JPS631371B2

JPS631371B2 -

Info

Publication number: JPS631371B2
Application number: JP58062688A
Authority: JP
Inventors: Yozo Suga; Toyohiko Konno; Keiji Pponma
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1983-04-09
Filing date: 1983-04-09
Publication date: 1988-01-12
Also published as: JPS59190325A

Description

【発明の詳細な説明】本発明は鋼板を構成する体心立方格子の結晶粒
がミラー指数で｛110｝＜001＞として表わされる
方位を有する磁性の優れた一方向性珪素鋼板を連
続鋳造と一回の熱延工程とから作つた熱延板（鋼
帯）によつて製造する方法に関するものである。

一方向性珪素鋼板は軟磁性材料として変圧器お
よび発電機の鉄心として使用され、磁気特性とし
て磁化特性と鉄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で
鉄心内に誘起される磁束密度（B₈で代表）の大
小により決まる。磁束密度の大きい材料は電気機
器を小さく出来るので望ましい。鉄損（W_17/50で
代表）は鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱
エネルギーとして消費される電力損失である。鉄
損の良否に対しては磁束密度、板厚、不純物量、
比抵抗、結晶粒大きさの影響が知られている。最
近、省エネルギー動向を反映してこの鉄損の少な
い一方向性珪素鋼板の需要が増加している。

ところで、一方向性珪素鋼板は熱延と冷延によ
り最終板厚になつた鋼板を仕上高温焼鈍すること
により、｛110｝＜001＞方位を有する一次再結晶粒
が選択成長する、いわゆる二次再結晶によつて得
られる。二次再結晶を生じさせるには、仕上高温
焼鈍前の鋼板中に微細なMnS、AlN等の析出物
を存在させることにより（インヒビター効果）、
仕上高温焼鈍中の｛110｝＜001＞方位以外の一次
再結晶粒成長を抑える必要がある。このような二
次再結晶を制御することにより、正確な｛110｝＜
001＞方位粒の割合を高めることによつて磁束密
度を高めることが出来る。磁束密度の高い製品は
電気機器の小型化と同時に鉄損の改善も可能にす
るので、高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造条件
の確立が重要である。代表技術として田口悟等に
よる特公昭40−15644号公報および今中拓一等に
よる特公昭51−13469号公報記載の方法がある。
近年、連続鋳造法の工業化が積極的に進められて
おり、一方向性珪素鋼板においても、省力化、歩
留向上による製造コストの低減、そして化学成分
の均一化による成品長手方向の磁性均一化を期待
して連続鋳造工程の適用が進められている。しか
しながら連続鋳造スラブを1280℃以上に加熱後、
熱間圧延により製造した鋼板を出発素材として得
た成品には、しばしば線状二次再結晶不完全部が
発生し、磁性の劣る場合があつた。これらの対策
として、M.F.Littmanは特開昭48−53919号公報
により連続鋳造スラブから二回の熱延工程を経て
熱延板を作る技術を提案している。さらに坂倉昭
等は特公昭50−37009号公報において、高磁束密
度一方向性珪素鋼板の製造に際して連続鋳造した
スラブから二回の熱延工程を経て熱延板を作る技
術を提案している。しかしながら、これら先行技
術は、いずれも二回の熱延工程を経て熱延板を作
る技術であり、連続鋳造による利点を充分に活か
した技術とは言えない。その後、連続鋳造スラブ
を用いた製造法として、塩崎守雄等の特開昭53−
19913号公報、松本文夫等の特開昭54−120214号
公報に示された技術が提案された。しかしなが
ら、これらの技術はいずれも設備の対応措置を新
たに講ずる必要がある。又、これらの対策を行な
つても線状二次再結晶不良の発生を完全に解決す
るには致つていない。すなわち、最近では省エネ
ルギーを目的とした低鉄損一方向性珪素鋼板の要
求が高まつているが、これに応えるためには磁束
密度を高めること、Si含有量を高めることが重要
である。特に特公昭40−15644号公報による技術
は一回圧延法であるため製造コストが安く、高磁
束密度の一方向性珪素鋼板が得られるので、高Si
化が可能になれば、鉄損向上が大である。しかる
にSi含有量を高めると二次再結晶不良の発生が急
激に増加し、特にこのような高Siの場合におい
て、連続鋳造スラブを用いた際に発生する線状二
次再結晶不良は一層増加するため、Si含有量が
3.0％を超えると工業的な安定生産が極めて困難
になつていた。これは、坂倉昭等による特開昭48
−51852号公報に述べられているようにSi含有量
を増やすと二次再結晶の発生に適切なAlNの確
保が難かしくなり、特に連続鋳造スラブを用いた
場合にはこの不適切なAlNによる二次再結晶の
不良がより顕著になるためと考えられる。このよ
うに、一回圧延法による高磁束密度一方向性珪素
鋼板の製造において最大の問題はSi含有量が上が
ると二次再結晶が不安定になることである。この
方法における冶金的基本思想が、焼鈍中のα→γ
変態を利用して適切なAlN状態を作ることにあ
るので、Siを上げると当然ながらα→γ変態挙動
が変ることにより適切なAlN状態に制御するこ
とが困難になると考えられ、高Siになるほど二次
再結晶不良が増加することと対応する。

