JPH04154914A - 磁気特性の優れた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、変圧器等の鉄芯として使用される磁気特性の
優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

（従来の技術） 一方向性電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機器
の鉄芯材料として使用され、励磁特性、鉄損特性等の磁
気特性に優れていることが要求される。

励磁特性は、磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度
（Ｂ．値）によって表される。鉄損特性は、周波数５０
Ｈｚで１．　７　Ｔｅｓｌａまで鉄芯を磁化したときの
鉄芯１ｋｇ当たりのエネルギーロスＷ＋７／Ｓ。

によって表される。一方向性電磁鋼板の磁束密度は、゛
鉄損特性の最大支配因子であり、−船釣に、磁束密度が
高いほど鉄損特性が良好である（鉄損値が低い）。また
一般に、一方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて製品
の磁束密度を高くすると、二次再結晶粒が大きくなり鉄
損特性が悪くなる場合がある。このような、磁束密度が
高く二次再結晶粒が大きな一方向性電磁鋼板に対しては
、磁区幅を細分化する磁区制御によって二次再結晶粒の
大きさに拘わりなく鉄損特性を良好ならしめることがで
きる。

一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程において二次再
結晶を生成させ、鋼板面に（１１Ｏ）面を、圧延方向に
＜００１＞軸を有する、所謂Ｇｏｓｓ組織を発達させる
ことによって製造される。良好な磁気特性をもつ一方向
性電磁鋼板を得るためには、磁化容易軸である＜００１
＞軸を圧延方向に高度に揃えることが必要である。

高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造技術の代
表的なものとして、川口らによって特公昭４０−１５６
４４号公報に開示された技術或は今生らによって特公昭
５１−１３４６９号公報に開示された技術がある。前者
においてはＡ／！ＮおよびＭｎＳを、後者においてはＭ
ｎＳ　、　ＭｎＳｅ、　Ｓｂを主なインヒビターとして
機能させている。

現在の一方向性電磁鋼板の工業的製造プロセスにおいて
は、これらインヒビターとして機能する析出物の大きさ
、形態および分散状態を適正に制御することが不可欠で
ある。

ＭｎＳに関して言えば、熱間圧延に先立つスラブ加熱段
階でＭｎＳを一旦完全に固溶させた後、熱間圧延段階で
析出させる方法が採られている。二次再結晶においてイ
ンヒビターとして機能するに必要な量のＭｎＳを完全に
固溶させるためには、スラブを１４００℃程度の高温に
加熱しなければならない。

このスラブ加熱温度は、普通鋼スラブの加熱温度よりも
２００℃以上も高く、このことに起因して以下のような
問題がある。

１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱を余分に必要と
する。

２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。

３）スラブからの溶融スケール（鉱滓：ノロ）の量が増
大し、ノロ掻きといった操業上困難な作業を余儀無くさ
れる。

４）加熱炉の補修頻度が高くなり、このことに起因して
メインテナンス・コストが上昇するのみならず、設備稼
働率を低下させ設備生産性を低くする。

このような問題を解決するには、スラブ加熱温度を普通
鋼並に低くすればよいのであるけれども、このことは、
二次再結晶においてインヒビターとして機能するＭｎＳ
の量を少なくするか或は全く用いないことを意味し、必
然的に二次再結晶の不安定化をもたらす。従って、スラ
ブ加熱温度を低くすることを実現するためには、ＭｎＳ
以外の析出物によってインヒビターを強化し、仕上焼鈍
時に正常粒成長の抑制を十分にする必要がある。このよ
うなインヒビターとしては、硫化物のほか、窒化物、酸
化物および粒界析出元素等が考えられ、次のようなもの
が知られている。

特公昭５４−２４６８５号公報には、Ａｓ、　５ｉＳＳ
ｎ、　Ｓｂ等の粒界偏析元素を網中に含有させることに
よって、スラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃とする
ことが　　。

