JPH05156361A - 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】 【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性の高位安定化を図ることを目的と
する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、酸可溶性Ａｌ：０．０１０
〜０．０６０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以
下、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％を含有し、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃未
満の温度で加熱し、熱延を行い、圧下率６０〜７９％の
最終冷延を含む２回以上の冷延を施し、脱炭焼鈍、最終
仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造において、脱炭
焼鈍完了後最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結晶粒の
平均粒径を１０〜３５μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の
二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施し、さら
には、二次再結晶直前の鋼板に、Ｎ：０．０１００％以
上が含有されることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【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。

【０００２】

【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、通常磁場の強さ８０
０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ₈ 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５０Hzで１．
７テスラー（Ｔ）まで磁化した時の１kg当りの鉄損Ｗ
_17/50 を使用している。磁束密度は、鉄損特性の最大支
配因子であり、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損
特性が良好になる。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、鉄損特性の改善することができ
る。

【０００３】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に＜００１＞軸を持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。

【０００４】このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の
製造技術として代表的なものに田口悟等による特公昭４
０−１５６４４号公報及び今中拓一等による特公昭５１
−１３４６９号公報記載の方法がある。前者においては
主なインヒビターとしてＭｎＳ及びＡｌＮを、後者では
ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、Ｓｂ等を用いている。従って現在の
技術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、形態及び分散状態を適性制御することが不
可欠である。ＭｎＳに関して言えば、現在の工程では熱
延前のスラブ加熱時にＭｎＳを一旦完全固溶させた後、
熱延時に析出させる方法がとられている。二次再結晶に
必要な量のＭｎＳを完全固溶するためには１４００℃程
度の温度が必要である。これは普通鋼のスラブ加熱温度
に比べて２００℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理
には以下に述べるような不利な点がある。 １）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。 ２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。 ３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
に見られるように操業上の悪影響が大きい。

【０００５】このような問題点を回避するためには、ス
ラブ加熱温度を普通鋼並みに下げれば良いわけである
が、このことは同時にインヒビターとして有効なＭｎＳ
の量を少なくするかあるい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。このた
め低温スラブ加熱化を実現するためには何らかの形でＭ
ｎＳ以外の析出物などによりインヒビターを強化し、仕
上焼鈍時の正常粒成長の抑制を充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他、窒化物、
酸化物及び粒界析出元素等が考えられ、公知の技術とし
て例えば次のようなものがあげられる。

【０００６】特公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ、
Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有するこ
とにより、スラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃の範
囲にする方法が開示され、特開昭５２−２４１１６号公
報ではＡｌの他、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有することによりスラ
ブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にする方法が
開示されている。また、特開昭５７−１５８３２２号公
報にはＭｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以下
にすることにより低温スラブ加熱化を行い、さらにＣｕ
の添加により二次再結晶を安定化する技術を開示してい
る。一方、これらインヒビターの補強と組み合わせて金
属組織の側から改良を加えた技術も開示された。すなわ
ち特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加えＳ、Ｓ
ｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、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み合わせるこ
とにより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号公報で
はＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及びＢと窒素を主体とし
てインヒビターを構成し、これに冷延後の一次再結晶焼
鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次再結晶を安定化
する技術を提示している。このように方向性電磁鋼板製
造における低温スラブ加熱化実現のためには、これまで
に多大な努力が続けられてきている。

【０００７】さて、特開昭５９−５６５２２号公報にお
いては、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７
％以下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする
技術が開示された。この方法により高温スラブ加熱時の
スラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶不
良発生の問題が解消された。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱化が可
能となったこと自体は上記の如く工業的には大きなメリ
ットがあるが、生産管理等に余分の労力をさくことは、
コストダウンの点で好ましくない。そこで、低温スラブ
加熱を前提として、生産管理等の労力を少なくし、かつ
磁気特性を高位安定化させる工程設計が必要となる。こ
のためには、工程数を増すことも総合的には許容される
場合もある。本発明は、このような要求を充足し、かつ
優れた磁気特性を有する一方向性電磁鋼板の製造方法を
提供するものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。すなわち、 (1) 重量％で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：
０．００１０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：
０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１
２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、得られた熱
延板を圧下率６０〜７９％の最終冷延を含み、必要に応
じて中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延を行い、次いで脱
炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造
する方法において、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始
までの一次再結晶粒の平均粒径を１０〜３５μｍとし、
熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板
に窒化処理を施す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。

