JPH09157747A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 高Ｍｎ系方向性電磁鋼板において、より磁気
特性のすぐれた鋼板をより安定して製造することを可能
にする。 【解決手段】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉを特定
し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の、
両表面から全板厚の10〜70％を再結晶部分とした鋼板
を、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延をおこなって最終板厚とした後、急速加熱して焼鈍
し、次いで 825〜1050℃の温度域にて仕上げ焼鈍する
か、または、上記冷間圧延を50〜 250℃の温間圧延とす
る高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法。なお、冷間圧延
前に表面から全板厚の10〜75％を再結晶部分とするに
は、熱間圧延にて仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度
（ＣＴ）との関係を1250−(2／3)×ＦＴ≦ＣＴ≦1300−
(2／3)×ＦＴ、かつ 780≦ＦＴ≦ 930とするか、または
ＣＴ≦ 600として、熱延後 625〜 950℃にて焼鈍する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は変圧器や発電機、
電動機の鉄心材料や磁気シールド材として広く用いられ
る方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、その金属組織として
ゴス方位と呼ばれる 110 <001> 方位の結晶配向を持
ち、とくに圧延方向に優れた励磁特性と鉄損特性を有す
る軟磁性材料である。この鋼板の従来の一般的な製造方
法は、Ｓｉを 3％程度含有する鋼のスラブを熱間圧延
し、そのまま、あるいは焼鈍（熱延板焼鈍）をおこな
い、１回または中間焼鈍を挟んで２回以上の冷延を施し
て最終板厚とし、その後連続焼鈍炉にて一次再結晶およ
び雰囲気ガス脱炭し、焼付き防止のための焼鈍分離剤を
塗布してコイルに巻取り、更に1100〜1200℃の超高温に
て仕上げ焼鈍する。その後、分離剤除去、平坦化焼鈍、
表面絶縁コーティング等をおこなって製品にする。仕上
げ焼鈍の目的は、二次再結晶によりゴス方位に集積した
集合組織を形成させること、およびその後に、この二次
再結晶の方位形成に用いたインヒビターの微細析出物を
除去することにある。この析出物の除去工程は純化焼鈍
とも呼ばれ、二次再結晶と共に良好な磁気特性を得るた
めには必須の工程である。

【０００３】この二次再結晶のインヒビターには、Ｍｎ
Ｓのような硫化物系の析出物が利用されているが、硫化
物系の析出物は溶解度積が小さいので、効果的な微細析
出物を均一に分散させるには、Ｍｎ量を抑え、熱間圧延
のスラブ加熱温度をできるだけ高くし、硫化物を充分固
溶させねばならない。一方、電磁鋼板は電気抵抗を高め
る目的で高Ｓｉ含有とするが、高Ｓｉ量にて極低Ｃにす
るとγ相が現われなくなって常温から高温までα一相に
なる。そうなるとインヒビターの分散が悪くなるばかり
でなく、熱間圧延過程でα−γ変態がないために、スラ
ブの高温加熱とあいまって熱延板の結晶粒が粗大とな
る。粗大結晶粒になった熱延板は、冷間圧延時の割れ発
生、最終製品でのリジングの発生、あるいはその磁気特
性の劣化を来す。そこである程度Ｃを含んだスラブを用
い、γ相が出るようにしてインヒビターの分散と細粒化
をはかる。ところがこのＣは磁気特性を著しく劣化させ
るので、冷間圧延後の焼鈍工程において雰囲気で脱炭し
て極低炭素化する。さらにゴス方位の二次再結晶粒を発
達させるのに必須であった微細析出物は、最終製品の電
磁鋼板の磁気特性には極めて有害なので除去する必要が
あり、二次再結晶後、水素ガス雰囲気により鋼中のＳを
表面から排除する。この場合、硫化物を分解し固溶Ｓと
して表面へ拡散させ、その上で水素と反応させるため
に、1100〜1200℃の超高温域で長時間処理しなければな
らない。

【０００４】以上のような製造法により作られる方向性
電磁鋼板は、製造の過程で1300℃以上のスラブ加熱によ
る熱間圧延、連続脱炭焼鈍、あるいは1100℃以上の超高
温の仕上げ焼鈍というような特殊な工程が必要であり、
専用の設備を要するために極めてコストの高いものにな
る。

