JPH1143722A - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 コスト削減が要求される汎用の一方向性電磁
鋼板の製造において、スラブ加熱温度が普通鋼並みに低
く、かつ、磁気特性を良好に保った一方向性電磁鋼板の
有利な製造方法を提案する。 【解決手段】 脱炭焼鈍後の板の板厚１／５層域におけ
る集合組織を、下記の条件を満たすように制御する。 記 集合組織の最大ピーク方位が、Bunge のオイラー角表示
法で φ₁ ＝90°、Φ:58 〜62°又は−58〜−62°、φ₂ ＝45
° の範囲内に存在し、かつ、｛12４１｝〈０１４〉方位の
ランダム強度比が3.0 以上。

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、一方向性電磁鋼
板の製造方法、なかでも磁気特性が良好な汎用の一方向
性電磁鋼板を安定して製造する方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主として変圧器そ
の他の電気機器の鉄心材料として使用され、磁束密度及
び鉄損値などの磁気特性に優れることが基本的に重要で
ある。そのため、厚さ100 〜300 mmのスラブを高温加熱
後に熱間圧延し、次いでこの熱延板を１回又は中間焼鈍
を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、脱炭
焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶及び純化
を目的とした最終仕上げ焼鈍を行うという複雑な工程を
経て製造されている。このような一方向性電磁鋼板の磁
気特性を高めるためには、製造工程中、仕上げ焼鈍工程
での二次再結晶で、磁化容易軸である〈００１〉軸が圧
延方向に揃った｛１１０｝〈００１〉方位（いわゆるゴ
ス方位）の結晶粒を成長させることが重要である。

【０００３】かかる｛１１０｝〈００１〉方位の結晶粒
が集積するような二次再結晶を効果的に促進させるため
には、大きく分けて次の３点が重要である。一つ目は、
一次再結晶粒の成長を抑制するインヒビターと呼ばれる
分散相を、均一かつ適正なサイズに分散させること、二
つ目は、一次再結晶後の結晶粒径分布を適正に制御する
こと、三つ目は、一次再結晶集合組織の適正制御であ
る。これらの点を目標において、一方向性電磁鋼板の磁
気特性を向上させるべく研究開発が進められている。

【０００４】一つ目の、一次再結晶粒の成長を抑制する
インヒビターと呼ばれる分散相を、均一かつ適正なサイ
ズに分散させることについて述べると、インヒビターは
最終仕上げ焼鈍時に、一次再結晶粒の成長を抑制する作
用を有し、これにより、最も粒成長の優位性の高い｛１
１０｝〈００１〉方位の粒だけが、他の方位の粒を蚕食
して大きく成長するのである。したがって、インヒビタ
ーの抑制力は、｛１１０｝〈００１〉方位の粒のみが成
長でき、他の粒の成長は止められるような強さに制御さ
れねばならない。

【０００５】かかるインヒビターとして代表的なもの
は、MnS ，MnSe，AlN 及びVNのような硫化物、セレン化
合物や窒化物等であり、鋼中への溶解度が極めて小さい
ものが用いられる。インヒビターとしての作用を発揮さ
せるために、製造工程においては、熱延前のスラブ加熱
時にこのインヒビターを一旦、完全に固溶させた後、そ
の後の工程で微細に析出させる方法が採られてきた。こ
のインヒビターを十分に固溶させるためのスラブ加熱温
度は1400℃程度であり、普通鋼のスラブ加熱温度に比べ
て約200 ℃も高い。こうした高温スラブ加熱には以下の
ような欠点がある。 1) 高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。 2) 溶融スケールが発生しやすく、またスラブ垂れが生
じやすい。 3) スラブ表層の過脱炭が生じる。 4) 2)，3)の問題点を解決するために、一方向性電磁鋼
専用の誘導加熱炉が考案されたが、エネルギーコスト増
大という問題点が残された。

