JPS59190325A - 連続鋳造法を適用した鉄損の優れた一方向性珪素鋼板の製造法 - Google Patents
連続鋳造法を適用した鉄損の優れた一方向性珪素鋼板の製造法Info
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- JPS59190325A JPS59190325A JP58062688A JP6268883A JPS59190325A JP S59190325 A JPS59190325 A JP S59190325A JP 58062688 A JP58062688 A JP 58062688A JP 6268883 A JP6268883 A JP 6268883A JP S59190325 A JPS59190325 A JP S59190325A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は鋼板ｋＦＪ成する体心立方格子の結晶粒がミラ
ー指数で（１１０）〈００１〉として衷わされる方位を
有する磁性の優れた一方向性珪素鉛板を連続鋳造と一回
の熱延工程とから作った熱延板（ｊＮ帯）によって製造
する方法に関するものである。
ー指数で（１１０）〈００１〉として衷わされる方位を
有する磁性の優れた一方向性珪素鉛板を連続鋳造と一回
の熱延工程とから作った熱延板（ｊＮ帯）によって製造
する方法に関するものである。
一方向性珪素鋼板は軟磁性材料として変圧器および発電
機の鉄心として使用され、磁気特性として磁化特性と鉄
損特性が良好でなければならない。
機の鉄心として使用され、磁気特性として磁化特性と鉄
損特性が良好でなければならない。
磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場で鉄心内に誘
起される磁束密Ｉｆ（Ｂ８で代表）の大小によシ決まる
。磁束密度の大きい材料は電気機器を小さく出来るので
望ましい。鉄損（Ｗ１７１５ｏで代表）゛は鉄心に所定
の交流磁場を与えた場合に熱エネルギーとして消費され
る電力損失である。鉄損の良否に対しては磁束密度、板
厚、不純物量、比抵抗、結晶粒大きさの影響が知られて
いる。最近、省エネルギー動向全反映してこの鉄損の少
々い一方向性珪素鋼板の需要が増加している。
起される磁束密Ｉｆ（Ｂ８で代表）の大小によシ決まる
。磁束密度の大きい材料は電気機器を小さく出来るので
望ましい。鉄損（Ｗ１７１５ｏで代表）゛は鉄心に所定
の交流磁場を与えた場合に熱エネルギーとして消費され
る電力損失である。鉄損の良否に対しては磁束密度、板
厚、不純物量、比抵抗、結晶粒大きさの影響が知られて
いる。最近、省エネルギー動向全反映してこの鉄損の少
々い一方向性珪素鋼板の需要が増加している。
ところで、一方向性珪素鋼板は熱延と冷延によシ最終板
厚になった炉板を仕上高温焼鈍することによシ、（１１
０） ＜００１）方位を有する一次再結晶粒が選択成長
する、いわゆる二次再結晶によって得られる。二次再結
晶を生じさせるには、仕上高温焼鈍前の銅板中に微細な
ＭｎＳ 、 ＡＬＮ等の析出物を存在さぜることによシ
（インヒビター効果）、仕上高温焼鈍中の（１１０）（
００１）方位以外の一次再結晶粒成長を抑える必要があ
る。このような二次再結晶を制御することによシ、正確
な（１１０）（００１）方位粒の割合′ｆｆ：高めるこ
とによって磁束密度を高めることが出来る。磁束密度の
高い製品は電気機器の小型什と同時に鉄損の改善も可能
にするので、高磁束密匹−・方向性珪素鋼板の製造条件
の確立が１孜である。代表技術として田口悟等による特
公昭４０−１５６４４号公報および今中拓−等による特
公昭５］−１３４６９号公報記載の方法がある。近年、
連続銃進法の工業化が稍極的に進められておシ、一方向
性珪素鋼板においても、省力化、歩留向上による製造コ
ストの低減、そして化学成分の均一化による成品長手方
向の磁性均一化を期待Ｉ７て連続鋳造工程の適用が進め
られている。
厚になった炉板を仕上高温焼鈍することによシ、（１１
０） ＜００１）方位を有する一次再結晶粒が選択成長
する、いわゆる二次再結晶によって得られる。二次再結
晶を生じさせるには、仕上高温焼鈍前の銅板中に微細な
ＭｎＳ 、 ＡＬＮ等の析出物を存在さぜることによシ
（インヒビター効果）、仕上高温焼鈍中の（１１０）（
００１）方位以外の一次再結晶粒成長を抑える必要があ
る。このような二次再結晶を制御することによシ、正確
な（１１０）（００１）方位粒の割合′ｆｆ：高めるこ
とによって磁束密度を高めることが出来る。磁束密度の
高い製品は電気機器の小型什と同時に鉄損の改善も可能
にするので、高磁束密匹−・方向性珪素鋼板の製造条件
の確立が１孜である。代表技術として田口悟等による特
公昭４０−１５６４４号公報および今中拓−等による特
公昭５］−１３４６９号公報記載の方法がある。近年、
連続銃進法の工業化が稍極的に進められておシ、一方向
性珪素鋼板においても、省力化、歩留向上による製造コ
ストの低減、そして化学成分の均一化による成品長手方
向の磁性均一化を期待Ｉ７て連続鋳造工程の適用が進め
られている。
しかしながら連続鋳造スラブを１２８０℃以上に加熱後
、熱間圧延によシ製造した銅板を出発素材として得た成
品には、しばしば線状二次再結晶不完全部が発生し、磁
性の劣る場合があった。これらの対策として、Ｍ、Ｆ、
Ｌｉ ｔｔｍａｎは特開昭４８−５３９１９号公報によ
多連続鋳造スラブから７回の熱延工程を経て熱延板を作
る技術を提案している。さらに坂倉昭等は特公昭５０−
３７０’０９号公報において、高磁束密度一方向性珪素
炉板の製造に際して連続鋳造したスラブから７回の熱延
工程を経て熱延板を作る技術を提案している。しかし力
から、これら先行技術は、いずれも７回の熱延工程を経
て熱延板を作る技術であシ、連続鋳造による利点を充分
に活かした技術とは言え彦い。その後、連続鋳造スラブ
を用いた製造法として、塩崎守雄等の特開昭５３−１９
９１３号公報、松本丈夫等の特開昭５４−１２０２１４
号公報に示された技術が提案された。
、熱間圧延によシ製造した銅板を出発素材として得た成
品には、しばしば線状二次再結晶不完全部が発生し、磁
性の劣る場合があった。これらの対策として、Ｍ、Ｆ、
Ｌｉ ｔｔｍａｎは特開昭４８−５３９１９号公報によ
多連続鋳造スラブから７回の熱延工程を経て熱延板を作
る技術を提案している。さらに坂倉昭等は特公昭５０−
３７０’０９号公報において、高磁束密度一方向性珪素
炉板の製造に際して連続鋳造したスラブから７回の熱延
工程を経て熱延板を作る技術を提案している。しかし力
から、これら先行技術は、いずれも７回の熱延工程を経
て熱延板を作る技術であシ、連続鋳造による利点を充分
に活かした技術とは言え彦い。その後、連続鋳造スラブ
を用いた製造法として、塩崎守雄等の特開昭５３−１９
９１３号公報、松本丈夫等の特開昭５４−１２０２１４
号公報に示された技術が提案された。
しかしながら、これらの技術はいずれも設備の対応措置
を新たに講する必要がある。又、これらの対策を打力っ
ても線状二次再結晶不良の発生を完全に解決するには致
っていない。すなわち、最近では名工えルギーを目的と
した低鉄損一方向性珪素鋼板の要求が甚まっているが、
これに応えるためには磁束密度を高めること、Ｓｉ含有
量を高めることが重要である。特に特公昭４０−１５６
４４号公報による技術は一回圧延法であるため製造コス
トが安く、高磁束密度の一方向性珪素鋼板が得られるの
で、高Ｓｔ化が可能になれば、鉄損向上が大である。し
かるにＳｉ含有量を高めると二次再結晶不良の発生が急
激に増加し、特にこのような高８１の場合において、連
続鋳造スラブを用いた際に発生する線状二次再結晶不良
は一層増加するため、Ｓｔ含有當が３０％を超えると工
業的な安定生産が極めて困難になっていた。これは、坂
倉昭等による特開昭４８−５１８５２号公報に述べられ
ているようにＳｉ含有量を増やすと二次再結晶の発生に
適切なＡｔＮの確保が難かしくなシ、特に連続鋳造スラ
ブを用いた場合にはこの不適切ｆｉ ＡＩＨによる二次
再結晶の不良がよシ顕著になるためと考えられる。
を新たに講する必要がある。又、これらの対策を打力っ
ても線状二次再結晶不良の発生を完全に解決するには致
っていない。すなわち、最近では名工えルギーを目的と
した低鉄損一方向性珪素鋼板の要求が甚まっているが、
これに応えるためには磁束密度を高めること、Ｓｉ含有
量を高めることが重要である。特に特公昭４０−１５６
４４号公報による技術は一回圧延法であるため製造コス
トが安く、高磁束密度の一方向性珪素鋼板が得られるの
で、高Ｓｔ化が可能になれば、鉄損向上が大である。し
かるにＳｉ含有量を高めると二次再結晶不良の発生が急
激に増加し、特にこのような高８１の場合において、連
続鋳造スラブを用いた際に発生する線状二次再結晶不良
は一層増加するため、Ｓｔ含有當が３０％を超えると工
業的な安定生産が極めて困難になっていた。これは、坂
倉昭等による特開昭４８−５１８５２号公報に述べられ
ているようにＳｉ含有量を増やすと二次再結晶の発生に
適切なＡｔＮの確保が難かしくなシ、特に連続鋳造スラ
ブを用いた場合にはこの不適切ｆｉ ＡＩＨによる二次
再結晶の不良がよシ顕著になるためと考えられる。
このように、−回圧延法による高磁束密度一方向性珪素
鋼板の製造において最大の問題はＳ１含有量が上がると
二次再結晶が不安定になることでおる。
鋼板の製造において最大の問題はＳ１含有量が上がると
