JPH03115525A - 磁気特性の優れた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） この発明は、磁気特性の優れた電磁鋼板の製造方法に関
し、とくにスラブ加熱処理に工夫を加えることにより、
熱間粗圧延工程において厚み方向にわたる結晶組織を制
御し、もって磁気特性の有利な改善を図ったものである
。

（従来の技術） 方向性けい素鋼板は、周知のように変圧器その他の電気
機器の鉄心材料として使用され、ゴス粒と呼ばれる仮面
に（１１０）面、圧延方向に＜００１＞軸が揃った２次
再結晶粒によって構成されている。

このような結晶方位の２次再結晶粒を発達させるために
はインヒビターとよばれる微細なＭｎ５Ｉ　ＭｎＳｅ＋
ＡＩＮ等の析出物を鋼中に分散させ、高温仕上げ焼鈍中
にゴス方位以外の結晶粒の成長を効果的に抑制すること
が必要である。そのためのインヒビター分散形態のコン
トロールは、熱間圧延に先立つスラブ加熱中にこれら析
出物を一旦固溶させ、この後適当な冷却パターンの熱間
圧延を施すことにより行われる。

ここで、熱間圧延の役割はスラブ鋳造組織を再結晶によ
り、微細化し２次再結晶に最適な集合組織を得ることを
目的としている。従来の技術はインヒビター固溶あるい
は組織微細化を個々に達成しようとするもので、それに
関する技術はこれまでに多数提案されている。

例えば、インヒビター固溶に関しては、特開昭６３−１
０９１１号公報にて開示されているように、スラブ表面
温度が１４２０〜１４９５℃の温度域に５〜６０分保持
するに際し、１３２０″Ｃ以上において、１４２０〜１
４９５℃の温度に達するまで８℃／分以上の昇温速度で
昇温することにより、表面欠陥が少なく特性が良好な一
方同性けい素鋼板が得られるとしている。

この方法により確かにインヒビターの完全固溶が達成で
き、原理的にはスラブ表面粒の粗大化も抑制され表面性
状も改善できるが、しかしスラブのような重量物に対し
て均一にこのような条件を達成することは実際には困難
であり、特にスラブ全長にわたって結晶粒粗大化を完全
に抑制することは不可能で、組織の均一性を保証するた
めには熱間圧延時に何らかの結晶粒微細化処置を加える
ことが必要である。

一方、組織微細化に関しては、例えば特開昭５４−１２
０２１４号公報で開示された１１９０〜９６０　’Ｃで
の再結晶高圧下圧延による方法、特開昭５５−１１９１
’２６号公報で開示された１２３０〜９６０℃で、γ相
を３％以上含んだ状態での３０％以上の高圧下圧延によ
る方法、特開昭５７−１１６１４号公報で開示された粗
圧延開始温度を１２５０℃以下にする方法、特開昭５９
−９３８２８号公報で開示された１０５０〜１２００℃
で歪速度１５　ｓ−’以下、圧下率を１５％／バス以上
とする方法などが既に知られている。これらはいずれも
１２００℃付近の温度域で、高圧下圧延を行って、組織
微細化をはかるという点で共通している。すなわち、こ
れらはいずれも「鉄と鋼Ｊ　６７　（１９８１）　Ｓ　
１２００に発表されている再結晶限界に関する知見ある
いはそれと同一の技術思想に基づいている。第１図はこ
の知見を示すものである。この図の示すところは高温で
の圧延は再結晶には全く寄与せず、低温での再結晶域で
の大きな歪付加のみが再結晶に寄与するという点である
。すなわち高温加熱したスラブでも再結晶による組織微
細化を狙うためには１２５０℃以下に冷却後、圧延する
ことが必須であることを示している。これらの技術では
いずれの場合も加熱に関しては、１２５０℃以上として
おり上限は特に規定していない。長時間炉内に保持する
ことにより、インヒビターを固溶して、スラブ粒成長は
ある程度容認し、熱間圧延により精微細化するという点
で共通している。

しかしこれらの技術の実際を考えた場合、インヒビター
を完全固溶させるためにスラブを高温加熱するとホット
ストリップミル上に、冷却装置が必要であり、また低温
熱延のためにミルパワーが余計に必要となるなど、省エ
ネルギー、高生産性を目的とする、ホットストリップミ
ルの思想と相反する。また低温圧延の効果に関しても必
ずしも明確ではなかった。

