JPH0753884B2

JPH0753884B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0753884B2
Application number: JP1095929A
Authority: JP
Inventors: 延幸高橋; 康成吉冨; 克郎黒木; 聡新井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-04-15
Filing date: 1989-04-15
Publication date: 1995-06-07
Anticipated expiration: 2010-06-07
Also published as: JPH02274814A

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
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）まで磁化したとき
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、鉄損特性を改善
することができる。

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。

このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法とし
ては、80％以上の最終強圧下冷延を特徴とする方法（特
公昭40−15644号公報等）及び40〜85％の最終弱圧下冷
延を特徴とする方法（特公昭51−13469号公報等）が代
表的である。前者においてはMnSおよびAlNを後者ではMn
S、MnSe、Sb等を主なインヒビターとして用いており、
これらインヒビターの種類に応じて適正な磁気特性を得
られる最終冷延率が変るものと考えられてきた。

〔発明が解決しようとする課題〕

ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては通常、熱
延後、組織の均一化、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AlNを主インヒビターとする
製造方法においては、特公昭46−23820号公報に示すよ
うに熱延板焼鈍においてAlN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。

通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍−冷延−脱炭
焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。

近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に
対する見直しが進められ、工程の簡省略化の要請が強ま
ってきた。このような要請を答えるべく、例えば、AlN
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AlN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AlN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、従来のこの様なインヒビターに主
眼をおいた硬直した工程設計を改め、金属物理の素現象
に立ち戻り、まったく異った観点から製品の磁気特性を
高める工程設計を行って、熱延板焼鈍の簡省略化を試み
ることとした。従来の一方向性電磁鋼板の適正冷延率と
インヒビターの関係に対する考え方の代表的なものは次
の２つである。

（１）最終冷延率が高いほど、一次再結晶粒の正常粒成
長の駆動力が高まるので、正常粒成長を抑制して、二次
再結晶を安定化させ集積度の高い｛110｝＜001＞二次再
結晶粒を発生させるには、微細析出分散相によるインヒ
ビター効果をより強くする必要があるという考え方。

（２）最終冷延率が支配的である一次再結晶集合組織中
の｛110｝＜001＞方位又はその対応方位の集積度が高い
ほど、集積度の高い｛110｝＜001＞二次再結晶粒が発生
するが、発生する二次再結晶方位の分散の程度を決める
のがインヒビター強度（Zener因子）であるという考え
方。

この様な考え方は、二次再結晶現象のみに着目した工程
設計の考え方であり、その二次再結晶に先立つ、冷延で
の歪蓄積、結晶回転及び引き続く焼鈍での回復、再結晶
及び粒成長といった素現象に注意がほとんど払われてい
ない。本発明者らはこの様な素現象には冷延前鋼板の性
状が影響するだろうという予測の元に研究を進め、従来
とまったく異った観点から製品の磁気特性を高める工程
設計を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明においては、その目的を達成するために通常の成
分からなる珪素鋼スラブを熱延し、引き続き通常の１回
冷延工程で得られた珪素鋼冷延板に通常の工程を施して
一方向性電磁鋼板を製造する方法において、再結晶率10
0％未満の冷延前鋼板に対して、冷延率77〜93％の冷延
を施すことを特徴とする。さらにこの特徴に加えて、冷
延前の鋼板の再結晶率（FR（％））、冷延率（CR
（％））とするとき、冷延は下記の式を満足する如く施
すことによって一層磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板
が得られる。

0.05×FR＋77≦CR≦0.05×FR＋88 〔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、次いでこの熱延
板に必要に応じて焼鈍を施し、次いで、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、従来のインヒビターに主眼を置いた硬直
した工程設計を改め、まったく異った観点から工程設計
を行うことを考えた。具体的には、インヒビターの種
類、量等に応じて、冷延率を選ぶ従来のやり方を見直す
こととした。本発明者らは冷延前の鋼板の性状と製品の
磁気特性を良好とする冷延率（適正冷延率）との関係を
種々の観点から広範囲にわたって研究したところ、冷延
前鋼板の性状と適正冷延率との間に極めて密接な関係が
あることを確かめた。以下、実験結果を基に説明する。