【０００６】上記欠点を克服すべく一方向性電磁鋼の低
温スラブ加熱化を図る研究は、これまで多くなされてき
た。スラブ加熱温度の低下は、必然的にインヒビター成
分の固溶量不足を招くために、インヒビターの抑制力の
低下を必然的に引き起こす。そこで、低温スラブ加熱に
起因する抑制力の低下を後の工程で補う技術として、途
中窒化技術が開発された。この途中窒化技術として例え
ば、特開昭５７−２０７１１４号公報では脱炭焼鈍時に
窒化する技術が開示され、また、特開昭６２−７０５２
１号公報では仕上げ焼鈍条件を特定し、仕上げ焼鈍時に
途中窒化することで低温スラブ加熱を可能にする技術が
開示された。更に、特開昭６２−４０３１５号公報では
スラブ加熱時に固溶し得ない量のAlN を含有し、途中窒
化によってインヒビターを適正状態に制御する方法が開
示された。しかし、上述のような途中窒化技術のうち、
仕上げ焼鈍に入る前に途中窒化を施す方法は新たな設備
を要し、コストが増大するという問題点があり、また、
仕上げ焼鈍中の窒化は制御が困難であるという問題点が
残っている。

【０００７】次に、二つ目の、一次再結晶後の結晶粒径
分布を適正に制御することについて述べる。一次再結晶
組織の結晶粒径については、二次再結晶の駆動力の制御
という観点から研究が進められてきた。例えば、特開平
２−１８２８６６号公報では、一次再結晶粒の平均直径
が15μm 以上で、変動係数 (平均直径で規格化した粒径
分布の標準偏差) が0.6 以下の一次再結晶組織を備えて
いることが重要であることが開示された。また、特開平
４−３３７０２９号公報では、最終冷間圧延前の焼鈍過
程における鋼のＮ量を検出し、その結果に基づいて15〜
25μm の範囲内の一次再結晶粒を得るように一次再結晶
焼鈍の設定温度を変更する技術が開示された。更に、特
開平６−３３１４１号公報では、脱炭焼鈍後の一次再結
晶粒の平均直径を６〜11μm 、かつ、変動係数を0.5 以
下とし、最終仕上げ焼鈍の二次再結晶開始直前までに一
次再結晶粒の平均直径を５〜30％大きくする技術が開示
された。これらの公報のように、最適な一次再結晶粒径
には諸説がある。これは、適切な二次再結晶を生じさせ
るには、粒成長の駆動力とそれを抑えるインヒビターの
抑制力とのバランスを微妙に制御することが肝心であっ
て、鋼板の化学組成、工程条件によってインヒビターの
抑制力が変化すると、最適な駆動力すなわち最適な一次
再結晶粒径も変化するということである。ただし、変動
係数は小さい方が良好であるという点はこれまでの技術
の一致した見解である。インヒビターの抑制力と粒成長
の駆動力の両方を制御する技術として、特開平４−２９
７５２４号公報では、一次再結晶粒の平均粒径を18〜35
μm とし、熱延後二次再結晶開始までに窒化処理を施す
技術が開示されている。

【０００８】次に、三つ目の、一次再結晶集合組織の適
正制御について述べる。最終仕上げ焼鈍時に｛１１０｝
〈００１〉方位の粒成長の優位性をより高めるために
は、地の方位が｛１１１｝〈１１２〉方位に強く集積し
ていること、その中に二次再結晶の核となる先鋭性の高
い｛１１０｝〈００１〉方位を存在させることが重要で
あるとされてきた。こうした考え方は、Σ９対応関係に
ある粒界は移動し易いとの説に基づくものである。Σ９
対応関係とは、厳密には、粒界を挟む両側の粒が〈１１
０〉軸回り38.9度の回転関係にあることをいうが、一般
には、回転角が38.9±5.0 度の範囲内はΣ９対応関係と
みなせる (Brandon の条件) 。ここに、｛１１０｝〈０
０１〉方位と｛１１１｝〈１１２〉方位とは〈１１０〉
軸回り35.3℃の回転関係にあり、Σ９の対応関係とみな
せる範囲内にある。したがって、一次再結晶集合組織に
おいては、｛１１１｝〈１１２〉方位に強く集積した地
の中に、先鋭性の高い｛１１０｝〈００１〉方位粒が散
在している状態が、｛１１０｝〈００１〉方位の二次再
結晶には有利であると考えられてきた。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】以上をまとめると、従
来技術において、｛１１０｝〈００１〉方位に高度に集
積した二次再結晶粒を生じさせるには、（イ）強いイン
ヒビター抑制力が必要であり、そのためにはスラブ加熱
温度を1400℃程度に高くするか、途中窒化が必要であ
る、（ロ) 一次再結晶組織は、粒径のばらつきの小さい
状態、すなわち整粒状態に制御することが必要である、
（ハ）一次再結晶集合組織は、地の方位を｛１１１｝
〈１１２〉に強く集積させ、その中に先鋭性の高い｛１
１０｝〈００１〉が散在している状態に制御すべきであ
る、の３点が重要であると考えられてきた。しかし、前
述したように、スラブ加熱温度を高温にすると品質の面
で問題を生じる場合があり、コスト面でも不利である。
また、途中窒化法もコストや制御性の面で問題を残して
おり、製品の良好な磁気特性と製造コストの低減とを両
立させることは困難であった。そして、従来より望まし
いとされてきた一次再結晶組織では、良好な磁気特性と
コスト低減との両立問題につき解決を図るものではなか
った。

