(57)【要約】      （修正有）【課題】一方向性電磁鋼板の磁気特性の高位安定化を図る。【解決手段】質量でC:0.020〜0.075%、Si:2.5〜4.5%、酸可溶性Al:0.010〜0.060%、N:0.0030〜0.0130%、S+0.405  Se:0.014%以下、Mn:0.05〜0.8%を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを1280℃未満で加熱した後熱延し、熱延板焼鈍を行うか又は行なわず、次いで冷延最終圧下率80%以上の１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施し、かつ熱延後から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方法において、熱延板中心層の再結晶率を30%以下とする。また仕上熱延終了温度を750〜950℃とし、最終3パスの累積圧下率を40%以上とし、最終パスにおける最高通板速度を600〜1300mpmとする。【選択図】図２ａ
2011219793.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でC:0.020〜0.075%、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及び不可避不純物からなるスラブを1280℃未満の温度で加熱した後熱延を行い、引き続き熱延板焼鈍を行うか又は行なわずに、次いで冷延圧下率80%以上の最終冷延を含み、１回の冷延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施し、かつ熱延後から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、一方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延板中心層における再結晶率を30%以下とすることを特徴とする、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板用熱延板。
【請求項２】
熱延終了温度を750〜950℃とし、最終3パスの累積圧下率を40%以上とし、最終パスにおける仕上熱延最高通板速度を600〜1300mpmとすることを特徴とする、請求項1記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
【請求項３】
熱間圧延の次工程である熱延板焼鈍における加熱速度が5℃/s以上であることを特徴とする、請求項1又は2記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、トランスや電気機器類など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。
【背景技術】
【０００２】
一方向性電磁鋼板は、トランスその他電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特性、鉄損特性などの磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を示す数値としては磁場の強さ800A/mにおける磁束密度B8、鉄損特性を示す数値としては交流周波数50Hzで1.7Tまで磁化した際の1kgあたりの鉄損W17/50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、一般的には磁束密度が高いほど鉄損特性が良好になる。一方向性電磁鋼板において、最終仕上焼鈍工程で二次再結晶を発現させ、鋼板面に｛110｝、圧延方向に〈001〉を持った、いわゆるゴス方位組織を発達させることによって磁束密度が高まるため、磁化容易方向である〈001〉を圧延方向に高度に揃えることが良好な磁気特性を得るためには肝要となる。なお、磁束密度を高くすると二次再結晶粒径が大きくなり、鉄損特性不良となる場合がある。これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒径に拘らず、鉄損特性を改善することができる。
【０００３】
元来、低温スラブ加熱による一方向性電磁鋼板の製造法は、高温スラブ加熱による一方向性電磁鋼板の製造法における、一方向性電磁鋼板専用の高温スラブ加熱炉設備を必要とすること及び加熱炉のエネルギー原単位の高さによる製造コスト高、溶融スケール量増大によるノロ掻き出しなど操業上の問題の解消を目的として開発されたが、スラブ加熱温度の低温化にあたり、熱延温度低下などの熱延工程における変更点が生じるにも拘らず、これまでのところ熱延方法を組み込んだ低温スラブ加熱の一貫製造方法の検討は十分になされていなかった。従来の高温スラブ加熱における熱延の主な役割は、(1)再結晶による粗大再結晶粒の分断、(2)MnS、AlN等の微細析出または析出抑制、(3)せん断変形による表層域｛110｝<001>方位粒形成の3点であったが、低温スラブ加熱においては、(1)は高温のスラブ加熱温度に起因したスラブ結晶粒粗大化は生じないために考慮する必要はなく、(2)については脱炭焼鈍後の金属組織を適切に制御することで解決されてきた（例えば、特許文献１参照）。そこで本発明者らは(3)における改善を目的とすることで、従来の低温スラブ加熱を前提とした一方向性電磁鋼板製造法において、更に極限まで適切なものとする熱延方法を検討した。
