JP2948454B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】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Ｂ₈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。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。

【０００３】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ＡｌＮ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
言えば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳ
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。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。

【０００５】これは普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２
００℃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良いわけであるが、
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，
Ｓｂ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。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。

【０００８】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５７−８９４３３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１１００〜１２５０℃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
化する技術を公開している。

【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】

【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。この窒化処理により形成される
窒化物は、二次再結晶開始時点では、主にＡｌＮになっ
ている。高温で変化しにくいインヒビターとして、Ａｌ
Ｎを選択しているわけであり、その意味において、スラ
ブ中にＡｌが含有されることは必須条件となる。

【００１１】他方、スラブ中にＮが必要以上に含有され
ることは、本技術体系からして、再考の余地があった。
つまり、スラブ中に必須のＡｌと、ある程度以上のＮ量
があれば、スラブ加熱から脱炭焼鈍までの工程で、Ａｌ
Ｎが形成され、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長に影
響を与えることとなる。本発明の目的は、この上工程で
のＡｌＮの析出制御方策を検討し、低温スラブ加熱で、
かつ、熱延板焼鈍を省略してもなお磁性変動のない優れ
た特性を有する一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する
ことにある。

【００１２】

【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）重量比で、Ｃ：０．０７５％以下、Ｓｉ：２．２
〜４．５％、酸可溶性Ａl:０．０１０〜０．０６０％、
Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０
１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有し、残部
が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、熱延を行い、引き続き熱延板焼鈍
を施すことなく、圧下率８０％以上の最終強圧下冷延を
行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上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、熱延板でのＡｌＮと
してのＮ量（重量比）をＮ as ＡｌＮとした時Ｎ−Ｎ a
sＡｌＮ≦０．００３０％、かつ（Ｎ as ＡｌＮ）／Ｎ
≧０．５５とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとし、脱
炭焼鈍後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼
板に０．００１０重量％以上の窒素吸収を行わせる窒化
処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の安定製造方法。 （２）前項において、スラブの成分としてさらにＳｎ：
０．０１〜０．１５％を含有せしめることを特徴とする
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法。

【００１３】

【作用】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、熱
延板を焼鈍することなく、次いで圧下率が８０％以上と
なる最終冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を順次行うことによって製造される。

【００１４】本発明者らは、熱延板焼鈍を省略した１回
冷延法で低温スラブ加熱材を製造する場合の磁性の変動
の原因とその解決策について詳細に検討した。そしてそ
の結果、熱延板でのＡｌＮ析出量を制御することによっ
て、その磁性変動を激減できることをつきとめた。

【００１５】まず、実験結果を基に、本発明の効果を説
明する。図１に、熱延板のＡｌＮ析出量と製品の磁束密
度の変動との関係を示す。この場合、重量比でＣ：０．
０２５〜０．０５１％、Ｓｉ：２．６〜３．１％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２１〜０．０４１％、Ｎ：０．００１
８〜０．００９５％、Ｓ：０．００５〜０．００７％、
Ｍｎ：０．０９〜０．１７％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる２５０mm厚のスラブを作成した。
そして１０００〜１２５０℃の温度に約９０分保持した
後、７パスで粗熱延を行い、４０mm厚とし、次いで、６
パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱延板とした。

【００１６】かかる熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく
約８５％の圧下率で強圧下圧延を行って最終板厚０．３
３５mmの冷延板とし、８１０℃、８２０℃、８３
０℃、８４０℃の各温度に１５０秒保持する４条件の
脱炭焼鈍を施し、次いで、７５０℃に３０秒保持する焼
鈍時、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒
素を吸収せしめた。

【００１７】この窒化処理後のＮ量は、０．０１９８〜
０．０２５３重量％であり、一次再結晶粒の平均粒径
（円相当直径の平均値）は、１９〜２８μｍであった。
かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。しかる後、製品
の磁束密度を測定し、同一成分、同一熱延条件の熱延板
に対してとった４つの脱炭焼鈍条件でのＢ₈ の最高値と
最低値の差ΔＢ₈ を求めた。また、本実験における熱延
板において、ＡｌＮとして存在するＮの量（重量比）
（Ｎ as ＡｌＮ）を化学分析で求め、Ｎ−Ｎ as Ａｌ
Ｎ，（Ｎ as ＡｌＮ）／Ｎの量を各試料に対して計算し
た。

