JPH11124627A - 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【解決手段】 Biを 0.001〜0.070 wt％の範囲で含有さ
せた含けい素鋼スラブを素材として方向性電磁鋼板を製
造するに際し、熱間圧延終了直後から５秒後までの熱延
板の平均冷却速度を30〜120 ℃／秒の範囲に制御すると
共に、最終の冷間圧延に先立つ焼鈍の温度Ｔ（℃）を、
Bi含有量に応じて下記の範囲に制御する。 記 2400×Bi量（wt％）＋875 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1025 【効果】 Biの有する磁気特性改善効果を最大限引き出
すことができる結果、高磁束密度と低鉄損の両者を安定
して得ることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器やその他
の電機機器の鉄心材料としての用途に用いて好適な磁気
特性に優れた方向性電磁鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】変圧器や発電機、回転機等の鉄心材料と
して使用される方向性電磁鋼板には、最も重要な特性と
して磁束密度が高くかつ鉄損が低いことが要求される。
そのため、方向性電磁鋼板の低鉄損化を実現するために
様々な手段が講じられてきたが、その中でも結晶方位を
ゴス方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に
集積させることは、最も重要視されてきた開発目標の一
つである。というのは、鉄の結晶の磁化容易軸である＜
００１＞方位を圧延方向に高度に集積させることによ
り、圧延方向への磁化に要する磁化力が小さくなり、保
磁力が低下する結果、ヒステリシス損が低下し、鉄損が
低減するからである。

【０００３】その他、方向性電磁鋼板の重要な要求特性
として、磁化した際の騒音が小さいことが挙げられる
が、この問題も結晶方位をゴス方位に揃えることによっ
て解決される。すなわち、変圧器から生じる騒音の原因
として、鉄心素材の磁歪振動や電磁振動が知られている
が、結晶方位のゴス方位への集積度が向上させることに
より、磁歪振動の原因となる90°磁区の生成が抑制され
ると同時に、励磁電流が低下して電磁振動が抑制される
ため、その結果として、騒音が低減するのである。

【０００４】上記したとおり、方向性電磁鋼板にとっ
て、結晶の＜００１＞方位を圧延方向へ集積させること
は最も重要な課題であるといえる。ここで、結晶方位の
集積度の指標としては、Ｂ₈ （磁化力 800 A/mにおける
磁束密度）が用いられる場合が多く、方向性電磁鋼板の
開発はこのＢ₈ の向上を大きな目標として推進されてい
る。また、鉄損の代表的な値としては、励磁磁束密度：
1.7 Ｔ、励磁周波数：50Hzの場合のエネルギー損失であ
るＷ_17/50 が使用される。

【０００５】このような方向性電磁鋼板の集合組織は、
最終仕上げ焼鈍中、二次再結晶と呼ばれる現象を通じて
形成され、この二次再結晶によりゴス方位の結晶粒を優
先的に成長させて、所望の磁気特性を有する製品を得
る。

【０００６】上記の二次再結晶によるゴス粒の集積を効
果的に促進させるためには、一次再結晶の成長を選択的
に抑制するインヒビターと呼ばれる析出分散相を均一か
つ適正なサイズで形成することが重要である。このイン
ヒビターの存在により一次結晶粒の正常粒成長が抑制さ
れ、仕上げ焼鈍中に高温まで細かい一次粒の状態が保た
れると共に、良好な方位の結晶粒の成長に対する選択性
が高まるため、高磁束密度が実現される。一般に、イン
ヒビターが強力で正常粒成長抑制力が強いほど高い方位
集積度が得られると考えられている。

【０００７】このようなインヒビターとしては、MnS, M
nSe, Cu_2-xS, Cu_2-xSeおよびAlN など、鋼中への溶解度
が小さい物質が用いられる。特公昭33−4710号公報や特
公昭40−15644 号公報には、素材中にAlを含有させ、最
終冷延圧下率を81〜95％の高圧下にすると共に最終冷延
前の焼鈍で強力なインヒビターであるAlN を析出させる
技術が開示されている。

【０００８】また、上記のインヒビター成分に加えて、
Sn, As, Bi, Sb, Ｂ, Pb, Mo, Te,ＶおよびGe等の補助
インヒビターを付加的に添加することは、二次粒の方位
集積度の向上に対して有効であることが知られている。

