JPH10130728A - 高磁場特性に比較して低磁場特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 小型発電機の鉄心やＥＩコアに必要とされる
高磁場特性に比較して低磁場特性に優れた方向性電磁鋼
板を得る。 【解決手段】 方向性電磁鋼板の製造に際し、仕上げ熱
延入側温度：900 ℃以上、仕上げ熱延前段４パスの累積
圧下率：90％以上の条件で仕上げ熱延を施すと共に、 8
00〜950 ℃の温度域で熱延板焼鈍を施し、さらに脱炭焼
鈍時の均熱過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)を 0.7未満とす
る一方、昇温過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)は均熱過程に
おけるそれよりも低い値に設定する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器や発電機
の鉄心に利用される方向性電磁鋼板、中でも小型発電機
の鉄心やＥＩコアなど、高磁場特性よりも低磁場特性に
優れることが必要とされる用途に供して好適な方向性電
磁鋼板の有利な製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】Siを含有し、かつ結晶方位が(110) 001
方位や(100) 001 方位に配向した方向性電磁鋼板は、優
れた軟磁気特性を有することから商用周波数域での各種
鉄心材料として広く使用されている。この種電磁鋼板に
要求される特性としては、特に鉄損（一般に50Hzの周波
数で 1.7Ｔに磁化させた時の損失であるＷ_17/50(W/kg)
で表わされる）が低いことが重要である。

【０００３】ところで、大型変圧器の鉄心や巻鉄心で
は、Ｗ_17/50 の値が低い材料は実機の鉄損特性にも優れ
ている結果を得ている。しかしながら、小型発電機の鉄
心や小型変圧器であるＥＩコアなどでは、鋼板内部を流
れる磁束が複雑な場合、材料のＷ_17/50 の値と実機の鉄
損特性が一致しないという問題があった。近年、エネル
ギー危機の進行に伴い、変圧器中で無駄に失われるエネ
ルギーの低減が要求され、実機の鉄損を低減する努力が
なされている最中、上記したように材料のＷ_17/50 では
正当な材料評価をなし得ないことから、材料の選定にし
ばしば困難を来していた。

【０００４】一般に、材料の鉄損を低減する方法として
は、渦電流損の低減に有効なSiを含有させて電気抵抗を
高める方法、鋼板板厚を薄くする方法、結晶粒径を小さ
くする方法、さらには結晶方位の集積度を高めて磁束密
度を向上させる方法等が知られている。このうち磁束密
度を向上させる方法は、これまでよく研究されていて、
例えば特公昭51−2290号公報には、鋼中にインヒビター
成分としてAlを添加し、1300℃以上の高温でスラブ加熱
したのち、熱間仕上げ圧延を高温短時間で行い、980 ℃
以上の温度で熱間圧延を終了する技術が、また、特公昭
46-23820号公報には、鋼中にAlを添加し、熱間圧延後、
1000〜1200℃の高温の熱延板焼鈍とそれに伴う急冷処理
によって微細なAlＮを析出させたのち、80〜95％の高圧
下率を施す技術が開示され、これによってＢ₁₀にして1.
95Ｔという極めて高い磁束密度の材料が得られるように
なった。しかしながら、Ｗ_17/50 の低減の際に従来通常
追究されてきたかかる結晶方位を揃えて磁束密度を向上
させる手法は、これら小型発電機の鉄心やＥＩコアの鉄
損特性を向上させるには有効とはいえなかった。