本発明者等は連続鋳造スラブを用いた場合に発
生する二次再結晶不良部を完全に防止し、特にSi
含有量が上がると増加する二次再結晶不良を軽減
した１回圧延法による高磁束密度一方向性珪素鋼
板を安定して製造出来る方法を開発した。そし
て、さらに画期的なことに、この方法によれば従
来から一方向性珪素鋼板の製造において必須であ
るとされていた熱間圧延に先立つて行なわれるス
ラブ加熱温度として1280℃を超える高温加熱を必
ずしも必要としないこと、むしろ低温度でのスラ
ブ加熱温度の場合に、一層良好な鉄損の得られる
ことを見い出した。特公昭40−15644号公報に基
づいた高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造法にお
いては、二次再結晶の発生に必要な析出分散相で
あるMnS、AlNを適切な分散状態にする必要か
ら、熱延時のスラブ加熱温度を高くすることが行
なわれていた。特に特公昭40−15644号公報記載
の方法の改良に係る坂倉昭等による特開昭48−
51852号公報記載の方法のように、Si含有量が増
えると熱延中のAlN析出が高温度域から始まる
ためスラブを高温度に加熱する事が必要である。
例えば2.8％Siでは1250℃以上、3.05％Siでは1350
℃である。このように鉄損向上のためSi量を増す
とスラブ加熱温度を高める事が必要となり、スラ
ブ加熱時の使用エネルギーの増大、加熱時のノロ
の発生による歩留り低下および補修費の増大等に
よる製造コスト高の問題があつた。

本発明によれば、Siが3.0％以上と高い場合で
も、スラブ加熱温度が1280℃を超えない低い温度
で二次再結晶が十分に安定して行なわれる。むし
ろ得られる鉄損は高温度スラブ加熱材に比べ良好
であり、その値は現行の最高等級である日本工業
規格（JIS）のG6H（0.30mm板厚でW_17/50が
1.05w／Kg以下）以上である。

以上に述べてきたように本発明によれば、高Si
含有連続鋳造スラブを用いて最高等級の高磁束密
度一方向性珪素鋼板を熱延時のスラブ加熱温度の
高低に拘らず安定して製造出来る。即ち、本発明
はＣ：0.025〜0.075％、Si：3.0〜4.5％、酸可溶性
Al：0.010〜0.060％、Ｎ：0.0030〜0.0130％、
Ｓ：0.007％以下、Mn：0.08〜0.45％、Ｐ：0.015
〜0.045％、Cr：0.07〜0.25％残部Feおよび不可
避不純物より成る一方向性珪素鋼板用連続鋳造ス
ラブを予備熱間圧延することなく加熱した後、熱
間圧延により熱延板となし、次いで該熱延板を
850〜1200℃の範囲で短時間連続焼鈍後、圧下率
80％以上の強圧下冷間圧延により最終板厚となし
得られた冷延板を湿水素雰囲気中で連続脱炭焼鈍
し、次いで焼鈍分離剤を塗布して仕上高温焼鈍を
行なうことを特徴とする鉄損の優れた一方向性珪
素鋼板の製造法を要旨とするものである。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の鋼成分の限定理由について述べ
る。本発明で用いる溶鋼は、その溶製方法として
転炉、電気炉、平炉等どのような方法でも良い
が、成分含有量は次の範囲に入る必要がある。

Ｃは0.025％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磁束密度が
悪いので（B₁₀で1.80T以下しか得られない）
0.025％以上でなければならない。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。

Siは4.5％を超えると冷延時の割れが著るしく
なるので4.5％以下とした。又、3.0％未満では製
品厚0.30mmでW_17/50が1.05w／Kg以下の最高等級
の鉄損が得られないので3.0％以上とした。望ま
しくは3.2％以上である。