第１図は冷延前鋼板の再結晶率（板厚方向の各点の平均
値）が100％又は100％未満の場合の冷延率と製品の磁束
密度の関係を表したグラフである。ここではC:0.021〜
0.100重量％、Si:3.2〜3.5重量％、酸可溶性Al:0.010〜
0.045重量％、N:0.0030〜0.0100重量％、S:0.0030〜0.0
300重量％、Mn:0.070〜0.500重量％を含有し、残部Fe及
び不可避的不純物からなるスラブを1150〜1400℃に加熱
し、1.6〜4.0mm厚の熱延板とした。この時、熱延開始温
度を700〜1350℃、熱延各パスの圧下率を10〜80％と
し、その配分も種々の条件で行い、熱延後水冷開始まで
の時間を0.1秒〜100秒までとり、また、巻取温度を100
〜800℃とした。次いでこの熱延板を700〜1200℃の温度
で熱延板焼鈍又は熱延板焼鈍なしの条件で処理し、次い
で70〜98％の冷延率で最終強圧下冷延を行って最終板厚
0.100〜0.480mm厚の冷延板とし、830〜1000℃の温度で
脱炭焼鈍を行い、引き続いてMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布して最終焼鈍を行った。

第１図から明らかなように、100％未満の再結晶率の冷
延前鋼板を77〜93％の冷延率で冷延を施した場合に、B₈
≦1.88T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冷延前鋼板
の再結晶率が100％未満で、かつ、77〜93％の冷延率の
条件における冷延前鋼板の再結晶率と冷延率が製品の磁
束密度に与える影響を表したグラフである。

第２図から明らかなように、冷延前の鋼板の再結晶率
（FR（％））、冷延率（CR（％））とするとき、FRとCR
が 0.05×FR＋77≦CR≦0.05×FR＋88 なる条件を満す時に、B₈≧1.90Tの高い磁束密度が得ら
れている。

この時、冷延前鋼板の再結晶率は、本発明者らが開発し
たECP（Electron channelling 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）P289）を用いて測定し、ほぼランダム
方位を有する標準試料の焼鈍板に1.5％冷延した場合のE
CP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。従来、珪素鋼の熱延板又
は熱延板焼鈍後の鋼板の再結晶率は、目視判定で行われ
ていたが、この方法では当然のことながら測定者によっ
て値が異り、客観性に欠けていた。そしてこの主な原因
は、熱延及び熱延板焼鈍で起る再結晶の中に、（１）核
生成−成長型再結晶、（２）その場再結晶の２つの再結
晶が混じっているためであった。他方、例えば70〜90％
の冷延後の再結晶の場合、（１）の再結晶が主であり、
目視判定でも正確な再結晶率を測定することが可能であ
る。本発明者らは（１）型の再結晶が主である88％冷延
率の場合の珪素鋼の冷延再結晶過程を上記の方法で詳細
に調査し、ECP鮮明度が再結晶が生じると急激に高まる
こと及び焼鈍中再結晶完了後さらにECP鮮明度が高まる
（歪が低下する）ことを解明した。そして、上記標準試
料の焼鈍板に1.5％冷延した場合のECPの鮮明度より高い
場合には、上記88％冷延し、焼鈍した場合のECPの鮮明
度の測定箇所が再結晶状態にあると判定できることがわ
かった。そこで、この判定基準を用いて従来不可能であ
った熱延板、熱延板焼鈍後の板の再結晶率の正確な測定
を行っている。

冷延前の鋼板の再結晶率、冷延率と製品の磁束密度の間
に、第１図、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、本発明者等は次のよう
に推察している。