【０００５】また、磁束密度を向上させる手法にかわる
ものとして、Si含有量を増加させる方法、鋼板板厚を薄
くする方法、結晶粒径を小さくする方法を検討したが、
このうちSi含有量を増加させる方法については、Siを過
度に含有させると圧延性や加工性を劣化させるので好ま
しくなく、限界があり、また鋼板板厚を薄くする方法も
極端な製造コストの増大を招くことから限界があった。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
現状に鑑み開発されたもので、材料特性を正当に評価し
得る指標を見出すと共に、小型発電機の鉄心やＥＩコア
に必要とされる高磁場特性に比較して低磁場特性に優れ
た方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目
的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、実機の小型発
電機の鉄心やＥＩコアの鉄損について材料評価のよい指
標を検討したところ、表１に示すように高磁場での鉄損
特性に比較して低磁場での鉄損特性が良好なこと、すな
わち（Ｗ_10/50 ／Ｗ_17/50 ）比の値と実機の特性とがよ
い相関を有することを見出した。この理由は、実機の場
合、鋼板内を流れる磁束の分布が不均一であるため、低
磁場における鉄損がより重要で、高磁場鉄損の方はむし
ろ逆に高い方が実機全体における磁束の流れがより均一
化する方向に改善され、結果的に実機の鉄損が効果的に
低減されることになるためと考えられる。

【０００８】

【表１】

【０００９】次に、かかる良好な実機特性が得られた材
料ａ，ｂの組織について調査したところ、結晶組織が細
粒となっていることが判明した。従来から、鉄損の低減
には結晶粒径が小さい方が有利であるという知識はあっ
ても、その全てが材料のＷ_17/50 低減に関する研究であ
って、ＥＩコア等の鉄損を低減するといった実機特性向
上の観点、すなわちＷ_17/50 を増加し、Ｗ_10/50やＷ
_10/50 ／Ｗ_17/50 比を低減するといった観点からいかに
製造方法を制御すべきかという研究は皆無であった。

【００１０】この点、発明者らは、鋭意研究の末、Ｗ
_17/50 を増加し、かつＷ_10/50 を低減する、すなわちＷ
_17/50 ／Ｗ_10/50 比を低減するためには、熱間圧延およ
びそれに引き続く熱延板焼鈍を制御することによってイ
ンヒビターを微細分散させ、かつ仕上げ焼鈍時の２次再
結晶までこの形態を変化させないことが重要であること
を新たに見出し、この発明を完成させたものである。

【００１１】すなわち、この発明は、Ｃ：0.0050〜0.07
0 wt％、Si：1.50〜7.0 wt％、Mn：0.03〜0.15wt％、A
l：0.005 〜0.017 wt％、Sb：0.0010〜0.080 wt％およ
びＮ：0.0030〜0.010 wt％を含有する組成になる溶鋼
を、連続鋳造によりスラブとし、ついで1300℃以下に加
熱したのち、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、１回または中
間焼鈍を含む２回の冷間圧延で最終板厚としたのち、脱
炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって
方向性電磁鋼板を製造するに際し、仕上げ熱延入側温
度：900 ℃以上、仕上げ熱延前段４パスの累積圧下率：
90％以上の条件で仕上げ熱延を施すと共に、 800〜950
℃の温度域で熱延板焼鈍を施し、さらに脱炭焼鈍時の昇
温過程および均熱過程における水素分圧に対する水蒸気
分圧の比Ｐ(H₂0)/Ｐ(H₂)を調整し、均熱過程におけるＰ
(H₂0)/Ｐ(H₂)を 0.7未満とする一方、昇温過程における
Ｐ(H₂0)/Ｐ(H₂)は均熱過程におけるそれよりも低い値に
設定することを特徴とする、高磁場特性に比較して低磁
場特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法である。

【００１２】この発明では、スラブ成分として、さらに
Ｂ：0.0001〜0.0020wt％、Ti：0.0005〜0.0020wt％およ
びNb：0.0010〜0.010 wt％のうちから選んだ少なくとも
一種を含有させることができる。

【００１３】また、この発明では、連続鋳造時に電磁攪
拌処理を施すことが好ましい。

【００１４】

【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果について説明する。表２に示す各種スラブの
うち、Ａの成分組成になるスラブを、1200℃に加熱し、
熱間粗圧延によりシートバー厚：25〜50mmとしたのち、
仕上圧延機入側温度を950 ℃として、仕上圧延機前段４
パスの累積圧下率を種々に変化させ、７パスで2.5 mm厚
とした。このコイルを、 900℃, １min の熱延板焼鈍
後、タンデム圧延機によって0.34mm厚に冷間圧延した。
ついで脱脂処理後、 850℃, ２分間の脱炭焼鈍を行っ
た。このとき、昇温域のＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)は0.30、均熱域
のそれは0.45とした。その後、焼鈍分離剤を塗布し、 8
00℃から1050℃までは25％N₂と75％H₂の混合雰囲気中
で、以後はH₂単独雰囲気中で1200℃まで昇温し、そのま
ま５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施した。これらのコ
イルはさらに40％のコロイダルシリカを含有するリン酸
マグネシウムを主成分とする絶縁コーティング処理を施
し、 800℃で焼き付け、製品とした。