【０００５】このコストの問題あるいは工程条件の簡易
化の問題を解決すべく、種々の研究開発が進められてい
る。本発明者らは、先にＣ：0.01％以下、Ｓｉ： 0.5〜
2.5 ％、Ｍｎ： 1.0〜 2.0％の、従来よりは低Ｓｉか
つ高Ｍｎであることを主な特徴とする方向性電磁鋼板
と、中間工程での脱炭焼鈍を必要とせず仕上焼鈍の低温
化が可能なその製造方法とを発明した（特公平 5−6470
1 号公報）。この方法はＳｉを低くすることにより素材
の硬さを下げて圧延を容易にし、脱炭焼鈍の省略と仕上
げ焼鈍温度の低下によって、方向性電磁鋼板のコスト低
減に大きく貢献し得るものである。さらに特開平 6−96
66号公報ではこの方法を改善し、極低炭素にてＳｉ：1.
5 〜 3.0％、Ｍｎ： 1.0〜 3.0％、かつＳｉ（％）−
0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0である鋼による、高Ｍｎ系方向
性電磁鋼板とその製造方法を提示している。

【０００６】この高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法の
最大の特徴は、インヒビターに窒化物系の析出物（鉄と
鋼：Vol.80(1994),No8,659頁参照）を用いることにあ
る。このためにＭｎを多量に含有させることができ、そ
れによって、極低炭素化したスラブを用いてもγ相が現
われるのでα−γ変態を生じ、後の焼鈍工程での脱炭が
不要となっている。また、Ｍｎの含有量増加は電気抵抗
上昇の効果もある。この窒化物系の析出物は、硫化物系
よりも溶解度積が大きく低温で充分固溶するため、スラ
ブ加熱温度を通常の熱延鋼板の製造と同じ温度（1150〜
1250℃）にまで下げることが可能になる。さらに、イン
ヒビターとして二次再結晶に用いたこの微細析出物は固
溶温度が低く、しかもＮの鋼中拡散速度はＳよりもはる
かに速いので、1000℃以下の低温でかつ短時間に除去で
きる。このように、高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方法
は、従来高温を要した工程の処理温度を大きく低下させ
ることができ、特殊な専用設備を必要としないという点
において画期的な方法である。

【０００７】しかしながら、この高Ｍｎ系方向性電磁鋼
板の製造方法の量産の場での適用に関しては、まだすべ
ての製造条件が充分に確立されているとは言い難く、改
良すべき点が多く残されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の特開
平 6−9666号公報に示された高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の
製造方法に関連し、その製造の安定性や到達性能のレベ
ルを、より一層向上させることを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、高Ｍｎ系
方向性電磁鋼板の製造方法に関して、製品の特性レベル
の向上とその安定化のために種々製造条件の検討をおこ
なってきた。その場合、途中の工程において脱炭処理を
おこなわないため、これまでは、特性に有害なＣは製鋼
段階において溶鋼の真空処理により十分に脱炭すること
にしていた。ところが、検討を進める過程で、製鋼時の
スラブないしは熱間圧延終了時点での鋼中のＣは、多少
残存していても製造工程中に低減し、最終製品ではこれ
までと同等のＣ含有レベルとなることが明らかになって
きた。これは、工程中の焼鈍時、とくに仕上げ焼鈍の高
温長時間の水素を含む雰囲気中での加熱により、鋼中の
Ｃが鋼表面で雰囲気中の水素や微量の水分と反応し、炭
化水素や一酸化炭素等となって排除されたものと考えら
れる。

【００１０】もし、製鋼段階での脱炭の到達目標レベル
を多少高くできれば、溶鋼の真空処理時間を短縮でき、
その上鋼中の酸化物系介在物量をより少なくすることが
できる。酸化物系介在物の低減は磁気特性の向上をもた
らす。さらに、使用原料の純度の規制を緩和することに
よるコスト低減の可能性もある。そこで、この熱間圧延
を終了した素材の段階でのＣ量の許容限界を明らかにす
べく調査をすすめた結果、素材における適量のＣの存在
は、磁気特性が安定するばかりでなく、より一層向上す
ることが判明したのである。これは、上述の介在物減少
もあるが、それよりも、鋼中に侵入型固溶元素であるＣ
が存在することにより、冷間圧延および一次再結晶の際
に、次にゴス方位に発達する結晶の核がより多く発生し
て、二次再結晶後の鋼板の集合組織を改善し、その結果
磁気特性が向上したと推定された。

【００１１】さらにＣの含有量が上記範囲にある場合、
温間で圧延することによって、二次再結晶後の鋼板の集
合組織を改善する効果が、より顕著になることがわかっ
てきた。これは圧延加工のすべり系が変化して加工状態
が変り、引き続く焼鈍の一次再結晶の際に、上述の二次
再結晶にてゴス方位に発達する結晶の核が、より多く発
生するためと考えられる。