これまで高温スラブ加熱を前提とした熱延に関しては、熱延を低温で行い、再結晶進行を抑制し、せん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こと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（特許文献２及び３）。これらの方法において、低温スラブ加熱を前提とし、かつ80%以上の強圧下冷延での製造は検討されていない。
【０００４】
また、質量0.02%以下の炭素を含有する方向性電磁鋼板の熱延において、熱延板に歪を蓄積させる低温大圧下熱延を行い、引き続く熱延焼鈍板での再結晶を抑制することにより、極低炭素鋼特有の粗大結晶粒を分断する方法が提案されている（特許文献４）。しかしこの方法において、良好な磁気特性は安定して得られていない。
【０００５】
また、低温スラブ加熱及び80%以上の強圧下冷延を前提とした熱延に関しては、低温熱延かつ最終3パスの累積圧下率を40%以上とすることによって、磁気特性を向上させる方法が提案されている（特許文献５）。しかしこの方法においては製品磁気特性のバラつきが大きく、安定した良好な磁気特性を得ることが難しい。そこで本発明者らは、低温スラブ加熱を前提とした一方向性電磁鋼板製造法において、更に極限まで適切なものとする熱延方法を検討した。具体的には仕上熱延時の再結晶現象に着目し、熱延板の金属組織を高度に制御する方法を発明し、磁区制御と同等の効果が得られる二次再結晶小径化によって製品磁気特性を良好かつ安定なものとし、更に製品磁気特性バラつきを低減させることに成功した。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平２−１８２８６６号公報
【特許文献２】特開昭５７−１４５９３１号公報
【特許文献３】特開昭５７−１２０６１７号公報
【特許文献４】特開昭５７−１１４６１４号公報
【特許文献５】特開平０２−２７４８１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
低温スラブ加熱を前提とした一方向性電磁鋼板製造法において、仕上熱延時の再結晶現象に着目し、熱延板の金属組織を高度に制御する方法を発明し、製品磁気特性を良好かつ安定なものとし、更に製品磁気特性バラつきを低減させることを目的とした。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記目的を達成するために本発明は、質量%でC:0.020〜0.075%、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及び不可避不純物からなるスラブを1280℃未満の温度で加熱した後熱延を行い、引き続き熱延板焼鈍を行うか又は行なわず、次いで冷延圧下率80%以上の最終冷延を含み、１回の冷延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施し、かつ熱延後から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、一方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延板中心層における再結晶率を30%以下とすることを特徴とする。熱延終了温度を750〜950℃とし、最終3パスの累積圧下率を40%以上とし、最終パスにおける仕上熱延最高通板速度を600〜1300mpmとすることによって、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板用熱延板が得られる。また、熱間圧延の次工程である熱延板焼鈍における加熱速度を5℃/s以上とすることにより、なお一層磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板が得られる。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、一方向性電磁鋼板の製品磁気特性を良好かつ安定に製造することができ、更に製品磁気特性バラつきを低減させることができるので、その工業的効果は甚大である。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１ａ】熱延仕上温度と製品板の磁束密度B8との関係を示す。
