JPH02243721A - 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野］ 本発明は、一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
る。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板は、軟磁性＋Ａ料として主にトランス
その他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性
として、励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない
。

磁気特性の優れた電磁鋼板を得るには、磁化容易軸であ
る＜００１＞軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要で
ある。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜
等が、磁気特性に大きく影害する。

電磁鋼板の方向性は、ＡＩＮ　、　ＭｎＳをインヒビタ
ーとして機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによ
って大きく向上し、現在、磁束密度が理論値の９６％程
度のものまで製造されるようになって来ている。

一方、近年、エネルギー価格の高騰を反映してｌ・ラン
スメーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、
低鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。

低鉄ｔｎ　（ｄ性材料として、アモルファス合金や６．
５％３１合金といった高Ｓｌ材の開発も進められている
が、Ｉ−ランス用の材料としては、価格、加工性等の点
で難点がある。

他方、電磁鋼板の鉄損には、Ｓｉ含有量の他に板厚が大
きく影害し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると
、鉄損が低下することが知られている。

本発明者等は、先に、特開昭５８−２１７６３０号公報
において、酸可溶性Ａｆｆ、Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により、薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造す
る方法を開示した。この方法により、鉄損の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚０．２２５ｍ
／ｍ迄の薄手材が、安価に工業生産できるようになり、
これを用いたトランスの低鉄損化を通して、時代の課題
である省エネ化に貢献できた。

しかるに、その後、省エネ化に対する時代の要請は、−
段と強まり、トランス用素材である−・方向性電磁鋼板
の一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚
０．２２５ｍ／ｍ祠より更に鉄損の低い、板厚０．１７
５ｍ／ｍ以下の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価
で、且つ、安定した製造方法の確立が緊象、の課題にな
ってきた。

〔発明が解決しようとする課題〕

特開昭５８−２］、７６３０−号公報に開示した方法に
より０．１７５ｍ／ｍ、０．１５０ｍ／ｍ材の製造は可
能であるが、板厚が、０．１７５ｍ／ｍ以下の場合、−
ト記公報の第８表および第１１表に示すごとく、−次再
結晶が完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が低く
、製品磁気特性のレベル及び安定性の点で問題がある事
が判明した。

本発明は、酸可溶性Ａ４．Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼ス
ラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延
法により、板厚０．１２〜０．１７ｍ／ｍに冷延された
製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
を安定して製造する方法を目指すものである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明の特徴とするところは、酸可溶性１！　。

Ｎ、Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延
板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜
０．１７ｍ／ｍに冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製
造する方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａ
ｌについて、Ｎ　：　０．００５０〜０．０１００％、
酸可溶性ＡＮ　：　、（（２７／１４）×Ｎ（χ）＋０
．００３５｝〜｛（２７／２４）　　×Ｎ（Ｘ）　＋０
．０１００｝％とし、且つ、熱間圧延における仕上圧延
で、圧下率２０％以上の圧延を６バス以上行い、且つ、
冷延圧下率が８５〜９２％となる熱延板の板厚とし、且
つ、熱延板中のＮａ５Ａ　ＩＩ　Ｎ含有量を０．０００
５〜０．００２０％に制御する熱間圧延を行うことによ
り、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れた薄手高
磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造を可能とする。

〔作　用〕

以下に本発明に至った経緯を実験結果に基づいて説明す
る。

（実験Ｉ） Ｃ：　　０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：　０
．０７５％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ
　：　０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａ＃　
：０．０１００〜０．０５００％、残部：実質的にＦｅ
からなる２００ｍ／’ｍ厚の多数のスラブを１４００℃
で４時間加熱し、加熱炉から抽出して、粗圧延を行い、
４０ｍ／ｍ厚のバーとした。その後６バスの等圧下率圧
延で、板厚１．４ｍ／ｍに仕上圧延を行った。仕上圧延
゛前後の温度は、それぞれ１２３０〜１２５０℃及び１
０３０〜１０５０″Ｃであった。又、仕上圧延に要した
時間は２０秒以内であった。

