JP2002212635A - 磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 従来の超高温加熱法における問題点を解消
し、脱炭焼鈍条件（特に焼鈍温度）を変更しないで磁気
特性の優れた一方向性珪素鋼板を製造する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１０質量％、Ｓｉ：
２．５〜４．５質量％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５
質量％、Ｎ：０．００３〜０．００８質量％，Ｃｕ：
０．０２〜０．１５質量％、Ｓｅ：０．００７〜０．０
２５質量％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる珪素鋼スラブを、１２００〜１３５０℃のＡｌＮが
固溶する温度に加熱してから熱間圧延し、次いで熱延板
焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上
の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍を行い、ＭｇＯを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで、箱型焼鈍炉
で二次再結晶、グラス皮膜形成と純化を起こさしめ、次
いで、形状矯正の熱処理を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、方向性珪素鋼板の
製造方法、特に、低鉄損高磁束密度の一方向性珪素鋼板
を安価に製造する製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一方向性珪素鋼板は、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ており、磁束
密度および鉄損値等の磁気特性に優れることが要求され
る。この一方向性珪素鋼板を製造するために、一般に採
用されている方法は、厚さ１００〜３００mmのスラブを
再加熱してから、熱間圧延し、得られた熱延板を１回ま
たは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終
板厚とし、さらに、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布して
からフォルステライトを主成分とするグラス皮膜の形
成、二次再結晶および純化を目的とした仕上げ焼鈍を行
うのが一般的である。

【０００３】すなわち、まず、スラブを高温加熱してイ
ンヒビター成分を完全に固溶させた後、熱間圧延、さら
には、１回または２回以上の冷間圧延および１回または
２回以上の焼鈍によって得られる一次再結晶粒組織を制
御し、しかる後、仕上げ焼鈍でその一次再結晶粒｛１１
０｝<００１>方位の結晶粒に二次再結晶させることによ
り、必要な磁気特性を確保するようにしたものである。

【０００４】このような二次再結晶を効果的に促進させ
るためには、まず、一次再結晶粒の正常粒成長を抑制す
るためのインヒビターと呼ばれる分散相を、鋼中に均一
かつ適正なサイズで分散するようにその析出状態を制御
し、かつ、一次再結晶粒組織を板厚全体にわたって適当
な大きさの結晶粒でしかも均一な分布とすることが重要
である。

【０００５】かかるインヒビターの代表的なものとし
て、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮおよびＶＮのような硫化
物、セレン化物や窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて
小さい物質が用いられている。また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａ
ｓ、Ｐｂ、Ｃｅ、ＣｕおよびＭｏ等の粒界偏析型元素も
インヒビターとして利用されている。一方向性珪素鋼板
の製造でＡｌＮを主なインヒビターとして用いる方法
は、大きく２つに別けられる。一つは、例えば、特公昭
４０−１５６４４号公報に記載のように、インヒビター
をスラブ加熱段階で完全に固溶させる方法である。この
方法では、スラブ加熱炉内での温度不均一が不可避的に
生じるので、少なくとも、スラブ最低温度位置でのスラ
ブ厚み方向の半分以上でインヒビターを固溶させること
が必須である。このため、実操業では超高温スラブ加熱
を行うか、スラブ均一加熱のための特別な装置が必要に
なる。それ故、従来から言われているノロの発生や、熱
延鋼板の端部割れ等の弊害が生じ、また、大きな設備投
資が必要となる。

【０００６】他の一つは、例えば、特開昭５９−５６５
２２号公報に記載のように、スラブ加熱段階では固溶さ
せず積極的に析出させ、脱炭焼鈍後二次再結晶開始間に
窒化処理により二次インヒビター（二次再結晶現象に作
用するインヒビター）を確保する方法である。この場
合、スラブ加熱温度を低くすることができるので、上記
の高温過熱に伴う困難はないが、一次インヒビター（脱
炭焼鈍後の一次再結晶粒径を決めるインヒビター）強度
が弱いため、良好なＧＯＳＳ方位集合組織を得るために
は、脱炭焼鈍での温度を変更し一次再結晶粒系を調節す
る必要が生じ、また、グラス皮膜形成が行われる仕上げ
焼鈍時における窒素含有量が、上記固溶法の場合より多
くなることから、グラス皮膜の品質が安定しないことが
ある。

