JP3488181B2 - 磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主にトランス等の
鉄芯として使用する一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
鉄芯として使用する一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】磁束密度Ｂ8 （８００Ａ／ｍの磁場中で
の磁束密度）が１．９Ｔを超える、優れた磁気特性を有
する一方向性電磁鋼板を安定的に生産する技術は種々提
案されているが、これらは、概ね次の三つに分類でき
る。第一の技術は、スラブを１３５０℃から最高では１
４５０℃の超高温度に加熱し、かつ、スラブ全体を通し
て一様に加熱（均熱）するために、十分な時間、スラブ
をその加熱温度に保持する方法である。この方法は、Ｍ
ｎＳ、ＡｌＮ等のインヒビター能力を有する物質を完全
溶体化させて、二次再結晶に必要なインヒビターとして
機能させるためのものであり、この完全溶体化の処理
は、同時に、スラブ部位によるインヒビターの強度差を
解消する手段にもなっているから、この点で、上記方法
は、安定した生産を実現する上で理にかなっている。
の磁束密度）が１．９Ｔを超える、優れた磁気特性を有
する一方向性電磁鋼板を安定的に生産する技術は種々提
案されているが、これらは、概ね次の三つに分類でき
る。第一の技術は、スラブを１３５０℃から最高では１
４５０℃の超高温度に加熱し、かつ、スラブ全体を通し
て一様に加熱（均熱）するために、十分な時間、スラブ
をその加熱温度に保持する方法である。この方法は、Ｍ
ｎＳ、ＡｌＮ等のインヒビター能力を有する物質を完全
溶体化させて、二次再結晶に必要なインヒビターとして
機能させるためのものであり、この完全溶体化の処理
は、同時に、スラブ部位によるインヒビターの強度差を
解消する手段にもなっているから、この点で、上記方法
は、安定した生産を実現する上で理にかなっている。
【０００３】しかしながら、上記方法の場合、インヒビ
ター能力を有する物質を完全溶体化するのに必要な加熱
温度、すなわち、完全溶体化温度は超高温度となり、実
生産においては、二次再結晶に必要なインヒビター量を
確保するため、完全溶体化温度（超高温度）以上の温度
で加熱することになるが故、実生産上様々な問題を包含
している。
ター能力を有する物質を完全溶体化するのに必要な加熱
温度、すなわち、完全溶体化温度は超高温度となり、実
生産においては、二次再結晶に必要なインヒビター量を
確保するため、完全溶体化温度（超高温度）以上の温度
で加熱することになるが故、実生産上様々な問題を包含
している。
【０００４】例えば、熱間圧延において、所要の熱延
温度を確保することが困難となり、該温度を確保できな
い場合には、インヒビター強度のスラブ内偏差が生じ、
そのため二次再結晶不良が発生する、熱延加熱時に粗
大粒が生成し、その粗大粒部分が二次再結晶できず、線
状の二次再結晶不良が発生する、スラブ表層が溶融し
ノロとなり加熱炉のメンテナンスに多大の労力が必要と
なる、もしくは、熱延後の鋼帯に巨大なエッジクラッ
クが発生し歩留まりが低下する、等の問題が発生する。
温度を確保することが困難となり、該温度を確保できな
い場合には、インヒビター強度のスラブ内偏差が生じ、
そのため二次再結晶不良が発生する、熱延加熱時に粗
大粒が生成し、その粗大粒部分が二次再結晶できず、線
状の二次再結晶不良が発生する、スラブ表層が溶融し
ノロとなり加熱炉のメンテナンスに多大の労力が必要と
なる、もしくは、熱延後の鋼帯に巨大なエッジクラッ
クが発生し歩留まりが低下する、等の問題が発生する。
【０００５】この技術の改善技術として、特開平１−１
６８８１７号公報などに開示されているような、上記の
方法をベースにして、一次再結晶後に窒化処理を行い二
次再結晶を安定化させようとする方法が知られている
が、この方法によって解決され得る問題は、前記の問
題のみであり、依然として、実生産上での〜の問題
解決には困難性が残っている。
６８８１７号公報などに開示されているような、上記の
方法をベースにして、一次再結晶後に窒化処理を行い二
次再結晶を安定化させようとする方法が知られている
が、この方法によって解決され得る問題は、前記の問
題のみであり、依然として、実生産上での〜の問題
解決には困難性が残っている。
【０００６】第二の技術は、特開昭５９−５６５２２号
公報、特開平５−１１２８２７号公報、特開平９−１１
８９６４号公報などに開示されているように、ＡｌＮを
インヒビターとして用い、スラブ加熱を１２８０℃未満
で行い、脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化処理する
方法を組み合わせるものである。このような方法におい
ては、例えば、特開平２−１８２８６６号公報に示され
るように、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径を一定
範囲に、通常、１８〜３５μｍの範囲に制御すること
が、二次再結晶を良好に行わせる上で非常に重要であ
る。
公報、特開平５−１１２８２７号公報、特開平９−１１
８９６４号公報などに開示されているように、ＡｌＮを
インヒビターとして用い、スラブ加熱を１２８０℃未満
で行い、脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化処理する
方法を組み合わせるものである。このような方法におい
ては、例えば、特開平２−１８２８６６号公報に示され
るように、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径を一定
範囲に、通常、１８〜３５μｍの範囲に制御すること
が、二次再結晶を良好に行わせる上で非常に重要であ
る。
【０００７】更に、特開平５−２９５４４３号公報に
は、熱延加熱時の固溶窒素などの、インヒビター能力を
有する物質の鋼中固溶量が一次再結晶の粒成長性を決定
づけるため、スラブ内一次再結晶粒の大きさを均一にす
るよう、熱延加熱時の固溶窒素などを低く抑えるべく成
分調整などを行う方法が開示されている。しかしなが
ら、この方法では、いかに厳密に成分を調整しても、固
溶窒素量などのスラブ内における偏差は存在し、スラブ
内におけるインヒビター能力差、つまり、スラブ内にお
ける一次再結晶粒径の差を厳密に消失させることは不可
能である。そして、結果として、二次再結晶をスラブ内
で均一化することが困難となる場合があるという問題を
有しており、上記方法は工業的に極めて安定した製造法
とはいえないものである。
は、熱延加熱時の固溶窒素などの、インヒビター能力を
有する物質の鋼中固溶量が一次再結晶の粒成長性を決定
づけるため、スラブ内一次再結晶粒の大きさを均一にす
るよう、熱延加熱時の固溶窒素などを低く抑えるべく成
分調整などを行う方法が開示されている。しかしなが
ら、この方法では、いかに厳密に成分を調整しても、固
溶窒素量などのスラブ内における偏差は存在し、スラブ
内におけるインヒビター能力差、つまり、スラブ内にお
ける一次再結晶粒径の差を厳密に消失させることは不可
能である。そして、結果として、二次再結晶をスラブ内
で均一化することが困難となる場合があるという問題を
有しており、上記方法は工業的に極めて安定した製造法
とはいえないものである。
【０００８】第三の技術は、特開平６−３２２４４３号
公報等に開示されているように、インヒビターとしてＣ
ｕx Ｓ（ｘ＝１．８、又は２）を用い、スラブ加熱温度
をＣｕx Ｓの完全溶体化温度以上ＭｎＳの完全溶体化温
度以下とする方法である。この方法の特徴は、スラブ加
熱温度を低温化した上で、第二の技術で採用する窒化処
理などの付加的な工程を不要とすることにある。
公報等に開示されているように、インヒビターとしてＣ
ｕx Ｓ（ｘ＝１．８、又は２）を用い、スラブ加熱温度
をＣｕx Ｓの完全溶体化温度以上ＭｎＳの完全溶体化温
度以下とする方法である。この方法の特徴は、スラブ加
熱温度を低温化した上で、第二の技術で採用する窒化処
理などの付加的な工程を不要とすることにある。
【０００９】しかしながら、上記方法は、スラブ加熱温
度をＭｎＳの完全溶体化温度以下とすることから、前記
の第二の技術が抱える問題と同様の問題を有しており、
やはり工業的に極めて安定した製造法ではない。また、
そもそも、Ｃｕx Ｓは、二次再結晶を制御するためのイ
ンヒビターとして公知であるものの、特に、最終冷延率
が８０％を超える高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造に
は適していない（鉄と鋼 ｐ．２０４９，Ｎ０．１５，
Ｖｏｌ．７０，Ｎ０．１９８４）。
度をＭｎＳの完全溶体化温度以下とすることから、前記
の第二の技術が抱える問題と同様の問題を有しており、
やはり工業的に極めて安定した製造法ではない。また、
そもそも、Ｃｕx Ｓは、二次再結晶を制御するためのイ
ンヒビターとして公知であるものの、特に、最終冷延率
が８０％を超える高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造に
は適していない（鉄と鋼 ｐ．２０４９，Ｎ０．１５，
Ｖｏｌ．７０，Ｎ０．１９８４）。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】一般に、良好な磁気特
性を持つ二次再結晶を実現させ得るか否かは、主に、一
次再結晶粒径と、二次再結晶を制御する二次インヒビタ
ーとによって決定されるが、例えば、前記第一の技術に
おける一次再結晶粒径が約１０μｍであるのに対して、
前記第二の技術におけるそれは１８〜３５μｍであると
いうように、それぞれの一次再結晶粒径が大きく異なる
にもかかわらず、何れの方法でも良好な二次再結晶を実
現せしめることが可能であることは、Ｇｏｓｓ方位
（｛１１０｝＜００１＞方位）の良く揃った二次再結晶
を実現させるために必要な一次再結晶粒径と二次インヒ
ビターの組み合わせが、必ずしも一意的でないことを示
している。
性を持つ二次再結晶を実現させ得るか否かは、主に、一
次再結晶粒径と、二次再結晶を制御する二次インヒビタ
ーとによって決定されるが、例えば、前記第一の技術に
おける一次再結晶粒径が約１０μｍであるのに対して、
前記第二の技術におけるそれは１８〜３５μｍであると
いうように、それぞれの一次再結晶粒径が大きく異なる
にもかかわらず、何れの方法でも良好な二次再結晶を実
現せしめることが可能であることは、Ｇｏｓｓ方位
