JPH03219020A - 無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〕 本発明は無方向性１１磁鋼板、特に良好な磁束密度−鉄
損バランスを有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関す
るものである。

〔従来の技術および解決すべき課題〕

無方向性電磁鋼板は方向性電磁鋼板に比べ磁気特性にお
ける異方性が小さく、このため一般に回転機鉄芯に使用
される。また、方向性電磁鋼板に比べ安価であるため、
一部は変圧器あるいは安定器等の静止器にも適用されて
いる。無方向性電磁鋼板に要求される特性値は、主に鉄
損と磁束密度であり、鉄損が低く、磁束密度の高い良好
な磁束密度−鉄損バランスを有するものが望ましい。

従来、このような良好な磁気特性を有する無方向性電磁
鋼板を製造するために、数々の製造方法が開示されてい
る。特に、磁束密度を向上させるためには集合組織を制
御することが重要であり、（１００）あるいは（１１０
）面の比率を高め、（１１１）面比を低く抑えなければ
ならず、そのために、熱延板焼鈍を行うことで熱延板組
織を改良する技術、冷圧率を適正化することにより続い
て行う焼鈍時の再結晶集合組織を制御する技術、さらに
冷圧、焼鈍を２回以上行うことにより磁気特性に好まし
い集合組織へと淘汰する技術などが開示されている。こ
れらの技術は熱延以降の工程の条件適正化を行う技術で
ある。しかしながら、最終焼鈍後の集合組織を適正化す
るためには、熱延段階での集合組織制御が重要な鍵を握
っており、この意味で上述した各技術は集合組織の改善
を十分図ることができない。

すなわち、これらの技術は約２００　ｍのスラブを熱延
した熱延板を素材としており、熱延段階での集合組織を
積極的に改良しようとする技術ではない。

一方、近年省エネルギー、省プロセスの観点から注目さ
れているストリップキャスティングによれば、従来の熱
延板板厚程度の板厚に直接鋳造することができるため、
従来法による熱延板と異なった集合組織を得ることがで
きる。すなわち、ストリップキャスティングによれば、
溶湯の冷却速度が大きいため、板厚全厚にわたる柱状組
織となる。また、１．７％以上のＳＬを含有した鋼にお
いては、α−γ変態をしないため、鋳片の冷却後も柱状
組織が保持される。このような柱状組織は（１００）　
（ｕｖｗ）方位を有しており、磁気特性に最も好ましい
集合組織となる。

そこで、無方向性電磁鋼板の製造においても、ストリッ
プキャスティングにより柱状晶を有した薄鋳片をできる
だけ薄く鋳造し、次工程の冷延、焼鈍段階での（１００
）　（ｕｖｉｇ）組織の維持を図った技術が開示されて
いる（例えば、特開昭６２−２４０７１４号、特開昭６
３−６０２２７号）。

しかしながら、α−γ変態を有する１、７％以下のＳｉ
量を含有する鋼においては、鋳造後の冷却段階において
、α−γ変態により鋳造段階で生成した（１００）　（
ｕｖｗ）組織がランダム化してしまうため、鋳造組織の
維持が極めて困難となる。

本発明はこのような問題に鑑み、α−γ変態する無方向
性電磁鋼板における磁束密度−鉄損バランスの向上を目
的として、薄スラブ−直接熱延プロセスを利用した熱延
板の集合組織制御を行う、磁気特性に優れた無方向性電
磁鋼板の製造方法を開示するものである。

すなわち１本発明は、重量％で、Ｃ≦０．０１％。

０．１≦Ｓｉ＜１．７％、八１＜１％、（ＳＬ＋１．７
Ａｔ）＜１．７％、Ｎ≦０．００３％、Ｓ≦０．００５
％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を薄鋳
片に鋳造した後、この鋳片をＡ３点以下まで冷却するこ
となく熱間圧延を開始し、該熱間圧延工程では、材料温
度がＡ１点に到達するまでに圧下量２０％以上の圧延を
行うとともに、熱間圧延時の総圧上量を８０〜９５％と
し、該熱延板をそのまままたは熱延板焼鈍した後、１回
または中間焼鈍を挾む２回以上の冷間圧延を行い、しか
るのち焼鈍を行うことをその特徴とする。