【００１０】(2) 前項の最終仕上焼鈍での二次再結晶開
始直前の鋼板には重量％でＮ：０．０１００％以上が含
有されることを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電
磁鋼板の製造方法である。

【００１１】

【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
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程をはさ
んでスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次
いで必要に応じて熱延板焼鈍を施し、この熱延板に圧下
率６０〜７９％の最終冷延を含み、中間焼鈍をはさむ２
回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を
順次行うことによって製造される。

【００１２】本発明の特徴である脱炭焼鈍完了後、最終
仕上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒径制御の効果に
ついて、実験結果を基に説明する。図１は一次再結晶粒
径が製品の磁束密度に与える影響をあらわしたグラフで
ある。ここでの実験は、重量％で、Ｃ＝０．０５３％、
Ｓｉ＝３．２５％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１５〜０．０
４３％、Ｎ＝０．００３３〜０．００９５％、Ｓ＝０．
００７％、Ｍｎ＝０．１４％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃に
加熱し、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。この熱延
板を酸洗し、次いで圧下率約４２％で冷延し、１．３４
mm厚とした。しかる後この鋼板に１１００℃×３０秒均
熱し、９００℃まで徐冷後急冷する中間焼鈍を施し、次
いで、圧下率７５％で冷延し、０．３３５mm厚の冷延板
とした。その後、この冷延板を７８０〜１０００℃に１
５０秒保持する脱炭焼鈍を施した。この時の焼鈍雰囲気
はＮ₂ ２５％とＨ₂ ７５％の混合ガスで露点は６２℃で
あった。しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼板に窒素処
理を施した。窒化後の鋼板のＮ量は０．０１７９〜０．
０２０８重量％であった。また、この鋼板の一次再結晶
粒の平均粒径（円相当直径）を光学顕微鏡と画像解析機
を用いて測定した。次いで、窒化後の鋼板にＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂ ：
７５％の混合ガス中で１２００℃まで１５℃／hrで昇温
し、Ｈ₂ ：１００％中に１２００℃で２０時間保持する
最終仕上焼鈍を行った。

【００１３】図１から明らかなように一次再結晶粒の平
均粒径が１０〜３５μｍの範囲で、Ｂ₈ ≧１．８５Ｔな
る良好な磁気特性が得られている。

【００１４】図１に示した如き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。すなわち、二次再結晶方位に対する
一時再結晶集合組織の影響メカニズムは、対応方位とい
う概念を用いて説明できると考えられる。本発明の如き
６０〜７９％の低圧下率最終冷延の場合、一次再結晶集
合組織は、それほど尖鋭には発達しない。従って、二次
再結晶方位に対する対応方位もそれほど強くならない。
この様な場合、二次再結晶する核の存在量とそれに対す
る対応方位の量の積の多い核が二次再結晶しやすいと考
えられる。この時、上記の積の二次再結晶に必要な臨界
値が重要となり、この臨界値が高過ぎると、様々な方位
を持つ二次再結晶粒が発生することとなる。そして、一
次再結晶粒径の逆数は、二次再結晶粒の粒成長の駆動力
に比例する量と考えられるので、一次再結晶の平均粒径
が小さいほど、上臨界値が低く、大きいほど臨界値が高
いと考えれる。従って図１に示した如く、１０〜３５μ
ｍに一次再結晶の平均粒径の適性値が存在したものとい
える。１０μｍ超の場合、何れも、二次再結晶が不良と
なっており、上記臨界値の適性範囲と一次再結晶粒径の
適性範囲が対応しているものと解される。

【００１５】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０．０２５重量％（以下
単に％と略述）未満になると二次再結晶が不安定にな
り、かつ二次再結晶した場合でもＢ₈ ＞１．８０（Ｔ）
が得がたいので０．０２５％以上とした。一方、Ｃが多
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０．０７５％以下とした。

【００１６】Ｓｉ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過ぎ、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。

