JP2951852B2 - 磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、方向性珪素鋼板の製造
方法に係り、とくに低鉄損高磁束密度の一方向性珪素鋼
板の製造方法に関するものである。
方法に係り、とくに低鉄損高磁束密度の一方向性珪素鋼
板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性珪素鋼板は、主として変圧器そ
の他の電気機器の鉄心材料として使用されており、磁束
密度および鉄損値等の磁気特性に優れることが要求され
る。この一方向珪素鋼板を製造するために、一般に採用
されている方法は、厚さ１００〜３００ｍｍのスラブを
１２５０℃以上の温度で加熱してから、熱間圧延し、得
られた熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の
冷間圧延によって最終板厚とし、さらに脱炭焼鈍後、焼
鈍分離剤を塗布してから二次再結晶および純化を目的と
した仕上げ焼鈍を行うのが一般的である。すなわち、ま
ず、スラブを高温加熱してインヒビター成分を完全に固
溶させたのち、熱間圧延、さらには、１回または２回以
上の冷間圧延および１回または２回以上の焼鈍によって
得られる一次再結晶粒組織を制御し、しかるのち、仕上
げ焼鈍でその一次再結晶粒を｛１１０｝〈００１〉方位
の結晶粒に二次再結晶させることにより必要な磁気特性
を確保するようにしたものである。
の他の電気機器の鉄心材料として使用されており、磁束
密度および鉄損値等の磁気特性に優れることが要求され
る。この一方向珪素鋼板を製造するために、一般に採用
されている方法は、厚さ１００〜３００ｍｍのスラブを
１２５０℃以上の温度で加熱してから、熱間圧延し、得
られた熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の
冷間圧延によって最終板厚とし、さらに脱炭焼鈍後、焼
鈍分離剤を塗布してから二次再結晶および純化を目的と
した仕上げ焼鈍を行うのが一般的である。すなわち、ま
ず、スラブを高温加熱してインヒビター成分を完全に固
溶させたのち、熱間圧延、さらには、１回または２回以
上の冷間圧延および１回または２回以上の焼鈍によって
得られる一次再結晶粒組織を制御し、しかるのち、仕上
げ焼鈍でその一次再結晶粒を｛１１０｝〈００１〉方位
の結晶粒に二次再結晶させることにより必要な磁気特性
を確保するようにしたものである。
【０００３】このような二次再結晶を効果的に促進させ
るためには、まず、一次再結晶粒の正常粒成長を抑制す
るためのインヒビターと呼ばれる分散相を、鋼中に均一
かつ適正なサイズで分散するようにその析出状態を制御
し、かつ一次再結晶粒組織を板厚全体にわたって適当な
大きさの結晶粒でしかも均一な分布とすることが重要で
ある。かかるインヒビターの代表的なものとして、Ｍｎ
Ｓ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮおよびＶＮのような硫化物、セレ
ン化物や窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい物
質が用いられている。また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、
Ｃｅ、ＣｕおよびＭｏ等の粒界偏析型元素もインヒビタ
ーとして利用されている。いずれにしても、良好な二次
再結晶組織を得るためには、熱間圧延に於けるインヒビ
ターの析出から、それ以降の二次再結晶焼鈍に至までの
インヒビターの制御が重要な要件であり、より優れた磁
気特性を確保するためには、かかるインヒビター制御の
重要性はますます大きくなってきたといえる。
るためには、まず、一次再結晶粒の正常粒成長を抑制す
るためのインヒビターと呼ばれる分散相を、鋼中に均一
かつ適正なサイズで分散するようにその析出状態を制御
し、かつ一次再結晶粒組織を板厚全体にわたって適当な
大きさの結晶粒でしかも均一な分布とすることが重要で
ある。かかるインヒビターの代表的なものとして、Ｍｎ
Ｓ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮおよびＶＮのような硫化物、セレ
ン化物や窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい物
質が用いられている。また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、
Ｃｅ、ＣｕおよびＭｏ等の粒界偏析型元素もインヒビタ
ーとして利用されている。いずれにしても、良好な二次
再結晶組織を得るためには、熱間圧延に於けるインヒビ
ターの析出から、それ以降の二次再結晶焼鈍に至までの
インヒビターの制御が重要な要件であり、より優れた磁
気特性を確保するためには、かかるインヒビター制御の
重要性はますます大きくなってきたといえる。
【０００４】ところで、インヒビター制御の観点から、
熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻き取りまでの温
度履歴に着目した従来技術として、例えば、特公昭３８
−１４００９号公報、特開昭５６−３３４３１号公報、
特開昭５９−５０１１８号公報、特開昭６４−７３０２
３号公報、特開平２−２６３９２４号公報、特開平４ー
３２３号公報、特開平２−２７４８１１号公報、特開平
５−２９５４４２号公報記載のものが知られている。
熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻き取りまでの温
度履歴に着目した従来技術として、例えば、特公昭３８
−１４００９号公報、特開昭５６−３３４３１号公報、
特開昭５９−５０１１８号公報、特開昭６４−７３０２
３号公報、特開平２−２６３９２４号公報、特開平４ー
３２３号公報、特開平２−２７４８１１号公報、特開平
５−２９５４４２号公報記載のものが知られている。
【０００５】特公昭３８−１４００９号公報には、粒子
