JPH0788531B2 - 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】 〔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。

〔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
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
B₈が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値として
は、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したとき
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、鉄損特性を改善
することができる。

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
をも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。

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
て代表的なものに田口悟等による特公昭40−15644号公
報及び今中拓一等による特公昭51−13469号公報記載の
方法がある。前者においてはMnS及びAlNを後者ではMnS,
MnSe,Sb等を主なインヒビターとして用いている。従っ
て現在の技術においてはこれら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をいったん完全固溶さ
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。これは普通鋼のスラブ加熱温度
に比べて200℃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であ
る。

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
等にみられるように操業上の悪影響が大きい。

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
あるいはまった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以外の析出物な
ど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。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た。特開昭52−2411
6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℃の範囲にする方法が開示された。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ない、さらに
Cuの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示され
た。一方、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,S
n,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
定化する技術が公開された。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。

さて本発明者等は先に特開昭59−56522号公報においてM
n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を開示した。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。

〔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
目的としておるものの、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、工業化はできな
い。他方スラブ加熱を低温化すると当然、熱延温度が低
下する等熱延に関する変更が生じる。しかしながら、こ
れまでのところ、熱延方法を組み込んだ低温スラブ加熱
の一貫製造方法は検討さえ行われていなかった。

従来の高温スラブ加熱（例えば1300℃以上）の場合、熱
延の主な役割は、粗大結晶粒の再結晶による分断、
MnS、AlN等の微細析出又は析出抑制、｛110｝＜001＞
方位粒の剪断変形による形成の３点であったが、低温ス
ラブ加熱の場合は必要なく、に関しては本発明者が
特願平１−1778号で開示した如く、脱炭焼鈍後の金属組
織を適切なものとすればよいので、熱延板での析出物制
御は必須でない。従って従来法での熱延に対する制約は
低温スラブ加熱の場合には少ないと言える。

そこで本発明者らは、二次再結晶制御のために、熱延板
の金属組織を従来の高温スラブ加熱では実現不可能であ
った極限まで適切なものとする熱延方法を検討した。例
えば、熱延最終パス後の金属物理学現象に関しては、Mn
S、AlN等の微細析出又は析出抑制が従来法では最重要制
御項目であり、他の現象はあまり顧みられなかった。

そこで、本発明者らは、従来ほとんど注目されていなか
った仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して熱延板の金属組織を制御して、低温スラブ
加熱を前提とする80％以上の最終強圧下冷延による製造
法において製品の磁気特性を良好かつ安定なものとする
熱延方法を検討した。

一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱
（例えば1300℃以上）時のスラブ結晶粒の粗大成長に起
因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細粒発
生）を防止するために、熱延時の960〜1190℃での温度
で１パス当り30％以上の圧下率で再結晶化高圧下圧延を
施し粗大結晶粒を分断する方法が提案されている（特公
昭60−37172号公報）。確かにこの方法によって線状細
粒発生が減少するが、この方法は、高温スラブ加熱を施
す製造プロセスを前提としている。低温スラブ加熱（12
80℃未満）の場合、上記高温スラブ加熱に起因するスラ
ブ結晶粒の粗大化は起こらず、当然のことながら、粗大
結晶粒分析を目的とした再結晶化高圧下圧延は必要でな
い。

また、MnS,MnSe,Sbをインヒビターとする製造方法にお
いて、熱延時の950〜1200℃の温度で圧下率10％以上で
連続して熱延し、引続き３℃/sec以上の冷却速度で冷却
してMnS,MnSeを均一微細に析出させることによって磁気
特性を向上させる方法が提案されている（特開昭51−20
716号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行を抑
制し、剪断変形で形成される｛110｝＜001＞方位粒が引
き続く再結晶化で減少するのを防止することによって磁
気特性を向上させる方法が提案されている（特公昭59−
32526号公報、特公昭59−35415号公報）。これらの方法
においても、低温スラブ加熱を前提とする80％以上の最
終強圧下冷延での製造は検討さえされていない。また、
0.02重量％以下の炭素を含有する珪素鋼スラブの熱延に
おいて、熱延板で歪を蓄積させる低温大圧下熱延を行
い、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超低炭素特有
の粗大結晶粒を分断する方法が提案されている（特公昭
59−34212号公報）。しかしこの方法においては、良好
な磁気特性を安定して得ることは難しい。