【００１７】Ａｌは二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮ
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）窒化物を確保するため、酸可溶
性Ａｌとして０．０１０％以上が必要である。酸可溶性
Ａｌが０．０６０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適切
となり二次再結晶が不安定となるので０．０６０％以下
とした。

【００１８】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
１０％未満にすることが困難であり、かつ経済的に好ま
しくないので０．００１０％以上とし、一方、０．０１
３０％を超えるとブリスターと呼ばれる“鋼板のふく
れ”が発生するので０．０１３０％以下とした。

【００１９】ＭｎＳ、ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製
造工程の条件を適性に選ぶことによって磁気特性を良好
にすることは可能である。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＋０．４０５Ｓｅ）≦０．０１４％とすべきであ
る。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率が
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過ぎて好ましくなく、この様
な観点からＳあるいはＳｅを不必要に増すことは意味が
ない。

【００２０】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％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）、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が発生する。一方、Ｍｎ量が０．
８％を超えると製品の磁束密度を低下させ、好ましくな
いので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。

【００２１】この他、インヒビター構成元素としている
Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ等を微量に含
有することは差し支えない。

【００２２】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。スラブ加熱に引
き続き、通常の方法で熱延が行われ、熱延板となる。次
いで、圧下率６０〜７９％の最終冷延を含み、必要に応
じて中間焼鈍をはさみ２回以上の冷延を行う。最終冷延
の圧下率が６０％未満では｛１１１｝＜１１２＞等｛１
１０｝＜００１＞に対する対応方位が少なすぎて高い磁
束密度を得るには好ましくなく、７９％超では、高磁束
密度は得られるものの、適性な一次再結晶粒径の範囲が
狭くなるので良好な磁気特性を安定して得る点では不利
である。このため、最終冷延圧下率を６０〜７９％と規
定した。

【００２３】かかる冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭
焼鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製
品となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での間の一次再結晶粒の平均粒径を１０〜３５μｍとし
たのは、図１に示した如くこの値の範囲でＢ₈ （Ｔ）
１．８５なる良好な磁束密度が得られるからである。そ
して、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に
鋼板に窒化処理を施すと規定したのは、本発明の如き低
温スラブ加熱を前提とするプロセスでは、二次再結晶に
必要なインヒビター強度が不足がちになるからである。
窒化の方法としては特に限定するものではなく、脱炭焼
鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ₃ ガスを混入させ窒化す
る方法、プラズマを用いる方法、焼鈍分離剤に窒化物を
添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒化物が分解してでき
た窒素を鋼板に吸収させる方法、最終仕上焼鈍の雰囲気
のＮ₂ 分圧を高めとし、鋼板を窒化する方法等何れの方
法でも良い。窒化量については特に限定するものではな
いが、１ppm 以上は必要である。

【００２４】最終仕上焼鈍においては、例えば、Ｈ₂ 中
で焼鈍する等の場合、鋼板から脱窒が生じやすく、たと
え、最終仕上焼鈍前に窒化処理を施したとしても、二次
再結晶を生ぜしめ、かつ良好な磁気特性を得るための析
出物が不足する場合も考える。二次再結晶開始直前の鋼
板においては、Ｎが重量で０．０１００％以上が含有さ
れていることが、良好な磁気特性を得るためにさらに好
ましい。最終仕上焼鈍条件は、特に限定するものではな
いが、Ｎ₂ 分圧を１％以上とした雰囲気中で焼鈍するこ
とは、二次再結晶安定化の点で好ましい。

【００２５】

【実施例】以下実施例を説明する。 ［実施例１］Ｃ：０．０５５重量％、Ｓｉ：３．２４重
量％、Ｍｎ：０．１５重量％、Ｓ：０．００７重量％、
酸可溶性Ａｌ：０．０２９重量％、Ｎ：０．００７６重
量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４
０mm厚スラブを１１５０℃の温度で６０分加熱した後、
１０８０℃で熱延を開始し、２．３mm厚の熱延板とし
た。この熱延板を酸洗し、次いで圧下率約３４％で冷却
し、１．５２mm厚とした。しかる後この鋼板を１０５０
℃×３０秒（均熱）の処理後、９００℃まで徐冷した後
急冷する中間焼鈍を施した。次いで圧下率約７８％で冷
却し、０．３３５mm厚の冷延板とした。