ー配向の珪素電気鋼の熱ロ−ル帯鋼を７９０℃と９５０
℃の間の温度で固溶化処理することにより炭素を固溶体
として維持し、且つ粒子界炭化物の生成を防ぐために、
かかる温度から５４０℃以下の温度に烈しく急冷し、粒
子内にレンズ状析出物が現出する３１０〜４８０℃の温
度に保持し、急冷したのち、粒子ー配向組織を現出する
ために冷間圧延及び焼鈍を交互に行うことによりなる粒
子ー配向性珪素電気鋼の製造方法が開示されている。し
かしながら、この技術は、インヒビター成分を積極的に
添加しておらず、主としてカ−バイトの析出形態を制御
する手法であり、７００℃近辺のカ−バイト析出温度域
での冷却速度や保持時間を制御するものである。したが
って、実際にこの技術を、Ａ１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳを
含む一方向性電磁鋼板の製造に適用すると、特性改善は
まったく期待できなかった。
ー配向の珪素電気鋼の熱ロ−ル帯鋼を７９０℃と９５０
℃の間の温度で固溶化処理することにより炭素を固溶体
として維持し、且つ粒子界炭化物の生成を防ぐために、
かかる温度から５４０℃以下の温度に烈しく急冷し、粒
子内にレンズ状析出物が現出する３１０〜４８０℃の温
度に保持し、急冷したのち、粒子ー配向組織を現出する
ために冷間圧延及び焼鈍を交互に行うことによりなる粒
子ー配向性珪素電気鋼の製造方法が開示されている。し
かしながら、この技術は、インヒビター成分を積極的に
添加しておらず、主としてカ−バイトの析出形態を制御
する手法であり、７００℃近辺のカ−バイト析出温度域
での冷却速度や保持時間を制御するものである。したが
って、実際にこの技術を、Ａ１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳを
含む一方向性電磁鋼板の製造に適用すると、特性改善は
まったく期待できなかった。
【０００６】特開昭５６−３３４３１号公報には、巻取
温度を７００〜１０００℃の温度範囲にコントールする
方法、および７００〜１０００℃の高温巻取後該コイル
を１０分〜５時間保熱する方法、および７００〜１００
０℃の高温巻取後該コイルを急冷する方法が開示されて
いる。この技術は、同公報はインヒビタ−としてのＡ１
Ｎの析出分散状態を改善する方法であるが、巻き取り後
のコイル形状での自己焼鈍により不均一な脱炭が進み、
その後の冷延集合組織の形成も不安定となり製品特性の
ばらつきが大きくなる。とくにコイル形状での水冷等
は、冷却速度の不均一を招くことで製品特性ばらつきの
要因となる。
温度を７００〜１０００℃の温度範囲にコントールする
方法、および７００〜１０００℃の高温巻取後該コイル
を１０分〜５時間保熱する方法、および７００〜１００
０℃の高温巻取後該コイルを急冷する方法が開示されて
いる。この技術は、同公報はインヒビタ−としてのＡ１
Ｎの析出分散状態を改善する方法であるが、巻き取り後
のコイル形状での自己焼鈍により不均一な脱炭が進み、
その後の冷延集合組織の形成も不安定となり製品特性の
ばらつきが大きくなる。とくにコイル形状での水冷等
は、冷却速度の不均一を招くことで製品特性ばらつきの
要因となる。
【０００７】特開昭５９ー５０１１８号公報には熱延鋼
帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（１）、
（２）式より算出される温度の範囲まで７〜４０℃／秒
の冷却速度で冷却し、その後巻取り放冷する方法および
熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（３）
式より算出される温度以下に７〜３０℃／秒で冷却した
後、巻取り、更に該巻取り鋼帯を水冷する方法が開示さ
れている。 （３５×ｌｏｇＶ＋５１５）℃ ・・・・・・（１） （４４５×ｌｏｇＶ−５７０）℃ ・・・・・・（２） （２０×ｌｏｇＶ＋５５５）℃ ・・・・・・（３） ただし、Ｖ：仕上げ最終スタンドを離れてから巻取るま
での熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒） ただし、この技術が対象とするのはインヒビタ−として
Ａ１Ｎを用いない場合であり、Ａ１ＮとＭｎＳｅ、Ｍｎ
Ｓを複合して用いた一方向性電磁鋼板の製造に関しては
効果が期待できない。
帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（１）、
（２）式より算出される温度の範囲まで７〜４０℃／秒
の冷却速度で冷却し、その後巻取り放冷する方法および
熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（３）
式より算出される温度以下に７〜３０℃／秒で冷却した
後、巻取り、更に該巻取り鋼帯を水冷する方法が開示さ
れている。 （３５×ｌｏｇＶ＋５１５）℃ ・・・・・・（１） （４４５×ｌｏｇＶ−５７０）℃ ・・・・・・（２） （２０×ｌｏｇＶ＋５５５）℃ ・・・・・・（３） ただし、Ｖ：仕上げ最終スタンドを離れてから巻取るま
での熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒） ただし、この技術が対象とするのはインヒビタ−として
Ａ１Ｎを用いない場合であり、Ａ１ＮとＭｎＳｅ、Ｍｎ
Ｓを複合して用いた一方向性電磁鋼板の製造に関しては
効果が期待できない。
【０００８】特開昭６４−７３０２３号公報には熱延で
の仕上圧延完了後巻取迄の平均冷却速度と巻取温度の範
囲が平均冷却速度１０℃／秒以上４０℃／秒未満で巻取
温度６００℃以上７５０℃以下とする方法、および平均
冷却速度４０〜８０℃／秒で巻取温度５５０〜７５０℃
とする方法が開示されている。この技術も、特開昭５９
−５０１１６号公報に開示の技術と同じくインヒビタ−
として、ＭｎＳ、ＭｎＳｅを用いることを特徴としてお
り、Ａ１Ｎを使用した一方向性電磁鋼板の製造法に関し
ては言及してはいない。また、これらはいずれも、冷却
速度に関しても仕上げ終了から巻き取りまでの平均冷却
速度を究明しただけに止まる。すなわち、本発明のよう
