JPH08311552A - 磁気特性と被膜性状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、被膜性状の向上を図ることを目
的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ，Ｎを含有し、残余
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８０％以上の最
終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上
の冷延を施し、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、スラブ加熱
時の固溶Ｎ量を基に、スラブのＣ，Ｓｉ，酸可溶性Ａ
ｌ，Ｎの各量を決定し、脱炭焼鈍後の鋼板の酸化膜中の
全ＳｉＯ₂ 量を制御し、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制御し、熱延後最終
仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間に窒化処理を施すこ
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。励磁特性を表わ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が使用される。また、鉄
損特性を表わす数値としては、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。

【０００３】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、鉄損特性の改善をすることができる。

【０００４】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。

【０００５】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、特公昭４０−１５６４
４号公報、及び特公昭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Ｍｎ
Ｓ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のイン
ヒビターとして機能する析出物の大きさ、形態及び分散
状態を適正に制御することが不可欠である。ＭｎＳに関
していえば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭ
ｎＳを一旦完全固溶させた後、熱延時に析出する方法が
とられている。

【０００６】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。

【０００７】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。

【０００８】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ＭｎＳ以外の析出物等によりインヒ
ビターを強化し、仕上焼鈍時の正常粒成長の抑制を十分
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。

【０００９】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℃の範囲にする方法を
開示している。

【００１０】また、特開昭５７−１５８３３２号公報で
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、更に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。

【００１１】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，
Ｓｅ，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却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。

【００１２】更に特開昭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、これに冷却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
る技術を公開している。

【００１３】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。更に、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。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱による
方法は元来、製造コストの低減を目的としているもの
の、当然のことながら良好な磁気特性を安定して得る技
術でなければ、工業化できない。本発明者らは、低温ス
ラブ加熱の工業化のため、最終仕上焼鈍前の一次再結
晶粒の平均粒径制御と、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柱と
する技術を構築してきた。

【００１５】この技術体系において、製品の鉄損の作り
込み、コストダウン、冷延の通板性改善等のためには、
Ｓｉ，Ｃ等の成分を変更する必要が生じる。この場合、
の一次再結晶粒の平均粒径制御による磁気特性制御と
被膜性状の制御の両立が困難となってきた。

【００１６】本発明の目的は、成分変更が必要となる場
合に、一次再結晶粒の平均粒径制御による磁気特性制御
と被膜性状の制御を両立させる方策を提供することにあ
る。そして、その手段として、スラブ加熱時の固溶Ｎ
量に基づく成分設計と脱炭焼鈍後の鋼板の酸化膜中の
全ＳｉＯ₂ 量の制御が有効であるとの知見を得て、本発
明を完成させたものである。

【００１７】

【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。 （１）重量％でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％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１２８
０℃未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率８０％以上の
最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以
上の冷延を施し、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、スラブ加
熱時の固溶Ｎ量を基に、スラブのＣ，Ｓｉ，酸可溶性Ａ
ｌ，Ｎの各量を決定し、脱炭焼鈍後の鋼板の酸化膜中の
全ＳｉＯ₂ 量を０．７〜１．６ｇ／ｍ² とし、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、１８〜３５μｍ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
する磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製
造方法。

【００１８】（２）上記スラブ加熱時の固溶Ｎ量を計算
で求め、かつ、その計算の際、スラブの酸可溶性Ａｌ
量、Ｎ量を各々Ａｌ（％），Ｎ（％）とし、α相とγ相
におけるＡｌ−（２７／１４）Ｎの量（重量％）を同じ
値とすることを特徴とする（１）記載の磁気特性と被膜
性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１９】（３）熱延後、８５０〜１２５０℃の範囲
で熱延板焼鈍を施すことを特徴とする（１）又は（２）
記載の磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の
製造方法。 （４）（１）〜（３）記載のいずれかにおいて、更に、
重量％で、Ｍｎ：０．０６〜０．８％、Ｓ＋０．４０５
Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％を含有するスラブを用
いることを特徴とする磁気特性と被膜性状の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法。

【００２０】（５）（１）〜（３）記載のいずれかにお
いて、更に、重量％で、Ｍｎ：０．０１％未満、Ｃｕ：
０．０５〜０．５０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００
５〜０．０２０％を含有するスラブを用いることを特徴
とする磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の
製造方法。