【０００７】以上のように、Ａｌを含有する一方向性珪
素鋼板は、その磁気特性は優れているものの実工業生産
において多大な困難が存在する。いずれにしても、良好
な二次再結晶組織を得るためには、インヒビターの成分
元素、熱間圧延におけるインヒビターの析出から、それ
以降の二次再結晶焼鈍に至までのインヒビターの制御が
重要な要件であり、より優れた磁気特性を確保するため
には、かかるインヒビター制御の重要性はますます大き
くなってきたといえる。

【０００８】ところで、固溶法ではインヒビター制御の
観点から、熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻き取
りまでの温度履歴に着目した従来技術として、例えば、
特公昭３８−１４００９号公報、特開昭５６−３３４３
１号公報、特開昭５９−５０１１８号公報、特開昭６４
−７３０２３号公報、特開平２−２６３９２４号公報、
特開平４−３２３号公報、特開平２−２７４８１１号公
報、特開平５−２９５４４２号公報記載のものが知られ
ている。

【０００９】特開昭５６−３３４３１号公報には、巻取
温度を７００〜１０００℃の温度範囲にコントールする
方法、７００〜１０００℃の高温巻取後該コイルを１０
分〜５時間保熱する方法、および、７００〜１０００℃
の高温巻取後該コイルを急冷する方法が開示されてい
る。この技術は、インヒビターとしてのＡｌＮの析出分
散状態を改善する方法であるが、巻き取り後のコイル形
状での自己焼鈍により不均一な脱炭が進み、その後の冷
延集合組織の形成も不安定となり製品特性のばらつきが
大きくなる。とくにコイル形状での水冷等は、冷却速度
の不均一を招くことで製品特性のばらつきの要因とな
る。

【００１０】特開昭５９−５０１１８号公報には熱延鋼
帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（１）、
（２）式より算出される温度の範囲まで７〜４０℃／秒
の冷却速度で冷却し、その後、巻取り放冷する方法、お
よび、熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の
（３）式より算出される温度以下に７〜３０℃／秒で冷
却した後、巻取り、さらに、該巻取り鋼帯を水冷する方
法が開示されている。

【００１１】 （３５×ｌｏｇＶ＋５１５）℃ ・・・・・・（１） （４４５×ｌｏｇＶ−５７０）℃・・・・・・（２） （２０×ｌｏｇＶ＋５５５）℃ ・・・・・・（３） 〔ただし、Ｖ：仕上げ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（℃／秒）〕 ただし、この技術が対象とするのはインヒビターとして
ＡｌＮを用いない場合である。

【００１２】また、特開平２−２６３９２４号公報で
は、質量％でＣ：０．０２〜０．１００％、Ｓｉ：２．
５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み、
残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブ
を熱延し、熱延板焼鈍することなく、引き続き圧下率８
０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上げ焼鈍を施して一
方向性珪素鋼板を製造する方法において、熱延終了温度
を７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少なくとも１秒
以上、７００℃以上の温度を保持し、巻取り温度７００
℃未満とする技術が開示されている。

【００１３】この技術は、コストダウンの観点から、仕
上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進さ
せ、組織を改善し、熱延板焼鈍を省略しようというもの
である。この技術により熱延後の再結晶を促進すること
で、組織的には改善され、熱延板焼鈍を省略することは
できるが、従来に増して良好なインヒビター析出状態を
得るには至っていない。しかも、この技術は、熱延板焼
鈍を省略していることから、インヒビターの析出制御を
犠牲にしなければならないという問題点がある。

【００１４】また、特開平２−２７４８１１号公報で
は、質量％でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．
４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりな
るスラブを１２８０℃未満の温度で加熱してから、熱延
を行い、引き続き、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次
いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じ
て、中間焼鈍をはさむ一回以上の冷延を行い、その後、
脱炭焼鈍と最終仕上げ焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を
製造する方法において、熱延終了温度を７５０〜１１５
０℃とし、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以
上の温度に保持し、巻き取り温度を７００℃未満とする
技術が開示されている。

【００１５】この技術は、低温スラブ加熱を施す製造プ
ロセスにおいて仕上げ圧延後に高温保持することにより
再結晶を促進させ、磁気特性を向上、安定化しようとす
るものである。しかしながら、低温スラブ加熱ではＡｌ
Ｎは十分に固溶せず、ＡｌＮの析出挙動が鋼板位置によ
り変動するため、磁気特性に優れた製品を安定して製造
することはできない。すなわち、低温スラブ加熱を行う
工程では、スラブ加熱・熱間圧延におけるインヒビター
の制御が効を奏しないため、磁気特性に優れた製品を安
定して製造することができないという問題がある。