【００１８】図１から明らかなように、熱延板におい
て、Ｎ−Ｎ as ＡｌＮ≦０．００３０％かつ（Ｎ as Ａ
ｌＮ）／Ｎ≧０．５５の時にΔＢ₈ が０．０２Ｔ以下と
なり、安定した磁気特性となっている。図１に示した熱
延板でのＡｌＮ析出量を制御する効果のメカニズムにつ
いて、必ずしも明らかではないが、本発明者らは、以下
のように推定している。

【００１９】本発明は、本発明者らが特開平２−１８２
８６６号公報で開示した脱炭焼鈍後の結晶組織を適切な
ものにすることを基本とする技術体系に属する。一方、
スラブ加熱完了時に固溶していたＮは、熱延中、または
脱炭焼鈍時（特に昇温時）微細な窒化物（主にＡｌＮ）
となると考えられる。この微細な窒化物は、脱炭焼鈍時
のわずかの温度変化においても、サイズ、析出量が変動
すると考えられる。

【００２０】しかしながら、析出物による粒成長抑制効
果（Ｚｅｎｅｒ因子）は、析出物のサイズに逆比例し、
その体積分率に比例する。従って、スラブ加熱完了時の
固溶Ｎ量を減少しすぎても、析出物の粒成長抑制効果が
小さくなりすぎ、その結果、脱炭焼鈍時の粒成長が顕著
になりすぎ、結晶組織の制御が困難となる。

【００２１】このように、上工程でのＡｌＮの析出制御
は重要であるが、成分、熱延等の工程条件調整では、そ
の制御が容易でなく、本発明の如く、熱延板焼鈍を省略
した場合には、特に、ＡｌＮ析出制御の新しい規範が必
要となる。この点において、本発明者らは広範な実験、
解析の結果、図１の知見を得た。

【００２２】つまり熱延板において、Ｎ as ＡｌＮの量
とＮ量に対する比率を制御することによって、低温スラ
ブ加熱において熱延板焼鈍を省略してもなお良好な磁気
特性が安定して得られる。この結果は、脱炭焼鈍時結晶
組織制御を容易ならしめるＡｌＮの析出状況があること
を示しており、それを、熱延板の状態でチェックできる
ということを示唆していると考えられる。

【００２３】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。先ず、スラブの成分と、スラブ加熱温度に関し
て限定理由を詳細に説明する。Ｃは、多くなりすぎると
脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないので０．０７５重
量％（以下単に％と略述）以下とした。なお磁気特性の
面で特に好ましい範囲は０．０２０〜０．０７０％であ
る。Ｓｉは４．５％を超えると冷延時の割れが著しくな
るので４．５％以下とした。又、２．２％未満では素材
の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄心材料として必要な低
鉄損が得られないので２．２％以上とした。

【００２４】Ａｌは二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮ
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可溶性Ａ
ｌとして０．０１０％以上が必要である。酸可溶性Ａｌ
が０．０６０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適切とな
り二次再結晶が不安定になるので０．０６０％以下とし
た。Ｎについては、０．０１３０％を超えるとブリスタ
ーと呼ばれる鋼板表面のふくれが発生するので０．０１
３０％以下とした。

【００２５】ＭｎＳ，ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製
造工程の条件を適正に選ぶことによって磁気特性を良好
にすることが可能である。しかしながらＳやＳｅが高い
と線状細粒と呼ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向
があり、この二次再結晶不良部の発生を予防するために
は（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≦０．０１４％とすべきであ
る。ＳあるいはＳｅが上限値を超える場合には、製造条
件をいかに変更しても二次再結晶不良部が発生する確率
が高くなり好ましくない。また最終仕上焼鈍で純化する
のに要する時間が長くなりすぎて好ましくなく、このよ
うな観点からＳあるいはＳｅを不必要に増すことは意味
がない。