〔作　　用〕

本発明は、α−γ変態を有する組織の無方向性電磁鋼板
において、優れた磁束密度−鉄損バランスを得るために
、薄鋳片−直接熱延法を適用し、熱延時のα−γ変態を
利用することにより熱延板の組織制御を行い、最終焼鈍
後の磁気特性の改善を図ろうとするものである。

本発明の作用効果を明らかにするため、以下のような実
験を行った。

第１表に示した組成の１．６３％Ｓｉ鋼を３０＋ｎｎ＋
を厚さの薄鋳片に鋳造した後、その冷却段階においてγ
領域（１２３０〜１０００℃）を−５Ｘ　１０−’℃１
ｓｅｃで冷却し、室温まで炉冷したサンプル（ＦＣ材）
と、γ領域を一５℃へｅｃで冷却し、室温まで金型中で
冷却したサンプル（ＭＣ材）の鋳片の断面組織を第１図
の写真（Ａ）（Ｂ）に示す。これによれば、写真（Ｂ）
のＭＣ材は鋳片の冷却速度が大きいため、鋳造直後の柱
状組織が維持されている。一方、写真（Ａ）のＦＣ材は
冷却速度が小さいため、α→γ→α変態により微細な等
軸粒となっている。また、ＭＣ材を再加熱し、１０５０
℃Ｘ５＋ｏｉｎ均熱した場合も写真（Ｃ）に示すように
、柱状組織は維持されていることから、鋳造後、ＡＪ点
（１０００’Ｃ）を下回ることなく、１０５０℃から熱
延を開始する直送圧延材（ＩＩＤＲ材）の場合も、熱延
開始直前の鋳片の組織は、ＭＣ材と同様に柱状組織とな
っていることは明らかである。

上記ＦＣ材およびＭＣ材の熱延板と、鋳造後、Ａ３点を
下回ることなく　　１０５０℃Ｘ５＋ｕｉｎの均熱を行
った後、熱延を開始して得られた熱延板（ＩＩＤＲ材）
とを、下記工程で冷圧、焼鈍した。

第２図に各鋳片の熱間圧延までの熱履歴を示す。

また、熱間圧延ではＩ−Ｉ　Ｄ　Ｒ材、ＣＣＲ材（ＭＣ
材、ＦＣ材）ともにＡ３点（＋０００°Ｃ）までに４０
％の圧下を行い、板厚２　、５　ｕｗｎの熱延板（圧下
率９１．７％）とした。

熱延板 ↓ 熱延板焼鈍：８００℃Ｘ５　ｍｉｎ　、空冷冷圧（板厚
０　、５　ｎｗｎ　） ↓ 焼鈍：　７５０−９２０℃Ｘ２　＋＋＋ｉｎ　、空冷、
２５％＋１□＋７５％Ａｒ中 このようして得られた鋼板のＸ線積分反射強度比を最終
焼鈍温度との関係で第３図に示す。

これによれば、Ｉ（Ｄ　Ｒ材はいずれの焼鈍温度におい
ても、熱延前に鋳片がＡ３点を下回っているＦＣ材、Ｍ
Ｃ材に比べ（２００）、（１００）成分が高く、（２２
２，）成分が低いことがわかる。一般に。

無方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させるためには、容
易磁化方向である（１００）軸を鋼板表面にできる限り
多く集積させることが望ましく、このために有効な結晶
面は（１００）あるいは（１１０）而となり、（１１１
）面のような磁化容易軸を含まない結晶面は極力避けな
ければならない。したがって、ＩＩ　Ｄ　Ｒ材の方が、
ＭＣ材、ＦＣ材よりも磁束密度が高くなることは明らか
である。すなわち、熱延直前の組織が同じ柱状組織でも
、凝固から熱延までに鋳片がＡ３点を下回るか否かによ
り、上記のような集合組織の差を生しるものである。

鋳片の厚みが薄くなると抜熱速度が大きくなり、凝固速
度が大きく、凝固直後は微細な柱状組織となる。このよ
うな凝固時に生成した柱状組織は（１００）　（ｕν警
〉からなる集合組織を有しており、磁化容易軸を最も多
く含んだ磁気特性に良好な集合組織である。ここで、変
態を伴う鋼は凝固後の冷却段階でＡ４点及びＡ３点を通
過し。