仕上圧延終了後約７０℃／秒で５５０℃迄冷却し、その
後大気中で放冷した。熱延板の含有するＮａ５Ａ　Ｉ　
Ｎは、０．００１０〜０．００１２％であった。熱延板
をＮ２雰囲気中で１１００℃で３０秒間焼鈍し、次いで
１００’Ｃの水に浸漬して、冷却した。焼鈍後の板を酸
洗し、板厚０．１５ｍ／ｍ迄冷延した。次いで、７５％
Ｎ２．２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気中で、８５０℃
で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈ
，，１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇温速度で
１２００℃まで加熱し、次いでＮ２雰囲気中で、１２０
０℃で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し
、張力コーティングを行って製品を得た。製品の磁束密
度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定した。次いで、コーテ
ィングおよびグラス被膜を除去して、マクロ組織を観察
した。スラブのＮ、酸可溶性Ａｌ含有量と、二次再結晶
状況、Ｂ８、Ｗ１５１５０の関係を、各々、第１図、第
２図、第３図に示す。

第１図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ａｌ含有量である。二次再結晶状況を０、Δ、×の符
号で示す。同図における、直線ａｂ　＋　ｂｃ　＋　ｃ
ｄ　＋　ｄａで囲まれる領域で、二次再結晶が完全であ
った。直線ａｂは次式で表わされる。

直線ａｂ；酸可溶性ＡＭχ）＝　（２７／１４）　×Ｎ
（χ）＋０．０１００（χ）すなわち、Ｎ　：　０．０
０５０〜０．０１２０％で、酸可溶性ＡＡ　：０．０１
００〜（（２７／１４）　×Ｎ（χ）＋０．０１００｝
％のときに、二次再結晶が完全であることが明らかにな
った。

第２図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ａｌ含有量である。Ｂ８の値を○、△、×の符号で示
す。同図における、直線ａｂ　、　ｂｅ　、　ｃｄ　。

ｄａで囲まれる領域で、良好なり８が得られた。

直線ａｂ　、　ｃｄは、各々、次式で表わされる。

直線ａｂ：酸可溶性Ａｌχ） ＝　（２７／１４）　　ｘＮ（χ）　　＋０．０１００
（χ）直線Ｃｄ：酸可溶性ＡＩり ＝　（２７／１４）　×Ｎ（χ）　＋０．００３５（χ
）すなわち、Ｎ　：　０．００５０〜０゜０１００％で
、酸可溶性Ａ＃　：　　（（２７／１４）×Ｎ（χ）　
＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）　×Ｎ（χ）　＋
０．０１００｝％のときに、良好なり８が得られること
が明らかになった。

第３図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ａｌ含有量である。Ｗ１５１５０の値を○、Δ、×の
符号で示す。同図における、直線ａｂ　、　ｂｃ　。

ｃｄ　、　ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ１５１５０
が得られた。

直線ａｂ　、　ｃｄは、各々、次式で表わされる。

（ｌＯ） 直線ａｂ：酸可溶性Ａｌ（χ） ＝　（２７／１４）　×Ｎ（χ）　＋０．０１００（χ
）直線ｃｄ；酸可溶性ＡＩ（ｚ） ＝　（２７／１４）　　×Ｎ（χ）　　＋０．００３５
（χ）すなわち、Ｎ　：　０．００５０〜０．０１００
％で、酸可溶性ＡＩ２　：　　（（２７／１４）×Ｎ（
χ）　＋０．００３５１〜（（２７／１４）　　×Ｎ（
Ｘ）−１−０，０１００｝％のときに、良好なＷ１５１
５０が得られることが明らかになった。

