JPH04324A - 磁気特性の優れた厚い板厚の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、トランス等の鉄心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、主にトランスその他の電気機器の
鉄心材料として使用されており、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。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁
束密度Ｂ，が通常使用される。また、鉄損特性を表す数
値としては、周波数５０七で１．７テスラー（Ｔ）まで
磁化したときのｌｋｇ当りの鉄ＦｊｌＷ，，／５．を使
用いている。

磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であり、船釣にい
って磁束密度が高いはど鉄損特性が良好ニナる。なお、
一般的に磁束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくな
り、鉄損特性が不良となる場合がある。これに対しては
、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損
特性を改善することができる。

この一方向性型Ｍ！鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再
結晶を起こさせ、鋼板面に（１１０１，圧延方向に＜０
０１＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させることに
より、製造されている。良好な磁気特性を得るためには
、磁化容易軸である＜００１＞を圧延方向に高度に揃え
ることが必要である。二次再結晶粒の方向性は、ＭｎＳ
、　Ａｔ　Ｎ等をインヒビターとして利用し、最終強圧
下圧延を施す方法によって大幅に改善され、それに伴っ
て鉄損特性も著しく向上する。

〔発明が解決しようとする課題〕

ところで、近年タービン発電機用鉄心材料等の用途に、
現用の高級無方向性電磁鋼板にかわって、方向性電磁鋼
板を用いたいというニーズが高まってきた。上記用途に
関していえば、他の無方向性電磁鋼板の用途と比較して
、一方向の磁気特性が重要とされるため、方向性電磁調
板を用いたいというニーズが高まってきたわけである。

一方、方向性電磁鋼板の熱延後の製造の土工、程は、熱
延板焼鈍−冷延一説炭焼鈍一仕上焼鈍となっており、無
方向性電磁鋼板の熱延後の主工程である冷延−焼鈍と比
較して、複雑となっている。そのため、製造コストから
して、方向性！磁鋼板の方が無方向性電磁鋼板よりかな
り高いものとなる。更に、主として０．５　ｍ厚等の厚
手を必要とする上記用途においては、例えば０．０８ｗ
ｔ％程度のＣを含有する通常の方向性電磁鋼用スラブを
素材として用いると、脱炭焼鈍工程で磁気時効の生じな
いＣレヘル（例えば０．００３ｗｔ％以下）まで脱炭す
るのに要する時間がかかりすぎるため、当然製造コスト
が高くなってしまう。

また、方向性を磁鋼板の製造においては通常熱延後組織
の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍が行わ
れている。例えばＡＩＮを主インヒビターとする製造方
法においては、特公昭４６２３８２０号公報に示すよう
に熱延板焼鈍においてＡＩＮの析出処理を行ってインヒ
ビターを制御する方法がとられている。

近年多量のエネルギー消費をするこのような方向性電磁
鋼板の製造工程に対する見直しが進められ、工程、エネ
ルギーの簡省略化の要請が強まってきた。このような要
請に応えるべく、ＡＩＮを主インヒビターとする製造方
法において、熱延板焼鈍でのＡＩＮの析出処理を、熱延
後の高温巻取で代替する方法（特公昭５９−４５７３０
号公報）が提案された。確かにこの方法によって熱延板
焼鈍を省略しても、磁気特性をある程度確保することは
できるが、５〜２０トンのコイル状で巻取られる通常の
方法においては、冷却過程でコイル内での場所的な熱履
歴の差が生じ、必然的にＡＩＮの析出が不均一となり、
最終的な磁気特性はコイル内の場所によって変動し、歩
留が低下する結果となる。

そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延最終バス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して８０％以上の強圧下１回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略することを検討した。

一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱（
例えば１３００℃以上）時のスラブ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
発生）を防止するために、熱延時の９６０〜１１９０℃
での温度で１バス当り３０％以上の圧下率で再結晶化高
圧下圧延を施し、粗大結晶粒を分断する方法が提案され
ている（特公昭６０−３７１７２号公報）。確かにこの
方法によって線状細粒発生が減少するが、熱延板焼鈍を
施す製造プロセスを前提としている。