その際α→γ、γ→α変態を経て室温に至る。

熱延前に鋳片の温度がＡ１点を下回る場合、鋳片の冷却
段階でα→γおよびγ→α変態し、さらに再加熱時にα
→γ変態するため、鋳片は凝固後、熱延開始までに３回
の変態を経てしまい、鋳片の集合組織が完全にランダム
化してしまう。

一方、凝固後、Ａ３点を下回ることなく圧延を開始する
場合、鋳片の冷却時にＡ４点でα→γ変態が１回なされ
るだけであり、また熱延までのγ領域中で保持時間も短
いため、変態が鋳片全体で完了せず、　（１００）（ｕ
νＶ〉に近い組織が維持されることになる。

さらに、鋳片の凝固後、Ａ３点を下回らずに熱延を開始
する場合、下記するようにγ領域中での圧下率が磁束密
度の向上に大きく寄与することが明らかとなった。

第２表のＮａ　１〜３の組成の鋼を厚さ４０＋ｎｍｔの
薄鋳片に鋳造後、１．５°Ｃ／　ｓｅｅで冷却し、その
冷却段階で各組成におけるＡ３点を下回ることなく、１
０００〜１１５０℃で熱間圧延を開始し、Ａ３点を通過
するまでの圧下率を変化させ、冷圧、焼鈍後の磁束密度
を」り定して、上記圧下率が磁束密度に及ぼす影響につ
いて検討を行った。また、Ｎα４鋼はＡ３点を持たない
鋼種であるが。

比較のためこれについても同様に鋳造−冷却し、］００
０’Ｃを通過するまでの圧下率を変化させ、同様の測定
を行った。なお、上記熱間圧延では、最終板厚２．０〜
２．５ｍｍｔ（総圧下量９３．７５〜９５％）とし、放
冷により室温まで冷却した。実機熱延時の巻取り後の冷
却をシミュレートするため、ＮＬｌｌ、２．３．４各組
成の熱延板において、それぞれ６６０℃、６８０℃、５
５０℃、７００℃の炉中に３０　ｓｉｎ均熱後、炉中冷
却を行った。さらに勲３．４の熱延板は８７０℃Ｘ１．
５ｍ１ｎ空冷の熱延板焼鈍を施した。次に、酸洗を行い
スケールを除去した後、０．５ｍｍｔ厚まで冷圧し、続
いて２５％Ｈ，−７５％Ｎ２雰囲気中で、Ｎａ　１は８
００’ＣＸ　１．５　ｗｉｎ　、　Ｎａ　２は８３０℃
ｘ１．５　ｍｉｎ　、　Ｎａ　３．４は８８０℃Ｘ２ｍ
１ｎ空冷の焼鈍を行った。

第４図は、上記磁束密度の測定結果を示しており、この
測定結果から、Ａ１点以上で２０％以上の圧下をするこ
とにより磁束密度が急激に増加することが明らかとなっ
た。これは鋳片に残存した（１００）　＜ｕｖｗ＞組織
を、Ａ１点通過前に圧延することにより、磁気特性に良
好な熱延板の集合組織形成ができるだけでなく、Ａ３点
通過までに圧延された加工組織をＡ３点通過時の変態エ
ネルギーにより回復、再結晶を促進することができるか
らである。

一方、熱間圧延時のフェライト組織形成および集合組織
形成に関しては、前述のＡ３点以上の圧下率だけでなく
、熱延時の総圧下率も大きく作用し、冷圧、焼鈍後の集
合組織形成すなわち磁束密度まで影響する。

第３表のＮα５、＆６の組成の鋼を、各厚さが８、ｌ０
１１５．２０．３０．４０．５０．８０鵬の薄鋳片に鋳
造後、４．２〜１℃八ｅｃへ冷却し、その冷却段階で各
組成におけるＡ１点を下回ることなく１０００〜１２０
０℃で熱間圧延を開始し、圧延中にＡ□点を通過するま
でに２３〜４７％の圧下を行って１．４〜２．５ｍ厚さ
の熱延板とし、放冷により室温まで冷却した。これら熱
延板について冷圧、焼鈍後の磁束密度を測定し、熱延時
の総圧上量が磁束密度に及ぼす影響について検討を行っ
た。

