JPH0686631B2

JPH0686631B2 - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0686631B2
Application number: JP63112551A
Authority: JP
Inventors: 延幸高橋; 克郎黒木; 聡新井; 洋三菅
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-05-11
Filing date: 1988-05-11
Publication date: 1994-11-02
Anticipated expiration: 2009-11-02
Also published as: JPH01283324A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は、電気機器の鐵芯として用いられる一方向性電
磁鋼板の製造に際し、基本的冶金現象として利用される
二次再結晶の発現に対して有効な析出物（一般にインヒ
ビターと呼ばれている）として新規な成分組成とそれを
前提とするプロセスに関する。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板は、鋼板面が｛110｝面で圧延方向に
＜001＞軸を有する所謂ゴス方位（ミラー指数で｛110｝
＜001＞方位と表す）を持つ結晶粒から構成されてお
り、軟磁性材料として変圧器および電機用の鐵芯に使用
される。

この鋼板は、磁気特性として磁化特性と鐵損特性が良好
でなければならない。

磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場の下で鐵芯内
に誘起される磁束密度で決まり、磁束密度が高い製品
（一方向性電磁鋼板）を用いると鐵芯を小型化できる。

磁束密度が高い鋼板は、結晶粒の方位を｛110｝＜001＞
に高度に揃えることによって得られる。

鐵損は、鐵芯に所定の交流磁場を与えたときに熱エネル
ギとして消費される電力損失であり、その良否に対し
て、磁束密度、板厚、鋼中の不純物量、比抵抗、結晶粒
度等が影響する。

磁束密度が高い鋼板は、電機機器の鐵芯を小さくできる
とともに鐵損も低くなるから望ましく、当該分野ではで
きる限り磁束密度の高い製品を低コストで製造する方法
の開発が課題となっている。

処で、一方向性電磁鋼板は、スラブを熱間圧延して得ら
れる熱延板を適切な冷間圧延と焼鈍との組合せにより最
終板厚とした鋼板を仕上焼鈍することにより、｛110｝
＜001＞方位を有する一次再結晶粒を選択成長させる所
謂二次再結晶によって得られる。

二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細な析出物、
たとえばMnS,AlN,MnSe,（Al,Si）N,Cu₂S等が存在するこ
と或はSn,Sb等の粒界存在型の元素が存在することによ
って達成される。これら析出物、粒界存在型の元素は、
J.E.May and D.Turnbull （Trans.Met.Soc.AIME 212（1
958） p769/781）によって説明されているように、仕上
焼鈍工程で｛110｝＜001＞方位以外の一次再結晶粒の成
長を抑え、｛110｝＜001＞方位粒を選択的に成長させる
機能を持つ。

このような、粒成長の抑制効果は、一般にインヒビター
効果と呼ばれている。

従って、当該分野における研究開発の重点課題は、如何
なる種類の析出物或は粒界存在型の元素を用いて二次再
結晶を安定させるか、そして正確な｛110｝＜001＞方位
粒の存在割合を高めるために、それらの適切な存在状態
を如何に達成するかにある。

特に、最近では、一種類の析出物による｛110｝＜001＞
方位の高度な制御に限界がある処から、種々の析出物に
ついて短所、長所を深く解明することにより幾つかの析
出物を有機的に組合せて、より磁束密度の高い製品を安
定してかつ低コストで製造し得る技術の開発が進められ
ている。

析出物の種類として、N.F.Littmannは、特公昭30-3651
号公報にまた、J.E.MayおよびD.Turnbullは、Trans.Me
t.Soc.AIME 212（1958） p769/781にMnSを、田口および
坂倉は、特公昭33-4710号公報にAlNとMnSを、Fiedler
は、Trans.Met.Soc.AIME 212（1961） p.1201〜1205にV
Nを、今中らは、特公昭51-13469号公報にMnSe,Sbを、J.
A.Salsgiverらは特公昭57-45818号公報にAlNと硫化銅を
小松らは、特公昭62-45285号公報に（Al,Si）Ｎを提示
している。その他に、TiS,CrS,CrC,NbC,SiO₂等も知られ
ている。