（｛１１０｝＜００１＞方位）の良く揃った二次再結晶
を実現させるために必要な一次再結晶粒径と二次インヒ
ビターの組み合わせが、必ずしも一意的でないことを示
している。
【００１１】そこで、本発明者らは、一次結晶粒径が如
何なる値でも、二次インヒビターを調整することで、Ｇ
ｏｓｓ方位の良く揃った二次再結晶を実現することが可
能であるという発想のもとで、研究を重ねてきた。そし
て、本発明者らは、上記発想のもとで、安定した生産方
法を確立するという観点から、一方向性電磁鋼板の製造
に欠かせないインヒビターについて、その機能を発揮す
る段階によって、一次再結晶粒径を制御する一次インヒ
ビターと、二次再結晶粒径を制御する二次インヒビター
とに分類し、優れた磁気特性を持つ一方向性電磁鋼板の
製造に関して検討した。
何なる値でも、二次インヒビターを調整することで、Ｇ
ｏｓｓ方位の良く揃った二次再結晶を実現することが可
能であるという発想のもとで、研究を重ねてきた。そし
て、本発明者らは、上記発想のもとで、安定した生産方
法を確立するという観点から、一方向性電磁鋼板の製造
に欠かせないインヒビターについて、その機能を発揮す
る段階によって、一次再結晶粒径を制御する一次インヒ
ビターと、二次再結晶粒径を制御する二次インヒビター
とに分類し、優れた磁気特性を持つ一方向性電磁鋼板の
製造に関して検討した。
【００１２】ところで、Ｇｏｓｓ方位の良く揃った二次
再結晶を実現させるために必要な一次再結晶粒径と二次
インヒビターの組み合わせは一意的でないといえども、
例えば、一次結晶粒径がスラブ（コイル）全体に渡って
変動する場合、スラブ部位毎に二次インヒビター強度を
適正にコントロールしなければ、良好な二次再結晶方位
は得られない。それ故、一次再結晶粒径、二次再結晶粒
径ともに、スラブ全体に渡って変動がない製造法が、安
定的な製造法となる。
再結晶を実現させるために必要な一次再結晶粒径と二次
インヒビターの組み合わせは一意的でないといえども、
例えば、一次結晶粒径がスラブ（コイル）全体に渡って
変動する場合、スラブ部位毎に二次インヒビター強度を
適正にコントロールしなければ、良好な二次再結晶方位
は得られない。それ故、一次再結晶粒径、二次再結晶粒
径ともに、スラブ全体に渡って変動がない製造法が、安
定的な製造法となる。
【００１３】また、一次結晶粒径は、一次インヒビター
強度と一次再結晶を行う脱炭焼鈍の温度によって決定さ
れるため、一次インヒビター強度もスラブ全体に渡って
変動がないことが望まれる。すなわち、安定した生産方
法を確立するという観点からは、一次インヒビターと二
次インヒビターを、ともに、如何にスラブ全体に渡って
変動なく造り込むかということが最大の問題となる。
強度と一次再結晶を行う脱炭焼鈍の温度によって決定さ
れるため、一次インヒビター強度もスラブ全体に渡って
変動がないことが望まれる。すなわち、安定した生産方
法を確立するという観点からは、一次インヒビターと二
次インヒビターを、ともに、如何にスラブ全体に渡って
変動なく造り込むかということが最大の問題となる。
【００１４】この点において、前記第一〜三の技術は、
それぞれ以下の問題を抱えている。第一の技術では、イ
ンヒビターの完全溶体化温度以上で、かつ、二次再結晶
の不安定化を招く熱延加熱時の粗大粒形成温度以下とい
う、極めて狭い温度範囲でスラブを加熱する必要があ
り、二次再結晶に必要なインヒビター強度の確保と工業
的に安定した品質の確保の両立が非常に困難である。
それぞれ以下の問題を抱えている。第一の技術では、イ
ンヒビターの完全溶体化温度以上で、かつ、二次再結晶
の不安定化を招く熱延加熱時の粗大粒形成温度以下とい
う、極めて狭い温度範囲でスラブを加熱する必要があ
り、二次再結晶に必要なインヒビター強度の確保と工業
的に安定した品質の確保の両立が非常に困難である。
【００１５】第二の技術では、脱炭焼鈍後、仕上げ焼鈍
中二次再結晶までの間に窒化処理することで二次インヒ
ビター強度の確保は容易であるが、一次インヒビター強
度の均一性という点でみると、有限量の固溶窒素などが
スラブ（コイル）内で偏在し、これが一次再結晶粒径の
変動をもたらす。また、この場合、一次インヒビター
は、二次インヒビターとしても作用するため、スラブ
（コイル）全体に渡る一次インヒビターの変動は、二次
インヒビターの変動にも繋がる。
中二次再結晶までの間に窒化処理することで二次インヒ
ビター強度の確保は容易であるが、一次インヒビター強
度の均一性という点でみると、有限量の固溶窒素などが
スラブ（コイル）内で偏在し、これが一次再結晶粒径の
変動をもたらす。また、この場合、一次インヒビター
は、二次インヒビターとしても作用するため、スラブ
（コイル）全体に渡る一次インヒビターの変動は、二次
インヒビターの変動にも繋がる。
【００１６】第三の技術では、ＭｎＳについて完全溶体
化処理を施さず、また、熱延後にＡｌＮを６０％以上析
出させる製造法であることから、第二の技術と同様、一
次インヒビターのスラブ（コイル）内における均一化の
点で不利であり、途中工程でインヒビター強化処理を施
さないので、二次インヒビターは一次インヒビターから
変化しておらず、二次インヒビターがスラブ部位毎で変
動し、結局、工業的に安定した品質を確保することが困
難である。更に、前述したように、Ｃｕx Ｓは二次再結
晶を制御するためのインヒビターとして公知であるもの
の、特に、最終冷延率８０％を超える高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造には適していない。
化処理を施さず、また、熱延後にＡｌＮを６０％以上析
出させる製造法であることから、第二の技術と同様、一
次インヒビターのスラブ（コイル）内における均一化の
点で不利であり、途中工程でインヒビター強化処理を施
さないので、二次インヒビターは一次インヒビターから
変化しておらず、二次インヒビターがスラブ部位毎で変
動し、結局、工業的に安定した品質を確保することが困
難である。更に、前述したように、Ｃｕx Ｓは二次再結
晶を制御するためのインヒビターとして公知であるもの
の、特に、最終冷延率８０％を超える高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造には適していない。
【００１７】すなわち、本発明は、上述した実情に鑑み
発明されたもので、二次再結晶をより一層完全ならし
め、優れた磁気特性を持つ一方向性電磁鋼板を極めて安
定して製造することができる方法を提供することを目的
としている。
発明されたもので、二次再結晶をより一層完全ならし
め、優れた磁気特性を持つ一方向性電磁鋼板を極めて安
定して製造することができる方法を提供することを目的
としている。
【００１８】
【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（１）〜（８７）に示すとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：
２．５〜４．０％、酸可溶性Ａｌ（ｓＡｌ）：０．０１
〜０．１０％、Ｎ：０．００７５％以下、Ｓｅｑ＝Ｓ＋
０．４０６×Ｓｅ：０．００３〜０．０５％、Ｍｎ：
０．０２〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなる一方向性電磁鋼板用のスラブを、１
２００℃以上の温度で加熱した後熱間圧延して熱延板と
し、次いで、これに焼鈍を施すかもしくは施こさず、１
回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をし、そ
の後、脱炭焼鈍、次いで、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ
焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、イン
ヒビター能力を有する物質の完全溶体化温度よりも高い
温度（スラブ加熱温度Ｔｓ（℃））下記式（式中［ ］
は、［ ］内の成分元素の質量％）、 Ｔ 1 ＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［ｓＡｌ］＊
［Ｎ］））−２７３、 Ｔ 2 ＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓ］））−２７３、及び、 Ｔ 3 ＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓｅ］））−２７３、 で定義するＴ 1 （℃）、Ｔ 2 （℃）及びＴ 3 （℃）の中の
最大の温度よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ（℃） で前記
スラブの加熱を行い、更に、脱炭焼鈍後、仕上げ焼鈍の
二次再結晶開始までの間に、鋼板に窒化処理を施すこと
を特徴とする磁気特性に優れた一方向電磁鋼板の製造方
法。
ろは、下記（１）〜（８７）に示すとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：
２．５〜４．０％、酸可溶性Ａｌ（ｓＡｌ）：０．０１
〜０．１０％、Ｎ：０．００７５％以下、Ｓｅｑ＝Ｓ＋
０．４０６×Ｓｅ：０．００３〜０．０５％、Ｍｎ：
０．０２〜０．２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなる一方向性電磁鋼板用のスラブを、１
２００℃以上の温度で加熱した後熱間圧延して熱延板と
し、次いで、これに焼鈍を施すかもしくは施こさず、１
回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をし、そ
の後、脱炭焼鈍、次いで、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ
焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、イン
ヒビター能力を有する物質の完全溶体化温度よりも高い
温度（スラブ加熱温度Ｔｓ（℃））下記式（式中［ ］
は、［ ］内の成分元素の質量％）、 Ｔ 1 ＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［ｓＡｌ］＊
［Ｎ］））−２７３、 Ｔ 2 ＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓ］））−２７３、及び、 Ｔ 3 ＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓｅ］））−２７３、 で定義するＴ 1 （℃）、Ｔ 2 （℃）及びＴ 3 （℃）の中の