【図１ｂ】熱延の最終3パスの累積圧下率と製品板の磁束密度B8との関係を示す。
【図１ｃ】最終パス中の仕上熱延最高通板速度と製品板の磁束密度B8との関係を示す。
【図２ａ】熱延板中心層の再結晶率と製品板の磁束密度B8との関係を示す。
【図２ｂ】熱延板中心層の再結晶率と製品板の磁束密度のばらつきΔB8との関係を示す。
【図３ａ】熱延板焼鈍の昇温速度と磁束密度B8との関係を示す。
【図３ｂ】熱延板焼鈍の昇温速度と磁束密度のバラつきΔB8との関係を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、仕上熱延時における再結晶現象に着目し、種々の観点から広範囲に渡って以下の実験を行なった所、この現象と磁気特性が密接に関係していることを発見した。
【００１２】
質量%でC:0.060%、Si:3.2%、酸可溶性Al:0.029%、N:0.0090%、S:0.008%、Mn:0.14%を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなるスラブを1200℃に加熱し、6パスで2.3mm厚に熱延し、約1秒後に水冷し、550℃まで冷却した後、550℃に1時間保持した。この時、熱延条件について熱延終了温度を750〜950℃、最終3パスの累積圧下率を40%以上、最終パスにおける仕上熱延最高通板速度を600〜1300mpmと変更させた。次いでこの熱延板に1100℃で2分保持して急冷する熱延板焼鈍を施した。この時、熱延板焼鈍の昇温速度を2〜100℃/sまで変更した。引き続き約88%の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.23mmの冷延板とし、850℃での脱炭焼鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離材を塗布して仕上焼鈍を行った。ここで、熱延板中心層における再結晶率は、走査型電子顕微鏡(SEM:Scanning  Electron  Microscope)に付加した結晶方位解析装置(EBSP:Electron  Back  Scattering  Diffraction  Pattern)を用いた解析画像から、ポイントカウント法により低歪粒の面積率を測定した。励磁特性を示す数値として、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度B8、鉄損特性を示す数値として、交流周波数50Hzで1.7Tまで磁化した際の1kgあたりの鉄損W17/50を使用している。これらの数値には、単板試験法で測定したn=10の平均値を使用し、磁気特性バラつきΔB8及びΔW17/50に関しては、どの程度ばらついているのかを示す数値として、単板試験法で測定したn=10における最大値と最小値の差を使用している。以下実験例でも同様である。
【００１３】
図１ａ〜１ｃに、熱延終了温度、熱延の最終3パスの累積圧下率及び最終パス中の仕上熱延最高通板速度の異なる熱延条件における、製品板の磁束密度B8との関係をそれぞれ示した。この時の熱延板昇温速度は6℃/sとした。図１ａから明らかなように、熱延終了温度750〜950℃の場合において、B8ave≧1.910T、ΔB8=0.04Tの良好な磁気特性が得られた。同様にして図１ｂより最終3パス累積圧下率40%以上の場合、図１ｃより最終パス中の仕上熱延最高通板速度600〜1300mpmの場合において、B8ave≧1.910T、ΔB8=0.04Tの良好な磁気特性が得られた。
【００１４】
図２ａ、２ｂに、熱延終了温度750〜950℃、最終3パス累積圧下率40%以上、最終パス中の仕上熱延最高通板速度600〜1300mpmの熱延条件における、熱延板中心層の再結晶率と製品板の磁束密度B8及びΔB8との関係をそれぞれ示した。図２ａ及び２ｂから明らかなように、熱延板中心層における再結晶率が30%以下で良好な磁気特性が得られており、最も良好なもので再結晶率5%においてB8が1.919T、磁束密度バラつきΔB8が0.04Tとの結果となった。
【００１５】
以上のように、本発明は、一方向性電磁鋼板の高磁束密度を得つつ、かつ磁束密度のばらつきを抑えるためには、熱延板中心層の再結晶率を30%以下とすればよいことを見出したものである。また、そのための製造方法として、熱延終了温度を750〜950℃とし、最終3パスの累積圧下率を40%以上とし、最終パスにおける仕上熱延最高通板速度を600〜1300mpmとすることを見出したものである。
【００１６】
図３ａ、３ｂは、図２ａ、２ｂにおいて特に良好な磁気特性が見られた、熱延終了温度750〜950℃、最終3パス累積圧下率40%以上、最終パスにおける最高通板速度600mpm以上の熱延条件における、熱延板焼鈍の昇温速度と磁束密度B8及び磁束密度のバラつきΔB8との関係をそれぞれ示したグラフである。図３ａ及び図３ｂから明らかなように、熱延板焼鈍の昇温速度が5℃/s以上の場合にB8≧1.92Tの高い磁束密度が得られ、特に磁束密度バラつきΔB8≦0.03Tが得られている。