第３図は熱延板焼鈍なし、熱延板焼鈍ありの場合の冷延
率と製品の磁束密度の関係を表したグラフである。ま
た、第４図は、冷延前鋼板の集合組織（板厚中心）（ベ
クトル法による三次元解析結果）の例である。この場
合、C:0.053重量％,Si:3.28％重量％,Mn:0.16重量％,S:
0.007％重量％，酸可溶性Al:0.027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40mm厚
のスラブを1150℃に加熱した後、圧延開始温度を1051
℃、778℃の２水準とし、40→23→12→６→3.7→2.3
→1.8（mm）なるパススケジュールで熱延し、１秒後に
水冷を行い550℃まで水冷した後、550℃に１時間保持し
て炉冷する巻取りシミュレーションを施した。この時圧
延終了温度は各々925℃、754℃であった。この熱延
板を引き続き、（ａ）熱延板焼鈍なし、（ｂ）1120℃に
30秒保持後900℃に30秒保持して急冷なる熱延板焼鈍あ
り、の２水準の条件で処理した。この時の冷延前鋼板の
再結晶率は各々−（ａ）:55％、−（ｂ）:100％、
−（ａ）:8％、−（ｂ）:100％であった。次いでこ
の冷延前鋼板を冷延率70〜94％で冷延し、0.100〜0.54m
m厚の最終冷延板とし、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍
を施した。

第３図より明らかなように冷延前鋼板の再結晶率が低い
ほど製品の磁束密度を最高とする冷延率（最適冷延率）
が低くなることがわかる。また、第４図から明らかなよ
うに、冷延前鋼板の再結晶率が低いほど冷延前鋼板の
｛100｝＜011＞方位粒が多いことがわかる。

鉄鋼の冷延における結晶回転に関する研究においては、
例えば冷延前の｛110｝＜001＞方位は冷延後に｛11
1｝＜112＞方位へと回転する、冷延前の｛111｝＜112
＞方位は冷延後に｛211｝＜011＞方位へと回転する、
冷延の最終安定方位は｛100｝＜011＞又は｛211｝＜011
＞である等の報告がある。冷延における結晶回転は、特
定のすべり面とすべり方向（すべり系）に転位が運動し
て生じるものであり、当然、冷延前の結晶方位が異れ
ば、冷延後の結晶方位に差異が生じる。一方第４図から
明らかなように、冷延前鋼板の再結晶率が低いほど冷延
最終安定方位である｛100｝＜011＞が多いことがわか
る。これは、再結晶率100％未満である冷延前鋼板は再
結晶率100％である冷延前鋼板にあたかも冷延を加えた
かのような集合組織をもっていることを示している。従
って例えば、80％程度の冷延率での冷延後に同様の集合
組織を得るためには、冷延前鋼板の再結晶率が低いほど
冷延率を低める必要がある。

冷延前鋼板の再結晶率が低いほど、｛100｝＜011＞が多
い理由について本発明者らは次のように推察している。
例えば、熱延における中心層の結晶回転は冷延での結晶
回転と類似しており、圧延によって｛100｝＜011＞方位
粒は増加する傾向にある。一方、パス間及び熱延終了後
の空冷中に再結晶に伴う結晶方位変化が生じるが、その
再結晶で｛100｝＜011＞方位粒が発生することはほとん
どなく、むしろ他の方位の再結晶粒に、｛100｝＜011＞
方位粒は侵食されて、減少していく。従って熱延での累
積圧下率が同じでも、熱延での再結晶が生じやすい条件
での熱延の場合｛100｝＜011＞方位粒が少ない傾向があ
る。また、熱延板焼鈍での再結晶に伴っても｛100｝＜0
11＞方位粒は他の方位の再結晶粒に侵食されて減少して
いく傾向がある。従って、温度が高い等再結晶しやすい
条件での熱延板焼鈍の場合｛100｝＜011＞方位粒が減少
する傾向がある。