【００１５】

【表２】

【００１６】得られた各製品から圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、800 ℃で３時間の
歪取焼鈍を施したのち、 1.0Ｔおよび 1.7Ｔの磁束密度
における鉄損値Ｗ_10/50 、Ｗ_17/50 および磁束密度Ｂ₈
を測定した。さらに、各製品からＥＩコア用の鉄心を打
ち抜き、歪取焼鈍後、積み加工、銅線の巻加工などによ
ってＥＩコアを作製した。図１に、このときの製品特性
（エプスタイン特性とＥＩ特性）を示す。同図から明ら
かなように、仕上圧延機前段４パスの累積圧下率が90％
以上の場合に、高磁場の鉄損が大きくかつ低磁場の鉄損
が低くなり、ＥＩの鉄損値も極めて良好となった。ま
た、これらの製品の結晶組織の特徴は、結晶粒径が従来
製法のものよりも小さい点にあり、４mm未満、特に１mm
未満の微細粒が多数見られた。

【００１７】次に、表３に、表２中のスラブＡ，Ｃ，Ｄ
を用いて、熱延および熱延焼鈍条件を種々変化させて通
板し、その後は図１の場合と同様に処理したときの実験
条件と製品特性をまとめて示す。表３から明らかなよう
に、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）が1300℃以下、仕上げ圧
延入側温度（ＦＥＴ）が 900℃以上、仕上げ前段４パス
の圧下率が90％以上、熱延板焼鈍温度が 800〜950 ℃の
各条件を満足する場合に限り、高磁場の鉄損が大きく低
磁場の鉄損が低く、ＥＩコアの特性が良好となってい
る。

【００１８】

【表３】

【００１９】そこで、次に、上述したような場合に、良
好なＥＩ特性が得られた理由について、種々検討を加え
た結果について説明する。まず、第１にインヒビターと
してのAlＮの析出方法が新規なものであり、極めて微細
かつ均一に分散できた点が挙げられる。これにより１mm
未満の結晶粒を存在させつつ安定して２次再結晶を生じ
させることができたものと考えられる。従来から行われ
ていたAlＮの析出方法は、特公昭46-23820号公報に開示
されているように、熱延板焼鈍おいてAlＮを固溶状態と
し、熱延板焼鈍の冷却過程で再析出させ、その際の冷延
速度を制御することによりAlＮの析出サイズを制御する
方法である。これに対し、この実験で良好な結果を得た
AlＮの析出方法は、熱間圧延まではAlＮを固溶状態に保
ち、熱延板焼鈍の昇温過程においてAlＮを析出させる斬
新な方法である。

【００２０】この方法において、AlＮを微細に析出させ
るためには、AlＮの溶解度積を低下させるため、Al含有
量を従来の好適な値より低くし、AlＮの析出温度を低下
させて熱延工程で析出しにくくし、かつ仕上げ圧延開始
温度を 900℃以上としてできるだけ高温域で圧下率をか
せぐことにより、AlＮの熱間圧延での析出を抑制する必
要がある。また、熱延板焼鈍については、1150℃という
AlＮの固溶を狙った従来のような高温はかえって有害で
あり、さらに昇温過程で析出した微細なAlＮのオストワ
ルド成長をも抑制するためには焼鈍温度として 950℃以
下という従来は全く不適合とされていた極めて低い温度
での熱延板焼鈍が適合する結果となったのである。しか
も、かような昇温過程での微細AlＮの析出にはSbの添加
が有効であり、析出核を増大させることが判明した。こ
れは、Sbの粒界偏析によりAlＮの粒界析出が抑制される
ためと考えられる。