【００１０】この発明が解決しようとする課題は、コス
ト削減が要求される汎用の一方向性電磁鋼板の製造にお
いて、スラブ加熱温度が普通鋼並みに低く、かつ、磁気
特性を良好に保った一方向性電磁鋼板の有利な製造方法
の開発である。特に、積極的な途中窒化を施さずに、安
定した磁気特性の一方向性電磁鋼板を製造することが目
的である。

【００１１】

【課題を解決するための手段】この発明の研究者らは、
鋭意研究の末、コスト削減が要求される汎用の一方向性
電磁鋼板の製造において、スラブ加熱温度が普通鋼並み
に低く、かつ、磁気特性を良好に保った一方向性電磁鋼
板を積極的な途中窒化を施さずに製造する方法を新規に
見出した。すなわち、この発明は、Ｃ：0.02〜0.07wt
％、Si：2.0 〜4.5 wt％、Mn：0.03〜2.5 wt％、Al：0.
005〜0.030 wt％及びＮ：0.003 〜0.010 wt％を含有す
るけい素鋼スラブを1260℃以下の温度に加熱後、熱間圧
延し、次いで熱延板焼鈍を施した後、一回又は中間焼鈍
を挟む二回以上の冷間圧延により最終板厚とし、更に、
脱炭焼鈍、次いで焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を
施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍後
の板の板厚１／５層域における集合組織を、下記の条件
を満たす組織にすることを特徴とする一方向性電磁鋼板
の製造方法である。 記 集合組織の最大ピーク方位が、Bunge のオイラー角表示
法で φ₁ ＝90°、Φ:58 〜62°又は−58〜−62°、φ₂ ＝45
° の範囲内に存在し、かつ、｛12４１｝〈０１４〉方位の
ランダム強度比が3.0 以上。また、この発明では、熱延
板焼鈍を950 ℃以下の温度で行い、冷間圧延をタンデム
圧延機で100 ℃以上で行うことにより、一層安定して磁
気特性の良好な一方向性電磁鋼板の製造が可能である。
なお、オイラー角については、「集合組織」（長嶋晋一
編著；昭和59年１月20日，丸善株式会社発行）p.７−９
に記載があり、また、Bunge のオイラー角表示法につい
ては、同書のp.35−36に記載がある。

【００１２】

【発明の実施の形態】以下に上記発明に至った実験につ
いて述べ、併せてこの発明の実施の態様を詳細に説明す
る。従来技術では、前述の（イ）のように、インヒビタ
ーの抑制力が非常に強い条件下では、一次再結晶組織を
整粒化し（前述の（ロ））、一次再結晶集合組織を｛１
１１｝〈１１２〉に強く集積させること（前述の
（ハ））が有効であるとの報告が多数なされている。し
かし、発明者らは、インヒビターが弱い条件下では、
（ロ）（ハ）が必ずしも有効ではないのではないかとい
う着想のもとに鋭意研究を重ねた。

【００１３】（実験１）表１に示すａ〜ｄの成分組成に
なる220 mm厚の鋼スラブ各10本を1200℃の温度に加熱
後、熱間圧延して2.5 mmの熱延コイルとした。これらの
コイルに60秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、タン
デム圧延機で0.34mmの厚みに冷間圧延した。その後、脱
脂処理を行い、湿水素雰囲気中で120 秒間の脱炭焼鈍を
施した後、焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍を施し
た。