【００１２】高Ｓｉで極低炭素の場合、鋼板断面の金属
組織の光学顕微鏡観察において、熱延条件により鋼板の
表面近くは再結晶し、内部は加工組織が残ったような状
態が観察される場合が多くある。この再結晶状態の部分
と加工組織状態の部分との比率が変ると最終製品の磁気
特性が大きく変化し、特定の比率で磁気特性がより改善
される。この作用をやや炭素の高い場合に応用した結
果、同様に効果的であった。なお、ここで再結晶部分ま
たは加工組織部分というのは、厳密な意味で再結晶して
いるとか未再結晶状態であるということではなく、光学
顕微鏡観察において組織の状態がそのように見える部分
を指す。

【００１３】そこで、素材の炭素含有量と、冷間圧延前
の金属組織とに関し、とくにすぐれた磁気特性を得るた
めの条件を詳細に検討して、本発明の方法を完成するに
至った。

【００１４】本発明の製造方法の特徴は次の通りであ
る。

【００１５】(1) 重量％にてＣ：0.01％超〜 0.030％、
Ｓｉ： 1.5〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜5.0％、Ｓ：0.01％
以下、sol.Ａｌ： 0.003〜0.03％、Ｎ：0.0010〜 0.010
％、かつ Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・ であって、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組
成で、両表面から全板厚の10〜70％を再結晶部分とした
鋼板を、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回の
冷間圧延の後、急速加熱して焼鈍し、次いで 825〜1050
℃の温度域にて仕上げ焼鈍する。

【００１６】(2) 上記組成の部分的に再結晶した鋼板
を、１回または中間焼鈍を挟む２回の圧延をおこなって
最終板厚とする際、少なくとも１回の圧延を50〜 250℃
の温度域での温間圧延とし、その後急速加熱して焼鈍
し、次いで 825〜1050℃の温度域にて仕上げ焼鈍する。

【００１７】(3) 上記 (1)または(2) の製造方法におい
て、熱間圧延工程の仕上げ温度（ＦＴ：℃）と、巻取り
温度（ＣＴ：℃）とを下記の式および式を満足させ
ることにより、冷間圧延前に両表面から全板厚の10〜70
％を再結晶部分とした鋼板にする。

【００１８】 1250−(2／3)×ＦＴ≦ＣＴ≦1300−(2／3)×ＦＴ ・・・ 780≦ＦＴ≦ 930 ・・・・・・・・・・・・・・・ (4) 上記 (1)または(2) の製造方法において、熱間圧延
の巻取り温度を 600℃以下とし、得られたコイルを脱ス
ケール後、 625〜 950℃の温度域で焼鈍して、冷間圧延
前に両表面から全板厚の10〜70％を再結晶部分とした鋼
板にする。

【００１９】なお、ここで両表面から全板厚の10〜70％
を再結晶部分とした状態とは、必ずしも板の上下面から
均等、例えば再結晶部分が全板厚の40％の場合に上下面
それぞれが表面から20％づつになっている必要はない
が、再結晶部分の少ない側が少なくとも全板厚の 5％と
なっていることが望ましい。

【００２０】

【発明の実施の形態】本発明の製造方法では、Ｃ、Ｎ以
外の元素は製鋼段階で定った含有量がほとんどそのまま
最終製品の含有量になるが、ＣおよびＮについては熱間
圧延後の含有量と、最終製品とでは大きく異る。ここで
の成分含有量は、熱間圧延後の鋼板に対するものであ
る。なお、以下の説明において「％」はすべて重量％で
ある。

【００２１】(1) Ｃ Ｃは磁気特性に悪影響をおよぼすので、最終製品では0.
0050％以下にすることが望ましい。しかし、素材の鋼ス
ラブないしは冷間圧延前の素材鋼板の段階では、Ｃ含有
量は 0.010％を超え 0.030％以下とする。これは製鋼段
階で 0.010％以下にすると鋼中の酸化物系介在物が増加
し、その上、極低炭素化のための溶鋼の脱ガス処理時間
が増加してコスト高を招くためである。また、固溶Ｃの
存在による集合組織改善効果が、 0.010％以下では顕著
でないためでもある。一方、 0.030％を超えると、仕上
げ焼鈍の段階では十分極低炭素化できなくなり、さら
に、上述の熱延条件の管理や熱延板焼鈍により冷間圧延
前、両表面から全板厚の10〜70％を再結晶部分とするこ
とが困難になってくる。