第１図、第２図、第３図の結果から、Ｎ　：　０．００
５０〜０．０１００％で、酸可溶性１！　：　（（２７
／１４）×Ｎ（χ）十０．００３５１〜（（２７／１４
）　　ｘＮ（χ＞　　＋０．０１００｝％のときに二次
再結晶が完全で、Ｂ８、Ｗ１５１５０共良好な製品が得
られることが明らかになった。

二次再結晶が完全であるにもかかわらず、Ｗ１５１５０
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。

すなわち、低Ａｌ、高Ｎサイドでは、二次再結晶は安定
であるが、方向性が劣り、良好な鉄損値が得られにくい
傾向を示している。

ここに、（２７／１．４）　×Ｎ（χ）は、鋼に含有す
るＮがすべてΔｆｆＮとなる場合に必要なＡ７！含有量
に相当する。ＡρＮを主インヒビターとして活用する末
法において、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次再
結晶現象が、（２７／１４）　×Ｎ（χ）をヘースとす
る酸可溶性へ〇含有量により強い影響を受けているもの
と理解される。

（実験■） Ｃ：　　０．０８２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：　０
．０７０％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、Ｎ
　：　０．００８５％、酸可溶性Ａｌ：　０．０２４０
％、残部：実質的にＦｅからなる２００ｍ／ｍ厚の多数
のスラブを１４００℃で４時間加熱し、加熱炉から抽出
して、粗圧延を行い、厚み４０　ｍ　／　ｍのバーとし
た。その後、６バスの等圧下率圧延で、０．７５〜３．
０　ｍ　／　ｍの各種板厚に仕上圧延した。仕上圧延に
要した時間は３０秒以内であった。この場合、圧延前、
圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変更し、熱延板のＮ
ａ５Ａ　Ｉ　Ｎの量を０．０００１〜０．００３６％迄
変化させた。ここに八ＩＮは、板全厚の分析値であり、
分析方法は、臭素メタノール法を用いた。（本発明に関
するＡｉの分析はすべて臭素メタノール法による）。こ
れ等の熱延板を実験Ｉと同様な方法で処理し、製品を得
た。

次いで、製品の磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定
した。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
て、マクロ組織を観察した。熱延板のＮａ５Ａ　ｉ、　
Ｎ　、冷延圧下率と二次再結晶状況、Ｂ８、Ｗ１５１５
０の関係を各々、第４図、第５図、第６図に示す。

第４図において、横軸はＮａ５Ａ　Ｉ　Ｎ含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況を○、△、
×の符号で示す。同図における、直線ａｂ　、　ｂｃｃ
ｄ　、　ｄａで囲まれる領域で、二次再結晶が完全であ
った。すなわち、Ｎａ５Ａ　Ｑ　Ｎ　　：　０．０００
１〜０．００２０％、冷延圧下率＝８０〜９２％のとき
に、二次再結晶が完全であることが明らかになった。

第５図において、横軸はＮａ５Ａ　Ｉ２．Ｎ含有量であ
り、縦軸は冷延圧下率である。Ｂ８の値を○、△、×の
符号で示す。同図における、ａｂ　、　ｂｃ　、　ｃｄ
　、　ｄａで囲まれる領域で、良好なり８が得られた。

すなわち、Ｎａ５Ａ　Ｉ　Ｎ　　：　０．０００５〜０
．００２０％、冷延圧下率：８５〜９２％のときに、良
好なり８が得られることが明らかになった。

第６図において、横軸はＮａ５ｌｌｐ、ｔＪ含有量であ
り、縦軸は冷延圧下率である。Ｗ　１５１５０の値を○
、△、×の符号で示す。同図における、ａｂ　、　ｂｅ
　、　ｃｄ　、　ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ１５
１５０が得られた。