開示されている。また、特開昭５２−２４１１６号公報
には、Ａｌのほか、ＺｒＸＴｉ、　Ｂ、　Ｎｂ、　Ｔａ
、　Ｖ。

Ｃｒ、　Ｍｏ等の窒化物生成元素をスラブに含有させる
こ七によって、スラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃
とすることが開示されている。さらに、特開昭５７−１
５８３２２号公報には、Ｍｎ含有量を低くし、かつＭｎ
／Ｓを２．５以下とすることによって、スラブ加熱温度
を低くし、さらにＣｕの添加によって二次再結晶を安定
化させることが開示されている。一方、これらインヒビ
ターの補強と組合せて金属組織の側から改良を加えた技
術も開示された。即ち、特開昭５７−８９４３３号公報
には、Ｍｎに加えＳ、　ｓｅ、　ｓｂ、Ｂｉ、　Ｐｂ、
　Ｂ等の元素を加え、これにスラブの柱状晶率と二次冷
延圧下率を組合せることによって１１００〜１２５０℃
の低温スラブ加熱化を実現している。

さらに、特開昭５９−１９０３２４号公報には、Ｓ或は
Ｓｅに加え、Ａ！およびＢと窒素を主体としてインヒビ
ターを構成し、冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時にパルス
焼鈍を材料に施すことによって二次再結晶を安定化させ
る技術が開示されている。このように、一方向性電磁鋼
板の製造プロセスにおいて、スラブ加熱温度を低くすべ
く、これまでに多大の努力が払われてきた。

ところで、本発明者等は先に特開昭５９−５６５２２号
公報に、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７
％以下とすることによって、低温スラブ加熱を可能にす
る技術を開示した。この技術によって、高温スラブ加熱
時の結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶不良
の問題が解決された。

スラブ加熱温度を普通綱並に低くする製造プロセスは、
元来、製造コストの低減を目的とするものであるけれど
も、当然のことながら、良好な磁気特性をもつ製品を安
定して得ることができる製造プロセスでなければ工業化
はできない。他方、スラブ加熱温度を低くすると熱間圧
延温度が低下する等、熱間圧延条件の変更を伴う。しか
しながら、これまでのところ、熱間圧延条件を織り込ん
だ低温スラブ加熱を前提とする一貫製造プロセスは、検
討さえも行なわれていなかった。

従来の、高温スラブ加熱（たとえば１３００’Ｃ以上の
）を前提とする製造プロセスの場合、熱間圧延工程の冶
金学的な主たる役割は、 ａ）粗大結晶粒の再結晶による分断、 ｂ　）　ＭｎＳ、ＡｆｆｉＮ等の微細析出或は析出抑制
、Ｃ）材料の剪断変形による（１１０）　＜Ｏｏｌ＞方
位性の形成、 の３点であった。

しかしながら、低温スラブ加熱を前提とする製造プロセ
スの場合、前記ａ）の機能は必要なく、ｂ）に関しては
、本発明者等が特願平１−１７７８号に開示したように
、脱炭焼鈍後の金属組織を適切なものとすればよいので
、熱間圧延段階での析出物制御は必須ではない。従って
、従来の高温スラブ加熱を前提とする製造プロセスにお
いて必要であった熱間圧延条件の制約は、低温スラブ加
熱を前提とする製造プロセスの場合には少ないと言える
。

本発明者等は、二次再結晶制御のために、従来の高温ス
ラブ加熱を前提とする製造プロセスにおいては実現不可
能であった、熱延板の金属組織を極限まで適切なものと
する熱間圧延方法を検討した。たとえば、熱間圧延過程
の最終パス後の金属物理学現象に関しては、ＭｎＳ、Ａ
ＲＮ等の微細析出或は析出抑制が、従来の製造プロセス
においては最重要制御項目であり、他の現象はあまり顧
みられなかった。

本発明者等は、従来殆ど注目されていなかった仕上熱間
圧延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象を利用
して熱延板の金属組織を制御し、低温スラブ加熱を前提
とする、８０％超の圧下率を適用する最終強圧下冷間圧
延による製造プロセスにおいて、製品の磁気特性を良好
かつ安定なものとする製造方法を検討した。