【００２１】第２の革新的技術としては、２次再結晶の
ために必要な１次再結晶粒の組織の改善が挙げられる。
従来から、２次再結晶粒の急激な成長のためには、蚕食
される１次再結晶粒のサイズが均一に小さいことが好ま
しいことが知られている。ここで、１次再結晶粒のサイ
ズが増大する原因および不均一性が増大する原因として
は、熱間圧延や冷間圧延の前における結晶粒の粗大化が
原因であることも従来から良く知られていたが、熱間圧
延の前はインヒビターの固溶のために高温スラブ加熱を
行うことが必然であり、これに伴って熱間圧延前の結晶
粒径は当然増大する。また、熱延板焼鈍もインヒビター
の固溶のために高温とすることが必然であり、この処理
に伴って当然冷間圧延前の結晶粒径は増大していた。従
って、インヒビターの粒成長抑制力が弱い場合には１次
粒径は当然のこととして増大し、例えば特開平６−1728
61号公報に示されるように18〜35μm といった粗大なも
のとなっていた。

【００２２】これらの点においても、この実験で良好な
結果を得た条件は、1200℃前後という低温でのスラブ加
熱温度、 900℃前後という低温での熱延板焼鈍であるの
で、熱延、冷延の前の結晶粒の成長を抑え１次再結晶組
織の細粒化、均一化を得るためには絶好の条件であり、
画期的な技術である。

【００２３】さらに、熱間圧延前の結晶粒を粗大化させ
ないという観点からは、鋼の鋳造組織が細かいことがよ
り効果的である。そのためには、例えば連続鋳造中に電
磁攪拌処理を施して、柱状晶の発達を抑制する方法は絶
大な効果がある。また、この観点からは、鋳造後のスラ
ブを加熱しないで直接圧延する方法も好ましい。

【００２４】次に、前掲表２に示したスラブＡを、1200
℃に加熱し、ＦＥＴ：950 ℃、仕上げ圧延前段４パス累
積圧下率：92％の条件で熱間圧延を施したのち、900 ℃
で１分間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷間タンデム圧
延機にて0.34mm厚まで冷間圧延し、脱脂後、表４に示す
種々の雰囲気条件で脱炭焼鈍を施した。ついで、これら
のコイルに、焼鈍分離剤を塗布してから、 800℃から10
50℃までは25％N₂と75％H₂の混合雰囲気中で、以後はH₂
単独雰囲気中で1200℃まで昇温し、そのまま５時間保持
する最終仕上げ焼鈍を施した。これらのコイルはさらに
40％のコイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを
主成分とする絶縁コーティング処理を施し、800 ℃で焼
き付け、製品とした。

【００２５】得られた各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、800 ℃で３時間の
歪取焼鈍を施したのち、鉄損値Ｗ_10/50 ，Ｗ_17/50 およ
び磁束密度Ｂ₈ を測定した。さらに各製品からＥＩコア
用の鉄心を打ち抜き、歪取焼鈍後、ＥＩコアを作製し、
実機鉄損を測定した。かくして得られた結果を表４に併
記する。

【００２６】

【表４】

【００２７】同表から明らかなように、脱炭焼鈍の昇温
過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)を均熱過程のそれよりも低
く設定すると共に、その均熱過程のＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)を
0.7未満とすることにより、高磁場特性に対して低磁場
の特性が良好で、しかもＥＩ特性の良好なものが得られ
ることが判る。

【００２８】このような磁気特性の改善機構は、次のと
おりと考えられる。前述したとおり、この発明では、ノ
ルマ昇温過程でインヒビターであるAlＮを均一微細に析
出させることによって２次再結晶を安定化させ、１mm未
満の２次粒を適度に存在させるところがポイントであ
る。従って、均一微細でしかも適度なインヒビター強度
を有するAlＮの析出形態が脱炭焼鈍あるいは仕上げ焼鈍
の昇温過程において変化してしまうことは、２次再結晶
における１次粒径とインヒビター強度のバランスを損ね
ることになって２次粒形態を変化させ、特に低磁場の磁
気特性を劣化させることになる。