【００２２】(2) Ｓｉ Ｓｉは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、含有
量が増加するほど鋼板の電気抵抗は上昇し渦電流損が低
下し、結果として鉄損が低減する。しかし 4.0％を超え
る含有量では、たとえＭｎ量を増したとしても、二次再
結晶が不安定になるとともに、加工性が低下して冷間圧
延が困難となる。一方、 1.5％未満の含有量では鋼板の
電気抵抗が小さすぎるため、鉄損の低減が不十分にな
る。従って、Ｓｉの含有量は 1.5〜4.0 ％の範囲とす
る。

【００２３】(3) Ｍｎ Ｍｎは、高Ｓｉの低炭素鋼スラブの熱間圧延の加熱時に
γ相を出現させ、したがってα−γ変態を生じさせるの
に必要な元素である。変態の発生が熱間圧延工程途中で
の熱延板の組織の均質化やインヒビター均一分散化を促
進し、その結果として仕上げ焼鈍でゴス方位への集積度
の高い二次再結晶を安定して進行させる。このためＭｎ
の添加が必要であるが、一方、仕上げ焼鈍の際のγ相の
出現は、二次再結晶で得られたゴス方位を破壊するので
多すぎるのは好ましくない。このようなγ変態はフェラ
イト形成元素であるＳｉと、オーステナイト形成元素で
あるＭｎとの含有量のバランスで決まるから、ＳｉとＭ
ｎの含有量は関連させて調整しなければならない。本発
明においては、 Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・ となるようにＳｉに対してＭｎを含有させる。これによ
って熱間圧延工程における変態の発生が可能で、かつ仕
上げ焼鈍時の変態を阻止できる。

【００２４】Ｓｉ量が本発明の上限である 4.0％含有の
場合に上式を満足させるには、 4.0％以上のＭｎが必要
である。また、Ｓｉ量が 2.0％未満の材料でも 1.0％以
上のＭｎ含有が二次再結晶の安定化に必要である。Ｍｎ
は鋼板の電気抵抗の増加に有効であり、鉄損低減の目的
からも 1.0％以上のＭｎの含有は必要である。しかし5.
0 ％を超えるＭｎは冷間加工性を劣化させるので、含有
量の上限は 5.0％とする。即ち、Ｍｎ含有量は 1.0〜5.
0 ％で、かつ上記式の条件を満足しなければならな
い。

【００２５】(4) Ｓ ＳはＭｎとともにＭｎＳを形成し、従来の方向性電磁鋼
板の製造方法においてはこれをインヒビターとして活用
するため、スラブである程度以上の含有が必須であっ
た。しかし、本発明では主要なインヒビターに窒化物を
使っているので、Ｓを多量に含有させる必要はなく、し
かも本発明の方法では、仕上げ焼鈍が1050℃以下と低い
ため、脱硫効果は期待できない。さらに、最終製品にて
多量のＭｎＳ粒子が鋼中に残存すると鉄損の劣化を来
す。したがって、Ｓ含有量は製品においても、素材の鋼
スラブにおいても 0.010％以下とするが、磁気特性への
影響からは少なければ少ないほどよく、望ましいのは
0.005％以下である。

【００２６】(5) sol.Ａｌ（酸可溶Ａｌ） Ａｌは、本発明においてゴス方位の二次再結晶の発生に
重要な役割を果たす主要なインヒビターであるＡｌＮ、
(Ａｌ，Ｓｉ) Ｎ、あるいは (Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ) Ｎの
ような窒化物を形成させるのに重要な元素である。sol.
Ａｌが 0.003％未満では窒化物量が不足し十分なインヒ
ビター効果が得られず、0.03％を超えるとインヒビター
量が多くなりすぎるとともに、その分散状態も不適切に
なり安定した二次再結晶が生じない。したがって、sol.
Ａｌ含有量は 0.003〜0.03％に限定する。

【００２７】(6) Ｎ Ｎは上記のインヒビターとなる窒化物を形成するのに必
要で、二次再結晶が完了するまでは重要な元素である。
スラブないしは素材の熱延鋼板の段階において、 0.001
％未満では二次再結晶時に窒化物の析出量が少なすぎて
所望のインヒビター効果が得られず、0.010 ％を超えて
含有させてもその効果は飽和することから 0.001〜 0.0
10％の範囲が適当である。ただし、最終製品での存在は
磁気特性を劣化させるので、その含有量は少なければ少
ないほどよい。この最終製品でのＮ含有量は 0.005％以
下が望ましく、仕上げ焼鈍時にこの所望の低い値にまで
低減させる。