二次再結晶が不安定になることでおる。
この方法における冶金的基本思想が、焼鈍中のα→Ｔ変
１ｅ利用して適切なＡＩＮ状態を作ることにあるので、
Ｓｉを上げると轟然ながらα→γ変態挙動が変るため適
切なＡＩＮ状態に制御することが困難になると考えられ
、高Ｓｔになるほど二次再結晶不良が増加することと対
応する。
１ｅ利用して適切なＡＩＮ状態を作ることにあるので、
Ｓｉを上げると轟然ながらα→γ変態挙動が変るため適
切なＡＩＮ状態に制御することが困難になると考えられ
、高Ｓｔになるほど二次再結晶不良が増加することと対
応する。
本発明者等は連続鋳造スラブを用いた場合に発生する二
次再結晶不良部を完全に防止し、特にＳｔ含有量が上が
ると増加する二次再結晶不良全軽減した１回圧延法によ
る高磁束密度一方向性珪素鍔板を安定して製造出来る方
法を開発した。そして、さらに画期的々ことに、この方
法によれば従来から一方向性珪素鉛板の製造において必
須であるとされていた熱間圧延に先立って行なわれるス
ラブ加熱温度として１２８０℃を超える高温加熱を必ず
しも必要としないこと、むしろ低温度でのスラブ加熱温
度の域、合に、一層良好な鉄損の得られることを見い出
した。特公昭４０−１５６４．４号公報に基づいた高磁
束密度一方向性珪紫儒板の製造法においては、二次再結
晶の発生に必要な析出分散相であるＭｎＳ 、 ＡＡＮ
ｆ適切な分散状態にする必要から、熱延時のスラブ加
熱温度を筒くすることが行なわれていた。特に特公昭４
０−１５’６４４号公報記載の方法の改良に係る坂倉昭
等による特開昭４８−５１’８５２号公報記載の方法の
ように、ｓｉ含有量が増えると熱延中のＡ７Ｎ析出が高
温度域から始壕るためスラブを高温度に加熱する皇が必
要である。
次再結晶不良部を完全に防止し、特にＳｔ含有量が上が
ると増加する二次再結晶不良全軽減した１回圧延法によ
る高磁束密度一方向性珪素鍔板を安定して製造出来る方
法を開発した。そして、さらに画期的々ことに、この方
法によれば従来から一方向性珪素鉛板の製造において必
須であるとされていた熱間圧延に先立って行なわれるス
ラブ加熱温度として１２８０℃を超える高温加熱を必ず
しも必要としないこと、むしろ低温度でのスラブ加熱温
度の域、合に、一層良好な鉄損の得られることを見い出
した。特公昭４０−１５６４．４号公報に基づいた高磁
束密度一方向性珪紫儒板の製造法においては、二次再結
晶の発生に必要な析出分散相であるＭｎＳ 、 ＡＡＮ
ｆ適切な分散状態にする必要から、熱延時のスラブ加
熱温度を筒くすることが行なわれていた。特に特公昭４
０−１５’６４４号公報記載の方法の改良に係る坂倉昭
等による特開昭４８−５１’８５２号公報記載の方法の
ように、ｓｉ含有量が増えると熱延中のＡ７Ｎ析出が高
温度域から始壕るためスラブを高温度に加熱する皇が必
要である。
例えば２．８チＳｌでは１２５０℃以上、３．０５チＳ
ｔでは１３５０℃である。このように鉄損向上のため８
１量を増すとスラブ加熱温度を高める事が必要となシ、
スラブ加熱時の使用エネルギーの増大、加熱時のノロの
発生による歩留シ低下および補修費の増大等による製造
コスト高の問題があった。
ｔでは１３５０℃である。このように鉄損向上のため８
１量を増すとスラブ加熱温度を高める事が必要となシ、
スラブ加熱時の使用エネルギーの増大、加熱時のノロの
発生による歩留シ低下および補修費の増大等による製造
コスト高の問題があった。
本発明によれば、Ｓｉが３．０チ以上と高い場合でも、
スラブ加熱温度が１２８０℃を超えない低い温度で二次
再結晶が十分に安定して行なわれる。
スラブ加熱温度が１２８０℃を超えない低い温度で二次
再結晶が十分に安定して行なわれる。
むしろ得られる鉄損は高温度スラブ加熱材に比べ良好で
芝・シ、その値は現行の最高等級である日本工業規格（
、ＪＩＳ ）のＧ６ Ｈ（０，３０−叫板厚で
１Ｗ１７１５０が１．０５ ｗ／ｋｇ以下）以上テア
ル。
芝・シ、その値は現行の最高等級である日本工業規格（
、ＪＩＳ ）のＧ６ Ｈ（０，３０−叫板厚で
１Ｗ１７１５０が１．０５ ｗ／ｋｇ以下）以上テア
ル。
以上に述べてきたように本発明によれば、高Ｓｔ含有連
続鋳造スラブを用いて最高等級の高磁束密度一方向性珪
素鋼板を熱延時のスラブ加熱温度の高低に拘らず安定し
て製造出来る。即ち、本発明はＣ：０．０２５〜０．０
７５％、Ｓｉ：３．０〜４．５％、酸可溶性Ａｔ：０．
０１０〜０．０６’Ｏ係、Ｎ ： ０．００３０〜０．
０１３０％、Ｓ：０．００７％以下、Ｍｎ ：０．０８
〜０．４５％、Ｐ ： ０．０１５〜０．０４５％、Ｃ
ｒ：００７〜０．２５％残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
シ成る一方向性珪素鍔板用連続鋳造スラブを予備熱間圧
延することなく加熱した後、熱間圧延によシ熱延板とな
し、次いで該熱延板を８５０〜１２００℃の範囲で短時
間連続焼鈍後、圧下率８０％以上の強圧下冷間圧延によ
シ最終板厚となし得られた冷延板を湿水素雰囲気中で連
続脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を塗布して仕上高温焼
鈍を行なうことを特徴とする鉄損の優れた一方向性珪素
鉛板の製造法を要旨とするものである。
続鋳造スラブを用いて最高等級の高磁束密度一方向性珪
素鋼板を熱延時のスラブ加熱温度の高低に拘らず安定し
て製造出来る。即ち、本発明はＣ：０．０２５〜０．０
７５％、Ｓｉ：３．０〜４．５％、酸可溶性Ａｔ：０．
０１０〜０．０６’Ｏ係、Ｎ ： ０．００３０〜０．
０１３０％、Ｓ：０．００７％以下、Ｍｎ ：０．０８
〜０．４５％、Ｐ ： ０．０１５〜０．０４５％、Ｃ
ｒ：００７〜０．２５％残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
シ成る一方向性珪素鍔板用連続鋳造スラブを予備熱間圧
延することなく加熱した後、熱間圧延によシ熱延板とな
し、次いで該熱延板を８５０〜１２００℃の範囲で短時
間連続焼鈍後、圧下率８０％以上の強圧下冷間圧延によ
シ最終板厚となし得られた冷延板を湿水素雰囲気中で連
続脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を塗布して仕上高温焼
鈍を行なうことを特徴とする鉄損の優れた一方向性珪素
鉛板の製造法を要旨とするものである。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の鏑成分の限定理由について述べる。本発
明で用いる溶鉛は、その溶製方法として転炉、電気炉、
平炉等どのような方法でも良いが、成分含有量は次の範
囲に入る必要がある。
明で用いる溶鉛は、その溶製方法として転炉、電気炉、
平炉等どのような方法でも良いが、成分含有量は次の範
囲に入る必要がある。
Ｃは０．０２５％未満になると二次、再結晶が不安定に
なシ、かつ二次再結晶した場合でも磁束密度が悪いので
（Ｂｌｏで１．８０ Ｔ以下しか得られない）０．０２
５％以上で々ければ女らない。一方、Ｃが多くなり過ぎ
ると脱炭焼鈍時間が長くなシ、経済的でないので０．０
７５％以下とした。
なシ、かつ二次再結晶した場合でも磁束密度が悪いので
（Ｂｌｏで１．８０ Ｔ以下しか得られない）０．０２
５％以上で々ければ女らない。一方、Ｃが多くなり過ぎ
ると脱炭焼鈍時間が長くなシ、経済的でないので０．０
７５％以下とした。
Ｓｔは４．５％を超えると冷延時の割れが著るしくなる
ので４．５’ｆｉ以下とした。又、３．０％未満でゆ粂
品厚０．３０ｍｍでＷ１７１５ｏが１．０５ ＷＡ９以
下の最高等級の鉄損が得られないので３．０％以上とし
た。
ので４．５’ｆｉ以下とした。又、３．０％未満でゆ粂
品厚０．３０ｍｍでＷ１７１５ｏが１．０５ ＷＡ９以
下の最高等級の鉄損が得られないので３．０％以上とし
た。
望ましくは３２％以上である。
本発明では二次再結晶に必要な析出物としてＡｔＮを用
いる。したがって必要最低量のＡＩＮを確保するために
酸可溶性Ａｔとして０．０１０％以上、Ｎとして０．０
０３０％以上が必要である。酸可溶性ＡＡが０．０６０
％を超えると熱延板のＡＩＮが不適切となシ、二次再結
晶が不安定になるので０．０６０係以下とした。Ｎにつ
いてはＯｌｏ １３０ｑｂを超えるとテリスターと呼ば
れる“鋼板表面のふくれ″が発生するので（１，０１３
０°チ以下とした。
いる。したがって必要最低量のＡＩＮを確保するために
酸可溶性Ａｔとして０．０１０％以上、Ｎとして０．０
０３０％以上が必要である。酸可溶性ＡＡが０．０６０
％を超えると熱延板のＡＩＮが不適切となシ、二次再結
晶が不安定になるので０．０６０係以下とした。Ｎにつ
いてはＯｌｏ １３０ｑｂを超えるとテリスターと呼ば
れる“鋼板表面のふくれ″が発生するので（１，０１３
０°チ以下とした。
本発明の特徴の一つはＳ含有量を０．００７係以下にす
ることにある。インヒビターとしてＡｔＮを用いて一回
圧延法で高磁束密度一方向性珪素鋼板を製造するに際し
、特公昭４０−１５６．４４号公報に開示されているよ
うにＳは磁性を得るだめの必須元素である。又特公昭４
７−２５２５０号公報に示されるように、Ｓは二次再結
晶を生じさせるに有効な析出物であるＭｎＳを形成させ
るのに必要である。これら公知の技術においてＳは二次
再結晶に有効であるとして規定されている。
ることにある。インヒビターとしてＡｔＮを用いて一回
圧延法で高磁束密度一方向性珪素鋼板を製造するに際し
、特公昭４０−１５６．４４号公報に開示されているよ