【００１４】

【表１】

【００１５】かかる製造工程を施す際、熱延焼鈍温度を
700 ℃〜1150℃、冷間圧延温度を常温〜350 ℃、脱炭焼
鈍温度750 ℃〜900 ℃の範囲で種々に変化させた。脱炭
焼鈍後、試料の一部を採取し、組織観察と集合組織の測
定とを行った。また、最終仕上げ焼鈍後は未反応の焼鈍
分離剤を除去し、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イングを塗布し80
0 ℃で焼き付けて製品とした。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、磁束密
度Ｂ₈ を測定した。

【００１６】脱炭焼鈍後の集合組織は、試料の表面から
板厚方向に１／５厚だけ化学研磨した位置で、Ｘ線極点
図により測定した。また、極点図の測定データから３次
元集合組織を計算により求めた。集合組織の解析にあた
っては、｛１１０｝〈００１〉方位，｛１１１｝〈１１
２〉方位及び｛１００｝〈０１１〉方位を含むＴＤ方向
（板幅方向）回りの回転系列（Bunge 表示のオイラー角
でφ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°) にまず着目した。着目した
理由は、どの試料においても、φ₁ ＝90°、φ ₂ ＝45°
上に極大値が存在するからである。

【００１７】図１に例として、鋼スラブとしてａを用
い、熱延板焼鈍温度が850 ℃、冷間圧延温度が150 ℃、
脱炭焼鈍温度が825 ℃の場合の集合組織について、φ₁
＝90°、φ₂ ＝45°でΦが変化したときのランダム強度
比を示した。なおΦ≧０°とΦ≦０°では対称になるの
で、ここでは０≦Φ≦90°の範囲を図示した。図１の場
合、極大値を与えるΦは60.1°である。この値は｛１１
１｝〈１１２〉( Φ＝54.7°) よりは５°以上大きく、
｛１１０｝〈００１〉と〈１１０〉軸回り29.9°の回転
関係であることから、｛１１０｝〈００１〉とΣ９対応
関係にある範囲から外れている。しかし、その製品はＢ
₈ にして1.88T の比較的良好な磁性を示した。そこで、
実験した全ての試料について、脱炭焼鈍後の集合組織の
φ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°上で極大を与える｜Φ｜の値
と、製品の磁束密度Ｂ₈ との関係を調査し、図２に示し
た。図２から、｛１１０｝〈００１〉とΣ９対応関係の
範囲であるΦ：46.1〜 56.1 °に極大値が存在した場合
は全て、製品の磁束密度はＢ₈ にして1.7 T 以下で劣っ
ているという、従来知見から予測される結果とは異なる
結果が得られた。また、極大を与える｜Φ｜の値は大き
すぎても製品の磁性不良をもたらす。良好な磁性を得る
には、極大を与える｜Φ｜の値が、58°以上62°以下で
あることが必要条件であることがわかった。

【００１８】しかし、極大を与える｜Φ｜の値が、58°
以上62°以下であっても、製品の磁束密度が1.8 以下に
なる場合もある。その原因を解明するために、集合組織
解析の２つ目の着目点として、副方位の強度を調査し
た。脱炭焼鈍後の集合組織において、二番目に強い強度
をもつ方位は、｛12４１｝〈０１４〉近傍の方位であっ
た。そこで、｛12４１｝〈０１４〉方位のランダム強度
比と製品の磁束密度の関係を調査した。図３には、φ₁
＝90°、φ₂ ＝45°上で極大を与える｜Φ｜の値が、58
°以上62°以下であった試料に関して、｛12４１｝〈０
１４〉方位のランダム強度比と製品の磁束密度Ｂ₈ の関
係を示した。｛12４１｝〈０１４〉方位のランダム強度
比が3.0 以上の場合に製品のＢ₈ は1.85T 以上となっ
た。ただし、｛12４１｝〈０１４〉方位のランダム強度
比が8.6と極端に高かった試料は、Ｂ₈ が1.8 T 以下と
なった。この試料のみ、脱炭焼鈍板における｛12４１｝
〈０１４〉方位は、φ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°上での極大
方位を超えて、最大のピークになっていた。このことか
ら、製品の磁束密度を向上させるには副方位｛12４１｝
〈０１４〉方位の強度を高めることが大切であるが、最
大ピークになるほどに強度が大きくなることは有害であ
ることがわかった。