【００２６】この冷延板に８３０℃×１５０秒（均熱）
なる脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍後の鋼板の平均粒径
（円相当直径）は、２２μｍであった。次いでかかる鋼
板に、７５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガ
ス中にＮＨ₃ ガスを混入させて窒化処理，処理なしの
２条件の処理を施した。条件の窒化後の鋼板のＮ量
は、０．０１８８重量％であった。その後、の鋼板
にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、公知の方
法で最終仕上焼鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性
の結果を表１に示す。

【００２７】

【表１】

【００２８】［実施例２］Ｃ：０．０４８重量％、Ｓ
ｉ：３．２３重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．
００７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１８重量％、Ｎ：
０．００８９重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる４０mm厚スラブを１２５０℃の温度で６０
分加熱した後、直ちに熱延を行い、２．３mm厚の熱延板
とした。この熱延板を酸洗し、次いで圧下率約４２％で
冷却し、１．３４mm厚とした。しかる後この鋼板に９８
０℃×２分（均熱）後、６００℃まで空冷した後急冷す
る中間焼鈍を施し、次いで圧下率７５％で冷却し、０．
３３５mm厚の冷延板とした。

【００２９】その後この冷延板にａ：８００℃×１５０
秒（均熱），ｂ：８４０℃×１５０秒（均熱）なる２水
準の脱炭焼鈍を施した。この場合、一次再結晶粒の平均
粒径（円相当直径）はａ：９μｍ，ｂ：１３μｍであっ
た。かかる鋼板に実施例１記載の窒化処理、を施し
た。条件の窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１６９〜
０．０１８１重量％であった。しかる後、ＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、公知の方法で最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。

【００３０】

【表２】

【００３１】［実施例３］Ｃ：０．０４０重量％、Ｓ
ｉ：３．３０重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．
００６重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０４８重量％、Ｎ：
０．００５１重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる４０mm厚スラブを１１００℃の温度で６０
分加熱した後、直ちに熱延を行い、２．３mm厚の熱延板
とした。この熱延板に１０００℃×２分間均熱後、６０
０℃まで空冷した後急冷する熱延板焼鈍を施し、次いで
酸洗、圧下率５０％の冷延を施し、１．１５mm厚の冷延
板とした。しかる後、この冷延板に１０００℃×２分
（均熱）の処理後、９００℃まで徐冷した後急冷する中
間焼鈍を施した。次いで圧下率約７５％で冷却し、０．
２８５mm厚の冷延板とした。

【００３２】この冷延板にａ：８５０℃×１５０秒（均
熱），ｂ：９５０℃×１５０秒（均熱）なる２水準の脱
炭焼鈍を施した。この場合、一次再結晶粒の平均粒径
（円相当直径）はａ：２６μｍ，ｂ：３７μｍであっ
た。かかる鋼板に実施例１記載の窒化処理、を施し
た。条件の窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９３〜
０．０２０１重量％であった。その後、ＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、公知の方法で最終仕上焼鈍
を行った。実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。

【００３３】

【表３】

【００３４】［実施例４］Ｃ：０．０４５重量％、Ｓ
ｉ：３．２５重量％、Ｍｎ：０．１５重量％、Ｓ：０．
００７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０重量％、Ｎ：
０．００８７重量％、Ｓｎ：０．０５０重量％を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４０mm厚スラ
ブを１１５０℃の温度で６０分加熱した後、直ちに熱延
を行い、２．３mm厚の熱延板とした。この熱延板を酸洗
し、次いで圧下率約３４％で冷延し、１．５２mm厚とし
た。しかる後、この鋼板を１１００℃×３０秒（均熱）
なる処理後、９００℃まで徐冷した後急冷する中間焼鈍
を施し、次いで圧下率約７８％で冷却し、０．３３５mm
厚の冷延板とした。