うにＳは磁性を得るだめの必須元素である。又特公昭４
７−２５２５０号公報に示されるように、Ｓは二次再結
晶を生じさせるに有効な析出物であるＭｎＳを形成させ
るのに必要である。これら公知の技術においてＳは二次
再結晶に有効であるとして規定されている。
しかし、Ｓの含有が二次再結晶に有害であるということ
は知られていなかった。本発明者等は、ＡｔＮをインヒ
ビターとして用いる一回圧延法で高磁束密度一方向性珪
素銅板を製造するに際し、Ｓ含有量を０．００７係以下
に少なくすることによシ、連続鋳造スラブを素材とした
場合に発生する線状二次再結晶不良および高ＳＬ含有ス
ラブを素相とした場合に発生する二次再結晶不良（これ
は熱延時のスラブ加熱温度が低くなると特に著るしく発
生するが）が無くなることを見い出した。
は知られていなかった。本発明者等は、ＡｔＮをインヒ
ビターとして用いる一回圧延法で高磁束密度一方向性珪
素銅板を製造するに際し、Ｓ含有量を０．００７係以下
に少なくすることによシ、連続鋳造スラブを素材とした
場合に発生する線状二次再結晶不良および高ＳＬ含有ス
ラブを素相とした場合に発生する二次再結晶不良（これ
は熱延時のスラブ加熱温度が低くなると特に著るしく発
生するが）が無くなることを見い出した。
第１図はＣ：０．０５８％、８１ ：３．３５％、Ｍｎ
：０．２３係、Ｐ：０．０３６チ、酸可溶性Ａｔ：０．
０３］％、Ｎ：Ｏ，（１０８５％、Ｃｒ：０．１３％’
ｒ含み、さらにＳが０．００２〜０．０３３係である連
ａ＆＃Ｊ造スラブ１１４１０℃に加熱後、熱延によシ２
、３ ｍｙｎの熱延板とし、１１５０℃Ｘ２ｍ１ｎの連
続焼鈍後に冷延により０．３０ ｍｍとし、湿水素中で
８５０℃Ｘ ２ ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行表い、焼鈍分離
剤としてＭｇ０ｉ？布１２．１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕
上高温焼鈍を行々って得られた成品の憩状二次再結ｒ・
不良の発生率を示す。Ｓ含有量が少なくなるほど紛状二
次再結晶不良の発生が少なく、０．００７係以下では全
く発生しなくなることが分る。
：０．２３係、Ｐ：０．０３６チ、酸可溶性Ａｔ：０．
０３］％、Ｎ：Ｏ，（１０８５％、Ｃｒ：０．１３％’
ｒ含み、さらにＳが０．００２〜０．０３３係である連
ａ＆＃Ｊ造スラブ１１４１０℃に加熱後、熱延によシ２
、３ ｍｙｎの熱延板とし、１１５０℃Ｘ２ｍ１ｎの連
続焼鈍後に冷延により０．３０ ｍｍとし、湿水素中で
８５０℃Ｘ ２ ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行表い、焼鈍分離
剤としてＭｇ０ｉ？布１２．１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕
上高温焼鈍を行々って得られた成品の憩状二次再結ｒ・
不良の発生率を示す。Ｓ含有量が少なくなるほど紛状二
次再結晶不良の発生が少なく、０．００７係以下では全
く発生しなくなることが分る。
１２１ｇはＣ： ０．０５０ ％、Ｓｉ ： ３．４５
％、Ｍｎ ：０．２５つ、Ｐ：０．０４０係、酸可溶
性Ａｔ ： ０．０２７係、Ｎ：０．００８０％、Ｃｒ
： ０．１．８ ％を含み、さらにＳが０．００２〜
０．０３５％を含有した厚さ４０關の小試片−１１２０
０℃に加熱し、スラブ抽出徒、大気放冷で１０００℃と
し、１０００℃の炉中に３０ ｓｅｃ保持し、その後３
Ａスの熱延で２．３ｍにし、１１２０℃×２ｍ１ｎ連続
焼鈍し、さらに０．３０ｍｍに冷延し、湿水素雰囲気中
で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎの膜炭焼鋪し、炉針１分離剤
とじ−でＭｇＯを塗布後に］２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上
高温焼鈍を行なった成品の二次再結晶不良発生率を示す
。第２図から分るように、Ｓ含有量が０．００７係以下
の」５合に二次Ｐ結晶不良の発ケは熱い。Ｓが０００７
φ以下（・範囲では３ｆが少ないに、ど二次再結晶が若
干安定する。また澄釘段階でＳを下げておけば、仕上高
い焼ｊａＰ時の１１３．８処理が容易になるので望まし
い。現状の溶ル１１技術ではコストｉ高くせずにＳを若
易に下げ得る範囲として０００１チ以上が一般的である
。
％、Ｍｎ ：０．２５つ、Ｐ：０．０４０係、酸可溶
性Ａｔ ： ０．０２７係、Ｎ：０．００８０％、Ｃｒ
： ０．１．８ ％を含み、さらにＳが０．００２〜
０．０３５％を含有した厚さ４０關の小試片−１１２０
０℃に加熱し、スラブ抽出徒、大気放冷で１０００℃と
し、１０００℃の炉中に３０ ｓｅｃ保持し、その後３
Ａスの熱延で２．３ｍにし、１１２０℃×２ｍ１ｎ連続
焼鈍し、さらに０．３０ｍｍに冷延し、湿水素雰囲気中
で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎの膜炭焼鋪し、炉針１分離剤
とじ−でＭｇＯを塗布後に］２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上
高温焼鈍を行なった成品の二次再結晶不良発生率を示す
。第２図から分るように、Ｓ含有量が０．００７係以下
の」５合に二次Ｐ結晶不良の発ケは熱い。Ｓが０００７
φ以下（・範囲では３ｆが少ないに、ど二次再結晶が若
干安定する。また澄釘段階でＳを下げておけば、仕上高
い焼ｊａＰ時の１１３．８処理が容易になるので望まし
い。現状の溶ル１１技術ではコストｉ高くせずにＳを若
易に下げ得る範囲として０００１チ以上が一般的である
。
本発明の第二の特徴はＭｎ、Ｐにある。本発明では素材
中のＳ含有りを少なくすることを４ぐぞｔとし７ている
のでＭｎＳの存在が無く外シ成品の磁束密度が悪くなる
。しかしながら、かかるＰＳ材の場合でも素材中のり、
ｉｎ、Ｐ含有量を適切な分にすることによって、磁束密
度が向上することを本発明者等は見い出した。
中のＳ含有りを少なくすることを４ぐぞｔとし７ている
のでＭｎＳの存在が無く外シ成品の磁束密度が悪くなる
。しかしながら、かかるＰＳ材の場合でも素材中のり、
ｉｎ、Ｐ含有量を適切な分にすることによって、磁束密
度が向上することを本発明者等は見い出した。
第３図はＣ：０，０６０チ、Ｓｉ：３．３３％、Ｓ：０
．００４係、酸可溶性Ａｔ：０．０３２％、Ｎ：０．０
０９０％、Ｃｒ ： ０．１５ｑｂを含む連続鋳造スラ
ブを１３５０℃に加熱後、熱延によって板厚２．３団の
熱延板とし、１１５０℃×２ｍ１ｎの連続焼鈍後に冷延
によＩ） ０．３０ ｍとし、湿水素雰囲気中で８５０
℃Ｘ２ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭ
ｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を
行たって得られた成品の磁束密度（Ｂ、。）に及ぼすス
ラブ中のＭｎ、Ｐ含有量を示す。
．００４係、酸可溶性Ａｔ：０．０３２％、Ｎ：０．０
０９０％、Ｃｒ ： ０．１５ｑｂを含む連続鋳造スラ
ブを１３５０℃に加熱後、熱延によって板厚２．３団の
熱延板とし、１１５０℃×２ｍ１ｎの連続焼鈍後に冷延
によＩ） ０．３０ ｍとし、湿水素雰囲気中で８５０
℃Ｘ２ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭ
ｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を
行たって得られた成品の磁束密度（Ｂ、。）に及ぼすス
ラブ中のＭｎ、Ｐ含有量を示す。
Ｍｎ量が少なくなると二次再結晶が不宏定になシ、多く
なるとＢ１０が高くなるが、一定以上添加しても改善効
果に差が無く添加合金量が多くなシネ経済である。Ｐに
ついてはその含有量が少ないとＢ１０が悪く、他方多く
な゛ると冷延時に割れる頻度が多くなシ、又二次再結晶
不良の発生割合が多くなる。以上のことがらＢｌｏが高
く、かつ二次再結晶が安定し、ておシ、割れ問題の少な
い範囲と１７てＭｎ ： ０．０８〜０．４５ ％、Ｐ
： ０．０１５〜０．０４５係を本発明の範囲とした
。（第３図において×はＢ、。＜１．８０、△は１．８
０≦Ｂ、。（１，８９、○は］、、 ８９≦Ｂ１ｏ＜
Ｌ ９２．０は１．”９２ ＜、、Ｂｌｏり１９３、■
は１．９３〈Ｂｌｏである。単位Ｔｅａｌａ）Ｍ４図は
Ｃ： ０．０４５％、Ｓｔ ： ３．３５％、ｓ二〇、
００２’％、酸可溶性Ａｔ：０．０２８％、Ｎ：０．０
０７５％、ｃｒ：ｏ、ｉｓ％を含む厚４ｏ笥の小試片を
１１５０℃に加熱し、スラブ抽出後に３パスの熱延で２
．３關厚の熱延板とし、（この時の熱延完了温度は約８
２０℃であった。）１１”２０℃Ｘ ２ ｍｉｎ連続焼
鈍し、さらに０．３０圏に冷延し、湿水素雰囲気中で脱
炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯｉ塗布後に１２００
℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行なった成品の磁束密度
（Ｂｌｏ）に及ぼすＭｎ、Ｐの影響を示す。第３図に示
した１４１０℃スラブ加熱材に比べ全体としてＢ１０が
０：０１〜０．０３Ｔだけ但くなっているが、ＭｎとＰ
の影響傾向は第３図の場合と同じである。（第４図にお
いて×はＢｌｏ＜１．８０、Δは１．８０≦Ｂ１ｏ ＜