【００２１】（６）（１）〜（３）記載のいずれかにお
いて、更に、重量％で、Ｍｎ：０．０６〜０．８％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．
００５〜０．０２０％を含有するスラブを用いることを
特徴とする磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼
板の製造方法。

【００２２】（７）（１）〜（６）記載のいずれかにお
いて、更に、重量％で、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を
含有するスラブを用いることを特徴とする磁気特性と被
膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００２３】

【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造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、必
要に応じて熱延板を焼鈍し、次いで圧下率が８０％以上
となる最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ
１回以上の冷延を施し、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。

【００２４】本発明者は、低温スラブ加熱を前提とする
製造プロセスにおいて、Ｓｉ，Ｃ等の成分変更の必要が
生じた場合に、磁気特性と被膜性状を両立させるための
方策について、種々検討した結果、スラブ加熱時の固
溶Ｎ量に基づく成分設計と脱炭焼鈍後の鋼板の酸化膜
中の全ＳｉＯ₂ 量の制御が有効であるという新知見を得
た。以下実験結果を基に詳細に説明する。

【００２５】図１に、スラブ加熱完了時の固溶Ｎ量及び
脱炭焼鈍温度が磁気特性、被膜性状に与える影響を示
す。この場合、重量比で、Ｃ；０．０２８〜０．０７０
％、Ｓｉ；２．５〜３．４％、酸可溶性Ａｌ；０．０２
０〜０．０５４％、Ｎ：０．００４８〜０．００８８％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０
mm厚のスラブを作成した。そして１０００〜１２６０℃
の温度に６０分均熱後熱延し、２．３mm厚とした。

【００２６】かかる熱延板に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０．３３５mmの
冷延板とし、８２０℃，８３０℃，８４０℃，
８５０℃の１５０秒保持する４条件の脱炭焼鈍（焼鈍雰
囲気：Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂ ：７５％、露点：４０〜７０
℃）を施し、次いで、７５０℃に３０秒保持する焼鈍
時、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素
を吸収せしめた。

【００２７】この窒化処理後のＮ量は、０．０２１０〜
０．０２２４重量％であり、一次再結晶粒の平均粒径は
１９〜２７μｍであった。かかる窒化処理後の鋼板にＭ
ｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍
を行った。更に、上記スラブと同じ成分のものを用意
し、各スラブに対して、上記と同一のスラブ加熱条件で
加熱後即水冷し、Ｎ量と窒化物の量（Ｎ ａｓ Ｎｉｔ
ｒｉｄｅ）を測定し、その差をスラブ加熱完了時の固溶
Ｎ量とした。

【００２８】図１から明らかなように、スラブ加熱完了
時の固溶Ｎ量と脱炭焼鈍温度の組み合わせで、良好な磁
気特性、被膜性状が得られることがわかった。図１で示
された知見を、本発明者は更に詳細に検討した。図２
は、図１において、Ｂ₈ ≧１．９０Ｔなる良好な磁気特
性が得られた場合の被膜性状と、窒化後の鋼板の酸化膜
中の全ＳｉＯ₂ 量との関係を示したものである。図２か
ら明らかなように、窒化後の鋼板の酸化膜中の全ＳｉＯ
₂ 量が０．７〜１．６ｇ／ｍ² の時、良好な被膜性状が
得られた。

【００２９】図１，図２に示した現像のメカニズムにつ
いて、必ずしも明らかではないが、本発明者は、以下の
ように推定している。本発明は、本発明者らが特願平１
−１７７８号で開示した脱炭焼鈍後の結晶組織を適切な
ものにすることを基本とする技術体系に属する。一方、
スラブ加熱完了時に固溶していたＮは、熱延中、又は脱
炭焼鈍時（特に昇温時）微細な窒化物（主にＡｌＮ）と
なると考えられる。

【００３０】脱炭焼鈍時の粒成長挙動は、析出物の粒界
移動抑制力（Ｚｅｎｅｒ因子）の影響を強く受ける。こ
のＺｅｎｅｒ因子は、析出物の体積分率に比例し、サイ
ズに反比例する。

【００３１】本発明の如く、低温スラブ加熱を施し、か
つ、熱延板焼鈍を省略した場合、スラブ加熱時固溶して
いたＮが、熱延時及び脱炭焼鈍時にＡｌＮとして微細析
出してくる。