また、Ｎα７の鋼はＡ１点を持たない鋼種であるが、上
記各厚さの薄鋳片を上記と同様に鋳造−冷却し、その冷
却段階で１０００℃を通過する前に２３〜４７％の圧下
を行って１．４〜２．５＋ｎ＋＋厚とし、放冷により室
温まで冷却し、これら熱延板について冷圧、焼鈍後の磁
束密度を測定した。なお、実機熱延時の巻取り後の冷却
をシミュレートするため、＆５．６，７各組成の熱延板
において、それぞれ６８０℃、７００℃及び７１０℃の
炉中に１ｈｒ均熱後、炉中冷却を行った。さらにＮα７
の熱延板については８７０℃Ｘ１．５ｍ１ｎ空冷の熱延
板焼鈍を施した。これらの熱延板を酸洗した後０．５ｍ
ｔ厚まで冷圧し、続いて２５％Ｈ２−７５％Ｎ２雰囲気
中で、Ｎｎ　５は８００℃Ｘ１．５５ｈｉｎ　、Ｎ（１
６は８５０℃Ｘ２　ｌｌｌ１ｎ　、Ｎａ７は８８０℃Ｘ
２ｍ１ｎ空冷の焼鈍を行った。また、比較材として同一
組成、厚さの７＃、鋳片を鋳造して、−旦室温まで空冷
後。

１２５０℃に再加熱し、同一スケジュールで加工、処理
を行い、同様の１ｌｌｌｌ定を行った。

第５図は、上記磁束密度の測定結果を示しており、この
測定結果から、熱延時の総圧下率が８０〜９５％で磁束
密度を最良にできることが判明した。これは、熱延直前
まで維持された（１００）（ＩＩＶＷ）組織を熱延によ
り加工する場合、結晶のすへり変形および剪断変形に伴
う結晶軸の回転が、その後の組織の回復、再結晶過程で
の新たな集合組織形成に対してマツチングしたことによ
るものである。また、９５％以上の圧下率の場合、熱延
時に導入される歪が大きくなり過ぎるため、フェライト
の回復、再結晶の進行が抑えられ、熱延時のフェライト
組織形成を阻害してしまう。また、鋳片の凝固後、熱延
前にＡ３点を一ド回る場合、第５図に示すように、熱延
圧下率において、磁束密度が大幅に向にするような条件
は得られない。

以下１本発明の構成要件について具体的に説明する。

本発明の方法は、素材鋼としてＣ：　０．０１％以下、
Ｓｉ：０．１％以上１．７％未満、ｌ：１％未満、（Ｓ
ｉ＋１．７Ａｌｌ）　：　１．７％未満、Ｎ　：　０．
００３％以下、ｓ：０．００５％以下の成分条件を満足
する鋼を使用する。以下、その限定理由について説明す
る。

Ｃ：０．０１％を超えると磁気特性のうちの鉄損に有害
であり、このためＣは０．０１％をその上限とする。ま
た、磁気時効による鉄損の劣化を抑えるためには、Ｃ：
　０．００５％以下が望ましい。また、Ｃをｏ、ｏｏｓ
〜０．０１％含む鋼において磁気特性が問題となる場合
、熱延板焼鈍あるいは最終焼鈍段階で脱炭焼鈍すること
により、鋼中のＣをｏ、ｏｏｓ％以下とすることができ
る。

Ｓｉ　：　Ｓｉは鋼の比抵抗を増加し、鉄損を低下させ
るため０．１％以上添加しなければならない。しかし、
Ｓｉを１．７％以上添加すると変態が消失してα単相鋼
となり、本発明における変態利用による集合組織の改良
ができなくなる。以上の理由からＳｉは０．１％以上１
．７％未満とする。

Ａ１：ＡρもＳｉ同様に鋼の比抵抗を増加し、鉄損を低
下させるのに有効な元素であるが、１％以上添加すると
、変態点が消失してα単相鋼となり１本発明における変
態利用による集合組織の改良ができなくなる。このため
Ａｆｉは１％未満とする。またＭｌの十分な脱酸を行う
ためには、Ａｎ　：　０．００１％以上が望ましい。