【００２９】ところで、脱炭焼鈍時の雰囲気は鋼板表面
のサブスケールの構造に影響し、これが仕上げ焼鈍時の
フォルステライト形成に影響する。もし、このフォルス
テライトの形成が不均一な場合には、仕上げ焼鈍中の雰
囲気に対する保護性が劣化し、追加酸化によるAlＮの分
解を招いたり、窒化が促進されることにより、AlＮの形
態分布が変化し、２次再結晶挙動が変化する。この点、
この発明のように、脱炭焼鈍の昇温過程における雰囲気
酸化性を低くしてやれば、昇温過程で生成するサブスケ
ールが均熱過程で生成するサブスケールの保護性を高め
ることになって、フォルステライトを均質化し、AlＮの
形態を最適に保ったまま２次再結晶を起こすことができ
るものと考えられる。このように、この発明は、熱延条
件を制御し、熱延板焼鈍の昇温過程でAlＮを微細に析出
させ、後続の２次再結晶に至るまで、この形態を凍結す
べく、脱炭焼鈍条件を制御するという全く新しい技術思
想に基づくものである。

【００３０】次に、この発明について、各構成要件の限
定理由について述べる。まず、素材の成分組成を前記の
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0050〜0.070 wt％ Ｃ含有量が 0.070wt％を超えるとγ変態量が過剰とな
り、熱間圧延中のAlの分布が不均一となって熱延板焼鈍
の昇温過程で析出するAlＮの分布も不均一となり低磁場
において良好な磁気特性が得られなくなる。一方、0.00
50wt％未満では組織の改善効果が得られず２次再結晶が
不完全となり、やはり磁気特性の劣化を招く。従って、
Ｃは0.0050〜0.070 wt％の範囲に限定した。

【００３１】Si：1.50〜7.0 wt％ Siは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減するために必須の
元素であり、このためには1.50wt％以上含有させること
が必要であるが、 7.0wt％を超えると加工性が劣化し、
製造や製品の加工が極めて困難になるので、 1.5〜7.0
wt％の範囲に限定した。

【００３２】Mn：0.03〜0.15wt％ Mnも、同じく電気抵抗を高め、また製造時の熱間加工性
を向上させるので必要な元素である。この目的のために
は0.03wt％以上の含有が必要であるが、0.15wt％を超え
て含有させた場合、γ変態を誘起して磁気特性が劣化す
るので、0.03〜0.15wt％の範囲に限定した。

【００３３】Al：0.005 〜0.017 wt％ 鋼中には上記の元素の他に、２次再結晶を誘起するため
のインヒビター成分の含有が不可欠であり、そのためイ
ンヒビター成分としてAlを 0.005〜0.017 wt％の範囲で
含有させる。ここに、Alの含有量が 0.005wt％未満の場
合、熱延板焼鈍の昇温過程において析出するAlＮの量が
不足し、逆に 0.017wt％を超える場合には、1200℃前後
でのスラブの低温加熱においてのAlＮの固溶が困難とな
り、またAlＮの固溶温度が上昇するため熱間圧延におい
てAlＮが析出し、熱延板焼鈍の昇温過程におけるAlＮの
微細析出が不可能となり、低磁場での良好な鉄損特性が
得られない。従って、Alは 0.005〜0.017 wt％の範囲で
含有させるものとした。なお、上記の不備を解消するた
めに、1400℃前後の高温度でスラブ加熱を行うと、製品
の結晶粒径が粗大化し、高磁場での鉄損が低減し、低磁
場での鉄損が増大する結果となり実機の鉄損が劣化す
る。

【００３４】Sb：0.0010〜0.080 wt％ Sbは、粒界に偏析することによって粒内へのAlＮの微細
析出を促進させ、かつ２次再結晶までの間に窒化による
AlＮ形態の変化を抑制する有用元素であるが、0.0010未
満ではその効果に乏しく、一方 0.080wt％を超えると製
品のベンド特性などの機械的特性が劣化するので、0.00
10〜0.080 wt％の範囲で含有させるものとした。