に、インヒビタ−としてのＡ１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳと
の複合析出状態に本質的に影響する仕上げ圧延終了直後
の高温滞留時間についてなんら言及していない。
の仕上圧延完了後巻取迄の平均冷却速度と巻取温度の範
囲が平均冷却速度１０℃／秒以上４０℃／秒未満で巻取
温度６００℃以上７５０℃以下とする方法、および平均
冷却速度４０〜８０℃／秒で巻取温度５５０〜７５０℃
とする方法が開示されている。この技術も、特開昭５９
−５０１１６号公報に開示の技術と同じくインヒビタ−
として、ＭｎＳ、ＭｎＳｅを用いることを特徴としてお
り、Ａ１Ｎを使用した一方向性電磁鋼板の製造法に関し
ては言及してはいない。また、これらはいずれも、冷却
速度に関しても仕上げ終了から巻き取りまでの平均冷却
速度を究明しただけに止まる。すなわち、本発明のよう
に、インヒビタ−としてのＡ１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳと
の複合析出状態に本質的に影響する仕上げ圧延終了直後
の高温滞留時間についてなんら言及していない。
【０００９】また、特開平２−２６３９２４号公報で
は、重量％でＣ：0.02〜0.100%、Si:2.5〜4.5%ならびに
通常のインヒビタ−成分を含み、残部は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、熱延板焼鈍す
ることなく、引き続き圧下率80% 以上の冷延、脱炭焼
鈍、最終仕上げ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、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃と
し、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温
度に保持し、巻取り温度を７００℃未満とする技術が開
示されている。この技術はコストダウンの観点から、仕
上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進さ
せ、組織を改善し、熱延板焼鈍を省略しようというもの
である。この技術により熱延後の再結晶を促進すること
で、組織的には改善され、熱延板焼鈍を省略することは
できるけれども、従来に増して良好なインヒビタ−析出
状態を得るには至っていない。しかも、この技術は、熱
延板焼鈍を省略していることから、インヒビタ−の析出
制御を犠牲にしなければならないという問題点がある。
は、重量％でＣ：0.02〜0.100%、Si:2.5〜4.5%ならびに
通常のインヒビタ−成分を含み、残部は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、熱延板焼鈍す
ることなく、引き続き圧下率80% 以上の冷延、脱炭焼
鈍、最終仕上げ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、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃と
し、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温
度に保持し、巻取り温度を７００℃未満とする技術が開
示されている。この技術はコストダウンの観点から、仕
上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進さ
せ、組織を改善し、熱延板焼鈍を省略しようというもの
である。この技術により熱延後の再結晶を促進すること
で、組織的には改善され、熱延板焼鈍を省略することは
できるけれども、従来に増して良好なインヒビタ−析出
状態を得るには至っていない。しかも、この技術は、熱
延板焼鈍を省略していることから、インヒビタ−の析出
制御を犠牲にしなければならないという問題点がある。
【００１０】また、特開平２−２７４８１１号公報で
は、重量％でＣ：0.021 〜0.075%、Siならびに通常：2.
5 〜4.5%、酸可溶性Al:0.010〜0.060%、Ｎ：0.0030〜0.
000130% 、Ｓ＋0.405 Se:0.014% 以下、Mn:0.05 〜0.8%
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物よりなるスラ
ブを１２８０℃未満の温度で加熱してから、熱延を行
い、引き続き必要に応じて熱延板焼鈍を行い、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
鈍をはさむ一回以上の冷延を行い、その後、脱炭焼鈍と
最終仕上げ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、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃とし、
熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温度に
保持し、巻き取り温度を７００℃未満とする技術が開示
されている。この技術は、低温スラブ加熱を施す製造プ
ロセスにおいて仕上げ圧延後に高温保持することにより
再結晶を促進させ、磁気特性を向上、安定化しようとす
るものである。しかし、低温スラブ加熱ではＡ１Ｎは固
溶できるけれどもＭｎＳ，ＭｎＳｅの固溶が充分に達成
されない。とくに、高温スラブ加熱を行って十分インヒ
ビタ−の固溶をさせる製造法にかかる熱延冷却に適用す
る場合、インヒビタ−の析出挙動が異なるため、磁気特
性に優れた製品を安定して製造することはできない。す
なわち、低温スラブ加熱を行う工程では、インヒビタ−
の制御が効を奏さないため、磁気特性に優れた製品を安
定して製造することができないという問題がある。
は、重量％でＣ：0.021 〜0.075%、Siならびに通常：2.
5 〜4.5%、酸可溶性Al:0.010〜0.060%、Ｎ：0.0030〜0.