ｉｙｓ ｇ、○ハ１．８９＜Ｂ、。＜１．９１． Ｑ
は１．９１＜Ｂ、。テある。単位Ｔｅａｌａ ） 本発明の第三の特徴はＣｒを適尚月だけ含有させること
により、磁性を安定化させることにある。
なるとＢ１０が高くなるが、一定以上添加しても改善効
果に差が無く添加合金量が多くなシネ経済である。Ｐに
ついてはその含有量が少ないとＢ１０が悪く、他方多く
な゛ると冷延時に割れる頻度が多くなシ、又二次再結晶
不良の発生割合が多くなる。以上のことがらＢｌｏが高
く、かつ二次再結晶が安定し、ておシ、割れ問題の少な
い範囲と１７てＭｎ ： ０．０８〜０．４５ ％、Ｐ
： ０．０１５〜０．０４５係を本発明の範囲とした
。（第３図において×はＢ、。＜１．８０、△は１．８
０≦Ｂ、。（１，８９、○は］、、 ８９≦Ｂ１ｏ＜
Ｌ ９２．０は１．”９２ ＜、、Ｂｌｏり１９３、■
は１．９３〈Ｂｌｏである。単位Ｔｅａｌａ）Ｍ４図は
Ｃ： ０．０４５％、Ｓｔ ： ３．３５％、ｓ二〇、
００２’％、酸可溶性Ａｔ：０．０２８％、Ｎ：０．０
０７５％、ｃｒ：ｏ、ｉｓ％を含む厚４ｏ笥の小試片を
１１５０℃に加熱し、スラブ抽出後に３パスの熱延で２
．３關厚の熱延板とし、（この時の熱延完了温度は約８
２０℃であった。）１１”２０℃Ｘ ２ ｍｉｎ連続焼
鈍し、さらに０．３０圏に冷延し、湿水素雰囲気中で脱
炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯｉ塗布後に１２００
℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行なった成品の磁束密度
（Ｂｌｏ）に及ぼすＭｎ、Ｐの影響を示す。第３図に示
した１４１０℃スラブ加熱材に比べ全体としてＢ１０が
０：０１〜０．０３Ｔだけ但くなっているが、ＭｎとＰ
の影響傾向は第３図の場合と同じである。（第４図にお
いて×はＢｌｏ＜１．８０、Δは１．８０≦Ｂ１ｏ ＜
ｉｙｓ ｇ、○ハ１．８９＜Ｂ、。＜１．９１． Ｑ
は１．９１＜Ｂ、。テある。単位Ｔｅａｌａ ） 本発明の第三の特徴はＣｒを適尚月だけ含有させること
により、磁性を安定化させることにある。
特公昭４０４５６４４号公報に開示されている技術は高
磁束密度が得られるが、鋼中酸可溶性１１号を狭い範囲
に制御する必要がちり工業釣力安定生産を行なうだめに
は問題がある。本発明に基づく製造法もインヒビターと
してＡノＮを用いることから、高磁束密度を得るために
は鋼中酸可溶性Ａノを厳密に制御する必要がある。本発
明者等はさらに研究した結果、適当量のＣｒを鋼中に含
有させることにより、高磁束密度の得られる酸可溶性Ａ
、！量の範囲が拡がることを見い出した。さらにＣｒ含
有の素材から製造した成品は、同−磁束密度下での鉄損
が４５６れていることを見い出した。
磁束密度が得られるが、鋼中酸可溶性１１号を狭い範囲
に制御する必要がちり工業釣力安定生産を行なうだめに
は問題がある。本発明に基づく製造法もインヒビターと
してＡノＮを用いることから、高磁束密度を得るために
は鋼中酸可溶性Ａノを厳密に制御する必要がある。本発
明者等はさらに研究した結果、適当量のＣｒを鋼中に含
有させることにより、高磁束密度の得られる酸可溶性Ａ
、！量の範囲が拡がることを見い出した。さらにＣｒ含
有の素材から製造した成品は、同−磁束密度下での鉄損
が４５６れていることを見い出した。
第５図はＣ： ０．０６ ％、Ｓｉ ： ３．３３ ％
、Ｍｎ ：０．３０チ、Ｐ：０．０３５％、酸可溶性Ａ
ｌ： ０．０２９係、Ｎ：（１００９０チ金含む連続＠
造スラブ全１３５０℃に加熱板、熱延によって板厚２．
３關の熱延板とし、１１２０℃Ｘ ２ ｍｉｎ連続焼鈍
し、さらに０．３０ｍｇに冷延し、湿水素雰囲気中で脱
炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯ’ｉ塗布し、１２０
０℃Ｘ２０ｈｒの仕上焼鈍を行なって得られた成品の磁
束密度（Ｂｌｏ）と鉄損（Ｗ１７１５０ ）の関係に及
ぼすＣｒの影響を示す。Ｃｒ量が多くなると同−磁束密
度下での鉄損が良くなることが分る。
、Ｍｎ ：０．３０チ、Ｐ：０．０３５％、酸可溶性Ａ
ｌ： ０．０２９係、Ｎ：（１００９０チ金含む連続＠
造スラブ全１３５０℃に加熱板、熱延によって板厚２．
３關の熱延板とし、１１２０℃Ｘ ２ ｍｉｎ連続焼鈍
し、さらに０．３０ｍｇに冷延し、湿水素雰囲気中で脱
炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯ’ｉ塗布し、１２０
０℃Ｘ２０ｈｒの仕上焼鈍を行なって得られた成品の磁
束密度（Ｂｌｏ）と鉄損（Ｗ１７１５０ ）の関係に及
ぼすＣｒの影響を示す。Ｃｒ量が多くなると同−磁束密
度下での鉄損が良くなることが分る。
Ｃｒ量がさらに多くなっても、特に効果が増加すること
もなく、むしろ脱炭焼鈍時の脱炭速度が遅れるという問
題が生じるので０，２５％を超えるＣｒ添加は不適であ
る。
もなく、むしろ脱炭焼鈍時の脱炭速度が遅れるという問
題が生じるので０，２５％を超えるＣｒ添加は不適であ
る。
以上に述べた範囲の成分を含む溶鋼を連続鋳造によりス
ラブとなし７、熱間圧延によシ熱延板とする。本発明の
一つの目的が連続鋳造スラブを用いる事による利点の適
用にあるので、連続鋳造スラブが限定範囲になる。しか
し、連続鋳造設備金持た左い場合に、分塊法によるスラ
ブを用いても特に問題はカい。
ラブとなし７、熱間圧延によシ熱延板とする。本発明の
一つの目的が連続鋳造スラブを用いる事による利点の適
用にあるので、連続鋳造スラブが限定範囲になる。しか
し、連続鋳造設備金持た左い場合に、分塊法によるスラ
ブを用いても特に問題はカい。
次にスラブ加熱温度について述べる。本発明で限定した
成分範囲の場合、スラブ加熱温度が高いほど磁束密度は
高くなる。しかし第６図に示すように、本発明によれば
高磁束密度を得るためにスラブ加熱温度として従来にお
いては必須とされていた１３００℃を超える高温加熱が
必ずしも必要でたくなる事を見い出した。さらに、画期
的なことに同−磁束密度下の比較ヲした場合に、むしろ
スラブ加熱温度の借いものほど鉄損が大巾に良いことを
見い出した。スラブ加熱温度の高い場合、磁束密度が高
く最高等級のＧ６Ｈ以上が得られ、さらに成品の磁区制
御処理（例えばレーザー照射）を行ガえは鉄損は一段と
向上する。スラブ加熱温度が低い場合、同−磁束密度下
での鉄損が良く最高等級のＧ６Ｈ以上が十分に得られる
ので製造コスト減を目的にしてスラブ加熱時にノロ発生
の無い１２８０℃以下全本発明では採用し、得る。
成分範囲の場合、スラブ加熱温度が高いほど磁束密度は
高くなる。しかし第６図に示すように、本発明によれば
高磁束密度を得るためにスラブ加熱温度として従来にお
いては必須とされていた１３００℃を超える高温加熱が
必ずしも必要でたくなる事を見い出した。さらに、画期
的なことに同−磁束密度下の比較ヲした場合に、むしろ
スラブ加熱温度の借いものほど鉄損が大巾に良いことを
見い出した。スラブ加熱温度の高い場合、磁束密度が高
く最高等級のＧ６Ｈ以上が得られ、さらに成品の磁区制
御処理（例えばレーザー照射）を行ガえは鉄損は一段と
向上する。スラブ加熱温度が低い場合、同−磁束密度下
での鉄損が良く最高等級のＧ６Ｈ以上が十分に得られる
ので製造コスト減を目的にしてスラブ加熱時にノロ発生
の無い１２８０℃以下全本発明では採用し、得る。
第６図はＣ：０．０５０％、Ｓｉ：３．４５％、Ｍｎ：
０２５係、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．０４０チ、酸可
溶性Ａｔ ： ＯＯ２７％、Ｎ：０．００８０％、Ｃｒ
二〇、１８％を含有した連続鋳造スラブを加熱後、熱延
によシ２．５ｍの熱延板とし、１１２０℃×２ｍ１ｎの
連続焼鈍後に冷延により板厚０．３０晒とし、湿水素雰
囲気中で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎの脱炭焼鈍を行ない、
焼鈍分離剤としてＭｇＯｉ塗布し、１２００℃×２０ｈ
ｒの仕上焼鈍１養って得られた成品のｖｊ重密度に及は
すスラブ加熱温度の影響を示す。
０２５係、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．０４０チ、酸可
溶性Ａｔ ： ＯＯ２７％、Ｎ：０．００８０％、Ｃｒ
二〇、１８％を含有した連続鋳造スラブを加熱後、熱延
によシ２．５ｍの熱延板とし、１１２０℃×２ｍ１ｎの
連続焼鈍後に冷延により板厚０．３０晒とし、湿水素雰
囲気中で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎの脱炭焼鈍を行ない、
焼鈍分離剤としてＭｇＯｉ塗布し、１２００℃×２０ｈ
ｒの仕上焼鈍１養って得られた成品のｖｊ重密度に及は
すスラブ加熱温度の影響を示す。
この図から、スラブ加熱温度が高いほど磁束密度が高く
なシ、１３００℃以上で特に高くなるととが分る。しか
し、高磁束密度を得るために従来必須とされていた１３
００℃を超える湯度は必ずしも必要ではなく、よシ低添
加熱でもよいことが分る。他方スラブ加熱温度が高すぎ
ると加熱炉が設備的に耐えられ々〈なシ、１４３０℃が
工業生産上では上限になる。スラブ加熱温度の下限は特
に決める必要はないが、１０５０℃よシ下ると熱延時の
必要動力が大きくなシ、又鋼板形状も悪くなるので、工
業的安定生産のためには１０５０℃以上が望ましい。
なシ、１３００℃以上で特に高くなるととが分る。しか