つまり、これらの方法を実工程に適用するにはその効果
が小さいわりには余りにも多くの問題を残していたので
ある。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、ホッ
トストリップミルの量産性というメリットを最大限に生
かし、かつインヒビター完全固溶に有利な高温加熱を適
用した条件下でも、完全に微細均一な組織を確実に得て
、線状細粒のない均一で優れた磁気特性を有する方向性
電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする
。

（課題を解決するための手段） すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを、加熱したの
ち、熱間圧延、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回の
冷間圧延を施し、その後脱炭・一次再結晶焼鈍および最
終仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる方向性けい素鋼
板の製造方法において、 熱間圧延に先立つスラブ加熱を誘導加熱で行うものとし
、スラブ平均温度が１３８０〜１４７０℃の範囲におい
て、下記の関係式を満足する条件下に加熱することによ
り、表層から１７１０厚み位置の温度を中心部および最
表層の温度よりも１５〜５０℃高くして、引き続く熱間
粗圧延工程で結晶組織を厚み方向に制御することからな
る磁気特性の優れた電磁鋼板の製造方法である。

記 ２０　≦　ｘ　−Ｖ′；「７τ〒＋２７３）　≦　６０
（１４Ｑ／Ｐ）ここでＸニスラブ厚み（ｍｍ） ω：加熱炉周波数（Ｈｚ） Ｔニスラブ平均温度（℃） Ｑニスラブ放熱量（ｋ−） Ｐ：投入電力量（ｋＷ） 以下、この発明を具体的に説明する。

さて発明者らは、高温域での再結晶挙動について数多く
の実験と検討を行った結果、従来は歪回復域であるとし
て、全く研究の対象とされなかった高温域でも、歪量が
十分に大きければ再結晶が十分に進行することを新たに
見出した。

この点についてはこれまで全く報告はない。というのは
工業的には高温加熱が非常に難しかったこと、そして実
験室的に検討する場合でも、高温圧延で圧延を行うには
高温に加熱する必要があるが、スケール生成や実験炉の
補修などの問題があり、非常な困難を伴ったからである
。なお普通鋼については多数の実験報告があるが、１２
００℃以上の高温域は動的復旧領域であり回復または動
的再結晶が主であるとされ、それ以上の検討は十分には
行われていなかった。とくに方向性けい素鋼板の場合、
３ｗｔ％（以下単に％で示す）程度のＳｉを含むのでほ
とんどがα相であり、このα相は回復し易いとされてい
るので動的再結晶は起こらないであろうということで、
全く興味の対象とされていなかったのである。

しかしながら発明者らは、上記の通説に疑問をもち、超
高温加熱が可能なスケールの影響の少ない加熱炉を開発
し、種々の実験を行った末に上述したような現象を初め
て見出したのである。

以下、この発明を由来するに至った実験結果について説
明する。

ｃ：ｏ、ｏ４％、Ｓｉ　：　３．３６％、Ｍｎ　：　０
．０５％およびＳｅ７０．０２２％を含み、残部は実質
的にＦｅの組成になるけい素鋼スラブを、１３５０″Ｃ
で３０分間加熱し、所定の温度になったときに種々の圧
延温度及び圧下率で１パス圧延し、その後水冷したのち
の断面組織を観察して再結晶率を測定した。

かくして得られた調査結果を第２図に示す。

同図より明らかなように、従来の知見では全く再結晶し
ないとされていた高温域たとえば１３５０℃でも、３０
％以上の圧下率があれば再結晶が進むことが判明した。

この現象は次のように理解される。まず圧延後の未再結
晶粒内には粗いネットワーク状の転位組織で構成される
サブグレインが形成されているのが観察された。したが
って、回復は圧延後のかなり速い時点で終了していると
推定される。しかも結晶粒間でこのネットワークの粗さ
すなわち転位密度が異なる。そこでこの転位密度の差が
再結晶の駆動力となると考えられる。高温では粒界が熱
活性化されて移動可能となり、その移動した粒界がある
程度以上の曲率をもつとそれは再結晶核となり得る。上
記したような現象により、従来は動的再結晶を起こすほ
ど歪は残留しないとされた高温域でも実際は再結晶が可
能であることが確認された。ただしこの再結晶挙動は上
述したように未再結晶域の転位密度が低いため、その成
長の駆動力は非常に小さい。しかし粒界の易動度が非常
に大きいとき、すなわち温度が高いとき（１２８０℃以
上）にはある程度の時間はかかるものの十分再結晶可能
となるのである。