そこで本発明者らは、従来ほとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して80％以上の最終強圧下冷延による製造法に
おいて優れた磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板を安定し
て得ることを目的として研究を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、重量でC:0.021〜0.075％,Si:2.5〜4.5％，酸
可溶性Al:0.010〜0.060％,N:0.0030〜0.0130％,S＋0.40
5Se:0.014％以下,Mn:0.05〜0.8％を含有し、残部がFe及
び不可避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、中間
焼鈍をはさむ１回以上の冷延を行い、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、仕上熱延の最終３パスの累積圧下率を40％以
上とし、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℃以上の温度に保持し、巻取
温度を700℃未満とすることを特徴とする。

更に、この特徴に加えて、仕上熱延の最終パスの圧下率
を20％以上とすることによって、一層磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板が得られる。

〔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或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いでこの熱延
板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで圧下率80％以上の
最終冷延を含み、中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延、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。

本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを発
見した。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延終了後700℃以上に鋼板
が保持された時間が製品の磁束密度に与える影響を表し
たグラフである。ここでは、C:0.055重量％,Si:3.25重
量％，酸可溶性Al:0.027重量％,N:0.0078重量％,S:0.00
7重量％,Mn:0.14重量％を含有し、残部鉄および不可避
的不純物からなる20〜60mm厚のスラブを1100〜1280℃に
加熱し、６パスで23mm厚の熱延板に熱延し、ただちに水
冷、一定時間空冷後に水冷、空冷等の種々の冷却を行
い、550℃で冷却を終了し、550℃に１時間保持した後炉
冷する巻取シミュレーションを行った。次いで、この熱
延板に、900〜1120℃の温度に保持する熱延板焼鈍を施
し、次いで約88％の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.
285mmの冷延板とし、830〜1000℃の温度で脱炭焼鈍を行
い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
最終仕上焼鈍を行った。

第１図から明らかなように熱延終了温度750〜1150℃で
かつ熱延終了後少くとも１秒以上700℃以上に鋼板を保
持する場合にB₈≧1.90Tの高い磁束密度が得られてい
る。また本発明者らはこの新知見をさらに詳細に検討し
た。

第２図は第１図で磁束密度が高かった熱延終了温度750
〜1150℃で、かつ熱延終了後少くとも１秒以上、700℃
以上に鋼板を保持した場合における仕上熱延の最終３パ
スの累積圧下率と磁束密度との関係を表したグラフであ
る。

第２図から明らかなように仕上熱延の最終３パスの累積
圧下率が40％以上の場合にB₈≧1.92Tの高い磁束密度が
得られている。また本発明者らはこの新知見をさらに詳
細に検討した。

第３図は、第２図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度750〜1150℃で、かつ熱延終了後少くとも１秒以上、7
00℃以上に鋼板を保持し、かつ仕上熱延の最終３パスの
累積圧下率が40％以上の場合における仕上熱延の最終パ
スの圧下率と磁束密度との関係を表したグラフである。

第３図から明らかなように仕上熱延の最終パスの圧下率
が20％以上の場合にB₈≧1.94Tの高い磁束密度が得られ
ている。

熱延終了温度、熱延後700℃以上に鋼板を保持する時
間、仕上熱延の最終３パスの累積圧下率，仕上熱延の最
終パスの圧下率と製品の磁束密度との間に第１図、第２
図及び第３図に示した関係が成立する理由については必
ずしも明らかではないが、本発明者らは次のように推察
している。

第４図は熱延条件の異る熱延金属組織、再結晶率（板厚
1/4地点）の例を示す。

この場合第１図で説明したものと同一成分の26mm厚のス
ラブを1150℃で加熱後1000℃で熱延を開始し、26→11.8
→6.7→3.5→3.0→2.6→2.3（mm）のパススケジュール
で熱延し、:6秒、:0.2秒の時間空冷後、550℃まで2
00℃／秒で水冷し、550℃に１時間保持して炉冷する巻
取シミュレーションを行い、2.3mm厚の熱延板とした。

