きくは影響されず
に磁気特性の向上が得られる。

【００４５】(13)一次再結晶焼鈍 後述の仕上げ焼鈍で安定して二次再結晶を発生させ、ゴ
ス方位を発達させるには、急速加熱焼鈍により一次再結
晶させておく必要があり、このために連続焼鈍法とす
る。望ましい条件は、加熱速度としては 5〜20℃／ｓ程
度、焼鈍温度としては、 700〜1000℃程度、均熱時間と
しては 5〜 300ｓ程度である。

【００４６】(14) 仕上げ焼鈍 一次再結晶焼鈍後の仕上げ焼鈍は、 825〜1050℃の温度
域とするが、二次再結晶によるゴス方位発達を目的とす
る前半の焼鈍と、その後の析出物除去または純化を目的
とする後半の焼鈍とが含まれる。

【００４７】ゴス方位の二次再結晶粒を充分に発達させ
るためには、窒素を含有する水素雰囲気中で焼鈍するこ
とが望ましい。その理由は、インヒビターである窒化物
が脱窒により減少し二次再結晶の進行が不安定になるの
を防止するためと、更に積極的には焼鈍雰囲気からの吸
窒によりインヒビターとなる窒化物の析出量を増加さ
せ、より効果的にゴス方位への集積度の高い二次再結晶
をおこなわせるためである。この目的には焼鈍雰囲気中
の窒素含有量は10％以上であることが望ましい。ただ
し、雰囲気中の窒素量の上限は、 100％とするよりも吸
窒の進行を配慮すれば 1％程度以上の水素が存在してい
る方がよい。

【００４８】二次再結晶をおこなわせる温度としては 8
25〜925 ℃の範囲が望ましい。 ８２５℃未満ではイン
ヒビターの粒成長抑制力が強すぎて二次再結晶が発生せ
ず、 ９２５℃を超える温度域ではインヒビター効果が
弱く、ゴス方位の集積度の弱い二次再結晶粒が発生する
か、通常の粒成長により一次再結晶粒が粗大化するため
である。825〜 925℃の範囲での保持時間は少なくとも
7ｈは必要であるが、100 ｈを超える保持はそれ以上の
粒成長がなく経済的にも不利である。これらの理由か
ら、仕上げ焼鈍の前半の二次再結晶粒の発達を目的とす
る過程では、窒素含有雰囲気中において825 〜 925℃で
7〜100 ｈ保持することが望ましい。

【００４９】インヒビターとして活用した窒化物は磁気
特性上有害なものであり、二次再結晶が完了した後は除
去する必要がある。このためには水素雰囲気中での焼鈍
が有効で、同時に磁気特性に有害なＣも除去される。こ
の純化の目的には、 850℃未満の温度では長時間要する
ので、 850℃以上で焼鈍するのが望ましい。ただし、10
50℃を超える温度になるとγ相が現われ、ゴス方位のα
粒組織を破壊するばかりでなく、ＣおよびＮの除去速度
が低下してくる。この純化焼鈍の保持時間は少なくとも
7ｈが必要であるが、 100ｈを超える保持は除去がほぼ
限界に達するため不必要である。したがって、仕上げ焼
鈍の後半は水素雰囲気中において925 ℃を超え1050℃ま
での温度域にて、望ましくは 7〜 100ｈ保持する純化焼
鈍をおこなう。

【００５０】以上の二次再結晶過程と純化焼鈍過程とは
必ずしも明確に区分する必要はなく、 825〜1050℃の温
度域にて、焼鈍の初期は相対的に低い温度で窒素を含む
雰囲気、中期から後期にかけてはより高温で窒素量を減
じ水素量を多くした雰囲気とし、仕上げ焼鈍の合計時間
を 200ｈまでとしてもよい。

【００５１】なお、仕上げ焼鈍の前に焼鈍時の焼き付き
防止のための焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向
性電磁鋼板の製造方法と同じである。仕上げ焼鈍後の工
程としては通常の方向性電磁鋼板と同様に、焼鈍分離剤
を除去した後、絶縁コーティングを施したり平坦化焼鈍
をおこなえばよい。

【００５２】

【実施例】

〔実施例１〕表１に示す化学組成のスラブを加熱温度12
00℃、仕上げ温度 890℃として 2.3mm厚まで熱間圧延
し、 650℃にて巻取った。脱スケール後、 650℃にて 4
ｈ保持の箱焼鈍をおこなった。この段階にて各鋼板の断
面の光学顕微鏡組織を観察したところ、いずれの鋼板も
表面からの再結晶部分が片面約10％づつ、すなわち全板
厚の約20％であることが確認された。これらを冷間圧延
して0.35mm厚とし、一次再結晶を目的として 880℃、30
ｓ均熱で連続焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を塗布して仕上
げ焼鈍をおこなった。仕上げ焼鈍は、窒素25％残部水素
の雰囲気中にて 875℃で24ｈの均熱により二次再結晶さ
せ、その後水素 100％の雰囲気として 950℃にて30ｈ均
熱とした。平坦化焼鈍後、ＪＩＳに規定の方法により各
鋼板から圧延方向に平行に試験片を切出し、エプスタイ
ン枠を用いて磁気特性を測定した。