【００１９】以上の実験結果から、スラブ加熱温度が低
く、インヒビターの抑制力が弱い条件下では、最終仕上
げ焼鈍時にΣ９対応粒界が移動し易いという現象は確認
できなかった。しかも、 ・図２でΦ＝60°前後で製品の磁性が良好であったこ
と、 ・｛12４１｝〈０１４〉方位と｛１１０｝〈００１〉方
位との角度差が約30°であり、この方位の適度な増加が
製品の磁性向上に有効であること、から、スラブ加熱温
度が低い条件下では、仕上げ焼鈍時の粒成長において、
Σ９対応粒界が特に移動しやすいわけではなく、30°前
後の角度差をもつ粒界が移動しやすいと考えられる。

【００２０】次に、脱炭焼鈍板の｛12４１｝〈０１４〉
方位の強度が二次再結晶に及ぼす影響について考察す
る。｛12４１｝〈０１４〉方位も、φ₁ ＝90°、｜Φ｜
＝60°、φ₂ ＝45°方位も、｛１１０｝〈００１〉方位
から30°の角度差である。したがって、仕上げ焼鈍時の
粒成長において、30°前後の角度差をもつ粒界が移動し
易いという点のみからは、脱炭焼鈍板の地がφ₁ ＝90
°、｜Φ｜＝60°、φ₂ ＝45°方位であることも、｛12
４１｝〈０１４〉方位であることも｛１１０｝〈００
１〉の成長に関しては同等である。しかし、実験結果か
らは、φ₁ ＝90°、｜Φ｜＝60°、φ₂ ＝45°方位が強
いだけでは良好な二次再結晶は生じず、｛12４１｝〈０
１４〉方位もある程度強くないといけない。この理由を
解明すべく、脱炭焼鈍板の断面組織観察を行った。この
断面組織観察には、電子線後方散乱図形、以下ＥＢＳＰ
（Electron Back Scattering diffraction Patteen) を
用いた。ＥＢＳＰでは、0.1 μm 以下の空間分解能で結
晶方位が測定できる。また、一点の測定に１秒程度しか
要しない。更に、結晶粒径よりも十分小さいピッチで二
次元試料面上を自動測定し、結晶方位が変化するところ
を粒界とみなし、測定した領域をマッピングすることが
できる。そしてマッピングした領域について、粒径分
布、平均粒径など解析可能である。ここでは、粒径分布
を求める目的でＥＢＳＰを利用した。

【００２１】図４に脱炭焼鈍板の｛12４１｝〈０１４〉
方位のランダム強度比と粒径の変動係数との関係を示
す。ここでは、図３同様、φ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°上で
極大を与える｜Φ｜の値が、58°以上62°以下であった
試料について調査した。図４より、｛12４１｝〈０１
４〉方位の増加に伴い、変動係数が大きくなって、非整
粒になっていくが、｛12４１｝〈０１４〉方位が最大ピ
ークになるまで増加すると再び粒径がそろってくること
がわかる。そして、製品の磁束密度が高くなるのは変動
係数が大きい条件下であるという、従来知見とは異なる
結果が得られた。

【００２２】以上から、｛12４１｝〈０１４〉方位の適
度な増加は、粒径を不均一にし、良好な二次再結晶につ
ながることがわかった。脱炭焼鈍板の粒径が不均一であ
ることは、スラブ加熱温度が高い場合や、途中窒化を施
す場合、すなわち、インヒビターの抑制力が強い場合に
は有害であると、これまで報告されてきたが、この発明
のように、インヒビター抑制力が弱い場合には、組織の
不均一性がインヒビション効果を補う働きをするのでは
ないかと考えられる。