【０００９】これら補助インヒビター元素の中で、周期
律上で５Ｂ族元素に分類されるＰ,As, SbおよびBiは結
晶粒界に偏析することで、主インヒビターであるMnＳ,
MnSe, Cu_2-x S, Cu_2-xSe, AlＮ等と共同して正常粒成長
抑制力を強化し、磁気特性を高めることが知られてお
り、これらの元素の中でも、特にBiは鉄に対する溶解度
が低いことから、粒界偏析効果による正常粒成長抑制力
強化元素として有望視されている。

【００１０】公知のBi添加による磁気特性の改善技術と
しては、特公昭51-29496号公報にSe系のインヒビターに
対してBiを付加的に添加する技術が、また特公昭56-180
44号公報等には、AlＮ, MnSe, MnＳ等とBiを複合的に鋼
中に添加することにより磁気特性を向上させる技術がそ
れぞれ開示されている。これらの技術においては、確か
にBiによる抑制力強化作用を利用して磁気特性の向上を
図っていると考えられる。しかしながら、Biを添加した
材料におけるインヒビターの最適な制御が行われていな
いため、Biのもつ磁気特性向上効果を十分に引き出して
いるとはいえない。

【００１１】また、特開平６-88171号公報、特開平６-8
8172号公報、特開平６-88173号公報および特開平６-881
74号公報には、Bi添加により磁束密度の飛躍的な向上が
可能であると述べられている。これらの技術思想では、
Al系のインヒビターにBiを添加することにより、磁束密
度の大幅な向上が可能であるとされているが、Biの添加
による効果自体は以前より公知のレベルにすぎないだけ
でなく、Bi添加による磁気特性向上効果を安定して引き
出す方法については何ら提示されていない。

【００１２】上述したとおり、方向性電磁鋼板の磁気特
性の向上に対してBiの添加は極めて有望な方法ではある
ものの、Biを添加した材料では二次再結晶が不安定であ
り、安定して高磁束密度、低鉄損の製品が得られないと
ころに問題を残していた。これに対し、例えば特開平８
−253815号公報には、鋼中の過剰Al量により最終冷延前
の焼鈍温度を調整する方法が開示されているが、この方
法においてもAlとＮの含有比に応じた製造条件の最適化
がなされているのみで、Bi含有量に関連した磁気特性の
安定化法についてはなんら開示されていない。また、上
記の技術では、Biを添加した材料において重要となる熱
延条件を規定する技術に関しても何ら示されていない。

【００１３】一方、Biを添加した材料において、熱延条
件を規定することにより磁気特性を安定化させようとす
る技術が、特開平７−166240号公報に開示されてはいる
が、この技術は、熱延板焼鈍温度の最適域を拡大するこ
とを主眼としており、熱延条件と最終冷延前の焼鈍条件
の間に介在する関係について考察されていないため、磁
気特性の高位安定化を完全に達成しているとは言い難
い。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、方向性電磁鋼板素材にBiを
添加させた場合に生じる二次再結晶の不安定化を効果的
に解消すると共に、磁束密度Ｂ₈ に代表される磁気特性
の有利な向上を図ることを目的とする。

【００１５】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の問題を解決すべく鋭意研究を行った結果、Biを含有さ
せた方向性電磁鋼板素材に対して、熱間圧延における冷
却条件および最終冷延直前の焼鈍温度を的確に制御する
ことによって、磁気特性の高位安定化が可能であること
の知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚するもの
である。

【００１６】すなわち、この発明は、Ｃ：0.03〜0.10wt
％、Si：2.0 〜5.0 wt％、Mn：0.04〜0.15wt％、Ｓおよ
びSeのうちから選んだ１種または２種：0.01〜0.03wt
％、sol.Al：0.015 〜0.035 wt％、Ｎ：0.0050〜0.010
wt％を含み、かつBi：0.001 〜0.070 wt％を含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、
1300℃以上の温度に加熱したのち、熱間圧延し、つい
で、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を
挟む２回の冷間圧延によって最終板厚にするか、または
熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延によって最終板厚にした
のち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程
からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延
終了直後から５秒後までの熱延板の平均冷却速度を30〜
120 ℃／秒の範囲に制御すると共に、最終の冷間圧延に
先立つ焼鈍の温度Ｔ（℃）を、Bi含有量に応じて下記の
範囲に制御することを特徴とする磁気特性に優れた方向
性電磁鋼板の製造方法である。 記 2400×Bi量（wt％）＋875 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1025