本発明では二次再結晶に必要な析出物として
AlNを用いる。したがつて必要最低量のAlNを
確保するために酸可溶性Alとして0.010％以上、
Ｎとして0.0030％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。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。

本発明の特徴の一つはＳ含有量を0.007％以下
にすることにある。インヒビターとしてAlNを
用いて一回圧延法で高磁束密度一方向性珪素鋼板
を製造するに際し、特公昭40−15644号公報に開
示されているようにＳは磁性を得るための必須元
素である。又特公昭47−25250号公報に示される
ように、Ｓは二次再結晶を生じさせるに有効な析
出物であるMnSを形成させるのに必要である。
これら公知の技術においてＳは二次再結晶に有効
であるとして規定されている。しかし、Ｓの含有
が二次再結晶に有害であるということは知られて
いなかつた。本発明者等は、AlNをインヒビタ
ーとして用いる一回圧延法で高磁束密度一方向性
珪素鋼板を製造するに際し、Ｓ含有量を0.007％
以下に少なくすることにより、連続鋳造スラブを
素材とした場合に発生する線状二次再結晶不良お
よび高Si含有スラブを素材とした場合に発生する
二次再結晶不良（これは熱延時のスラブ加熱温度
が低くなると特に著るしく発生するが）が無くな
ることを見い出した。

第１図はＣ：0.058％、Si：3.35％、Mn：0.23
％、Ｐ：0.036％、酸可溶性Al：0.033％、Ｎ：
0.0085％、Cr：0.13％を含み、さらにＳが0.002〜
0.033％である連続鋳造スラブを1410℃に加熱後、
熱延により2.3mmの熱延板とし、1150℃×2minの
連続焼鈍後に冷延により0.30mmとし、湿水素中で
850℃×2minの脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤と
してMgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼
鈍を高なつて得られた成品の線状二次再結晶不良
の発生率を示す。Ｓ含有量が少なくなるほど線状
二次再結晶不良の発生が少なく、0.007％以下で
は全く発生しなくなることが分る。

第２図はＣ：0.050％、Si：3.45％、Mn：0.25
％、Ｐ：0.040％、酸可溶性Al：0.027％、Ｎ：
0.0080％、Cr：0.18％を含み、さらにＳが0.002〜
0.035％を含有した厚さ40mmの小試片を1200℃に
加熱し、スラブ抽出後、大気放冷で1000℃とし、
1000℃の炉中に30sec保持し、その後３パスの熱
延で2.3mmにし、1120℃×2min連続焼鈍し、さら
に0.30mmに冷延し、湿水素雰囲気中で850℃×
2minの脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてMgOを塗
布後に1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつた成
品の二次再結晶不良発生率を示す。第２図から分
るように、Ｓ含有量が0.007％以下の場合に二次
再結晶不良の発生は無い。Ｓが0.007％以下の範
囲ではＳ量が少ないほど二次再結晶が若干安定す
る。また溶鋼段階でＳを下げておけば、仕上高温
焼鈍時の脱Ｓ処理が容易になるので望ましい。現
状の溶製技術ではコストを高くせずにＳを容易に
下げ得る範囲として0.001％以上が一般的である。

本発明の第二の特徴はMn、Ｐにある。本発明
では素材中のＳ含有量を少なくすることを特徴と
しているのでMnSの存在が無くなり成品の磁束
密度が悪くなる。しかしながら、かかる低Ｓ材の
場合でも素材中のMn、Ｐ含有量を適切な量にす
ることによつて、磁束密度が向上することを本発
明者等は見い出した。