この時熱延終了温度は846℃であり、700℃以上の温度に
鋼板が保持された時間は各々:6秒、:0.9秒であっ
た。なお、熱延板の再結晶率（板厚1/4地点）は、本発
明者らが開発したECP（Electron channelling patter
n）を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属学
会秋期講演大会概要集（1988.11）P289）を用いて測定
し、標準試料の焼鈍板に1.5％冷延した場合のECPの鮮明
度より高い値を示す粒の面積率（低歪粒の面積率）を再
結晶率と呼んでいる。この方法は従来の金属組織を目視
判定して再結晶率を測定する方法と比較して格段に精度
がよい。

第４図から明らかなように、本発明である条件の場
合、熱延板の再結晶率（低歪粒の面積率）が高いことが
わかる。

従来から｛110｝＜001＞二次再結晶粒の母体は熱延時表
面層での剪断変形で形成されると考えられており、熱延
板での｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結晶後に富化する
ためには、熱延板での｛110｝＜001＞方位粒を粗粒でか
つ歪の少ない状態にすることが有効と考えられている。
本発明の効果は、熱延後700℃以上に１秒以上保持する
ことにより鋼板の歪を低下せしめたがために広範な熱延
板焼鈍条件において製品の磁気特性を向上、安定化させ
たものと考えられる。

次に第５図，第６図，第７図に各々熱延条件の異る熱延
板金属組織と再結晶率（板厚1/4地点），熱延板焼鈍後
の金属組織，脱炭焼鈍後（脱炭板）の集合組織（板厚1/
4地点）の例を示す。この場合第１図で説明したものと
同一成分の26mm厚のスラブを1150℃で加熱後1050℃で熱
延を開始し、（Ａ）26→20.6→16.4→13.0→9.2→4.6→
2.3（mm），（Ｂ）26→11.8→6.7→3.5,→3.0→2.6→2.
3（mm）のパススケジュールで熱延し、２秒間空冷後、1
00℃／秒で550℃まで水冷し、550℃１時間保持した後炉
冷する巻取りシミュレーションを施し、2.3mm厚の熱延
板とした。この時熱延終了温度は各々（Ａ）:930℃、
（Ｂ）:916℃であり、700℃以上に鋼板が保持された時
間は、各々、（Ａ）:4秒、（Ｂ）:4秒であった。次い
で、この熱延板に、1120℃に30秒保持し、次いで900℃
に30秒保持し急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで、約88
％の強圧下圧延を行って最終板厚0.285mmの冷延板と
し、引き続きN₂25％,H₂75％、露点60℃の雰囲気中で840
℃に150秒保持する脱炭焼鈍を行った。

第５図から明らかなように最終３パスの累積圧下率:82
％、最終パスの圧下率:50％である条件（Ａ）の場合、
最終３パスの累積圧下率:34％、最終パスの圧下率:12％
である条件（Ｂ）と比較して熱延板の再結晶率が極めて
高く、結晶粒径が小さい。また、第６図から明らかなよ
うに、本発明の条件を満す（Ａ）の場合、（Ｂ）と比較
して熱延板焼鈍後の結晶粒径が小さい。また第７図から
明らかなように条件（Ａ）の場合、条件（Ｂ）と比較し
て、脱炭板の｛111｝方位粒が多く、｛100｝方位粒が少
く、｛110｝方位粒には差がない。

条件（Ａ）の場合、熱延板の結晶粒径は小さいが歪が少
ない状態となっておりこれが熱延板焼鈍後にも継承され
｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結晶後に富化する点で
は、粒径の点で不利であるが、歪の点で有利であり、結
果的には、脱炭焼鈍後の状態で｛110｝＜001＞方位粒に
影響を与えない。

