JPH04235224A - 板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、板幅方向に均一な磁
気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法に関し、
特にスラブの合金成分とスラブ加熱方法に工夫を加える
ことによって板幅方向における磁気特性の均一化を鋼板
表面の平坦度改善に併せて実現しようとするものである
。

【０００２】

【従来の技術】一方向性けい素鋼板は、主として変圧器
およびその他の電気機器の鉄心材料、いわゆる積み鉄芯
、または巻鉄心素として使用され、磁束密度および鉄損
値等の磁気特性に優れることが基本的に重要である。 かかかる鋼板の表面には、通常、電気絶縁被膜が被成さ
れ、積層して使用する場合に各鋼板間を電気的に絶縁し
、渦電流損失を低減する方策が取られている。しかしな
がら鋼板の表面に凹凸があり平滑性に劣る場合には、商
品価値が低下するのみならず、占積率を低下させ、また
鋼板加工処理中に凸部分絶縁被膜が薄くなったり剥げた
りして、鉄心組立時の締め付けによって絶縁性が低下し
、局所的に発熱を起こすなど、変圧器事故の原因となる
。

【０００３】一方向性けい素鋼板の製造において特に重
要なことは、いわゆる最終仕上げ焼鈍工程で一次再結晶
粒を｛１１０　｝＜００１＞　方位の結晶粒に二次再結
晶させることである。このような二次再結晶を効果的に
促進させるためには、一つは、一次再結晶粒の成長を抑
制するインヒビターと呼ばれる分散相を均一かつ適正な
サイズに分散させることである。かかるインヒビターと
して代表的なものは、ＭｎＳ，　ＭｎＳｅ，　ＡｌＮお
よびＶＮのような硫化物や窒化物等で、鋼中への溶解度
が極めて小さい物質が用いられている。このため従来か
ら、熱間圧延前にスラブを高温加熱して、インヒビター
元素を完全に固溶させる方法がとられ、熱延工程以降、
二次再結晶までの工程で析出分散状態を抑制している。 なお、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｇｅ、ＣｕおよびＭｏ
等の粒界偏析形元素もインヒビターとして利用されてい
る。

【０００４】もう一つは、１回または２回以上の冷間圧
延および１回または２回以上の焼鈍によって得られる一
次再結晶粒組織を、板厚方向全体にわたって適当な大き
さの結晶粒でしかも均一な分布とすることであり、かか
る二つの条件を確保することが重要なことは周知のとお
りである。

【０００５】一方、製品中の介在物や析出物は磁化した
時に磁壁の移動を妨げ、鉄損を増大させることがよく知
られており、従来から鋼の高純度化の方策が種々とられ
てきた。また二次再結晶に必要なインヒビターとしても
、二次再結晶後のいわゆる最終仕上げ焼鈍の後半で分解
してけい素鋼に固溶するかあるいは鋼板の被膜中または
系外に移動する元素が選ばれる。

【０００６】従来、一方向性けい素鋼板を製造する場合
には、厚さ　１００〜３００ｍｍ　のスラブを１２５０
℃以上の温度で長時間かけて加熱し、インヒビターを完
全に固溶させた後、熱延板とし、ついでこの熱延板を１
回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって
最終板厚とし、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから
、二次再結晶および純化を目的として最終仕上げ焼鈍を
行うのが一般的である。ところで上記の高温・長時間の
スラブ加熱では結晶粒が異常成長を起こし、熱延後に粗
大な延伸粒として残る。この粗大な延伸粒は冷延・焼鈍
を経た後も再結晶しにくく、その部分はたとえインヒビ
ターの抑制力効果が十分であっても最終仕上げ焼鈍で｛
１１０　｝＜００１＞　方位の二次再結晶が不完全とな
っていわゆる帯状細粒組織となり、磁気特性の劣化を招
く。また圧延方向に平行な圧延集合組織がポリゴン化し
た粗大な延伸粒は、外力に対して一定の変形をするため
、製品の表裏面に規則性のある外面凹凸変化いわゆるリ
ッジングを発生し、占積率や絶縁抵抗の低下を招く。こ
の問題は中間焼鈍を行わない、いわゆる冷延１回法にお
いて顕著に発生する。