【００５３】

【表１】

【００５４】磁気特性の測定結果を併せてを表 2に示す
が、試験番号 1〜 7の本発明で定める化学組成を有する
鋼は、試験番号 8のＡｌ含有量が高すぎる鋼、 9のＮｂ
を含まない鋼、または10のＳｉもＭｎも高くその上式
を満足しない組成の鋼、等による場合に比較し優れた結
果を示している。

【００５５】なお、表１の鋼Ｆ、ＧおよびＨは、スラブ
の段階にて化学組成のＣの含有量が0.01％以上であった
が、最終焼鈍後の製品においては 0.005％を下回ってい
た。

【００５６】〔実施例２〕表１に示した鋼Ａを用い、ス
ラブ加熱温度を1250℃とし、 980℃から1103℃の温度範
囲、すなわちα＋γ域の圧下率を種々変えて、熱間圧延
をおこなった。得られた熱延鋼板は、一部のものは焼鈍
をおこない、断面の組織を観察した。これら熱延鋼板に
より、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延をおこなって最終板厚とした。その後は、実施例１
と同じ方法にて一次再結晶焼鈍、焼鈍分離剤塗布後仕上
げ焼鈍および平坦化焼鈍して、得られた鋼板から試験片
を切出し、磁気特性を測定した。

【００５７】表２に熱間圧延の条件、熱延板焼鈍の有無
とおこなった場合の条件、再結晶部分の比率、冷間圧延
条件をまとめて示す。また、磁気特性の測定結果も併せ
て表２に示す。これらの磁気特性の比較から、熱延板焼
鈍の有無、あるいは１回冷圧、２回冷圧の如何にかかわ
らず、熱間圧延のα＋γ域の圧下率が70％を超える場合
は、それを下回る場合に比較して磁束密度、鉄損とも優
れたものが得られることがわかる。

【００５８】

【表２】

【００５９】〔実施例３〕表１に示したＢ鋼を用いてス
ラブ加熱温度を1250℃とし、ＦＴおよびＣＴを変えて熱
間圧延した。１回の冷間圧延で所定の板厚に圧延する場
合は熱間圧延の仕上げ板厚を 2.3mmとし、中間焼鈍をは
さむ２回冷間圧延の場合は板厚を 3.0mmとした。鋼板に
よってはさらに熱延板の焼鈍をおこなった。各鋼板の冷
間圧延前の断面の光学顕微鏡組織を観察し、再結晶部分
の比率を調べた。次にこれらの鋼板を冷間圧延し、一部
の鋼はさらに中間焼鈍および二次冷間圧延をおこない、
最終製品の板厚とした。

【００６０】表３に、これらの製造工程条件、および再
結晶部分の比率の調査結果をまとめて示す。冷間圧延後
は、実施例１と同じ条件で処理して電磁鋼板製品とし、
同様にエプスタイン枠によりその磁気特性を測定した。

【００６１】表３に結果を併せて示すが、１回冷延の場
合、冷間圧延前の再結晶部分の比率が 0％または 100％
であった試験番号21または24は、他の本発明で定める範
囲に入る試験番号19、20、22および23に比較して磁束密
度は低く、鉄損は高く磁気特性の劣る結果を示してい
る。

【００６２】また、２回冷延をおこなった場合は、試験
番号25〜28の比較からわかるように、再結晶部分比率の
影響は小さく、いずれもすぐれた磁気特性を示してい
る。

【００６３】

【表３】

【００６４】

【発明の効果】本発明によれば、より磁気特性のすぐれ
た高Ｍｎ系方向性電磁鋼板を得ることができ、さらにそ
の鋼板を安定して製造することが可能になる。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、Ｃ： 0.010％以下、Ｓｉ：
   0.5〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜 5.0％、Ｓ：0.01％以下、s
   ol.Ａｌ： 0.003〜 0.030％、Ｎｂ： 0.001〜 0.010
   ％、Ｎ：0.010％以下で、かつ下記式を満足し、残部
   はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする
   高Ｍｎ系方向性電磁鋼板。 Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・・
2. 【請求項２】重量％にて、Ｃ：0.0010〜 0.030％、Ｓ
   ｉ： 0.5〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜 5.0％、Ｓ：0.01％以
   下、sol.Ａｌ： 0.003〜 0.030％、Ｎｂ： 0.001〜 0.0
   10％、Ｎ：0.0010〜 0.010％で、かつ下記式を満足
   し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる熱間圧延
   後の鋼板を、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２
   回の冷間圧延をおこなって最終板厚とした後、一次再結
   晶焼鈍し、次いで 825〜1050℃の温度域にて二次再結晶
   および純化の仕上げ焼鈍することを特徴とする請求項１
   に記載の高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法。 Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・・
3. 【請求項３】冷間圧延前の熱間圧延の際の仕上げ圧延過
   程において、フェライト相とオーステナイト相の二相混
   合域での合計圧下率を70％以上とすることを特徴とする
   請求項２の高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】冷間圧延前に両表面から合計で板厚の10〜
   70％を再結晶部分とした鋼板とし、１回の冷間圧延によ
   り最終板厚とすることを特徴とする請求項２、または請
   求項３の高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法。