【００２３】以上の実験から、この発明においては、脱
炭焼鈍後の板の板厚１／５層で測定した集合組織が、下
記の条件を満たすように制御することとするのである。 記 集合組織の最大ピーク方位が、Bunge のオイラー角表示
で φ₁ ＝90°、Φ:58 〜62°又は−58〜−62°、φ₂ ＝45
° の範囲内に存在し、かつ、｛12４１｝〈０１４〉方位の
ランダム強度比が3.0 以上。

【００２４】なお、集合組織を板厚１／５層で評価する
理由は、最終仕上げ焼鈍時に｛１１０｝〈００１〉方位
の二次再結晶が板厚１／５層付近を起点に発生しやす
く、二次再結晶前のこの部分の集合組織が特に重要であ
るからである。上記のように、脱炭焼鈍板の集合組織を
制御することが必要なのであるが、そのためには、以下
に示す条件に従う必要がある。

【００２５】（成分について） Ｃ：0.02wt％以上、0.07wt％以下；Ｃは、組織を改善
し、二次再結晶を安定化させるために必要な成分で、そ
のために0.02wt％以上が必要である。しかし、0.07wt％
を超えると冷延時の破断が増加すること、また、脱炭焼
鈍後の組織が均一になり過ぎて、この発明には適さない
ことから、0.07wt％以下とする。

【００２６】Si：2.0 wt％以上、4.5 wt％以下；Siは電
気抵抗を増加させ鉄損を低減させるために必須の成分で
あり、このためには2.0 wt％以上含有させることが必要
であるが、4.5 wt％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、2.0 wt％以上4.5
wt％以下の範囲とする。

【００２７】Mn：0.03wt％以上、2.5 wt％以下；MnもSi
と同じく電気抵抗を高める成分であり、また製造時の熱
間加工性を向上させるので必要な成分である。この目的
のためには、0.03wt％以上の含有が必要であるが、2.5
wt％を超えて含有した場合、γ変態を誘起して磁気特性
が劣化するので、0.03wt％以上、2.5 wt％以下の範囲と
する。

【００２８】Al：0.005 wt％以上、0.030 wt％以下；Al
はインヒビター成分として、0.005 wt％以上、0.030 wt
％以下で含有させることが必要である。すなわち、Alは
Ｎと結びついてAlN としてインヒビターの役割を果た
し、特にAlN をスラブ加熱時に固溶させ、熱延板焼鈍の
昇温過程で微細析出させることにより、一次再結晶粒の
成長抑制効果が高まる。しかし、Alの含有量が0.005 wt
％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0.030 wt％を超える場合も、12
60℃以下でのスラブ加熱の際にAlN の固溶が困難となる
ために熱延板焼鈍の昇温過程において微細に析出するAl
Nの量が不足する。したがって、インヒビターとしての
効果を有効に発揮させるために、Alの含有量は0.005 wt
％以上、0.030 wt％以下とする。

【００２９】Ｎ：0.0030wt％以上、0.0100wt％以下；Ｎ
はAlN を形成し、Alと共にインヒビターとして機能する
ので0.0030wt％以上含有させることが必要である。しか
しながら、0.0100wt％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、0.0030wt％以
上、0.0100wt％以下の範囲にしなければならない。

【００３０】その他のインヒビター；Sb, Nb, Sn, Cr,
Se, Ｓ等を必要に応じて添加し、インヒビターとして機
能させることもできる。特にSbもしくはSnは、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
るので有効である。かかる作用を得るためにはこれらの
成分を0.001 wt％以上添加することが必要であるが、0.
30wt％を超えると製品のベンド特性など機械的特性が劣
化するので、その含有量は0.001 wt％以上、0.3 wt％以
下とするのが好ましい。

【００３１】(熱間圧延)以上の成分に調整されたスラブ
は、通常の方法に従い、スラブ加熱に供された後、熱間
圧延により熱間コイルとされる。スラブ加熱温度は1260
℃以下とする。スラブ加熱温度が低いことは、エネルギ
ーコスト低減のために特に好ましいだけでなく、AlN 等
のインヒビター成分の析出状態に適度な不均一性を生じ
させ、脱炭焼鈍後の粒径分布の不均一性を助長するとい
う点で好ましい。なお、近年、スラブ加熱を行わず、連
続鋳造後、直接熱間圧延を行う方法が開示されている
が、この方法は、スラブ加熱温度を低くとれるので、こ
の発明においても好適に実施し得る。