し、高磁束密度を得るために従来必須とされていた１３
００℃を超える湯度は必ずしも必要ではなく、よシ低添
加熱でもよいことが分る。他方スラブ加熱温度が高すぎ
ると加熱炉が設備的に耐えられ々〈なシ、１４３０℃が
工業生産上では上限になる。スラブ加熱温度の下限は特
に決める必要はないが、１０５０℃よシ下ると熱延時の
必要動力が大きくなシ、又鋼板形状も悪くなるので、工
業的安定生産のためには１０５０℃以上が望ましい。
第７図は第３図に示した同一条件で、スラブ加熱温度の
み全１１５０℃に変更して行なって得られた成品にコロ
イダルシリカを主成分とする張力コーティングを行なっ
た後の磁性を示す。スラブ加熱温度の低い場合の磁性は
高い場合に比べ、同一磁束密度下での鉄損が良い。この
理由は、がならずしも明確では無いが、低温スラブ加熱
による成品の結晶粒界は不規則であり、又直径２闘前後
の微少結晶粒が混在し、ている事が関係していると考え
られる。
み全１１５０℃に変更して行なって得られた成品にコロ
イダルシリカを主成分とする張力コーティングを行なっ
た後の磁性を示す。スラブ加熱温度の低い場合の磁性は
高い場合に比べ、同一磁束密度下での鉄損が良い。この
理由は、がならずしも明確では無いが、低温スラブ加熱
による成品の結晶粒界は不規則であり、又直径２闘前後
の微少結晶粒が混在し、ている事が関係していると考え
られる。
以上のように低温スラブ加熱で最高等恕の鉄損を可能に
した本発明では、次のよう左利点のある熱延方法を容易
に用いイＳる。
した本発明では、次のよう左利点のある熱延方法を容易
に用いイＳる。
最近の連続鋳造技術の進歩によ多連続鋳造の生産性が連
続熱延様の能力に匹敵するほど大きくなったため、連続
応５造機と連続熱延機を直結して材料を流しても、連続
熱延材の材料待ち時間が無くなった。そこで、連続鋳造
後にスラブを冷却することなく、スラブ顕熱を利用して
直接に熱延する方法、あるいはスラブ湿度特に表面温度
が若干下がった場合には伎熱炉に装入するか、ごく簡単
な普通値用の加熱炉で炉時間加熱した後、熱延する方法
である。このよう々熱延方法は省エネルギーを目的に普
通鋼の製造において、盛んに行なわれつつある。しかし
ながら、一方向性電磁鋼板においては高温度、長時間の
スラブ加熱が必要であったため、一方向性電磁鉛板専用
の高温スラブ加熱炉全設置する必要がちシ、連続鋳造と
連Ｍ熱延の直結工程の採用が出来なかった。本発明のよ
うに低温スラブ加熱でも良いということになると、直結
工程の採用が容易になシ、普通鋼なみの効率的な熱延が
可能になる。さらに、鋳造後に冷却しない直結工程にな
ると珪素鋼特有の次のような利点がある。すなわち、Ｓ
ｉを含有するスラブは熱伝導が悪いため、スラブ冷却中
に表層部と中心部との温度差が大きくなり、熱応力が発
生し、スラブ内部割れが生じ、歩留シ侭下になるが、直
結工程のようにスラブ冷却をしない場合にはこのスラブ
内部割れの問題が解消する。
続熱延様の能力に匹敵するほど大きくなったため、連続
応５造機と連続熱延機を直結して材料を流しても、連続
熱延材の材料待ち時間が無くなった。そこで、連続鋳造
後にスラブを冷却することなく、スラブ顕熱を利用して
直接に熱延する方法、あるいはスラブ湿度特に表面温度
が若干下がった場合には伎熱炉に装入するか、ごく簡単
な普通値用の加熱炉で炉時間加熱した後、熱延する方法
である。このよう々熱延方法は省エネルギーを目的に普
通鋼の製造において、盛んに行なわれつつある。しかし
ながら、一方向性電磁鋼板においては高温度、長時間の
スラブ加熱が必要であったため、一方向性電磁鉛板専用
の高温スラブ加熱炉全設置する必要がちシ、連続鋳造と
連Ｍ熱延の直結工程の採用が出来なかった。本発明のよ
うに低温スラブ加熱でも良いということになると、直結
工程の採用が容易になシ、普通鋼なみの効率的な熱延が
可能になる。さらに、鋳造後に冷却しない直結工程にな
ると珪素鋼特有の次のような利点がある。すなわち、Ｓ
ｉを含有するスラブは熱伝導が悪いため、スラブ冷却中
に表層部と中心部との温度差が大きくなり、熱応力が発
生し、スラブ内部割れが生じ、歩留シ侭下になるが、直
結工程のようにスラブ冷却をしない場合にはこのスラブ
内部割れの問題が解消する。
以上のようにして得た熱延板は８５０〜１２００℃の範
囲で短時間の連続焼鈍を行なう。焼鈍温度が８５０℃未
満では高磁束密度が得られず、１２００℃を超えると二
次再結晶が不完全となる。
囲で短時間の連続焼鈍を行なう。焼鈍温度が８５０℃未
満では高磁束密度が得られず、１２００℃を超えると二
次再結晶が不完全となる。
焼鈍時間として３０分を超えると生産能率が極めて悪く
なシ、３０ ｇｅｅ未満では熱処理の効果がほとんど無
くなる。
なシ、３０ ｇｅｅ未満では熱処理の効果がほとんど無
くなる。
熱延板の連続焼鈍後、冷延により最終板厚とする。本発
明では高磁束密度一方向性珪素鋼板を得ることを目的と
しているので冷延圧下率として８０係以上の強圧下が必
要である。次に湿水累算囲気中で脱炭焼鈍を行なう。脱
炭焼鈍は脱炭及び−次男結晶を行なわせると同時に成品
表面の絶縁皮膜の形成に必要な酸化層を生成させる役割
を持っている。脱炭焼鈍後の鋼板狭面には仕上高温焼鈍
時における焼付防止及び成品表面の絶縁皮膜形成のため
に焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤としてはＭｇＯを
主成分としその他目的に応じてＴｌＯ２＃Ａｔ２０．
＃ ＣａＯｒ Ｓ化合物、Ｓ化合物、Ｎ化合物を添加し
たものを用いることが出来る。引続いて仕上高温焼鈍を
行なう。この焼鈍は二次再結晶、純化および成品表面に
ＭｇＯと５ＩＯ２の混合物であるフォルステライトを主
成分とする絶縁皮膜を形成させることを目的としておシ
、通常１１００℃以上で５ ｈｒ以上水素又は水素を含
んだ混合雰囲気中で行なう。本発明において採用する前
記の仕上高温焼鈍条件として、二次再結晶の行なわｎる
温度範囲を徐加熱することが高い磁束密度を安定して得
るため（Ｃ％に効果的である。この二次再結晶温度範囲
を徐加熱する操作の冶金的考え方は、従来力・ら知られ
ているように（１１０）（００１）方位からの傾きの小
さい二次再結晶粒はど低い温度で発生するという事実か
ら、徐加熱で行なうことによって、低い温度で発生した
（１１０）＜００１）方位に近い二次再結晶粒の成品に
占める体積割合を増やし磁束密度を高めようとするもの
でちる＠Ｓ含有量の少ない本発明の場合、すなわち微ａ
ＭｎＳによる結晶粒成長に対する抑制機能の小さい場
合には、低い温度範囲での粒成長が比較的大きいので、
徐加熱することによ！Ｄ （１１０）＜００１）方位に
近い低温度で発生した二次再結晶粒の成品に占める体積
割合を増やし、磁束密度を高めることが特に効果的に行
なえる。
明では高磁束密度一方向性珪素鋼板を得ることを目的と
しているので冷延圧下率として８０係以上の強圧下が必
要である。次に湿水累算囲気中で脱炭焼鈍を行なう。脱
炭焼鈍は脱炭及び−次男結晶を行なわせると同時に成品
表面の絶縁皮膜の形成に必要な酸化層を生成させる役割
を持っている。脱炭焼鈍後の鋼板狭面には仕上高温焼鈍
時における焼付防止及び成品表面の絶縁皮膜形成のため
に焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤としてはＭｇＯを
主成分としその他目的に応じてＴｌＯ２＃Ａｔ２０．
＃ ＣａＯｒ Ｓ化合物、Ｓ化合物、Ｎ化合物を添加し
たものを用いることが出来る。引続いて仕上高温焼鈍を
行なう。この焼鈍は二次再結晶、純化および成品表面に
ＭｇＯと５ＩＯ２の混合物であるフォルステライトを主
成分とする絶縁皮膜を形成させることを目的としておシ
、通常１１００℃以上で５ ｈｒ以上水素又は水素を含
んだ混合雰囲気中で行なう。本発明において採用する前
記の仕上高温焼鈍条件として、二次再結晶の行なわｎる
温度範囲を徐加熱することが高い磁束密度を安定して得
るため（Ｃ％に効果的である。この二次再結晶温度範囲
を徐加熱する操作の冶金的考え方は、従来力・ら知られ
ているように（１１０）（００１）方位からの傾きの小
さい二次再結晶粒はど低い温度で発生するという事実か
ら、徐加熱で行なうことによって、低い温度で発生した
（１１０）＜００１）方位に近い二次再結晶粒の成品に
占める体積割合を増やし磁束密度を高めようとするもの
でちる＠Ｓ含有量の少ない本発明の場合、すなわち微ａ
ＭｎＳによる結晶粒成長に対する抑制機能の小さい場
合には、低い温度範囲での粒成長が比較的大きいので、
徐加熱することによ！Ｄ （１１０）＜００１）方位に
近い低温度で発生した二次再結晶粒の成品に占める体積
割合を増やし、磁束密度を高めることが特に効果的に行
なえる。
第８図はＣ： ０．０６０％ 、 Ｓｉ ： ３．４２
％、 Ｍｎ ：０．２５係、 Ｓ ： ０．００２ｆ）
、 Ｐ ： ０．０４０係、酸可溶性ｈｔ：０．０３２
％、 Ｎ ： ０．００９％、ｃｒ：ｏ、ｔ５％を含む
連続鋳造スラブを１４１０℃に加熱後、熱延ににって板
厚２．３ｍｍの熱延板とし、１１５０℃×２ｒｎｌｎの
連続焼鈍後に冷延によシ０．３０閣とし、湿水素雰囲気
中で８５０℃Ｘ ２ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分
離剤としてＭｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ ２０ ｈｒ