【００１６】また、特開平８−１００２１６号公報は、
ＡｌＮを主なインヒビターとする場合の熱延のでの冷却
条件が規定されており、Ｃｕの含有も記述されているが
その効用について記載はなくＣｕは必須ではない。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】上記の従来技術に共通
していることは、ＡｌＮを主なインヒビターとする一方
向性珪素鋼板の製造においては、良好なインヒビターの
機能を確保するために、超高温スラブ加熱（１３５０℃
を超える温度）、または、窒化処理によるグラス皮膜欠
陥等の本質的課題が存在していることである。

【００１８】そこで、本発明者らは、インヒビターを各
種鋭意検討して、スラブ加熱温度が超高温度でなくて
も、また、脱炭焼鈍温度を変更させることなく一方向性
電磁鋼板を安定的に製造できる方法を見いだすことを試
みた。ＡｌＮを主なインヒビターとして用いる一方向性
珪素鋼板の製造において補助インヒビターとしてＭｎ
Ｓ、Ｃｕ₂Ｓ 、ＭｎＳｅを用いる方法は、固溶法では、
例えば、特開昭５８−２１７６３０号公報に、また、析
出法でも、例えば、特開平７−２０４７８１号公報に開
示されている。本発明者らはこれらに代えて、補助イン
ヒビターとして銅のセレン化合物が有効であることを見
いだし、本発明を完成した。

【００１９】

【課題を解決するための手段】（１） Ｃ：０．０１〜
０．１０質量％、Ｓｉ：２．５〜４．５質量％、Ａｌ：
０．０１５〜０．０３５質量％、Ｎ：０．００３〜０．
００８質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓ
ｅ：０．００７〜０．０２５質量％を含み、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、１２００
℃以上１３５０℃以下のＡｌＮが固溶する温度に加熱し
てから、熱間圧延し、次いで、熱延板焼鈍を施した後、
１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行
い、その後、脱炭焼鈍を行い、ＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、次いで、箱型焼鈍炉で二次再結晶、
グラス皮膜形成と純化を起こさしめ、次いで形状矯正の
熱処理を行うことを特徴とするに磁気特性に優れる一方
向性珪素鋼板の製造方法。

【００２０】（２） 前記珪素鋼スラブ中のＳｅとＳと
が、 １／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１
８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、
［Ｓ］は質量％） を満たすことを特徴とする（１）の磁気特性に優れる一
方向性珪素鋼板の製造方法。

【００２１】（３） 前記熱間圧延の仕上げ圧延終了温
度を９００〜１１００℃の範囲とし、かつ前記仕上げ圧
延終了後巻き取りまでの冷却を下記式； Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ２≦ｔ≦６ 〔ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ
圧延終了温度（℃） 、ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了からの経過時間
（秒）〕を満足するように処理し、７００℃以下で巻き
取ることを特徴とする（１）、または（２）の磁気特性
に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。

【００２２】（４） 前記珪素鋼スラブの成分として、
さらに、Ｍｎを０．０２〜０．１０質量％含有すること
を特徴とする（１）〜（３）のいずれかの磁気特性に優
れる一方向性珪素鋼板の製造方法。 （５） 前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径
を７μｍ以上１８μｍ未満とすることを特徴とする
（１）〜（４）のいずれかの磁気特性に優れる一方向性
珪素鋼板の製造方法。

【００２３】（６） 前記珪素鋼スラブの成分として、
さらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜
０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜
（５）のいずれかの磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板
の製造方法。 （７） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｃｒ
を０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする
（１）〜（６）のいずれかの磁気特性に優れる一方向性
珪素鋼板の製造方法。

【００２４】（８） 前記珪素鋼スラブの成分として、
さらに、Ｎｉを０．０３〜０．３０質量％含有すること
を特徴とする（１）〜（７）のいずれかの磁気特性に優
れる一方向性珪素鋼板の製造方法。 （９） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍ
ｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３０質量
％含有することを特徴とする（１）〜（８）の磁気特性
に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。