一方、冷延再結晶での核発生頻度等再結晶現象に冷延後
の歪量（転位密度）が支配的影響を与えることは従来か
ら知られている。冷延前鋼板の再結晶率が低いほど歪量
は多く、冷延後でもその影響は継承され、歪量は多い傾
向がある。従って、例えば80％程度の冷延率での冷延で
同様の歪量を得るためには、冷延前鋼板の再結晶率が低
いほど、冷延率を低める必要がある。

上記の如く、冷延での結晶回転、冷延再結晶現象を製品
の磁束密度が良好になるような状態にするためには、冷
延前鋼板の再結晶率が低いほど、冷延率を低める必要が
ある。

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:0.021〜0.100％、
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0.021％未満にすると二次再結晶が不安定となり、
かつ、二次再結晶した場合でもB₈＞1.80（Ｔ）が得がた
く好ましくなく、また、0.100％を超えると脱炭不良が
発生して好ましくない。

又、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Al,N,Mn,S,Se,Sb,B,Cu,Bi,Nb,C
r,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。

熱延工程は、通常、100〜400mm厚のスラブを加熱した
後、いづれも複数回のパ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。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、100〜300
0m/minとなっており、パス間の時間は0.01〜100秒とな
っている。仕上圧延の圧下率、圧下配分及び最終パス後
の冷却条件は熱延板の再結晶率に影響を与え、仕上後
段、特に最終パスの圧下率が高いほど、熱延終了後、鋼
板を高温に保つ時間が長いほど熱延板の再結晶率が高
い。また熱延後の巻取温度に関しては特に限定するもの
ではないが、700℃以上に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AlN等析出物の析出状
態のバラツキ、表面脱炭状態のバラツキ、金属組織のバ
ラツキ等が生じ、製品の磁気特性にバラツキが生じて好
ましくない。

この熱延板は引き続き700〜1200℃の温度で焼鈍あり又
は焼鈍なしなる処理を行った後冷延される。

本発明の特徴は、再結晶率100％未満の冷延前鋼板（熱
延板又は熱延板焼鈍後の鋼板）の冷延方法にある。具体
的に言うならば、再結晶率100％未満の冷延前鋼板に対
して、冷延率を77〜93％としなければならない。また、
さらに好ましくは、冷延前鋼板の再結晶率（FR
（％））、冷延率（CR（％））とするとき、冷延は下記
の式を満足する如く施されなければならない。

0.05×FR＋77≦CR≦0.05×FR＋88 （Ａ）次いで上記条件の限定理由について述べる。

再結晶率100％未満の冷延前鋼板に対して、冷延率77〜9
3％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）の良好な磁束密度を得られるためで
ある。また、さらに好ましくは、式（Ａ）を満足する必
要があるとしたのは、第２図から明らかなように、この
範囲で、B₈≧1.90（Ｔ）の一層良好な磁束密度をもつ製
品が得られるためである。

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、Al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。

−実施例１− C:0.054重量％,Si:3.25重量％,Mn:0.16重量％,S:0.005
重量％，酸可溶性Al: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、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→30→20→10→５→2.8→2.3（mm）と
した。この時熱延終了温度は915℃であった。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
延板を焼鈍なし、900℃に３分間均熱なる条件で処
理し、次いで圧下率（ａ）75％、（ｂ）85％、（ｃ）95
％の３水準で冷延し、0.115〜0.575mm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
焼鈍板に、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N₂2
5％、H₂75％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度で880℃ま
で昇温し、次いで、N₂75％、H₂25％の雰囲気ガス中で10
℃／時の速度で1200℃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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
１表に示す。

−実施例２− C:0.034重量％,Si:3.28重量％,Mn:0.14重量％,S:0.006
重量％，酸可溶性Al: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26mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後1050℃で熱延を開始し、
６パスで熱延して2.3mmの熱延板とした。この時、圧下
配分を26→15→10→７→５→３→2.3（mm）とした。こ
の時、熱延終了温度は892℃であった。熱延終了後の冷
却条件は実施例１と同じ条件で行い、次いで焼鈍な
し、850℃に３分間保持なる条件で処理し、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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率、製品の磁気特性を第
２表に示す。