【００３５】Ｎ：0.0030〜0.010 wt％ Ｎは、AlＮを構成する成分であるので、0.0030wt％以上
の含有が必要である。しかしながら、0.010 wt％を超え
て含有すると鋼中でガス化しフクレなどの欠陥をもたら
すので、0.0030〜0.010 wt％の範囲に限定した。

【００３６】Ｂ：0.0001〜0.0020wt％、Ti：0.0005〜0.
0020wt％、Nb：0.0010〜0.010 wt％ Ｂ、TiおよびNbはいずれも、熱間圧延において微細な析
出物を形成し、次工程の熱延板焼鈍の昇温過程における
AlＮの析出核を増加させる作用を有するので、必要に応
じて含有させる。かかる作用を得るためには、Ｂにおい
ては0.0001wt％以上、Tiにおいては0.0005wt％以上、Nb
においては0.0010wt％以上の含有を必要とする。ただ
し、Ｂにおいては0.0020wt％を超えて含有した場合、Ti
においては0.0020wt％を超えて含有した場合、Nbにおい
ては 0.010wt％を超えて含有した場合には、製品のベン
ド特性など機械的特性が劣化させるので、それぞれ上記
の各範囲で含有させる必要がある。

【００３７】その他の元素について述べると、SnやCr
は、Sbと同様な働きを有するので鋼中に随時添加するこ
とができ、このための好適量は0.0010〜0.30wt％であ
る。また、Moの添加などは鋼板の表面性状を改善する効
果があるので、適宜含有させることも可能である。

【００３８】次に、製造条件の限定理由について説明す
る。 スラブ加熱温度：1300℃以下 1300℃を超える温度でスラブ加熱を行った場合、製品結
晶粒のうち１mm以下の細粒が減少して粗大粒が増加する
ため、低磁場での鉄損が劣化する。従って、良好な結晶
粒分布と低磁場特性を得るためにはスラブ加熱温度を13
00℃以下とする必要がある。さらに近年、スラブ加熱を
行わずに連続鋳造後、直接熱間圧延を行う方法が開発さ
れているが、この方法はスラブ温度が上昇しないので、
この発明法に適した方法といえる。

【００３９】仕上げ熱延入側温度：900 ℃以上 仕上げ圧延入側温度が 900℃を下回ると、仕上げ圧延中
にAlＮの析出が生じてしまい、磁気特性が劣化するの
で、仕上げ熱延入側温度は 900℃以上とする必要があ
る。

【００４０】仕上げ熱延前段４パスの累積圧下率：90％
以上 仕上げ圧延は通常４〜10パスで行われるが、この発明で
は、前掲図１に示したように、前段４パスの累積圧下率
が90％以上の場合に、仕上げ圧延中におけるAlＮの析出
が生ぜず、低磁場特性が良好となるので、仕上げ熱延前
段４パスについてその累積圧下率を90％以上に規定し
た。なお、仕上げ熱延出側温度（ＦＤＴ）は特に規定し
ないが、750 ℃を下回ると圧延が困難となるので 750℃
以上が好ましい。また、巻取り温度（ＣＴ）も特に規定
しないが、500 ℃を下回ると巻取り性が劣化するので、
500 ℃以上とすることが有利である。

【００４１】熱延板焼鈍温度：800 〜950 ℃ 上記したような制御圧延によって、熱間圧延でのAlＮの
析出を抑制した熱延コイルに熱延板焼鈍を施すが、この
熱延板焼鈍を従来に比べると極めて低い温度で行う点が
この発明のポイントである。ここに、焼鈍温度が 800℃
に満たないと昇温過程におけるAlＮの微細析出が不十分
となり、一方 950℃を超えるとAlＮの形態が劣化し、２
次再結晶が不安定となって磁気特性が劣化するので、熱
延板焼鈍は 800〜950 ℃の温度範囲で行うものとした。

【００４２】ついで、１回または中間焼鈍を含む２回の
冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる。この時、冷間圧
延はタンデム圧延でもゼンジマー圧延でも良いが、生産
性の観点からはタンデムによる圧延が好ましい。