また、ＭｎＳ、　　ＭｎＳｅ、　Ｓｂをインヒビターと
する製造方法において、熱延時の９５０〜１２００’Ｃ
の温度で圧下率１０％以上で連続して熱延し、引き続き
３°（／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することによって
ＭｎＳ、　　ＭｎＳｅを均一微細に析出させ、磁気特性
を向上させる方法が提案されている（特開昭５１−２０
７１６号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行を
抑制し、剪断変形で形成される（１１０）＜００１＞方
位粒が引き続く再結晶で減少するのを防止することによ
って磁気特性を向上させる方法が提案されている（特公
昭５９−３２５２６号公報、特公昭５９−３５４１５号
公報）。これらの方法においても、熱延板焼鈍無しの１
回冷延法での製造は検討さえされていない。また超低炭
素を含有する珪素鋼スラブの熱延において、熱延板で歪
を蓄積させる低温大圧下熱延を行い、引き続く熱延板焼
鈍での再結晶により超低炭素材特有の粗大結晶粒を分断
する方法が提案されている（特公昭５９−３４２１２号
公報）。しかしこの方法においても、熱延板焼鈍無しの
１回冷延法での製造は検討さえされていない。

そこで本発明者らは、従来はとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して８０％以上の強圧下１回冷延による製造法
において熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一
方向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、かかる目的を達成するために重量でＣ：　　
０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％な
らびに通常のインヒビター成分を含み、残余はＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブに対し、熱延終
了温度を７５０〜１１５０℃とし、最終３パスの累積圧
下率を５０％以上とする熱延を行い、引き続き熱延板焼
鈍をすることなく圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、
最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする０、　４〜１．０
　ｍ厚の厚手一方向性電ｍｍ板の製造法を提供するもの
である。

更に、この特徴に加えて、仕上熱延の最終パスの圧下率
を２０％以上とすることによって、−層磁気特性の優れ
た一方向性電磁鋼板が得られる。

〔作　用］ 本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、
最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。

本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフである
。ここでは、Ｃ：　０．０３６重量％、Ｓｉ：３．２０
重量％、酸可溶性Ａｔ　：　０．０２７重量％、Ｎ　：
　０．００８１重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、Ｍ
ｎ　：　０．１５重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる２０〜８０閣厚のスラブを１１５０〜
１４００℃に加熱し、６パスで３，４閣厚の熱延板に熱
延し、約１秒後に水冷し、５５０℃まで冷却した後、５
５０℃に１時間保持して炉冷する巻取りシミュレートを
施し、熱延板焼鈍を施すことなく約８５％の強圧下圧延
を行って最終板厚０．５　ａｍの冷延板とし、８３０〜
１０００℃の温度で脱炭焼鈍を行い、引き続きＭｇＯを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼鈍を行っ
た。

第１図から明らかなように熱延終了温度７５０〜１１５
０℃で、かつ最終３パスの累積圧下率５０％以上の場合
にＢ、≧１．８　Ｂ　Ｔの高い磁束密度が得られている
。また本発明者らはこの新知見をさらに詳細に検討した
。

第２図は、第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度７５０〜１１５０℃で、かつ熱延の最終３パス累積圧
下率５０％以上の場合における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。

第２図から明らかなように最終パスの圧下率が２０％以
上の場合に８８≧１．９０７の高い磁束密度が得られて
いる。

熱延終了温度、最終３パスの累積圧下率、最終パスの圧
下率と製品の磁束密度との間に第１図及び第２図に示し
た関係が成立する理由については、必ずしも明らかでは
ないが、本発明者らは次のように推察している。

従来から（１１０）＜００１＞二次再結晶粒の母体は熱
延時表面層での剪断変形で形成されると考えられており
、熱延板での（１１０）＜ｏｏｌ＞方位粒を冷延再結晶
後に富化するためには、熱延板での（１１０）＜００１
＞方位粒を粗粒で、かつ歪の少ない状態にすることが有
効と考えられている。他方、通常行われる熱延板焼鈍の
役割は、ＡＩＮ等の析出処理、冷却時の変態相の形成、
冷却時の固溶Ｃ１固溶Ｎ、微細炭窒化物の生成等が考え
られるが、これらの役割に加えて、再結晶による歪の低
下も熱延板焼鈍の重要な役割と考えられる。