−実施例３− C:0.055重量％,Si:3.28重量％,Mn:0.15重量％,S:0.007
重量％，酸可溶性Al:0.028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26mm厚のスラ
ブを1150℃の温度で加熱した後800℃で熱延を開始し、
６パスで熱延して1.8mm厚の熱延板とした。この時圧下
配分を26→15→10→７→４→2.6→1.8（mm）とした。こ
の時、熱延終了温度は749℃であった。熱延終了後の冷
却条件は実施例１と同じ条件で行い、熱延板焼鈍を施す
ことなく70％、79％の冷延率で冷延し、0.38〜0.54
mm厚の冷延板とした。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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
３表に示す。

−実施例４− C:0.079重量％,Si:3.25重量％,Mn:0.080重量％,S:0.026
重量％、酸可溶性Al:0.028重量％,N:0.0082重量％,Sn:
0.11重量％,Cu:0.06重量％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1300℃の温度で加熱
した後、1100℃で熱延を開始し、６パスで熱延して2.3m
m厚の熱延板とした。この時圧下配分を40→30→20→10
→６→3.6→2.3（mm）とした。この時、熱延終了温度は
975℃であった。熱延終了後、２秒空冷した後に70℃／
秒の冷速で550℃まで水冷し、550℃に１時間保持した
後、炉冷する巻取りシミュレーションを施した。この熱
延板を、熱延板焼鈍なし、800℃に３分保持なる条
件で冷延率（ａ）84％、（ｂ）94％で処理し0.14〜0.37
mm厚の冷延板とした。次いでこの冷延板を830℃で120秒
保持し、引き続き950℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率と製品の磁気特性を第
４表に示す。

−実施例５− C:0.043重量％,Si:3.20重量％,Mn:0.066重量％,S:0.024
重量％,Cu:0.08重量％,Sb:0.018重量％を含有し、残部F
e及び不可避的不純物からなる26mm厚のスラブを1300℃
の温度で加熱した後1000℃で熱延を開始し、６パスで熱
延して1.6mm厚の熱延板とした。この時、圧下配分を40
→15→７→５→3.5→2.1→1.6（mm）とした。この時、
熱延終了温度は921℃であった。熱延終了後の冷却を実
施例１と同じ条件で行った。次いで、熱延板焼鈍な
し、850℃に３分保持なる条件で処理し、冷延率
（ａ）75％、（ｂ）80％で冷延し、0.4〜0.32mm厚の冷
延板とした。次いで、この冷延板を830℃で120秒保持し
引き続き910℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。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。

工程条件、冷延前鋼板の再結晶率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、再結晶率100
％未満である冷延前鋼板に対して冷延率を77〜93％と
し、さらに好ましくは、冷延前鋼板の再結晶率に応じて
冷延率を選ぶことによって熱延板焼鈍が簡省略でき、か
つ良好な磁気特性を得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、冷延前鋼板の再結晶率が100％又は100％未満
の場合の冷延率と製品の磁束密度の関係を表したグラフ
であり、第２図は冷延前鋼板の再結晶率と冷延率が製品
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、熱延板焼鈍なし、熱延板焼鈍ありの場合の冷延率と
製品の磁束密度の関係を表したグラフであり、第４図は
冷延前鋼板の集合組織の例である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者新井聡福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (56)参考文献特公昭59−41488（ＪＰ，Ｂ２) 特公昭50−37009（ＪＰ，Ｂ２)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量でC:0.021〜0.100％、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、引き
続き通常の１回冷延工程で得られた珪素鋼冷延板に脱炭
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、再結晶率100％未満の冷延前鋼板に対
して、冷延率77〜93％の冷延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。
【請求項２】冷延前鋼板の再結晶率（FR（％））、冷延
率（CR（％））とするとき、冷延は下記の式を満足する
如く施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。 0.05×FR＋77≦CR≦0.05×FR＋88