【００２６】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、つまりストリップの側縁部が波形状となり
製品歩留りを低下させる問題が発生する。一方、Ｍｎ量
が０．８％を超えると製品の磁束密度を低下させ、好ま
しくないので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。

【００２７】Ｓｎは、粒界偏析元素として知られてお
り、粒成長を抑制する元素である。一方、スラブ加熱時
Ｓｎは完全固溶しており、通常考えられる数１０℃の温
度差を有する加熱時のスラブ内でも一様に固溶している
と考えられる。従って、温度差があるにもかかわらず加
熱時のスラブ内で均一に分布しているＳｎは、脱炭焼鈍
時の粒成長抑制効果についても場所的に均一に作用する
と考えられる。このため、ＡｌＮの場所的不均一に起因
する脱炭焼鈍時の粒成長の場所的不均一を、Ｓｎは希釈
する効果があるものと考えられる。従って、Ｓｎを添加
することはさらに製品の磁気特性の変動を低減させるの
に有効である。このＳｎの適正範囲を０．０１〜０．１
５％とした。この下限値未満では、粒成長抑制効果が少
なすぎて好ましくない。一方、この上限値を超えると鋼
板の窒化が難しくなり、二次再結晶不良の原因となるた
め好ましくない。

【００２８】この他インヒビター構成元素として知られ
ているＳｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等を微
量に含有することはさしつかえない。特に、Ｂ，Ｔｉ，
Ｎｂ等窒化物構成元素は、スラブ加熱時の鋼中の固溶Ｎ
量を低減するために積極的に添加してもかまわない。こ
れらのＡｌよりＮとの親和力の高い元素がある場合に
は、後述する熱延板でのＮ−Ｎ as ＡｌＮ，（Ｎ as Ａ
ｌＮ）／Ｎの値を計算する際に、全Ｎ量から含有する
Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂのために形成される窒化物のＮ量を差し
引きすることは、本発明における効果の精度を高める上
で好ましい。スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコスト
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。

【００２９】加熱されたスラブは、引き続き熱延されて
熱延板となる。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。粗熱延の方法については特に限
定するものではないが、ＡｌＮ析出を促進するために、
積極的に水冷を行う等の方策をとることは好ましい。粗
熱延後仕上熱延までの時間については、特に限定するも
のではないが、１秒以上かけて仕上熱延を開始すること
は、ＡｌＮの析出促進の点で好ましい。

【００３０】引き続く仕上熱延は、通常４〜１０パスの
高速連続圧延で行われる。通常仕上熱延の圧下配分は前
段が圧下率が高く後段にいくほど圧下率と下げて形状を
良好なものとしている。圧延速度は通常１００〜３００
０ｍ/minとなっており、パス間の時間は０．０１〜１０
０秒となっている。

【００３１】本発明では、仕上熱延の条件を限定してい
るものではないが、後述する熱延板でのＡｌＮ析出の適
正範囲を実現するため、仕上熱延開始温度、終了温度を
調整したり、圧下配分を調整することは積極的に行うべ
きである。ＡｌＮの析出しやすい温度域（８００〜９５
０℃）、またはその近傍で、積極的に圧下率を高め、加
工誘起析出を生ぜしめることも、ＡｌＮ析出量制御に有
効な手段となる。

【００３２】熱延の最終パス後、鋼板は通常０．１〜１
００秒程度空冷された後水冷され３００〜７００℃の温
度で巻取られ、徐冷される。この冷却プロセスについて
は特に限定されるものではないが、熱延後１秒以上空冷
等を行い、鋼板をＡｌＮの析出温度域にできるだけ長時
間保持する等の方法をＡｌＮ析出量制御に利用すること
は好ましい。