【００３２】(熱延板焼鈍)熱延板焼鈍は950 ℃以下で行
うことが好ましい。熱延板焼鈍の目的は、熱延板の組織
を均一化することとインヒビターの微細析出を促すこと
にあるので、一般には1000℃以上の高温で行われるが、
この発明では組織の均一化は必要なく、むしろ有害であ
るため、極めて低温で行うこととする。もっとも、イン
ヒビターを微細析出させることは必要であるから、熱延
板焼鈍を省略したり、800 ℃未満で行うことは好ましく
ない。

【００３３】（冷間圧延）冷間圧延はタンデム圧延機で
100 ℃以上の温度で行うことが好ましい。タンデム圧延
は歪速度が大きく、パス間時間が短いので、かかるタン
デム圧延機で100℃以上の温度で温間圧延を施すと、不
均一変形が促進される。圧延時の不均一変形は、脱炭焼
鈍時の一次再結晶粒の成長の不均一性を助長する。脱炭
焼鈍板の粒径の不均一性は｛12４１｝〈０１４〉方位の
適度な増加に対応し、製品の磁気特性向上に結びつくの
で好ましい。

【００３４】（最終仕上げ焼鈍、コーティング）冷間圧
延後、脱炭焼鈍を常法に従い施した後、焼鈍分離剤を塗
布し、最終仕上げ焼鈍を施す。最終仕上げ焼鈍後は、必
要に応じて絶縁コーティングを塗布焼き付け、更に平坦
化焼鈍を施し、製品とする。

【００３５】

【実施例】

〔実施例１〕表１に示すｅ、ｆの成分組成になる200 mm
厚の鋼スラブ各９本を1150℃の温度に加熱後、熱間圧延
して2.4 mmの熱延コイルとした。これらのコイルは、60
秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、タンデム圧延機
で0.34mmの厚みに冷間圧延した。この際、表２に示すよ
うに熱延板焼鈍温度を850 ℃、940 ℃、1030℃の３通
り、冷間圧延温度を60℃、120 ℃、200 ℃の３通りに変
化させた。その後、脱脂処理を行い、830 ℃で120 秒間
の脱炭焼鈍を施した後、焼鈍分離剤を塗布して最終仕上
げ焼鈍を施した。脱炭焼鈍後、試料の一部を採取し、板
厚１／５層の集合組織の測定を行った。集合組織は、Ｘ
線極点図により測定し、測定データから３次元集合組織
を計算により求めた。

【００３６】最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を
除去し、コロイダリ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を塗布し、800 ℃で
焼き付け製品とした。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、磁束密度Ｂ₈ と
Ｗ_17/50 （磁束密度1.7 T における鉄損）を測定した。
表２に、脱炭焼鈍板の集合組織と製品の磁気特性を示
す。集合組織については、φ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°上で
極大を与える｜Φ｜の値と、｛12４１｝〈０１４〉方位
のランダム強度比を示した。なお、｛12４１｝〈０１
４〉方位が最大ピークとなった試料は、備考欄に※印を
付与した。他の試料はφ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°上に最大
ピークが存在した。表２に示されるように、脱炭焼鈍板
の集合組織の最大ピークが、Bunge のオイラー角表示で
φ₁ ＝90°、Φ：58〜62°又は−58〜−62°、φ₂ ＝45
°の範囲内に存在し、かつ｛12４１｝〈０１４〉方位の
ランダム強度比が3.0 以上である場合に、製品の磁気特
性が良好となった。また、脱炭焼鈍板の集合組織を上記
のごとく制御するためには、熱延板焼鈍を950 ℃以下の
温度で行い、冷間圧延をタンデム圧延機で100 ℃以上の
温度で行う条件を遵守することが極めて有効であること
がわかる。