000130% 、Ｓ＋0.405 Se:0.014% 以下、Mn:0.05 〜0.8%
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物よりなるスラ
ブを１２８０℃未満の温度で加熱してから、熱延を行
い、引き続き必要に応じて熱延板焼鈍を行い、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
鈍をはさむ一回以上の冷延を行い、その後、脱炭焼鈍と
最終仕上げ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、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃とし、
熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温度に
保持し、巻き取り温度を７００℃未満とする技術が開示
されている。この技術は、低温スラブ加熱を施す製造プ
ロセスにおいて仕上げ圧延後に高温保持することにより
再結晶を促進させ、磁気特性を向上、安定化しようとす
るものである。しかし、低温スラブ加熱ではＡ１Ｎは固
溶できるけれどもＭｎＳ，ＭｎＳｅの固溶が充分に達成
されない。とくに、高温スラブ加熱を行って十分インヒ
ビタ−の固溶をさせる製造法にかかる熱延冷却に適用す
る場合、インヒビタ−の析出挙動が異なるため、磁気特
性に優れた製品を安定して製造することはできない。す
なわち、低温スラブ加熱を行う工程では、インヒビタ−
の制御が効を奏さないため、磁気特性に優れた製品を安
定して製造することができないという問題がある。
【００１１】そして、特開平５−２９５４４２号公報に
は、熱延の仕上げスタンドを出た後、８５０℃以下６０
０℃までの平均冷却速度Ｔａ（℃／秒）とＴｉ含有量の
関係が Ｔａ≧３０℃／秒でＴｉ≦ 0.003重量％の時 Ｔａ≧−７／３Ｔｉ＋１００ 0.003 ＜Ｔｉ≦0.008 重量％の時 Ｔａ≦−１１／５Ｔｉ＋２０６ Ｔａ：℃／秒 Ｔｉ：１０-4重量％ である熱間圧延後の鋼板を、最終冷間圧延圧下率８０％
以上で冷間圧延する方法が開示されている。しかし、こ
の方法に従って製造した場合には、製品中に残留したＴ
ｉが酸化物、窒化物を形成し、鉄損の時効劣化を招くと
いう問題点があった。
は、熱延の仕上げスタンドを出た後、８５０℃以下６０
０℃までの平均冷却速度Ｔａ（℃／秒）とＴｉ含有量の
関係が Ｔａ≧３０℃／秒でＴｉ≦ 0.003重量％の時 Ｔａ≧−７／３Ｔｉ＋１００ 0.003 ＜Ｔｉ≦0.008 重量％の時 Ｔａ≦−１１／５Ｔｉ＋２０６ Ｔａ：℃／秒 Ｔｉ：１０-4重量％ である熱間圧延後の鋼板を、最終冷間圧延圧下率８０％
以上で冷間圧延する方法が開示されている。しかし、こ
の方法に従って製造した場合には、製品中に残留したＴ
ｉが酸化物、窒化物を形成し、鉄損の時効劣化を招くと
いう問題点があった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来技術に共通
していることは、良好なインヒビター析出制御が実現さ
れていないということである。すなわち、これらの従来
技術ではインヒビターの適切な析出制御ができていない
ために、磁束密度と鉄損値の両方に優れた一方向性珪素
鋼板を製造することができないという問題があった。
していることは、良好なインヒビター析出制御が実現さ
れていないということである。すなわち、これらの従来
技術ではインヒビターの適切な析出制御ができていない
ために、磁束密度と鉄損値の両方に優れた一方向性珪素
鋼板を製造することができないという問題があった。
【００１３】そこで、この発明の目的は、インヒビタ−
としてＡ１ＮとＭｎＳｅ，ＭｎＳを複合して用いる一方
向性電磁鋼板の製造において、上記磁気特性の優れた一
方向性珪素鋼板の製造技術を提供することにある。本発
明の他の目的は、インヒビタ−としてＡ１ＮとＭｎＳ
ｅ，ＭｎＳを複合して用いる一方向性電磁鋼板の製造に
おいて、磁気特性の向上に有効に寄与する二次再結晶組
織の発達を促し、もって高磁束密度かつ低鉄損の特性を
有する一方向性珪素鋼板の製造技術を確立することにあ
る。
としてＡ１ＮとＭｎＳｅ，ＭｎＳを複合して用いる一方
向性電磁鋼板の製造において、上記磁気特性の優れた一
方向性珪素鋼板の製造技術を提供することにある。本発
明の他の目的は、インヒビタ−としてＡ１ＮとＭｎＳ
ｅ，ＭｎＳを複合して用いる一方向性電磁鋼板の製造に
おいて、磁気特性の向上に有効に寄与する二次再結晶組
織の発達を促し、もって高磁束密度かつ低鉄損の特性を
有する一方向性珪素鋼板の製造技術を確立することにあ
る。
【００１４】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上掲
の目的の実現に向けて、熱間圧延工程における各種要因
について詳細に検討した結果、熱間圧延における仕上げ
圧延終了後の冷却履歴によって製品の二次再結晶不良率
が低減でき、高磁束密度かつ低鉄損を実現せしめ得るこ
とを見出した。本発明は上記の知見に立脚するものであ
り、その要旨構成は次のとおりである。
の目的の実現に向けて、熱間圧延工程における各種要因
について詳細に検討した結果、熱間圧延における仕上げ
圧延終了後の冷却履歴によって製品の二次再結晶不良率
が低減でき、高磁束密度かつ低鉄損を実現せしめ得るこ
とを見出した。本発明は上記の知見に立脚するものであ
り、その要旨構成は次のとおりである。
【００１５】(1) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：2.5 〜
4.5 wt％、Mn：0.02〜0.12wt％、 Al：0.005 〜0.10
wt％、Ｎ：0.004 〜0.015wt ％を含み、かつSe：0.005
〜0.06wt％およびＳ：0.005 〜0.06wt％のうちから選ば
れる１種または２種を含有し、残部は実質的にFeからな
るけい素鋼スラブを１２８０℃以上の温度で加熱して、
熱間圧延し、得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍を施し、次
いで１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を
行い、さらに脱炭焼鈍ののち、仕上げ焼鈍を行う工程を
経て一方向性けい素鋼板を製造するに当たり、前記熱間
圧延の仕上げ圧延終了温度を９００〜１１００℃の範囲
とし、前期仕上げ圧延終了温度、鋼板温度および仕上げ
圧延終了からの時間の間に下記式; ２≦ｔ≦６において、Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７
００）×ｔ／６ ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ圧
延終了温度（℃）、ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了から
の時間（秒） の関係を満たして冷却し、７００℃以下で巻き取ること
を特徴とするに磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製
造方法。
4.5 wt％、Mn：0.02〜0.12wt％、 Al：0.005 〜0.10