【００３３】かかる熱延後の鋼板のＮ as ＡｌＮの量
は、Ｎ−Ｎ as ＡｌＮ≦０．００３０％かつ、（Ｎ as
ＡｌＮ）／Ｎ≧０．５５としなければならない。という
のは、図１に示した如く、この範囲にＡｌＮ析出を制御
することによって、良好な磁気特性が安定して得られる
からである。

【００３４】この熱延板は次いで、熱延板焼鈍を施すこ
となく圧下率８０％以上の最終冷延を行う。最終冷延の
圧下率を８０％以上としたのは、圧下率を上記範囲とす
ることによって、脱炭板において尖鋭な｛１１０｝〈０
０１〉方位粒と、これに蚕食されやすい対応方位粒
（｛１１１｝〈１１２〉方位粒等）を適正量得ることが
でき、磁束密度を高める上で好ましいためである。かか
る冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤
塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製品となる。ここで
脱炭焼鈍完了後、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１８〜３５μｍに制御することは、必
要である。その理由はこの平均粒径の範囲で良好な磁束
密度が得られやすく、かつ粒径変動に対する磁束密度の
変化が少ないからである。

【００３５】そして脱炭焼鈍後、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と規定したの
は、本発明の如き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、脱炭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、プラズマを用いる方法、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
化物が分離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
する方法等いずれの方法でもよい。窒化量については二
次再結晶を安定して発現させるために１０ppm 以上は必
要である。

【００３６】

【実施例】

実施例１ 重量％で、Ｓｉ：３．０１％、Ｃ：０．０２８％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３４％、Ｎ：０．００６５％、Ｍｎ：
０．１２％、Ｓ：０．００７％を含有する２５０mm厚の
スラブを（１）１２５０℃、（２）１１００℃の２条件
で、各１時間保持した後、７パスで４０mm厚まで粗熱延
し、しかる後、６パスで仕上熱延を行い、２．３mm厚の
熱延板とした。この時、（Ａ）粗熱延中に、強制水冷を
行い、仕上熱延開始温度をスラブ加熱温度より、９０〜
１００℃降下させる熱延方法、（Ｂ）Ａより軽度の水冷
により、仕上熱延開始温度をスラブ加熱温度より、３０
〜５０℃降下させる熱延方法なる２通りの熱延を行っ
た。

【００３７】この熱延板を酸洗し約８５％の圧下率で冷
延して、０．３３５mm厚の冷延板とした。しかる後、
８１０℃、８２０℃、８３０℃、８４０℃の各温
度に１５０秒保持する４種類の脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋
７５％Ｈ₂ 、露点６２℃）を施し、しかる後、７５０℃
で３０秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ガ
スを混入させ鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後の鋼板
のＮ量は０．０１８５〜０．０２４５％であり、鋼板の
一次再結晶粒の平均粒径は、２０〜２８μｍであった。
次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し公知の方法で最終仕上焼鈍を施した。熱延板のＮ
as ＡｌＮを分析し、Ｎ−Ｎ as ＡｌＮ及び、（Ｎ as
ＡｌＮ）／Ｎを計算した。実験条件と磁気特性の結果を
表１に示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】実施例２ 重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０３５％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００６０％、Ｍｎ：
０．１３％、Ｓ：０．００７％を含有する２５０mm厚の
スラブを１１５０℃で、１時間保持した後、７パスで４
０mm厚まで粗熱延し、しかる後、６パスで仕上熱延を行
い、２．３mm厚の熱延板とした。この時、（Ａ）粗熱延
後に、強制水冷を行い、仕上熱延開始温度をスラブ加熱
温度より、７０〜８０℃降下させる熱延方法、（Ｂ）Ａ
の水冷を行わず、仕上熱延開始温度をスラブ加熱温度よ
り、３０〜５０℃降下させる熱延方法、（Ｃ）粗熱延後
に、３０秒空冷を行い、仕上熱延開始温度をスラブ加熱
温度より、６５〜７５℃降下させる熱延方法なる３通り
の熱延を行った。