【００３７】

【表２】

【００３８】〔実施例２〕表１に示すｇ、ｈの成分組成
になる250 mm厚の鋼スラブ各９本を1220℃の温度に加熱
後、熱間圧延して2.7 mmの熱延コイルとした。これらの
コイルは、60秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、80
℃の温度で1.6 mmの厚みまでの第１回目のタンデム圧延
機による冷間圧延を施し、950 ℃の温度で中間焼鈍を施
した後、酸洗し、0.22mmの厚みまでの第２回目のタンデ
ム圧延機による冷間圧延を施した。この際、表３に示す
ように熱延板焼鈍温度を800 ℃、900 ℃、1000℃の３通
り、２回目の冷間圧延温度を80℃、150 ℃、250 ℃の３
通りに変化させた。その後、脱脂処理を行い、850 ℃で
120 秒間の脱炭焼鈍を施した後、焼鈍分離剤を塗布して
最終仕上げ焼鈍を施した。脱炭焼鈍後、試料の一部を採
取し、板厚１／５層の集合組織の測定を行った。集合組
織は、Ｘ線極点図により測定し、測定データから３次元
集合組織を計算により求めた。

【００３９】最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を
除去し、コロイダリ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を塗布し、800 ℃で
焼き付けて製品とした。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、磁束密度Ｂ₈
とＷ_17/50 （磁束密度1.7 T における鉄損）を測定し
た。

【００４０】表３に、脱炭焼鈍後の集合組織と製品の磁
気特性を示す。集合組織については、φ₁ ＝90°、φ₂
＝45°上で極大を与える｜Φ｜の値と、｛12４１｝〈０
１４〉方位のランダム強度比を示した。なお、｛12４
１｝〈０１４〉方位が最大ピークとなった試料は、備考
欄に※印を付与した。他の試料はφ₁ ＝90°、φ₂ ＝45
°上に最大ピークが存在した。表３に示されるように、
脱炭焼鈍板の集合組織の最大ピークが、Bunge のオイラ
ー角表示でφ₁ ＝90°、Φ：58〜62°又は−68〜−62
°、φ₂ ＝45°の範囲内に存在し、かつ｛12４１｝〈０
１４〉方位のランダム強度比が3.0 以上である場合に、
製品の磁気特性が良好となった。また、脱炭焼鈍板の集
合組織を上記のごとく制御するためには、熱延板焼鈍を
950 ℃以下の温度で行い、冷間圧延をタンデム圧延機で
100 ℃以上の温度で行う条件を遵守することが極めて有
効であることがわかる。

【００４１】

【表３】

【００４２】

【発明の効果】この発明により、磁気特性を良好に保っ
た汎用一方向性電磁鋼板を安定して製造することが可能
になった。

【図面の簡単な説明】

【図１】脱炭焼鈍版の集合組織のφ₁ ＝90°、φ₂ ＝45
°断面においてΦが変化したときのランダム強度比を示
す図である。

【図２】φ₁ ＝90°、φ₂ ＝45°断面上で極大を与える
｜Φ｜の値と、製品の磁束密度Ｂ₈ との関係を示す図で
ある。

【図３】｛12４１｝〈０１４〉方位のランダム強度比と
製品の磁束密度Ｂ₈ の関係を示す図である。

【図４】脱炭焼鈍板の｛12４１｝〈０１４〉方位のラン
ダム強度比と粒径の変動係数との関係を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.07wt％、Si：2.0 〜4.5 wt
   ％、Mn：0.03〜2.5wt％、Al：0.005 〜0.030 wt％及び
   Ｎ：0.003 〜0.010 wt％を含有するけい素鋼スラブを12
   60℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し、次いで熱延板焼
   鈍を施した後、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間
   圧延により最終板厚とし、更に、脱炭焼鈍、次いで焼鈍
   分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板
   の製造方法において、 脱炭焼鈍後の板の板厚１／５層域における集合組織を、
   下記の条件を満たす組織にすることを特徴とする一方向
   性電磁鋼板の製造方法。 記 集合組織の最大ピーク方位が、Bunge のオイラー角表示
   法で φ₁ ＝90°、Φ:58 〜62°又は−58〜−62°、φ₂ ＝45
   ° の範囲内に存在し、かつ、 ｛12４１｝〈０１４〉方位のランダム強度比が3.0 以
   上。
2. 【請求項２】 熱延板焼鈍を950 ℃以下の温度で行い、
   冷間圧延をタンデム圧延機で100 ℃以上の温度で行うこ
   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。