この現象は従来のよく知られている静的再結晶とは様子
がかなり異なる。

ここまで述べた点は、３％５ｉｊｉｌで１３００℃以上
の温度域圧延の場合、すなわちα相単相の状態での再結
晶機構であり、今回はじめて明らかになった点である。

これに対して、３％けい素鋼で従来知られていた、前掲
第１図に示したような再結晶限界線を与えるのは硬質の
γ相が析出しその近傍のみで再結晶が促進される場合で
ある。つまり従来は圧延実験でデータを出してはいるが
、その圧延前の熱処理方法が省略され過ぎていたため、
この発明の基礎となった実験結果とは異なった結果が得
られたものと考えられる。すなわち従来は、高温で溶体
化処理したサンプルを室温まで一度冷却してから再加熱
して所定の圧延温度として圧延に供していたのである。

この場合、組織中には必ずγ相が一部生成するが、かか
るγ相はα粒の粒界付近に優先的に生成し、そこでは再
結晶が容易に進行する。しかしこの場合でも、元の粒径
がスラブ鋳造粒のように粗大な場合には再結晶は完了し
難く、旧誼中心部にはどうしても未再結晶部が残り易い
。またγ相分率とその分散は温度のみならず、Ｃ，Ｓｉ
量や歪量そして冷却速度（保持時間）にも大きく依存す
る。したがって僅かの処理条件の違いでも、その効果は
大きく変化するものと考えられる。これが従来、低温熱
延による杭機細化効果が安定して得られかった大きな理
由であると推定される。また、一方で、ｃ４を増すこと
（粗大カーバイトの増加）により、後工程で集積度の高
い圧延集合組織が得られにくくなるという欠点もある。

ところが今回、発明者らが見出した高温でのα単相域に
おける再結晶挙動は、従来の低温でのγ相存在下におけ
る再結晶と異なり、γ相を再結晶核生成サイトとせず、
単に粒界が核生成サイトとなり、また再結晶粒径も比較
的大きくなりやすいので、未再結晶部が残存しにくく、
均一な再結晶粒組織が得やすい。そしてこの時点で未再
結晶粒がなければ、線状細粒は出現しない。

また第２図には、圧延前の初期粒径の影響も同時に示さ
れていて、従来までの再結晶挙動に関する知見に見られ
るように、初期粒径が大であるほど、再結晶しづらくな
るが、圧延温度を高くすれば、十分に再結晶可能となる
ことも判った。

次に発明者らは、連鋳スラブのような、厚み方向に組織
が不均一な場合の粒成長挙動について調査した。

その結果、粒成長率（成長後の粒径７元の粒径）は温度
が高くなるに従って太き（なるが、柱状晶（スラブ表層
部）と等軸晶（スラブ中心部）とでは、その温度依存性
が大きく異なることの知見を得た。すなわち柱状晶の粒
成長は、加熱温度の上昇に伴ってゆるやかに進行するが
、等軸晶の場合は成分に依存したある特定の温度までは
粒成長は抑制され、その温度を超えると急激に成長率が
増加し、柱状品部より粗大になる場合もあることを見出
した。したがって、スラブを通常の方法でインヒビター
固溶温度域に加熱した場合、つまり厚み方向に均一に加
熱しようとしても、表層と中心部の粒径差を一定にする
ことは、非常に困難である。したがって、粗圧延終了ま
で圧延する条件が一定であっても、このように初期条件
が変わっている場合が多いため、厚み方向すべてにわた
って均一な組織を得ることは難しい。また圧延時には厚
み方向での熱履歴も変化するので、つまり表層の方が冷
却速度が速いのでスラブ温度が厚み方向で均一な場合さ
らに、均一な組織を得ることは難しいということが結論
できる。

以上に述べた高温再結晶挙動、スラブ加熱時の粒成長挙
動および圧延時の厚み方向での温度履歴に関する知見か
ら明らかなように、厚み方向に均一な組織を得るにはス
ラブ加熱時における厚み方向の温度分布が極めて重要で
ある。

この発明は、上記の点に関して研究を重ねた結果、開発
されたものである。

つまりこの発明は、含けい素鋼スラブを熱間圧延前に加
熱する際に、厚み方向にわざと温度分布を有するように
加熱してスラブ粒成長を厚み方向で制御すれば、熱延時
には前述したとおり、発明者らが発見した再結晶挙動に
従う、ので、圧延中のスラブ冷却の厚み方向分布を考慮
すると、粗圧延終了時には板厚方向に均一な完全再結晶
組織を有するシートバーが得られ、ひいては後続の通常
の工程を経て得られる製品に、線状細粒のない良好な特
性を付与しようとするものである。