【００１７】
したがって、本発明の一方向性電磁鋼板の製造方法としては、熱延板焼鈍の昇温速度が5℃/s以上とすることが好ましい。
【００１８】
熱延終了温度、最終3パスの累積圧下率、最終パス最高通板速度及び熱延板焼鈍における加熱速度と製品磁気特性及びそのバラつきとの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。
【００１９】
従来から、二次再結晶における｛110｝<001>方位粒の一部は、仕上熱延時表面層でのせん断変形で形成されると考えられている。本発明では熱延終了温度の低温化、最終3パスの高累積圧下及び最終パス最高通板速度高速化により、熱延板全板厚に渡って組織の加工が促進され、かつ回復・再結晶が抑制された。このことは表1から明らかなように、本発明の条件を満たす場合、熱延板中心層における再結晶率が極めて低いことからも自明である。｛110｝<001>方位粒もこれに例外なく、表面層のせん断変形によって形成された｛110｝<001>方位粒の回復及び再結晶が抑制され、熱延板で形成された｛110｝<001>方位粒の量的関係は、引き続く熱延板焼鈍及び脱炭板においても継承された。脱炭板における｛110｝<001>方位粒が増加した結果、｛110｝<001>方位粒の二次再結晶粒径を小径化に有効となった。
【００２０】
また熱延に引き続く熱延板焼鈍における昇温速度を早めることにより、｛110｝<001>方位粒の回復及び再結晶がさらに促進され、結果的に尖鋭な｛110｝<001>方位粒が増加した。これにより良好かつ安定した、更にバラつきの低い磁気特性を得ることが可能となったと考えられる。
【００２１】
次に本発明における実施形態について、詳細に説明する。まず製造方法、次いで各工程の限定理由を説明する。
【００２２】
この製造方法では、質量%でC:0.020〜0.075%、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及び不可避不純物からなるスラブを1280℃未満の温度で加熱する。
【００２３】
スラブ組成が上記のように選定されるのは、次の理由による。Cは0.021質量%(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≧1.80Tが得がたいため0.020%以上とした。一方、Cが多すぎると脱炭焼鈍時間が長くなり、経済的ではないため0.075%以下とした。
Siは2.5%未満では素材の固有抵抗値が低すぎ、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。一方、4.5%を超えると冷延時の割れが著しくなるので、4.5%未満とした。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となるため0.060%以下とした。
Nは通常の製鋼作業において0.0030%未満と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%以上とした。一方、0.0130%を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の膨れが発生するため0.0130%以下とした。S及びSeはMnS及びMnSeとして鋼中に存在しても製造工程の条件を適正に変更することによって磁気特性を良好にすることが可能である。一方、(S+0.405  Se)が0.014%を超える場合、製造条件をいかに変更しても二次再結晶不良が発生する可能性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好ましくない。
Mnは0.05%未満では、SまたはSeを粗大化できず鉄損を劣化させる原因となるため、0.05%以上とした。一方、Mnが0.8%を超えると製品の飽和磁束密度を低下させ、B8が劣化するため0.8%以下とした。必要に応じて、P、Cr、Sn、Cu、Sb、Bi、Te、Ni、B等を添加させることは一向に構わない。
【００２４】
一方、スラブ加熱温度は、普通鋼同等のスラブ加熱温度とすることでコストダウンを図る目的から1280℃未満と限定した。好ましくは1200℃以下である。
【００２５】
上述の様に加熱されたスラブに対して、熱延が行われる。次に熱延条件の限定理由について述べる。通常熱延工程は100〜400mm厚のスラブを加熱後、複数回のパスを経る粗圧延及び仕上圧延からなる。本発明の特徴は、粗圧延の方法については特に限定するものではなく、引き続く仕上圧延にある。通常仕上圧延は、4〜10パスの高速連続圧延で行われ、その圧下配分は前段において高く、後段では形状を良好なものとするため低くしている。圧延速度については100〜1000mpm、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。本発明で限定しているのは、熱延終了温度と最終3パスにおける累積圧下率、最終パスにおける圧下率及び通板速度である。