他方脱炭板の主方位である｛111｝＜112＞，｛100｝＜0
25＞は｛110｝＜001＞二次再結晶粒の粒成長に影響を与
える方位として知られており、｛111｝＜112＞が多いほ
ど｛100｝＜025＞が少ないほど｛110｝＜001＞二次再結
晶粒の粒成長が容易となると考えられる。本発明におい
ては、熱延最終３パスで高圧下を加えることによって最
終パス後に引き続く再結晶での核生成サイトが増加し、
再結晶が進み、結晶粒も微細化される。この熱延板に引
き続き熱延板焼鈍を施すと、熱延板の状態で核化状態と
なっていた多数の粒が再結晶粒となり、熱延板で微細な
再結晶粒となっていたものと共に鋼板前体を占め、結果
的には、微細な結晶粒で占められた金属組織となる。次
いで、この熱延板焼鈍後の板を冷延再結晶させると冷延
前の粒径が小さいがために粒界近傍から｛111｝＜112＞
が多く核生し、粒内から核生する｛100｝＜025＞が相対
的に減少する。

従って、本発明においては、熱延最終パス後に引き続く
再結晶によって、熱延板が低歪でかつ多数の再結晶粒が
発生したことにより、結晶粒径が小さい状態となり、こ
の影響が引き続く、熱延板焼鈍、冷延、脱炭焼鈍後にま
で引き継がれ、脱炭板の状態で、｛110｝＜001＞方位粒
に影響を与えることなく、｛110｝＜001＞方位粒の部成
長に有利な｛111｝＜112＞方位粒を増加させ、｛110｝
＜001＞方位粒成長を妨げる｛110｝＜025＞方位粒を減
少させることに成功した。これにより良好な磁気特性を
安定して得ることが可能となる。

次に本発明の構成用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0.021重量％（以下単に％と略
述）未満になると二次再結晶が不安定になり、かつ二次
再結晶した場合でもB₈＞1.80（Ｔ）が得がたいので0.02
1％以上とした一方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時
間が長くなり経済的でないので0.075％以下とした。

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、2.5％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2.5％以上とした。望ましくは3.2％以上である。

Al及びＮは二次再結晶の安定化に必要なAlNもしくは（A
l,Si）nitridesを確保するため、酸可溶性Alとして0.01
0％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については通常の製鋼作業では0.0030％未満にするこ
とが困難であり、これ未満にすることは経済的に好まし
くないので、0.0030％以上とし、また、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切に
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）≦0.0
14％であることが望ましい。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
仕上焼鈍で鈍化するのに要する時間が長くなりすぎて好
ましくなくこの様な観点からＳあるいはSeを不必要に増
すことは意味がない。

Mnの下限値は0.05％である。0.05％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）、就中、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
問題を生じた。一方、良好なフォルステライト皮膜を形
成せしめるという観点からは、Mnは｛0.05＋７（Ｓ＋0.
405 Se）｝％以上であることが望ましい。すなわち、フ
ォルステライト皮膜の生成反応であるMgO・SiO₂固相反
応に際し、MnOが触媒的に機能する。このために必要なM
n活量を鋼中に確保するためには、Ｓ或いはSeをMnS或い
はMnSeの形でトラップするに必要な量を越える量のMnが
必要となる。また｛0.05＋７（Ｓ＋0.405 Se）｝％未満
のMn量ではフォルステライトの結晶粒径が大きくなり、
皮膜の密着性が劣化する。従って、Mn含有量の下限は、
好ましくは｛0.05＋７（Ｓ＋0.405 Se）｝％である。一
方、Mn量が0.8％を越えると製品の磁束密度を低下せし
める。

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。本発明の特徴はこの熱延工程にある。つまり、熱延
の最終３パスの累積圧下率を40％以上とし、熱延終了温
度を750〜1150℃とし、熱延終了後少くとも１秒以上700
℃以上の温度に保持し、巻取温度を700℃未満とするこ
とで良好な磁気特性を得ることができる。さらに加え
て、最終パスの圧下率が20％以上であることが良好な磁
気特性を得る上で一層好ましい。