一方向性電磁鋼板の熱間圧延に関しては、高温（たとえ
ば、１３００℃以上）スラブ加熱時の結晶粒の粗大成長
に起因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細
粒の発生）を防止するために、熱間圧延時、９６０〜１
１９０℃の温度域で１パス当たり３０％以上の圧下率を
適用する再結晶化高圧下圧延を材料に施して、粗大結晶
粒を分断する方法が、たとえば特公昭６０−３７１７２
号公報に開示されている。確かに、この方法によって線
状細粒の発生は減少するけれども、この方法は高温スラ
ブ加熱を前提とする製造プロセスにおけるものである。

低温スラブ加熱（１２８０℃未満）を前提とする製造プ
ロセスの場合には、前記高温スラブ加熱に起因する結晶
粒の粗大化が起こらないから、粗大結晶粒を分断するこ
とを目的とする再結晶化高圧下圧延は必要ではない。

一方、ＭｎＳ　、、Ｍｎ５ｅＸＳｂをインヒビターとし
て機能させる一方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて
、スラブの熱間圧延時に９５０〜１２００℃の温度域で
１０％以上の圧下率を適用して連続して圧延し、次いで
３℃／Ｓ以上の冷却速度で材料を冷却し、ＭｎＳ　、　
ＭｎＳｅを均一微細に析出させることによって、製品の
磁気特性を向上させる方法が、たとえば特開閉５１−２
０７１６号公報に開示されている。

また、スラブの熱間圧延を低温で行って再結晶の進行を
抑制し、剪断変形によって形成される（１１０）＜００
１＞方位粒が、引き続く再結晶によって減少するのを防
止することによって製品の磁気特性を向上させる方法が
、たとえば特公昭５９−３２５２６号公報、特公昭５９
−３５４１５号公報に開示されている。これらの方法に
おいても、低温スラブ加熱を前提とする、８０％超の圧
下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセス
は、検討さえなされていない。また、Ｃ≦０．０２重量
％を含有する珪素鋼スラブの熱間圧延において、９００
℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上とすること
によって、熱延板に歪を蓄積させる低温大圧下圧延を材
料に施し、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超低炭
素鋼特有の熱延再結晶の不足を補う方法が、特公昭５９
−３４２１２号公報に開示されているけれども、この方
法においては、低温熱間圧延は圧延機の負荷が過大とな
り、また熱延板の形状（平坦さ）が不良となり易く、さ
らに良好な磁気特性をもつ製品を安定して得ることも容
易でない。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、低温スラブ加熱を前提とする、８０％超の圧
下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセス
によって、磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定し
て製造することができる方法を提供することを目的とす
る。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは下記のとおりである。

（１）重量で、Ｃ≦０．０２０％、ＳＡｌ：２．５〜４
．５％、酸可溶性Ａｆ　：　０．０１０〜０．０６０％
、Ｎ　：　０．００３０〜０．０１３０％、（Ｓ　＋０
．４０５Ｓｅ）５０．０１４％、Ｍｎ　：　０．０５〜
０．８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なるスラブを、１２８０℃未満の温度に加熱し、熱間圧
延し、次いで８０％超の圧下率を適用する１回の冷間圧
延工程或は８０％超の圧下率を適用する最終冷間圧延を
含む中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延工程によって最
終板厚とした後、脱炭焼鈍、仕上焼鈍を施す一方向性電
磁鋼板の製造方法において、熱間圧延終了温度を９００
℃超１１５０℃未満とし、熱間圧延終了後少なくとも１
秒間８００℃以上の温度域に保持し、７００℃未満の温
度域で巻取ることを特徴とする磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法。

（２）熱間圧延が、仕上熱間圧延の最終３パスの圧下率
を５０％以上としてなされるものである前項１記載の磁
気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

（３）熱間圧延が、仕上熱間圧延の最終パスの圧下率を
２０％以上としてなされるものである前項１または２記
載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明者等は、従来、注目されていなかった仕上熱間圧
延の最終パス後の材料の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して、低温スラブ加熱を前提とする、８０％超の
圧下率を適用する最終強圧下冷間圧延による製造プロセ
スによって磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を安定し
て製造する方法を確立すべく研究を重ね、本発明を完成
するに至ったものである。