の仕上高温焼鈍を行なって得られた成品の磁束密度（Ｂ
ｌｏ）と仕上高温焼鈍時の７００〜１１００℃の温度範
囲における加熱速度の関係を示す図である。この図より
加熱速度が遅いほど磁束密度が高くなり、特に１５ ｕ
／ｈｒ以下で顕著に高くなることがわかる。加熱速度が
１５℃／ｈｒ以下の □範囲内では、磁束密度は大き
く変らない。この７００〜１１００℃範囲の徐加熱を行
ない二次再結晶が完了した後は、鋼中のＮ、Ｓを出来る
だけ少なくするため１２００℃前後の高温で純Ｈ２中に
おいて純化焼鈍を行なうのが一般的である。
％、 Ｍｎ ：０．２５係、 Ｓ ： ０．００２ｆ）
、 Ｐ ： ０．０４０係、酸可溶性ｈｔ：０．０３２
％、 Ｎ ： ０．００９％、ｃｒ：ｏ、ｔ５％を含む
連続鋳造スラブを１４１０℃に加熱後、熱延ににって板
厚２．３ｍｍの熱延板とし、１１５０℃×２ｒｎｌｎの
連続焼鈍後に冷延によシ０．３０閣とし、湿水素雰囲気
中で８５０℃Ｘ ２ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分
離剤としてＭｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ ２０ ｈｒ
の仕上高温焼鈍を行なって得られた成品の磁束密度（Ｂ
ｌｏ）と仕上高温焼鈍時の７００〜１１００℃の温度範
囲における加熱速度の関係を示す図である。この図より
加熱速度が遅いほど磁束密度が高くなり、特に１５ ｕ
／ｈｒ以下で顕著に高くなることがわかる。加熱速度が
１５℃／ｈｒ以下の □範囲内では、磁束密度は大き
く変らない。この７００〜１１００℃範囲の徐加熱を行
ない二次再結晶が完了した後は、鋼中のＮ、Ｓを出来る
だけ少なくするため１２００℃前後の高温で純Ｈ２中に
おいて純化焼鈍を行なうのが一般的である。
以上、詳述したように、本発明は安価に製造出来、かつ
成品長手方向の成分均一による磁性均一という工業的安
定生産が可能でおる連続鋳造スラブを出発素材とするに
際し、熱延時のスラブ加熱温度が高い場合には線状二次
再結晶不良の発生を防止、（特に高ｓｉ材で一層顕著に
なるが）して高磁束密度成品でかつ高級鉄損を可能にし
た。又熱延時のスラブ加熱温度が低い場合には高８１材
でも二次再結晶不良を発生させず、かつ低温スラブ加熱
温度特有の成品結晶粒の特徴から高級鉄損を可能にした
。そして、従来の一回圧延法の製造において鋼中Ａｔ制
御に極めて困難な制約がありたのを解決し、工業的安定
生産を可能にしたものである。
成品長手方向の成分均一による磁性均一という工業的安
定生産が可能でおる連続鋳造スラブを出発素材とするに
際し、熱延時のスラブ加熱温度が高い場合には線状二次
再結晶不良の発生を防止、（特に高ｓｉ材で一層顕著に
なるが）して高磁束密度成品でかつ高級鉄損を可能にし
た。又熱延時のスラブ加熱温度が低い場合には高８１材
でも二次再結晶不良を発生させず、かつ低温スラブ加熱
温度特有の成品結晶粒の特徴から高級鉄損を可能にした
。そして、従来の一回圧延法の製造において鋼中Ａｔ制
御に極めて困難な制約がありたのを解決し、工業的安定
生産を可能にしたものである。
実施例Ｉ
Ｃ： ０．０６０％ 、 Ｓｔ ： ３．３８％、 Ｍ
ｎ ０．２０ｔ１６． Ｐ：０．０４０チ、Ｓ ： ０
．００５チ、酸可溶性Ａｔ：０．０３３％ 、 Ｎ、：
０．００８５％、Ｃｒ二０．１６％を含有する溶鋼を
連続鋳造によりスラブとなし、１４００℃の温度で加熱
後、熱延によシ２，３欄の熱延板を作った。
ｎ ０．２０ｔ１６． Ｐ：０．０４０チ、Ｓ ： ０
．００５チ、酸可溶性Ａｔ：０．０３３％ 、 Ｎ、：
０．００８５％、Ｃｒ二０．１６％を含有する溶鋼を
連続鋳造によりスラブとなし、１４００℃の温度で加熱
後、熱延によシ２，３欄の熱延板を作った。
熱延板を１１２０℃Ｘ ２ ｍｌＨ焼鈍後、０．３０＋
＋ａｎの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で８５０
℃Ｘ ２ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行なった。さらにＭｇＯを
塗布後、１２００℃Ｘ ２０ ｈｒの仕上高温焼鈍を行
なりた。この仕上高温焼鈍の７００〜１１００℃の範囲
の加熱速度は１０℃／ｈ ｒで行なった。さらに無水ク
ロム酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付けた。成品
の圧延方向の磁性はＢ、。＝ １．９３ Ｔｅａム。
＋ａｎの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で８５０
℃Ｘ ２ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行なった。さらにＭｇＯを
塗布後、１２００℃Ｘ ２０ ｈｒの仕上高温焼鈍を行
なりた。この仕上高温焼鈍の７００〜１１００℃の範囲
の加熱速度は１０℃／ｈ ｒで行なった。さらに無水ク
ロム酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付けた。成品
の圧延方向の磁性はＢ、。＝ １．９３ Ｔｅａム。
Ｗｌ、１５ｏ＝ ０．９９ ｗＡ９であった。この成品
表面にＣ方向に点状のレーザ照射を行なった結果、Ｂ、
。
表面にＣ方向に点状のレーザ照射を行なった結果、Ｂ、
。
＝１．９３ Ｔｅ５ｔａ 、 Ｗｌ、１５ｏ＝ ０．８
８ Ｗ／に９と極めて優れた磁性を得た。
８ Ｗ／に９と極めて優れた磁性を得た。
実施例２
Ｃ：０．０５３％、Ｓｔ ：３．３５％、 Ｍｎ ：
０．２５％ 。
０．２５％ 。
Ｐ：０．０３５％、Ｓ：０．００３チ、酸可溶性ｋｔ：
０．０２９ ％ 、Ｎ：０．００８０９６．Ｃｒ
：０．１５％を含有する連続鋳造スラブを１１５０℃の
温度に加熱した後、熱延して２．３ａｍの熱延板を作っ
た。熱延板を１０８０℃Ｘ ２ ｍｉｎ焼鈍後、０．３
０調の最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で８５０℃
Ｘ ２ ｍ１ｎＱ脱炭焼鈍を行なった。さらにＭｇＯを
塗布後、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行なっ
た。この仕上高温焼鈍の７００〜１１００℃の範囲の加
熱速度は２０℃／ｈ ｒで行なりた。さらに無水クロム
酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付けた。この成品
の圧延方向の磁性はＢ、。＝１、９１ Ｔｅ５ｔａ ｐ
Ｗｌ ７７５ｏ” ０．９７ Ｗ／に９であった。
０．０２９ ％ 、Ｎ：０．００８０９６．Ｃｒ
：０．１５％を含有する連続鋳造スラブを１１５０℃の
温度に加熱した後、熱延して２．３ａｍの熱延板を作っ
た。熱延板を１０８０℃Ｘ ２ ｍｉｎ焼鈍後、０．３
０調の最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で８５０℃
Ｘ ２ ｍ１ｎＱ脱炭焼鈍を行なった。さらにＭｇＯを
塗布後、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行なっ
た。この仕上高温焼鈍の７００〜１１００℃の範囲の加
熱速度は２０℃／ｈ ｒで行なりた。さらに無水クロム
酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付けた。この成品
の圧延方向の磁性はＢ、。＝１、９１ Ｔｅ５ｔａ ｐ
Ｗｌ ７７５ｏ” ０．９７ Ｗ／に９であった。
熱延時のスラブ加熱温度の低い場合、磁束密度の割に鉄
損が優れていることが分る。
損が優れていることが分る。
実施例３
Ｃ： ０．０５３％ 、 Ｓｉ ： ３．４５％、 Ｍ
ｎ ： ０．２３％ 。
ｎ ： ０．２３％ 。
Ｐ：０．０３７チ、Ｓ ： ０．００３チ、酸可溶性Ａ
ｔ：０．０２７％ 、Ｎ ： ０．００９０％、 Ｃｒ
： ０．２０％を含有する溶鋼を２５０Ｗ厚の鋳型で
連続鋳造により鋳造した。溶鋼の凝固後に冷却すること
なく速かに台車式の保熱炉に装入し、平均スラブ温度が
約１１３０℃になった時点で熱延し、２．３ｍｍの熱延
板を作った。この熱延板を１０８０℃Ｘ ２ｍ１ｎ焼鈍
後、０．３０ｍａの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気
中で８５０℃Ｘ ２ ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行なった。さ
らにＭｇＯを塗布後、１２００℃Ｘ ２０ｈｒの仕上高
温焼鈍を行なった。この仕上高温焼鈍の７００−１１０
０℃の範囲の加熱速度は１０℃／ｈ ｒで行なった。さ
らに無水クロム酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付
けた。この成品の圧延方向の磁性はＢ１ｏ＝１、９０
Ｔｅａｌａ 、 Ｗ２，７５ｏ＝ １．０１ ｖｒ／ｋ
ｇであった。
ｔ：０．０２７％ 、Ｎ ： ０．００９０％、 Ｃｒ
： ０．２０％を含有する溶鋼を２５０Ｗ厚の鋳型で
連続鋳造により鋳造した。溶鋼の凝固後に冷却すること
なく速かに台車式の保熱炉に装入し、平均スラブ温度が
約１１３０℃になった時点で熱延し、２．３ｍｍの熱延
板を作った。この熱延板を１０８０℃Ｘ ２ｍ１ｎ焼鈍
後、０．３０ｍａの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気