ずなわち、Ｎａ５Ａ　Ｉ　Ｎ　　：　０．０００５〜０
．００２０％、冷延圧下率８５〜９２％のときに、良好
なＷ１５１５０が得られることが明らかになった。

第４図、第５図、第６図の結果から、Ｎａ５Ａ　Ｉ　Ｎ
：０．０００５〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜９
２％のとき、−成否結晶が完全で、Ｂ８、Ｗ１５１５０
共良好な製品が得られることが明らかになった。

二次再結晶が完全であるにもかかわらず、Ｗ１５１５０
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。

実験■、実験■の結果から、酸可溶性ＡＩ２．ＮＳｎを
含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴
う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜０．１７ｍ
／ｍに冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方法
において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａｊ２につい
て、Ｎ　：　０．００５０〜０．０１００％、酸可溶性
Ａｅ　：　　（（２７／１４）ｘＮ（Ｚ）＋０．００３
５｝〜｛（２７／１４）　　×Ｎ（χ）　＋ｏ、ｏｔｏ
ｏ｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９２％となる熱
延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ　ｉ、　Ｎ
含有量を０．０００５〜０．００２０％に制御する熱延
を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特性
の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁Ｓ＋板の安定製造
が可能になることが明らかになった。

熱延板中のＮａ５Ａ　Ｉ　Ｎ含有量を０．０００５〜０
．００２０％に制御する熱延を行うことにより、二次再
結晶が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得られる
理由については、必ずしも明確ではない。

冷延板厚０．１７ｍ／ｍ以下の薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を
製造する場合、又は多段冷延法で製造する場合にくらべ
、熱延板焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対
し、より強い影響を及ぼすことが考えられる。一方、熱
延板中のＮａ５Ａ　１２　Ｎ含有量は、熱延板焼鈍にお
ける鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及
ぼすことが考えラレ、熱延板中（ＤＮａｓＡＩＮ含有量
が、ｏ、ｏｏｏｓ〜０．００２０％の場合に、製品特性
に対して最も有利な熱延板焼鈍後の鋼板の性状が得られ
るものであろう。

なお、熱延板中のＮａ５Ａ　４２　Ｎ含有量を０．００
０５〜０．００２０％に制御する方法としては、スラブ
加熱条件、粗圧延条件、仕上圧延条件、仕上圧延後の冷
却条件等があるが、その何れでもよい。

（実験■） Ｃ：　０．０７５％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：　０．
０７０％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｊ２　：０．
０２５５％、Ｎ、　：　０．００８５％、Ｓｎ：０．１
５％、残部：実質的にＦｅからなる２００ｍ／ｍ厚の多
数のスラブを、熱間圧延における粗圧延後のバーの厚み
及び仕上圧延のパス回数と各パスでの圧下率を種々変更
して、１．４　ｍ　／　ｍ厚の熱延板とした。仕上圧延
前後の温度は、それぞれ１２３０〜１２５０℃及び１０
３０〜１０５０℃とし、仕上圧延に要する時間は２０秒
以内であった。上記以外の熱間圧延条件及び、その他の
条件については、実験Ｉと同様の方法で処理し製品を得
、製品の鉄積値を測定した。

熱間圧延における仕上圧延のパス回数及び各パスでの圧
下率と製品の鉄損値の関係を第７図及び第８図に示す。

第７図は、等圧下率圧延の場合である。横軸は圧延パス
回数、縦軸は圧下率である。鉄損値を○、△、×等の符
号で示す。第７図より明らかなように、圧下率が２０％
以上で、圧延パス回数が６回以上の場合に、良好な鉄損
値が得られることが判明した。

第８図は、各パスで圧下率が異なる場合である。

横軸は、圧下率２０％以上の圧延パス回数であり、縦軸
は、鉄損である。

第８図から明らかなように、圧下率２０％以上の圧延パ
ス回数が、６回以上の時、良好な鉄損が得られることが
判明した。

製品板厚が、薄くなる程、高温仕上焼鈍において、板厚
全体に対する界面反応の影響が相対的に大きくなり、理
想的な二次再結晶を発現させ、良好な製品磁気特性を得
るためには、インヒビター集合組織両面に関して、前工
程での厳密な造り込みが必要である。インヒビター、集
合組織のあるべき状態について、定量的に議論すること
は、現在の段階では、なお、難かしい。

