JP3169490B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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
いえば、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、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に下げればよいわけであるが、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十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挙げられる。
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、なお、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、粗熱延の累積圧下率
を６０％以上とし、粗熱延と仕上熱延の間の時間を１秒
以上とし、仕上熱延の開始温度を８００〜１１００℃と
し、スラブの酸可溶性Ａｌ，Ｎの含有量（重量％）、仕
上熱延の開始温度のコイル内偏差ΔＦｏＴ（℃）を下記
（１）式の範囲に制御し、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
方向性電磁鋼板の製造方法。 ΔＦｏＴ（℃）≦15＋2500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)}……（１） 但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ

【００１３】（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製造
方法。

【００１４】

【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。

【００１５】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。その
結果、スラブの酸可溶性Ａｌ量，Ｎ量に応じて、仕上熱
延開始温度のコイル内偏差を制御し、粗熱延の累積圧下
率、粗熱延と仕上熱延の間の時間、仕上熱延開始温度を
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。まず、実験結果を基に、本発明の効果を
説明する。

【００１６】図１に、スラブにおけるＡl(％）−（２７
／１４）×Ｎ（％）量（但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ）、
仕上熱延開始温度の最高と最低の差ΔＦｏＴ（℃）と製
品の磁束密度の変動の関係を示す。この場合、重量比
で、Ｃ：０．０２４〜０．０３１％、Ｓｉ：２．５〜
３．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４〜０．０４０％、
Ｎ：０．００５４〜０．００６８％、Ｓ：０．００５〜
０．００７％、Ｍｎ：０．１０〜０．１４％を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚の２０
ton スラブを作成した。そして、１０５０〜１２００℃
の温度に約１２０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。

【００１７】この熱延において、粗熱延でのパス間に水
冷を施したり、パス間時間を変更したり、粗熱延と仕上
熱延の間の時間を積極的に変更し、仕上熱延開始温度を
広範囲にとった。かかる熱延板の各コイル内で仕上熱延
開始温度が最高の部分と最低の部分から試料を切り出
し、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０．３３５mmの冷延板とし、８
３５℃に約１５０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、
７７０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中にＮＨ
₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜせしめた。

【００１８】この窒化処理後のＮ量は、０．０２０６〜
０．０２３７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、２１〜２６μｍ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２つの試料（仕上熱延開始温度の最高温
度部と最低温度部）でのＢ₈ の差ΔＢ₈ を求めた。

【００１９】図１から明らかなように、ΔＦｏＴ（℃）
≦１５＋２５００×｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ
（％）｝の範囲で、ΔＢ₈ ≦０．０２Ｔとなり、安定し
た磁気特性となっている。図１に示したスラブの酸可溶
性Ａｌ，Ｎの量に対応して仕上熱延開始温度の偏差を制
御する効果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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】図１におけるΔＦｏＴ（℃）≦１５＋２５
００×｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝は、
スラブの酸可溶性Ａｌ量，Ｎ量に応じて、仕上熱延開始
温度の偏差を規定することを意味する。ここで、Ａｌ
（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）が大きい程、同一温
度差における仕上熱延開始時の固溶Ｎ量の偏差は減少す
るので、固溶Ｎ量の偏差が少ない成分系の場合、仕上熱
延開始温度偏差の許容範囲が広いことを意味する。

【００２３】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。まず、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。また、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。Ａｌは
二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮもしくは（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎを確保するため、酸可溶性Ａｌ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。

【００２４】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
０．０１３０％以下とした。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が上記値を超える場
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。

【００２５】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。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、
温度差があるにも拘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。

【００２６】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０．０１〜０．１５
％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。

【００２７】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等の窒化物構成元素は、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、後述する仕上熱延開始温度偏差を規定する式を計算
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
における制御効果の精度を高める上で好ましい。

【００２８】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。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。この
粗熱延の累積圧下率を６０％以上とする必要がある。本
発明の如きＡｌＮ析出制御技術の場合、ＡｌＮの析出核
としての転位を多く導入する必要がある。累積圧下率が
６０％未満ではこの転位の導入が不十分であるので、６
０％以上と規定した。この累積圧下率の上限は、特に限
定されるものではなく、９９．９％程度まで許容され
る。

【００２９】粗熱延と仕上熱延のパス間時間を１秒以上
と規定した。これは、このパス間でのＡｌＮの析出を生
ぜしめるためであり、１秒未満では、その効果が少な
い。パス間時間の上限については、特に限定するもので
はないが、１時間以上もパス間時間をとることは、生産
性の点で好ましくない。

【００３０】仕上熱延開始温度を８００〜１１００℃と
規定した。１１００℃超では、熱延におけるＡｌＮの析
出が不十分となり好ましくない。また８００℃未満で
は、仕上熱延での再結晶が不十分となり、好ましくな
い。

