JPH086139B2 - 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

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、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。

【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＞軸を圧延方向に
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技術として代表的なものに田口
悟等による特公昭４０−１５６４４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ＭｎＳ及び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
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
正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。

【０００４】１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉
が必要である。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
にみられるように操業上の悪影響が大きい。 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よいわけであるが、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
るかあるいはまった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ＭｎＳ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。

【０００５】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た。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
開示された。また、特開昭５７−１５８３２２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、さらにＣｕの添
加により二次再結晶を安定化する技術が開示された。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，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
技術が公開された。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。

【０００６】さて、先に特開昭５９−５６５２２号公報
において、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
７％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。

【０００７】

【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、方向性電磁鋼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
の熱延後の製造の主工程は、熱延板焼鈍−冷延−脱炭焼
鈍−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、方向性電磁鋼板の
方が無方向性電磁鋼板よりかなり高いものとなる。

【０００８】更には、通常の酸洗ラインや、タンデム冷
延ラインでは、通板できる板厚に制限があり、厚い板厚
の冷延素材を通板すると破断が生じる可能性がある。そ
こで、０．５ｍｍ厚等の厚手材を１回冷延で製造しよう
とすると、冷延素材の板厚に上限があるため、冷延率を
低くとる必要が生じる。また、方向性電磁鋼板の製造に
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４６−２
３８２０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。

【０００９】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、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。

【００１０】そこで本発明者らは、従来ほとんど注目さ
れていなかった仕上熱延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、熱延板焼鈍を省略する方法（特願
平１−８５５４０号、特願平１−８５５４１号）を提示
した。これらの技術は、仕上熱延最終３パスの強圧下及
び熱延終了後の高温での保持により熱延板を微細再結晶
組織としたことに特徴があり、これらの技術により、１
２８０℃未満の温度でのスラブ加熱と、熱延板焼鈍の省
略の両立が可能となった。

【００１１】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パス当り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。

【００１２】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
℃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５１−２０７１
６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、熱延板焼鈍なしの
１回冷延法での製造は検討さえされていない。

【００１３】従って、本発明者らが先に示した低温スラ
ブ加熱と熱延板焼鈍の省略を両立させた技術（特願平１
−８５５４０号、特願平１−８５５４１号）の意義は大
きいことがわかる。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明に従い、重量で
Ｃ：０．０２１〜０．０７５％，Ｓｉ：２．５〜４．５
％，酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％，Ｎ：
０．００３０〜０．０１３０％，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、熱延し、熱延板焼鈍をす
ることなく引き続き圧下率６０〜７９％の冷延を行い、
次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して０．４〜１．０
ｍｍ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８５０〜１１００℃とし、熱延の最
終３パスの累積圧下率を４０％以上とし、冷延のパス間
の鋼板の温度を２００℃以下とし、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
１８〜３０μｍ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により、磁気
特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板が安定して得
られる。

【００１５】

【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６０〜７９％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。

【００１６】本発明者らは、冷延素材の板厚制限のた
め、圧下率を低める必要が生じ、８０％未満の圧下率で
磁気特性を良好ならしめる方策を広範にわたって検討し
た。その結果、冷延のパス間で板温を不必要に上げない
ことが圧下率８０％未満の低冷延率で良好な磁気特性を
得るのに有効であるという知見を得た。以下、実験結果
を基に詳細に説明する。

【００１７】図１は冷延時のパス間での鋼板の温度が製
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：０．０４０重量％，Ｓｉ：３．０１重量％，
酸可溶性Ａｌ：０．０３０重量％，Ｎ：０．００６８重
量％，Ｓ：０．００７重量％，Ｍｎ：０．１４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、６パスで２．０ｍｍ
厚の熱延板とした。この時パススケジュールは、４０→
２２→１３→８→５→３→２（ｍｍ）であり、熱延終了
温度は９５３℃であった。この場合、最終３パスの累積
圧下率は７５％であった。熱延後２秒空冷後、５５０℃
まで水冷し、５５０℃に１時間保持後炉冷する巻取りシ
ミュレーションを施した。しかる後、この熱延板を酸洗
し、次いで圧下率７５％で冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷
延板とした。この時、板厚１．５ｍｍ、１．０ｍｍの時
に５０℃×５分（均熱）、１００℃×５分（均
熱）、１５０℃×５分（均熱）、２００℃×５分
（均熱）、２５０℃×５分（均熱）、３００℃×５
分（均熱）、３５０℃×５分（均熱）、時効処理な
し、なる８種類の時効処理を施した８種類の冷延板を作
成した。次いで８４０℃に４００秒保持し、８７０℃×
２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。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、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。この時鋼板
のＮ量は０．０１８９〜０．０２２０重量％であった。
この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均粒径を光学
顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ２３〜２４
μｍであった。次いで、この窒化処理後の板にＭｇＯ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。