上記の如く、熱間圧延の仕上圧延において、圧下率２０
％以上の圧延パス回数を６回以上とする時に、強圧下−
回冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の鉄損
値が良好となるのは、多分、主として集合組織面におい
て有利になったためと考えられる。

実験Ｉ、実験■、実験■で示す材料成分にＣｕ又はｓｂ
の何れか一方又は双方を添加した場合について、実験Ｉ
、実験■、実験■と同様の実験を行い同様の結果を得た
。

（実験■） Ｃ：　　０．０８３％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：　０
．０７６％、Ｓ：０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、Ｎ
　：　０．００８５％、酸可溶性ＡＩｌ：０．０２３５
％、Ｃｕ：無添加および０．０１〜０．２０％、残部：
実質的にＦｅからなる２００ｍ／ｍ厚の多数のスラブに
ついて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法で処理し、
製品を得た。Ｃｕ含有量と鉄損値の関係を第９図に示す
。第９図から明らかな如（、Ｃｕ：０．０３〜０．０８
％の範囲で鉄損特性の向上が認められた。

（実験■） Ｃ：　　０．０８０％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ：　０
．０７５％、Ｓ二０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ
　：　０．００８５％、酸可溶性Ａｌ：ｏ、０２３０％
、Ｓｂ：無添加および０．００１〜０．０５０％、残部
：実質的にＦｅからなる２００ｍ／ｍ厚の多数のスラブ
について、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法で処理し
、製品を得た。ｓｂ含有量と鉄損の関係を第１０図に示
す。第１０図から明らかな如く、３ｂ：　０．００５〜
０．０３５％の範囲で鉄損特性の向上が認められた。

次に、本発明における、スラブの成分及び製造工程の処
理条件の限定理由について述べる。

Ｃは、０．０６０〜０．１２０％が好ましい。０．０６
０％未満、あるいは、０．１２０％を超えると、二次再
結晶が不安定になる。

Ｓｉ　は、２．９〜４．５％が好ましい。２．９未満で
は良好な（低い）鉄損値が得られず、４．５％を超える
と、加工性（冷間圧延のし易さ）が劣化する。

Ｍｎは、０．０５０〜０．０９０％が好ましい。０．０
５０％未満、あるいは、０．０９０％を超えると、二次
再結晶が不安定になる。

Ｓ又はＳｅの何れか一方か又は双方は、０．０２０〜０
．０６０％が好ましい。０．０２０％未満では、二次再
結晶が不安定となり、０．０６０％を超えると鉄損値が
不良になる。

又、ＳとＳｅを複合添加した場合に、特に優れた製品磁
気特性が得られる。

Ｓｎは０．０５〜０．２５％が好ましい。０．０５％未
満では、二次再結晶が不安定となり、０．２５％を超え
ると加工性が劣化する。

スラブ加熱において、硫化物、窒化物を十分に固溶させ
るため高温加熱が必要であり、好ましくは１３００“Ｃ
以上での加熱が望ましい。

熱延板を１０３０〜１２００℃で１０分間以内焼鈍する
ことが好ましい。１０３０℃未満では、良好な製品磁気
特性が得られず、１２００℃を超えると、二次再結晶が
不安定になる。１０分間を超えて焼鈍しても製品磁気特
性の向上は期待できず、経済的に不利である。なお、焼
鈍の途中で、５０〜２５０ｐｐｍ脱炭することは、製品
磁気特性の向上に有効である。焼鈍後急冷することが好
ましい。急冷しないと、良好な製品特性が得られない。