【００２５】（１０）前記冷間圧延における最終冷間圧
延の直前の鋼板焼鈍において、その焼鈍温度を９５０〜
１１５0℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とする
ことを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの磁気特性
に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。 （１１） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の圧延率
を８０〜９２％とすることを特徴とする（１）〜（１
０）のいずれかの磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の
製造方法。

【００２６】（１２） 前記冷間圧延における最終冷間
圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３０
０℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）
〜（１１）のいずれかの磁気特性に優れる一方向性珪素
鋼板の製造方法。

【００２７】

【発明の実施の形態】本発明の最大の特徴は、次の２点
である。まず第１に、インヒビターとして用いるＡｌＮ
のみでなく、ＣｕとＳｅを含有することにより、銅のセ
レン化合物Ｃｕ−Ｓｅのインヒビター効果を見いだした
ことである。

【００２８】次に、従来熱延での加熱炉の温度不均一で
生じる磁気特性不良（主に所謂スキットマーク）は、主
にＡｌＮの固溶程度の差で生じることを見いだした。ま
た、Ｍｎ系とＣｕ系の析出物は、相手元素Ｓ、Ｓｅの含
有量が少ない場合は微細に少量析出し、その結果、磁気
特性不良が生じるが、本発明の範囲では、二次再結晶に
影響しないことを見いだした。

【００２９】また、このインヒビター複合と脱炭焼鈍後
二次再結晶開始までの間の窒化により、さらに、磁気特
性が良好となることを見いだした。以下、本発明につい
て詳細に述べる。本発明者らは、上掲の目的の実現に向
けて詳細に検討した結果、Ａｌ含有の一方向性珪素鋼板
において、Ｃｕ−Ｓｅが、一方向性珪素鋼板製造におけ
るＧＯＳＳ方位粒を確保するための非常に大きな補助イ
ンヒビター効果を有することを見いだした。もちろん、
Ｃｕ−Ｓｅのインヒビション効果（粒成長抑制効果）に
ついては、CAMP-ISIJ Vol.3(1990)-1837に記載されてい
るが、この文献の材料はＡｌを含有しておらず、さら
に、一方向性珪素鋼板の磁気特性については何ら言及し
ていない。

【００３０】本発明者らは、検討の結果、ＡｌＮはスラ
ブ加熱時に固溶させ熱延板では固溶させ、続く最終冷間
圧延前の連続焼鈍で微細析出させると、Ｃｕ系、Ｍｎ系
化合物の析出がある程度不均一でも、また、脱炭焼鈍・
一次再結晶温度を８１０℃〜９００℃まで変化させて
も、一次再結晶焼鈍後の粒径は大きく変動しないことを
見いだした。逆に、熱延での再加熱時にＡｌＮを完全固
溶させず、また、熱延での固溶が不十分であると、脱炭
焼鈍・一次再結晶温度の粒径は変動する。

【００３１】言い換えれば、一度固溶し、その後微細析
出したＡｌＮは従来技術での一次・二次インヒビター機
能の両方を持たせるための量がなくても、非常に強い一
次インヒビター効果があることを見いだした。しかし、
この微細ＡｌＮのみでは一方向性電磁鋼板での二次再結
晶ＧＯＳＳ方位を安定的に得ることはできない。

【００３２】そこで、本発明者は、一方向性珪素鋼板で
安定的にＧＯＳＳ方位二次再結晶を得るために、この微
細ＡｌＮを主なインヒビターとし、補助インヒビターと
してＣｕのセレン化物を用いると、良好なＧＯＳＳ二次
再結晶が得られることを見いだした。Ｃｕ−Ｓｅは固溶
後の析出速度は非常に早く、特にＭｎが少ない場合は優
先的に析出する。また、このＣｕ−Ｓｅが、ＡｌＮの補
助二次インヒビターとして効果的であることを見いだし
た。この理由としては、析出サイズがＭｎＳより大きく
均一で熱的に安定なためであると推定している。

【００３３】スラブ加熱温度を１２００〜１３５０℃に
規定するのは、１２００℃未満ではＡｌＮの固溶に不均
一が生じるからである。１３５０℃を超えると熱延の加
熱炉の操業が超高温度となり、従来から言われている数
々の困難が伴う。この温度範囲では、Ｃｕが存在すると
Ｍｎの化合物の固溶温度が下がると推定され、結果とし
て、Ｍｎ化合物単体の場合よりインヒビターの析出が均
一にもなる。なお、好ましい加熱温度範囲は１２５０〜
１３１５℃である。