【００１７】この発明では、鋼スラブ中のＳおよびSe量
をそれぞれ、Ｓ：0.008 wt％以下、Se：0.01〜0.03wt％
の範囲に規制すると共に、最終の冷間圧延に先立つ焼鈍
の温度Ｔ（℃）をBi含有量に応じて下記の範囲に制御す
ることが特に有利である。 記 2400×Bi量（wt％）＋900 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1000

【００１８】

【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果について説明する。Ｃ：0.05wt％，Si：3.3
wt％，Mn：0.07，Se：0.02wt％, Ｓ：0.002 wt％，Al：
0.020 wt％およびＮ：0.0080wt％を基本成分とし、さら
にBiを０〜0.070 wt％の範囲で含有させ、残部は実質的
にFeの組成になる鋼塊を、1400℃に加熱し30分間保持し
たのち、熱間圧延により 2.4mm厚の熱延板とした。その
際、熱間圧延終了直後から５秒間については平均冷延温
度が20℃／秒および60℃／秒の２水準で冷却した。つい
で、900 ℃, 40秒間の熱延板焼鈍後、酸洗したのち、1.
8 mm厚まで一次冷延し、 880〜1170℃, １分間の中間焼
鈍後、さらに酸洗してから、二次冷延により0.23mmの最
終板厚とし、ついで酸素ポテンシャルＰ(H₂O）／Ｐ
（H₂）＝0.50の酸化性雰囲気中において820 ℃, 150 秒
間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから、最高到達温度：1200℃, ５時間の
仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品板からエプ
スタイン試験片を16枚切り出し、エプスタイン試験法に
より磁束密度Ｂ₈ と鉄損Ｗ_17/50 を測定した。

【００１９】図１および図２にそれぞれ、熱間圧延終了
直後、５秒間の平均冷却速度をそれぞれ20℃／秒および
60℃／秒とした場合に、素材中Bi含有量および中間焼鈍
温度が磁束密度Ｂ₈ に及ぼす影響について調べた結果を
示す。図１に示したように、熱間圧延直後、５秒間の平
均冷却速度が20℃／秒の場合は、良好な磁気特性が得ら
れる場合と反対に磁気特性が顕著に劣化した場合とが混
在しており、優れた磁気特性が安定して得られるとはい
えない。これに対し、熱間圧延直後、５秒間の平均冷却
速度を60℃／秒の急冷とした場合には、図２に示したと
おり、中間焼鈍温度Ｔ（℃）をBi量に応じて、次式 2400×Bi量（wt％）＋875 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1025 の範囲に制御することにより優れた磁束密度が安定して
得られることが判る。なお、図２において、特に優れた
磁気特性が得られたのは、次式 2400×Bi量（wt％）＋900 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1000 の範囲を満足する場合であった。

【００２０】次に、熱間圧延直後の冷却速度の適正範囲
について調査した。Ｃ：0.05wt％，Si：3.3 wt％，Mn：
0.07，Se：0.02wt％, Ｓ：0.002 wt％，Al：0.020 wt
％，Ｎ：0.0080wt％およびBi：0.02wt％を含有し、残部
は実質的にFeの組成になる鋼塊を、上記の実験と同様の
工程によって処理した。ただし、熱間圧延終了直後から
５秒間の平均冷延温度は10〜130 ℃／秒の範囲で種々変
化させた。また、中間焼鈍の温度はいずれも 980℃とし
た。図３に、平均冷却速度と磁束密度Ｂ₈ その関係を示
す。同図に示したとおり、熱間圧延終了直後、５秒間の
平均冷却速度が30℃／秒以上であれば、極めて優れた磁
気特性が得られている。ただし、冷却速度が 120℃／秒
を超えると形状不良が発生した。

【００２１】さらに、図４には、Ｃ：0.05wt％，Si：3.
3 wt％，Mn：0.07wt％，Al：0.020wt％, Ｎ：0.0080wt
％，Se：0.018 wt％およびBi：0.02wt％を含有し、かつ
Ｓを0.0005〜0.0135wt％の範囲で含有する鋼塊を、上記
と同様に（ただし、熱延終了直後の平均冷却速度：60℃
／秒、中間焼鈍温度：980 ℃）処理して得た試片につい
て、そのＳ含有量と磁束密度Ｂ₈ との関係ついて調べた
結果を示す。同図に示したとおり、Ｓ含有量を0.008 wt
％以下に抑制することにより、Ｂ₈≧1.97Ｔの良好な磁
束密度が安定的に得られることが分かる。