一段冷延法は、二段冷延法より製造コストが著しく安く
、好ましい。冷延後の板厚は０．１２〜０．１７ｍ　／
　ｍが好ましい。０．１２ｍ／ｍ未満では、二次再結晶
が不安定になり易＜、０．１７ｍ／ｍを超えると期待す
る鉄損値が得られない。なお、冷間圧延の途中で、２０
０〜３００℃で１〜５分間保定することは製品磁気特性
の向上に有効である。高温仕上焼鈍の昇温途中少くとも
１０００℃迄、窒素を含む雰囲気を用いることが好まし
い。窒素を含まない場合、二次再結晶が不安定になる。

〔実施例〕

実施例Ｉ Ｃ：　　０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：　０
．０７６％、Ｓ：無添加、０．０１５．　０．０２５％
、Ｓｅ：無添加、０．０１５０．０２５％、Ｓｎ：０．
１３％、Ｎ　：　０．００４５．０．００８５０．０１
１０％、酸可溶性Ａｊｌ！　：　０．０１５０　、０．
０１７００．０２３０　、０．０２６０　、０．０３０
０％、Ｃｕ：無添加、０．０７％、Ｓｂ：無添加、０．
０２０％、残部：実質的にＦｅからなる２００ｍ／ｍ厚
の多数のスラブを１４００℃で４時間加熱し、加熱炉か
ら抽出して、粗圧延を行い、４０ｒｎ／ｍ厚のバーとし
た。その後６バスの等圧下率圧延で０．９２　、１．０
０　、１．３１　、２．４３ｍ／　ｍの各板厚に熱延し
た。仕上圧延に要した時間は３０秒以内であった。この
場合、仕上圧延前、圧延中及び圧延後の冷却条件を種々
変更した。熱延板のＮａ５Ａ　４２　Ｎ含有量は０．０
００２〜０．００３５％であった。

熱延板を１１２０℃で６０秒間焼鈍し、次いで風冷と１
００’Ｃの水への浸漬により冷却した。

焼鈍後の板を酸洗し板厚０．１２ｍ／ｍと０．１７ｍ／
ｍに冷延した。

次いで、７５％Ｎ２．２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気
中で、８５０℃で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次い
で、マグネシャを主成分とする焼鈍骨離削を塗布し、８
５％Ｈ，，１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇温
速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、
１２００℃で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を
除去し、張力コーティングを行って製品を得た。製品の
磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ１５１５０を測定した。次い、で
、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ組
織を観察した。その結果を第１表に示す。第１表から明
らかなように、スラブのＮ、酸可溶性ＡＩ！含有量、熱
延板のＮａ５Ａ　Ｉ　Ｎ含有量及び冷延圧下率が本発明
の条件であるときのみ、二次再結晶が完全で、Ｂ８、Ｗ
１５１５０共優れた製品が得られた。

また、Ｃｕ、Ｓｂの含有量が本発明領域にあるとき、更
に優れた製品磁気特性が得られた。

実施例２ 第２表に示す、Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ４種の成分の２００ｍ／
ｍ厚の多数のスラブを熱間圧延における粗圧延後のバー
の厚み及び仕上圧延のパス回数と各パスでの圧下率を種
々変更して、１．４　ｍ　／　ｍ厚の熱延板とした。上
記以外の熱間圧延条件及びその他の条件については、実
験Ｉと同様の方法で処理し、製品を得、鉄損値を測定し
た。仕上圧延のパス回数、各パスでの圧下率及び製品の
鉄損値を第３表に示す。