【００４０】この熱延板を酸洗し約８８％の圧下率で冷
延して、０．２８５mm厚の冷延板とした。しかる後、
８１０℃、８２０℃、８３０℃、８４０℃の各温
度に１５０秒保持する４種類の脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋
７５％Ｈ₂ 、露点６２℃）を施し、しかる後、７５０℃
で３０秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ガ
スを混入させ鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後の鋼板
のＮ量は０．０１９０〜０．０２３１％であり、鋼板の
一次再結晶粒の平均粒径は、２１〜２７μｍであった。
次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し公知の方法で最終仕上焼鈍を施した。熱延板のＮ
as ＡｌＮを分析し、Ｎ−Ｎ as ＡｌＮ及び、（Ｎ as
ＡｌＮ）／Ｎを計算した。実験条件と磁気特性の結果を
表２に示す。

【００４１】

【表２】

【００４２】実施例３ 重量％で、Ｓｉ：２．８５％、Ｃ：０．０３１％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００５８％、Ｍｎ：
０．１１％、Ｓ：０．００６％を含有し、さらに、
（１）Ｓｎ＜０．００５％、（２）Ｓｎ：０．０６％、
（３）Ｓｎ：０．１１％を含有する２５０mm厚の３種類
のスラブを１０５０℃で、１時間保持した後、７パスで
３０mm厚まで粗熱延し、しかる後、６パスで仕上熱延を
行い、２．８mm厚の熱延板とした。この時、（Ａ）粗熱
延の各パス間に、強制水冷を行い、仕上熱延開始温度を
スラブ加熱温度より、８０〜９０℃降下させる熱延方
法、（Ｂ）Ａの水冷を行わず、仕上熱延開始温度をスラ
ブ加熱温度より、３０〜５０℃降下させる熱延方法なる
２通りの熱延を行った。

【００４３】この熱延板を酸洗し約８４％の圧下率で冷
延して、０．４６mm厚の冷延板とした。しかる後、８
１０℃、８２０℃、８３０℃、８４０℃の各温度
に２５０秒保持する４種類の脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂ ＋７
５％Ｈ₂ 、露点６２℃）を施し、しかる後、７５０℃で
３０秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガス
を混入させ鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後の鋼板の
Ｎ量は０．０２２０〜０．０２４２％であり、鋼板の一
次再結晶粒の平均粒径は、２１〜２８μｍであった。次
いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布し公知の方法で最終仕上焼鈍を施した。熱延板のＮ a
s ＡｌＮを分析し、Ｎ−Ｎ as ＡｌＮ及び、（Ｎ as Ａ
ｌＮ）／Ｎを計算した。実験条件と磁気特性の結果を表
３に示す。

【００４４】

【表３】

【００４５】

【発明の効果】本発明においては、熱延板でのＡｌＮの
析出量を制御し、一次再結晶粒の平均粒径を制御し、脱
炭焼鈍後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼
板に窒化処理を施し、さらには、Ｓｎ添加を行うことに
より、低温スラブ加熱でかつ熱延板焼鈍を省略してもな
お良好な磁気特性を安定して得ることができるので、そ
の工業的効果は大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱延板でのＡｌＮの析出量と製品の磁束密度の
変動との関係を表わすグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山崎 幸司 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本 製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭59−190324（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−56522（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/06 H01F 1/16

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０７５％以下、 Ｓｉ：２．２〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．０１３０％以下、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８
   ０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き熱延板
   焼鈍を施すことなく、圧下率８０％以上の最終強圧下冷
   延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方
   向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延板でのＡｌ
   ＮとしてのＮ量（重量比）をＮ as ＡｌＮとした時、 Ｎ−Ｎ as ＡｌＮ≦０．００３０％、 かつ （Ｎ as ＡｌＮ）／Ｎ≧０．５５ とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの一次再
   結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとし、脱炭焼鈍後、
   最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に０．０
   ０１０重量％以上の窒素吸収を行わせる窒化処理を施す
   ことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の
   安定製造方法。
2. 【請求項２】 スラブの成分としてさらにＳｎ：０．０
   １〜０．１５％を含有せしめることを特徴とする請求項
   １記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造
   方法。