【００２２】以上、熱延板焼鈍後、中間焼鈍を挟む２回
冷延法を実施した場合について説明したが、上記の工程
で熱延板焼鈍を省略した場合、あるいは熱延板焼鈍後、
１回の冷延で最終板厚に仕上げるいわゆる１回冷延法
（この場合、最終冷延前の焼鈍は熱延板焼鈍となる）で
実施した場合についても、上記と同様の結果が得られ
た。

【００２３】このように、熱間圧延後、５秒間の平均冷
延速度を30℃／秒以上の急冷側に保ち、さらに最終冷延
直前の焼鈍温度をBi量に応じた適正域に制御することに
よって、磁束密度Ｂ₈ の高い方向性電磁鋼板を安定して
得ることができにようになった。

【００２４】以下、この発明において、素材の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.03〜0.10wt％ Ｃは、変態を利用して熱延組織を改善するのに有用なだ
けでなく、ゴス方位結晶粒の発生にも有用な元素であ
り、少なくとも0.03wt％の含有を必要とするが、0.10wt
％を超えると脱炭焼鈍において脱炭不良を起こすので、
Ｃは0.03〜0.10wt％の範囲に限定した。

【００２５】Si：2.0 〜5.0 wt％ Siは、電気抵抗を高めて鉄損を効果的に低減させるだけ
でなく、鉄のＢＣＣ組織を安定化させて高温での熱処理
を可能にするために必要な元素であり、少なくとも 2.0
wt％を必要とするが、5.0 wt％を超えると冷延が困難と
なるので、Siは2.0〜5.0 wt％の範囲に限定した。

【００２６】Mn：0.04〜0.15wt％ Mnは、鋼の熱間加工性の改善に有効に寄与するだけでな
く、ＳやSeが混在している場合には、MnＳやMnSe等の析
出物を形成し抑制剤としての機能を発揮する。Mnの含有
量が0.04wt％より少ないと上記の効果は不十分であり、
一方0.15wt％を超えるとMnSe等の析出物の粒径が粗大化
してインヒビターとしての効果が失われるので、Mnは0.
04〜0.15wt％の範囲に限定した。

【００２７】Ｓおよび／またはSe：0.01〜0.03wt％ SeやＳは、MnやCuと結合してMnSe, MnS, Cu_2-xSe, Cu
_2-x S を形成し、鋼中の分散第二相としてインヒビター
の作用を発揮する有用成分である。これらSeやＳの含有
量が0.01wt％に満たないとその添加効果に乏しく、一方
0.04wt％を超えるとスラブ加熱時の固溶が不完全になる
だけでなく、製品表面の欠陥の原因ともなるので、単独
または複合添加いずれの場合も0.01〜0.03wt％の範囲に
限定した。なお、上記のインヒビターの中で、 MnSe, C
u_2-xSeは特に分散第二相としての安定性が良く、良好な
特性を与えるが、そのためには前掲図４に示したよう
に、Ｓ含有量を 0.008wt％以下とすることが望ましく、
Ｓ量をこの範囲に抑制することによって、極めて良好な
磁束密度が安定して得られるようになる。

【００２８】sol.Al：0.015 〜0.035 wt％ Alは、鋼中でAlＮを形成して分散第二相としてインヒビ
ターの作用をする有用元素であるが、添加量が 0.015wt
％に満たないと十分な析出量が確保できず、一方 0.035
wt％を超えて添加するとAlＮが粗大に析出してインヒビ
ターとしての作用が失われるため、sol.Alとして 0.015
〜0.035 wt％の範囲に限定した。

【００２９】Ｎ：0.0050〜0.010 wt％ Ｎも、Alと同様、AlＮを形成するために必要な元素であ
るが、添加量が0.0050wt％に満たないとAlＮの析出が不
十分であり、一方 0.010wt％を超えて添加するとスラブ
加熱時にふくれ等を生じるため、Ｎ量は0.0050〜0.010
wt％の範囲に限定した。