最大の温度よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ（℃） で前記
スラブの加熱を行い、更に、脱炭焼鈍後、仕上げ焼鈍の
二次再結晶開始までの間に、鋼板に窒化処理を施すこと
を特徴とする磁気特性に優れた一方向電磁鋼板の製造方
法。
【００１９】 （２）前記スラブの加熱を、１３５０℃
以下の温度で行うことを特徴とする前記（１）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。
以下の温度で行うことを特徴とする前記（１）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。
【００２０】 （３）前記スラブが、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．３０％を含有し、かつ、該スラブ
の加熱を、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成分元素
の質量％）、 Ｔ4＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊
［Ｃｕ］＊［Ｓ］））−２７３ で定義するＴ4（℃）よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ
（℃）で行うことを特徴とする、前記（１）〜（２）の
いずれか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。
Ｃｕ：０．０１〜０．３０％を含有し、かつ、該スラブ
の加熱を、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成分元素
の質量％）、 Ｔ4＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊
［Ｃｕ］＊［Ｓ］））−２７３ で定義するＴ4（℃）よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ
（℃）で行うことを特徴とする、前記（１）〜（２）の
いずれか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。
【００２１】 （４）前記スラブが、更に、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００６０％を含有し、かつ、該
スラブの加熱を、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成
分元素の質量％）、 Ｔ5＝１３６８０／（４．６３−ｌｏｇ（［Ｂ］＊
［Ｎ］））−２７３ で定義するＴ5（℃）よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ
（℃）で行うことを特徴とする前記（１）〜（３）のい
ずれか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。
Ｂ：０．０００５〜０．００６０％を含有し、かつ、該
スラブの加熱を、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成
分元素の質量％）、 Ｔ5＝１３６８０／（４．６３−ｌｏｇ（［Ｂ］＊
［Ｎ］））−２７３ で定義するＴ5（℃）よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ
（℃）で行うことを特徴とする前記（１）〜（３）のい
ずれか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。
【００２２】 （５）前記脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の
平均粒径が７μｍ以上１８μｍ未満であることを特徴と
する前記（１）〜（４）のいずれか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。 （６）前記窒化処理を、ストリップ走行状態下で、水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
増量を０．００１〜０．０３質量％とすることを特徴と
する前記（１）〜（５）のいずれか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。
平均粒径が７μｍ以上１８μｍ未満であることを特徴と
する前記（１）〜（４）のいずれか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。 （６）前記窒化処理を、ストリップ走行状態下で、水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
増量を０．００１〜０．０３質量％とすることを特徴と
する前記（１）〜（５）のいずれか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。
【００２３】 （７）前記脱炭焼鈍前の最終の冷間圧延
において、その冷延圧下率を８０％以上９５％以下とす
ることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記
載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
において、その冷延圧下率を８０％以上９５％以下とす
ることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記
載の磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】本発明者らは、スラブ加熱時、イ
ンヒビター能力を有する物質を完全溶体化することが、
スラブ（コイル）内で一次インヒビターを極限まで均一
化する最適の方法であるとの出発点に立ち、インヒビタ
ー能力を有する物質のスラブ内濃度を従来法より低くす
ると、完全溶体化温度が下がることに着目した。熱延加
熱時にインヒビターの完全溶体化を図る技術としては、
前記第一の技術があるが、この技術においてインヒビタ
ー能力を有する物質のスラブ内濃度を低くすると、二次
再結晶を不安定化することになり、安定的な工業生産技
術として成立しなかった。
ンヒビター能力を有する物質を完全溶体化することが、
スラブ（コイル）内で一次インヒビターを極限まで均一
化する最適の方法であるとの出発点に立ち、インヒビタ
ー能力を有する物質のスラブ内濃度を従来法より低くす
ると、完全溶体化温度が下がることに着目した。熱延加
熱時にインヒビターの完全溶体化を図る技術としては、
前記第一の技術があるが、この技術においてインヒビタ
ー能力を有する物質のスラブ内濃度を低くすると、二次
再結晶を不安定化することになり、安定的な工業生産技
術として成立しなかった。
【００２５】そこで、本発明者らは、鋭意研究、実験を
重ねた結果、スラブ成分中の窒素濃度が高い場合、スラ
ブ加熱を完全溶体化温度以上で行っても、スラブ全体に
渡って一次インヒビターを均一化することが困難である
ことを解明した。つまり、スラブ成分中の窒素濃度を低
くすることが、スラブ内における一次インヒビター能力
の差を極めて小さくする上でのキーポイントであること
を見い出した。
重ねた結果、スラブ成分中の窒素濃度が高い場合、スラ
ブ加熱を完全溶体化温度以上で行っても、スラブ全体に
渡って一次インヒビターを均一化することが困難である
ことを解明した。つまり、スラブ成分中の窒素濃度を低
くすることが、スラブ内における一次インヒビター能力
の差を極めて小さくする上でのキーポイントであること
を見い出した。
【００２６】一方、硫化物や、セレン化物のインヒビタ
ーについては、熱延工程におけるインヒビターの均一化
において、窒化物インヒビターほどの影響を与えないこ
とも判明し、一次インヒビターとして、主に硫化物や、
セレン化物のインヒビターを用いることが有効であるこ
とを見い出した。この窒化物インヒビターと、硫化物
や、セレン化物のインヒビターの作用効果における相違
の原因は定かでないが、ＡｌＮの溶解度が、α相とγ相
で大きく異なることに起因し、熱間圧延中に、母相がＡ
ｌＮの溶解し易いγ相から、溶解し難いα相へ転移する
際、ＡｌＮが不均一に析出することが原因と考えられ
る。
ーについては、熱延工程におけるインヒビターの均一化
において、窒化物インヒビターほどの影響を与えないこ
とも判明し、一次インヒビターとして、主に硫化物や、
セレン化物のインヒビターを用いることが有効であるこ
とを見い出した。この窒化物インヒビターと、硫化物
や、セレン化物のインヒビターの作用効果における相違
の原因は定かでないが、ＡｌＮの溶解度が、α相とγ相
で大きく異なることに起因し、熱間圧延中に、母相がＡ
ｌＮの溶解し易いγ相から、溶解し難いα相へ転移する
際、ＡｌＮが不均一に析出することが原因と考えられ
る。
【００２７】さて、上記方策（スラブ成分中の窒素濃度
の低減）によって、スラブ（コイル）部位間における一
次インヒビター能力（強度）の差を、極めて低減するこ
とができるが、一方、二次再結晶において優れた磁気特
性を持つ先鋭化されたＧｏｓｓ方位を得るためには、硫
化物や、セレン化物に加えて、高温まで安定なインヒビ
ターが必要であり、本発明では、このインヒビターを、
窒化処理によりＡｌＮを形成することで確保する。
の低減）によって、スラブ（コイル）部位間における一
次インヒビター能力（強度）の差を、極めて低減するこ
とができるが、一方、二次再結晶において優れた磁気特
性を持つ先鋭化されたＧｏｓｓ方位を得るためには、硫
化物や、セレン化物に加えて、高温まで安定なインヒビ
ターが必要であり、本発明では、このインヒビターを、
窒化処理によりＡｌＮを形成することで確保する。
【００２８】すなわち、本発明は、スラブ成分中、イン
ヒビター能力を有する物質の濃度を従来法より低くする
ことで、インヒビターの完全溶体化温度を下げ、かつ、
スラブ加熱温度をその温度より高くすることで、スラブ
部位によらずに一次インヒビター強度を均一化せしめ、
インヒビター成分濃度を下げたことに起因する二次イン
ヒビターの強度不足を、脱炭焼鈍後、仕上げ焼鈍中二次
再結晶開始までの間に窒化処理を施すことにより、窒化
物（ＡｌＮ、Ｓｉ3 Ｎ4 、Ｍｎ等の単独または複合析出
物）を形成し、インヒビターとして機能させて補償する