【００２８】(7) 冷間または温間圧延前の金属組織 高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造における本発明の方法の
特徴の一つは、冷間または温間圧延前の鋼板の金属組織
を、表面から特定の範囲だけ部分的に再結晶状態にして
おくことである。熱延ままであっても、熱延板を焼鈍し
ていても、断面の光学顕微鏡観察の範囲において、表面
に再結晶部分が存在し内部に加工組織部分が残っておれ
ばよい。

【００２９】加工組織部分を除いた、両表面からの再結
晶部分の全板厚に対する比率が10％未満または70％を超
える場合は、仕上げ焼鈍後のゴス方位の発達が不十分
で、鉄損が増大する。これは再結晶部分が10％未満の場
合、一次再結晶後に表層近くのゴス方位結晶粒が少な
く、70％以上になると二次再結晶時に表層から離れた部
分でゴス方位以外の結晶粒が発達しやすくなるためと考
えられた。なお、両表面からの再結晶部分は、必ずしも
上下面から均等な厚さである必要はないが、ゴス方位結
晶粒の発達の要因を減じないために、少ない方の側でも
表面から全厚の 5％以上はあることが望ましい。。

【００３０】この再結晶部分の比率が、全板厚の10〜70
％である鋼板は、次に述べる (8)または (9)の方法で製
造することができる。

【００３１】(8) 熱間圧延条件 熱間圧延の仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（Ｃ
Ｔ）により、熱間圧延後の鋼板の再結晶部分の比率が変
化する。ＦＴおよびＣＴとも高温の場合は板厚中心部ま
で再結晶部分が拡がっており、ＦＴおよびＣＴとも低温
では表層の再結晶部分が少なくなる。再結晶部分の比率
を目的とする範囲内に入れるには、ＦＴが高い場合ＣＴ
は低目、ＦＴが低い場合にはＣＴを高めに選べばよい。

【００３２】本発明範囲の鋼成分内で、両表面から全板
厚の10〜70％が再結晶部分になっている熱延鋼板を得る
ための、ＦＴ（℃）およびＣＴ（℃）の関係は下記の式
で表せる範囲内である。ただし、ＦＴおよびＣＴの関係
がこの式を満足していても、ＦＴが 930℃を超えると内
部まで再結晶部分の範囲が拡がり、 780℃未満では再結
晶部分の範囲が不足し、目的とする比率の再結晶部分が
得られない。

【００３３】すなわち、両表面からの再結晶部分が全板
厚の10〜70％になっている熱延板を得るための熱間圧延
条件は、 1250−(2／3)×ＦＴ≦ＣＴ≦1300−(2／3)×ＦＴ ・・・ 780≦ＦＴ≦ 930 ・・・・・・・・・・・・・・・ である。

【００３４】(9) 熱延板焼鈍 冷間圧延前の熱延板において、両表面から全板厚の10〜
70％が再結晶部分になっている状態は、熱間圧延後焼鈍
しても得ることができる。本発明方法で定める成分範囲
の鋼にて、目的とする比率の再結晶部分を得るために
は、熱間圧延のＣＴを 600℃以下とし、焼鈍の温度範囲
を 625〜 950℃とする。ＦＴはとくには定めないが、 7
80〜 930℃が望ましい。

【００３５】ＣＴは 600℃以下であれば常温まで冷却し
てもかまわないが、 600℃を超えると焼鈍時に再結晶部
分が大きくなりすぎることがある。焼鈍の方法は箱焼鈍
法でも連続焼鈍法でもよく、 625℃未満では再結晶部分
の発達が不十分であり、 950℃を超えると発達しすぎ
る。目的とする比率の再結晶部分を得るのに、箱焼鈍法
の場合 625〜750 ℃にて30min 〜20ｈの均熱が望まし
く、連続焼鈍法の場合は750 〜 950℃にて10ｓ〜 5min
の均熱が望ましい。ただし、焼鈍方法により同じ焼鈍温
度でも再結晶部分の比率が異る。すなわち焼鈍の均熱温
度が規制範囲内であっても、箱焼鈍法では温度の高すぎ
る場合、連続焼鈍法では低すぎる場合においては、目的
とする再結晶の範囲を逸脱することがある。

【００３６】(10)冷間圧延および中間焼鈍 素材鋼板を所要の板厚まで冷間圧延するための圧下率は
40〜90％であればよい。40％未満では、二次再結晶を充
分促進させるだけの一次再結晶組織が得られず、90％を
超えるとゴス方位の発達がよくないためである。より安
定して二次再結晶をおこなわせるためには60〜90％の圧
下率が望ましい。