（Ｓｉ＋１．７１ｍ）　：　Ｓｉ、　ＡＱはいずれも鉄
損低下に対して有効な元素であるが、同時にフエライ１
へ形成元素でもある。Ｓｉ＋１．７Ａｊｌが１．７％以
上となるとフェライト単相鋼となるため、本発明では（
Ｓｉ＋１．７Ａ１１．）　：　１．７％未満とする必要
がある。

Ｎ　　：　０．００３％を超えて添加すると、固溶状態
で鉄損を劣化させてしまい、このためＮはその上限を０
．００３％とする。また、ＡＱを添加している鋼におい
ては、ＡｆｉＮ粒子の析出により焼鈍時のフェライト粒
成長性が悪くなり鉄損が劣化するため、極力少なくする
ことが望ましい。

Ｓ　：Ｎと同様に固溶状態で鉄損を劣化させてしまうた
め、　０．００５％以下と規定する。

なお、その他の成分については、特に限定するものでは
ないが、以下に説明するように、Ｍｎ＝０．０１〜２．
０％、Ｐ：５０．１％とすることが好ましい。

Ｍｎ　：　Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、その
添加によりＡ１点を低下させることができ、Ｓｉ、ＡＱ
量の高い鋼においては、Ａ１点以上での２０％以上の圧
下率を確保するために有効となる。しかし、２．０％を
超える添加は冷圧時の延性を低下させるため、２゜０％
以下が望ましい。

Ｐ　：Ｐはその添加により鋼の比抵抗を増加させ、鉄損
の低下を図ることができるが、０．１％を超えると冷延
性が著しく劣化するため、０．１％以下が望ましい。

また、ＡＩＩＮが微細に析出し、最終焼鈍時にフェライ
ト粒成長性を劣化させるような場合、ＢをＢ／Ｎ　：　
０．５〜２．０の範囲で添加することによりこれを改善
することができる。これは＾１２Ｎ粒子に比べて粗大な
りＮ粒子が優先的に析出するためである。また、＾悲を
添加しない鋼においても、Ｂを添加することにより、固
溶ＮをｎＮとして固定し、鉄損を改善することができる
。

次に、鋳造、圧延条件について説明する。

無方向性電磁鋼板は、一般に板厚０．５０ｍｍあるいは
０．３５０１１１が製品板厚である。一般に、無方向性
ｆＩｌ磁鋼板の冷圧においては、６０〜８０％の圧下を
施すことにより良好な集合組織が得られることが知られ
ている。したがって、熱延板を１回の冷間圧延により製
品板厚とするためには、熱延板厚を１．０〜２　、５　
Ｉｎとしなければならない。

本発明においては、熱延時の総圧下率を８５〜９５％と
規定しており、このため溶鋼を薄鋳片とする場合の厚さ
は７〜５０＋ｎ＋＋＋が望ましい。また、２回以上の冷
圧を行う場合は１００ｍｍまでの板厚とすることが可能
である。

また１本発明においては、疑問後の鋳片が熱延開始まで
にＡ１点を通過しないことが重要である。したがって、
鋳片の冷却速度に関しては、熱延開始までにＡ３点を通
過しない条件が満たされれば特に限定する必要はない。

しかし、冷却速度が速い場合、ｖＩ片の中央部とコーナ
一部の冷却むらが発生するばかりか、コーナ一部の温度
がＡ１点以下になるという問題がある。そこで、鋳造後
直ちに熱間圧延することは可能であるが、後述するＡ１
点以上での保熱を行う場合における保熱開始のための実
質的なプロセス制約から、鋳片の平均冷却速度は２０℃
八ｅへ以下であることが好ましい。本発明では、冷却速
度が大きい場合も、ｖＩ造後直ちに保熱カバーまたは高
周波誘導加熱等を用いて均熱することも有効な手段であ
る。ここで、熱延前に薄鋳片を均熱する場合、その均熱
時間に関しては特に限定はないが、３０分を超えて均熱
すると鋳片表面の酸化が問題となるため、均熱時間は３
０分以内が望ましい。このようなプロセスを採ることに
より、従来の２００ｍｍ厚スラブを再加熱し、粗圧延お
よび仕」二圧延を施すプロセスに比へ、再加熱および粗
圧延のプロセスを省略することが可能であり、大幅なコ
スト低減も図ることができる。