本発明が対象とする一方向性電磁鋼板は、従来用いられ
ている製鋼法によって得られる溶鋼を、連続鋳造して直
接にスラブとするか或は溶鋼を鋳型に注入、凝固させて
鋼塊とし、これを分塊圧延してスラブとし、次いで熱間
圧延して熱延板とした後、必要に応じて焼鈍を施し、次
いで８０％超の圧下率を適用する１回の冷間圧延工程或
は８０％超の圧下率を適用する最終冷間圧延工程を含む
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚と
した後、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施すプロセスによっ
て製造される。

本発明者等は、仕上熱間圧延の最終パス後の材料の再結
晶現象に注目して、種々の観点から広範囲に亘って研究
を進めた結果、仕上熱間圧延の最終パス後の材料の再結
晶現象と製品の磁気特性が密接に関係していることを見
出した。

以下に、本発明を、実験結果に基づいてさらに詳細に説
明する。

第１図は、熱間圧延終了温度および熱間圧延終了後、８
００℃以上の温度域に材料（鋼板）が保持される時間が
製品の磁束密度に与える影響を示すグラフである。

ここでは、重量で、Ｃ：　０．０１１％、ＳＡｌ：３．
２８％、酸可溶性へｆ　：　０．０２６％、Ｎ　：　０
．００７８％、Ｓ：　０．００７％、Ｍｎ　：　０．１
４％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
２０〜６０ｍｍ厚さのスラブを、１１００〜１２８０℃
に加熱して熱間圧延し、６パスで２．３ｍｍ厚さの熱延
板とした。熱間圧延後材料を直ちに水冷、熱間圧延後一
定時間空冷後水冷、熱間圧延後空冷等種々の冷却を材料
に施し、５５０℃で冷却を終了した。５５０℃の温度に
１時間保持した後、炉冷する巻取りシミュレーションを
行なった。次いで、この熱延板に、１１００℃の温度に
３０秒間保持した後９００℃まで徐冷し、然る後急冷す
る熱延板焼鈍を施し、次いで約８８％の圧下率を適用す
る最終強圧下冷間圧延を施して０．２８５　ｍｍ厚さの
最終板厚とした。その後、冷延板を８３０〜１０００℃
の温度域で脱炭焼鈍した後、・ＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、次いで最終仕上焼鈍を施した。

第１図から明らかなように、熱間圧延終了温度が９００
℃超、１１５０’Ｃ未満であり、かつ熱間圧延終了後少
なくとも１秒間８００℃以上の温度域に熱延板を保持す
る場合に、Ｂ６≧１．８８　Ｔの高い磁束密度をもつ製
品が得られる。

本発明者等は、この新しい知見をさらに詳細に検討した
。

第２図は、第１図に示す実験結果において磁束密度が良
好であった、熱間圧延終了温度が９００℃超、１１５０
℃未満であり、かつ熱間圧延終了後少なくとも１秒間８
００℃以上の温度域に熱延板を保持する場合における、
仕上熱間圧延の最終３パスの累積圧下率と製品の磁束密
度の関係を示すグラフである。第２図から明らかなよう
に、仕上熱間圧延の最終３パスの累積圧下率が５０％以
上の場合に、ＢＩｌ≧１．９０　Ｔの高い磁束密度をも
つ製品が得られる。本発明者等は、この新しい知見をさ
らに詳細に検討した。

第３図は、第２図に示す実験結果において磁束密度が良
好であった、熱間圧延終了温度が９００℃超、１１５０
℃未満であり、かつ熱間圧延終了後少なくとも１秒間８
００℃以上の温度域に熱延板を保持し、かつ仕上熱間圧
延の最終３パスの累積圧下率を５０％以上とする場合に
おける、仕上熱間圧延の最終パスの圧下率と製品の磁束
密度の関係を示すグラフである。第３図から明らかなよ
うに、仕上熱間圧延の最終パスの圧下率が２０％以上の
場合に、Ｂ８≧１．９２　Ｔの高い磁束密度をもつ製品
が得られる。