【００３７】磁気特性の一層の向上や、より薄い電磁鋼
板が必要な場合、中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を
おこなって所要板厚にする。１回目の冷間圧延の圧下率
は特には定めないが40〜90％が望ましい。これは40％未
満では中間焼鈍で異常粒成長することがあり、90％を超
える圧下は高Ｓｉの場合実現困難になる。中間焼鈍温度
の望ましい範囲は、 600〜 950℃である。 600℃未満で
は充分な歪み取りができず、 950℃を超えると結晶粒が
粗大化し、仕上げ焼鈍での２次再結晶が不十分になるた
めである。なお、焼鈍方法は箱焼鈍法でも連続焼鈍法で
もかまわない。

【００３８】２回目の冷間圧延の圧下率の望ましい範囲
は50〜80％である。この範囲を超えても、下回っても最
終製品の磁気特性は悪くなる。

【００３９】(11)温間圧延 Ｃが 0.010％を超えて含まれる場合、上記の冷間圧延を
おこなう際に板の温度を温めることにより、最終製品の
磁気特性が向上する。その温度は50〜 250℃とする。50
℃未満の場合は効果が小さく、 250℃を超えると板厚精
度の低下、平坦度の劣化、表面性状の劣化等の問題が生
じるためである。

【００４０】中間焼鈍を挟む２回の圧延の場合は、どち
らの圧延も温間圧延としてよいが、どちらか１回の圧延
だけを温間圧延としても十分に効果がある。またコイル
を温める方法は圧延前に炉に装入して加熱する方法、ま
たは圧延中に高周波加熱や通電加熱する方法、熱風を吹
き付ける方法等、のいずれでもよい。

【００４１】(12)一次再結晶焼鈍 後述の仕上げ焼鈍で安定して二次再結晶を発生させ、ゴ
ス方位を発達させるには、急速加熱焼鈍により一次再結
晶させておく必要があり、このために連続焼鈍法とす
る。望ましい条件は、加熱速度としては 5〜20℃／ｓ程
度、焼鈍温度としては、 700〜1000℃程度、均熱時間と
しては 5〜 300ｓ程度である。

【００４２】(13)仕上げ焼鈍 一次再結晶焼鈍後の仕上げ焼鈍は、 825〜1050℃の温度
域とするが、二次再結晶によるゴス方位発達を目的とす
る前半の焼鈍と、その後の析出物除去または純化を目的
とする後半の焼鈍とが含まれる。

【００４３】ゴス方位の二次再結晶粒を充分に発達させ
るためには、窒素を含有する水素雰囲気中で焼鈍するこ
とが望ましい。その理由は、インヒビターである窒化物
が脱窒により減少し二次再結晶の進行が不安定になるの
を防止するためと、更に積極的には焼鈍雰囲気からの吸
窒によりインヒビターとなる窒化物の析出量を増加さ
せ、より効果的にゴス方位への集積度の高い二次再結晶
をおこなわせるためである。この目的には焼鈍雰囲気中
の窒素含有量は10％以上であることが望ましい。

【００４４】ただし、雰囲気中の窒素量の上限は、 100
％とするよりも吸窒の進行を配慮すれば 1％以上の水素
が存在している方がよい。

【００４５】二次再結晶をおこなわせる温度としては 8
25〜925 ℃の範囲が望ましい。 825℃未満ではインヒビ
ターの粒成長抑制力が強すぎて二次再結晶が発生せず、
925℃を超える温度域ではインヒビター効果が弱いた
め、ゴス方位の集積度の弱い二次再結晶粒が発生する
か、通常の粒成長により一次再結晶粒が粗大化するため
である。 825〜 925℃の範囲での保持時間は少なくとも
7ｈは必要であるが、100ｈを超える保持はそれ以上の
粒成長がなく経済的にも不利である。これらの理由か
ら、仕上げ焼鈍の前半の二次再結晶粒の発達を目的とす
る過程では、窒素含有雰囲気中において825 〜 925℃で
7〜100 ｈ保持することが望ましい。