【００３０】Bi：0.001 〜0.070 wt％ Biは、１次再結晶粒の粒界に優先的に濃化し、焼鈍中に
おける粒界の移動度を低下させることによって二次再結
晶温度を上昇させ、磁束密度を向上させる働きがある。
このような効果はSbやAs等と類似しているが、Biは鉄に
対する溶解度が特に低く、かつ融点が 271℃と非常に低
いため、SbやAsに比較して粒界に偏析する作用が高いと
推定される。このため、正常粒成長抑制力の付与効果が
高く、方位集積度の向上に有効に作用するものと考えら
れる。また、Biは、Sb等と同様に、粒界偏析型の抑制力
強化元素であるので、MnSe，MnＳあるいはAlＮ＋（MnS
e，MnＳ）のようなインヒビター系を用いた方向性電磁
鋼板の磁気特性を一律に向上させる作用があると考えら
れる。ここに、Biの含有量については、0.001 wt％に満
たないと上記の粒界偏析による正常粒成長抑制効果が発
揮されないので、添加量の下限を0.001 wt％とした。ま
た、Biは鉄に対する溶解度が非常に低く、0.070 wt％を
超えて添加させることが難しいので、添加量の上限を
0.070wt％とした。

【００３１】以上、必須成分について説明したが、この
他にも抑制力の補強のために、Sb,As, Mo, Cu, Ｐ, Sn,
Ge, Ｂ, Te, ＶおよびNb等を単独もしくは複合して添
加することは、磁気特性をさらに向上させる上で有効で
ある。

【００３２】SbやAsは、Biと同様に粒界に偏析して抑制
力を高める効果を有しており、いずれも 0.001〜0.10wt
％の範囲で添加することが望ましい。

【００３３】Moは、二次粒の核をゴス方位に先鋭化させ
る効果を有し、0.001 〜0.20wt％の範囲でその効果が顕
著である。

【００３４】Cuは、Mnと同様、SeやＳと結合して、析出
物を形成し抑制力を高める元素であり、その効果は0.01
〜0.30wt％の範囲で顕著である。

【００３５】Ｐは、Sbと同様、粒界に偏析して抑制力を
高める元素であるが、0.010 wt％未満ではその添加効果
に乏しく、一方 0.030wt％を超えると磁気特性および表
面性状を不安定化させるので、 0.010〜0.030 wt％の範
囲で添加することが好ましい。

【００３６】SnやGeは、二次再結晶粒の生成頻度を高め
ることによって鉄損の低減に有効に寄与する元素であ
り、いずれも 0.005〜0.20wt％の範囲で含有させること
が好ましい。

【００３７】Ｂ，Te, ＶおよびNbは、鋼中でＢＮ, MnT
e, ＶＮ, NbＮ, NbＣ等の析出物を形成することによっ
て正常粒成長抑制力をさらに高める働きがあり、Ｂは0.
0010〜0.010 wt％の範囲で、またＶ，Nb，Teはそれぞれ
0.005〜0.10wt％の範囲で添加させることが望ましい。

【００３８】なお、上記の各成分において、Ｃ，Ｓ，S
e，Ｎ，Al，Ｐ等は各機能を果たしたのち、Ｃは主とし
て脱炭焼鈍において、またＳ，Se，Ｎ，Al, Ｐは仕上げ
焼鈍後半の純化焼鈍において除去されるので、製品の地
鉄中に不純物として残存することはほとんどない。

【００３９】次に、この発明の主要な製造工程について
説明する。この発明法では、Biを含有する方向性電磁鋼
板スラブ素材を熱間圧延する場合に、圧延終了直後から
５秒間の平均冷延速度を30〜120 ℃／秒の範囲に制限す
ると共に、最終冷延前の焼鈍温度を 2400×Bi量（wt％）＋875 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1025 の範囲に制御することにより、またさらに望ましくは、
鋼中のＳ量を0.008 wt％以下に規制すると共に、 2400×Bi量（wt％）＋900 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
％）＋1000 の範囲に制御することにより、安定して磁気特性に優れ
た製品を得ようとするものであるが、上記した熱延後の
平均冷延速度および最終冷延前の焼鈍温度についての各
限定範囲は、前掲図１〜４に示した実験結果に基づいて
いる。

【００４０】製造条件を上記の範囲に制限することによ
って、所望の効果が得られる理由は必ずしも明らかでは
ないが、以下のように推察される。すなわち、Biは鉄に
対する溶解度が非常に低いため、熱間圧延後に偏析が進
行し易いと考えられるが、熱間圧延における冷却速度が
小さい場合、素材内部でのBiの濃化が過度に進行し、熱
延板内部でのBi含有量に位置的なばらつきを生じると予
想される。このような熱間圧延時の冷却速度不足に起因
する素材内部でのBi分布の不均一は仕上げ焼鈍時まで受
け継がれ、鋼板内部の正常粒成長抑制力に不均一を生
じ、その結果、二次再結晶開始温度が位置的に不均一に
なると考えられる。一方、二次再結晶開始温度は最終冷
延前の焼鈍温度の影響を強く受けるため、これを適正に
抑制することは、方位集積度の高い製品を得る上で極め
て重要な要件である。しかしながら、仕上げ焼鈍前の素
材内部のBiの分布が不均一な場合、最終冷延前の焼鈍温
度によって二次再結晶開始温度を適正に制御することは
極めて難しく、それ故、Biの添加量および最終冷延前焼
鈍温度に関して、良好な再結晶の発現範囲が不確定にな
るものと考えられる。