【００４３】 均熱過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)：0.7 未満 昇温過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)：均熱過程よりも低い
値 この発明では、冷間圧延に引き続く脱炭焼鈍も重要なポ
イントである。均熱過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)が 0.7
以上になると光沢のある美麗で灰色の均一なフォルステ
ライト被膜が得られず、ひいては良好な磁気特性が得ら
れない。また、昇温過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)が均熱
過程のそれより高い場合には、仕上げ焼鈍時のフォルス
テライトによる保護性が劣化し、２次再結晶前にインヒ
ビター形態が変化し、十分な量の１mm以下の２次粒が得
られないため、低磁場特性が劣化する。このため、昇温
過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)を均熱過程のそれより低く
（好ましくは0.05以上) すると共に、均熱過程における
Ｐ(H₂0)/Ｐ(H₂)を 0.7未満（好ましくは 0.3以上）に制
限したのである。

【００４４】その後、焼鈍分離剤を塗布したのち、最終
仕上げ焼鈍を施して２次再結晶させる。最終仕上げ焼鈍
は、1200℃前後の高温まで昇温して、純化とフォルステ
ライト質の下地被膜を形成させることが好ましい。その
後、鋼板表面に絶縁コーティングを施して製品とする
が、コーティング前後に鋼板表面の鏡面化処理を施して
もよい。また、絶縁コーティングとして張力コーティン
グを用いても良い。

【００４５】

【実施例】

実施例１ 前掲表２に示したＡ〜Ｍの成分組成になる溶鋼を、電磁
攪拌しつつ連続鋳造によってスラブとし、1180℃に加熱
後、粗５パスで45mm厚のシートバーとし、ＦＥＴ：950
℃で７パスの仕上げ熱延によって 2.2mm厚まで熱延し
た。その際、仕上げ前段４パスの累積圧下率を93％とし
た。ついで、得られた熱コイルを、 900℃, １min の熱
延板焼鈍後、タンデム圧延機にて0.34mm厚まで冷間圧延
した。ついで、脱炭焼鈍を施したが、その際、昇温過程
のＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)を0.45とし、均熱過程のそれを0.50と
して、820 ℃で焼鈍した。その後、焼鈍分離剤を塗布し
てから、昇温時 700℃まではN₂単独の雰囲気中で、つい
で 950℃までは25％N₂と75％H₂の混合雰囲気中で、以後
はH₂単独雰囲気中で1100℃まで昇温後、５ｈ保持する最
終仕上げ焼鈍を施した。その後、絶縁コーティングを施
して製品とした。

【００４６】得られた各製品板からエプスタイン試験片
とＥＩコア用鉄心を打ち抜き、これらの鉄損特性を評価
した。得られた結果を表５に示す。同表から明らかなよ
うに、この発明に従い得られた方向性電磁鋼板は、高磁
場特性に比較して低磁場での鉄損特性に優れており、ま
た実機の鉄損も良好であった。

【００４７】

【表５】

【００４８】実施例２ 表２中、Ｈの成分組成の溶鋼を、電磁攪拌しつつ連続鋳
造によってスラブとし、1230℃に加熱後、粗５パスで45
mm厚のシートバーとし、ＦＥＴ：930 ℃で６パスの仕上
げ熱延により 2.1mm厚まで熱延した。その際、仕上げ前
段４パスの累積圧下率を種々に変化させた。ついで、得
られた熱延コイルを、 900℃, １min の熱延板焼鈍後、
タンデム圧延機にて0.26mm厚まで冷間圧延した。つい
で、脱炭焼鈍を施すに当たり、昇温過程のＰ(H₂0)/Ｐ(H
₂)と均熱過程のそれとを種々に変化させ、820 ℃で焼鈍
した。その後、焼鈍分離剤を塗布してから、昇温時 700
℃まではN₂単独の雰囲気中で、ついで 950℃までは25％
N₂と75％H₂の混合雰囲気中で、以後はH₂単独雰囲気中で
1080℃まで昇温後５ｈ保持する最終仕上げ焼鈍を施し
た。その後、絶縁コーティングを施して製品とした。