【００４６】インヒビターとして活用した窒化物は磁気
特性上有害なものであり、二次再結晶が完了した後は除
去する必要がある。このためには水素雰囲気中での焼鈍
が有効で、同時に磁気特性に有害なＣも除去される。こ
の純化の目的には、 850℃未満の温度では長時間要する
ので、 850℃以上で焼鈍するのが望ましい。ただし、10
50℃を超える温度になるとγ相が現われ、ゴス方位のα
粒組織を破壊するばかりでなく、ＣおよびＮの除去速度
が低下してくる。この純化焼鈍の保持時間は少なくとも
7ｈが必要であるが、 100ｈを超える保持は除去が飽和
するため不必要である。したがって、仕上げ焼鈍の後半
は水素雰囲気中において925 ℃を超え1050℃までの温度
域にて、望ましくは 7〜 100ｈ保持する純化焼鈍をおこ
なう。

【００４７】以上の二次再結晶過程と純化焼鈍過程とは
必ずしも明確に区分する必要はなく、 825〜1050℃の温
度域にて、焼鈍の初期は相対的に低い温度で窒素を含む
雰囲気、中期から後期にかけてはより高温で窒素量を減
じ水素量を多くした雰囲気とし、仕上げ焼鈍の合計時間
を 200ｈまでとしてもよい。

【００４８】なお、仕上げ焼鈍の前に焼鈍時の焼き付き
防止のための焼鈍分離剤を塗布することは、通常の方向
性電磁鋼板の製造方法と同じである。仕上げ焼鈍後の工
程としては通常の方向性電磁鋼板と同様に、焼鈍分離剤
を除去した後、絶縁コーティングを施したり平坦化焼鈍
をおこなえばよい。

【００４９】

【実施例】

〔実施例１〕表１に示す鋼組成のスラブを加熱温度1253
℃、仕上げ温度（ＦＴ） 870℃、および巻取り温度（Ｃ
Ｔ） 700℃として熱間圧延し板厚 2.3mm厚にした。この
段階で、各鋼板の断面の光学顕微鏡組織を観察したとこ
ろ、いずれの鋼板も両表面からの再結晶部分が全板厚の
約20％、すなわち片面約10％づつであることが確認され
た。これらを酸洗して0.35mm厚まで冷間圧延した後、 8
80℃にて30ｓ均熱として連続焼鈍し、次いで焼鈍分離剤
を塗布して仕上げ焼鈍をおこなった。仕上げ焼鈍は、窒
素25％残部水素の雰囲気中にて 875℃で24ｈの均熱によ
り二次再結晶させ、その後水素 100％の雰囲気として 9
50℃にて30ｈ均熱とした。平坦化燒鈍後、ＪＩＳに規定
の方法により各鋼板から圧延方向に平行に試験片を切出
し、エプスタイン枠を用いて磁気特性を測定した。

【００５０】

【表１】

【００５１】磁気特性の測定結果を表１に併せて示す
が、試験番号 1や 9〜12のＣ含有量が0.01％を下回る極
低Ｃスラブによる製品の磁気特性に比較し、本発明で定
める範囲のＣを多少含むスラブによる試験番号 2、 5お
よび 8は、磁束密度も、鉄損も共にすぐれている。ここ
で、試験番号 3はＣが高すぎ、焼鈍工程で十分脱炭でき
ていない。試験番号 4および 6はＡｌ含有量が本発明で
定める範囲を外れており、試験番号 7はＳｉとＭｎが式
で定める規制範囲を超えたため、仕上げ焼鈍時にγ相
が現われたと考えられ、いずれもゴス方位の発達が不十
分であった。

【００５２】〔実施例２〕表１に示したＢ鋼を用いてス
ラブ加熱温度を1250℃とし、ＦＴおよびＣＴを変えて熱
間圧延後、鋼板によってはさらに熱延板の焼鈍をおこな
った。これらの条件を表２に示す。この各鋼板の冷間圧
延前の断面の光学顕微鏡組織を観察し、再結晶部分の比
率を調べた結果を併せて表２に記す。次にこれらの鋼板
を冷間圧延して最終板厚とした。また一部の鋼はさらに
中間焼鈍および二次冷間圧延をおこなった。これらの製
造工程条件もまとめて表２に示す。

【００５３】

【表２】

【００５４】冷間圧延後 890℃にて30ｓ均熱の連続焼鈍
後、焼鈍分離剤を塗布し仕上げ焼鈍した。仕上げ焼鈍の
条件は、窒素25％残部水素の雰囲気中にて 875℃で24ｈ
の均熱後、水素 100％の雰囲気に変えて 950℃にて24ｈ
の均熱とした。平坦化燒鈍後各鋼板から試験片を切出
し、エプスタイン枠を用いて磁気特性を測定した。これ
らの磁気特性の測定結果も表２に併せて示す。