【０００７】製品の磁気特性の測定は、通常ＪＩＳ法に
基づき幅３０ｍｍ，　長さ　２８０ｍｍ寸法の試片約　
５００　ｇ（４の倍数）をコイル幅方向に採取したもの
で行われるが、かかる試片中にかりに幅３０ｍｍ程度の
帯状細粒が１〜２条混入していても磁気特性はわずかし
か劣化せず、かような不良部の存在に気づかないのが現
状である。しかもかかる製品板は最終仕上げ焼鈍におい
て、二次再結晶、純化およびフォルステライト被膜形成
を同一工程で行っているため、一旦製品化したものは外
見からの区別もできず、不良部を容易に除去できない欠
点がある。特に、通常の製品コイル幅約１０００ｍｍか
ら、５０ｍｍまたは　１００ｍｍ程度の板幅にスリット
して巻鉄心用材とする場合には、帯条細粒がスリット幅
全体に占める割合が極端に高まり鉄心の磁気特性を著し
く悪化させるので、変圧器の製造に際しては細心の注意
を必要とする。

【０００８】一般に、インヒビターの溶体化は、高温・
長時間であるほど完全状態に近づくが、その反面、スラ
ブの結晶粒は粗大化が進行する。そのため両者の関係を
うまく両立させることを狙った方策、例えば、低温鋳造
あるいは鋳造時の溶鋼の電磁的撹拌により鋳造組織を微
細化する方法、鋳造後スラブに予め歪みを加えて粗大な
柱状晶を破壊しておき、スラズ加熱時に再結晶させる方
法、スラブ加熱時の急速昇熱により特定の結晶粒の成長
を抑制する方法等が既に提案されている。しかしながら
上記した方策はいずれも、スラブ加熱温度が極めて高い
領域では依然として効果が不十分なところに問題を残し
ていた。

【０００９】帯状細粒の防止策として、特公昭５４−２
７８２０号公報、特公昭５０−３７００９号公報及び特
開昭６２−１３０２１７号公報にはそれぞれ、連続鋳造
スラブを加熱する前に予め５〜５０％、３０〜７０％、
１０〜５０％の圧延を施した後、１２６０〜１４２０℃
に再加熱し、最終の熱間圧延を行う方法が提案されてい
る。これらの方法はいずれも、連鋳スラブに予め歪みを
加えておき、スラブ加熱で再結晶させることにより、結
晶粒の粗大化を抑えようとするものである。しかし連鋳
スラブには通常、中心部近傍に濃厚偏析帯が存在し、そ
の濃厚偏析したインヒビターを溶体化するには１３８０
℃以上の高温でかなり長時間の保持を必要とする。 そのためスラブ結晶粒は表層部から中心部まで著しく粗
大化し、この粗大結晶粒に起因してリッジングや帯状細
粒が発生し、期待どおりの平坦度や磁気特性改善効果が
得られないという問題があった。一方、スラブ結晶粒の
粗大化を回避すべく加熱処理を低温・短時間とした場合
には、濃厚偏析部のインヒビターに溶体化不足を生じ、
熱延工程での分散状態が不均一となり、磁気特性はむし
ろ大幅に劣化し、前者の問題との両立は困難であった。 またスラブを予め圧延する技術は、すなわち鋼塊法にお
ける分塊工程に相当する技術であり、連続鋳造法本来の
目的からみても合理的な方法とは言えない。

【００１０】特公昭５６−１８６５４号公報には、１２
６０℃以上のスラブ加熱に際し、１２５０〜１３１０℃
までの温度範囲を平均昇温速度　１５０℃／ｈ以上で加
熱する方法が提案されている。この方法は、スラブの加
熱温度が１３７０℃以下の場合には結晶粒の粗大化抑制
効果を現すわすが、おおむね１３８０℃以上の高温側に
おいて粒成長抑制効果が急激に弱まり、１４００℃以上
ではさらに著しい表層の酸化と著しい結晶粒の粗大化が
起こり、所期した磁気特性、平坦度および表面性状の鋼
板は得られなかった。