ここに上記の要件を満足するスラブ加熱時の厚み方向温
度制御は、従来から行なわれている連続ブツシャ−型ガ
ス加熱炉では困難で、誘導加熱方式による急速加熱方式
ではじめて可能になったものである。つまり、ガス加熱
炉による通常のスラブ加熱では、第３図（ａ）に示すよ
うな温度分布しか得られないので、最表層で温度が高く
なりすぎて柱状晶が表層から伸び、表層が均一に高温の
場合より、かえって粗大化しやすくなるのである。

この発明における好適な温度分布は、第３図（ｂ）に示
したような温度分布で、そのためには、厚み方向に加熱
温度を制御できる誘導加熱方式の利用が不可欠である。

しかも熱拡散による表面と中心部の温度差の減少を抑制
するためには短時間加熱が一層効果的である。

以下、この発明の構成をより具体的に説明する。

この発明では、まず後述する成分組成から成るけい素鋼
スラブを、誘導加熱炉に装入して加熱する。このときイ
ンヒビターの固溶温度はその種類や量によって幾分異な
るけれども、１３８０″Ｃ以上であれば全てのインヒビ
ターについてほぼ完全ニ固溶させることができるので、
少なくとも１３８０″Ｃの温度で加熱するものとした。

一方、加熱温度が高くなりすぎると成分系によってはス
ラブががなり溶解し出すので上限を１４７０’Ｃに定め
た。

ただしここで重要なのは、スラブ加熱時に厚み方向に温
度分布を与え、とくに柱状晶が発達し易い表層から１７
１０層の温度を高くすることと、厚み中心での等軸品の
異常粒成長での粒成長を抑制することである。

この点についての実験結果を第４図および第５図に示す
。

第４図によると、圧延中に最表層と中心部の温度差は縮
まるが、その縮まり方は、初期温度差によって決まるこ
とが判る。

第５図によれば、初期の平均粒径の差は、表面層と中心
部の温度差に依存するが、粗圧延を施すことにより、粗
圧延終了時の粒径がほぼ等しくなる場合がある。なお第
５図における平均粒径は、再結晶粒径と未再結晶粒径の
存在比より算出したものである。平均粒径でみると、初
期粒径と再結晶粒径の関係が逆転して、かえって厚み方
向の粒径が均一になる場合があるということである。

さらに詳細な検討の結果、この例で示すような厚み方向
の粒径の均一化が実現されるのは、スラブ組織における
柱状晶の占有率にもよるが中心部よりも１７１０層の温
度が高いことが必要であることが判明した。

ここに表層から１７１０厚み位置の温度をとくに問題と
したのは、この位置が表層部の代表位置としてとくに好
適だからである。つまり最表層、１／１０厚み層および
中心部の３点の温度が決まれば、厚み方向の温度分布は
ほぼ一義的に定まるからである。

そして厚み方向における粒径の均一化のためには、表層
から１７１０層と中心部との温度差は、１５〜５０″Ｃ
とすることが肝要である。というのは均一な組織という
ためには、各位置の平均粒径の差が２０％以内に収まる
こと必要であるが、第６図に示すとおり、１／１０厚み
位置と中心部とで圧延後の平均結晶粒径の差を２０％以
内とするためには、両者の加熱温度差を１５〜５０℃と
することが必要だからである。

そこで次に、表層から１／１０１ｇと中心部および最表
層との温度差が上記の範囲を満足するような加熱方法を
見出すべく、スラブ厚みをはじめとして、スラブの厚み
方向の温度分布に影響を与えるような種々の要因、すな
わち加熱炉周波数、スラブ平均温度、スラブ放熱量およ
び投入電力量などを種々に変化させて数多くの実験を行
い、これらの影響について調査検討したところ、所期し
た目的を達成できる条件として、次の回帰式を得た。

すなわちスラブ平均温度が１３８０〜１４７０’ｃの範
囲において、次式 ％式％） ここでＸニスラブ厚み（ｍｍ） ω：加熱炉周波数（Ｈｚ） Ｔニスラブ平均温度（℃） ０ニスラブ放熱量（ｋ讐） Ｐ：投入電力ｉｔ　（ｋＷ） の関係を満足する条件下で加熱を行えば、表層から１７
１０層と中心部および最表層との温度差を所望の１５〜
５０℃の範囲に収めることができたのである。