本発明では薄鋳片を」二連のような条件で熱間圧延した
後、通常、熱延板をコイルに巻取り、放冷する。この巻
取り後の冷却は徐冷となるため、その間に熱延板のフェ
ライト組織の再結晶および粒成長を促進できる。このた
め６００〜７５０°Ｃで巻取ることが望ましい。また、
その効果を高めるために２巻取り後直ちにコイルを保熱
カバーで覆い、Ａｒ等の非酸化雰囲気中で炉冷すること
も可能である。一方、熱延巻取り後、さらに熱延板焼鈍
を施す場合、熱延時の巻取り温度に特に制限はない。特
に、熱延板焼鈍を行うと、微細析出物粒子の凝集粗大化
が促進され、最終焼鈍時の焼鈍温度を低くしてもフェラ
イ１へ粒成長性が良好となり、鉄損の低減を図ることが
できる。熱延板焼鈍は、連続焼鈍の場合７５０〜９５０
℃×０．５〜５　ｍｉｎ　、オーブンバッチ焼鈍の場合
、熱延板を酸洗後、非酸化雰囲気中で７００〜ｂ い。

また、熱延板焼鈍を施すに際して、巻取り後の熱延コイ
ルが室温まで冷却しないうちに熱延板焼鈍を開始するこ
とにより、加熱時のエネルギーを節約でき、省エネルギ
ーの観点から有効である。また、熱延仕上げ後、直接熱
延板焼鈍ラインを通板するならば、熱延板を巻取る必要
はない。

また、２回以上冷間圧延を行う場合は、冷延と冷延の間
に中間焼鈍を施し、組織の回復および再結晶処理を行う
。中間焼鈍は、これを連続焼鈍で行う場合７５０〜９５
０’Ｃｘ０．５〜５　＋ｎｉｎ　、オープンバッチ焼鈍
の場合、非酸化雰囲気中で７００〜８５０℃Ｘ１＝ｌＯ
ｈｒの条件とすることが望ましい。最終焼鈍は、フェラ
イト組織に再結晶および粒成長を行わせ、鉄損と磁束密
度が最適バランスとなるフェライト粒に制御するために
行われるものであり、その条件は、露点０℃以下の乾燥
した非酸化雰囲気中にて７５０〜１０００℃Ｘ０．５〜
５　ｍｉｎの均熱を行うことが望ましい。

〔実施例〕

実施例１゜ 第４表に示す成分の鋼を素材とし、以下に述へるような
条件で本発明法および比較法により無方向性電磁鋼板を
製造し、その磁気特性を調べた。その結果を第５表に示
す。

杢■広ｉｌ＋ 組成Ｉの溶鋼を２５１師し厚さに鋳造後、平均２°Ｃ／
　ｓｅｃで冷却し、　１１００℃で熱延を開始しＡ３点
以上で６０％圧下後、さらに圧延を行い８００℃で１．
６ｎｎｔ厚さの熱延板に仕上げた（総圧下率９３．６％
）。この熱延板を酸洗した後、０，５ｎｗｎｔ厚さまで
冷圧し、２５％１１□−７５％Ｎ２雰囲気中で８７０’
ＣＸ　１．５ｍ１ｎ　、空冷の焼鈍を行った。

木倉訓火盟 組成Ｉの溶鋼を２５ｎｅｔ厚さに鋳造後、平均５６Ｃ／
ｓｅｃで冷却し、　１１５０℃の炉中に１０分保持後、
　１１００℃で熱延を開始し、Ａ３点以上で６０％圧下
後、さらに圧延を行い８１０°Ｃで１，６ｎｇ＋＋を厚
さの熱延板に仕」二げた（総圧下率９３．６％）。以後
の条件は５本発明法（１）と同様である。