【００１１】特開昭６３−１０９１１５号公報には、ス
ラブ中心温度が１３５０℃以上になるように加熱し、こ
の加熱に際して表面温度１４２０〜１４９５℃で　５〜
６０分保持すると共に、表面温度が１３２０℃以上にお
いて１４２０〜１４９５℃に達するまで８℃／分以上で
急速昇温して結晶粒の粗大化を抑制する方法が提案され
ている。この方法はスラブ温度が従来のガス加熱炉のみ
の方式より著しく高く、かつ保持時間が比較的短い。し
かしながらこのような高温領域では著しい粒成長が起こ
り、製品に帯状細粒が発生したり、著しい表面酸化や粒
界の選択酸化により、製品価値がなくなるほどの穴や表
面疵が多発する場合があった。

【００１２】特開昭６２−１０３３２２号公報は、誘導
加熱炉においてスラブ中心温度を１３００〜１４００℃
に加熱保持する際、表皮効果によるオーバーヒートを防
ぎ、均一加熱をめざして周波数を５０〜２００　Ｈｚに
変えるものであり、この発明の目的とは異なる。

【００１３】特開昭６２−１０２１４号公報に開示の方
法は、表面と内部の温度差を利用して効率よく加熱する
方法であり、また特開昭６２−１００１２８号公報に開
示の技術は、スラブの中心温度を１３００〜１４５０℃
に加熱し、後工程の粗圧延段階で生じる線状ヘゲごとき
の表面血管を防止するために粗圧延開始温度を規制する
技術であり、いずれも帯状細粒を防止する技術とは異な
る。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述の諸
問題を解決することを目的とし、鉄心材料に対する需要
家の要請に応え、平坦度が優れ、均一でかつ良好な磁気
特性を有する方向性けい素鋼板を安定して製造する方法
を提案するものである。

【００１５】

【課題を解決するための手段】さて発明者らは、上記の
目的を達成すべく、誘導式加熱炉を用いて、一方向性け
い素鋼用の連鋳スラブから帯状細粒のない均一にして磁
気特性の優れた製品を得るためのスラブ加熱方法および
成分に関して鋭意検討した結果、スラブ中の酸素含有量
が帯状細粒と鋼板凹凸の発生に深い関係のあり、スラブ
中の酸素含有量を所定範囲に制限すると共に加熱条件を
改善することにより、所期した目的が有利に達成される
ことの知見を得た。この発明は、上記の知見立脚するも
のである。

【００１６】すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを
、加熱した後、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍
をはさむ２回以上の冷延圧延を施して最終板厚に仕上げ
たのち、脱炭焼鈍を施し、その後鋼板表面に焼鈍分離剤
を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によ
って一方向性けい素鋼板を製造するに当り、スラブとし
て酸素含有量：０．００１０〜０．００３０ｗｔ％（以
下単に％で示す）のスラブを用い、かつ上記のスラブ加
熱に際し、１３８０〜１４４０℃の温度域に下記　（１
）式で示される時間保持することからなる板幅方向に均
一な磁気特性を有する一方向性けい素鋼板の製造方法で
ある。

【００１７】以下、この発明の基礎となった実験結果に
ついて具体的に説明する。Ｃ：０．０３２　〜０．０３
４　％，　Ｓｉ：３．０８〜３．１２％，　Ｍｎ：０．
０７０　〜０．０７３　％およびＳ：０．０１７　〜０
．０１８　％を含有する徐冷却したＡおよびＢの２種類
の厚さ　２１０ｍｍの連鋳スラブから、　２１０×３０
０　×３００ｍｍ　の試片を切り出し、多数のサンプル
を酸素濃度３０００　ｐｐｍの小型誘導加熱炉に装入し
、１０℃／ｍｉｎの昇熱速度で所定温度に加熱・保持し
た。

【００１８】図１に、加熱処理における保持時間と最大
結晶粒径との関係を示す。同図から明らかなように、同
一処理条件でも結晶粒径には大きな違いのあることが判
る。すなわち、１４４０℃以下の温度域において、Ａ材
は加熱温度が高くまた保持時間が長くなるほど結晶粒は
粗大化し、昇温速度１０℃／ｍｉｎのような急速昇温を
行った場合でも結晶粒の粗大化は免れ得ない。この点、
Ｂ材ではこのような超高温領域でも結晶粒の成長は遅い
。