ことで、磁気特性の良好な一方向性電磁鋼板の安定的な
製造を可能にするものである。
ヒビター能力を有する物質の濃度を従来法より低くする
ことで、インヒビターの完全溶体化温度を下げ、かつ、
スラブ加熱温度をその温度より高くすることで、スラブ
部位によらずに一次インヒビター強度を均一化せしめ、
インヒビター成分濃度を下げたことに起因する二次イン
ヒビターの強度不足を、脱炭焼鈍後、仕上げ焼鈍中二次
再結晶開始までの間に窒化処理を施すことにより、窒化
物（ＡｌＮ、Ｓｉ3 Ｎ4 、Ｍｎ等の単独または複合析出
物）を形成し、インヒビターとして機能させて補償する
ことで、磁気特性の良好な一方向性電磁鋼板の安定的な
製造を可能にするものである。
【００２９】つまり、本発明の目的は、一方向性電磁鋼
板の製造において大きな役割を有するインヒビターにつ
いて、その機能発揮段階を冶金的に分離し、機能発揮段
階毎に、それぞれ異なる物質を用いてその機能を行わし
めることにより極めて安定な製造法を提供することにあ
る。また、一方向性電磁鋼板の製造において一次再結晶
が行われる脱炭焼鈍の温度は、一般に、９３０℃以下と
低いので、この段階では、従来法の高温熱間圧延で形成
するような強力なインヒビターは必要がない。本発明で
は、この一次インヒビターとして、主に硫化物や、セレ
ン化物を用いるので、一次再結晶粒成長の温度依存性が
極めて小さく、一次再結晶焼鈍（実際には脱炭焼鈍）温
度を大きく変える必要がない。この結果、一次酸化層の
構成組成および引き続く窒化処理における窒化量が著し
く安定し、一次皮膜欠陥を激減させる効果も得られる。
板の製造において大きな役割を有するインヒビターにつ
いて、その機能発揮段階を冶金的に分離し、機能発揮段
階毎に、それぞれ異なる物質を用いてその機能を行わし
めることにより極めて安定な製造法を提供することにあ
る。また、一方向性電磁鋼板の製造において一次再結晶
が行われる脱炭焼鈍の温度は、一般に、９３０℃以下と
低いので、この段階では、従来法の高温熱間圧延で形成
するような強力なインヒビターは必要がない。本発明で
は、この一次インヒビターとして、主に硫化物や、セレ
ン化物を用いるので、一次再結晶粒成長の温度依存性が
極めて小さく、一次再結晶焼鈍（実際には脱炭焼鈍）温
度を大きく変える必要がない。この結果、一次酸化層の
構成組成および引き続く窒化処理における窒化量が著し
く安定し、一次皮膜欠陥を激減させる効果も得られる。
【００３０】次に、本発明におけるスラブの成分組成の
限定理由について述べる。Ｃは、０．０２５％より少な
いと一次再結晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％
を超えると、脱炭が困難になり工業生産に適さない。Ｓ
ｉは、２．５％より少ないと良好な鉄損が得られず、
４．０％を超えると冷間圧延が極めて困難となり工業生
産に適さない。
限定理由について述べる。Ｃは、０．０２５％より少な
いと一次再結晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％
を超えると、脱炭が困難になり工業生産に適さない。Ｓ
ｉは、２．５％より少ないと良好な鉄損が得られず、
４．０％を超えると冷間圧延が極めて困難となり工業生
産に適さない。
【００３１】Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、主
に二次インヒビターとして機能する。このＡｌＮは、窒
化前に形成されるものと、窒化後高温焼鈍時に形成され
るものの両方があり、この両方のＡｌＮ量を確保するた
め、０．０１〜０．１０％必要である。０．０１％未満
の場合は、二次インヒビターとしての働きが不充分とな
り、良好なＧｏｓｓ方位を持つ二次再結晶粒を安定的に
得ることができず、また、０．１０％を超える場合に
は、後工程で必要とする窒化量が増大し、被膜に甚大な
ダメージを与える。
に二次インヒビターとして機能する。このＡｌＮは、窒
化前に形成されるものと、窒化後高温焼鈍時に形成され
るものの両方があり、この両方のＡｌＮ量を確保するた
め、０．０１〜０．１０％必要である。０．０１％未満
の場合は、二次インヒビターとしての働きが不充分とな
り、良好なＧｏｓｓ方位を持つ二次再結晶粒を安定的に
得ることができず、また、０．１０％を超える場合に
は、後工程で必要とする窒化量が増大し、被膜に甚大な
ダメージを与える。
【００３２】Ｎは、０．００７５％を超えると、熱延時
の不均一析出の原因となるので、上限を０．００７５％
とした。より好ましくは、０．００５０％以下である。
ＳおよびＳｅは、Ｍｎ、Ｃｕと結合して、主に、一次イ
ンヒビターとして作用する。ＳおよびＳｅの含有量は、
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅで限定するが、Ｓｅｑが
０．０５％を超えると、最終仕上げ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い。また、０．
００３％未満とすると、一次インヒビターとしての効果
が弱くなるので、下限を０．００３％とする必要があ
る。
の不均一析出の原因となるので、上限を０．００７５％
とした。より好ましくは、０．００５０％以下である。
ＳおよびＳｅは、Ｍｎ、Ｃｕと結合して、主に、一次イ
ンヒビターとして作用する。ＳおよびＳｅの含有量は、
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅで限定するが、Ｓｅｑが
０．０５％を超えると、最終仕上げ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い。また、０．
００３％未満とすると、一次インヒビターとしての効果
が弱くなるので、下限を０．００３％とする必要があ
る。
【００３３】Ｍｎは、０．０２％より少ないと、熱延鋼
帯で割れが発生しやすく、歩留まりが低下する。一方、
０．２０％を超えると、ＭｎＳ、ＭｎＳｅが多くなりす
ぎて、固溶の程度が場所により不均一となり、安定的な
生産が困難になるので、上限を０．２％とする。Ｃｕ
は、スラブを１２００℃以上で加熱する本発明の条件で
熱延すると、ＳやＳｅとともに微細な析出物を形成し、
一次インヒビター効果を発揮する。また、この析出物は
ＡｌＮの分散をより均一にする析出核ともなり、二次イ
ンヒビターの役割も演じ、この効果が二次再結晶を良好
ならしめる。０．０１％より少ないと上記効果が減じ安
定生産が難しくなり、０．３０％を超えると上記効果が
飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面
疵の原因になる。
帯で割れが発生しやすく、歩留まりが低下する。一方、
０．２０％を超えると、ＭｎＳ、ＭｎＳｅが多くなりす
ぎて、固溶の程度が場所により不均一となり、安定的な
生産が困難になるので、上限を０．２％とする。Ｃｕ
は、スラブを１２００℃以上で加熱する本発明の条件で
熱延すると、ＳやＳｅとともに微細な析出物を形成し、
一次インヒビター効果を発揮する。また、この析出物は
ＡｌＮの分散をより均一にする析出核ともなり、二次イ
ンヒビターの役割も演じ、この効果が二次再結晶を良好
ならしめる。０．０１％より少ないと上記効果が減じ安
定生産が難しくなり、０．３０％を超えると上記効果が
飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面
疵の原因になる。
【００３４】Ｂは、０．０００５％より少ない場合、Ｂ
Ｎとしてのインヒビター効果が発揮されず、０．００６
％を越えると、窒化によってインヒビターを形成させる
際、必要とする窒化量が多くなり過ぎ、このことに起因
して、地鉄が露出した一次皮膜欠陥が多発する。更に、
Ａｌ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｂの各含有量につい
ては、それらのスラブ中成分濃度から求められる、下記
式で定義するＴ1 （℃）〜Ｔ5 （℃）のうち一つでも１
４００℃以上になる場合は、これら成分を完全固溶させ
るために、スラブ加熱温度Ｔｓ（℃）を非常に高くする
必要が生じ、好ましくないので、この観点から、これら
含有量相互の調整を図る必要がある。
Ｎとしてのインヒビター効果が発揮されず、０．００６
％を越えると、窒化によってインヒビターを形成させる
際、必要とする窒化量が多くなり過ぎ、このことに起因
して、地鉄が露出した一次皮膜欠陥が多発する。更に、
Ａｌ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｂの各含有量につい
ては、それらのスラブ中成分濃度から求められる、下記
式で定義するＴ1 （℃）〜Ｔ5 （℃）のうち一つでも１
４００℃以上になる場合は、これら成分を完全固溶させ
るために、スラブ加熱温度Ｔｓ（℃）を非常に高くする
必要が生じ、好ましくないので、この観点から、これら
含有量相互の調整を図る必要がある。
【００３５】Ｔ1 ＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ
（［ｓＡｌ］＊［Ｎ］））−２７３ Ｔ2 ＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓ］））−２７３ Ｔ3 ＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓｅ］））−２７３ Ｔ4 ＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊
［Ｃｕ］＊［Ｓ］））−２７３ Ｔ5 ＝１３６８０／（４．６３−ｌｏｇ（［Ｂ］＊
［Ｎ］））−２７３ ここで、式中［ ］は、［ ］内の成分元素の質量％を
表す。
（［ｓＡｌ］＊［Ｎ］））−２７３ Ｔ2 ＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓ］））−２７３ Ｔ3 ＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓｅ］））−２７３ Ｔ4 ＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊
［Ｃｕ］＊［Ｓ］））−２７３ Ｔ5 ＝１３６８０／（４．６３−ｌｏｇ（［Ｂ］＊
［Ｎ］））−２７３ ここで、式中［ ］は、［ ］内の成分元素の質量％を
表す。
【００３６】前述の如く、本発明では、一次インヒビタ
ーとして、主に、硫化物や、セレン化物を用い、一次再