【００３２】そして、この微細なＡｌＮが脱炭焼鈍時の
Ｚｅｎｅｒ因子の７〜８割の強度割合を持っていた。つ
まり、スラブ加熱時の固溶Ｎ量が脱炭焼鈍時の粒成長挙
動を支配していた。

【００３３】従って、図１におけるスラブ加熱時の固溶
Ｎ量と脱炭焼鈍温度の組み合わせにおいて、良好な磁気
特性を得る範囲があるということは、固溶Ｎ量が多いほ
ど（Ｚｅｎｅｒ因子が高いほど）、適正な脱炭焼鈍温度
が高いことからして、適正な一次再結晶粒径分布を得ら
れれば、良好な磁気特性が得られることによると考えら
れる。

【００３４】この適正な一次再結晶粒径分布を得るため
には、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長が抑制される
程度の強いスラブ加熱時の固溶Ｎ量が多い条件において
は、脱炭焼鈍の温度を高めて、一次再結晶粒の粒成長を
促進させる必要があるものと考えられる。

【００３５】一方、図２において、製品の被膜性状を良
好ならしめるための窒化後の鋼板の酸化膜中の全ＳｉＯ
₂ 量の適正範囲が存在する理由については、次のように
推定している。本実験の場合、窒化処理後、ＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤が鋼板に塗布され、最終仕上焼鈍
が施される。

【００３６】この最終仕上焼鈍の昇温時、鋼板表面酸化
膜中のＳｉＯ₂ と焼鈍分離剤中のＭｇＯが反応して、Ｍ
ｇ₂ ＳｉＯ₄ が形成される。このＭｇ₂ ＳｉＯ₄ の形成
量の差が製品の被膜性状として観察されるわけである。

【００３７】本発明の如く、良好な磁気特性を得るため
に、スラブ加熱時の固溶Ｎ量に応じて、脱炭焼鈍温度を
変更させる必要が生じる場合には、この鋼板表面酸化膜
中のＳｉＯ₂ 量の適正量の確保が非常に重要となる。こ
のＳｉＯ₂ 量は、脱炭焼鈍の温度、時間、焼鈍雰囲気中
の酸素ポテンシャルに依存し、この制御には高度な技術
を必要とするので、細心の注意を払う必要がある。

【００３８】本発明者は、図１に示した知見を更に発展
させ、成分設計法を開発した。スラブ加熱時の固溶Ｎ量
は、α相中の固溶Ｎ量、γ相中の固溶Ｎ量、γ
率、で決まるが、α，γ相の２相において、Ｓｉ，Ａ
ｌ，Ｎの分配が生じるため、，，を独立に考えて
計算するだけでは不十分である。

【００３９】そこで、本発明者は、成分設計のベース成
分系と設計成分系について、（１）α，γ相へのＡｌ，
Ｓｉ，Ｎの分配がない場合、（２）α，γ相へのＡｌ，
Ｎの分配がないが、Ｓｉの分配がある場合、（３）α，
γ相へのＳｉの分配がないが、Ａｌ，Ｎの分配がある場
合、（４）α，γ相へのＡｌ，Ｓｉ，Ｎの分配がある場
合の４つのケースについてスラブ加熱時の固溶Ｎ量を計
算し、ベース成分系と設計成分系で各ケースで各々固溶
Ｎ量を同一とさせた時、Ａｌ−２７／１４Ｎの量が最大
となる場合のＡｌ−２７／１４Ｎ量を設計成分系として
採用する方法を開発した。

【００４０】この場合、結果として、設計成分系はベー
ス成分系に対して、スラブ加熱時の固溶Ｎ量が同じかも
しくは少なくなる。つまり、脱炭焼鈍時の粒成長挙動に
ついて、設計成分系はベース成分系より、粒成長が同じ
か、もしくは、幾分粒成長が容易となる。ベース成分系
は、磁気特性と被膜性状の両立が可能なものであるの
で、粒成長をベース成分系と同じか、幾分容易とすれ
ば、適正な一次再結晶粒組織も実現できる。

【００４１】この設計法は、固溶Ｎ量、γ率、α，γ相
へのＳｉ，Ａｌ，Ｎの成分分配に関するデータベースを
必要とし、本発明者はそれを完備しているが、１つだけ
大胆な仮定を行う必要が生じた。この点について説明す
る。α相，γ相の固溶Ｎ量（〔Ｎ〕（重量％））を求め
る式の一例を各々、（１），（２）で示す。