【００１８】図１から明らかなようにパス間の鋼板温度
が２００℃以下で良好な磁束密度が得られている。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。従来から、冷延率は、冷延再結晶集合組織の支配因
子として知られており、特に、二次再結晶方位に対する
支配因子として｛１１０｝＜００１＞、｛１１１｝＜１
１２＞方位粒の存在量が重要である。再結晶集合組織中
のこの｛１１０｝＜００１＞方位粒は、６０〜７０％の
圧下率の時最大となり、７０％超の圧下率範囲では圧下
率が高まるにつれ、減少していく。一方、再結晶集合組
織中の｛１１１｝＜１１２＞の方位粒は、約９０％まで
の圧下率範囲で、圧下率が高まるにつれ、増加する傾向
がある。他方、冷延でのパス間時効は、冷延時変形帯の
形成を助長し、変形帯から核生する｛１１０｝＜００１
＞方位粒を再結晶集合組織中で増加させる傾向がある。
このパス間時効は、その反面再結晶集合組織中での｛１
１１｝＜１１２＞方位粒の存在量を減少させる傾向があ
る。従って、｛１１０｝＜００１＞方位粒と｛１１１｝
＜１１２＞方位粒の再結晶集合組織中の存在量の観点か
らすると、パス間時効を施すことは、冷延率を低めたの
と同じ影響を与えることになる。このため、通常８０％
以上の高冷延率で得られる再結晶集合組織に、８０％未
満の低冷延率のものをできるだけ近づけるためには、本
発明のようにパス間時効の影響を極力排除することが有
効と考えられる。

【００１９】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０．０２１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０．０２１％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。

【００２０】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。Ａｌは二次再結晶の安定化
に必要なＡｌＮもしくは（Ａｌ，Ｓｉ）ｎｉｔｒｉｄｅ
ｓ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
になるので０．０６０％以下とした。

【００２１】Ｎについては通常の製鋼作業では０．００
３０％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０．００３０％以上とし、一方、０．０１
３０％を越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。Ｍｎ
Ｓ、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＋０．４０
５Ｓｅ）≦０．０１４％であることが望ましい。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
間が長くなりすぎて好ましくなく、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。

【００２２】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）、就中、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％を越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。この
他、インヒビター構成元素として知られているＳｎ，Ｓ
ｂ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ等を微量に含有するこ
とはさしつかえない。

【００２３】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。引き続く熱延工
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熱延と仕上熱延より
成る。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。本発明の特徴は粗熱延に引き
続く仕上熱延にある。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１００〜３０００
ｍ／ｍｉｎとなっており、パス間の時間は０．０１〜１
００秒となっている。本発明で限定しているのは、熱延
終了温度と熱延最終３パスの累積圧下率だけであり、そ
の他の条件は特に限定すものではないが、粗熱延、仕上
熱延の前段で強圧下を行うことも、幾分なりとも再結晶
を生ぜしめ、組織を改善す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熱延後の再
結晶を促進する上で効果的である。

【００２４】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８５０〜１１００℃とした。１１
００℃を越えると、圧延中の動的回復による歪低下が大
きく、熱延終了後の再結晶が生じにくい。一方、８５０
℃未満では、温度が低すぎるため、熱延終了後に引き続
く再結晶が生じにくく、製品の磁束密度が低下するので
好ましくない。