中で８５０℃Ｘ ２ ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行なった。さ
らにＭｇＯを塗布後、１２００℃Ｘ ２０ｈｒの仕上高
温焼鈍を行なった。この仕上高温焼鈍の７００−１１０
０℃の範囲の加熱速度は１０℃／ｈ ｒで行なった。さ
らに無水クロム酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付
けた。この成品の圧延方向の磁性はＢ１ｏ＝１、９０
Ｔｅａｌａ 、 Ｗ２，７５ｏ＝ １．０１ ｖｒ／ｋ
ｇであった。
二次再結晶不良の発生は皆無であった。
実施例４
Ｃ：０．０５３ｑ６．Ｓｉ ：３．４５％、Ｍｎ：０．
２３％。
２３％。
Ｐ：０．０３７チ、 Ｓｌ： ０．００３％、酸可溶性
Ａｔ：０．０２７％、Ｎ＋： ０．００９０％、 Ｃｒ
： ０．２０％を含有する溶鋼を２５０Ｗ厚の鋳型で
連続鋳造によシ鋳造した。溶鋼の凝固後に冷却を出来る
だけ少なくする配慮として、連続鋳造機内の保温及び冷
えやすいスラブ端面の短時間ガス加熱を行なった。速か
に熱延機入口にスラブを移動し、スラブ断面中心が約１
２００℃、そして表層部が約１０５０℃の時点で熱延を
開始し、板厚２．３澗の熱延板とした。
Ａｔ：０．０２７％、Ｎ＋： ０．００９０％、 Ｃｒ
： ０．２０％を含有する溶鋼を２５０Ｗ厚の鋳型で
連続鋳造によシ鋳造した。溶鋼の凝固後に冷却を出来る
だけ少なくする配慮として、連続鋳造機内の保温及び冷
えやすいスラブ端面の短時間ガス加熱を行なった。速か
に熱延機入口にスラブを移動し、スラブ断面中心が約１
２００℃、そして表層部が約１０５０℃の時点で熱延を
開始し、板厚２．３澗の熱延板とした。
この熱延板を１０８０℃Ｘ ２ ｍｌｌ焼鈍後、０．３
０ｍの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で８５０℃
Ｘ ２ ｍｉｄの脱炭焼鈍を行なった。さらにＭｇＯを
塗布後、１２００℃Ｘ ２０ ｈｒの仕上高温焼鈍を行
なった。この成品の圧延方向の磁性はＢ、。＝ １．９
０Ｔｅｓｔａ Ｊ Ｗ１７１５０ ＝ ｉ、 ｏ ３ｗ
／ｋｇでｈつだ。
０ｍの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で８５０℃
Ｘ ２ ｍｉｄの脱炭焼鈍を行なった。さらにＭｇＯを
塗布後、１２００℃Ｘ ２０ ｈｒの仕上高温焼鈍を行
なった。この成品の圧延方向の磁性はＢ、。＝ １．９
０Ｔｅｓｔａ Ｊ Ｗ１７１５０ ＝ ｉ、 ｏ ３ｗ
／ｋｇでｈつだ。
第１図はＣ：０．０５８％、８１ ： ３．３５％、Ｍ
ｎ： ０．２３チ、Ｐ ： ０．０３６％、酸可溶性Ａ
ｔ： ０．０３３％、Ｎ：０．００８５係、Ｃｒ ：
０．１３％を含み、さらにＳが０．００２〜０．０３３
チである連続鋳造スラブを１４１０℃に加熱後、熱延に
よ１）２．３Ｍ＠の熱延板とし、１１５０℃Ｘ２ｍ１ｎ
の連続焼鈍後に冷延によ′り０．３０ｍ＋ａとし、湿水
素中で８５０′ｃＸ２ｍｉｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍
分離剤としてＭｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの
仕上高温焼鈍を行なって得られた成品の線状二次再結晶
不良の発生率を示す図、第２図はＣ：０．０５０％、Ｓ
ｌ：３．４５チ、Ｍｎ ： ０．２５％、Ｐ：０．０４
０％、酸可溶性ｋＡ：０．０２７％、Ｎ：０．００８０
％、Ｃｒ：０．１８％を含み、さらにＳが０．００２〜
０．０３５係を含有した厚さ４０■の小試片を１２００
℃に加熱し、スラブ抽出後、大気放冷で１ｏｏｏ℃とし
、１０００℃の炉中に３０ ｓｅｃ保持し、その後３パ
スの熱延で２．３１にし、１１２６℃Ｘ２ｍ１ｎ連続焼
鈍し、さらに０．３０ｗ＋＋に冷延し、湿水素雰囲気中
で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎ脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤とし
てＭｇＯを塗布後に１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼
鈍を行にった成品の二次再結晶不良発生率を示す図、第
３図はＣ：０．０６０％、Ｓｉ：３．３３％、Ｓ：０．
００４％、酸可溶性Ｍ：０．０３２％、Ｎ：０．００９
０％、Ｃｒ’ ： ０．１５％を含む連続鋳造スラブを
１３５０℃に加熱後、熱延によって板厚２．３簡の熱延
板とし、１１５０ＣＸ２ｍｉｎの連続焼鈍後に冷延によ
ｐ ０．３０ ｔｍａとし、湿水素雰囲気中で８５０℃
Ｘ ２ ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤として
ＭｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍
を行なって得られた成品の磁束密度（Ｂ１ｏ’）に及ぼ
すスラブ中のＭｎ 、 Ｐ含有景を示す図、第４図はＣ
：０．０４５％、８１ ： ３．３５％、Ｓ：０．００
２％、酸可溶性Ａｔ：０．０２８％、Ｎ：０．００７５
％、Ｃｒ ： ０．１８チを含む厚４０間の小試片を１
１．５０’ＣＫ加熱し、スラブ抽出後Ｋ ３ ／４スの
熱延で２．３閣厚の熱延板とし、１１２０℃Ｘ２ｍ１ｎ
連続焼鈍し、さらに０．３０閣に冷延し、湿水素雰囲気
中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗布後に１
２００’ＣＸ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行なった成品の
磁束密度（Ｂｌｏ）に及ぼすＭｎ、Ｐの影響を示す図、
第５図はＣ： ０．０６係、Ｓｉ：３．３３％、Ｍｎ
： ０．３０％、Ｐ：０．０３５％、酸可溶性Ａｔ：Ｏ
，９２９％、Ｎ：０．００９０％を含む連続鋳造スラブ
を１３５０℃に加熱後、熱延によって板厚２．３簡の熱
延板とし、１１２０℃Ｘ２ｍ１ｎ連続焼鈍し、さらに０
．３０ ｍに冷延し、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼
鈍分離剤としてＭｇＯを塗布し、１０００℃×２０ｈｒ
の仕上焼鈍を行なって得られた成品の磁束密度（Ｂｌｏ
）と鉄損（Ｗ１７１５０）の関係に及ぼすＣｒの影響を
示す図、第６図はＣ：０．０５０％、Ｓｉ：３．４５チ
、Ｍｎ ： ０．２５ ％、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０
．０４０％、酸可溶性Ａｔ：０．０２７％、Ｎ：０．０
０８０％、Ｃｒ ： ０．１８％を含有した連続鋳造ス
ラブを加熱後、熱延によ、！７２．５ ｗｎＯ熱延板と
し、１１２０℃Ｘ２ｍ１ｎの連続焼鈍後に冷延により板
厚０．３０ｍｍとし、湿水素雰囲気中で８５０℃Ｘ ２
ｍ１ｄＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭｇＯ
を塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上焼鈍を行なって
得られた成品の磁束密度に及ぼすスラブ加熱温度の影響
を示す図、第７図は第３図に示した同一条件で、スラブ
加熱温度のみを１１５０℃に変更して行なって得られた
成品にコロイダルシリカを主成分とする張力コーティン
グを行なった後の磁性を示す図、第８図はＣ： ０．０
６０％、ｓｌ：３．４２ ％ＸＭｎ ： ０．２５％、
Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．０４０％、酸可溶性ｈｔ：
ｏ、０３２％、Ｎ：０．００９０％、Ｃｒ ： ０．１
５チを含む連続鋳造スラブを１４１０℃に加熱後、熱延
によって板厚２．３腸の熱延板とし、１１５０ ℃Ｘ２
ｍ１ｎの連続焼鈍後に冷延によ、ｊ：ｌ ０．３０ ｔ
ｒａｎとし、湿水素雰囲気中で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎ
の脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗布し
、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行々って得ら
れた成品の磁束密度（Ｂｌｏ）と仕上高温焼鈍時の７ｏ
ｏ〜１１ｏｏ℃の温度範囲における加熱速度の関係を示
す図である。 ＄／図 Ｓ倉＊蓋（’／＝） 第２図 Ｓ倉有量 ６％） 第３図 Ｍｎ （７，） 第４図 第５図 球求’２ｇ Ｂｒ６ （Ｔｅ５ｌａ ）第６図 スラフパ力０熱湿度（ｒ） 第７図 第８図 ５ １０ １５ ２θ ２５カロ犬鵞
速席 （か／Ａｔ−） 手続補正書 （自発） 昭和５８年６月２０日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 ■、 事件の表示 昭和５８年特許願第０６２６８８号 ２、 発明の名称 連続鋳造法を適用した鉄損の優れた一方向性珪素鋼板の
製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 （１）明細書７頁２行「が変るため」を「が変ることに
より」に補正する。 （２）同２４頁下から３行「大きく変らない。」を「大
きく変らないが、磁束密度のノくラツキは加熱速度が小