【００１９】そこで上記の原因につき詳細に調査したと
ころ、Ａでは鋼中酸素量が０．０００８％であったのに
対し、Ｂのそれは０．００２０％であり、成分上の差に
起因している可能性をつかんだ。そこで、上述した酸素
量の差異による影響を再確認するため、Ｃ：０．０３１
　〜０．０３５　％，Ｓｉ：３．０８〜３．１４％、Ｍ
ｎ：０．０７０　〜０．０７４　％、Ｓ：０．０１７　
〜０．０１９　％の組成範囲で酸素濃度をそれぞれ、（
１）　０．０００７％、（２）　０．００１０％、（３
）　０．００１６％、（４）　０．００３０％、（５）
　０．００４２％と変化させたスラブから、　２１０×
３００　×３００ｍｍ試片を多数切り出し、酸素濃度３
０００ｐｐｍ　の小型誘導加熱炉に装入し、１０℃／ｍ
ｉｎの昇温速度で１４４０℃まで昇温し、この温度に２
０ｍｉｎ　保持する熱処理後における結晶粒径と酸素濃
度との関係について調査した。その結果を図２に示す。

【００２０】図２から明らかなように、結晶粒径を２０
ｍｍ以下に抑制するには、少なくとも０．００１０％の
酸素量が必要なことが判った。酸素含有量が多い場合に
、結晶粒が抑制される機構は十分に解明されていないが
、ＳｉＯ２，　Ａｌ２Ｏ３　等の酸化物が粒界を拘束す
るためと推察される。従って、同じ酸化物でもスラブ加
熱温度より融点が低いＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３　、ＭｎＯ２
等では効果が弱いと考えられる。上述したような好適酸
化物であっても、酸化物サイズが２μｍ　未満では粒成
長の抑制効果が弱く、２〜１０μｍ　のサイズのものが
とりわけ効果的であった。

【００２１】なお発明者らは、スラブ中心部　１／３厚
の結晶粒が２０ｍｍ以下であれば、熱間圧延、冷間圧延
および焼鈍工程において微細組織となり、製品板に帯状
細粒が発生しないことを予め確認している。

【００２２】次に、図２と同一成分のスラブを誘導加熱
炉に挿入し、１４２０℃まで１０℃／ｍｉｎで昇熱し、
２０分間保持して磁気特性評価用の試験片に供した。す
なわち加熱抽出したスラブを、熱延にて　２．５ｍｍ厚
の熱延板とし、酸洗でミルスケールを除いたのち、一次
冷間圧延により０．７２ｍｍの中間厚としてから、水素
中で　９５０℃，　２分間の中間焼鈍を施した。ついで
二次冷間圧延にて０．３０ｍｍ厚の最終板厚としたのち
、湿水素中で　８２０℃，　３分間の脱炭焼鈍を施し、
引続き　ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に
塗布して乾燥後、水素中で１２００℃，　５時間の仕上
げ焼鈍を施した。かくして得られた製品試験片について
、ＪＩＳに準拠した磁気特性の測定を、０．３０×３０
×２８０ｍｍ　試験片１枚づつについて行った結果を、
図３に平均値とばらつきで示す。

【００２３】図３から明らかなように、優れた磁気特性
が安定して得られるのは酸素含有量が０．００１０〜０
．００３０％の範囲である。酸素量が０．００１０％未
満での磁気特性の劣化は、スラブ加熱中における結晶粒
成長の抑制力が不十分なために粗大結晶粒が発生し、製
品板に帯状細粒が発生するからであり、一方酸素量が０
．００３０％を超えた場合の磁気特性の劣化は、磁化過
程で酸化物による磁壁移動の妨げが著しなるからである
。