熱延工程は通常100〜400mm厚のスラブを加熱した後いづ
れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。粗
圧延の方法については特に限定するものではなく、通常
の方法で行われる。本発明の特徴は粗圧延に引き続く仕
上圧延にある。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続圧
延で行われる。通常仕上圧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100〜3000m/minとなっており、パス間の
時間は0.01〜100秒となっている。本発明で限定してい
るのは、熱延終了温度と熱延後の冷却と巻取温度と最終
３パスの累積圧下率とさらに加えて最終パスの圧下率だ
けであり、その他の条件は特に限定するものではない
が、最終３パスのパス間時間を1000秒以上と異常に長く
とるとパス間の回復、再結晶で歪が解放され、蓄積歪の
効果が得られにくくなるので好ましくない。その他仕上
熱延前段の数パスでの圧下率については、最終パスまで
加えた歪が残っていることが期待しにくいので特に限定
せず、最終３パスだけを重視すれば十分である。

次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。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℃以上の温度に保持すると規定したのは、第１
図から明らかなように、この範囲でB₈≧1.90（Ｔ）の高
い磁束密度B₈をもつ製品が得られるためである。なお、
熱延終了後鋼板が700℃以上に保持される時間の上限値
については特に限定するものではないが、通常、熱延終
了後巻取られるでの時間が0.1〜1000秒程度であり、100
0秒以上鋼板をストリップ状で700℃以上に保持すること
は設備の点で困難である。

熱延後の巻取温度については、700℃以上となると冷却
時のコイル内の熱履歴の差に起因して、コイル内にAlN
等の析出状態のバラツキ，表面脱炭状態のバラツキ，金
属組織のバラツキ等が生じ、製品の磁気特性にバラツキ
が生じて好ましくないので、700℃未満としなければな
らない。

上記の条件とともに、本発明では仕上熱延の最終３パス
の累積圧下率を40％以上と規定する。これは、第２図よ
り明らかなように、この範囲でB₈≧1.92（Ｔ）の良好な
磁束密度B₈をもつ製品が得られるためである。なお最終
３パスの累積圧下率の上限については特に限定するもの
ではないが、工業的には99.9％以上の累積圧下を加える
ことは困難である。

また、さらに好ましくは最終パスの圧下率20％以上とし
たのは、第３図から明らかなように、この範囲におい
て、B₈≧1.94（Ｔ）の一層良好な磁束密度B₈をもつ製品
が得られるためである。なお、最終パスの圧下率の上限
は特に限定するものではないが、工業的には、90％以上
の圧下を加えることは困難である。

この熱延板は必要に応じて熱延板焼鈍を施し、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１回以上の冷延を施す。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｝＜001＞方位粒と、こ
れに蚕食され易い対応方位粒（｛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。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足し
ている場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強
化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例と
しては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの
窒素分圧を高めに設定する方法等が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

−実施例１− C:0.053重量％,Si:3.26重量％,Mn:0.15重量％,S:0.007
重量％，酸可溶性Al:0.030重量％,N:0.0081重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して2.3m
m厚の熱延板とした。この時圧下配分を26→15→10→７
→５→2.8→2.3（mm）とし、熱延開始温度を1000℃、
900℃、800℃、700℃の４条件とした。熱延終了
後３秒空冷した後に100℃／秒の冷速で550℃まで水冷
し、550℃に１時間保持した後炉冷する巻取りシミュレ
ーションを施した。

この熱延板に、1050℃に30秒保持し、900℃に30秒保持
し、急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで、圧下率約88％
で0.285mm厚の冷延板とし、830℃で150秒保持する脱炭
焼鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板に、MgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、N₂75％,H₂25％の雰囲気ガス
中で10℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH₂10
0％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第１表に示す。

−実施例２− C:0.054重量％,Si:3.27重量％,Mn:0.14重量％,S:0.006
重量％，酸可溶性Al:0.029重量％,N:0.0080重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1000℃で熱延を開始し、
40→30→20→10→５→３→２（mm）とし、熱延終了後
２秒空冷後100℃／秒で550℃まで水冷し550℃で１時間
保持した後炉冷、２秒空冷後50℃／秒で750℃まで水
冷し750℃で１時間保持した後炉冷なる２条件で冷却し
た。この熱延板に、1120℃に30秒保持し、次いで900℃
に30秒保持し、急冷する熱延板焼鈍を施し、引き続く最
終仕上焼鈍までの工程条件は実施例１と同じ条件で行っ
た。