一方、粒界存在型の元素として、日本金属学会誌27（19
63）p.186に、斉藤達雄がAs,Sn,Sb等を提示している
が、工業生産においては、これら元素が単独で使用され
る例は無く、何れも析出物と共存させてその補助的効果
を狙って使用される。

さらに、特徴のあるインヒビターとしては、H.Grenoble
により合衆国特許第3,905,842号（1975）に提示されて
いるもの、H.Fiedlerにより合衆国特許第3,905,843号
（1975）に提示されているものがある。即ち、固溶の
Ｓ、Ｂ、Ｎを適当量だけ存在させることによって、磁束
密度の高い一方向性電磁鋼板の製造を可能にしている。

二次再結晶に効果のある析出物の選択基準は、必ずしも
明らかにされていないが、その代表的見解が、松岡によ
り「鐵と鋼」53（1967）p.1007〜1073に述べられてい
る。要約すると、（１）大きさは、0.1μｍ程度（２）必要容積は、0.1vol.％以上（３）二次再結晶温度域で完全に溶けてしまっても、全
く溶けなくても不可であり、適当な程度固溶することで
ある。

上に述べた種々の析出物は、これらの条件に当てはまる
部分もあるが、全ての現象がこの条件に当てはまるわけ
ではない。本発明の冷間圧延以降に鋼板を窒化するプロ
セスにおいては、上記（１）は重要な意味を持たない。

このように、現状では、析出物の選択をする際の指導原
理は確立しておらず、試行錯誤の繰返しで新しいインヒ
ビター制御技術が探索されている。

何れにしても、高い磁束密度（｛110｝＜001＞方位の高
い集積度）を得るためには、析出物を微細で均一かつ多
量に、仕上焼鈍前の鋼板中に存在させることが必要であ
り、析出物の制御と併せその析出物の特性に合致する圧
延、熱処理の適切な組合せにより、二次再結晶前の性状
を調整することが重要である。

〔発明が解決しようとする課題〕

現在、工業生産されている代表的な一方向性電磁鋼板の
製造方法として３種類あり、それぞれ長所および短所を
もっている。

第１の製造方法は、M.F.Littmannにより特公昭30-3651
号公報に提示された、MnSをインヒビターとして用いる
２回冷延プロセスである。二次再結晶粒は安定して発達
するけれども、高い磁束密度が得られない。

第２の製造方法は、田口、坂倉らにより特公昭40-15644
号公報に提示された、AlN＋MnSをインヒビターとして用
い、最終冷延を80％を超える強圧下とする１回冷延プロ
セスであり、極めて高い磁束密度が得られるけれども、
工業生産に際して製造条件の適正範囲が狭く、高い磁性
の製品の安定した生産が困難である。

第３の製造方法は、今中らにより特公昭51-13469号公報
に提示された、MnS（および／またはMnSe）＋Sbをイン
ヒビターとして用いる２回冷延プロセスであって、比較
的高い磁束密度が得られるけれども、Sb、Seといった有
害かつ高価な元素を使用し、しかも２回冷延法である処
から製造コストが高い。

上記３種類の製造方法には、共通する次の問題がある。

即ち、これら製造方法においては、何れも析出物を微細
かつ均一に析出させるために、析出物を一旦固溶させ
る。そのために、スラブ加熱温度が必然的に高くなる。

因みに、第１の製造方法においては、スラブ加熱温度は
1260℃以上であり、第２の製造方法においては、特開昭
48-51852号公報に開示されているように、素材のSi含有
量によるが、Si:3％の場合で1350℃である。第３の製造
方法においても、特開昭51-20716号公報に開示されてい
るように、スラブ加熱温度は1230℃以上であり、高い磁
束密度が得られた実施例によれば1320℃といった極めて
高い温度である。