【００３４】この均一に析出したＣｕ−Ｓｅは、二次再
結晶焼鈍時に二次インヒビターとしてＡｌＮを補強し、
ＧＯＳＳ（｛１１０｝＜００１＞）方位粒の優先成長を
助長して良好な磁気特性が得られる。仕上げ圧延終了温
度（ＦＤＴ）を９００〜１１００℃としたのは、９００
℃未満では仕上げ圧延スタンド内で望ましくないインヒ
ビター析出が起こり、１１００℃を超えて高温になる
と、通板と冷却の両立が極めて困難となるためである。
なお、好ましい仕上げ圧延終了温度範囲は９５０〜１０
００℃である。

【００３５】巻き取り温度を７００℃以下としたのは、
７００℃を超えた高温では、巻き取り後の自己焼鈍によ
りＡｌＮが析出し、磁気特性不良となる。なお、好まし
い巻き取り温度範囲は５００〜６００℃である。すなわ
ち、熱延の仕上げ圧延終了から巻き取りまでの温度履歴
を規定するのは、規定範囲ではＡｌＮを析出させず固溶
を十分行わしめるためである。規定範囲より遅くすると
熱延中に析出して磁気特性が不良となる。

【００３６】仕上げ熱延終了後の温度履歴によってかか
る効果の得られる理由については明らかである。添加さ
れたインヒビター成分のＡｌＮの熱延でのほぼ完全な固
溶とＣｕ−Ｓｅの析出をより均一とするためである。し
たがって、仕上げ熱延終了直後の高温滞留時間を短くす
ることが、良好なインヒビターの析出形態を得るために
基本的に重要である。

【００３７】本発明においては、上述した条件以外の、
熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、中間焼鈍、冷間圧延、脱
炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および仕上げ焼鈍などの各工程
における製造条件は、それぞれ、公知の方法に従って行
えばよい。本発明の素材である含珪素鋼としては、溶鋼
段階からは主にＡｌＮとＣｕ−Ｓｅをインヒビターとし
て複合添加したものが適合する。その成分組成を挙げる
と次のとおりである。

【００３８】Ｃ：０．０１〜０．１０質量％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
０．０１質量％は含有させる必要がある。しかし、０．
１０質量％を超えて含有すると脱炭が困難となり、かえ
ってゴス方位に乱れが生じるので上限は０．１０質量％
とする。なお、好ましいＣ含有量は０．０３〜０．０８
質量％である。

【００３９】Ｓｉ：２．５〜４．５質量％ Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損の低減に寄与する。
Ｓｉ含有量が、２．５質量％未満では鉄損低減効果が十
分ではなく、また、純化と２次再結晶のため行われる高
温での仕上げ焼鈍において、α−γ変態による結晶方位
のランダム化が生じ、十分な磁気特性が得られない。一
方、４．５質量％を超えると冷間圧延性が損なわれ、製
造が困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５〜
４．５質量％とする。なお、好ましくは３．０〜３．７
質量％の範囲とする。

【００４０】Ｍｎ：０．０２〜０．１０質量％ Ｍｎは、不可避的に溶鋼に存在するが、本発明ではＣｕ
を主なインヒビターとして用いるため、インヒビター元
素としては必須ではない。しかし、Ｍｎは熱間脆性によ
る熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素であり、
その効果は０．０２質量％未満では得られない。一方、
０．１０質量％を超えて添加すると、スラブ加熱時に固
溶せず磁気特性の変動の要因となり、該特性を劣化させ
る。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０２〜０．１０質
量％とする。なお、好ましくは０．０３〜０．０７質量
％の範囲とする。

【００４１】Ａｌ：０．０１５〜０．０３５質量％ Ａｌは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する
元素である。Ａｌ含有量が、０．０１５質量％未満では
抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０３５質量％
を超えるとその効果が損なわれるので、Ａｌ含有量は
０．０１５〜０．０３５質量％とする。なお、好ましい
範囲は０．０２４〜０．０３０質量％である。

【００４２】Ｎ：０．００３〜０．００８質量％ Ｎは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元
素である。本発明ではＡｌＮはスラブ加熱時には完全に
固溶させる必要が有るので、Ａｌとのバランスで制限を
受ける。Ｎ含有量が、０．００３質量％未満では抑制力
の確保が十分ではなく、二次再結晶不良で磁気特性が劣
化する。一方、０．０１質量％を超えるとブリスターな
る欠陥（膨れ）が生じるが、Ａｌが上記範囲で固溶する
ので０．００８質量％となる。なお、好ましい範囲は
０．００４〜０．００６質量％である。