【００４９】得られた製品板からエプスタイン試験片と
ＥＩコア用鉄心を打ち抜き、これらの鉄損特性を評価し
た。得られた結果を表６に示す。同表から明らかなよう
に、この発明法に従って得られた方向性電磁鋼板は、高
磁場特性に比較して低磁場での鉄損特性に優れており、
また実機の鉄損も良好であった。

【００５０】

【表６】

【００５１】実施例３ 表２中、Ｆの成分組成になる溶鋼を、電磁攪拌しつつ連
続鋳造でスラブとし、1180℃に加熱後、粗５パスで45mm
厚のシートバーとしたのち、ＦＥＴ：950 ℃で６パスの
仕上げ熱延にて2.4mm 厚まで熱延した。その際、仕上げ
前段４パスの累積圧下率を種々に変化させた。ついで、
得られた熱延コイルを、 900℃, １minの熱延板焼鈍
後、タンデム圧延機にて0.49mm厚まで冷間圧延した。つ
いで、脱炭焼鈍を施すに当たり、昇温過程のＰ(H₂0)/Ｐ
(H₂)と均熱過程のそれとを種々変化させ、840 ℃で焼鈍
した。その後、焼鈍分離剤を塗布してから、昇温時 500
℃まではN₂単独の雰囲気中で、ついで1000℃までは25％
N₂と75％H₂の混合雰囲気中で、以後はH₂単独雰囲気中で
1150℃まで昇温後５ｈ保持する最終仕上げ焼鈍を施し
た。その後、絶縁コーティングを施して製品とした。

【００５２】得られた製品板からエプスタイン試験片と
ＥＩコア用鉄心を打ち抜き、これらの鉄損特性を評価し
た。得られた結果を表７に示す。

【００５３】

【表７】

【００５４】同表から明らかなように、この発明法に従
って得られた方向性電磁鋼板は、高磁場特性に比較して
低磁場での鉄損特性に優れており、また実機の鉄損も良
好であった。

【００５５】かくして、この発明によれば、高磁場特性
に比較して低磁場での鉄損特性に優れ、ひいては実機の
鉄損特性にも優れた方向性電磁鋼板を得ることができ、
特に小型発電機の鉄心やＥＩコアなどの用途に用いて偉
効を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、仕上げ熱延前段４パスの累積圧下率と
材料の（Ｗ_10/50 ／Ｗ_17/50 ）およびＥＩコアの実機鉄
損Ｗ_17/50 との関係を示したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 定広 健一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 小松原 道郎 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.0050〜0.070 wt％、 Si：1.50〜7.0 wt％、 Mn：0.03〜0.15wt％、 Al：0.005 〜0.017 wt％、 Sb：0.0010〜0.080 wt％およびＮ：0.0030〜0.010 wt％
   を含有する組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブと
   し、ついで1300℃以下に加熱したのち、熱間圧延し、熱
   延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を含む２回の冷間圧延
   で最終板厚としたのち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍
   を施す一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造するに
   際し、 仕上げ熱延入側温度：900 ℃以上、仕上げ熱延前段４パ
   スの累積圧下率：90％以上の条件で仕上げ熱延を施すと
   共に、 800〜950 ℃の温度域で熱延板焼鈍を施し、さら
   に脱炭焼鈍時の昇温過程および均熱過程における水素分
   圧に対する水蒸気分圧の比Ｐ(H₂0)/Ｐ(H₂)を調整し、均
   熱過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)を 0.7未満とする一方、
   昇温過程におけるＰ(H₂0)/Ｐ(H₂)は均熱過程におけるそ
   れよりも低い値に設定することを特徴とする、高磁場特
   性に比較して低磁場特性に優れた方向性電磁鋼板の製造
   方法。
2. 【請求項２】 請求項１において、スラブが、さらに
   Ｂ：0.0001〜0.0020wt％、 Ti：0.0005〜0.0020wt％およびNb：0.0010〜0.010 wt％
   のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
   ことを特徴とする高磁場特性に比較して低磁場特性に優
   れた方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１または２において、連続鋳造時
   に電磁攪拌処理を施すことを特徴とする高磁場特性に比
   較して低磁場特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。