【００４２】

【数１】

【００４３】ここで〔Ｓｉ〕は固溶Ｓｉ量（重量％）、
Ｔは温度（°Ｋ）、Ａｌ_R ＝Ａｌ−２７／１４Ｎ（重量
％）。但し、酸可溶性Ａｌ量をＡｌ（％）として表示し
ている。上記式は一例ではあるが、いずれの式を用いて
も〔Ｎ〕の式の中に、Ａｌ_Rという量が入る。

【００４４】そして、上記成分設計でα＋γ相の〔Ｎ〕
量を計算する場合、α相のＡｌ_R とγ相のＡｌ_R が１つ
の式の中に入ってきて、１つの方程式の中に変数が２つ
となって解を求めることが不可能となる。そこで、「α
相とγ相のＡｌ_R が同じ」と仮定すると方程式が解け
る。

【００４５】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。先ず、スラブの成分と、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が多くなりす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。

【００４６】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すぎ、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。

【００４７】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になるので０．０６０％以下とし
た。

【００４８】Ｎについては、０．０１３０％を超えると
ブリスターと呼ばれる鋼板表面のふくれが発生するので
０．０１３０％以下とした。Ｎが０．００１０％未満で
は、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長挙動が不安定と
なり好ましくないので、０．００１０％以上とした。

【００４９】ＭｎＳ，ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製
造工程の条件を適正に選ぶことによって磁気特性を良好
にすることが可能である。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）≦０．０２０％とすることが
更に好ましい。また、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ≧０．００５
％とすることで、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長制
御が容易となり、更に好ましい。

【００５０】Ｍｎ量を０．０６〜０．８％とすること
は、更に好ましい。０．０６％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）、つまりストリッ
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
が発生する確率が高まる。一方、Ｍｎ量を０．８％以下
とすることによって、製品の磁束密度を高位に保つのが
容易となる。

【００５１】また、Ｍｎ量を０．０１％未満として、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．
００５〜０．０２０％をスラブに含有させる場合も、更
に、好ましい。Ｃｕ及びＳ＋０．４０５Ｓｅの範囲を上
記値とすることによって、脱炭焼鈍時Ｃｕ−Ｓ，Ｃｕ−
Ｓｅによる一次再結晶粒成長抑制効果が適正範囲内に入
るので更に好ましい。更に加えて、最終仕上焼鈍の昇温
時にＣｕ−Ｓ，Ｃｕ−Ｓｅを核としたＡｌＮ，（Ａｌ，
Ｓｉ）Ｎの微細析出が生じ、高磁束密度を得やすい。

【００５２】また、Ｍｎ量を０．０６〜０．８％、Ｃｕ
量、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ量を各々、０．０５〜０．５０
％、０．００５〜０．０２０％とする場合も、更に好ま
しい。Ｍｎ，Ｃｕ，Ｓ＋０．４０５Ｓｅの範囲を上記値
とすることによって、脱炭焼鈍時、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，
Ｃｕ−Ｓ，Ｃｕ−Ｓｅによる一次再結晶粒の粒成長抑制
効果が適正範囲内に入るので更に好ましい。

【００５３】更に加えて、最終仕上焼鈍の昇温時に（Ｃ
ｕ，Ｍｎ）Ｓ，（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓｅ，Ｃｕ−Ｓ，Ｃｕ−
Ｓｅを核としたＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの微細析出が
生じ、高磁束密度を得やすい。

【００５４】Ｓｎは、粒界偏出元素として知られてお
り、粒成長を抑制する元素である。一方スラブ加熱時Ｓ
ｎは完全固溶しており、通常考えられる数１０℃の温度
差を有する加熱時のスラブ内でも、一様に固溶している
と考えられる。従って、温度差があるにもかかわらず加
熱時のスラブ内で均一に分布しているＳｎは、脱炭焼鈍
時の粒成長抑制効果についても、場所的に均一に作用す
ると考えられる。

【００５５】このため、ＡｌＮの場所的不均一に起因す
る脱炭焼鈍時の粒成長の場所的不均一を、Ｓｎは希釈す
る効果があるものと考えられる。従って、Ｓｎを添加す
ることは更に製品の磁気特性の変動を低減させるのに有
効である。

【００５６】このＳｎの適正範囲を０．０１〜０．１５
％とした。この下限値未満では、粒成長抑制効果が少な
すぎて好ましくない。一方、この上限値を超えると鋼板
の窒化が難しくなり、二次再結晶不良の原因となるため
好ましくない。