【００２４】次に、インヒビターの溶体化条件を決める
ために、図１の成績を得た実験に用いたのと同じＢ材を
、小型誘導加熱炉で所定の温度×時間で処理したのち、
熱延にて　２．５ｍｍ厚の熱延板とし、酸洗でミルスケ
ールを除いた後、一次冷延圧延により０．８０ｍｍ厚の
中間厚としてから、水素中で　９５０℃，　２分間の中
間焼鈍を施した。ついで二次冷間圧延にて０．３５ｍｍ
厚の最終板厚とした後、湿水素中で　８２０，　３分間
の脱炭焼鈍を施し、引続き　ＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤を鋼板表面に塗布して乾燥後、水素中で１１８０
℃，　５時間の仕上げ焼鈍を施した。

【００２５】かくして得られた製品板から切り出した０
．３５×３０×２８０ｍｍ　の試験片１枚づつについて
磁気特性を測定した結果を、図４に平均値とばらつきで
示す。また図５には、優れた磁気特性が安定して得られ
る加熱温度と保持時間との関係を整理して示す。図５か
ら明らかなよう、高磁束密度を得るためには加熱温度が
１３８０〜１４４０℃の範囲で、かつ次式 で示される時間、保持する必要があることが判る。しか
しながら保持時間が６０分を超えてても磁束密度の著し
い向上を得られず、かえって経済的に不利となるため、
保持時間の上限は６０分に定めた。

【００２６】以上、図１〜図５に示したところから明ら
かなように、磁気特性の板幅方向における均一性が高く
、また平坦度の優れた鋼板を得るには、■　　含けい素
鋼スラブに０．００１０〜０．００３０％の酸素を含有
させる、■　　スラブ加熱は１３８０〜１４４０℃の温
度範囲で、次式（１）　に示される時間保持する ことが肝要なわけである。

【００２７】

【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
成を掲げると次の通りである。

【００２８】Ｃ：０．０１〜０．１０％Ｃは、熱間圧延
、冷間圧延中の組織の均一微細化のみならず、ゴス方位
の発達に有用な元素であり、少なくとも０．０１％の添
加が好ましい。しかしながら０．１０％を越えて含有さ
れると脱炭が困難となり、かえってゴス方位に乱れが生
じるので上限は０．０１％が好ましい。

【００２９】Ｓｉ：２．５　〜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、２．５　％に
満たないと比抵抗が低下するだけでなく、二次再結晶・
純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−γ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２．５　〜４．５％程度と
するのが好ましい。

【００３０】Ｍｎ：０．０２〜０．１２％Ｍｎは、熱間
脆化を防止するため少なくとも０．０２％程度以上を必
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Ａ
ｌＮ系とがある。ＭｎＳ，　ＭｎＳｅ系の場合は、Ｓｅ
，　Ｓのうちから選ばれる少なくとも一種：０．００５
　〜０．６０％、Ｓｅ、Ｓはいずれも方向性けい素鋼板
の二次再結晶を抑制するインヒビターとして有力な元素
である。抑制力の観点からは、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０．００
５　％、０．０６％程度とするのが好ましい。ＡｌＮ系
の場合は、 Ａｌ：０．００５　〜０．１０％、Ｎ：０．００４　〜
０．０１５　％Ａｌ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，ＭｎＳｅ系
およびＡｌＮ系はそれぞれ併用が可能である。

【００３１】インヒビター成分としては上記したＳ，　
Ｓｅ，　Ａｌの他、Ｃｕ，　Ｓｎ，　ＳｂおよびＭｏ等
も有利に適合するので、それぞれ小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：０．０１〜０．１５％、Ｓｂ，　Ｍ
ｏ：０．００５　〜０．１％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。

【００３２】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も対象とするが、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
ないことはいうまでもよい。

【００３３】上記した成分条件を満たすスラブは、スラ
ブ加熱でインヒビターを溶体化する必要がある。通常イ
ンヒビターの溶体化には１２５０℃以上で、しかも比較
的低温では長時間保持し、高温では短時間保持が利用さ
れている。この発明法ではスラブ加熱で結晶粒が粗大化
して起こる弊害を防ぐために、酸素を０．００１０〜０
．００３０％含有するスラブを用い、１３８０〜１４４
０℃範囲内で次式（１）で示される時間保持することに
より達成できる。