【００４１】また、Bi添加量が小さい材料において熱間
圧延終了後の冷延速度を適正に制御した場合、最終冷延
前の焼鈍温度の適正範囲は通常の材料よりも低目になる
が、これは、Biを添加した材料では一次再結晶の核生成
頻度が低下して一次再結晶粒径が粗大化するためである
と考えられる。すなわち、最終冷延前の焼鈍の温度を低
下させることによって、AlＮ等の析出分散型インヒビタ
ーが微細化し、Bi添加による一次粒の粗大化が抑制され
るため、二次再結晶が安定化されると予想される。一
方、Bi含有量の増加に伴い、最終冷延前焼鈍の適正温度
は高くなって行くが、これは、Bi含有量の増加によって
正常粒成長抑制力がさらに強化されるため、最終冷延前
の焼鈍によるAlＮ等析出分散型インヒビターの劣化をBi
の抑制力付与効果により補完することが可能になると共
に、高温焼鈍による組織改善が行われるためと考えられ
る。

【００４２】なお、この発明法において、熱間圧延終了
直後から５秒間の平均冷却速度および最終冷延前の焼鈍
温度を適正範囲に制御すること以外は、従来公知の条件
に従って処理すれば良い。また、かようにして得られた
方向性電磁鋼板に対して、特公昭57−2252号公報に開示
されているレーザー光の照射や特開昭62-96617号公報に
開示されているプラズマ炎の照射などによって線状の歪
を導入する方法、あるいは特公昭３-69968号公報に開示
されている仕上げ焼鈍以前に圧延方向とほぼ直交する向
きに線状の刻み目を導入する方法等を適用することは、
鉄損を低減する上で極めて有効である。

【００４３】

【実施例】

実施例１ Ｃ：0.060 wt％，Si：3.30wt％，Mn：0.065 wt％，Cu：
0.06wt％，Al：0.020wt％, Ｎ：0.0075wt％，Sb：0.02w
t％, Mo：0.010 wt％, Se：0.018 wt％およびＳ：0.010
wt％を含み、かつBiを０wt％，0.002 wt％，0.010 wt
％，0.030 wt％，0.060 wt％含有し、残部は実質的にFe
の組成になる鋼スラブを、1400℃の温度に60分間誘導加
熱により加熱した後、熱間圧延により 2.4mm厚の熱延板
とした。この時、熱間圧延の最終パス終了直後から５秒
間の平均冷却速度を20℃／秒、60℃／秒の２水準とし
た。その後、900 ℃, 40秒間の熱延板焼鈍を施し、つい
で酸洗後、一次冷間圧延を施して厚さ：1.8 mmの中間厚
とした後、 900〜1150℃の範囲の数水準の温度にて中間
焼鈍を施してから、酸洗後、二次冷間圧延により0.23mm
の最終板厚とした。ついで、酸素ポテンシャルＰ(H₂O）
／Ｐ（H₂）＝0.50の酸化性雰囲気中にて 820℃, 150 秒
間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから、最高到達温度：1200℃, ５時間の
仕上げ焼鈍を施した。その後、コロイダルシリカを主成
分とする絶縁張力コーティングを施して製品とした。ま
た、この製品に対して、プラズマ炎により圧延方向とな
す角度：85°の線状の歪領域を、圧延方向に対して５mm
間隔にて導入した製品も同時に生産した。かくして得ら
れた製品からエプスタイン試験片 500ｇ相当を切り出
し、エプスタイン試験法により磁束密度Ｂ₈ および鉄損
Ｗ_17/50 を測定した。得られた製品の磁気特性を表１に
示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】表１に示したとおり、この発明に従い得ら
れた方向性電磁鋼板はいずれも、極めて高い磁束密度が
低い鉄損と共に安定して得られている。