熱間圧延終了温度、熱間圧延後８００℃以上の温度域に
材料（鋼板）を保持する時間、仕上熱間圧延の最終３パ
スの累積圧下率、仕上熱間圧延の最終パスの圧下率と製
品の磁束密度の間に、第１図、第２図および第３図に示
す関係が存在する理由については必ずしも明らかではな
いけれども、本発明者等は次のように推察している。

従来から、（１１０１＜００１＞方位二次再結晶粒の母
体は、スラブの熱間圧延時に、材料表層での剪断変形に
よって形成されると考えられており、熱延板での（１１
０）＜００１＞方位粒を冷延再結晶後に富化するために
は、熱延板の（１１０）＜００１＞方位粒を粗粒とし、
かつ歪の少ない状態にすることが有効であると考えられ
ている。

本発明の場合、熱間圧延最終パス後の再結晶により熱延
板の結晶粒は小さいが、歪が少ない状態になっており、
これが熱延板焼鈍後にも継承され、（１１０）＜００１
＞方位粒を冷間圧延、再結晶後に富化する点において、
粒径の点では不利であるけれども歪の点で有利であり、
結果的には脱炭焼鈍後の状態で（１１０）＜ｏｏｔ＞方
位粒に影響を与えない。

他方、脱炭焼鈍板の主方位である（１１１１＜１１２＞
、（１００１＜０２５＞は、（１１０）＜００１＞方位
二次再結晶粒の粒成長に影響を与える方位として知られ
ており、（１１１）　＜１１２＞方位粒が多いほど、（
１００１＜０２５＞方位粒が少ないほど、（１１０）＜
００１＞方位二次再結晶粒の粒成長が容易になると考え
られる。

本発明においては、熱間圧延の最終３パスで高い圧下率
を適用する圧延を行うことによって、最終パス後に引き
続く再結晶における核生成サイトが増加して再結晶が進
み、結晶粒も微細化される。

次いで、熱延板に焼鈍を施すと、熱延板の状態で核化状
態となっていた多数の粒が再結晶粒となり、熱延板で微
細な再結晶粒となっていたものとともに鋼板全体を占め
、結果的には微細な結晶粒で占められた金属組織となる
。

次いで、この熱延板焼鈍後の材料（鋼板）を冷間圧延、
再結晶させると、冷間圧延前の粒径が小さいために粒界
近傍から（１１１）＜１１２＞方位の核が多発し、粒内
から核発生する（１００）＜０２５＞方位の核が相対的
に減少する。

このように、本発明においては、熱間圧延の最終パス後
に引き続く再結晶によって、熱延板が低歪で、かつ多数
の再結晶粒が発生するから結晶粒径が小さい状態となり
、この影響が引き続く熱延板焼鈍、冷間圧延、脱炭焼鈍
後にまで引き継がれ、脱炭焼鈍板の状態で、（１１０）
＜００１＞方位粒に影響を与えることなく、（１１０）
　＜００１＞方位粒の粒成長に有利な（１１１）＜１１
２＞方位粒を増加させ、（１１０）＜００１＞方位粒の
成長を妨げる（１００）＜０２５＞方位粒を減少させる
ことに成功した。これにより、良好な磁気特性をもつ製
品を安定して得ることが可能となった。

次に本発明の構成要件の限定理由について述べる。

先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して限定理由
を詳細に説明する。

Ｃは多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的で
ないので０．０２０％以下とした。

Ｓｔは４．５％を超えると冷延時の割れが著しくなるの
で４．５％以下とした。また、２．５％未満では素材の
固有抵抗が低すぎ、トランス鉄心材料として必要な低鉄
損が得られないので２．５％以上とした。望ましくは３
．２％以上である。

ＡｎおよびＮは二次再結晶の安定化に必要なＡｆｆｉＮ
もしくは（Ａ　ｌ　＋　Ｓｔ）　ｎ１ｔｒｉｄｅｓを確
保するため、酸可溶性Ａ２として０．０１０％以上が必
要である。酸可溶性へ！が０．０６０％を超えると熱延
板のＡｊｌ！Ｎが不適切となり二次再結晶が不安定にな
るので０．０６０％以下とした。