さいほど少なくなる。しかしながら経済的効率を考える
と７℃／ｈ ｒ程度が下限となる。」に補正する。
ｎ： ０．２３チ、Ｐ ： ０．０３６％、酸可溶性Ａ
ｔ： ０．０３３％、Ｎ：０．００８５係、Ｃｒ ：
０．１３％を含み、さらにＳが０．００２〜０．０３３
チである連続鋳造スラブを１４１０℃に加熱後、熱延に
よ１）２．３Ｍ＠の熱延板とし、１１５０℃Ｘ２ｍ１ｎ
の連続焼鈍後に冷延によ′り０．３０ｍ＋ａとし、湿水
素中で８５０′ｃＸ２ｍｉｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍
分離剤としてＭｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの
仕上高温焼鈍を行なって得られた成品の線状二次再結晶
不良の発生率を示す図、第２図はＣ：０．０５０％、Ｓ
ｌ：３．４５チ、Ｍｎ ： ０．２５％、Ｐ：０．０４
０％、酸可溶性ｋＡ：０．０２７％、Ｎ：０．００８０
％、Ｃｒ：０．１８％を含み、さらにＳが０．００２〜
０．０３５係を含有した厚さ４０■の小試片を１２００
℃に加熱し、スラブ抽出後、大気放冷で１ｏｏｏ℃とし
、１０００℃の炉中に３０ ｓｅｃ保持し、その後３パ
スの熱延で２．３１にし、１１２６℃Ｘ２ｍ１ｎ連続焼
鈍し、さらに０．３０ｗ＋＋に冷延し、湿水素雰囲気中
で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎ脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤とし
てＭｇＯを塗布後に１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼
鈍を行にった成品の二次再結晶不良発生率を示す図、第
３図はＣ：０．０６０％、Ｓｉ：３．３３％、Ｓ：０．
００４％、酸可溶性Ｍ：０．０３２％、Ｎ：０．００９
０％、Ｃｒ’ ： ０．１５％を含む連続鋳造スラブを
１３５０℃に加熱後、熱延によって板厚２．３簡の熱延
板とし、１１５０ＣＸ２ｍｉｎの連続焼鈍後に冷延によ
ｐ ０．３０ ｔｍａとし、湿水素雰囲気中で８５０℃
Ｘ ２ ｍ１ｎＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤として
ＭｇＯを塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍
を行なって得られた成品の磁束密度（Ｂ１ｏ’）に及ぼ
すスラブ中のＭｎ 、 Ｐ含有景を示す図、第４図はＣ
：０．０４５％、８１ ： ３．３５％、Ｓ：０．００
２％、酸可溶性Ａｔ：０．０２８％、Ｎ：０．００７５
％、Ｃｒ ： ０．１８チを含む厚４０間の小試片を１
１．５０’ＣＫ加熱し、スラブ抽出後Ｋ ３ ／４スの
熱延で２．３閣厚の熱延板とし、１１２０℃Ｘ２ｍ１ｎ
連続焼鈍し、さらに０．３０閣に冷延し、湿水素雰囲気
中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗布後に１
２００’ＣＸ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行なった成品の
磁束密度（Ｂｌｏ）に及ぼすＭｎ、Ｐの影響を示す図、
第５図はＣ： ０．０６係、Ｓｉ：３．３３％、Ｍｎ
： ０．３０％、Ｐ：０．０３５％、酸可溶性Ａｔ：Ｏ
，９２９％、Ｎ：０．００９０％を含む連続鋳造スラブ
を１３５０℃に加熱後、熱延によって板厚２．３簡の熱
延板とし、１１２０℃Ｘ２ｍ１ｎ連続焼鈍し、さらに０
．３０ ｍに冷延し、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼
鈍分離剤としてＭｇＯを塗布し、１０００℃×２０ｈｒ
の仕上焼鈍を行なって得られた成品の磁束密度（Ｂｌｏ
）と鉄損（Ｗ１７１５０）の関係に及ぼすＣｒの影響を
示す図、第６図はＣ：０．０５０％、Ｓｉ：３．４５チ
、Ｍｎ ： ０．２５ ％、Ｓ：０．００２％、Ｐ：０
．０４０％、酸可溶性Ａｔ：０．０２７％、Ｎ：０．０
０８０％、Ｃｒ ： ０．１８％を含有した連続鋳造ス
ラブを加熱後、熱延によ、！７２．５ ｗｎＯ熱延板と
し、１１２０℃Ｘ２ｍ１ｎの連続焼鈍後に冷延により板
厚０．３０ｍｍとし、湿水素雰囲気中で８５０℃Ｘ ２
ｍ１ｄＯ脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭｇＯ
を塗布し、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上焼鈍を行なって
得られた成品の磁束密度に及ぼすスラブ加熱温度の影響
を示す図、第７図は第３図に示した同一条件で、スラブ
加熱温度のみを１１５０℃に変更して行なって得られた
成品にコロイダルシリカを主成分とする張力コーティン
グを行なった後の磁性を示す図、第８図はＣ： ０．０
６０％、ｓｌ：３．４２ ％ＸＭｎ ： ０．２５％、
Ｓ：０．００２％、Ｐ：０．０４０％、酸可溶性ｈｔ：
ｏ、０３２％、Ｎ：０．００９０％、Ｃｒ ： ０．１
５チを含む連続鋳造スラブを１４１０℃に加熱後、熱延
によって板厚２．３腸の熱延板とし、１１５０ ℃Ｘ２
ｍ１ｎの連続焼鈍後に冷延によ、ｊ：ｌ ０．３０ ｔ
ｒａｎとし、湿水素雰囲気中で８５０℃Ｘ ２ ｍｉｎ
の脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗布し
、１２００℃Ｘ２０ｈｒの仕上高温焼鈍を行々って得ら
れた成品の磁束密度（Ｂｌｏ）と仕上高温焼鈍時の７ｏ
ｏ〜１１ｏｏ℃の温度範囲における加熱速度の関係を示
す図である。 ＄／図 Ｓ倉＊蓋（’／＝） 第２図 Ｓ倉有量 ６％） 第３図 Ｍｎ （７，） 第４図 第５図 球求’２ｇ Ｂｒ６ （Ｔｅ５ｌａ ）第６図 スラフパ力０熱湿度（ｒ） 第７図 第８図 ５ １０ １５ ２θ ２５カロ犬鵞
速席 （か／Ａｔ−） 手続補正書 （自発） 昭和５８年６月２０日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 ■、 事件の表示 昭和５８年特許願第０６２６８８号 ２、 発明の名称 連続鋳造法を適用した鉄損の優れた一方向性珪素鋼板の
製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 （１）明細書７頁２行「が変るため」を「が変ることに
より」に補正する。 （２）同２４頁下から３行「大きく変らない。」を「大
きく変らないが、磁束密度のノくラツキは加熱速度が小
さいほど少なくなる。しかしながら経済的効率を考える
と７℃／ｈ ｒ程度が下限となる。」に補正する。
Claims (5)
- （１） Ｃ二 ０．０ ２ ５−７０．０ ７ ５
％、Ｓｉ ： ３．０ 〜４．５チ、酸可溶
性Ａｔ：０．０１０〜０．０６０受、Ｎ：０．００３０
〜 Ｏ，０１３０％ 、 Ｓ 二 ０．００’７
チ 以下、Ｍｎ ： ０．０８〜０．４５％、ｐ：
０．０１５〜０、０４．５％、Ｃｒ ： ０．０７〜０
．２５％、残部Ｆｅおよび不可避不純物よシ成る一方向
性珪素銅板用連続鋳造スラブを熱間圧延によシ熱延板と
なし、次いで該熱延板を８５０〜１２００℃の範囲で短
時間連続焼鈍後、圧下率８０チ以上の強圧下冷間圧延に
よシ最終板厚となし、得られた冷延板を湿水素雰囲気中
で連続脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を塗布して仕上高
温焼鈍を行なうことを特徴とする鉄損の優れた一方向性
珪素鋼板の製造法。 - （２）仕上高温焼鈍に際しての加熱時に７００〜１１０
０℃の範囲を１５℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱外淵す
ることを特徴とする特許請求の範囲部１項記載の方法。 - （３）一方向性珪累州１板用連続銑造スラブを１２８０
℃を超えない温度に加熱した後、熱間圧延によシ熱延板
とする特許請求の範囲第１項記載の方法。 - （４） 一方向性珪素銅板用連続鋳造スラブを１２８
０℃以上の温度に加熱した後、熱間圧延によシ熱延板と
する特許請求の範囲第１項配りの方法０ - （５）連続鋳造スラブを冷却することなく、スラブ顕熱
を利用して連続鋳造彼に直接熱間圧延すること全特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (8)
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|---|---|---|---|
| JP58062688A JPS59190325A (ja) | 1983-04-09 | 1983-04-09 | 連続鋳造法を適用した鉄損の優れた一方向性珪素鋼板の製造法 |
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Applications Claiming Priority (1)
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Also Published As
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| JPS631371B2 (ja) | 1988-01-12 |
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