このように、スラブを高温に加熱して析出物を固溶さ
せ、その後の熱間圧延中域は熱処理中に析出させる。

スラブ加熱温度が高くなると、加熱のためのエネルギ消
費が多くなるとともに、ノロの発生による歩留りの低下
といった問題がある他加熱炉の補修コストの増大、設備
稼働率の低下といった問題を惹起する。さらに、特公昭
57-41526号公報に開示されているように、スラブの加熱
温度が高いことに起因して線状の二次再結晶不良部が発
生するため、連続鋳造スラブを使用できないという問題
がある。

加えて、上記コスト面の問題以上に重要な問題は、鐵損
を低下せしめるべくSi含有量を多く、製品板厚を薄くす
るといった手段を採ると、前記線状の二次再結晶不良部
が多発し、高温スラブ加熱法を前提とするプロセスで
は、将来の鐵損特性向上に希望が持てないことである。

かかる問題を解決すべく、特公昭61-60896号公報に、鋼
中のＳ含有量を少なくすることによって、二次再結晶を
極めて安定させ、高Si化、薄手化を可能ならしめるプロ
セスが提案された。しかしながら、このプロセスにも工
業生産において、磁束密度を高い水準で安定させること
が困難であるという問題がある。

一方、H.Grenobleにより合衆国特許第3,905,842号に提
示された方法或はH.Fiedlerにより合衆国特許第3,905,8
43号に提示された方法があるが、これらの技術には本質
的な矛盾があり、工業生産されていない。即ち、この技
術ではインヒビターとして固溶Ｓを主体としているか
ら、固溶Ｓを確保するためにMn含有量を低くし、MnSを
形成させないことが必須の要件である。具体的には、Mn
/S≦2.1が必須の要件となる。処で、広く知られている
ように、固溶Ｓは材料の靱性に極めて悪影響を持つ。従
って、Si含有量が多く、割れ易い一方向性電磁鋼板にあ
っては、このような固溶Ｓのある状態で材料を冷間圧延
することは、工業生産では極めて困難である。

前述のように、低コストで、高い磁束密度を有し、将
来、低鐵損の可能性の高い高Si、薄手製品の製造を可能
ならしめるためには、インヒビター設計を再構築する必
要がある。さらに、安定して磁束密度の高い製品を得る
ためには、製造条件による不安定性を除く必要がある。
即ち、１つの製造条件、たとえば冷延圧下率を指定した
とき、高い磁束密度を有する製品を得るための他の条
件、たとえば熱延板焼鈍における冷却条件、脱炭焼鈍温
度等の条件の許容範囲が狭くなることは、電磁鋼板の製
造上不利でありまた、歩留りの低下にも結び付く。これ
らの条件の許容範囲を広くすることが、安定した工業生
産のためには重要である。

本発明は、これらの問題を解決することを、発明におけ
る技術的課題としている。

〔課題を解決するための手段〕

本発明の特徴とする処は、重量で、Si:1.5〜4.8％、酸
可溶性Al:0.012〜0.050％、ＳまたはSeの１種又は２種
を合計量で0.012％以下、N:0.0010〜0.0120％、Mn/（Ｓ
＋Se）≧4.0、B:0.0005〜0.0080％、残部:Feおよび不可
避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、１回また
は、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、次いで、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼
鈍分離剤を塗布した後二次再結晶と鋼の純化を目的とす
る仕上焼鈍を行い、さらに、最終冷延後から仕上焼鈍に
おける二次再結晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行う
ことを特徴とする磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製
造方法にあり、更に、前記スラブを熱間圧延前に1200℃
以下の温度に加熱すること、及び最終板厚を0.10〜0.23
mmに特定するところに特徴を有する。