【００４３】Ｓｅ：単独で０．００７〜０．０２５質量
％ Ｓｅは、Ｃｕ−Ｓｅを形成してインヒビターとして作用
する有力な元素である。Ｓｅ含有量が、単独で０．００
７質量％未満では微細に少量析出して、抑制力の確保が
均一ではなくなり、一方、０．０２５質量％を超えると
同様に磁気特性が不良となる。

【００４４】Ｓ：下記式を満たす量 Ｓは、従来はＭｎＳを形成してインヒビターとして作用
する有力な元素であり、本発明の場合はＳｅを補完する
効果があるが、あまり多いとＭｎＳを形成し固溶しな
い。Ｓｅとのバランスで、 １／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１
８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、
［Ｓ］ともに質量％） とする。もちろん、Ｓは不可避的に０．００３質量％程
度溶鋼に含有されているので現実的には複合含有とな
る。 Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％ Ｃｕは、本発明では補助インヒビターとして非常に重要
であり、０．０２質量％未満であれば、Ｃｕ−Ｓｅとし
てのインヒビター効果はない。また、０．１５質量％を
超えると鋼板表面に疵が生じ易くなる。このため、Ｃｕ
含有量は、０．０２〜０．１５質量％とする。

【００４５】なお、本発明においては、インヒビター成
分として上記した元素の他に、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｃｒも
有利に作用するので、それぞれ前記成分に併せて含有さ
せることもできる。これらの成分の好適添加範囲は、そ
れぞれ、０．０２〜０．３０質量％である。さらに、Ｎ
ｉは０．０３〜０．３０質量％、Ｍｏ、Ｃｄは０．００
５〜０．３０質量％で効果がある。

【００４６】

【実施例】（実施例１）表１に示す化学組成を有し、残
部は実質的にＦｅよりなる厚み２００mm、幅１０００mm
の珪素鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて１３０
０℃で、ＡｌＮを溶体化すべく加熱し、熱間粗圧延した
後、圧延終了温度９５０℃の熱間仕上げ圧延を行い２．
３mm厚とし、その後、図１に示す各温度履歴で制御冷却
し、５５０℃で巻き取った。

【００４７】この熱延板に、９８０℃×３分間の熱延板
焼鈍、酸洗を施した後、１．５５mmの中間板厚までの冷
間圧延、１１２０℃×４５秒の中間焼鈍を経た後、０．
２３mmの最終板厚まで冷間圧延した。次いで、得られた
冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、２分の脱炭焼鈍
を施し、次いで、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、窒素２５％、水素７５％雰囲気中で９００〜１
１００℃間の昇温速度１５℃／時間で二次再結晶させ、
その後、水素雰囲気中で１２００℃×２０時間の最終仕
上げ純化焼鈍を施し、その後、形状矯正と張力を有する
絶縁皮膜を塗布して成品とした。かくして得られた成品
について、磁気特性を測定した。その結果を、表２に示
す。

【００４８】表２に示すように、本発明の方法によれ
ば、いずれも、高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性
を示すことがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れ
た比較例では、磁気特性も劣っていることがわかる。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】（実施例２）表３に示す化学組成を有し、
残部は実質的にＦｅよりなる厚み２５０mm、幅１０００
mmの珪素鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて１２
９０℃でインヒビター成分を溶体化すべく加熱し、熱間
粗圧延した後、圧延終了温度９５０℃の熱間仕上げ圧延
を行い２．３mm厚とし、その後、図１に示すＡ、Ｂの温
度履歴で制御冷却し、５６０℃で巻き取った。

【００５２】この熱延板に、熱延板焼鈍（１１２０℃、
９０秒）、酸洗を施した後、最終板厚（０．２９mm）ま
で１８０℃〜２５０℃の温間で圧延した。次いで、得ら
れた冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、３分の脱炭
焼鈍を施し、次いで、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、窒素２５％、水素７５％雰囲気中で９００
〜１１００℃間の昇温速度１０℃／時間１５℃／時間で
二次再結晶をさせその後、水素雰囲気中で１２００℃、
２０時間の最終仕上げ純化焼鈍を施し、その後、形状矯
正と張力を有する絶縁皮膜を塗布して成品とした。かく
して得られた成品について、磁気特性を測定した。その
結果を、表４に示す。