結晶粒を制御しており、スラブ成分におけるＮは極力少
なくする必要があり、０．００５０％以下が望ましい。
ただし、これだけでは、二次再結晶を制御するのに不充
分であるから、後で述べる窒化処理が必要となる。な
お、インヒビター形成成分としては、上記したＡｌ、
Ｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｂの他、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｄ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＢｉなども有利に適
合し、また、Ｎｉは、一次及び二次インヒビターとして
の析出物の均一分散に著しい効果があるので、それぞれ
を少量併せて含有させることもできる。
ーとして、主に、硫化物や、セレン化物を用い、一次再
結晶粒を制御しており、スラブ成分におけるＮは極力少
なくする必要があり、０．００５０％以下が望ましい。
ただし、これだけでは、二次再結晶を制御するのに不充
分であるから、後で述べる窒化処理が必要となる。な
お、インヒビター形成成分としては、上記したＡｌ、
Ｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｂの他、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｄ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＢｉなども有利に適
合し、また、Ｎｉは、一次及び二次インヒビターとして
の析出物の均一分散に著しい効果があるので、それぞれ
を少量併せて含有させることもできる。
【００３７】上記成分の好適添加範囲は、それぞれ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｐ及びＣｒ：０．０２〜０．３％、Ｍｏ及び
Ｃｄ：０．００８〜０．３％、Ｇｅ、Ｔｅ及びＢｉ：
０．００５〜０．１％、そして、Ｎｉ：０．０３〜０．
３％であり、これらの各成分についても、単独使用及び
複合使用のいずれもが可能である。次に本発明における
製造工程に係る条件の限定理由について述べる。
ｎ、Ｓｂ、Ｐ及びＣｒ：０．０２〜０．３％、Ｍｏ及び
Ｃｄ：０．００８〜０．３％、Ｇｅ、Ｔｅ及びＢｉ：
０．００５〜０．１％、そして、Ｎｉ：０．０３〜０．
３％であり、これらの各成分についても、単独使用及び
複合使用のいずれもが可能である。次に本発明における
製造工程に係る条件の限定理由について述べる。
【００３８】脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径
については、例えば、特開平７−２５２５３２号公報で
は一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとしている
が、本発明では、一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上
１８μｍ未満とすることで、磁気特性（特に鉄損）を更
に良好ならしめることができる。すなわち、一次再結晶
粒の粒径が小さければ、単位体積内に存在する一次再結
晶粒の数が増えることを意味する。更に、一次再結晶粒
の粒径が小さい場合、粒成長の観点から、一次再結晶の
段階で二次再結晶の核となるＧｏｓｓ方位粒の体積分率
が多くなる（Materials Science Forum Vol.204-206,Pa
rt2:pp:631）。
については、例えば、特開平７−２５２５３２号公報で
は一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとしている
が、本発明では、一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上
１８μｍ未満とすることで、磁気特性（特に鉄損）を更
に良好ならしめることができる。すなわち、一次再結晶
粒の粒径が小さければ、単位体積内に存在する一次再結
晶粒の数が増えることを意味する。更に、一次再結晶粒
の粒径が小さい場合、粒成長の観点から、一次再結晶の
段階で二次再結晶の核となるＧｏｓｓ方位粒の体積分率
が多くなる（Materials Science Forum Vol.204-206,Pa
rt2:pp:631）。
【００３９】そして、その結果、Ｇｏｓｓ方位粒の絶対
数は、例えば、一次再結晶粒の平均粒径が１８〜３５μ
ｍの場合に比べて、５倍程度も多くなるので、二次再結
晶粒径も相対的に小さくなり、この結果、著しい鉄損の
向上が得られる。また、一次再結晶粒の平均粒径が小さ
いと、二次再結晶の駆動力が大きくなり、最終仕上げ焼
鈍中、昇温段階の早い時期に（より低温で）二次再結晶
を開始させることができる。最終仕上げ焼鈍をコイル状
で行っている現状では、高温ほどコイル各点での温度差
（温度履歴差）が広がるので、上述の二次再結晶温度の
低温化によって、コイル各点での温度履歴がより均一な
（コイル各点での昇温速度が一定な）温度領域で二次再
結晶させることができ、コイル部位間での不均一性が著
しく減少して磁気特性が極めて安定する。
数は、例えば、一次再結晶粒の平均粒径が１８〜３５μ
ｍの場合に比べて、５倍程度も多くなるので、二次再結
晶粒径も相対的に小さくなり、この結果、著しい鉄損の
向上が得られる。また、一次再結晶粒の平均粒径が小さ
いと、二次再結晶の駆動力が大きくなり、最終仕上げ焼
鈍中、昇温段階の早い時期に（より低温で）二次再結晶
を開始させることができる。最終仕上げ焼鈍をコイル状
で行っている現状では、高温ほどコイル各点での温度差
（温度履歴差）が広がるので、上述の二次再結晶温度の
低温化によって、コイル各点での温度履歴がより均一な
（コイル各点での昇温速度が一定な）温度領域で二次再
結晶させることができ、コイル部位間での不均一性が著
しく減少して磁気特性が極めて安定する。
【００４０】但し、一次再結晶粒の平均粒径が７μｍ未
満になると、その大きな粒成長駆動力のため、二次再結
晶温度が低くなりすぎるためと考えられるが、二次再結
晶粒方位のＧｏｓｓ方位からの分散が大きくなり、磁束
密度の低下を招く。脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板
に窒化処理を施すことは、本発明では必須である。その
方法は、仕上げ焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ、
ＭｎＮ等）を混合する方法や、脱炭焼鈍後にストリップ
を走行させた状態下でアンモニアを含んだ雰囲気で窒化
処理する方法がある。どちらの方法を採用してもよい
が、後者の方法が工業的に安定している。
満になると、その大きな粒成長駆動力のため、二次再結
晶温度が低くなりすぎるためと考えられるが、二次再結
晶粒方位のＧｏｓｓ方位からの分散が大きくなり、磁束
密度の低下を招く。脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板
に窒化処理を施すことは、本発明では必須である。その
方法は、仕上げ焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ、
ＭｎＮ等）を混合する方法や、脱炭焼鈍後にストリップ
を走行させた状態下でアンモニアを含んだ雰囲気で窒化
処理する方法がある。どちらの方法を採用してもよい
が、後者の方法が工業的に安定している。
【００４１】この窒化処理で増加する窒素量（窒素増
量）は、０．００１〜０．０３質量％に限定するが、
０．００１％未満では二次再結晶が不安定となり、一
方、０．０３％を超えると、地鉄が露出した一次皮膜欠
陥が多発する。好ましい窒素増量は、０．００３〜０．
０２５％である。熱間圧延に先立つスラブ加熱温度は本
発明の重要な点である。スラブ加熱温度が１２００℃未
満では本発明のキーポイントである一次インヒビターの
生成が十分に行われず、脱炭焼鈍温度に対する一次再結
晶粒径の変動が大きくなるなどの問題を引き起こす。
量）は、０．００１〜０．０３質量％に限定するが、
０．００１％未満では二次再結晶が不安定となり、一
方、０．０３％を超えると、地鉄が露出した一次皮膜欠
陥が多発する。好ましい窒素増量は、０．００３〜０．
０２５％である。熱間圧延に先立つスラブ加熱温度は本
発明の重要な点である。スラブ加熱温度が１２００℃未
満では本発明のキーポイントである一次インヒビターの
生成が十分に行われず、脱炭焼鈍温度に対する一次再結
晶粒径の変動が大きくなるなどの問題を引き起こす。
【００４２】一方、スラブ加熱温度を、インヒビター能
力を有する物質の完全溶体化温度よりも高くすることに
よって、スラブ部位毎での一次インヒビターの強度差を
極端に小さくすることができる。但し、スラブ加熱温度
を、インヒビターの完全溶体化温度の直上に設定する場
合は、インヒビターの溶体化のため、加熱温度に保定す
る必要時間が長くなるので、生産性の観点より、少なく
とも２０℃程度以上は高く設定することが好ましい。な
お、１４００℃を超える超高温度で加熱することは、工
業生産において非常な困難を伴うので避けるべきであ
る。
力を有する物質の完全溶体化温度よりも高くすることに
よって、スラブ部位毎での一次インヒビターの強度差を
極端に小さくすることができる。但し、スラブ加熱温度
を、インヒビターの完全溶体化温度の直上に設定する場
合は、インヒビターの溶体化のため、加熱温度に保定す
る必要時間が長くなるので、生産性の観点より、少なく
とも２０℃程度以上は高く設定することが好ましい。な
お、１４００℃を超える超高温度で加熱することは、工
業生産において非常な困難を伴うので避けるべきであ
る。
【００４３】実生産の上で、スラブ加熱温度は、熱間圧
延が容易で熱延鋼帯の形状（クラウン）が優れ、スラブ
表層部の溶解、鉱滓化発生に係る実害が伴わない、１２
００〜１３５０℃が好ましい。本発明の方法では、第一
に、公知の連続鋳造法により、初期の厚みが１５０ｍｍ
から３００ｍｍ、好ましくは、２００ｍｍから２５０ｍ
ｍのスラブを製造する。このスラブに替りに、初期の厚
みが約３０ｍｍから７０ｍｍのいわゆる薄いスラブであ
ってもよく、この場合は、熱間圧延鋼帯を製造する際、
中間厚みに粗加工をする必要がないという利点がある。
また、鋼帯鋳造により製造した、一層薄い初期厚みのス
ラブ又は鋼帯を用いて、本発明方法により一方向性電磁
鋼板を製造することも可能である。
延が容易で熱延鋼帯の形状（クラウン）が優れ、スラブ
表層部の溶解、鉱滓化発生に係る実害が伴わない、１２