第３図はＣ：0.060％、Si：3.33％、Ｓ：0.004
％、酸可溶性Al：0.032％、Ｎ：0.0090％、Cr：
0.15％を含む連続鋳造スラブを1350℃に加熱後、
熱延によつて板厚2.3mmの熱延板とし、1150℃×
2minの連続焼鈍後に冷延により0.30mmとし、湿
水素雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行な
い、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、1200℃×
20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた成品の磁
束密度（B₁₀）に及ぼすスラブ中のMn、Ｐ含有
量を示す。Mn量が少なくなると二次再結晶が不
安定になり、多くなるとB₁₀が高くなるが、一定
以上添加しても改善効果に差が無く添加合金層が
多くなり不経済である。Ｐについてはその含有量
が少ないとB₁₀が悪く、他方多くなると冷延時に
割れる頻度が多くなり、又二次再結晶不良の発生
割合が多くなる。以上のことからB₁₀が高く、か
つ二次再結晶が安定しており、割れ問題の少ない
範囲としてMn：0.08〜0.45％、Ｐ：0.015〜0.045
％を本発明の範囲とした。（第３図において×は
B₁₀＜1.80、△は1.80B₁₀＜1.89、〇は1.89B₁₀
＜1.92、●は1.92B₁₀1.93、○・は1.93＜B₁₀で
ある。単位Tesla）第４図はＣ：0.045％、Si：3.35％、Ｓ：0.002
％、酸可溶性Al：0.028％、Ｎ：0.0075％、Cr：
0.18％を含む厚40mmの小試片を1150℃に加熱し、
スラブ抽出後に３パスの熱延で2.3mm厚の熱延板
とし、（この時の熱延完了温度は約820℃であつ
た。）1120℃×2min連続焼鈍し、さらに0.30mmに
冷延し、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤としてMgOを塗布後に1200℃×20hrの仕上高
温焼鈍を行なつた成品の磁束密度（B₁₀）に及ぼ
すMn、Ｐの影響を示す。第３図に示した1410℃
スラブ加熱材に比べ全体としてB₁₀が0.01〜0.03T
だけ低くなつているが、MnとＰの影響傾向は第
３図の場合と同じである。（第４図において×は
B₁₀＜1.80、△は1.80B₁₀＜1.89、〇は1.89B₁₀
1.91、●は1.91＜B₁₀である。単位Tesla）本発明の第三の特徴はCrを適当量だけ含有さ
せることにより、磁性を安定化させることにあ
る。特公昭40−15644号公報に開示されている技
術は高磁束密度が得られるが、鋼中酸可溶性Al
量を狭い範囲に制御する必要があり工業的な安定
生産を行なうためには問題がある。本発明に基づ
く製造法もインヒビターとしてAlNを用いるこ
とから、高磁束密度を得るためには鋼中酸可溶性
Alを厳密に制御する必要がある。本発明者等は
さらに研究した結果、適当量のCrを鋼中に含有
させることにより、高磁束密度の得られる酸可溶
性Al量の範囲が拡がることを見い出した。さら
にCr含有の素材から製造した成品は、同一磁束
密度下での鉄損が優れていることを見い出した。

第５図はＣ：0.06％、Si：3.33％、Mn：0.30
％、Ｐ：0.035％、酸可溶性Al：0.029％、Ｎ：
0.0090％を含む連続鋳造スラブを1350℃に加熱
後、熱延によつて板厚2.3mmの熱延板とし、1120
℃×2min連続焼鈍し、さらに0.30mmに冷延し、
湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤として
MgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行な
つて得られた成品の磁束密度（B₁₀）と鉄損
（W_17/50）の関係に及ぼすCrの影響を示す。Cr量
が多くなると同一磁束密度下での鉄損が良くなる
ことが分る。

Cr量がさらに多くなつても、特に効果が増加
することもなく、むしろ脱炭焼鈍時の脱炭速度が
遅れるという問題が生じるので0.25％を超えるCr
添加は不適である。

以上に述べた範囲の成分を含む溶鋼を連続鋳造
によりスラブとなし、熱間圧延により熱延板とす
る。本発明の一つの目的が連続鋳造スラブを用い
る事による利点の適用にあるので、連続鋳造スラ
ブが限定範囲になる。しかし、連続鋳造設備を持
たない場合に、分塊法によるスラブを用いても特
に問題はない。

次にスラブ加熱温度について述べる。本発明で
限定した成分範囲の場合、スラブ加熱温度が高い
ほど磁束密度は高くなる。しかし第６図に示すよ
うに、本発明によれば高磁束密度を得るためにス
ラブ加熱温度として従来においては必須とされて
いた1300℃を超える高温加熱が必ずしも必要でな
くなる事を見い出した。さらに、画期的なことに
同一磁束密度下の比較をした場合に、むしろスラ
ブ加熱温度の低いものほど鉄損が大巾に良いこと
を見い出した。スラブ加熱温度の高い場合、磁束
密度が高く最高等級のG6H以上が得られ、さら
に成品の磁区制御処理（例えばレーザー照射）を
行なえば鉄損は一段と向上する。スラブ加熱温度
が低い場合、同一磁束密度下での鉄損が良く最高
等級のG6H以上が十分に得られるので製造コス
ト減を目的にしてスラブ加熱時にノロ発生の無い
1280℃以下を本発明では採用し得る。