Ｎについては通常の製鋼作業では０．００３０％未満に
することが困難であり、これ未満にすることは経済的に
好ましくないので０．００３０％以上とし、また、０．
０１３０％を超えるとブリスターと呼ばれる“鋼板表面
のふくれ゛が発生するので０．０１３０％以下とした。

ＭｎＳ　、　ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製造工程の
条件を適切に選ぶことによって磁気特性を良好にするこ
とが可能である。しかしながらＳやＳｅが高いと線状細
粒と呼ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向があり、
この二次再結晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ　
＋０．４０５　Ｓｅ）５０．０１４％であることが望ま
しい。ＳあるいはＳｅが上記値を超える場合には製造条
件をいかに変更しても二次再結晶不良部が発生する確立
が高くなり好ましくない。

また最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなり
すぎて好ましくなく、このような観点からＳあるいはＳ
ｅを不必要に増すことは意味がない。

Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０５％未満では
、熱間圧延によって得られる熱延板の形状（平坦さ）、
就中、ストリップの側縁部が波形状となり製品歩留りを
低下させる問題を生じる。一方、Ｍｎ量が０．８％を越
えると製品の磁束密度を低下せしめる。

スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコストダウンを行う
という目的から１２８０℃未満と限定した。

好ましくは１２００℃以下である。

加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板となる
。本発明の特徴はこの熱延工程にある。

つまり熱延終了温度を９００℃超、１１５０℃未満とし
、熱延終了後生くとも１秒間８００℃以上の温度に保持
し、巻取温度を７００℃未満とする。さらにこれに加え
て、仕上熱間圧延の最終３パスの累積圧下率を５０％以
上とすることが良好な磁気特性を得る上で一層好ましい
。さらに加えて、仕上熱間圧延の最終パスの圧下率が２
０％以上であることが良好な磁気特性を得る上で一層好
ましい。

熱延工程は通常１００〜４００ｎｕｎ厚のスラブを加熱
した後、いづれも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延
よりなる。粗圧延の方法については特に限定するもので
はなく、通常の方法で行われる。

本発明の特徴は粗圧延に引き続く仕上圧延にある。

仕上圧延は通常４〜１０パスの高速連続圧延で行われる
。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率が高く、後段
に行くほど圧下率を下げて形状を良好なものとしている
。圧延速度は通常１００〜３０００ｍ／ｍｉｎとなって
おり、パス間の時間は０．０１〜１００秒となっている
。本発明で限定しているのは、熱延終了温度と熱延後の
冷却と巻取温度と仕上圧延の最終３パスの累積圧下率と
さらに加えて仕上圧延の最終パスの圧下率だけであり、
その他の条件は特に限定するものではないが、前記最終
３パスのパス間時間を１０００秒以上と異常に長くとる
とパス間の回復、再結晶で歪が解放され、蓄積歪の効果
が得られにくくなるので好ましくない。

その他、仕上圧延前段の数パスでの圧下率については、
最終パスまで加えた歪が残っていることが期待しにくい
ので特に限定せず、最終３パスだけを重視すれば十分で
ある。

次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。

熱延終了温度を９００　”Ｃ超、１１５０℃未満とし、
熱延終了後生なくとも１秒間８００℃以上の温度に保持
すると規定したのは、第１図から明らかなようにこの範
囲でＢ８≧１．８８（Ｔ）の良好な磁束密度Ｂ８をもつ
製品が得られるためである。なお、熱延終了後網板が８
００℃以上に保持される時間の上限値については特に限
定するものではないが、通常、熱延終了後巻取られるま
での時間が０．１〜１０００秒程度であり、１０００秒
以上鋼板をストリップ状で８００℃以上に保持すること
は設備の点で困難である。

熱延後の巻取温度については、７００℃以上となると冷
却時のコイル内の熱履歴の差に起因して、コイル内にＡ
Ｊ２Ｎ等の析出状態のバラツキ、表面脱炭状態のバラツ
キ、金属組織のバラツキ等が生し、製品の磁気特性にバ
ラツキが生じて好ましくないので、７００℃未満としな
ければならない。