【００２５】一方、仕上熱延最終３パスでの累積圧下率
を４０％以上とした。この値未満では、熱延後の再結晶
の効果が不十分なので好ましくない。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。熱延の最終パス後、通常０．１〜１０
０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、熱延板焼鈍をすることなく、引き続き、圧下率
６０〜７９％の冷延を行い、０．４〜１．０ｍｍの冷延
板となる。

【００２６】冷延板の板厚を０．４〜１．０ｍｍと規定
したのは、厚手一方向性電磁鋼板を得る本発明の目的の
ためである。また、１．０ｍｍ超では、脱炭焼鈍に時間
がかかりすぎて好ましくない。この圧下率を６０〜７９
％と規定したのは、冷延素材として厚すぎるものは、酸
洗ラインや、冷延ラインの通板時破断を生じやすいので
必然的に冷延率を低める必要があるためである。この上
限値は、冷延素材の板厚制限からきており、一方、下限
値は、磁束密度を高位に保つ必要から規定した。冷延の
パス間での鋼板の温度は、２００℃以下とした。この温
度を超えると、図１に示した如く、パス間時効の影響が
でるので、本発明の如き低冷延率の場合には、かえって
磁束密度が低下する結果となり好ましくない。

【００２７】この冷延の方式については特に限定するも
のではない。タンデム方式、リバース方式どちらでもよ
い。パス間の温度を２００℃以下にしておけば十分であ
る。パス回数についても特に限定するものではないが、
不必要に１００回以上もパス回数をとることは意味がな
い。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、最終仕上焼鈍が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１８〜３０μｍとしたのは、こ
の値の範囲でＢ₈（Ｔ）≧１．８８なる良好な磁束密度
が得られるからである。

【００２８】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、脱炭焼鈍後ひ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。

【００２９】

【実施例】以下実施例を説明する。 実施例１ Ｃ：０．０３５重量％，Ｓｉ：３．００重量％，Ｍｎ：
０．１５重量％，Ｓ：０．００７重量％，酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２９重量％，Ｎ：０．００７０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、４０→２３→１４→９→６→３．５→２
（ｍｍ）なるパススケジュールで熱延して熱延板とし
た。この時熱延終了温度は９３６℃であり、この場合、
最終３パスの累積圧下率は７８％であった。熱延後４秒
空冷後、５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持後
炉冷する巻取りシミュレーションを施した。しかる後、
この熱延板を酸洗し、次いで圧下率７５％で冷延し、
０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。この時、１．２ｍｍ厚
の時に時効処理なし、１００℃×５分（均熱）、
３００℃×５分（均熱）なる３種類の時効処理を施した
３種類の冷延板を作成した。次いで８３０℃に３００秒
保持し、８８０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。
しかる後７７０℃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、鋼板に窒素吸収を生ぜし
めた。この時鋼板のＮ量は、０．０１９４〜０．０２１
１重量％であった。また、この鋼板の板厚全厚での一次
再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて
測定したところ２４〜２５μｍであった。次いでこの窒
化処理後の鋼板に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。

【００３０】実験条件と製品の磁気特性を表１に示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】実施例２ Ｃ：０．０４１重量％，Ｓｉ：３．２３重量％，Ｍｎ：
０．１４重量％，Ｓ：０．００７重量％，酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２８重量％，Ｎ：０．００６０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、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４０
→２４→１６→１１→６．６→３．９→２．３（ｍｍ）
とした。この時熱延終了温度は９４７℃であり、この場
合、最終３パスの累積圧下率は７９％であった。熱延後
２秒空冷後５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持
後炉冷する巻取りシミュレーションを施した。しかる
後、この熱延板を酸洗し、次いで圧下率７８％で同一方
向に冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板とした。この際、
１．５ｍｍと１．０ｍｍ厚の時に、時効処理なし、
２５０℃×５分（均熱）なる２種類の時効処理を施した
２種類の冷延板を作成した。次いで、８３０℃に３００
秒保持し、８７０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施し
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、鋼板に窒素吸収を
生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は０．０２０１〜０．０
２１２重量％であった。また、この鋼板の板厚全厚での
一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用
いて測定したところ２５〜２６μｍであった。次いでこ
の窒化処理後の鋼板に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。