そこで本発明者らは、熱間加工シミュレーターを用いて
、熱間加工再結晶挙動を詳細に検討した。

第３図は、熱間加工後の再結晶挙動を示すグラフである
。この場合、重量でＣ：　０．０４０％、Ｓｉ：３．２
７％、Ｍｎ　：　０．１４％、Ｓ　：　０．００７％、
酸可溶性Ａｔ　：　０．０２７％、Ｎ　：　０．００７
６％を含有する粗圧延材より試料を切り出し、１１５０
℃×１０分の加熱後、各温度で７５％の１パス圧下を加
え、加工した温度で所定の時間保持した後水焼入れした
。しかる後、本発明者らが開発したＥ　ＣＰ　（Ｅｌｅ
ｃｔｒｏｎｃｈａｎｎｅｌｌｉｎｇ　ｐａｔｔｅｒｎ）
を画像解析して結晶歪を測定する方法（日本金属学会秋
期講演大会概要集（１９８８、１１）　Ｐ２Ｓ５）を用
いて再結晶率を測定した。ここでは、標準試料の焼鈍板
に１．５％冷延した場合のＥＣＰの鮮明度より高い値を
示す粒の面積率（低歪粒の面積率）を再結晶率と呼んで
いる。この方法は従来の金属組織を目視判定して再結晶
率を測定する方法と比較して格段に精度がよい。第３図
かられかるように、１０００〜１０５０”Ｃの温度範囲
で最も再結晶の進行が速いことがわかる。

また、同一素材の試料を用いて、同一条件の加熱を行い
、１０〜９０％の圧下率で１０００℃で圧下し、１００
０℃の温度に１秒間保持した後水焼入れした。

しかる後上記と同一の方法で再結晶粒を判定し、その再
結粒の粒径（円相当直径）と再結晶率（低歪粒の面積率
）を画像解析機を用いて測定した。

圧下率と粒径および再結晶率の関係を第４図に示す。第
４図かられかるように、圧下率が大きいほど再結晶率は
高く、再結晶粒の粒径は小さくなる。

本発明の条件である、熱延終了温度を７５０〜１１５０
℃とし、最終３バスの累積圧下率を５０％以上とするこ
と、さらに加えて、最終パスの圧下率を２０％以上とす
ることは、第３図、第４図から明らかなように、いずれ
も仕上熱延の最終パス後に、再結晶を容易ならしめ、再
結晶粒径を微細とする要件となっていると考えられる。

従って、本発明の場合、熱延板の結晶粒径は小さいが歪
が少ない状態となり、（１１０）　＜００１＞方位粒を
冷延再結晶後に富化する点では、粒径の点で不利である
が、歪の点で有利であり、結果的には、脱炭焼鈍後の状
態で（１１０）＜００１＞方位粒に大きな影響を与えな
いと考えられる。

他方脱炭板の主方位である（１１１　）　＜１１２＞。

（１００１＜０２５＞は（１１０）＜００１＞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＞が多いはど（１００）＜０２５＞
が少ないほど（１１０）＜００１＞二次再結晶粒の粒成
長が容易となると考えられる。本発明においては、最終
パス後に引き続く再結晶において、再結晶が進みやすく
、結晶粒も微細化されやすくなる。この本発明の熱延板
を引き続き冷延再結晶させると冷延前の粒径が小さいが
ために粒界近傍から（１１１）　＜１１２　＞が多く植
生じ、粒内から植生ずる（１００）＜０２５＞が相対的
に減少する。

従って本発明においては、熱延最終パス後に弓き続く再
結晶によって熱延板が低歪で、かつ結晶粒径が小さい状
態となったがために、脱炭板の状態で（１１０１＜００
１＞方位粒に影響を与えることなく、（１１０）＜００
１＞方位粒の粒成長に有利な（１１１］　＜１１２＞方
位粒を増加させ、（１１０１＜００１＞方位粒の粒成長
を妨げる（１００）　＜０２５＞方位粒を減少させるこ
とに成功した。これにより熱延板焼鈍を省略しても良好
な磁気特性を得ることが可能となるものと考えられる。

次いで、本発明の各要件について説明する。

本発明で使用されるスラブは重量でＣ：　０．０１０〜
０．０６０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％ならびに通常の
インヒビター成分を含み残余はＦｅおよび不可避的不純
物よりなる。

次に上記成分の限定理由について述べる。Ｃは０．０１
０％未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結
晶した場合でもＢＩｌ≧１．８０（Ｔ）が得がたいので
、０．０１０％以上とした。また、０．０６０％を超え
ると板厚が０．４〜１．０と厚いために脱炭不良が発生
して好ましくない。また、Ｓｉについては４．５％を超
えると冷延が困難となり好ましくなく、２゜５％未満で
は良好な磁気特性を得ることが困難となり好ましくない
。また、インヒビター構成元素として、必要に応じてＡ
ｊ、　Ｎ、　Ｍｎ、　　Ｓ、　Ｓｅ。