【００５７】この他インヒビター構成元素として知られ
ているＳｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等を微量に含
有することはさしつかえない。特に、Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等
窒化物構成元素は、スラブ加熱時の鋼中の固溶Ｎ量を低
減するために積極的に添加してもかまわない。また、上
記窒化物構成元素がある場合には、その窒化物があるこ
とによる固溶Ｎ量の低減量を以下に述べる成分設計時に
考慮することは、成分設計の精度向上に役立つ。

【００５８】スラブ加熱温度は、普通鋼並みにしてコス
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。スラブ加熱時の
固溶Ｎ量を基に、スラブのＣ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ，Ｎ
の各量を決定すると規定した。これは、図１に示した如
く、スラブ加熱時の固溶Ｎ量が磁気特性を制御する重要
因子であるためであり、Ｃ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ，Ｎの
各量及びスラブ加熱温度が固溶Ｎ量の影響因子であるた
めである。

【００５９】この成分の設計は、固溶Ｎ量を実測するこ
とでも可能であるし、データベースを作成して、実験式
から計算で求めることもできる。計算で求める場合に
は、スラブの酸可溶性Ａｌ量，Ｎ量を各々、Ａｌ
（％），Ｎ（％）とした時、α相とγ相のＡｌ−２７／
１４Ｎの量を同じ値とすることは更に好ましい。

【００６０】Ａｌ−２７／１４Ｎの値をα，γ相で同一
とすることにより、方程式を数学的に解くことができ
る。この仮定を行わないとＡｌ−２７／１４Ｎの値を
α，γ相、各温度でデータベース化する必要が生じ、成
分設計に多大な労力を要する。

【００６１】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、いずれも複数回のパスで行う粗熱
延と仕上熱延よりなる。粗熱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。粗熱延後
仕上熱延開始までの時間については、特に限定するもの
ではないが、１秒以上かけて仕上熱延を開始すること
は、ＡｌＮの析出促進の点で好ましい。

【００６２】仕上熱延は通常４〜１０パスの高速連続圧
延で行われる。通常仕上熱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１００〜３０００ｍ/minと
なっており、パス間の時間は０．０１〜１００秒となっ
ている。

【００６３】特に限定しないが、熱延最終３パスの累積
圧下率を高めにすることはＡｌＮを加工誘起析出させる
のに有効である。粗熱延、仕上熱延の前段で強圧下を行
うことも、幾分なりとも加工誘起析出を生ぜしめること
になり好ましい。また、最終３パスでも特に最終パスで
の強圧下が効果的である。

【００６４】通常、１００〜３００mm厚のスラブが１〜
５mm厚の熱延板となる熱延工程において、熱延中板厚が
薄くなるにつれて、板厚方向の熱伝導が容易となるた
め、スラブ内にあった温度差は徐々に少なくなってく
る。この段階で、ＡｌＮの析出を更に促進するために
は、歪を加えＡｌＮの析出核としての転位を多くするこ
とが有効である。従って、鋼板中の温度差が最も軽減さ
れる仕上熱延の後段で加工歪を加え、ＡｌＮの析出促進
をはかることは、ＡｌＮ析出量の変動が後工程まで継承
されるのを極力抑制するのに有効と考えられる。

【００６５】熱延の最終パス後、通常０．１〜１００秒
程度空冷された後水冷され３００〜７００℃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秒以上空冷等を行
い、鋼板をＡｌＮの析出温度域にできるだけ長時間保持
することは、ＡｌＮの析出を進ませる上で好ましい。

【００６６】この熱延板は次いで、圧下率８０％以上の
最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以
上の冷延を施す。最終冷延の圧下率を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、脱炭板に
おいて尖鋭な｛１１０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕
食されやすい対応方位粒（｛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。

【００６７】本発明は、熱延板焼鈍省略プロセスを基に
構成したものであるが、８５０〜１２５０℃の温度で熱
延板焼鈍を施すと、スラブ加熱時のＡｌＮの場所的不均
一性を軽減する効果があり、更に好ましい。この場合
も、スラブ加熱時の固溶Ｎ量を基に、Ｃ，Ｓｉ，酸可溶
性Ａｌ，Ｎの各量を決定することは、磁気特性を高位安
定化する上で有効である。