wt％、Ｎ：0.004 〜0.015wt ％を含み、かつSe：0.005
〜0.06wt％およびＳ：0.005 〜0.06wt％のうちから選ば
れる１種または２種を含有し、残部は実質的にFeからな
るけい素鋼スラブを１２８０℃以上の温度で加熱して、
熱間圧延し、得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍を施し、次
いで１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を
行い、さらに脱炭焼鈍ののち、仕上げ焼鈍を行う工程を
経て一方向性けい素鋼板を製造するに当たり、前記熱間
圧延の仕上げ圧延終了温度を９００〜１１００℃の範囲
とし、前期仕上げ圧延終了温度、鋼板温度および仕上げ
圧延終了からの時間の間に下記式; ２≦ｔ≦６において、Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７
００）×ｔ／６ ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ圧
延終了温度（℃）、ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了から
の時間（秒） の関係を満たして冷却し、７００℃以下で巻き取ること
を特徴とするに磁気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製
造方法。
【００１６】
【作用】まず、本発明を想到する契機となった実験につ
いて説明し、併せて本発明の構成を明らかにする。 (1) 実験１ 表１に示す、成分の鋼を真空溶解法により溶製し、鋳込
み後１２００℃に再加熱し厚み４０mmに圧延した。これ
より厚み４０mm×幅３００mm×長さ４００mmサイズの試
料を採取し、１３００℃で加熱しインヒビタ−成分の溶
体化をした後、板厚を 2.3mmとする熱間圧延を９２５℃
で終了したあと、５００℃まで図１に示すような種々の
冷却を行い、引き続き熱延での巻き取りを模擬するため
５００℃の炉中に１時間保持した後室温まで空冷した。
これらの熱延板を熱延板焼鈍した後一次冷間圧延、次い
で中間焼鈍を施した後二次冷間圧延により0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後、湿水素雰囲気中で８５０℃、
２分の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから水素雰囲気中で１２００℃、１０時間
の最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁
気特性について調査した結果を表２に示す。
いて説明し、併せて本発明の構成を明らかにする。 (1) 実験１ 表１に示す、成分の鋼を真空溶解法により溶製し、鋳込
み後１２００℃に再加熱し厚み４０mmに圧延した。これ
より厚み４０mm×幅３００mm×長さ４００mmサイズの試
料を採取し、１３００℃で加熱しインヒビタ−成分の溶
体化をした後、板厚を 2.3mmとする熱間圧延を９２５℃
で終了したあと、５００℃まで図１に示すような種々の
冷却を行い、引き続き熱延での巻き取りを模擬するため
５００℃の炉中に１時間保持した後室温まで空冷した。
これらの熱延板を熱延板焼鈍した後一次冷間圧延、次い
で中間焼鈍を施した後二次冷間圧延により0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後、湿水素雰囲気中で８５０℃、
２分の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから水素雰囲気中で１２００℃、１０時間
の最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁
気特性について調査した結果を表２に示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】(2) 実験２ 表３に示す成分の鋼を真空溶解法により溶製し、鋳込み
後１２００℃に再加熱し厚み４０mmに圧延した。これよ
り厚み４０mm×幅３００mm×長さ４００mmサイズの試料
を採取し、１３５０℃で加熱しインヒビタ−成分の溶体
化をした後、板厚を 2.3mmとする熱間圧延を１０２５℃
で終了したあと、６００℃まで図２に示すような種々の
冷却を行い、引き続き熱延での巻き取りを模擬するため
６００℃の炉中に１時間保持した後室温まで空冷した。
これらの熱延板を熱延板焼鈍した後一次冷間圧延、次い
で中間焼鈍を施した後二次冷間圧延により0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後、湿水素雰囲気中で８５０℃、
２分の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから水素雰囲気中で１２００℃、１０時間
の最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁
気特性について調査した結果を表４に示す。
後１２００℃に再加熱し厚み４０mmに圧延した。これよ
り厚み４０mm×幅３００mm×長さ４００mmサイズの試料
を採取し、１３５０℃で加熱しインヒビタ−成分の溶体
化をした後、板厚を 2.3mmとする熱間圧延を１０２５℃
で終了したあと、６００℃まで図２に示すような種々の
冷却を行い、引き続き熱延での巻き取りを模擬するため
６００℃の炉中に１時間保持した後室温まで空冷した。
これらの熱延板を熱延板焼鈍した後一次冷間圧延、次い
で中間焼鈍を施した後二次冷間圧延により0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後、湿水素雰囲気中で８５０℃、
２分の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから水素雰囲気中で１２００℃、１０時間
の最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁
気特性について調査した結果を表４に示す。
【００２０】
【表３】
【００２１】
【表４】
【００２２】(3) 実験３ 表５に示す成分の鋼を真空溶解法により溶製し、鋳込み
後１２００℃に再加熱し厚み４０mmに圧延した。これよ
り厚み４０mm×幅３００mm×長さ４００mmサイズの試料
を採取し、１４００℃で加熱しインヒビタ−成分の溶体
化をした後、板厚を 2.3mmとする熱間圧延を１０７５℃
で終了したあと、５５０℃まで図３に示すような種々の
冷却を行い、引き続き熱延での巻き取りを模擬するため
５５０℃の炉中に１時間保持した後室温まで空冷した。
これらの熱延板を熱延板焼鈍した後一次冷間圧延、次い
で中間焼鈍を施した後二次冷間圧延により0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後、湿水素雰囲気中で８５０℃、
２分の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから水素雰囲気中で１２００℃、１０時間