以下に、本発明を詳細に説明する。

本発明者等は、溶鋼中のＳを一定量以下に少なくしか
つ、固溶Ｓを少なくする条件下で、適当量のAlとＮおよ
びＢを含有せしめた素材を、熱間圧延して熱延板とした
後、１回または２回の冷間圧延工程で最終板厚とするプ
ロセスとするとともに、最終冷延から仕上焼鈍における
二次再結晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うように
することにより、広い冷延圧下率範囲に亙り安定して磁
束密度の高い電磁鋼板を製造することに成功した。

次に、本発明を特徴づける構成要件について説明する。

Si含有量が過度に多くなると、製品（ストリップ）の長
さ方向に線状の二次再結晶不良が多発し、安定した生産
を不可能にする。この傾向は、特にSi含有量が3.2％を
超える高Si範囲でまた、最終板厚が0.23mm（9mil）以下
の薄手製品において顕著となる。このような問題をより
よく解決するための要件の１つとしてＳ＋Seの含有量を
規定しなければならない。

即ち、線状の二次再結晶不良部が全く発生しないように
するためには、Ｓ＋Se量上限値を0.012％としなければ
ならない。この限定範囲内にあっても、可及的に低Ｓ＋
Seとする方がよい。本発明のプロセスにおいては、従
来、有効であるとされていたＳまたはSe含有量ではむし
ろ磁束密度は劣化し、ＳまたはSe含有量が少ないものほ
ど良好な磁束密度を有する製品を得ることができる。し
かしながら、現在の工業的な電磁鋼溶製技術でコストを
過度に高くすることなく低くし得るＳ含有量は、重量
で、0.0005％が一般的である。

一方、本発明においては、製造コストを低くすべく、熱
間圧延および冷間圧延過程で材料の割れを皆無にするこ
とを狙っており、固溶Ｓによる材料の靱性劣化に起因す
る材料の割れを防ぐために、Mn/（Ｓ＋Se）≧４として
鋼中に存在する微量のS,Seを可及的にMnS,MnSeとして固
着するようにしている。

第１図に、C:0.053％、Si:3.35％、P:0.030％、Al:0.03
0％、N:0.0075％、B:0.0039％、を含有し、さらに、Mn:
0.04％および0.12％を含む溶鋼にＳ含有量を変化させた
50kgインゴットを1360℃および1150℃に加熱し、熱間圧
延して得られた熱延板端部の割れの状況を示す。Mn/S≧
４で急激に割れが減少し、特にMnSを固溶させない1150
℃の低い加熱温度とした材料は、殆ど割れが発生してい
ない。

また、Mnの含有量は、Ｓ含有量との関係において、上述
の如く、Mn/（Ｓ＋Se）≧4.0で、熱延板の耳割れを防止
するという観点からは十分であるが、Mn含有量の上限
は、0.45％が好ましい。0.45％を超えると、製品にフォ
ルステライト皮膜欠陥が出る。

次に、Ｂの添加効果について説明する。

C:0.053％、Si:3.27％、Mn:0.15％、S:0.007％、P:0.02
5％、Al:0.027％、N:0.0080％、B:0.0002％および0.009
5％、残部:Feおよび不可避的不純物からなる50kgインゴ
ットを、1150℃に加熱した後熱間圧延して2.0mmの熱延
板とした。次いで、1120℃×３分間の熱延板焼鈍を施し
た後0.2mmの最終板厚に冷間圧延し、810℃、830℃、850
℃、870℃、890℃、910℃の各温度で脱炭焼鈍を施した
後、窒化フェロマンガンを含有しMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布した後仕上焼鈍を施した。その結果を、
第２図に示す。

第２図から明らかな如く、脱炭焼鈍温度を高くすると製
品の磁束密度は高くなるけれども、Ｂ含有量の少ないも
のは、細粒が発生し易くかつB₈の最高値が低い。

一方、Ｂ含有量が多過ぎると、脱炭焼鈍温度によっては
高いB₈値の製品が得られない。Ｂ含有量の適正な範囲
は、0.0005〜0.0080％である。

このＢの効果は、Ｎが適当量含まれる場合に意味があ
る。恐らく、BNとして効果を持つと考えられる。Ｎ＜0.
001％では効果がなく、Ｎ＞0.0120％ではブリスターと
呼ばれる鋼板の脹れが発生する。