【００３５】この冷延板に８２０℃×１５０秒（均熱）
なる脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍後の鋼板の平均粒径
（円相当直径）は２１μｍであった。次いでこの鋼板
に、７５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス
中にＮＨ₃ ガスを混入させて窒化処理，処理なしの２
条件の処理を施した。条件の窒化後の鋼板のＮ量は、
０．０１２４重量％であった。その後、ＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、１５／hrで１２００℃まで
昇温し、１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を
施した。この時１２００℃の２０時間保定においては、
Ｈ₂ １００％なる焼鈍雰囲気中で行い、昇温過程では
ａ：Ｎ₂ ２５％、Ｈ₂ ７５％，ｂ：Ｈ₂ １００％なる２
水準の雰囲気条件とした。なお、最終仕上焼鈍中の９０
０℃から１２００℃までの間に２５℃間隔で試料を炉か
ら取り出し、二次再結晶開始直前の試料のＮ量を調査し
た。窒化処理を施していない試料については、二次再結
晶が生じなかった。窒化処理を施した試料については、
雰囲気ａの場合、１０５０℃で二次再結晶粒が観察さ
れ、１０２５℃での鋼板（二次再結晶開始直前）のＮ量
は、０．０１４６重量％であった。一方、雰囲気ｂの場
合、１０７５℃で二次再結晶粒が観察され、１０５０℃
での鋼板（二次再結晶開始直前）のＮ量は、０．００９
５重量％であった。実験条件と製品の磁気特性を表４に
示す。

【００３６】

【表４】

【００３７】［実施例５］Ｃ：０．０４８重量％、Ｓ
ｉ：３．３１重量％、Ｍｎ：０．１５重量％、Ｓ：０．
００７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３１重量％、Ｎ：
０．００６９重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる４０mm厚スラブを１１５０℃の温度で６０
分加熱した後、直ちに熱延を行い、２．３mm厚の熱延板
とした。この熱延板を酸洗し、次いで圧下率約４９％で
冷延し、１．１８mm厚の冷延板とした。しかる後、この
冷延板に１０５０℃×３０秒（均熱）なる処理後、９０
０℃まで徐冷した後急冷する中間焼鈍を施し、次いで圧
下率約７８％で冷却し、０．２６０mm厚の冷延板とし
た。

【００３８】この冷延板にａ：８２０℃×１５０秒（均
熱），ｂ：８５０℃×１５０秒（均熱）なる２水準の脱
炭焼鈍を施した。この場合、一次再結晶粒の平均粒径
（円相当直径）はａ：２１μｍ，ｂ：２４μｍであっ
た。かかる鋼板に実施例１記載の窒化処理を施した。
窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９５〜０．０２１０重
量％であった。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、１０／hrで１２００℃まで昇温し、１２０
０℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍を施した。この時
１２００℃の２０時間保定においては、Ｈ₂ １００％な
る焼鈍雰囲気中で行い、昇温過程ではａ：Ｎ₂ ２５％、
Ｈ₂ ７５％，ｂ：Ｎ₂ ７５％、Ｈ₂ ２５％なる２水準の
雰囲気条件とした。なお、最終仕上焼鈍中に実施例４記
載の条件で試料を炉から取り出し、二次再結晶開始直前
の試料のＮ量を調査した。脱炭焼鈍条件ａで最終仕上焼
鈍の雰囲気条件Ａの場合、１０５０℃で二次再結晶粒が
観察され、１０２５℃での鋼板（二次再結晶開始直前）
のＮ量は、０．０１９８重量％であった。脱炭焼鈍条件
ａで最終仕上焼鈍の雰囲気条件Ｂの場合、１０７５℃で
二次再結晶粒が観察され、１０５０℃での鋼板（二次再
結晶開始直前）のＮ量は、０．０２５４重量％であっ
た。脱炭焼鈍条件ｂで最終仕上焼鈍の雰囲気条件Ａの場
合、１０７５℃で二次再結晶粒が観察され、１０５０℃
での鋼板（二次再結晶開始直前）のＮ量は、０．０１８
４重量％であった。脱炭焼鈍条件ｂで最終仕上焼鈍の雰
囲気条件Ｂの場合、１１００℃で二次再結晶粒が観察さ
れ、１０７５℃での鋼板（二次再結晶開始直前）のＮ量
は、０．０２４５重量％であった。実験条件と製品の磁
気特性を表５に示す。