第６図はＣ：0.050％、Si：3.45％、Mn：0.25
％、Ｓ：0.002％、Ｐ：0.040％、酸可溶性Al：
0.027％、Ｎ：0.0080％、Cr：0.18％を含有した連
続鋳造スラブを加熱後、熱延により2.5mmの熱延
板とし、1120℃×2minの連続焼鈍後に冷延によ
り板厚0.30mmとし、湿水素雰囲気中で850℃×
2minの脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤として
MgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上焼鈍を行な
つて得られた成品の磁束密度に及ぼすスラブ加熱
温度の影響を示す。この図から、スラブ加熱温度
が高いほど磁束密度が高くなり、1300℃以上で特
に高くなることが分る。しかし、高磁束密度を得
るために従来必須とされていた1300℃を超える温
度は必ずしも必要ではなく、より低温加熱でもよ
いことが分る。他方スラブ加熱温度が高すぎると
加熱炉が設備的に耐えられなくなり、1430℃が工
業生産上では上限になる。スラブ加熱温度の下限
は特に決める必要はないが、1050℃より下ると熱
延時の必要動力が大きくなり、又鋼板形状も悪く
なるので、工業的安定生産のためには1050℃以上
が望ましい。

第７図は第３図に示した同一条件で、スラブ加
熱温度のみを1150℃に変更して行なつて得られた
成品にコロイダルシリカを主成分とする張力コー
テイングを行なつた後の磁性を示す。スラブ加熱
温度の低い場合の磁性は高い場合に比べ、同一磁
束密度下での鉄損が良い。この理由は、かならず
しも明確では無いが、低温スラブ加熱による成品
の結晶粒界は不規則であり、又直径２mm前後の微
少結晶粒が混在している事が関係していると考え
られる。

以上のように低温スラブ加熱で最高等級の鉄損
を可能にした本発明では、次のような利点のある
熱延方法を容易に用い得る。

最近の連続鋳造技術の進歩により連続鋳造の生
産性が連続熱延機の能力に匹敵するほど大きくな
つたため、連続鋳造機と連続熱延機を直結して材
料を流しても、連続熱延材の材料待ち時間が無く
なつた。そこで、連続鋳造後にスラブを冷却する
ことなく、スラブ顕熱を利用して直接に熱延する
方法、あるいはスラブ温度特に表面温度が若干下
がつた場合には復熱炉に装入するか、ごく簡単な
普通鋼用の加熱炉で短時間加熱した後、熱延する
方法である。このような熱延方法は省エネルギー
を目的に普通鋼の製造において、盛んに行なわれ
つつある。しかしながら、一方向性電磁鋼板にお
いては高温度、長時間のスラブ加熱が必要であつ
たため、一方向性電磁鋼板専用の高温スラブ加熱
炉を設置する必要があり、連続鋳造と連続熱延の
直結工程の採用が出来なかつた。本発明のように
低温スラブ加熱でも良いということになると、直
結工程の採用が容易になり、普通鋼なみの効率的
な熱延が可能になる。さらに、鋳造後に冷却しな
い直結工程になると珪素鋼特有の次のような利点
がある。すなわち、Siを含有するスラブは熱伝導
が悪いため、スラブ冷却中に表層部と中心部との
温度差が大きくなり、熱応力が発生し、スラブ内
部割れが生じ、歩留り低下になるが、直結工程の
ようにスラブ冷却をしない場合にはこのスラブ内
部割れの問題が解消する。

以上のようにして得た熱延板は850〜1200℃の
範囲で短時間の連続焼鈍を行なう。焼鈍温度が
850℃未満では高磁束密度が得られず、1200℃を
超えると二次再結晶が不完全となる。焼鈍時間と
して30分を超えると生産能率が極めて悪くなり、
30sec未満では熱処理の効果がほとんど無くなる。