次に、AlはＮと結合してAlNとなるが、本発明において
は、後工程即ち最終冷間圧延以降の工程で鋼を窒化する
ことによりAlを含む化合物を形成せしめることを必須と
しているから、フリーのAlが一定量以上必要である。そ
のためには、0.012〜0.050％必要である。

スラブ加熱温度については、従来技術におけるように、
インヒビターを固溶させる高温スラブ加熱でもまた、従
来、無理であると考えられていた普通鋼並の低温スラブ
加熱でも二次再結晶は生じる。しかしながら、第１図に
示すように、熱延板の側縁部の割れを少なくできるこ
と、スラブ加熱のためのエネルギ消費量を少なくするこ
とができること、ノロ（鋼滓）の発生がなく炉の補修の
頻度、程度を著しく軽減できること等の理由から、1200
℃以下の低温スラブ加熱が好ましい。

冷間圧延に際しては、最も高い磁束密度を有する製品を
得るために、短時間の熱延板焼鈍を材料に施す。磁気特
性が若干劣ることを我慢するならば、コストを低下せし
めるべく、熱延板焼鈍を省略することもできる。

また、最終製品の結晶粒を小さくするために、中間焼鈍
を挟む２回以上の冷間圧延工程を採ることもできる。

また、第３の発明において最終板厚を0.10〜0.23mmとし
たのは、次の理由による。たとえば、特開昭57-41326号
公報に開示されているように、板厚を減少させると、渦
流損が減少するけれども、ヒステリシス損は増大し、両
者の妥協点として鉄損の低い特定板厚範囲が存在する。
0.10〜0.23mmの範囲である。

本発明では、二次再結晶が安定し高い磁束密度を有する
製品が得られる冷間圧延圧下率範囲が、高い圧下率側ま
で許容できるから、このような薄手の製品を製造するに
際し、極めて有利である。

例えば、板厚0.15mmの薄手高磁束密度の製品を低コスト
の一回冷延で得るためには、Ｂ無添加材では板厚1.5mm
の熱延板が必要となる。しかし、工業生産規模で1.5mm
厚までの熱延を行なうことは、生産性の低下、制御の困
難さから極めて不利である。

実施例３から明らかなようにＢ添加材では最終冷延率93
％の製品まで、高い磁束密度が得られるから、板厚2.0m
mの熱延板からでも高磁束密度が一回冷延で得られ安定
した工業生産を行なう上で有利である。

最終冷延後の材料は、湿水素或は湿水素、窒素混合雰囲
気ガス中で脱炭焼鈍される。

このときの温度は、特に拘らないが、800〜900℃の範囲
内が好ましい。また、そのときの雰囲気の露点は、水
素、窒素の混合比によるが、＋30℃以上とすることが望
ましい。

次いで、焼鈍分離剤を塗布し、高温（通常1100〜1200
℃）長時間の仕上焼鈍を行う。本発明においては、最終
冷間圧延以降仕上焼鈍での二次再結晶発現前での過程で
鋼を窒化することにより二次再結晶に必要なインヒビタ
ーを作り込む点に特徴がある。その際、最も好ましい実
施態様は、仕上焼鈍の昇温過程で鋼を窒化する方法であ
る。これを達成するために、焼鈍分離剤中に窒化能のあ
る化合物、たとえば、MnN、CrN等を適当量添加するか或
はNH₃等窒化能のある気体を雰囲気ガス中に添加する必
要がある。

本発明のプロセスにおいては、スラブ加熱温度を1200℃
以下の低い温度とするため、鋳造時に粗大に析出したAl
N,MnSは再固溶し難い。従って、従来のプロセスにおけ
るような、一次再結晶粒の成長抑制に必要な強力なイン
ヒビターは得られない。