【００３４】この高温のスラブ加熱には、密閉構造にし
易く、容易に酸素濃度を下げられること、保護ガスによ
って酸化を防止できること、温度制御が可能であること
および高温に効率よく加熱できること等の理由から、誘
導加熱炉や抵抗加熱炉などの電気的加熱炉を用いるのが
有利である。次に上掲（１）　式で示した短時間加熱で
インヒビターを溶体化するには、１３８０℃が下限であ
り、一方１４４０℃を超えると粒界脆弱化による表面欠
陥を発生しやすくなるので上限を１４４０℃とした。つ
いでスラブ加熱後、熱間圧延で１．４〜３．５ｍｍ　厚
の熱延鋼帯とする。この熱延鋼帯の酸洗工程、その後の
１回の冷間圧延または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延、それに続く脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および最終
仕上げ焼鈍工程は、公知の手段を用いることができる。

【００３５】

【実施例】実施例１ Ｃ：０．０３０　〜０．０３３　％，　Ｓｉ：３．０２
〜３．０５％，　Ｍｎ：０．０６９　〜０．０７２　％
およびＳ：０．０１７　〜０．０１８　％の他、酸素を
（１）　０．０００７％、（２）　０．００１８％、（
３）　０．００３６％含有し、残部実質的にＦｅよりな
る　２１０ｍｍ厚のスラブを、ガス加熱炉で１２００℃
に予熱した後、引続き誘導加熱炉に装入し、周波数、投
入電力量および保護ガス吹き付け温度を適切に変え、表
１に示す５条件でスラブ加熱したのち、粗圧延機と仕上
げ圧延機で　２．５ｍｍ厚の熱延鋼板とした。その後熱
延鋼板を酸洗し、一次冷間圧延で０．８０ｍｍの中間厚
としたのち、　９００℃×２分間の中間焼鈍を施し、引
続き二次冷間圧延で０．３５ｍｍの最終厚に仕上げた。 ついで湿水素中で　８２０℃，　３分間の脱炭焼鈍を施
したのち、　ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、
水素中で１２００℃，　５時間の仕上げ焼鈍を施した。 かくして得られた製品板から、両エッジ１５ｍｍを除去
した後、１００ｍｍ　幅のサンプル１０枚を切り出し、
磁気特性と二次再結晶状況について調査した。 また同一部分のサンプル３０×２８０　ｍｍ、２４枚で
の占積率も併せて調査した。得られた結果を表１に併記
する。

【００３６】

【表１】

【００３７】表１から明らかなように、この発明に従う
合金組成のスラブを用い、かつ適切なスラブ熱を実施す
ることにより、平坦性に優れ、しかも帯状細粒の発生の
ない磁気特性の均一化に優れた製品板が得られることが
判る。

【００３８】実施例２ Ｃ：０．０４３　〜０．０４６　％，　Ｓｉ：３．３３
〜３．３５％，　Ｍｎ：０．０７２　〜０．０７５　％
，　Ｓｅ：０．０１９〜０．０２０　％，　Ｓｂ：０．
０２５　〜０．０３０　％およびＭｏ：０．０１２　〜
０．０１５　％の他、酸素を（１）　０．０００７％、
（２）　０．００２１％、（３）　０．００３８％含有
し、残部実質的にＦｅの組成になる　２４０ｍｍ厚のス
ラブを、ガス加熱炉で１１７０℃に予熱した後、引続き
誘導加熱炉に装入し、周波数、投入電力量および保護ガ
ス吹き付け温度を適切に変え、表２に示す６条件でスラ
ブ加熱した後、２．０ｍｍ　厚の熱延鋼板とした。その
後熱延鋼板に９８０　℃，　１分間の熱延板焼鈍を施し
たのち、一次冷間圧延で０．６０ｍｍ厚とし、次に水素
中にて１０００℃，　２分間の中間焼鈍を施したのち、
二次冷間圧延で０．２３ｍｍ厚の最終板厚に仕上げた。 ついで湿水素中で　８２０℃，　３分間の脱炭焼鈍を施
した後、ＭｇＯ　を主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
から、水素中で１１８０℃，　５時間の仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた製品板から、両エッジ１５ｍｍ
を除去した後、１００ｍｍ　幅のサンプル１０枚を切り
出し、磁気特性と二次再結晶状況について調査した。ま
た同一部分のサンプル３０×２８０　ｍｍ、３２枚での
占積率も併せて調査した。得られた結果を表２に併記す
る。