第３表から明らかなように、熱間圧延における仕上圧延
で圧下率２０％以上の圧延パス回数が６回以上の場合に
優れた鉄損値が得られた。

第 表 〔発明の効果］ この発明は、以上述べたように構成したから、酸可溶性
Ａｌ　、Ｎ　、Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料
とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚
０．１２〜０．１７ｍ／ｍに冷延された薄手一方向性電
磁鋼板を製造する方法において、−次頁結晶が完全で、
製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
が安定して製造できるようになった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａｊ
２含有量（縦軸）と二次再結晶状況（○、Ｘ等で表示）
の関係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性ＡＡ
含有量（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、Ｘ等で表示
）の関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａ７
！含有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１．５１５０（○、×
等で表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５Ａ　Ｉ　Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（○、×等で表
示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮａ５Ａ　Ｉ　Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、×等
で表示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａ５Ａ　ｊ２Ｎ　　（横軸）及び
冷延圧下率（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０　（○、
Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第７図は、熱間圧延における、等圧下率仕上圧延のパス
回数及び各パスでの圧下率と製品の鉄損値（○、×等で
表示）の関係を示す図である。 第８図は、熱間圧延における、仕上圧延の圧延率２０％
以上のパス回数と製品の鉄損値の関係を示す図である。 第９図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第１０図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加に
よる製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を
示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％でＣ：０．０６０〜０．１２０％、Ｓｉ：２
   ．９〜４．５％、Ｍｎ：０．０５０〜０．０９０％、Ｓ
   又はＳｅの何れか一方か又は双方：０．０２０〜０．０
   ６０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、残部：酸可溶性
   Ａｌ、Ｎ、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを
   高温加熱し、熱間圧延し、熱延板を１０３０〜１２００
   ℃の温度範囲で１０分間以内焼鈍し、急冷し、次いで冷
   間圧延し、冷間圧延後の板厚を０．１２〜０．１７ｍ／
   ｍとし、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マ
   グネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中
   少くとも１０００℃迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温
   仕上焼鈍を行い、張力コーティングを行う薄手一方向性
   電磁鋼板の製造方法において、スラブの含有するＮと酸
   可溶性Ａｌについて、Ｎ：０．００５０〜０．０１００
   ％、酸可溶性Ａｌ：｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０．
   ００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０．０１０
   ０｝％とし、 且つ、熱間圧延における仕上圧延において、圧下率２０
   ％以上の圧延を６パス以上行い、且つ、冷延圧下率が８
   ５〜９２％となる熱延板の板厚とし、更に、熱延板中の
   ＮａｓＡｌＮ含有量を０．０００５〜０．００２０％に
   制御する熱間圧延を行うことを特徴とする、一段冷延法
   による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電
   磁鋼板の製造方法。 ２、重量％でＣ：０．０６０〜０．１２０％、Ｓｉ：２
   ．９〜４．５％、Ｍｎ：０．０５０〜０．０９０％、Ｓ
   又はＳｅの何れか一方か又は双方：０．０２０〜０．０
   ６０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｃｕ：０．０３
   〜０．０８％又はＳｂ：０．００５〜０．０３５％の何
   れか一方又は双方、残部：酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｆｅおよ
   び不可避的不純物からなるスラブを高温加熱し、熱間圧
   延し、熱延板を１０３０〜１２００℃の温度範囲で１０
   分間以内焼鈍し、焼鈍後急冷し、次いで冷間圧延し、冷
   間圧延後の板厚を０．１２〜０．１７ｍ／ｍとし、水素
   を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マグネシアを主
   成分とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少くとも１０
   ００℃迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温仕上焼鈍を行
   い、張力コーティングを行う薄手一方向性電磁鋼板の製
   造方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａｌに
   ついて、Ｎ：０．００５０〜０．０１００％、酸可溶性
   Ａｌ：｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０．００３５｝〜
   ｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０．０１００｝％とし、
   且つ、熱間圧延における仕上圧延で、圧下率２０％以上
   の圧延を６パス以上行い、且つ、冷延圧下率が８５〜９
   ２％となる熱延板の板厚とし、更に、熱延板中のＮａｓ
   ＡｌＮ含有量を０．０００５〜０．００２０％に制御す
   る熱間圧延を行うこと特徴とする、一段冷延法による製
   品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁綱板の
   製造方法。