そのため、本発明においては、冷間圧延完了以降におい
て鋼板を窒化することによりAlN,（Al,Si）Ｎを形成せ
しめ、インヒビターとして機能させる。

第３図は、脱炭焼鈍後の鋼板（ａ）と、MnNを添加した
焼鈍分離剤を脱炭焼鈍後の鋼板に塗布して仕上焼鈍を行
なう（仕上焼鈍初期段階にMnNにより鋼板を窒化する）
ときの昇温過程1000℃における鋼板（ｂ）のインヒビタ
ーを観察したものである。

鋼板（ｂ）において、インヒビターが著しく増えている
ことが判る。

その他の実施態様として、脱炭焼鈍工程の均熱過程以降
において、NH₃等窒化能のあるガスを含有するガスを雰
囲気として鋼板（ストリップ）を処理するか或は脱炭焼
鈍後、NH₃等窒化能のあるガスを含有するガスを雰囲気
とする熱処理炉で鋼板を窒化する方法がある。

また、上に述べた方法を組合せて実施してもよい。

二次再結晶を完了した鋼板は、水素雰囲気中で純化焼鈍
される。

〔実施例〕

実施例１重量％で、C:0.055％、Si:3.50％、P:0.031％、Al:0.02
6％、N:0.0077％、B:（ａ）0.0003％、（ｂ）0.0015
％、（ｃ）0.0060％、および、（ｄ）0.0100％を含有し
た溶鋼を鋳造したスラブを1195℃に加熱後、熱延し、2.
3mmの熱延板を得た。次いで1150℃×１分間の熱延板焼
鈍を施した後0.23mmの板厚に冷延し、830℃で２分間、
湿水素窒素混合気中で脱炭焼鈍をした。この時の雰囲気
露点は55℃であった。更に、窒化フェロマンガンを重量
で４％添加したMgOからなる焼鈍分離剤を塗布し、10℃/
hrの昇温速度で1200℃に加熱し、20時間保持する仕上焼
鈍を施した。この時の雰囲気は、1200℃までの昇温過程
ではN₂:75％，H₂:25％1200℃の保定中は、H₂:100％とし
た。

得られた製品の磁束密度は次の通りであった。

この結果から明らかに、適正なＢの成分範囲が存在す
る。

実施例２重量で、C:0.050％、Si:3.30％、Mn:0.150％、P:0.025
％、S:0.006％、Al:0.028％、N:0.0075％、Cr:0.120
％、残部:Feおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラ
ブ（Ａ）と、前記成分系にＢを0.0030％添加した電磁鋼
スラブ（Ｂ）を、1150℃に加熱した後、熱間圧延してそ
れぞれ板厚1.6,2.0,2.5,2.8,3.5mmの熱延板を得た。

これらに、1120℃×２分間の焼鈍を施し、１回の冷間圧
延で板厚0.29mmの最終板厚とした。次いで、850℃×150
秒間の脱炭焼鈍を、露点＋60℃の湿水素窒素混合ガス中
で施した後、MgO中にTiO₂:3重量％とフェロ窒化マンガ
ン:5重量％を添加した焼鈍分離剤を塗布した。

この材料に、10℃/hrの昇温速度で1200℃に加熱し、20
時間保持する仕上焼鈍を施した。このときの雰囲気は、
昇温中はN₂:25％，H₂:75％の混合ガス、1200℃に保定中
はH₂:100％のガスであった。

このときの結果を、第４図に示す。

第４図から明らかな如く、材料（Ａ）では、熱延板の厚
さ2.5,2.8mmのもののみが高磁束密度を示したのに対
し、材料（Ｂ）では、熱延板の厚さ2.0,2.5,2.8,3.5mm
のもので高磁束密度を示し、冷延時の圧下率を変動させ
ても製品の磁気特性が高い水準で安定している。