００〜１３５０℃が好ましい。本発明の方法では、第一
に、公知の連続鋳造法により、初期の厚みが１５０ｍｍ
から３００ｍｍ、好ましくは、２００ｍｍから２５０ｍ
ｍのスラブを製造する。このスラブに替りに、初期の厚
みが約３０ｍｍから７０ｍｍのいわゆる薄いスラブであ
ってもよく、この場合は、熱間圧延鋼帯を製造する際、
中間厚みに粗加工をする必要がないという利点がある。
また、鋼帯鋳造により製造した、一層薄い初期厚みのス
ラブ又は鋼帯を用いて、本発明方法により一方向性電磁
鋼板を製造することも可能である。
【００４４】また、工業生産上において、熱間圧延の加
熱方法には通常のガス加熱方法を用いてよいが、この方
法に加え、誘導加熱、直接通電加熱を用いることは、均
一に焼鈍する点で望ましく、これらの特別な加熱方法に
おいて、所要の形状を確保するため、分塊圧延を鋳込み
スラブに施しても何ら問題はない。また、加熱温度が１
３００℃以上になる場合は、この分塊圧延により集合組
織の改善を施しＣ量を減じてもよい。これらは、従来技
術の範囲である。
熱方法には通常のガス加熱方法を用いてよいが、この方
法に加え、誘導加熱、直接通電加熱を用いることは、均
一に焼鈍する点で望ましく、これらの特別な加熱方法に
おいて、所要の形状を確保するため、分塊圧延を鋳込み
スラブに施しても何ら問題はない。また、加熱温度が１
３００℃以上になる場合は、この分塊圧延により集合組
織の改善を施しＣ量を減じてもよい。これらは、従来技
術の範囲である。
【００４５】冷間圧延における最終の冷延圧下率が８０
％未満であると、一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ方位
粒において所望の方位集積度が得難いので、高磁束密度
の確保が難しくなる。一方、最終の冷延圧下率が９５％
を超えると、一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ方位粒の
粒数が極端に少なくなり、二次再結晶が不安定になる。
％未満であると、一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ方位
粒において所望の方位集積度が得難いので、高磁束密度
の確保が難しくなる。一方、最終の冷延圧下率が９５％
を超えると、一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ方位粒の
粒数が極端に少なくなり、二次再結晶が不安定になる。
【００４６】熱延鋼帯の焼鈍は、主に、熱延時に生じた
鋼帯内の組織・インヒビター分散の不均一性を除去する
ために行われる。熱延鋼帯での焼鈍でもよいし、最終の
冷間圧延の前の焼鈍でもよい。すなわち、最終の冷間圧
延の前に、熱延時の温度履歴の差による不均一性を解消
するために、１回以上の焼鈍を行うことが望ましい。最
終の冷間圧延は常温で実施してもよいが、少なくとも１
パスを１００〜３００℃の温度で１分以上保つと、一次
再結晶集合組織が改善され磁気特性が極めて良好にな
る。
鋼帯内の組織・インヒビター分散の不均一性を除去する
ために行われる。熱延鋼帯での焼鈍でもよいし、最終の
冷間圧延の前の焼鈍でもよい。すなわち、最終の冷間圧
延の前に、熱延時の温度履歴の差による不均一性を解消
するために、１回以上の焼鈍を行うことが望ましい。最
終の冷間圧延は常温で実施してもよいが、少なくとも１
パスを１００〜３００℃の温度で１分以上保つと、一次
再結晶集合組織が改善され磁気特性が極めて良好にな
る。
【００４７】
【実施例】〔実施例１〕表１に示す（１）〜（４）の成
分組成のスラブを、ａ：１１５０℃、ｂ：１２００℃、
ｃ：１２５０℃、ｄ：１３００℃、ｅ：１３５０℃の５
水準の温度で各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．０
ｍｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に、１１２０
℃に２００秒保持後直ちに９００℃に保持して急冷する
熱延板焼鈍を施した後酸洗し、０．２３ｍｍに冷間圧延
した。この冷延板に、８５０℃で１５０秒間保持する脱
炭焼鈍を施した。この後、水素、窒素、アンモニアの混
合ガス中で、７５０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行
い、窒化後の鋼板の全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整
した。次いで、ＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で
加熱し、その後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を
行った。この鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダル
シリカとリン酸アルミニウムを主成分とする張力コーテ
ィング処理を行い、磁気特性を測定した。以上の各試験
水準についての、磁気測定結果等を表２に、また、ｓＡ
ｌとＮの含有量及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8
偏差の関係を図１に示す。本発明の成分組成に属するス
ラブから、本発明の工程条件に従って製造した場合、製
品コイル全長に渡って優れた磁気特性が安定して得られ
ていることが判る。
分組成のスラブを、ａ：１１５０℃、ｂ：１２００℃、
ｃ：１２５０℃、ｄ：１３００℃、ｅ：１３５０℃の５
水準の温度で各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．０
ｍｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に、１１２０
℃に２００秒保持後直ちに９００℃に保持して急冷する
熱延板焼鈍を施した後酸洗し、０．２３ｍｍに冷間圧延
した。この冷延板に、８５０℃で１５０秒間保持する脱
炭焼鈍を施した。この後、水素、窒素、アンモニアの混
合ガス中で、７５０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行
い、窒化後の鋼板の全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整
した。次いで、ＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で
加熱し、その後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を
行った。この鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダル
シリカとリン酸アルミニウムを主成分とする張力コーテ
ィング処理を行い、磁気特性を測定した。以上の各試験
水準についての、磁気測定結果等を表２に、また、ｓＡ
ｌとＮの含有量及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8
偏差の関係を図１に示す。本発明の成分組成に属するス
ラブから、本発明の工程条件に従って製造した場合、製
品コイル全長に渡って優れた磁気特性が安定して得られ
ていることが判る。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】〔実施例２〕表３に示す（５）〜（８）の
成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温度で各
６０分均熱した後に熱間圧延し、２．３ｍｍの熱延板と
した。次いで、この熱延板に、１１２０℃に１８０秒保
持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を施
した後酸洗し、０．３０ｍｍに冷間圧延した。この冷延
板に、８５０℃で１５０秒間保持する脱炭焼鈍を施し
た。この後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で、
７５０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後の鋼
板の全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整した。次いで、
ＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その
後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この
鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカとリン
酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処理を
行い、磁気特性を測定した。以上の各試験水準について
の、磁気測定結果等を表４に、また、ＭｎとＳの含有量
及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係を図
２に示す。本発明の成分組成に属するスラブから、本発
明の工程条件に従って製造した場合、製品コイル全長に
渡って優れた磁気特性が安定して得られていることが判
る。特に、一次再結晶平均粒径が７〜１８μｍの場合
は、Ｂ8が１．９２Ｔ以上の特に優れた磁気特性が製品
コイル全長に渡って安定して得られている。
成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温度で各
６０分均熱した後に熱間圧延し、２．３ｍｍの熱延板と
した。次いで、この熱延板に、１１２０℃に１８０秒保
持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を施
した後酸洗し、０．３０ｍｍに冷間圧延した。この冷延
板に、８５０℃で１５０秒間保持する脱炭焼鈍を施し
た。この後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で、
７５０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後の鋼
板の全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整した。次いで、
ＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その