の最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁
気特性について調査した結果を表６に示す。
後１２００℃に再加熱し厚み４０mmに圧延した。これよ
り厚み４０mm×幅３００mm×長さ４００mmサイズの試料
を採取し、１４００℃で加熱しインヒビタ−成分の溶体
化をした後、板厚を 2.3mmとする熱間圧延を１０７５℃
で終了したあと、５５０℃まで図３に示すような種々の
冷却を行い、引き続き熱延での巻き取りを模擬するため
５５０℃の炉中に１時間保持した後室温まで空冷した。
これらの熱延板を熱延板焼鈍した後一次冷間圧延、次い
で中間焼鈍を施した後二次冷間圧延により0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後、湿水素雰囲気中で８５０℃、
２分の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布してから水素雰囲気中で１２００℃、１０時間
の最終仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁
気特性について調査した結果を表６に示す。
【００２３】
【表５】
【００２４】
【表６】
【００２５】以上の各実験結果より、製品の特性は仕上
げ圧延終了から巻き取りまでの平均冷却速度に直接的に
は関係せず、温度履歴が、２≦ｔ≦６の範囲で、 Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃） ＦＤＴ：仕上げ圧延終了温度（℃） ｔ：仕上げ圧延終了からの経過時間（秒） の関係を満たして仕上げ圧延終了後の冷却をすることに
より良好となることを見出した。すなわち、たとえ部分
的であっても、鋼板温度履歴が上記条件を外れ、高温域
を推移すると、二次再結晶不良の発生が増し、それに伴
い磁束密度の低下および高鉄損化が起こる。ここで、二
次再結晶不良率というのは、仕上げ焼鈍後の製品板にお
いて、二次再結晶粒以外の、直径２ｍｍ以下の細粒で構
成された領域が板面に占める面積率を表す。
げ圧延終了から巻き取りまでの平均冷却速度に直接的に
は関係せず、温度履歴が、２≦ｔ≦６の範囲で、 Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃） ＦＤＴ：仕上げ圧延終了温度（℃） ｔ：仕上げ圧延終了からの経過時間（秒） の関係を満たして仕上げ圧延終了後の冷却をすることに
より良好となることを見出した。すなわち、たとえ部分
的であっても、鋼板温度履歴が上記条件を外れ、高温域
を推移すると、二次再結晶不良の発生が増し、それに伴
い磁束密度の低下および高鉄損化が起こる。ここで、二
次再結晶不良率というのは、仕上げ焼鈍後の製品板にお
いて、二次再結晶粒以外の、直径２ｍｍ以下の細粒で構
成された領域が板面に占める面積率を表す。
【００２６】さらに、スラブ加熱温度を１２８０℃以上
としたのは、インヒビタ−として複合して使用されるＡ
１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳをともに十分解離固溶させるた
めである。なお、好ましい加熱温度範囲は１３５０〜１
４５０である。仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を９００
〜１１００℃としたのは、９００℃未満では仕上げ圧延
スタンド内で望ましくないインヒビタ−析出が起こり、
１１００℃を超えて高温になると通板と冷却の両立が極
めて困難となるためである。なお、好ましい仕上げ圧延
終了温度範囲は９５０〜１０００である。巻き取り温度
を７００℃以下としたのは、７００℃を超えた高温では
巻き取り後の自己焼鈍による不均一な脱炭が磁気特性の
不安定要因となるためである。なお、好ましい巻き取り
温度範囲は５００〜６００℃である。
としたのは、インヒビタ−として複合して使用されるＡ
１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳをともに十分解離固溶させるた
めである。なお、好ましい加熱温度範囲は１３５０〜１
４５０である。仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を９００
〜１１００℃としたのは、９００℃未満では仕上げ圧延
スタンド内で望ましくないインヒビタ−析出が起こり、
１１００℃を超えて高温になると通板と冷却の両立が極
めて困難となるためである。なお、好ましい仕上げ圧延
終了温度範囲は９５０〜１０００である。巻き取り温度
を７００℃以下としたのは、７００℃を超えた高温では
巻き取り後の自己焼鈍による不均一な脱炭が磁気特性の
不安定要因となるためである。なお、好ましい巻き取り
温度範囲は５００〜６００℃である。
【００２７】仕上げ熱延終了後の温度履歴によってかか
る効果の得られる理由については必ずしも明らかではな
いが、添加されたインヒビタ−成分のＡ１ＮとＭｎＳ
ｅ、ＭｎＳの複合析出形態が変化するためと考えられ
る。すなわち、図４に模式的に示すように２つの複合析
出物形態があり、これらは互いに析出する温度域、時間
域が異なる。仕上げ熱延終了後速やかに冷却し、Ｉの領
域を避け、ＩＩで示される低温域で析出させたインヒビ
タ−は抑制力が強く良好であるのに対してＩの高温域で
析出したインヒビタ−は抑制力が弱く不安定であるため
と考えられる。従って、仕上げ熱延終了直後の高温滞留
時間を短くすることが良好なインヒビタ−の複合析出形
態を得るために基本的に重要である。
る効果の得られる理由については必ずしも明らかではな
いが、添加されたインヒビタ−成分のＡ１ＮとＭｎＳ
ｅ、ＭｎＳの複合析出形態が変化するためと考えられ
る。すなわち、図４に模式的に示すように２つの複合析
出物形態があり、これらは互いに析出する温度域、時間
域が異なる。仕上げ熱延終了後速やかに冷却し、Ｉの領
域を避け、ＩＩで示される低温域で析出させたインヒビ
タ−は抑制力が強く良好であるのに対してＩの高温域で
析出したインヒビタ−は抑制力が弱く不安定であるため
と考えられる。従って、仕上げ熱延終了直後の高温滞留
時間を短くすることが良好なインヒビタ−の複合析出形
態を得るために基本的に重要である。
【００２８】本発明においては、上述した条件以外の、
熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、中間焼鈍、冷間圧延、脱
炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および仕上げ焼鈍などの各工程
における製造条件はそれぞれ公知の方法にしたがって行
えばよい。
熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、中間焼鈍、冷間圧延、脱
炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および仕上げ焼鈍などの各工程
における製造条件はそれぞれ公知の方法にしたがって行
えばよい。
【００２９】この発明の素材である含珪素鋼としては、
Ａ１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳをインヒビタ−として複合添
加したものに適合する。その成分組成を揚げると次のと