実施例３実施例２におけると同一の成分系および厚さの熱延板を
得、これらに1120℃×２分間の焼鈍を施した後、１回の
冷間圧延で0.20mm厚さの最終板厚とした。

この材料に、850℃×90秒間の脱炭焼鈍を、湿水素、窒
素雰囲気中で施し、次いで焼鈍分離剤を塗布した後、実
施例２におけると同一の条件で仕上焼鈍を施した。

その結果を、第５図に示す。

第５図から明らかな如く、材料（Ａ）では、熱延板の厚
さが1.6,2.0mmのもののみが高い磁束密度を示したのに
対し、材料（Ｂ）では、熱延板の厚さ1.6,2.0,2.5,2.8m
mのものについて高い磁束密度を示した。

実施例４ C:0.055％、Si:3.28％、Mn:0.15％、S:0.006％、P:0.02
5％、Al:0.027％、N:0.0077％に、B:0.0003％と0.0020
％、を添加したスラブを1150℃に加熱後、熱間圧延し、
2.6mmの熱延板を得た。スケールを落した後、1.8mmまで
冷間圧延し、次いで1100℃×２分間の焼鈍を施した。こ
の後酸洗し、0.15mm厚に冷延し、840℃×70秒の脱炭焼
鈍を行なった。この鋼板に、MgO中に、重量で３％のフ
ェロ窒化マンガンを添加した焼鈍分離剤を塗布して、12
00℃まで８℃/hの昇温速度で加熱後20時間の焼鈍を施し
た。この昇温過程の雰囲気はN₂50％とH₂50％の混合ガス
を使用し、1200℃の均熱時はH₂100％とした。

得られた、成品の磁気特性、及び結晶粒径は、以下のと
おりである。

実施例５重量％で、C:0.052％、Si:3.30％、Mn:0.14％、P:0.033
％、Al:0.027％、N:0.0075％、B:0.0020％残部Feおよび
不可避的不純物からなる溶鋼にＳを（ａ）0.004％，
（ｂ）0.010％，（ｃ）0.018％添加して得たスラブを11
95℃に加熱後、熱延し2.0mm厚さの熱延板を得た。これ
に1120℃×２分間＋900℃×１分間の熱延板焼鈍を施し
酸洗した後、0.20mmの板厚まで冷間圧延した。次いで85
0℃×100秒間の脱炭焼鈍を湿水素中で施し、MgOにMnNを
重量％で３％添加した焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃
×20時間の仕上焼鈍を施した。この仕上焼鈍の雰囲気ガ
スは昇温過程ではN₂:25％，H₂:75％の混合ガスであり、
1200℃の均熱時はH₂:100％であった。磁束密度は下表の
通りであった。

実施例６重量で、C:0.045％、Si:3.50％、Mn:0.16％、P:0.035
％、Al:0.028％、N:0.0080％、B:0.0025％、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる溶鋼に、Seを（ａ）0.0050
％，（ｂ）0.0100％，（ｃ）0.0200％添加して得られた
鋼スラブを1150℃に加熱した後、熱間圧延し2.0mm厚さ
の熱延板を得た。これに、1150℃×２分間＋900℃×２
分間の熱延板焼鈍を施した後急冷し、次いで酸洗した
後、0.20mmの最終板厚まで冷間圧延した。

引き続き、830℃×90秒間の脱炭焼鈍を鋼板に施し、MgO
に、重量で５％のフェロ窒化マンガンを添加した焼鈍分
離剤を塗布した。

次いで、鋼板に、10℃/hrの昇温速度で1200℃に加熱
し、20時間保持する仕上焼鈍を施した。このときの雰囲
気は、1200℃までの昇温過程ではN₂:25％、H₂:75％の混
合ガス、1200℃の均熱時はH₂:100％のガスであった。