木見肌迭脳 組成■の溶鋼を２５ｍｍｔ厚さに鋳造後、平均５℃八ｅ
ｃで冷却し、　１１５０℃の炉中に２５分保持後、１１
００℃で熱延を開始し、Ａ３点以上で６０％圧下後、さ
らに圧延を行い８００℃で１．６＋ｎ＋＋＋を厚さの熱
延板に仕上げた（総圧下率９３．６％）。以後の条件は
、本発明法（１）と同様である。

木見朝塾班 組成工の溶鋼を１０＋ｎｎ＋を厚さに鋳造後、平均１０
℃／ｓｅｅで冷却し、　１１５０℃の炉中に３０分保持
後、　１１００℃で熱延を開始し、Ａ。

意思上で６０％圧下後、さらに圧延を行い８００℃で１
．６ｉｎｔ厚さの熱延板に仕上げた（総圧下率９３．６
％）。以後の条件は、本発明法（１）と同様である。

木見凱孟且 組成Ｉの溶鋼を２５ｍｍｔ厚さに鋳造後、平均２℃八ｅ
ｃで冷却し、１１００℃で熱延を開始し、Ａ１点以上で
６０％圧下後、さらに圧延を行い８４０℃で４．０ｎｅ
ｔ厚さの熱延板に仕上げた（総圧下率８４％）。この熱
延板について８００℃Ｘ１ｍ１ｎ、空冷の熱延板焼鈍を
２５％１１□−７５％Ｎ２雰囲気中で実施した後、２．
６ｎｗｎｔに冷圧し、２５％Ｈ２−７５％Ｎ２雰囲気中
で８３０℃ｘ１．５　ｍｉｎ、空冷の中間焼鈍を行った
。さらに０．５ｎｒｎｔに冷圧し、８７０℃Ｘ　１．５
　ｍｉｎ空冷の仕上げ焼鈍を２５％Ｉ＋２−７５％Ｎ２
雰囲気中で行った。

ル」冒たｍ 組成Ｊの溶鋼を２２０ｍｍｔ厚さのスラブに鋳造後、平
均０．６℃／ｓｅｃで冷却し、その後粗圧延を行って３
５ｎｅｔ厚とし、続いて約１０５０℃で仕上げ圧延を開
始して８３０℃で終了し、１．６圃を厚の熱延板とした
（総圧下率９９％）。この熱延板を酸洗した後、０．５
＋ｌｌｎ　を厚さまで冷圧し、８７０℃Ｘｉ、５ｍ１ｎ
、空冷の焼鈍を行った。

比較法（２） 組成Ｊの溶鋼を２２０ｍｍｔ厚さのスラブに鋳造後、−
旦室温まで放冷した後、１２００℃に再加熱し、比較法
（１）と同様のスケジュールで熱延後、冷圧、焼鈍した
。

ル１ｄ組災 組成Ｉの溶鋼を２５ｎｗｎｔ厚さに鋳造後、旦室温まで
空冷した後、１２００℃に再加熱し。

１１００℃で熱延を開始し、Ａ１点以上で６０％圧下後
、さらに圧延を行い８１０℃で１　、６　ｕｍｎｔ厚さ
の熱延板に仕上げた（総圧下率９３．６％）。この熱延
板を酸洗した後、０．５ｍｎ＋を厚さに冷圧し、２５％
１１□−７５％Ｎ２雰囲気中で８７０℃Ｘ　１，５　ｕ
＋ｉｎ、空冷の焼鈍を行った。

ルＪ量紅世 組成Ｉの溶鋼を１０＋ｎｍｔ厚さに鋳造後、平均３０℃
八ｅｃで９００°Ｃまで冷却し、次いで１１５０°Ｃま
で加熱後、１１００℃で熱延を開始し、Ａ１点以上で７
０％圧下後、さらに圧延を行い８００℃で１．６ｎｅｔ
厚の熱延板に仕上げた（総圧下率８４％）。以後の条件
は本発明法第 ５ 表 Ａ　＋３＋　：　８００℃ＸＩ、５ｍ１ｎ、空冷、２５
％ｌＩ２−７５％Ｎ２、ＰｌＩ□Ｏ／ＰＨ２＝０．００
５Ｇ　（２１：　７７０℃Ｘ５ｈｒ、炉冷、７５％＋１
２−２５％Ｎ２、Ｐ）１２０／ＰＨ２＝０．０５ また、最終焼鈍時の雰囲気は以下の通りであＧｆ３）　
　　　：２Ｓ％１１□−７５％Ｎ２、ｐＨ□０／１）Ｈ
２＝０．１５ Ｇ（３）以外：２５％１１２−７５％Ｎ２、ＰＨ２０７
ＰＨ２＝ｏ、ｏｏｇ Ｇ（２）、Ｇ（３）の最終焼鈍後のＣ含有量は、それぞ
れ０．００１８％、０．００４３％であった。