【００２６】
熱延終了温度を750〜950℃としたのは、図１ａから明らかなようにこの範囲でB8≧1.91T、ΔB8=0.04Tの良好な磁束密度を持つ製品が得られるためである。熱延終了温度は、750℃未満では熱延板の良好な形状を得ることが困難となり、製品歩留まりを低下させる原因となるために750℃以上とした。一方、950℃超では熱延板の回復や再結晶が促進され、｛110｝<001>方位粒頻度を減少させるため950℃以下とした。好ましくは800〜900℃である。
【００２７】
最終3パスの累積圧下率を40%以上としたのは、図１ｂから明らかなように、この範囲でB8≧1.91T、ΔB8=0.04Tの良好な磁束密度を持つ製品が得られるためである。最終3パスの累積圧下率は、前段圧下で加えられた歪の影響が残存する可能性が低いために特に限定せず、最終3パスのみを重視した。また最終3パスの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%以上の累積圧下率を加えることは困難である。加えて、最終パス圧下率を20%以上であると好ましい。加工歪導入が著しく影響を与える最終パス圧下率は、歪が大きいほど、その加工は熱延後も残存する。最終パス圧下率の上限は特に限定するものではないが、工業的には90%以上の圧下を加えることは困難である。
【００２８】
最終パス中の最高通板速度を600~1300mpmとしたのは、図１ｃから明らかなように、この範囲でB8≧1.91T、ΔB8=0.04Tの一層良好な磁束密度を持つ製品が得られるためである。通板速度の下限は特に限定するものではないが、加工歪導入が促進される通板速度600mpm以上が好ましい。通板速度の上限は特に限定するものではないが、1300mpm超では熱延板の良好な形状を得ることが困難となり、製品歩留まりを低下させる原因となるために1300mpm以下とした。
【００２９】
熱延板中心層における再結晶率を30%以下としたのは、図２ａから明らかなように、この範囲でB8≧1.91T、ΔB8=0.04Tの良好な磁束密度を持つ製品が得られるためである。｛110｝<001>方位粒の回復や再結晶が促進され、後工程である脱炭板の｛110｝<001>方位粒が増加し、二次再結晶粒径小径化に有効となった結果、二次再結晶後に良好な磁気特性が得られたためである。熱延板中心層における再結晶率の下限は特に限定するものではないが、再結晶率は少ない方が好ましい。
【００３０】
仕上熱延最終パス後0.1〜100秒程度空冷された後水冷され、300〜700℃の温度で巻き取られた後徐冷される。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、熱延終了後直ちに急冷を行なうことは回復や再結晶を抑制する上で好ましい。
【００３１】
熱延に引き続き、熱延板焼鈍を行う。次に熱延板焼鈍条件の限定理由について述べる。熱延板焼鈍における加熱速度を5℃/s以上としたのは、図２ａ、２ｂから明らかなように、本発明の条件を満たす熱延条件の場合、上記範囲でB8≧1.92Tの一層良好な磁束密度、及びΔB8≦0.03Tと非常に製品磁気特性バラつきを抑えた特徴を持つ製品が得られるためである。加熱速度が5℃/s未満では、｛110｝<001>方位粒の回復や再結晶が促進されるため5℃/s以上とした。一方、加熱速度の上限は特に限定するものではないが、工業的に1000℃/sでの加熱を加えることは困難である。
【００３２】
通常、熱延板焼鈍後0.1〜100秒程度空冷された後水冷され、300〜700℃の温度で巻き取られた後徐冷される。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、熱延板焼鈍終了後直ちに急冷を行なうことは回復や再結晶を抑制する上で好ましい。
【００３３】
熱延板焼鈍後、次いで圧下率80%以上の最終冷延を含み、１回の冷延又は中間焼鈍を挟む２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、次工程で得られる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マトリクス方位粒を適正量得ることができ、磁束密度を高めるために好ましいためである。
【００３４】
冷延後は、通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離材塗布、仕上焼鈍を施されて最終製品となる。一般的に仕上焼鈍後の二次再結晶平均粒径は小さい方が、良好な磁束密度を持つ製品が得られる。一方、二次再結晶粒径が大きすぎると鉄損特性不良となる場合があり、この対処には磁区制御を行なう必要が生じ、更に工程が長くなる原因となるため好ましくない。