【００４６】実施例２ Ｃ：0.060 wt％，Si：3.25wt％，Mn：0.060 wt％，Cu：
0.05wt％，Al：0.020wt％, Ｎ：0.0080wt％，Mo：0.02w
t％, Se：0.025 wt％, Sb：0.05wt％, Ｓ：0.001 wt％
およびBi：0.040 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼スラブを、1400℃の温度に60分間誘導加熱に
より加熱した後、熱間圧延によって2.6mm厚の熱延板と
した。この時、熱間圧延の最終パス終了直後から５秒間
の平均冷却速度を25℃／秒、60℃／秒の２水準とした。
ついで、酸洗後、一次冷間圧延を施して厚さ：1.8 mmの
中間厚とした後、900〜1150℃の範囲の数水準の温度に
て中間焼鈍を施してから、酸洗後、二次冷間圧延により
0.23mmの最終板厚とした。その後、酸素ポテンシャルＰ
(H₂O）／Ｐ（H₂）＝0.50の酸化性雰囲気中にて、820
℃，150 秒間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布してから、最高到達温度：1200
℃，５時間の仕上げ焼鈍を施したのち、コロイダルシリ
カを主成分とする絶縁コーティングを施して製品とし
た。かくして得られた製品からエプスタイン試験片 500
ｇ相当を切り出し、エプスタイン試験法により磁束密度
Ｂ₈ および鉄損Ｗ_17/50 を測定した。得られた製品の磁
気特性を表２に示す。

【００４７】

【表２】

【００４８】実施例３ Ｃ：0.060 wt％，Si：3.20wt％，Mn：0.060 wt％，Cu：
0.05wt％，Al：0.020wt％, Ｎ：0.0075wt％，Sb：0.04w
t％, Se：0.020 wt％, Ｓ：0.002 wt％およびBi：0.020
wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラ
ブを、1400℃の温度に60分間誘導加熱により加熱した
後、熱間圧延によって2.2 mm厚の熱延板とした。この
時、熱間圧延の最終パス終了直後から５秒間の冷却速度
を20℃／秒、60℃／秒および 100℃／秒の３水準とし
た。その後、酸洗し、１回の冷間圧延により0.23mmの最
終板厚としたのち、酸素ポテンシャルＰ(H₂O）／Ｐ
（H₂）＝0.50の酸化性雰囲気中にて 820℃, 150 秒間の
脱炭焼鈍を施し、ついで MgOを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布してから、最高到達温度：1200℃, ５時間の仕上
げ焼鈍を施したのち、コロイダルシリカを主成分とする
絶縁コーティングを施して製品とした。かくして得られ
た製品からエプスタイン試験片 500ｇ相当を切り出し、
エプスタイン試験法により磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ
_17/50 を測定した。得られた製品の磁気特性を表３に示
す。

【００４９】

【表３】

【００５０】実施例４ Ｃ：0.060 wt％，Si：3.30wt％，Mn：0.065 wt％，Cu：
0.10wt％，Al：0.020wt％, Ｎ：0.0075wt％，Se：0.022
wt％およびＳ：0.0005wt％を含み、かつBiを0.015 wt
％含みまたは含まず、さらにSb, As, Mo, Cu, Ｐ, Sn,
Ge, Ｂ, Te, ＶおよびNbのうちから選んだ一種または二
種以上を表４に示す量だけ含有し、残部は実質的にFeの
組成になる鋼スラブを、1400℃の温度に60分間誘導加熱
により加熱した後、熱間圧延により2.4 mm厚の熱延板と
した。この時、熱間圧延の最終パス終了直後から５秒間
の平均冷却速度を70℃／秒とした。その後、900 ℃，40
秒の熱延板焼鈍を施し、ついで酸洗後、一次冷間圧延を
施して厚さ：1.8 mmの中間厚とした後、 960℃, 90秒間
の中間焼鈍を施してから、酸洗後、二次冷間圧延によっ
て0.23mmの最終板厚とした。ついで、レジストエッチン
グにより、鋼板表面に深さ：25μm 、幅：100 μmの線
状溝を圧延方向となす角度：80°にて、３mmの間隔にて
導入した。続いて酸素ポテンシャルＰ(H₂O）／Ｐ（H₂）
＝0.50の酸化性雰囲気中にて 820℃, 150 秒間の脱炭焼
鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布
してから、最高到達温度：1200℃, ５時間の仕上げ焼鈍
を施した。その後、コロイダルシリカを主成分とする絶
縁コーティングを施して製品とした。かくして得られた
製品からエプスタイン試験片 500ｇ相当を切り出し、エ
プスタイン試験法により磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ
_17/50 を測定した。得られた製品の磁気特性を表４に示
す。