【００３９】

【表２】

【００４０】表２から明らかなように、この発明法に従
えば、製品厚みの薄いものでも所望の効果があることが
判る。

【００４１】実施例３ Ｃ：０．０６８　〜０．０７２　％，　Ｓｉ：３．１５
〜３．１８％，　Ｍｎ：０．０７５　〜０．０７８　％
，　Ｓｅ：０．０１９〜０．０２０　％，　Ｓｂ：０．
０２５　〜０．０２７　％，　Ａｌ：０．０２４　〜０
．０２６　％，　Ｃｕ：０．０７〜０．０８％、Ｓｎ：
０．０３〜０．０４％及びＮ：０．００７５〜０．００
８３％の他、酸素を（１）　０．０００５％、（２）０
．００１５％、（３）　０．００３４％を含有し、残部
実質的にＦｅの組成になる　２１５ｍｍ厚のスラブを、
ガス加熱炉で１１５０℃に予熱し、引続き誘導加熱炉で
周波数、投入電力量おにび保護ガス吹き付け温度を適切
に選び、表３に示す４条件にてスラブ加熱処理を実施し
た後、熱間圧延して　１．８ｍｍの熱延板とした。その
後熱延鋼板に１１８０℃，１分間の焼鈍と酸洗を施した
後、冷間圧延によって０．３０ｍｍ厚仕上げ、引続き８
４０℃，　３分間の湿水素中で脱炭焼鈍を施した後、　
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、７５
％Ｈ２＋２５％Ｎ２雰囲気中で１２００℃，　２０時間
の仕上げ焼鈍を施して方向性けい素鋼板とした。かくし
て得られた製品板から、両エッジ１５ｍｍを除去した後
、１００ｍｍ　幅のサンプル１０枚を切り出し、磁気特
性と二次再結晶状況について調査した。また同一部分の
サンプル３０×２８０　ｍｍ、３２枚での占積率も併せ
て調査した。得られた結果を表３に併記する。

【００４２】

【表３】

【００４３】表３から明らかなように、この発明法に従
ってスラブ加熱を施すことにより、冷延１回法において
も平坦度が優れ、均一な磁気特性の製品が得られること
がわる。

【００４４】

【発明の効果】かくしてこの発明に従い、スラブ中の酸
素含有量を規制すると共に、適切なスラブ加熱条件を採
用することにより、スラブ結晶粒の粗大化を効果的に抑
制できるので、帯状細粒の発生がなくなり、優れた磁気
特性を均一に得ることができ、また鋼板の平坦度も改善
することができ、製品の品質向上に大きく貢献する。で
ある。

【図面の簡単な説明】

【図１】スラブの加熱条件と最大結晶粒径との関係を示
すグラフである。

【図２】スラブの酸素含有量とスラブ加熱後の最大結晶
粒径との関係を示すグラフである。

【図３】スラブの酸素含有量と磁束密度Ｂ８　および鉄
損Ｗ１７／５０　との関係を示すグラフである。

【図４】スラブ加熱の際の保持時間と磁束密度Ｂ８　と
の関係をしめすグラフである。

【図５】磁気特性に及ぼす加熱温度および保持時間の関
係を示したグラフである

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　含けい素鋼スラブを、加熱した後、熱
   間圧延し、ついで１回または中間焼鈍をはさむ２回以上
   の冷延圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、脱炭焼鈍
   を施し、その後鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、
   最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性けい
   素鋼板を製造するに当り、スラブとして酸素含有量：０
   ．００１０〜０．００３０ｗｔ％のスラブを用い、かつ
   上記のスラブ加熱に際し、１３８０〜１４４０℃の温度
   域に下記　（１）式で示される時間保持することを特徴
   とする板幅方向に均一な磁気特性を有する一方向性けい
   素鋼板の製造方法。