【００５５】試験番号15および20は、冷間圧延前の鋼板
の再結晶部分比率が本発明で定める範囲を外れている。
それらに比較して、他の試験番号の場合はいずれも磁束
密度、鉄損ともすぐれた値を示しており、冷間圧延前の
鋼板の再結晶部分の比率が本発明方法の定める範囲を逸
脱すると磁気特性は劣る結果となることが明らかであ
る。

【００５６】〔実施例３〕表１に示したＥ鋼のスラブに
より、加熱温度1200℃、ＦＴ 820℃、ＣＴ 500℃として
熱間圧延し板厚 2.3mmとし、酸洗後 650℃にて 3ｈ焼鈍
した。この鋼板を用いて次に表３に示す温度にて温間圧
延をおこない、0.35mm厚に仕上げ、 850℃、1 min 均熱
の連続焼鈍後、窒素25％残部水素の雰囲気中にて 875℃
で24ｈの均熱後、水素 100％の雰囲気により 950℃、24
ｈ均熱の仕上げ焼鈍をおこなった。

【００５７】なお、試験番号27の場合は 0.9mmに圧延後
900℃にて30ｓの中間焼鈍をおこない、さらに圧延して
0.35ｍｍとした。この場合の圧延温度はいずれも 235℃
とした。

【００５８】得られた鋼板の磁気測定結果を表３に併記
するが、通常の冷間圧延に比し温間圧延の適用により、
鉄損および磁束密度共向上していることがわかる。

【００５９】

【表３】

【００６０】図１は、製品鋼板の鉄損と磁束密度との関
係を示したものである。ここでは、実施例１〜３の結果
の製品鋼板の板厚が0.35mmの場合について、本発明例
と、熱間圧延から最終焼鈍までの製造条件は同じである
が、素材鋼板のＣ含有量が本発明の定める範囲を外れる
例とを区分して表示してある。これから明らかなよう
に、素材鋼板のＣ含有量が本発明で定める範囲にある場
合は、極低Ｃの場合に比較してより鉄損が低く、さらに
温間圧延を適用すれば、より一層鉄損も磁束密度も改善
されることが明らかである。

【００６１】

【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
の製造方法によれば、高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造に
おいて、多少のＣを含むスラブを使用することにより、
より磁気特性のすぐれた鋼板をより安定して製造するこ
とが可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】製品鋼板の鉄損（Ｗ_17/50 ）と磁束密度
（Ｂ₈ ）との関係を示す図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、Ｃ： 0.010％超〜 0.030％、
   Ｓｉ： 1.5〜 4.0％、Ｍｎ： 1.0〜5.0％、Ｓ：0.01％
   以下、sol.Ａｌ： 0.003〜0.03％、Ｎ：0.0010〜 0.010
   ％、かつ Ｓｉ（％）− 0.5×Ｍｎ（％）≦ 2.0 ・・・・・・・・ であって、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組
   成で、両表面から全板厚の10〜70％を再結晶部分とした
   鋼板を、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回の
   冷間圧延をおこなって最終板厚とした後、急速加熱して
   焼鈍し、次いで 825〜1050℃の温度域にて仕上げ焼鈍す
   ることを特徴とする高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】請求項１に記載の、両表面から全板厚の10
   〜70％を再結晶部分とした鋼板を、１回または中間焼鈍
   を挟む２回の圧延をおこなって最終板厚とする際、少な
   くとも１回の圧延を50〜 250℃の温度域での温間圧延と
   し、その後急速加熱して焼鈍し、次いで 825〜1050℃の
   温度域にて仕上げ焼鈍することを特徴とする高Ｍｎ系方
   向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】熱間圧延工程の仕上げ温度（ＦＴ：℃）
   と、巻取り温度（ＣＴ：℃）とを下記の式および式
   を満足させることにより、冷間圧延前に両表面から全板
   厚の10〜70％を再結晶部分とした鋼板にすることを特徴
   とする、請求項１または請求項２の高Ｍｎ系方向性電磁
   鋼板の製造方法。 1250−(2／3)×ＦＴ≦ＣＴ≦1300−(2／3)×ＦＴ ・・ 780≦ＦＴ≦ 930 ・・・・・・・・・・・・・・・
4. 【請求項４】熱間圧延の巻取り温度を 600℃以下とし、
   得られたコイルを脱スケール後、 625〜 950℃の温度域
   で焼鈍して、冷間圧延前に両表面から全板厚の10〜70％
   を再結晶部分とした鋼板にすることを特徴とする、請求
   項１または請求項２の高Ｍｎ系方向性電磁鋼板の製造方
   法。