【００５１】

【表４】

【００５２】実施例５ Ｃ：0.060 wt％，Si：3.30wt％，Mn：0.065 wt％，Cu：
0.06wt％，Al：0.020wt％, Ｎ：0.0075wt％，Sb：0.02w
t％, Se：0.022 wt％, Ｓ：0.0010wt％を含み、かつBi
を０〜0.050 wt％の範囲で含有し、残部は実質的にFeの
組成になる鋼スラブを、1400℃の温度に60分間誘導加熱
により加熱した後、熱間圧延により2.4mm厚の熱延板と
した。この時、熱間圧延の最終パス終了直後から５秒間
の平均冷却速度を60℃／秒とした。その後、900 ℃，40
秒間の熱延板焼鈍を施し、ついで酸洗後、一次冷間圧延
を施して厚さ：1.8 mmの中間厚とした後、1000℃の中間
焼鈍を施してから、酸洗後、二次冷間圧延により0.23mm
の最終板厚とした。その後、レジストエッチングによ
り、鋼板表面に深さ：20μm 、幅：80μm の線状溝を圧
延方向となす角度：80°にて、４mmの間隔にて導入し
た。続いて酸素ポテンシャルＰ(H₂O）／Ｐ（H₂）＝0.50
の酸化性雰囲気中にて 820℃, 150 秒間の脱炭焼鈍を施
したのち、フォルステライト皮膜を形成させないために
Al₂O₃ を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最高
到達温度：1200℃, ５時間の仕上げ焼鈍を施した。その
後、TiＮを蒸着させて鋼板に張力を付与させたのち、コ
ロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティングを施し
て製品とした。かくして得られた製品からエプスタイン
試験片 500ｇ相当を切り出し、エプスタイン試験法によ
り磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ_17/50 を測定した。得られ
た製品の磁気特性を表５に示す。

【００５３】

【表５】

【００５４】

【発明の効果】かくして、この発明によれば、Biの有す
る磁気特性改善効果を最大限引き出すことができ、その
結果、高磁束密度でかつ低鉄損の方向性電磁鋼板を安定
して得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間圧延終了直後、５秒間の平均冷却速度を20
℃／秒とした場合に、素材中Bi秒含有量および中間焼鈍
温度が磁束密度Ｂ₈ に及ぼす影響を示すグラフである。

【図２】熱間圧延終了直後、５秒間の平均冷却速度を60
℃／秒とした場合に、素材中Bi含有量および中間焼鈍温
度が磁束密度Ｂ₈ に及ぼす影響を示すグラフである。

【図３】熱間圧延終了直後、５秒間の平均冷却速度が磁
束密度Ｂ₈ に及ぼす影響を示すグラフである。

【図４】鋼中のＳ量が磁束密度Ｂ₈ に及ぼす影響を示す
グラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Si：2.0 〜5.0 wt％、 Mn：0.04〜0.15wt％、 ＳおよびSeのうちから選んだ１種または２種：0.01〜0.
   03wt％、 sol.Al：0.015 〜0.035 wt％、 Ｎ：0.0050〜0.010 wt％ を含み、かつ Bi：0.001 〜0.070 wt％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
   鋼スラブを、1300℃以上の温度に加熱したのち、熱間圧
   延し、ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、
   中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によって最終板厚にする
   か、または熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延によって最終
   板厚にしたのち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す
   一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法におい
   て、 熱間圧延終了直後から５秒後までの熱延板の平均冷却速
   度を30〜120 ℃／秒の範囲に制御すると共に、最終の冷
   間圧延に先立つ焼鈍の温度Ｔ（℃）を、Bi含有量に応じ
   て下記の範囲に制御することを特徴とする磁気特性に優
   れた方向性電磁鋼板の製造方法。 記 2400×Bi量（wt％）＋875 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
   ％）＋1025
2. 【請求項２】 請求項１において、鋼スラブ中のＳおよ
   びSe量をそれぞれ、Ｓ：0.008 wt％以下、Se：0.01〜0.
   03wt％の範囲に規制すると共に、最終の冷間圧延に先立
   つ焼鈍の温度Ｔ（℃）を、Bi含有量に応じて下記の範囲
   に制御することを特徴とする磁気特性に優れた方向性電
   磁鋼板の製造方法。 記 2400×Bi量（wt％）＋900 ≦Ｔ（℃）≦2400×Bi量（wt
   ％）＋1000