得られた鋼板の磁気特性を、その製造条件と実施例２゜ 第６表に示す供試鋼を３０＋ｎｍｔの薄鋳片に鋳造後、
Ａ３点を下回ることなく熱延を開始し、熱延後、冷圧（
板厚０．５ｍｍｔ）、焼鈍を行った。熱延および焼鈍条
件を第７表に示す。

但し、Ａ（３）、Ｇ（２）については熱延板焼鈍を以下
の条件で行った。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）〜（Ｃ）は、それぞれＦ　Ｃ材、ＭＣ材お
よびＭＣ材の１０５０℃Ｘ５ｍ１ｎ再加熱材の各鋳片の
断面金属組織を示す写真である。第２図は、第１図に示
す各鋳片を熱間圧延した際の、熱間圧延までの熱履歴を
示すグラフである。第３図は、第１図（Ａ）〜（Ｃ）に
示す各鋳片を素材とする熱延板を、熱延板焼鈍−冷圧−
最終焼鈍して得られた鋼板のＸ線積分反射強度比を、最
終焼鈍温度との関係で示すグラフである。第４図は、ａ
鋳片のＡｒ、意思上での熱延圧下率が最終焼鈍後の磁束
密度に及ぼす影響を示すグラフである。第５図は、薄鋳
片の熱延時の総圧下率が最終焼鈍後の磁束密度に及ぼす
影響を示すグラフである。 第 図 郊 ？ 図 大！ｔ　會５巨　ｊ五４　Ｌ自１ （０Ｃ） 第 図 ０ ５ ８０　　　８５　　　９０　　　９５ 懸延時のし圧下子（２→ ＮＯ，１４：　＋０００’ｌＪＩ、ｌ−ｎ＊Ｌ圧下牟（
’／−）手続ネ市正書 （方式） ％式％ ｌ、事件の表示 平成　２年特許願第１１７２０号 ２、発明の名称 無方向性電磁鋼板の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　　　　　特許出願人 （４１２）　ＩＩ本鋼管株式会社 補正内容 １、本願明細書中、第３５頁２行目から４行目にかけて
「第１図（Ａ）〜（Ｃ）は、それぞれ・・・・・・を示
す写真である。Ｊとあるを以下のように訂正する。 「　第１図はＦＣ材、ＭＣ材およびＭＣ材の１０５０℃
Ｘ５ｍ１ｎ再加熱材の各鋳片の断面金属組織を示す写真
である。」 ４、補正命令の日付　　　　　平成　３年２月１２日 ５、代　理　人 東京都中央区京橋１丁１１４番５号 上屋ｔ’　ルＧ’［Ｄ　０３−３５３５−１０５０補正
の対象

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で、Ｃ≦０．０１％、０．１≦Ｓｉ＜１．７％、
   Ａｌ＜１％、（Ｓｉ＋１．７Ａｌ）＜１．７％、Ｎ≦０
   ．００３％、Ｓ≦０．００５％、残部Ｆｅおよび不可避
   的不純物からなる溶鋼を薄鋳片に鋳造した後、この鋳片
   をＡ＿３点以下まで冷却することなく熱間圧延を開始し
   、該熱間圧延工程では、材料温度がＡ＿３点に到達する
   までに圧下量２０％以上の圧延を行うとともに、熱間圧
   延時の総圧下量を８０〜９５％とし、該熱延板をそのま
   ま又は熱延板焼鈍した後、１回または中間焼鈍を挾む２
   回以上の冷間圧延を行い、しかるのち焼鈍を行うことを
   特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。