Ｓｂ、　Ｂ、　Ｃｕ、旧、　Ｎｂ、　Ｃｒ、　Ｓｎ、　
Ｔｉ等を添加することもできる。

このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コストの面から１３００℃以下とすることが好まし
い。

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７５０〜１１５０℃とし、仕上
熱延の最終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好ましい。

また、さらに加えて、仕上熱延の最終バスの圧下率を２
０％以上にすることは、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１００〜４００ｍｍ厚のスラブを加熱し
た後、いづれも複数回のバスで行う粗圧延と仕上圧延よ
り成る。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１００〜３０００＋ｗ／ｗｉｎとなっ
ており、バス間の時間は０．０１〜１００秒となってい
る。本発明で限定しているのは、熱延終了温度と最終３
パスの累積圧下率とさらに加えて最終パスの圧下率だけ
であり、その他ノ条件は特に限定するものではないが、
最終３パスのバス間時間を１０００秒以上と異常に長く
とるとバス間の回復、再結晶で歪が開放され、蓄積歪の
効果が得られにくくなるので好ましくない。その信任上
熱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７５０−１１５０℃１最終３バスの累積
圧下率を５０％以上としたのは、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
Ｂ６をもつ製品が得られるためである。なお最終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最終パスの圧下率
を２０％以上としたのは第２図から明らかなようにこの
範囲において、Ｂ８≧１．９０（Ｔ）の−層良好な磁束
密度Ｂ、をもつ製品が得られるためである。なお最終パ
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。

熱延の最終バス後、通常０．１〜１００秒程度空冷され
た後水冷され３００〜７００　’Ｃの温度で巻取られ、
徐冷される。この冷却プロセスについては特に限定され
るものではないが、熱延後１秒以上空冷することは、再
結晶を進ませる上で好ましい。

この熱延板は熱延板焼鈍を施すことなく８０％以上の圧
下率で冷延される。圧下率を８０％以上としたのは、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（１１０）＜ＯＯｉ＞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
量得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいため
である。

冷延板の板厚を０．４〜１．０　ｙｍと規定したのは、
厚手一方向性電ｖＬｉｉｌ板を得る本発明の目的のため
である。また、１．０　ｙｍ超では、脱炭焼鈍に時間が
かかりすぎて好ましくない。

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、Ａ！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が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

一実施例１− Ｃ：　０．０３４重量％、Ｓｉ：３．２１重量％、Ｍｎ
二〇、１６重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可溶
性へ！：０．０２６重量％、Ｎ　：　０．００７８重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる６０
■厚のスラブを１１５０″Ｃの温度で加熱した後、１０
５０℃で熱延を開始し６パスで熱延して３．４　ｍの熱
延板とした。この時圧下配分を■６０→２８→１３→６
．５→５．０→３．８→３．４（ｍ）、■６０→４０→
２６→１４→７．３→４．１→３．４（ｍ）、■６０→
４０→２６→１４→７．３→４．４→３．４（Ｍ）の３
条件とした。熱延終了後は１秒間空冷後５５０℃まで水
冷し、５５０℃に１時間保持した後、炉冷する巻取シミ
ュレーションを行った。この熱延板を酸洗して圧下率的
８５％で０．５閣の冷延板とし、８３０℃で２５０秒保
持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭焼鈍板に、Ｍｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｎ
２７５％の雰囲気ガス中で１５℃／時の速度で１２００
″Ｃまで昇温し、引き続きＨｚ１００％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。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第１表に示
す。

一実施例２− Ｃ：　０．０３５重量％、Ｓｉ：３．２８重量％、Ｍｎ
＝０．１６重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可溶
性へ！：０．０２７重量％、Ｎ　：　０．００８０重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０
■厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、６パス
で熱延して３、４　ｍの熱延板とした。この時圧下配分
を４ｏ→２１→１４→１０−７．０−４．０→３．４　
（ｍ）とし、熱延開始温度を０１０００℃、■９００　
’Ｃ１■８００℃１■７００℃の４条件とした。熱延終
了後の冷却条件、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、熱延終了温度と製品の磁気特性を第２表に示
す。