【００６８】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１８〜３５μｍに制
御することは、必要である。その理由はこの平均粒径の
範囲で良好な磁束密度が得られやすく、かつ粒径変動に
対する磁束密度の変化が少ないからである。更に、脱炭
焼鈍後の鋼板の酸化膜中の全ＳｉＯ₂ 量を０．７〜１．
６ｇ／ｍ² と規定した。これは、図２に示した如く、こ
の範囲にすることによって、良好な被膜性状を得ること
ができる。

【００６９】上記条件を満たすための手段については特
に限定しない。脱炭焼鈍時の温度、露点を制御すること
によって上記関係を満足させることができる。酸化挙動
は、鋼への添加元素及びその量の影響を受ける。従っ
て、上記関係を満たすためには材料に応じた条件設定が
必要となる。Ｓｎ，Ｃｕは酸化を抑制する元素なので、
特に注意する必要がある。

【００７０】脱炭焼鈍に引き続いて連続的に窒化処理を
施したり、別途窒化処理を行う場合には、この脱炭焼鈍
後の鋼板のＳｉＯ₂ 量の規定は、最終仕上焼鈍直前の鋼
板に対する規定と解される。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。

【００７１】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
分離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
法等いずれの方法でもよい。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。

【００７２】

【実施例】

〔実施例１〕Ｃ：０．０４６重量％（以下％と略記）、
Ｓｉ：３．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０３３３％、Ｎ：
０．００６１％のスラブを用いて、スラブ加熱温度を１
１５０℃とし、熱延板焼鈍を省略して、０．３３５mm厚
材を製造した場合、良好な磁気特性と良好な被膜性状の
製品が得られていた。脱炭焼鈍時間を短縮するため、ス
ラブのＣ量を０．０４２％とする必要が生じた。この
時、上記基準成分材のスラブ加熱完了時の固溶Ｎ量を測
定したところ、０．００３４％であった。

【００７３】そこでＳｉ：３．０％、Ｎ：０．００６１
％、１１５０℃で、この固溶Ｎ量と同じとなる材料の酸
可溶性Ａｌ量を実験で求めたところ、０．０２９６％で
あった。

【００７４】そこで、（Ａ）Ｃ：０．０４２％、Ｓｉ：
３．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９６％、Ｎ：０．０
０６１％、（Ｂ）Ｃ：０．０４２％、Ｓｉ：３．０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０３３３％、Ｎ：０．００６１％な
る２種類の２５０mm厚スラブを作成し、次いで、かかる
スラブを、１１５０℃の温度で６０分均熱した後熱延を
開始して、２．３mm厚の熱延板とした。

【００７５】この熱延板を酸洗して圧下率約８５％で
０．３３５mm厚の冷延板とし、８３５℃の温度に１５０
秒保持する脱炭焼鈍を施し、この時の焼鈍雰囲気を、
Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂ ：７５％、露点６５℃、Ｎ₂ ：２
５％、Ｈ₂ ：７５％、露点４０℃なる２水準とした。

【００７６】しかる後、７５０℃に３０秒保持する焼鈍
を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に
窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は、
０．０２０５〜０．０２２３％であった。そして、この
鋼板の一次再結晶粒の平均粒径は、２４〜２７μｍであ
った。次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、公知の方法で、最終仕上焼鈍を施した。
実験条件と製品の磁気特性、被膜性状を表１に示す。

【００７７】

【表１】

【００７８】〔実施例２〕Ｃ：０．０３０％、Ｓｉ：
２．８％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４％、Ｎ：０．００
６１％のスラブを用いて、スラブ加熱温度を１１００℃
とし、熱延板焼鈍を省略して、０．２８５mm厚材を製造
した場合、良好な磁気特性と良好な被膜性状の製品が得
られていた。

【００７９】鉄損特性を向上させるため、スラブのＳｉ
量を３．２５％とする必要が生じた。この時、上記基準
成分材のスラブ加熱完了時の固溶Ｎ量が同一値となる成
分系を次のようにして設計した。前提条件として、Ｃ＝
０．０５４％、Ｎ＝０．００６１％とし、上記基準成分
系と１１００℃での平衡固溶Ｎ量が同じとなる酸可溶性
Ａｌ量を計算することとした。

【００８０】〔条件１〕（Ｓｉ，Ａｌ，Ｎのα，γ相へ
の分配なし） 基準成分系の１１００℃での平衡固溶Ｎ量を本発明本文
中の（１）式、（２）式を用いて計算したところ、０．
００２８％であった。なおこの時、γ率としては実験で
求めた値を用いた。