熱延板の連続焼鈍後、冷延により最終板厚とす
る。本発明では高磁束密度一方向性珪素鋼板を得
ることを目的としているので冷延圧下率として80
％以上の強圧下が必要である。次に湿水素雰囲気
中で脱炭焼鈍を行なう。脱炭焼鈍は脱炭及び一次
再結晶を行なわせると同時に成品表面の絶縁皮膜
の形成に必要な酸化層を生成させる役割を持つて
いる。脱炭焼鈍後の鋼板表面には仕上高温焼鈍時
における焼付防止及び成品表面の絶縁皮膜形成の
ために焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤として
はMgOを主成分としその他目的に応じてTiO₂、
Al₂O₃、CaO、Ｂ化合物、Ｓ化合物、Ｎ化合物を
添加したものを用いることが出来る。引続いて仕
上高温焼鈍を行なう。この焼鈍は二次再結晶、純
化および成品表面にMgOとSiO₂の混合物である
フオルステライトを主成分とする絶縁皮膜を形成
させることを目的としており、通常1100℃以上で
5hr以上水素又は水素を含んだ混合雰気囲気中で
行なう。本発明において採用する前記の仕上高温
焼鈍条件として、二次再結晶の行なわれる温度範
囲を徐加熱することが高い磁束密度を安定して得
るために特に効果的である。この二次再結晶温度
範囲を徐加熱する操作の冶金的考え方は、従来か
ら知られているように｛110｝＜001＞方位からの
傾きの小さい二次再結晶粒ほど低い温度で発生す
るという事実から、徐加熱で行なうことによつ
て、低い温度で発生した｛110｝＜001＞方位に近
い二次再結晶粒の成品に占める体積割合を増やし
磁束密度を高めようとするものである。Ｓ含有量
の少ない本発明の場合、すなわち微細MnSによ
る結晶粒成長に対する抑制機能の小さい場合に
は、低い温度範囲での粒成長が比較的大きいの
で、徐加熱することにより｛110｝＜001＞方位に
近い低温度で発生した二次再結晶粒の成品に占め
る体積割合を増やし、磁束密度を高めることが特
に効果的に行なえる。

第８図はＣ：0.060％、Si：3.42％、Mn：0.25
％、Ｓ：0.002％、Ｐ：0.040％、酸可溶性Al：
0.032％、Ｎ：0.009％、Cr：0.15％を含む連続鋳
造スラブを1410℃に加熱後、熱延によつて板厚
2.3mmの熱延板とし、1150℃×2minの連続焼鈍後
に冷延により0.30mmとし、湿水素雰囲気中で850
℃×2minの脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤とし
てMgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍
を行なつて得られた成品の磁束密度（B₁₀）と仕
上高温焼鈍時の700〜1100℃の温度範囲における
加熱速度の関係を示す図である。この図より加熱
速度が遅いほど磁束密度が高くなり、特に15℃／
hr以下で顕著に高くなることがわかる。加熱速度
が15℃／hr以下の範囲内では、磁束密度は大きく
変らないが、磁束密度のバラツキは加熱速度が小
さいほど少なくなる。しかしながら経済的効率を
考えると７℃／hr程度が下限となる。この700〜
1100℃範囲の徐加熱を行ない二次再結晶が完了し
た後は、鋼中のＮ、Ｓを出来るだけ少なくするた
め1200℃前後の高温で純H₂中において純化焼鈍
を行なうのが一般的である。

以上、詳述したように、本発明は安価に製造出
来、かつ成品長手方向の成分均一による磁性均一
という工業的安定生産が可能である連続鋳造スラ
ブを出発素材とするに際し、熱延時のスラブ加熱
温度が高い場合には線状二次再結晶不良の発生を
防止、（特に高Si材で一層顕著になるが）して高
磁束密度成品でかつ高級鉄損を可能にした。又熱
延時のスラブ加熱温度が低い場合には高Si材でも
二次再結晶不良を発生させず、かつ低温スラブ加
熱温度特有の成品結晶粒の特徴から高級鉄損を可
能にした。そして、従来の一回圧延法の製造にお
いて鋼中Al制御に極めて困難な制約があつたの
を解決し、工業的安定生産を可能にしたものであ
る。

実施例１Ｃ：0.060％、Si：3.38％、Mn0.20％、Ｐ：
0.040％、Ｓ：0.005％、酸可溶性Al：0.033％、
Ｎ：0.0085％、Cr：0.16％を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造により
スラブとなし、1400℃の温度で加熱後、熱延によ
り2.3mmの熱延板を作つた。熱延板を1120℃×
2min焼鈍後、0.30mmの最終板厚まで冷延し、湿
水素雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行なつ
た。さらにMgOを塗布後、1200℃×20hrの仕上
高温焼鈍を行なつた。この仕上高温焼鈍の700〜
1100℃の範囲の加熱速度は10℃／hrで行なつた。
さらに無水クロム酸を主成分とする皮膜を鋼板表
面に焼付けた。成品の圧延方向の磁性はB₁₀＝
1.93Tesla、W_17/50＝0.99w／Kgであつた。この成
品表面にＣ方向に点状のレーザ照射を行なつた結
果、B₁₀＝1.93Tesla、W_17/50＝0.88w／Kgと極め
て優れた磁性を得た。