一実施例３− Ｃ：　０．０４８重量％、Ｓｉ：３．３０重量％、Ｍｎ
二０．１５重量％、Ｓ　：　０．００６重量％、酸可溶
性Ａｆ：　０．０３１重量％、Ｎ　：　０．００８０重
量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる７
０ｍ厚のスラブを１２５０℃の温度で加熱した後、６パ
スで熱延して３．０閣の熱延板とした。この時圧下配分
を７０→４５→３０−１５−７．５→４．５→３．０　
（ｍ）とし、熱延開始温度を■１２５０℃１■１１００
℃１■１０００℃の３条件とした。熱延終了後は実施例
１と同じ条件で冷却した。この熱延板を酸洗して圧下率
的８３％で０．５　ｗｍの冷延板とし、８３０℃で１５
０秒保持し引き続き８５０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍
を施した。得られた脱炭焼鈍板にＭｇＯを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ２２５％、Ｈｚ７５％の雰囲気
ガス中で１０℃／時の速度で８８０℃まで昇温し、引き
続きＮ２７５％、Ｈ２２５％雰囲気ガス中で１５℃／時
の速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ！１００％
の雰囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕
上焼鈍を行った。

た。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第３表に示
す。

一実施例４ Ｃ：　０．０１９重量％、Ｓｉ：３．ｌＱ重量％、Ｍｎ
：０．１６重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可溶
性Ａ！：　０．０３１重量％、Ｎ　：　０．００７８重
量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４
０閣厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、１０
５０℃で熱延を開始し、５パスで熱延して３．８　ｍｍ
の熱延板とした。

この時圧下配分を下記の３条件とした。

■４０→１６→７．４→５．８→４．３→３．８（ｍ＋
）■４０→３０→２２．７→１３．６→６．８→３．８
（ｍｍ）■４０→３０→２３→１４→７．６→３．８（
ｍｍ）熱延後の冷却を実施例１と同じ条件で行った。

この熱延板を酸洗して圧下率約８７％で０．５Ｍ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、熱延終了温度、製品の磁気特性を第４表に示
す。

−実施例５− Ｃ：　０．０３３重量％、Ｓｉ：３．２０重量％、Ｍｎ
＝０．１４重量％、Ｓ　：　０．００７重量％、酸可溶
性へ！二０．０２７重量％、Ｎ　：　０．００７９重量
％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０
ｍｍ厚のスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、１０
５０℃で熱延を開始し、６パスで熱延して３．４閣の熱
延板とした。

この時圧下配分を■４０→１５→７．３→５．１→４．
４→３．８−＝３．４　（ｍ）　、■４０−２５−１５
→１０→８→５．７→３．４（閣）の２条件とした。熱
延終了後の冷却条件、引き続く脱炭焼鈍までの工程条件
は実施例１と同じ条件で行った。次いで、この脱炭板に
７５０℃×３０秒の熱処理を施し、この時Ｎｌｈガスを
雰囲気ガスに混合させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。

しかる後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
１２００℃までＮ２７５％、８２２５％の雰囲気ガス中
で１０℃／時の速度で昇温し、次いでＨｚ１００％の雰
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。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第５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
と熱延最終３パスの累積圧下率とさらに好ましくば熱延
の最終バスの圧下率を制御することにより、熱延板焼鈍
を施すことなく、１回冷延法で良好な磁気特性を有する
厚手一方向性電磁鋼板を製造することができるので、そ
の工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフであり
、第２図は熱延の最終バスの圧下率が製品の磁束密度に
与える影響を表したグラフであり、第３図は、熱間加工
再結晶挙動を示すグラフであり、第４図は再結晶率、再
結晶粒径に対する圧下率の影響を示すグラフである。 ２０　　　４θ　　　　　６θ θＯ 整数最終パスの、圧下率（％） 第１図 Ｏ１ｌθθ≦Ｂｌ（Ｔ） ｅ　　＋　　ｔ１９ｏ≦Ｂ１１（ｒ）＜１．りｅ・　；
δ＃　（Ｔ）　＜　１８０ θ ２θ　　　　４０〃６θ　　　　〃 んν 麩延ｉ科３パスの累積圧下雫（幻 加工完了後ｌ′うの時間（δｅｃ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量でＣ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：２
   ．５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み
   、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラ
   ブを熱延し、熱延板焼鈍をすることなく、引き続き圧下
   率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して
   ０．４〜１．０ｍｍ厚の厚手一方向性電磁鋼板を製造す
   る方法において、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃と
   し、最終３パスの累積圧下率を５０％以上とすることを
   特徴とする磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼
   板の製造方法。
2. （２）仕上熱延の最終パスの圧下率が２０％以上である
   ことを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れた厚い
   板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法。