熱延条件と製品の磁気特性を第２表に示す。

−実施例３− C:0.053重量％,Si:3.40重量％,Mn:0.14重量％,S:0.006
重量％，酸可溶性Al:0.030重量％,N:0.0080重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm圧のスラ
ブを1250℃の温度で加熱した後６パスで熱延して2.0mm
厚の熱延板とした。この時圧下配分を40→30→20→10→
５→３→２（mm）とし、熱延開始温度を1250℃、11
00℃、1000℃の３条件とした。熱延終了後は実施例１
と同じ条件で冷却した。この熱延板に、1120℃に30秒保
持し、次いで900℃に、30秒保持して急冷する熱延板焼
鈍を施し、次いで圧下率89％で冷延して0.220mm厚の冷
延板とし、830℃で120秒保持し、引き続き900℃に20秒
保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭板にMgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N₂25％、H₂75％の雰囲
気ガス中で10℃／時の速度で880℃まで昇温し、引き続
きN₂75％、H₂25％の雰囲気ガス中で15℃／時の速度で12
00℃まで昇温し、引き続きH₂100％の雰囲気ガス中で120
0℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を行った。

熱延条件と、製品の磁気特性を第３表に示す。

−実施例４− C:0.052重量％,Si:3.21重量％,Mn:0.14重量％,S:0.006
重量％，酸可溶性Al:0.030重量％,N:0.0080重量％を含
有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し６
パスで熱延して1.6mm厚の熱延板とした。この時圧下配
分を40→16→７→2.6→2.0→1.8→1.6（mm）、40→
30→20→10→５→2.5→1.6（mm）、40→30→22→12→
６→3.1→1.6（mm）、40→30→20→11→4.5→2.9→1.
6（mm）の４条件とした。熱延後の冷却を実施例１と同
じ条件で行った。この熱延板に1120℃に30秒保持し、90
0℃に30秒保持する熱延板焼鈍を施し、圧下率約89％で
0.170mm厚の冷延板とし、引き続き最終仕上焼鈍までの
工程条件を実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第４表に示す。

〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明においては、熱延最終３パ
スの累積圧下率、熱延終了温度と熱延終了後鋼板を700
℃以上に保持する時間及び熱延後の巻取温度、さらに好
ましくは熱延の最終パスの圧下率を制御することによ
り、低温スラブ加熱を前提とする製造方法で、良好な磁
気特性を安定して得ることができるので、一方向性電磁
鋼板の製造方法としての工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延終了温度及び熱延終了後700℃以上に鋼板
が保持された時間と製品の磁束密度との関係を示したグ
ラフであり、第２図は仕上熱延最終３パスの累積圧下率
と磁束密度との関係を表したグラフであり、第３図は仕
上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表した
グラフであり、第４図は、熱延条件の異なる熱延板金属
組織，再結晶率の例を示す金属顕微鏡写真であり、第５
図は、熱延条件の異なる熱延板金属組織，再結晶率の例
を示す金属顕微鏡写真であり、第６図は、熱延条件の異
なる熱延板焼鈍後の金属組織の例を示す金属顕微鏡写真
であり、第７図は、熱延条件の異なる場合の脱炭板集合
組織の例を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 延幸 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (56)参考文献 特公 昭58−35245（ＪＰ，Ｂ２)

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量でC:0.021〜0.075％,Si:2.5〜4.5％，
   酸可溶性Al:0.010〜0.060％,N:0.0030〜0.0130％,S＋0.
   405Se:0.014％以下,Mn:0.05〜0.8％を含有し、残部がFe
   及び不可避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行い、次い
   で圧下率80％以上の最終冷延を含み、中間焼鈍をはさむ
   １回以上の冷延を行い、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、仕
   上熱延の最終３パスの累積圧下率を40％以上とし、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℃以上の温度に保持し、巻取温度を700℃未
   満とす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。
2. 【請求項２】仕上熱延の最終パスの圧下率が20％以上で
   あ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。