【００３１】仕上熱延開始温度偏差ΔＦｏＴ（℃）をΔ
ＦｏＴ（℃）≦１５＋２５００×｛Ａｌ（％）−（２７
／１４）×Ｎ（％｝と規定した。これは、図１に示す通
り、この範囲にすることが、磁気特性を安定化するため
に必要なためである。仕上熱延開始温度偏差を上記範囲
にする方策については特に限定するものではない。スラ
ブ温度を温度傾斜等で調整する方法、粗熱延終了時の板
厚を圧延方向位置で変える方法、粗熱延のパス間時間の
調整、粗熱延と仕上熱延のパス間時間の調整、粗熱延及
びそのパス間のコイル内場所ごとの冷却制御、粗熱延と
仕上熱延の間の保温または水冷等によるコイル内場所ご
との温度制御等を実施することができる。

【００３２】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行くほど圧下率を下げて形状
を良好なものとしている。圧延速度は通常１００〜３０
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。本発明では、仕上熱延条件を限定し
ているものではないが、ＡｌＮ析出を行わしめるため、
本発明の特徴の１つである仕上熱延開始温度偏差の制御
に加え、仕上熱延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。

【００３３】ＡｌＮの析出しやすい温度域（８００〜９
５０℃）、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。熱延の最終パス後、鋼板は通常０．
１〜１００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。

【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：３．２５％、Ｃ：０．０４６％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３４％、Ｎ：０．００６２％、Ｍｎ：
０．１４％、Ｓ：０．００７％を含有する２５０mm厚の
２０ton スラブに対して、Ｚ（℃）＝１５＋２５００×
｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝を計算した
ところ、７０であった。（１）式より、仕上熱延開始温
度のコイル内偏差を７０℃以下にすることが良好な磁気
特性を得るために必要なことが予測できた。このスラブ
を１１５０℃に約９０分保持した後、７パスで４０mm厚
まで粗熱延し（累積圧下率：８４％）、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）仕上熱延開始まで、圧延方向の後半部に保熱
カバーをかぶせ、１５秒空冷、（Ｂ）仕上熱延開始ま
で、１５秒空冷、なる２通りの熱延を行った。この場
合、仕上熱延開始温度は、各々、（Ａ）１０５４〜１０
９０℃、（Ｂ）１０１０〜１０８９℃であった。

【００３７】これらの熱延コイルを、酸洗し、約８５％
の圧下率で冷延して、０．３３５mm厚の冷延コイルと
し、８４５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂
＋７５％Ｈ₂ 、露点６２℃）を施し、しかる後、７７０
℃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０．０２０４〜０．０２３０％であり、鋼板
の一次再結晶粒の平均粒径は、２３〜３０μｍ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。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：３．０７％、Ｃ：０．０３１％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００７０％、Ｍｎ：
０．１３％、Ｓ：０．００６％を含有する２５０mm厚の
１０ton スラブに対して、Ｚ（℃）＝１５＋２５００×
｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝を計算した
ところ、４６であった。（１）式より、仕上熱延開始温
度のコイル内偏差を４６℃以下にすることが良好な磁気
特性を得るために必要なことが予測できた。このスラブ
を１１８０℃に約６０分保持した後、７パスで３０mm厚
まで粗熱延し（累積圧下率：８８％）、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）仕上熱延開始まで、圧延方向の前半部を１５
秒水冷、（Ｂ）仕上熱延開始まで、１５秒空冷、なる２
通りの熱延を行った。この場合、仕上熱延開始温度は、
各々、（Ａ）１０２５〜１０５２℃、（Ｂ）１０３０〜
１０９１℃であった。

【００４０】これらの熱延コイルを、酸洗し、約８５％
の圧下率で冷延して、０．３３５mm厚の冷延コイルと
し、８４０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂
＋７５％Ｈ₂ 、露点６４℃）を施し、しかる後、７７０
℃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０．０２２１〜０．０２４２％であり、鋼板
の一次再結晶粒の平均粒径は、２０〜２６μｍ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。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：０．０２９％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２４％、Ｎ：０．００６５％、Ｍｎ：
０．１４％、Ｓ：０．００７％を含有する２５０mm厚の
２０ton スラブに対して、Ｚ（℃）＝１５＋２５００×
｛Ａｌ（％）−（２７／１４）×Ｎ（％）｝を計算した
ところ、４４であった。（１）式より、仕上熱延開始温
度のコイル内偏差を４４℃以下にすることが良好な磁気
特性を得るために必要なことが予測できた。このスラブ
を、（Ａ）圧延方向の先頭部１１００℃、後尾部１１２
０℃となるよう約６０分温度傾斜保持、（Ｂ）１１００
℃に約６０分保持なる２通りのスラブ加熱を行った後、
７パスで４０mm厚まで粗熱延し（累積圧下率：８４
％）、しかる後、５秒空冷して、６パスで仕上熱延を行
い、２．６mm厚の熱延板とした。この場合、仕上熱延開
始温度は、各々、（Ａ）１０２０〜１０５７℃、（Ｂ）
１００１〜１０５６℃であった。