後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この
鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカとリン
酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処理を
行い、磁気特性を測定した。以上の各試験水準について
の、磁気測定結果等を表４に、また、ＭｎとＳの含有量
及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係を図
２に示す。本発明の成分組成に属するスラブから、本発
明の工程条件に従って製造した場合、製品コイル全長に
渡って優れた磁気特性が安定して得られていることが判
る。特に、一次再結晶平均粒径が７〜１８μｍの場合
は、Ｂ8が１．９２Ｔ以上の特に優れた磁気特性が製品
コイル全長に渡って安定して得られている。
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】〔実施例３〕表５に示す（９）〜（１２）
の成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温度で
各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．５ｍｍの熱延板
とした。次いで、この熱延板に、１１２０℃に３０秒保
持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を施
した後酸洗し、０．２７ｍｍに冷間圧延した。この冷延
板に、８５０℃で９０秒間保持する脱炭焼鈍を施した。
この後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で、７５
０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後の鋼板の
全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整した。次いで、Ｍｇ
Ｏ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２
００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その後、１
２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この鋼板に
歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカとリン酸アル
ミニウムを主成分とする張力コーティング処理を行い、
磁気特性を測定した。以上の各試験水準についての、磁
気測定結果等を表６に、また、ＭｎとＳｅの含有量及び
スラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係を図３に
示す。本発明の成分組成に属するスラブから本発明の工
程条件に従って製造した場合、製品コイル全長に渡って
優れた磁気特性が安定して得られていることが判る。
の成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温度で
各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．５ｍｍの熱延板
とした。次いで、この熱延板に、１１２０℃に３０秒保
持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍を施
した後酸洗し、０．２７ｍｍに冷間圧延した。この冷延
板に、８５０℃で９０秒間保持する脱炭焼鈍を施した。
この後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で、７５
０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後の鋼板の
全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整した。次いで、Ｍｇ
Ｏ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２
００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その後、１
２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この鋼板に
歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカとリン酸アル
ミニウムを主成分とする張力コーティング処理を行い、
磁気特性を測定した。以上の各試験水準についての、磁
気測定結果等を表６に、また、ＭｎとＳｅの含有量及び
スラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係を図３に
示す。本発明の成分組成に属するスラブから本発明の工
程条件に従って製造した場合、製品コイル全長に渡って
優れた磁気特性が安定して得られていることが判る。
【００５４】
【表５】
【００５５】
【表６】
【００５６】〔実施例４〕表７に示す（１３）〜（１
６）の成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温
度で各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．３ｍｍの熱
延板とした。次いで、この熱延板に、１１２０℃に２５
０秒保持後急冷する熱延板焼鈍を施した後酸洗し、０．
３５ｍｍに冷間圧延した。この冷延板に、８５０℃で１
５０秒間保持する脱炭焼鈍を施した。次いで、ＭｇＯ、
ＴｉＯ2 を主成分としてＭｎＮを加えた焼鈍分離剤を塗
布し、１２００℃まで１０℃／時の昇温速度で加熱し、
その後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。
この鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカと
リン酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処
理を行い、磁気特性を測定した。以上の各試験水準につ
いての、磁気測定結果等を表８に、また、ＣｕとＳの含
有量及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係
を図４に示す。本発明の成分組成に属するスラブから、
本発明の工程条件に従って製造した場合、製品コイル全
長に渡って優れた磁気特性が安定して得られていること
が判る。
６）の成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温
度で各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．３ｍｍの熱
延板とした。次いで、この熱延板に、１１２０℃に２５
０秒保持後急冷する熱延板焼鈍を施した後酸洗し、０．
３５ｍｍに冷間圧延した。この冷延板に、８５０℃で１
５０秒間保持する脱炭焼鈍を施した。次いで、ＭｇＯ、
ＴｉＯ2 を主成分としてＭｎＮを加えた焼鈍分離剤を塗
布し、１２００℃まで１０℃／時の昇温速度で加熱し、
その後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。
この鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカと
リン酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処
理を行い、磁気特性を測定した。以上の各試験水準につ
いての、磁気測定結果等を表８に、また、ＣｕとＳの含
有量及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係
を図４に示す。本発明の成分組成に属するスラブから、
本発明の工程条件に従って製造した場合、製品コイル全
長に渡って優れた磁気特性が安定して得られていること
が判る。
【００５７】
【表７】
【００５８】
【表８】
【００５９】〔実施例５〕表９に示す（１７）〜（２
０）の成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温
度で各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．３ｍｍの熱
延板とした。次いで、この熱延板に、１１５０℃に３０
秒保持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍
を施した後酸洗し、０．３０ｍｍに冷間圧延した。この
冷延板に、８５０℃で１５０秒間保持する脱炭焼鈍を施
した。この後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中
で、７５０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後
の鋼板の全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整した。次い
で、ＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その
後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この
鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカとリン
酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処理を
行い、磁気特性を測定した。以上の各試験水準について
の、磁気測定結果等を表１０に、また、ＢとＮの含有量
及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係を図
５に示す。本発明の成分組成に属するスラブから、本発
明の工程条件に従って製造した場合、製品コイル全長に
渡って優れた磁気特性が安定して得られていることが判
る。但し、Ｎ濃度の最も高いスラブでは、製品コイル内
磁性偏差が大きくなっていることが判る。
０）の成分組成のスラブを、実施例１と同じ５水準の温
度で各６０分均熱した後に熱間圧延し、２．３ｍｍの熱