おりである。 Ｃ：０．０１〜０．１０wt％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
０．０１wt％は含有させる必要がある。しかしながら、
０．１０wt％を超えて含有すると脱炭が困難となり、か
えってゴス方位に乱れが生じるので上限は０．１０wt％
とする。なお、好ましいＣ含有量は０．０３〜０．０８
wt％である。
Ａ１ＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳをインヒビタ−として複合添
加したものに適合する。その成分組成を揚げると次のと
おりである。 Ｃ：０．０１〜０．１０wt％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
０．０１wt％は含有させる必要がある。しかしながら、
０．１０wt％を超えて含有すると脱炭が困難となり、か
えってゴス方位に乱れが生じるので上限は０．１０wt％
とする。なお、好ましいＣ含有量は０．０３〜０．０８
wt％である。
【００３０】Ｓｉ：２．５〜４．５wt％ Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損の低減に寄与する。
Si含有量が、２ .５wt％未満では鉄損低減効果が十分で
はなく、また純化と２次再結晶のため行われる高温での
仕上げ焼鈍において、α−γ変態による結晶方位のラン
ダム化が生じ十分な磁気特性が得られない。一方、４．
５wt％を超えると冷間圧延性が損なわれ、製造が困難と
なる。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５〜４．５wt％
とする。なお、好ましくは３．０〜３．５wt％の範囲と
するのがよい。
Si含有量が、２ .５wt％未満では鉄損低減効果が十分で
はなく、また純化と２次再結晶のため行われる高温での
仕上げ焼鈍において、α−γ変態による結晶方位のラン
ダム化が生じ十分な磁気特性が得られない。一方、４．
５wt％を超えると冷間圧延性が損なわれ、製造が困難と
なる。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５〜４．５wt％
とする。なお、好ましくは３．０〜３．５wt％の範囲と
するのがよい。
【００３１】Ｍｎ：０．０２〜０．１２wt％ Ｍｎは、熱間脆性による熱間圧延時の割れを防止するの
に有効な元素であり、その効果は０．０２wt％未満では
得られない。一方、０．１２wt％を超えて添加すると磁
気特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．
０２〜０．１２wt％とする。なお、好ましくは０．０５
〜０．１０wt％の範囲とするのがよい。
に有効な元素であり、その効果は０．０２wt％未満では
得られない。一方、０．１２wt％を超えて添加すると磁
気特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．
０２〜０．１２wt％とする。なお、好ましくは０．０５
〜０．１０wt％の範囲とするのがよい。
【００３２】Ａｌ：０．００５〜０．１０wt％ Ａｌは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する
元素である。Ａｌ含有量が、０．００５wt％未満では抑
制力の確保が十分ではなく、一方、０．１０wt％を超え
るとその効果が損なわれるので、０．００５〜０．１０
wt％とする。なお、好ましい範囲は０．０１〜０．０５
wt％である。
元素である。Ａｌ含有量が、０．００５wt％未満では抑
制力の確保が十分ではなく、一方、０．１０wt％を超え
るとその効果が損なわれるので、０．００５〜０．１０
wt％とする。なお、好ましい範囲は０．０１〜０．０５
wt％である。
【００３３】Ｎ：０．００４〜０．０１５ wt ％ Ｎは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元
素である。Ｎ含有量が、０．００４wt％未満では抑制力
の確保が十分ではなく、一方、０．１５wt％を超えると
その効果が損なわれるので、０．００４〜０．１５wt％
とする。なお、好ましい範囲は０．００６〜０．０１０
wt％である。
素である。Ｎ含有量が、０．００４wt％未満では抑制力
の確保が十分ではなく、一方、０．１５wt％を超えると
その効果が損なわれるので、０．００４〜０．１５wt％
とする。なお、好ましい範囲は０．００６〜０．０１０
wt％である。
【００３４】Ｓｅ：０．００５〜０．０６wt％ Ｓｅは、ＭｎＳｅを形成してインヒビターとして作用す
る有力な元素である。Ｓｅ含有量が、０．００５wt％未
満では抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０６wt
％を超えるとその効果が損なわれる。したがって、単独
添加、複合添加いずれの場合とも０．００５〜０．０６
wt％とする。なお、好ましい範囲は０．０１０〜０．０
３０wt％である。
る有力な元素である。Ｓｅ含有量が、０．００５wt％未
満では抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０６wt
％を超えるとその効果が損なわれる。したがって、単独
添加、複合添加いずれの場合とも０．００５〜０．０６
wt％とする。なお、好ましい範囲は０．０１０〜０．０
３０wt％である。
【００３５】Ｓ：０．００５〜０．０６wt％ Ｓは、ＭｎＳを形成してインヒビターとして作用する有
力な元素である。Ｓ含有量が、０．００５wt％未満では
抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０６wt％を超
えるとその効果が損なわれるので、単独添加、複合添加
いずれの場合とも０．００５〜０．０６wt％とする。な
お、好ましい範囲は０．０１５〜０．０３５wt％であ
る。
力な元素である。Ｓ含有量が、０．００５wt％未満では
抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０６wt％を超
えるとその効果が損なわれるので、単独添加、複合添加
いずれの場合とも０．００５〜０．０６wt％とする。な
お、好ましい範囲は０．０１５〜０．０３５wt％であ
る。
【００３６】なお、本発明においては、インヒビター成
分として上記したＳ、Ｓｅ、Ａｌのほかに、Ｃｕ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｍｏ、ＴｅおよびＢｉ等も有利に作用するの
でそれぞれ前記成分に併せて含有させることもできる。
これらの成分の好適添加範囲はそれぞれ、Ｃｕ、Ｓｎ：
０．０１〜０．１５％、Ｓｂ、Ｍｏ、Ｔｅ、Ｂｉ：０．
００５〜０．１wt％である。また、これらの各インヒビ
ター成分についても、単独使用および複合使用のいずれ
もが可能である。
分として上記したＳ、Ｓｅ、Ａｌのほかに、Ｃｕ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｍｏ、ＴｅおよびＢｉ等も有利に作用するの
でそれぞれ前記成分に併せて含有させることもできる。
これらの成分の好適添加範囲はそれぞれ、Ｃｕ、Ｓｎ：