【００３３】実験条件と製品の磁気特性を表２に示す。

【００３４】

【表２】

【００３５】実施例３ Ｃ：０．０３０重量％，Ｓｉ：３．１０重量％，Ｍｎ：
０．１４重量％，Ｓ：０．００６重量％，酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２９重量％，Ｎ：０．００７０重量％を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３０ｍｍ厚の
スラブを１１５０℃の温度で加熱した後１０５０℃で熱
延を開始し、圧下配分を３０→２０→１３→８→５→
３．０→２．３（ｍｍ）とした。この時、熱延終了温度
は８９２℃であり、この場合、最終３パスの累積圧下率
は７１％であった。熱延後１秒空冷後、４００℃まで水
冷し、４００℃に１時間保持後炉冷する巻取りシミュレ
ーションを施した。しかる後、この熱延板を酸洗し、次
いで圧下率７８％で冷延し、０．５０ｍｍ厚の冷延板と
した。この時、１．８ｍｍ，１．２ｍｍ，０．８ｍｍ厚
の時に、５０℃×５分（均熱）３００℃×５分（均
熱）なる２種類の時効処理を施した２種類の冷延板を作
成した。次いで８４０℃に４００秒保持する脱炭焼鈍を
施した。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
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は、０．０１９５
〜０．０２１１重量％であった。また、この鋼板の板厚
全厚での一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解
析機を用いて測定したところ、２１〜２２μｍであっ
た。次いで、この窒化処理後の鋼板に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。

【００３６】実験条件と製品の磁気特性を表３に示す。

【００３７】

【表３】

【００３８】実施例４ Ｃ：０．０４５重量％，Ｓｉ：３．３５重量％，Ｍｎ：
０．１５重量％，Ｓ：０．００７重量％，酸可溶性Ａ
ｌ：０．０３０重量％，Ｎ：０．００６８重量％，Ｓ
ｎ：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厚のスラブを１１００℃の温度
で加熱した後、ただちに熱延を開始し、圧下配分４０→
２３→１６→１０→７→４→２．３（ｍｍ）とした。こ
の時熱延終了温度は８７３℃であり、この場合、最終３
パスの累積圧下率は７７％であった。熱延後４秒空冷後
５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持後炉冷する
巻取りシミュレーションを施した。しかる後、この熱延
板を酸洗し、次いで圧下率７４％で冷延し、０．６０ｍ
ｍ厚の冷延板とした。この時、１．５ｍｍ，１．０ｍｍ
厚の時に、時効処理なし、２５０℃×１０分（均
熱）なる２種類の時効処理を施した２種類の冷延板を作
成した。次いで、８３０℃に３５０秒保持し、しかる後
８７０℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。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、鋼板に窒素吸収を生ぜしめ
た。この時鋼板のＮ量は、０．０１９７〜０．０２１３
重量％であった。また、この鋼板の板厚全厚での一次再
結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測
定したところ、２２〜２３μｍであった。次いで、この
窒化処理後の鋼板に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。

【００３９】実験条件と製品の磁気特性を表４に示す。

【００４０】

【表４】

【００４１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において、
熱延終了温度、熱延の最終３パスの累積圧下率、冷延の
パス間の鋼板の温度、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制御し、鋼板
に窒化処理を施すことにより、熱延板焼鈍を省略して、
低冷延率で良好な磁気特性を有する厚い板厚の一方向性
電磁鋼板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】

【図１】冷延時のパス間での鋼板の温度が製品の磁束密
度に与える影響を表したグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量でＣ：０．０２１〜０．０７５％，
   Ｓｉ：２．５〜４．５％，酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％，Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％，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、熱延
   し、熱延板焼鈍をすることなく引き続き圧下率６０〜７
   ９％の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、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８５０〜１１００
   ℃とし、熱延の最終３パスの累積圧下率を４０％以上と
   し、冷延のパス間の鋼板の温度を２００℃以下とし、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１８〜３０μｍ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厚い板厚の一方向性
   電磁鋼板の製造方法。