【００４３】これらの熱延コイルを、酸洗し、約８７％
の圧下率で冷延して、０．３３５mm厚の冷延コイルと
し、８４５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂
＋７５％Ｈ₂ 、露点６０℃）を施し、しかる後、７７０
℃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０．０２１５〜０．０２３７％であり、鋼板
の一次再結晶粒の平均粒径は、２５〜３０μｍ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。実
験条件と磁気特性の結果を表３に示す。

【００４４】

【表３】

【００４５】実施例４ 重量％で、Ｓｉ：２．８２％、Ｃ：０．０２９％、酸可
溶性Ａｌ：０．０３４％、Ｎ：０．００６５％、Ｍｎ：
０．１４％、Ｓ：０．００６％を含有し、さらに、
（１）Ｓｎ＜０．００５％、（２）Ｓｎ：０．０６％を
含有する１５０mm厚の２種類の１０ton スラブに対し
て、Ｚ（℃）＝１５＋２５００×｛Ａｌ（％）−（２７
／１４）×Ｎ（％）｝を計算したところ、６９であっ
た。（１）式より、仕上熱延開始温度のコイル内偏差を
６９℃以下にすることが良好な磁気特性を得るために必
要なことが予測できた。

【００４６】そこで、（Ａ）スラブを１０００℃に約６
０分保持した後、７パスで粗熱延し、圧延方向先頭部４
０mm厚から圧延方向後尾部５０mm厚まで板厚傾斜し（累
積圧下率：７３〜６７％）、しかる後、仕上熱延開始ま
で、１５秒空冷した後、６パスで仕上熱延を行い、２．
３mm厚の熱延板とした。この時の仕上熱延開始温度は、
８６５〜８９９℃であった。また比較のため、（Ｂ）同
一成分のスラブを１０００℃に６０分保持した後、５パ
スで６５mm厚まで粗熱延し（累積圧下率：５７％）、し
かる後、仕上熱延開始まで、１５秒空冷した後、６パス
で仕上熱延を行い、２．３mm厚の熱延板とした。この時
の仕上熱延開始温度は、８７５〜９２０℃であった。さ
らに、比較のため、（Ｃ）同一成分のスラブを１０００
℃に６０分保持した後、７パスで３０mm厚まで粗熱延し
（累積圧下率：８０％）、しかる後、仕上熱延開始ま
で、２５秒水冷した後、６パスで仕上熱延を行い、２．
３mm厚の熱延板とした。この時の仕上熱延開始温度は、
７５５〜７９９℃であった。

【００４７】これらの熱延コイルを、酸洗し、約８８％
の圧下率で冷延して、０．２８５mm厚の冷延コイルと
し、８４０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍（２５％Ｎ₂
＋７５％Ｈ₂ 、露点６０℃）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０．０２２５〜０．０２４１％であり、鋼板
の一次再結晶粒の平均粒径は、２０〜３１μｍ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。実
験条件と磁気特性の結果を表４に示す。

【００４８】

【表４】

【００４９】

【発明の効果】本発明においては、粗熱延の累積圧下
率、粗熱延と仕上熱延間の時間を制御し、仕上熱延の開
始温度を制御し、酸可溶性Ａｌ量，Ｎ量を基に、仕上熱
延の開始温度のコイル内偏差を制御し、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Ｓ
ｎ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】酸可溶性Ａｌ量，Ｎ量、仕上熱延開始温度のコ
イル内偏差と磁束密度の変動の関係を表すグラフであ
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 平５−125445（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−9580（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−297525（ＪＰ，Ａ) 特公 平５−67683（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 C21D 9/46 501 H01F 1/16 C22C 38/00 - 38/60

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、粗熱延の累積圧
   下率を６０％以上とし、粗熱延と仕上熱延の間の時間を
   １秒以上とし、仕上熱延の開始温度を８００〜１１００
   ℃とし、スラブの酸可溶性Ａｌ，Ｎの含有量（重量
   ％）、仕上熱延の開始温度のコイル内偏差ΔＦｏＴ
   （℃）を下記（１）式の範囲に制御し、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製造方法。 ΔＦｏＴ（℃）≦15＋2500×｛Ａl(%)−（27／14）×Ｎ(%)}……（１） 但し、Ａｌ：酸可溶性Ａｌ
2. 【請求項２】 スラブの成分としてＳｎ：０．０１〜
   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製造方法。