延板とした。次いで、この熱延板に、１１５０℃に３０
秒保持後直ちに９００℃に保持して急冷する熱延板焼鈍
を施した後酸洗し、０．３０ｍｍに冷間圧延した。この
冷延板に、８５０℃で１５０秒間保持する脱炭焼鈍を施
した。この後、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中
で、７５０℃３０秒間保持する窒化焼鈍を行い、窒化後
の鋼板の全窒素量を２００ｐｐｍ前後に調整した。次い
で、ＭｇＯ、ＴｉＯ2 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し１２００℃まで１５℃／時の昇温速度で加熱し、その
後、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を行った。この
鋼板に歪取り焼鈍を施した後、コロイダルシリカとリン
酸アルミニウムを主成分とする張力コーティング処理を
行い、磁気特性を測定した。以上の各試験水準について
の、磁気測定結果等を表１０に、また、ＢとＮの含有量
及びスラブ加熱温度と製品コイル内Ｂ8 偏差の関係を図
５に示す。本発明の成分組成に属するスラブから、本発
明の工程条件に従って製造した場合、製品コイル全長に
渡って優れた磁気特性が安定して得られていることが判
る。但し、Ｎ濃度の最も高いスラブでは、製品コイル内
磁性偏差が大きくなっていることが判る。
【００６０】
【表９】
【００６１】
【表１０】
【００６２】
【発明の効果】本発明により、二次再結晶の不均一性を
解消して、優れた磁気特性を有する一方向性電磁鋼板
を、極めて安定して、工業的に生産することが可能とな
る。したがって、本発明は、一方向性電磁鋼板の工業的
な生産に寄与するところが大きい。
解消して、優れた磁気特性を有する一方向性電磁鋼板
を、極めて安定して、工業的に生産することが可能とな
る。したがって、本発明は、一方向性電磁鋼板の工業的
な生産に寄与するところが大きい。
【図１】ｓＡｌとＮの含有量及びスラブ加熱温度と製品
コイル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
コイル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
【図２】ＭｎとＳの含有量及びスラブ加熱温度と製品コ
イル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
イル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
【図３】ＭｎとＳｅの含有量及びスラブ加熱温度と製品
コイル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
コイル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
【図４】ＣｕとＳの含有量及びスラブ加熱温度と製品コ
イル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
イル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
【図５】ＢとＮの含有量及びスラブ加熱温度と製品コイ
ル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
ル内Ｂ8 偏差の関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 茂木 尚
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株
式会社 技術開発本部内
(72)発明者 横内 仁
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 山本 紀宏
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
(56)参考文献 特開 平１−168817（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−118964（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−295443（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−322443（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/12
C22C 38/00 303
C22C 38/06
C22C 38/16
H01F 1/16
Claims (7)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０
％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａｌ（ｓＡ
ｌ）：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００７５％以
下、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅ：０．００３〜０．
０５％、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％、を含有し、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなる一方向性電磁鋼板用
のスラブを、１２００℃以上の温度で加熱した後熱間圧
延して熱延板とし、次いで、これに焼鈍を施すかもしく
は施こさず、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷
間圧延をし、その後、脱炭焼鈍、次いで、焼鈍分離剤を
塗布し、仕上げ焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法
において、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成分元素
の質量％）、 Ｔ 1 ＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［ｓＡｌ］＊
［Ｎ］））−２７３、 Ｔ 2 ＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓ］））−２７３、及び、 Ｔ 3 ＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊
［Ｓｅ］））−２７３、 で定義するＴ 1 （℃）、Ｔ 2 （℃）及びＴ 3 （℃）の中の
最大の温度よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ（℃） で前記
スラブの加熱を行い、更に、脱炭焼鈍後、仕上げ焼鈍の
二次再結晶開始までの間に、鋼板に窒化処理を施すこと
を特徴とする磁気特性に優れた一方向電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 前記スラブの加熱を、１３５０℃以下の
温度で行うことを特徴とする請求項１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。 - 【請求項３】 前記スラブが、更に、質量％で、Ｃｕ：
０．０１〜０．３０％を含有し、かつ、該スラブの加熱
を、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成分元素の質量
％）、 Ｔ4＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊
［Ｃｕ］＊［Ｓ］））−２７３ で定義するＴ4（℃）よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ
（℃）で行うことを特徴とする請求項１〜２項のいずれ
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。 - 【請求項４】 前記スラブが、更に、質量％で、Ｂ：
０．０００５〜０．００６％を含有し、かつ、該スラブ
の加熱を、下記式（式中［ ］は、［ ］内の成分元素
の質量％）、 Ｔ5＝１３６８０／（４．６３−ｌｏｇ（［Ｂ］＊
［Ｎ］））−２７３ で定義するＴ5（℃）よりも高いスラブ加熱温度Ｔｓ
（℃）で行うことを特徴とする請求項１〜３項のいずれ
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。 - 【請求項５】 前記脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒
径が、７μｍ以上１８μｍ未満であることを特徴とする
請求項１〜４項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。 - 【請求項６】 前記窒化処理を、ストリップ走行状態下
で、水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板
の窒素増量を０．００１〜０．０３質量％とすることを
特徴とする請求項１〜５項のいずれかの項に記載の磁気
特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 前記脱炭焼鈍前の最終の冷間圧延におい
て、その冷延圧下率を８０％以上９５％以下とすること
を特徴とする請求項１〜６項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。
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| US09/873,963 US6432222B2 (en) | 2000-06-05 | 2001-06-04 | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties |
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|---|---|---|---|
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| JP25561699 | 1999-09-09 | ||
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