得られた製品の磁気特性は、次の如くであった。

この結果から明らかな如く、Se含有量が多過ぎると、高
磁束密度の製品が得られない。

実施例７重量で、C:0.048％、Si:3.30％、Mn:0.145％、S:0.008
％、Al:0.030％、N:0.0075％、B:0.0024％、残部Feおよ
び不可避的不純物からなるスラブを1100℃で加熱後熱延
し、2.3mm厚の熱延板を得た。

この熱延板に（１）熱延板焼鈍なし、（２）900℃×６
分の熱延板焼鈍、（３）1130℃×２分＋900℃×１分の
熱延板焼鈍後急冷却を、それぞれ施した。

これを0.30mm厚まで１回で冷延し、840℃×180秒の脱炭
焼鈍を湿水素、窒素混合気中で行ない、MgOに重量で５
％のフェロ窒化マンガンを添加した。焼鈍分離剤を塗布
した後、1200℃×20時間の仕上焼鈍を施した。この昇温
過程の昇温速度は15℃/hrであり、雰囲気ガスは窒素:25
％、水素:75％の混合ガスを用いた。また、1200℃の均
熱時の雰囲気ガスは水と100％であった。

磁気特性は以下のとおりであった。

〔発明の効果〕本発明は、以上述べたように構成しかつ、作用せしめる
ようにしたから、磁気特性の極めて優れた一方向性電磁
鋼板を採り得る冷延圧下率範囲等、製造条件の自由度を
大きくし得るから安定した生産を可能にする格別の効果
を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Mn/Sと熱延板端部割れ深さの関係を示す図、第２図は、Ｂ添加量と脱炭焼鈍温度の関係が、製品の磁
束密度(B₈)に及ぼす影響を示す図、第３図は、脱炭焼鈍後の鋼板（ａ）と、MnNを添加した
焼鈍分離材を脱炭焼鈍後の鋼板に塗布して、仕上焼鈍を
行なうときの昇温過程1000℃における鋼板（ｂ）の金属
組織中の析出物の分布を示す写真、第４図は、Ｂを添加しない方向性電磁鋼素材（Ａ）と、
Ｂを0.0030％添加した方向性電磁鋼素材（Ｂ）につい
て、最終板厚0.29mmとしたときの熱延板と板厚と製品の
磁束密度(B₈(T))の関係を示す図、第５図は、Ｂを添加しない方向性電磁鋼素材（Ａ）と、
Ｂを0.0030％添加した方向性電磁鋼素材（Ｂ）につい
て、最終板厚を0.20mmとしたときの、熱延板の厚さ（ゲ
ージ）と製品の磁束密度(B₈(T))の関係を示す図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量で、Si:1.5〜4.8％、酸可溶性Al:0.01
2〜0.050％、ＳまたはSeの１種又は２種を合計量で0.01
2％以下、N:0.0010〜0.0120％、Mn/（Ｓ＋Se）≧4.0、
B:0.0005〜0.0080％、残部:Feおよび不可避的不純物か
らなるスラブを、熱間圧延し、１回または、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、次
いで、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布
した後二次再結晶と鋼の純化を目的とする仕上焼鈍を行
い、さらに、最終冷延後から仕上焼鈍における二次再結
晶開始までの間に鋼板の窒化処理を行うことを特徴とす
る磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】重量で、Si:1.5〜4.8％、酸可溶性Al:0.01
2〜0.050％、ＳまたはSeの１種又は２種を合計量で、0.
012％以下、N:0.0010〜0.0120％、Mn/（Ｓ＋Se）≧4.
0、B:0.0005〜0.0080％、残部:Feおよび不可避的不純物
からなるスラブを、1200℃以下の温度に加熱した後熱間
圧延し、１回または、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、次いで、湿水素雰囲気中
で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布した後二次再結晶と鋼
の純化を目的とする仕上焼鈍を行い、さらに、最終冷延
後から仕上焼鈍における二次再結晶開始までの間に鋼板
の窒化処理を行うことを特徴とする磁束密度の高い一方
向性電磁鋼板の製造方法。