ここにＸ・〜ｒ；バ〒＋２７３）は誘導加熱における表
皮効果（表層部への電力集中）を示す尺度であり、この
値が大きくなると、表皮効果が大となって表層に電流が
集中し、表層が加熱され易くなり、−方この値が小さい
と、表皮効果が小となって表層から中心にかけて均一に
電流が流れ、スラブは均一に加熱されるようになる。

スラブ加熱時に上記の温度差をに与えておけば、その後
の粗圧延条件は特に変わるところはなく、ホットストリ
ップミルでの通常の圧延方法（省エネルギー、大量生産
の思想に基づいて）の下で行なえば、常に板厚方向に均
一な粒径分布をもつシートバーを得ることができる。

その後の熱間仕上げ圧延条件は通常と特に変わるところ
はない。仕上げ圧延前に均一な組織（未再結晶粒なし）
を得ていれば、仕上げ圧延前段において、（α＋γ）２
相域での再結晶が起こり組織微細化は容易に達成できる
。仕上げ圧延された熱延鋼帯は必要に応じて焼鈍後酸洗
され、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷延で０．１１５
〜０．５０ｍｍ厚程度０最終板厚となる。

ついで常法に従い、脱炭・一次回結晶焼鈍を施したのち
、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二
次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を
施して最終製品とする。

なおその後に、上塗り絶縁コーティングなどを施しても
よいのは言うまでもない。

（作　用） この発明の素材である含けい素鋼としては、従来公知の
成分組成のものいずれもが適合するが、代表組成を掲げ
ると次のとおりである。

Ｃ：　Ｑ、０１〜０．１０％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中のａ織の均一微細化のみら
なす、ゴス包囲の発達に有用な元素であり、少なくとも
０．０１％以上の添加が好ましい。しかしながら０．１
０％を超えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生
じるので上限は０．１０％程度が好ましい。

Ｓｉ　：　２．０〜４．５％ Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与す
るが、４．５％を上回ると冷延性が損なわれ、一方２．
０％に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、２次再
結晶・純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−Ｔ変
態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損改
善効果が得られないので、Ｓｉ量は２．０〜４．５％程
度とするのが好ましい。。

Ｈｎ　：　０．０２〜０．１２％ Ｍｎは、熱間脆化を防止するため少なくとも０．０２％
程度を必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣
化させるので上限は０．１２％程度に定めるのが好まし
い。

インヒビターとしては、いわゆるＭｎＳ、ＭｎＳｅ系と
ＡＩＮ系とがある。ＭｎＳ、　ＭｎＳｅ系の場合は、Ｓ
ｅ、　Ｓのうちから選ばれる少なくとも１種：　０．０
０５〜０．０６％ Ｓｅ、　　Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。抑
制力確保の観点からは、少なくとも０．００５％程度を
必要とするが、０．０６％を超えるとその効果が損なわ
れるので、その下限、上限はそれぞれ０．０１％、　０
．０６％程度とするのが好ましい。

＾ＩＮ系の場合は、 Ａｌ　：　０．００５〜０．１０％、　Ｎ　：　０．０
０４〜０．０１５％ＡＩおよびＮの範囲についても、上
述したＭｎＳ、ＭｎＳｅ系の場合と同様な理由により、
上記の範囲に定めた。ここに上記したＭｎＳ、　ＭｎＳ
ｅ系およびＡＩＮ系はそれぞれ併用が可能である。

インヒビター成分としては上記したＳ、　Ｓｅ、　ＡＩ
の他、Ｃｕ＋　Ｓｎ＋　Ｃｒｓ　Ｇｅ、　Ｓｂ、　Ｍｏ
、　Ｔｅ、　ＢｉおよびＰなども有利に適合するので、
それぞれ少量併せて含有させることもできる。ここに上
記成分の好適添加範囲はそれぞれ、Ｃｕ、　Ｓｎ、　Ｃ
ｒ　：　０．０１〜０．１５％、Ｇｅ、　Ｓｂ、　Ｍｏ
、　Ｔｅ、　Ｂｉ　：　０．００５〜０．１％、Ｐ：０
．０１〜０．２％であり、これらの各インヒビター成分
についても、単独使用および複合使用いずれもが可能で
ある。