次にさらに好ましくは仕上熱延の最終３パスの累積圧下
率を５０％以上とすると規定したのは、第２図より明ら
かなように、この範囲でＢ８≧１．９０（Ｔ）の良好な
磁束密度Ｂ６をもつ製品が得られるためである。なお、
前記最終３パスの累積圧下率の上限については特に限定
するものではないが工業的には９９．９％以上の累積圧
下を加えることは困難である。またさらに好ましくは前
記最終パスの圧下率を２０％以上としたのは第３図から
明らかなようにこの範囲において、Ｂ８≧１．９２（Ｔ
）の−層良好な磁束密度Ｂ８をもつ製品が得られるため
である。なお、前記最終パスの圧下率の上限は特に限定
するものではないが、工業的には９０％以上の圧下を加
えることは困難である。

この熱延板は必要に応じて熱延板焼鈍を施し、次いで、
圧下率８０％超の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼
鈍をはさむ２回以上の冷延を施す。

最終冷延の圧下率を８０％超としたのは、圧下率を上記
範囲とすることによって、脱炭仮において尖鋭な（１１
０）＜ＱＱｌ＞方位粒と、これに蚕食され易い対応方位
粒（（１１１）　＜１１２　＞方位粒等）を適正量帯る
ことができ、磁束密度を高める上で好ましいためである
。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足し
ている場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強
化する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例と
しては、１を含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの
窒素分圧を高めに設定する方法等が知られている。

また、インヒビター強化法の一例として、脱炭焼鈍に引
き続いてＮＦｌ、ガス、プラズマ等を用いてストリップ
状で窒化処理を施す方法も有効である。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

一実施例１− Ｃ：　０．０１１重量％、ＳＡｌ：３．２９重量％、Ｍ
ｎ二０．１５重量％、Ｓ　：　０．００５重量％、酸可
溶性へ！：　０．０２７重量％、Ｎ：０゜００７９重量
％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる４
０ｍｗ１厚のスラブを、１１５０℃の温度で加熱した後
１０７０℃で熱延を開始し、４０→１５→７→３．５→
３→２．６→２、３　（ｍｍ）なるパススケジュールで
熱延して２．３ｍｍ厚の熱延板とした。この時熱延終了
温度は９１３℃であり、引き続き００．２秒空冷した後
（９１１”Ｃ）に２００℃／秒の冷速で５５０℃まで水
冷し５５０℃に１時間保持した後炉冷する巻取リシミュ
レーション、０５秒空冷した後（８６０’Ｃ）に１００
℃／秒の冷速で５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間
保持した後炉冷する巻取リシミュレーションを施した。

この熱延板に、１０８０℃に３０秒保持し、次いで、９
００℃に３０秒保持し、急冷する熱延板焼鈍を施し、次
いで圧下率約８８％で０．２８５　ｍｍ厚の冷延板とし
、８３０℃で１５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。得ら
れた脱炭焼鈍板をＮ２２５％、８２７５％の雰囲気ガス
中にＮＨ３ガスを混入させた雰囲気ガス中で７５０℃に
３０秒保持して、鋼板に窒素を吸収させた。窒素吸収後
の窒素は０．０１９５重量％であった。次いでＭｇＯを
主成分とする焼鈍分離剤を鋼板に塗布し、Ｎ２２５％、
８２７５％の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度で１２０
０’Ｃまで昇温し、引き続きＨ２１００％雰囲気ガス中
で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った
。

焼鈍を行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第１表に示す。

一実施例２− Ｃ：　０．０１３重量％、ＳＡｌ：３．３０重量％、Ｍ
ｎ二０．１５重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可
溶性Ａｆ：　０．０３４重量％、Ｎ　：　０．００８３
重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る２６ｍｍ厚のスラブを、１１５０℃の温度で加熱した
後６パスで熱延して２．３ｍｍ厚の熱延板とした。この
時圧下配分を２６→１５→１０→７→５→２．８→２．
３　（ｍｍ）とし、熱延開始温度を０１０５０℃１■９
００　’Ｃの２条件とした。熱延終了後３秒空冷した後
に１００’Ｃ／秒の冷速で５５０℃まで水冷し、５５０
℃に１時間保持した後炉冷する巻取リシミュレーション
を施し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例
１と同じ条件で行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第２表に示す。