０．０１〜０．１５％、Ｓｂ、Ｍｏ、Ｔｅ、Ｂｉ：０．
００５〜０．１wt％である。また、これらの各インヒビ
ター成分についても、単独使用および複合使用のいずれ
もが可能である。
【００３７】
【実施例】表７に示す化学組成を有し、残部は実質的に
Ｆｅよりなる厚み２００ｍｍ、幅１０００ｍｍのけい素
鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて加熱し、誘導
式加熱炉にて１４３０℃までかねつしインヒビター成分
を溶体化し、熱間粗圧延した後、圧延終了温度１０５０
℃の熱間仕上げ圧延を行い２．３ｍｍ厚とした後、図５
に示す各温度履歴で制御冷却し、５５０℃で巻き取っ
た。この熱延板に、熱延板焼鈍、酸洗を施した後、中間
板厚までの冷間圧延、中間焼鈍を経たのち、最終板厚
（０．２３ｍｍ）まで冷間圧延した。次いで、得られた
冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、２分の脱炭焼鈍
を施し、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離材を塗布し、
水素雰囲気中で１２００℃、１０時間の最終仕上げ焼鈍
を施し成品とした。かくして得られた成品について、磁
気特性を測定した。その結果を、表８に示す。
Ｆｅよりなる厚み２００ｍｍ、幅１０００ｍｍのけい素
鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて加熱し、誘導
式加熱炉にて１４３０℃までかねつしインヒビター成分
を溶体化し、熱間粗圧延した後、圧延終了温度１０５０
℃の熱間仕上げ圧延を行い２．３ｍｍ厚とした後、図５
に示す各温度履歴で制御冷却し、５５０℃で巻き取っ
た。この熱延板に、熱延板焼鈍、酸洗を施した後、中間
板厚までの冷間圧延、中間焼鈍を経たのち、最終板厚
（０．２３ｍｍ）まで冷間圧延した。次いで、得られた
冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、２分の脱炭焼鈍
を施し、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離材を塗布し、
水素雰囲気中で１２００℃、１０時間の最終仕上げ焼鈍
を施し成品とした。かくして得られた成品について、磁
気特性を測定した。その結果を、表８に示す。
【００３８】
【表７】
【００３９】
【表８】
【００４０】表８から、本発明の方法によれば、いずれ
も高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を示すことが
わかる。これに対し、本発明の範囲を外れた比較例で
は、磁気特性も劣っていることがわかる。
も高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を示すことが
わかる。これに対し、本発明の範囲を外れた比較例で
は、磁気特性も劣っていることがわかる。
【００４１】
【発明の効果】上述したように、本発明方法によれば、
インヒビタ−としてＡ１ＮとＭｎＳｅ，ＭｎＳを複合し
て用いる一方向性電磁鋼板の製造において、従来の方法
が抱えていた問題点が解消され、磁気特性の優れた一方
向性珪素鋼板の製造が可能となる。さらに、本発明方法
によれば、インヒビタ−としてＡ１ＮとＭｎＳｅ，Ｍｎ
Ｓを複合して用いる一方向性電磁鋼板の製造において、
磁気特性の向上に有効に寄与する二次再結晶組織の発達
を促し、もって高磁束密度かつ低鉄損の特性を有する磁
気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造が可能となる。
インヒビタ−としてＡ１ＮとＭｎＳｅ，ＭｎＳを複合し
て用いる一方向性電磁鋼板の製造において、従来の方法
が抱えていた問題点が解消され、磁気特性の優れた一方
向性珪素鋼板の製造が可能となる。さらに、本発明方法
によれば、インヒビタ−としてＡ１ＮとＭｎＳｅ，Ｍｎ
Ｓを複合して用いる一方向性電磁鋼板の製造において、
磁気特性の向上に有効に寄与する二次再結晶組織の発達
を促し、もって高磁束密度かつ低鉄損の特性を有する磁
気特性に優れる一方向性珪素鋼板の製造が可能となる。
【図１】実験１における熱間圧延の仕上げ圧延終了後の
冷却履歴を示すグラフである。
冷却履歴を示すグラフである。
【図２】実験２における熱間圧延の仕上げ圧延終了後の
冷却履歴を示すグラフである。
冷却履歴を示すグラフである。
【図３】実験３における熱間圧延の仕上げ圧延終了後の
冷却履歴を示すグラフである。
冷却履歴を示すグラフである。
【図４】インヒビタ−の複合析出と温度、時間とのとの
関係を示す模式図である。
関係を示す模式図である。
【図５】実施例における熱間圧延の仕上げ圧延終了後の
冷却履歴を示すグラフである。
冷却履歴を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤田 明男 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 鉄鋼開発・生産本部 鉄 鋼研究所内 (56)参考文献 特開 平２−274811（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−295442（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/60 H01F 1/16
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：2.5 〜4.5 wt％、 Mn：0.02〜0.12wt％、 Al：0.005 〜0.10wt％、 Ｎ：0.004 〜0.015wt ％を含み、かつ Se：0.005 〜0.06wt％およびＳ：0.005 〜0.06wt％ のうちから選ばれる１種または２種を含有するけい素鋼
スラブを１２８０℃以上の温度に加熱してから、熱間圧
延し、次いで熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間
焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、その後脱炭焼
鈍および仕上げ焼鈍を行う工程を経て一方向性けい素鋼
板を製造するに当たり、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了
温度を９００〜１１００℃の範囲とし、かつ前記仕上げ
圧延終了後巻き取りまでの冷却を下記式; ２≦ｔ≦６において、Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７
００）×ｔ／６ ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ圧
延終了温度（℃）、ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了から
の経過時間（秒） の関係を満足するように処理し、７００℃以下で巻き取
ることを特徴とするに磁気特性に優れる一方向性珪素鋼
板の製造方法。
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