【００８１】そして、（１）式、（２）式を用いて、上
記３．２５％Ｓｉ成分系におけるＡｌ_R （＝Ａｌ− (２
７／１４) Ｎ）に関する方程式を導き、γ率としては実
験値を用いて、その方程式を数値計算で解くと、Ａｌ_R
＝０．０１５８％であった。

【００８２】〔条件２〕（Ｓｉのα，γ相への分配な
し、Ａｌ，Ｎのα，γ相への分配あり） 基準成分系の１１００℃での平衡固溶Ｎ量を本発明本文
中の（１）式、（２）式を用いて計算したところ、０．
００３１％であった。なお、この時、γ率としては実験
で求めた値を用いた。

【００８３】そして、（１）式、（２）式を用いて、上
記３．２５％Ｓｉ成分系におけるＡｌ_R （＝Ａｌ− (２
７／１４) Ｎ）に関する方程式を導き、γ率としては実
験値を用いて、α，γ相でのＡｌ_R の値を同一と仮定し
て、その方程式を数値計算で解くと、Ａｌ_R ＝０．０１
８４％であった。

【００８４】〔条件３〕（Ｓｉのα，γ相への分配あ
り、Ａｌ，Ｎのα，γ相への分配なし） 基準成分系での１１００℃での平衡固溶Ｎ量を本発明本
文中の（１）式、（２）式を用いて計算したところ、
０．００２７％であった。なお、この時のγ率及びα
相，γ相でのＳｉ量については、実験で求めた値を用い
た。

【００８５】そして、（１）式、（２）式を用いて、上
記３．２５％Ｓｉ成分系におけるＡｌ_R （＝Ａｌ− (２
７／１４) Ｎ）に関する方程式を導き、γ率及びα相，
γ相でのＳｉ量については実験で求めたものを用いて、
その方程式を数値計算で解くと、Ａｌ_R ＝０．０１６０
％であった。

【００８６】〔条件４〕（Ｓｉ，Ａｌ，Ｎのα，γ相へ
の分配あり） 基準成分系での１１００℃での平衡固溶Ｎ量を本発明本
文中の（１）式、（２）式を用いて計算したところ、
０．００３３％であった。なお、この時のγ率及びα
相，γ相でのＳｉ量については、実験で求めた値を用い
た。

【００８７】そして、（１）式、（２）式を用いて、上
記３．２５％Ｓｉ成分系におけるＡｌ_R （＝Ａｌ− (２
７／１４) Ｎ）に関する方程式を導き、γ率及びα相，
γ相でのＳｉ量については実験で求めたものを用い、α
相，γ相でのＡｌ_R の値は同一と仮定して、その方程式
を数値計算で解くと、Ａｌ_R ＝０．０１８７％であっ
た。

【００８８】〔まとめ〕条件１〜４の内、一次再結晶粒
の粒成長を安定化させるため、Ａｌ_R が一番高いものを
選択した。従ってＡｌ_R ＝０．０１８７％となり、Ｎ＝
０．００６１％なので、酸可溶性Ａｌ：０．０３０５％
となった。そこで、（Ａ）Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：
３．２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３４％、Ｎ：０．０
０６１％、（Ｂ）Ｃ：０．０５４％、Ｓｉ：３．２５
％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０５％、Ｎ：０．００６１
％、（Ｃ）：（Ｂ）成分に、更に、Ｍｎ：０．１４％、
Ｓ：０．００７％を添加、（Ｄ）：（Ｂ）成分に、更
に、Ｍｎ：０．００５％、Ｃｕ：０．１０％、Ｓ：０．
００９％を添加、（Ｅ）：（Ｂ）成分に、更に、Ｍｎ：
０．１０％、Ｃｕ：０．２０％、Ｓ：０．０１０％を添
加、（Ｆ）：（Ｂ）成分に、更に、Ｓｎ：０．０６％を
添加、（Ｇ）：（Ｂ）成分に、更に、Ｍｎ：０．１４
％、Ｃｕ：０．０９％、Ｓｅ：０．００１７％、Ｓｎ：
０．１０％を添加する７種類の２５０mm厚スラブを作成
した。