実施例２Ｃ：0.053％、Si：3.35％、Mn：0.25％、Ｐ：
0.035％、Ｓ：0.003％、酸可溶性Al：0.029％、
Ｎ：0.0080％、Cr：0.15％を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを1150
℃の温度に加熱した後、熱延して2.3mmの熱延板
を作つた。熱延板を1080℃×2min焼鈍後、0.30
mmの最終板厚まで冷延し、湿水素雰囲気中で850
℃×2minの脱炭焼鈍を行なつた。さらにMgOを
塗布後、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつ
た。この仕上高温焼鈍の700〜1100℃の範囲の加
熱速度は20℃／hrで行なつた。さらに無水クロム
酸を主成分とする皮膜を鋼板表面に焼付けた。こ
の成品の圧延方向の磁性はB₁₀＝1.91Tesla、
W_17/50＝0.97w／Kgであつた。熱延時のスラブ加
熱温度の低い場合、磁束密度の割に鉄損が優れて
いることが分る。

実施例３Ｃ：0.053％、Si：3.45％、Mn：0.23％、Ｐ：
0.037％、Ｓ：0.003％、酸可溶性Al：0.027％、
Ｎ：0.0090％、Cr：0.20％を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる溶鋼を250mm厚の鋳型
で連続鋳造により鋳造した。溶鋼の凝固後に冷却
することなく速かに台車式の保熱炉に装入し、平
均スラブ温度が約1130℃になつた時点で熱延し、
2.3mmの熱延板を作つた。この熱延板を1080℃×
2min焼鈍後、0.30mmの最終板厚まで冷延し、湿
水素雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行なつ
た。さらにMgOを塗布後、1200℃×20hrの仕上
高温焼鈍を行なつた。この仕上高温焼鈍の700−
1100℃の範囲の加熱速度は10℃／hrで行なつた。
さらに無水クロム酸を主成分とする皮膜を鋼板表
面に焼付けた。この成品の圧延方向の磁性はB₁₀
＝1.90Tesla、W_17/50＝1.01w／Kgであつた。二次
再結晶不良の発生は皆無であつた。

実施例４Ｃ：0.053％、Si：3.45％、Mn：0.23％、Ｐ：
0.037％、Ｓ：0.003％、酸可溶性Al：0.027％、
Ｎ：0.0090％、Cr：0.20％を含有する溶鋼を250
mm厚の鋳型で連続鋳造により鋳造した。溶鋼の凝
固後に冷却を出来るだけ少なくする配慮として、
連続鋳造機内の保温及び冷えやすいスラブ端面の
短時間ガス加熱を行なつた。速かに熱延機入口に
スラブを移動し、スラブ断面中心が約1200℃、そ
して表層部が約1050℃の時点で熱延を開始し、板
厚2.3mmの熱延板とした。この熱延板を1080℃×
2min焼鈍後、0.30mmの最終板厚まで冷延し、湿
水素雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行なつ
た。さらにMgOを塗布後、1200℃×20hrの仕上
高温焼鈍を行なつた。この成品の圧延方向の磁性
はB₁₀＝1.90Tesla、W_17/50＝1.03w／Kgであつた。