なおスラブは、連続鋳造されたものもしくはインゴット
より分塊されたものを対象とするが、連続鋳造された後
に、分塊再圧されたスラブも対象に含まれることはいう
までもない。

（実施例） Ｃ：　０．０４０％、Ｓｉ　：　３．３０％、Ｍｎ　：
　０．０５４％、Ｓｅ：０．０２２％およびＳｂ　：　
０．０２４％を含有し、残部は実質的にＦｅよりなる厚
み：２１５ｍｍの連鋳スラブを、連続式加熱炉にて予熱
後、誘導加熱方式の加熱炉に装入して表１に示す条件で
加熱処理し、装入後３０分で第７図中にＡ−Ｄで示すよ
うな厚み方向温度分布をもつように制御し、直ちに粗圧
延に供した。

粗圧延終了後は３０ｍｍ厚のシートバーとし、以後は仕
上タンデムミルで２．〇−厚の熱延鋼板とした。

この熱延鋼板を焼鈍酸洗後、一次冷延し、中間焼鈍後、
２次冷延を施して０．２３ｍｍ厚の製品厚に仕上げた。

その後、脱炭焼鈍を施したのち、ＭｇＯを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布してから、２次再結晶および純化を目
的とする最終仕上げ焼鈍を経て、最終製品とした。

か（して得られた製品の磁気特性および線状細粒の有無
について調べた結果を表１に示す。

同表より明らかなように、この発明に従い得られた製品
は、良好な電磁特性を示している。

（実施例） 表２に示す種々の組成になる厚み：２１５ｍｍのスラブ
を、連続式加熱炉にて予熱後、誘導加熱方式の加熱炉に
装入し、表３の条件Ａ、Ｂで加熱処理したのち、直ちに
粗圧延に供した。粗圧延終了後は３５ｆｆｉＩ１１厚の
シートバーとし、以後は仕上げタンデムミルで２．４ｍ
ｍ厚の熱延鋼板とした。この熱延鋼板を酸洗後、１次冷
延で０．８５１厚とし、９５０℃，２分間の中間焼鈍後
、２次冷延を施して０．３０ｍｍ厚の製品厚に仕上げた
。その後、湿水素中で８２０℃１３分間の脱炭焼鈍を施
したのち、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
から、軸木素中で１１８０℃、７時間の最終仕上げ焼鈍
を経て、最終製品とした。

かくして得られた製品の磁気特性および線状細粒の有無
について調べた結果を表４に示す。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、高温スラブ加熱条゛件下で
も、厚み方向にわたり微細均一な組織とすることができ
、ひいては均一で優れた磁気特性の方向性けい素鋼板を
得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、（α＋ｒ）２相域での再結晶率に及ぼす圧下
率と圧延温度との関係を示したグラフ、第２図は、α単
相域での再結晶率に及ぼす圧下率と圧延温度との関係を
初期粒径の影響のをパラメータとして示したグラフ、 第３図は、スラブ加熱時の板厚方向温度分布図、第４図
は、熱間圧延時における表層１７１０層および中心部の
温度変化を示したグラフ、 第５図は、粗圧延前後における表層１／１０ｍおよび中
心部の結晶粒径変化を示したグラフ、第６図は、表層１
ノ１０層および中心部の温度差と、再位置での平均結晶
粒径比との関係を示したグラフ、 一第７図は、この発明と従来法でのスラブ加熱時の板厚
方向温度分布の比較図である。 同

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを、加熱したのち、熱間圧延、つ
   いで１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、
   その後脱炭・一次再結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施
   す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法にお
   いて、 熱間圧延に先立つスラブ加熱を誘導加熱で 行うものとし、スラブ平均温度が１３８０〜１４７０℃
   の範囲において、下記の関係式を満足する条件下に加熱
   することにより、表層から１／１０厚み位置の温度を中
   心部および最表層の温度よりも１５〜５０℃高くして、
   引き続く熱間粗圧延工程で結晶組織を厚み方向に制御す
   ることを特徴とする磁気特性の優れた電磁鋼板の製造方
   法。 記 ２０≦Ｘ・√（ω／（Ｔ＋２７３）≦６０（１＋Ｑ／Ｐ
   ））ここでＸ：スラブ厚み（ｍｍ） ω：加熱炉周波数（Ｈｚ） Ｔ：スラブ平均温度（℃） Ｑ：スラブ放熱量（ｋｗ） Ｐ：投入電力量（ｋｗ）