【００８９】次いで、かかるスラブを、１１００℃の温
度で６０分均熱した後、熱延を開始して、２．６mm厚の
熱延板とした。この熱延板の一部には、１０００℃に２
分間均熱する熱延板焼鈍を施し、熱延板焼鈍を省略した
試料と合わせて、酸洗し、圧下率約８９％で０．２８５
mm厚の冷延板とし、８３５℃の温度に１２０秒保持する
脱炭焼鈍を施した。

【００９０】この時の焼鈍雰囲気を、Ｎ₂ ：２５％、
Ｈ₂ ：７５％、露点：７０℃、Ｎ₂ ：１０％、Ｈ₂ ：
９０％、露点：４０℃なる２水準とした。しかる後、７
７０℃に３０秒保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮ
Ｈ₃ ガスを混入させ、鋼板に、窒素吸収を生ぜしめた。
窒化後のこの鋼板のＮ量は、０．０２０１〜０．０２４
１％であった。そして、この鋼板の一次再結晶粒の平均
粒径は２１〜２８μｍであった。

【００９１】次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し、公知の方法で、最終仕上焼鈍を施
した。実験条件と製品の磁気特性、被膜性状を表２に示
す。

【００９２】

【表２】

【００９３】

【発明の効果】本発明においては、スラブ加熱時の固溶
Ｎ量を基に、スラブのＣ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ，Ｎの各
量を決定し、脱炭焼鈍後の鋼板の酸化膜中の全ＳｉＯ₂
量を制御し、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制御し、熱延後最終仕上焼鈍の
二次再結晶開始までの間に窒化処理を施す。

【００９４】更には、上記成分設計を酸可溶性Ａｌ量と
Ｎ量に関する仮定を基に計算し、Ｍｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｃ
ｕ，Ｓｎを所定量添加することにより、低温スラブ加熱
で、かつ、熱延板焼鈍を省略しても、良好な磁気特性と
良好な被膜性状を安定して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】

【図１】スラブ加熱完了時の固溶Ｎ量及び脱炭焼鈍温度
が磁気特性、被膜性状に与える影響を表わすグラフであ
る。

【図２】図１において、良好な磁気特性が得られた場合
の被膜性状と窒化後の鋼板の酸化膜中の全ＳｉＯ₂ 量と
の関係を表わすグラフである。

Claims (7)

【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％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、熱延し、圧下率８０％以上の最終冷
   延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の冷
   延を施し、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、スラブ加熱時の
   固溶Ｎ量を基に、スラブのＣ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ，Ｎ
   の各量を決定し、脱炭焼鈍後の鋼板の酸化膜中の全Ｓｉ
   Ｏ₂ 量を０．７〜１．６ｇ／ｍ² とし、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、１
   ８〜３５μｍ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
   気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 上記スラブ加熱時の固溶Ｎ量を計算で求
   め、かつ、その計算の際、スラブの酸可溶性Ａｌ量、Ｎ
   量を各々Ａｌ（％），Ｎ（％）とし、α相とγ相におけ
   るＡｌ−（２７／１４）Ｎの量（重量％）を同じ値とす
   ることを特徴とする請求項１記載の磁気特性と被膜性状
   の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 熱延後、８５０〜１２５０℃の範囲で熱
   延板焼鈍を施すことを特徴とする請求項１又は２記載の
   磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
   法。
4. 【請求項４】 更に、重量％で、Ｍｎ：０．０６〜０．
   ８％、Ｓ＋０．４０４Ｓｅ：０．００５〜０．０２０％
   を含有するスラブを用いることを特徴とする請求項１〜
   ３のいずれかに記載の磁気特性と被膜性状の優れた一方
   向性電磁鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 更に、重量％で、Ｍｎ：０．０１％未
   満、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｓ＋０．４０５Ｓ
   ｅ：０．００５〜０．０２０％を含有するスラブを用い
   ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の磁
   気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
   法。
6. 【請求項６】 更に、重量％で、Ｍｎ：０．０６〜０．
   ８％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｓ＋０．４０５Ｓ
   ｅ：０．００５〜０．０２０％を含有するスラブを用い
   ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の磁
   気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方
   法。
7. 【請求項７】 更に、重量％で、Ｓｎ：０．０１〜０．
   １５％を含有するスラブを用いることを特徴とする請求
   項１〜６のいずれかに記載の磁気特性と被膜性状の優れ
   た一方向性電磁鋼板の製造方法。