【図面の簡単な説明】

第１図はＣ：0.058％、Si：3.35％、Mn：0.23
％、Ｐ：0.036％、酸可溶性Al：0.033％、Ｎ：
0.0085％、Cr：0.13％を含み、さらにＳが0.002〜
0.033％である連続鋳造スラブを1410℃に加熱後、
熱延により2.3mmの熱延板とし、1150℃×2minの
連続焼鈍後に冷延により0.30mmとし、湿水素中で
850℃×2minの脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤と
してMgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼
鈍を行なつて得られた成品の線状二次再結晶不良
の発生率を示す図、第２図はＣ：0.050％、Si：
3.45％、Mn：0.25％、Ｐ：0.040％、酸可溶性
Al：0.027％、Ｎ：0.0080％、Cr：0.18％を含み、
さらにＳが0.002〜0.035％を含有した厚さ40mmの
小試片を1200℃に加熱し、スラブ抽出後、大気放
冷で1000℃とし、1000℃の炉中に30sec保持し、
その後３パスの熱延で2.3mmにし、1120℃×2min
連続焼鈍し、さらに0.30mmに冷延し、湿水素雰囲
気中で850℃×2min脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤とし
てMgOを塗布後に1200℃×20hrの仕上高温焼鈍
を行なつた成品の二次再結晶不良発生率を示す
図、第３図はＣ：0.060％、Si：3.33％、Ｓ：
0.004％、酸可溶性Al：0.032％、Ｎ：0.0090％、
Cr：0.15％を含む連続鋳造スラブを1350℃に加熱
後、熱延によつて板厚2.3mmの熱延板とし、1150
℃×2minの連続焼鈍後に冷延により0.30mmとし、
湿水素雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行な
い、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、1200℃×
20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた成品の磁
束密度（B₁₀）に及ぼすスラブ中のMn、Ｐ含有
量を示す図、第４図はＣ：0.045％、Si：3.35％、
Ｓ：0.002％、酸可溶性Al：0.028％、Ｎ：0.0075
％、Cr：0.18％を含む厚40mmの小試片を1150℃に
加熱し、スラブ抽出後に３パスの熱延で2.3mm厚
の熱延板とし、1120℃×2min連続焼鈍し、さら
に0.30mmに冷延し、湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍
し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布後に1200℃×
20hrの仕上高温焼鈍を行なつた成品の磁束密度
（B₁₀）に及ぼすMn、Ｐの影響を示す図、第５図
はＣ：0.06％、Si：3.33％、Mn：0.30％、Ｐ：
0.035％、酸可溶性Al：0.029％、Ｎ：0.0090％を
含む連続鋳造スラブを1350℃に加熱後、熱延によ
つて板厚2.3mmの熱延板とし、1120℃×2min連続
焼鈍し、さらに0.30mmに冷延し、湿水素雰囲気中
で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、
1200℃×20hrの仕上焼鈍を行なつて得られた成品
の磁束密度（B₁₀）と鉄損（W_17/50）の関係に及
ぼすCrの影響を示す図、第６図はＣ：0.050％、
Si：3.45％、Mn：0.25％、Ｓ：0.002％、Ｐ：
0.040％、酸可溶性Al：0.027％、Ｎ：0.0080％、
Cr：0.18％を含有した連続鋳造スラブを加熱後、
熱延により2.5mmの熱延板とし、1120℃×2minの
連続焼鈍後に冷延により板厚0.30mmとし、湿水素
雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行ない、焼
鈍分離剤としてMgOを塗布し、1200℃×20hrの
仕上焼鈍を行なつて得られた成品の磁束密度に及
ぼすスラブ加熱温度の影響を示す図、第７図は第
３図に示した同一条件で、スラブ加熱温度のみを
1150℃に変更して行なつて得られた成品にコロイ
ダルシリカを主成分とする張力コーテイングを行
なつた後の磁性を示す図、第８図はＣ：0.060％、
Si：3.42％、Mn：0.25％、Ｓ：0.002％、Ｐ：
0.040％、酸可溶性Al：0.032％、Ｎ：0.0090％、
Cr：0.15％を含む連続鋳造スラブを1410℃に加熱
後、熱延によつて板厚2.3mmの熱延板とし、1150
℃×2minの連続焼鈍後に冷延により0.30mmとし、
湿水素雰囲気中で850℃×2minの脱炭焼鈍を行な
い、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、1200℃×
20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた成品の磁
束密度（B₁₀）と仕上高温焼鈍時の700〜1100℃
の温度範囲における加熱速度の関係を示す図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.025〜0.075％、Si：3.0〜4.5％、酸可溶
性Al：0.010〜0.060％、Ｎ：0.0030〜0.0130％、
Ｓ：0.007％以下、Mn：0.08〜0.45％、Ｐ：0.015
〜0.045％、Cr：0.07〜0.25％、残部Feおよび不
可避不純物より成る一方向性珪素鋼板用連続鋳造
スラブを加熱し熱間圧延により熱延板となし、次
いで該熱延板を850〜1200℃の範囲で短時間連続
焼鈍後、圧下率80％以上の強圧下冷間圧延により
最終板厚となし、得られた冷延板を湿水素雰囲気
中で連続脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を塗布し
て仕上高温焼鈍を行なうことを特徴とする鉄損の
優れた一方向性珪素鋼板の製造法。２仕上高温焼鈍に際しての加熱時に700〜1100
℃の範囲を15℃／hr以下の加熱速度で加熱昇温す
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の
方法。３一方向性珪素鋼板用連続鋳造スラブを1280℃
を越えない温度に加熱した後、熱間圧延により熱
延板とする特許請求の範囲第１項記載の方法。４一方向性珪素鋼板用連続鋳造スラブを1280℃
以上の温度に加熱した後、熱間圧延により熱延板
とする特許請求の範囲第１項記載の方法。５連続鋳造スラブを冷却することなく、スラブ
顕熱を利用して連続鋳造後に直接熱間圧延するこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の方
法。