【００３９】

【表５】

【００４０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において、
２回以上の冷延を行うプロセスの最終冷延の圧下率を６
０〜７９％とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での間での一次再結晶粒径を１０〜３５μｍとし、熱延
後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化
処理を施し、さらには二次再結晶開始直前での鋼板のＮ
量を制御することにより、低温スラブ加熱条件で、良好
な磁気特性を安定して得られるので、その工業的効果は
極めて大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】一次再結晶粒径（円相当直径）と製品の磁束密
度の関係を表す図である。

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【手続補正書】

【提出日】平成４年１１月１７日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１４

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１４】図１に示した如き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。すなわち、二次再結晶方位に対する
一次再結晶集合組織の影響メカニズムは、対応方位とい
う概念を用いて説明できると考えられる。本発明の如き
６０〜７９％の低圧下率最終冷延の場合、一次再結晶集
合組織は、それほど尖鋭には発達しない。従って、二次
再結晶方位に対する対応方位もそれほど強くならない。
この様な場合、二次再結晶する核の存在量とそれに対す
る対応方位の量の積の多い核が二次再結晶しやすいと考
えられる。この時、上記の積の二次再結晶に必要な臨界
値が重要となり、この臨界値が高過ぎると、二次再結晶
が起こらず、低過ぎると、様々な方位を持つ二次再結晶
粒が発生することとなる。そして、一次再結晶粒径の逆
数は、二次再結晶粒の粒成長の駆動力に比例する量と考
えられるので、一次再結晶の平均粒径が小さいほど、上
臨界値が低く、大きいほど臨界値が高いと考えれる。従
って図１に示した如く、１０〜３５μｍに一次再結晶の
平均粒径の適性値が存在したものといえる。１０μｍ超
の場合、何れも、二次再結晶が不良となっており、上記
臨界値の適性範囲と一次再結晶粒径の適性範囲が対応し
ているものと解される。

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１７】Ａｌは二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮ
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可溶性Ａ
ｌとして０．０１０％以上が必要である。酸可溶性Ａｌ
が０．０６０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適切とな
り二次再結晶が不安定となるので０．０６０％以下とし
た。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２３】かかる冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭
焼鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製
品となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での間の一次再結晶粒の平均粒径を１０〜３５μｍとし
たのは、図１に示した如くこの値の範囲でＢ₈ （Ｔ）≧
１．８５なる良好な磁束密度が得られるからである。そ
して、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に
鋼板に窒化処理を施すと規定したのは、本発明の如き低
温スラブ加熱を前提とするプロセスでは、二次再結晶に
必要なインヒビター強度が不足がちになるからである。
窒化の方法としては特に限定するものではなく、脱炭焼
鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ₃ ガスを混入させ窒化す
る方法、プラズマを用いる方法、焼鈍分離剤に窒化物を
添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒化物が分解してでき
た窒素を鋼板に吸収させる方法、最終仕上焼鈍の雰囲気
のＮ₂ 分圧を高めとし、鋼板を窒化する方法等何れの方
法でも良い。窒化量については特に限定するものではな
いが、１ppm 以上は必要である。

【手続補正４】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００４０

【補正方法】変更

【補正内容】

【００４０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において、
２回以上の冷延を行うプロセスの最終冷延の圧下率を６
０〜７９％とし、脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での間での一次再結晶粒の平均粒径を１０〜３５μｍと
し、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼
板に窒化処理を施し、さらには二次再結晶開始直前での
鋼板のＮ量を制御することにより、低温スラブ加熱条件
で、良好な磁気特性を安定して得られるので、その工業
的効果は極めて大である。

【手続補正５】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図面の簡単な説明

【補正方法】変更

【補正内容】

【図面の簡単な説明】

【図１】一次再結晶粒の平均粒径（円相当直径）と製品
の磁束密度の関係を表す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ 7371−5Ｅ (72)発明者 河野 彪 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラ
   ブを、１２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、得
   られた熱延板を圧下率６０〜７９％の最終冷延を含み、
   必要に応じて中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延を行い、
   次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼
   板を製造する方法において、脱炭焼鈍完了後、最終仕上
   焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径を１０〜３５μ
   ｍとし、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの
   間に鋼板に窒化処理を施す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. 【請求項２】 最終仕上焼鈍での二次再結晶開始直前の
   鋼板に、重量％でＮ：０．０１００％以上が含有される
   ことを特徴とする請求項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。