一実施例３− Ｃ：　０．００９重量％、ＳＡｌ：３．２７重量％、Ｍ
ｎ二０．１４重量％、Ｓ　：　０．００６重景重量酸可
溶性へｌ：　０．０２８重量％、Ｎ　：　０．００８２
重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る４０ｍｍ厚のスラブを、１１５０℃の温度で加熱した
後１０５０℃で熱延を開始し、４０→３０→２０→１０
→５→３→２（ｍｍ）とし、熱延終了後■２秒空冷後ｌ
ＯＯ℃／秒で５５０℃まで水冷し、５５０℃で１時間保
持した後炉冷、■２秒空冷後５０℃／秒で７５０℃まで
水冷し、７５０℃で１時間保持した後炉冷なる２条件で
冷却した。この熱延板に１０８０℃に３０秒保持し、次
いで９００℃に３０秒保持し、急冷する熱延板焼鈍を施
し、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条件は実施例１と
同じ条件で行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第３表に示す。

−実施例４− Ｃ：　０．００２重量％、ＳＡｌ：３．２０重量％、Ｍ
ｎ＝０．１４重量％、Ｓ　：　０．００６重量％、酸可
溶性へｌ：　０．０３４重量％、Ｎ　：　０．００８１
重量％を含有し、残部Ｐｅおよび不可避的不純物からな
る４０ｍｍ厚のスラブを、１１００℃の温度で加熱した
後１０５０’Ｃで熱延を開始し、６パスで熱延して２．
３ｍｍ厚の熱延板とした。この時圧下配分を■４０→１
５→７→３．５→３→２．６→２．３　（ｍｍ）、■４
０→２６→１８→１２→６→３．２→２．３　（ｍｍ）
、■４０→２８→２０→１６→９．２→４．６→２．３
　（１ｍ）の３条件とした。

熱延後の冷却を実施例２と同じ条件で行った。この熱延
板に１０５０℃に３０秒保持し、９００℃に３０秒保持
する熱延板焼鈍を施し、圧下率約８５％で０．３３５　
ｍｍ厚の冷延板とし、引き続き最終仕上焼鈍までの工程
条件を実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件と製品の磁気特性を第４表に示す。

（発明の効果） 以上説明したように本発明においては、熱延終了温度と
熱延終了後鋼板を８００℃以上に保持する時間および熱
延後の巻取温度、さらに好ましくは熱延最終３パスの累
積圧下率、またさらに好ましくは熱延の最終パスの圧下
率を制御することにより、低Ｃの素材での低温スラブ加
熱を前提とする製造方法で良好な磁気特性を安定して得
ることができるので、一方向性電磁鋼板の製造方法とし
ての工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延終了温度および熱延終了後８００℃以上に
鋼板が保持された時間と製品の磁束密度との関係を表し
たグラフであり、第２図は仕上熱延最終３パスの累積圧
下率と磁束密度との関係を表したグラフであり、第３図
は仕上熱延の最終パスの圧下率と磁束密度との関係を表
したグラフである。 ０２θ　　４０　　　６０　　８θ

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で、Ｃ≦０．０２０％、Ｓｉ：２．５〜４．
   ５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：
   ０．００３０〜０．０１３０％、（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ
   ）≦０．０１４％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有し
   、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１
   ２８０℃未満の温度に加熱し、熱間圧延し、次いで８０
   ％超の圧下率を適用する１回の冷間圧延工程或は８０％
   超の圧下率を適用する最終冷間圧延を含む中間焼鈍を挟
   む２回以上の冷間圧延工程によって最終板厚とした後、
   脱炭焼鈍、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法
   において、熱間圧延終了温度を９００℃超１１５０℃未
   満とし、熱間圧延終了後少なくとも１秒間８００℃以上
   の温度域に保持し、７００℃未満の温度域で巻取ること
   を特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
   方法。
2. （２）熱間圧延が、仕上熱間圧延の最終３パスの圧下率
   を５０％以上としてなされるものである請求項１記載の
   磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
3. （３）熱間圧延が、仕上熱間圧延の最終パスの圧下率を
   ２０％以上としてなされるものである請求項１または２
   記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。