【００３５】
以下、実施例を用いて、本発明の実施可能性及び効果について更に説明する。なお、実施例に用いた条件はその確認のために用いた一条件例であり、本発明はこの条件例に限定されるものではない。
【実施例】
【００３６】
(実施例1)
質量%でC:0.061%、Si:3.4%、酸可溶性Al:0.029%、N:0.0092%、S:0.007%、Mn:0.14%、Sn:0.12%を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなるスラブを1200℃に加熱し、熱延終了温度700〜1000℃、最終3パスの累積圧下率が30〜50%、かつ最終パスにおける最高通板速度400〜1300mpmの熱延条件で、6パスで2.3mm厚に熱延し、約1秒後に水冷し、550℃まで冷却した。次いでこの熱延板に1100℃で2分保持して急冷する熱延板焼鈍を施し、引き続き約88%の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.23mmの冷延板とした。その後850℃での脱炭焼鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離材を塗布して仕上焼鈍を行った。また、評価としては、各測定をn=10の試験片について行い、熱延板中心層の再結晶率:A≦30%、平均B8:B8ave≧1.90T、平均W17/50:W17/50ave≦0.85W/kg、B8バラつき:ΔB8≦0.05T、W17/50バラつき:ΔW17/50≦0.10 W/kgのものを良好と判定した。
【００３７】
結果を表1に示す。良好の判定を満たすものは、熱延終了温度750〜950℃、最終3パスの累積圧下率が40%以上、かつ最終パスにおける最高通板速度600〜1300mpmの場合であった。
【００３８】
【表１】
2011219793.tif 000003
【００３９】
(実施例2)
質量%でC:0.060%、Si:3.3%、酸可溶性Al:0.029%、N:0.0093%、S:0.008%、Mn:0.12%、P:0.03%を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなるスラブを1200℃に加熱し、熱延終了温度750〜950℃、最終3パスの累積圧下率が40〜50%以上、かつ最終パスにおける最高通板速度600〜1300mpm の条件において、6パスで2.3mm厚に熱延を施した。その後約1秒後に水冷し、550℃まで冷却した。次いでこの熱延板に、昇温速度3〜100℃/sの範囲において、1100℃で2分保持して急冷する熱延板焼鈍を施した。引き続き約88%の最終強圧下圧延を行って最終板厚0.23mmの冷延板とし、850℃で脱炭焼鈍を行い、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離材を塗布して仕上焼鈍を行った。ここで評価としては、実施例1と同様にしてn=10の試験片についての測定を行った結果、全てB8ave≧1.91T、W17/50ave≦0.85W/kgと良好であったが、この中でも特に、熱延板焼鈍における昇温速度が5℃/s以上の範囲の場合は、B8ave≧1.92T、W17/50ave≦0.80W/kg、ΔB8≦0.03T、ΔW17/50≦0.07W/kgとなり、極めて良好であった。
【００４０】
結果を表2に示す。特に昇温速度が20℃/s以上では、B8ave≧1.94T、ΔB8≦0.02Tと極めて良好であった。
【００４１】
【表２】
2011219793.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００４２】
本発明によれば、一方向性電磁鋼板の製品磁気特性を良好かつ安定に製造することができ、更に製品磁気特性バラつきを低減させることができるので、産業上の利用可能性は甚大である。
【図１ａ】
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【図１ｂ】
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【図１ｃ】
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【図２ａ】
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【図２ｂ】
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【図３ａ】
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【図３ｂ】
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