【００５３】表４に示すように、本発明の方法によれ
ば、いずれも高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を
示すことがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れた
比較例では、磁気特性も劣っていることがわかる。

【００５４】

【表３】

【００５５】

【表４】

【００５６】

【発明の効果】上述したように、本発明によれば、イン
ヒビターとしてＡｌＮとＣｕ−Ｓｅを複合して用いる一
方向性珪素鋼板の製造では、従来の方法が抱えていた超
高温加熱の問題点が解消され、また、脱炭焼鈍の条件、
特に焼鈍温度を変更する必要がなく、磁気特性の優れた
一方向性珪素鋼板の製造が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間圧延の仕上げ圧延終了後の冷却履歴を示す
図である。

フロントページの続き (72)発明者 藤井 宣憲 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 大畑 喜史 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の59 日鐵プラント設計株式会社内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA02 CA01 CA02 CA03 CA04 CA07 CA08 DA01 FA01 FA03 FA10 FA12 HA01 HA03 JA04 LA01 MA00 MA02 RA04 SA02 5E041 AA02 AA19 CA02 HB11 NN01 NN06 NN18

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０１〜０．１０質量％、Ｓｉ：
   ２．５〜４．５質量％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５
   質量％、Ｎ：０．００３〜０．００８質量％、Ｃｕ：
   ０．０２〜０．１５質量％、Ｓｅ：０．００７〜０．０
   ２５質量％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
   なる珪素鋼スラブを、１２００℃以上１３５０℃以下の
   ＡｌＮが固溶する温度に加熱してから、熱間圧延し、次
   いで、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍をは
   さむ２回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍を行
   い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次い
   で、箱型焼鈍炉で二次再結晶、グラス皮膜形成と純化を
   起こさしめ、次いで、形状矯正の熱処理を行うことを特
   徴とする磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 前記珪素鋼スラブ中のＳｅとＳとが、 １／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１
   ８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、
   ［Ｓ］は質量％） を満たすことを特徴とする請求項１に記載の磁気特性に
   優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 前記熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を９
   ００〜１１００℃の範囲とし、かつ、仕上げ圧延終了後
   巻き取りまでの冷却を下記式； Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ２≦ｔ≦６ 〔ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ
   圧延終了温度（℃） 、ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了からの経過時間
   （秒）〕を満足するように処理し、７００℃以下で巻き
   取ることを特徴とする請求項１または２に記載の磁気特
   性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 前記珪素鋼スラブの成分として、さら
   に、Ｍｎを０．０２〜０．１０質量％含有することを特
   徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の磁気特性
   に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平
   均粒径を７μｍ以上１８μｍ未満とすることを特徴とす
   る請求項１〜４のいずれかの項に記載の磁気特性に優れ
   る一方向性珪素鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 前記珪素鋼スラブの成分として、さら
   に、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．
   ３０質量％含有することを特徴とする請求項１〜５項の
   いずれかの項に記載の磁気特性に優れる一方向性珪素鋼
   板の製造方法。
7. 【請求項７】 前記珪素鋼スラブの成分として、さら
   に、Ｃｒを０．０２〜０．３０質量％含有することを特
   徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の磁気特性
   に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 前記珪素鋼スラブの成分として、さら
   に、Ｎｉを０．０３〜０．３０質量％含有することを特
   徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の磁気特性
   に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 前記珪素鋼スラブの成分として、さら
   に、Ｍｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３
   ０質量％含有することを特徴とする請求項１〜８のいず
   れかの項に記載の磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の
   製造方法。
10. 【請求項１０】 前記冷間圧延における最終冷間圧延の
    直前の鋼板焼鈍において、その焼鈍温度を９５０〜１１
    ５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とすること
    を特徴とする請求項１〜９のいずれかの項に記載の磁気
    特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
11. 【請求項１１】 前記冷間圧延における最終冷間圧延の
    圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする請求項１
    〜１０のいずれかの項に記載の磁気特性に優れる一方向
    性珪素鋼板の製造方法。
12. 【請求項１２】 前記冷間圧延における最終冷間圧延の
    少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３００℃の
    温度範囲に１分以上保つことを特徴とする請求項１〜１
    １のいずれかの項に記載の磁気特性に優れる一方向性珪
    素鋼板の製造方法。